17CrNiMo6齿轮钢的组织均匀化

王 杰， 党淑娥， 范子靖， 郭 伦， 朱雪彤

(1. 太原科技大学 材料科学与工程学院， 山西 太原 030024；2. 重庆长征重工有限责任公司， 重庆 400083)

17CrNiMo6钢是德国开发的Cr-Ni-Mo系齿轮钢[1]，因含有Cr、Ni、Mo、Mn等多种合金元素共同作用，使其具有高强度、高韧性和高淬透性等优点，而广泛应用于运输、农业、采矿、起重、风电等行业[2]；但是另一方面，又因为17CrNiMo6钢合金元素含量比较高，冷却结晶时极易产生微观偏析，而后经过锻轧形成带状组织，即贫碳的先共析铁素体和富碳的珠光体(或贝氏体、马氏体)呈层状分布、相互交替的一种组织形态[3]。在锻后及最终热处理冷却过程中，由于带状组织的成分偏析，引起层状微观区域相变点的不同，使得贫碳区和富碳区的γ→α转变不能同时发生，又由于γ和α比容差异，造成相变过程中组织的不协调性，引起应力集中，轻则引起变形，重则出现裂纹；同时带状组织缺陷不仅会使齿轮钢产生各向异性，而且割裂了钢的基体连续性，严重影响其加工性能及使用性能。为此，对17CrNiMo6齿轮用钢带状组织均匀化行为及控制工艺的研究具有非常重要的意义。

目前的研究表明，合金元素的微观偏析是形成带状组织的根本原因，且消除带状组织的工艺有很多，比如均匀化退火、等温正火等工艺，但是关于锻态17CrNiMo6齿轮钢带状组织形成原因和均匀化程度的研究却鲜有报道。因此，本文通过研究锻态17CrNiMo6齿轮钢二次带状组织形成原因及均匀化工艺对带状组织与元素分布的影响，并从理论和试验对均匀化结果进行定量分析，为17CrNiMo6钢的均匀化工艺制定提供参考。

1 试验材料与方法

17CrNiMo6锻态齿轮钢的化学成分见表1，临界温度Ac3、Ac1、Bs和Ms分别为823、735、548和390 ℃。

首先，在17CrNiMo6钢齿轮的不同部位进行取样，使用4%的硝酸酒精溶液腐蚀后用Zeiss光学显微镜观察，发现其锻态组织由铁素体+珠光体+少量贝氏体组成，且不同部位均存在不同程度的带状组织偏析(见图1)。R/2处试样的带状组织偏析程度最高(见图1(a))，图1(c)表层试样的带状程度次之。为研究该材料带状组织均匀化行为及其机理，选取带状偏析程度最高的部位切取尺寸为20 mm×20 mm×25 mm的试样，使用KF1400箱式电阻炉进行不同加热温度和不同保温时间的热处理工艺试验，具体试验方案：加热温度分别为 1000、1050、1100、1150、1200和1250 ℃，保温时间均为 11 h；为了研究不同保温时间对带状组织偏析程度和元素均匀化的影响，增加了1100 ℃×9 h、1250 ℃×2 h、1250 ℃×3 h和1250 ℃×4 h的试验方案，冷却方式均为随炉冷却。

表1 17CrNiMo6钢的化学成分(质量分数，%)

图1 17CrNiMo6钢齿轮不同部位的锻态显微组织(a,b)R/2;(c,d)表层Fig.1 Forged microstructure of different parts of the 17CrNiMo6 steel gear(a,b) R/2; (c,d) surface layer

2 试验结果

2.1 加热温度对带状组织的影响

图2为锻态17CrNiMo6齿轮钢试样加热至不同温度保温11 h随炉冷却后的显微组织。由图2可以看出，热处理后的组织已由锻态的铁素体+珠光体+少量贝氏体(见图1)变为铁素体+贝氏体，且先共析铁素体的形态与锻态相比也发生了一定的变化，即由不规则多边形向网状过渡(仿晶界铁素体，GBA)，铁素体的数量随着加热温度的升高而减少。图2(a)为加热温度1000 ℃时的组织，与锻态组织相比，均匀性有所改善，但依稀存在带状偏析；图2(c)为加热温度为1100 ℃的组织，带状偏析明显改善，但晶粒尺寸有所增大；继续提高加热温度至1100 ℃以上时，随着加热温度的升高，带状偏析明显得到消除，但晶粒尺寸显著增大，见图2(d～f)；当加热温度升高到1250 ℃时(见图2(f))，晶粒尺寸异常长大，但仿晶界铁素体含量增多，出现了部分晶内铁素体。

图2 不同加热温度保温11 h后17CrNiMo6钢的显微组织Fig.2 Microstructure of the 17CrNiMo6 steel heated at different temperatures for 11 h(a) 1000 ℃; (b) 1050 ℃; (c) 1100 ℃; (d) 1150 ℃; (e) 1200 ℃; (f) 1250 ℃

2.2 保温时间对带状组织的影响

图3(a，b)分别为锻态17CrNiMo6齿轮钢试样加热至1100 ℃分别保温9和11 h随炉冷却后的显微组织。可以看出，保温9 h(见3(a))的试样组织仍然可以看到明显的带状偏析，而保温11 h(见图3(b))的试样带状偏析有所减少，先共析铁素体的形态也由块状变成网状，晶粒尺寸略有增大。

图3 不同热处理工艺下17CrNiMo6钢的显微组织Fig.3 Microstructure of the 17CrNiMo6 steel under different heat treatment processes(a) 1100 ℃×9 h; (b) 1100 ℃×11 h; (c) 1250 ℃×2 h; (d) 1250 ℃×3 h; (e) 1250 ℃×4 h

图3(c～e)分别为锻态17CrNiMo6齿轮钢试样加热至1250 ℃分别保温2、3和4 h随炉冷却后的显微组织。可以看出，带状偏析已消除，但晶粒尺寸异常长大，且大小极不均匀，同时，保温时间为2 h(见图3(c))时先共析铁素体沿着晶界呈不连续网状析出，保温时间为4 h(见图3(e))时的先共析铁素体沿着晶界呈连续网状析出，且铁素体网的厚度较大。

2.3 EDS分析结果

采用JSM-6510扫描电镜和OXFORD能谱仪对不同热处理工艺下17CrNiMo6齿轮钢试样进行能谱分析，测定C、Cr、Mn、Ni、P、S和Mo元素的分布情况。将扫描数据整理并导入Origin软件，得到K值和δ值，K为偏析系数，在铸态试样中，K为枝晶间和枝晶干溶质平均浓度的比值，本文中的K代表各元素在贝氏体中平均浓度和在铁素体中平均浓度的比值，K值越接近1，表示在不同组织中元素分布越均匀；δ为标准差，反映一个数据集的离散程度，数值越小，说明离散程度越低。

图4为锻态试样带状区域的能谱分析结果，由图4(a)面扫描结果可以看到，Mn、Mo元素超标，远高于标准范围的最大值，二者质量分数分别为0.7%和0.5%，其中Mn含量超出其标准范围中值的40%，Mo含量超出其标准范围中值的67%，Cr含量为1.8%。由图4(b)线扫描结果可知，C、Cr、Mn、Ni、P、S和Mo的K值分别为1.34、1.07、1.08、1.12、1.13、1.09和1.10，各元素在不同组织中的分布都是不均匀的，尤其是C元素在铁素体带和珠光体+贝氏体带间的变化最大，在同一组织中的波动幅度也较大。总体来看，铁素体带为贫溶质区，珠光体+贝氏体带为富溶质区；其他带状区域的扫描结果也有基本相同的情况。

图4 锻态17CrNiMo6齿轮钢的能谱结果(a)面扫描; (b)线扫描Fig.4 EDS results of the forged 17CrNiMo6 gear steel(a) area scanning; (b) line scanning

图5为锻态17CrNiMo6齿轮钢试样加热至不同温度保温11 h后随炉冷却的K值及δ值。由图5可以看出，C元素的均匀化效果最明显，在1100 ℃以上热处理时，在不同组织中各元素逐渐趋于均匀，在加热温度为1200～1250 ℃时，各元素的K值均接近1，表明此时元素分布已均匀，且离散程度较低。

图5 在不同加热温度保温11 h后17CrNiMo6齿轮钢的K值(a)及δ值(b)Fig.5 K values(a) and δ values(b) of the 17CrNiMo6 gear steel heated at different temperatures for 11 h

图6为锻态17CrNiMo6齿轮钢试样加热至1250 ℃分别保温2、3和4 h后随炉冷却的K值及δ值。由图6可以看出，C元素的均匀化速率最大，当加热温度为1250 ℃时，随着保温时间的延长，当保温时间为4 h时，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的K值分别为1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，各元素K值逐渐趋近于1，说明各元素在保温4 h时已相对均匀，且离散程度较低。

图6 在1250 ℃保温不同时间后17CrNiMo6齿轮钢的K值(a)及δ值(b)Fig.6 K values(a) and δ values(b) of the 17CrNiMo6 gear steel held at 1250 ℃ for different time

3 分析与讨论

已有大量研究[4-5]表明，产生带状组织的原因之一为凝固过程中元素的偏析。钢液在连铸坯冷却凝固过程中以树枝晶的方式长大，由于选择性结晶，造成枝晶干和枝晶间的化学成分不均匀，钢液中溶质分配系数小于1的合金元素和杂质元素(如Cr、Mn、Si、S、P)不断在后凝固的枝晶间富集[6]，因而这类元素在枝晶间区域的浓度明显高于枝晶干的浓度，存在合金元素的偏析。成分偏析越严重，形成的带状组织也越严重。

同时有研究[7]表明，18CrNiMo7-6齿轮钢中的C、Cr、Mn、Mo元素的偏析是一次带状组织形成的主要原因，与本文的分析结果基本相同。因此，C、Cr、Mn、Ni和Mo的偏聚是锻态17CrNiMo6齿轮钢中产生带状组织的主要原因，其他元素虽也有偏聚，但是含量太少，影响不大。由表2的溶质元素参数可知，元素C、S和P的溶质分配系数较小，因此在凝固过程中最容易发生偏析现象，其他元素如Cr、Mn和Mo等也会富集于枝晶间，在锻轧后的固态相变中富集于珠光体和贝氏体带。

表2 溶质元素参数[8]

大量研究[9-10]表明，合金元素微观偏析对带状组织的影响主要体现在两方面：一是影响碳元素的扩散程度，从而影响相变过程中碳的迁移速率；二是合金元素可通过改变 Ar3温度，从而影响铁素体优先形核位置。其中，碳的扩散距离和速度起着决定性的作用[11-13]。

根据热力学理论，在本质上扩散的驱动力是化学位梯度而不是浓度，因此碳活度高的地方比较容易扩散，由于合金元素会影响碳活度，而不同种类的元素对碳活度的影响比较大，所以在奥氏体中不同区域合金元素的数量会导致不同区域的碳含量不同。碳化物形成元素会增加固溶体中碳原子与合金元素之间的结合力，降低碳活度；而非碳化物形成元素则会排斥碳原子，提高其活动性，即增加碳活度，进而影响碳的扩散，使其出现高低碳浓度区。本文17CrNiMo6钢中非碳化物形成元素，如Si、P会提高碳活度，而碳化物形成元素，如Cr、Mo和Mn会大大降低碳活度，且这几种合金元素含量大，因此在合金元素偏聚的地方，对C元素的扩散有明显的抑制作用。

C及合金元素的综合影响会使γ→α转变温度Ar3升高或者降低[14]。γ→α转变实质上是C元素的重新分配，而C元素的扩散区域和方向则直接决定了铁素体带和第二类组织带的形成，因此C元素的均匀化对于带状组织的产生有直接影响，而合金元素通过对C元素的影响对带状组织的产生有间接影响。由于17CrNiMo6齿轮钢中合金元素的不均匀程度较高，导致贫溶质区和富溶质区的相变温度差Ar3比较大，在退火的慢冷状态下，引起相变时间差异越大，使得碳有足够的时间从先共析铁素体区扩散到相邻区域，导致碳的不均匀分布[14]，进而形成带状组织。

由于Cr、Mo元素是铁素体形成元素[15](缩小γ区元素，使A3点上升)，因此先共析铁素体优先在Cr、Mo含量高的地方形核长大，C元素会被排斥到Cr、Mo含量较低的区域；而C、Mn、Ni元素是奥氏体形成元素(扩大γ区元素，使A3点下降)，因此先共析铁素体优先在C、Mn、Ni含量低的地方形核长大，同时C元素会被排斥到C、Mn、Ni含量较高的区域，加重了C元素的偏析。因此这种成分的不均匀性将影响冷却过程中的铁素体相变，低碳、高Ar3的奥氏体区优先形成先共析铁素体，高碳、低Ar3的奥氏体区优先形成珠光体(或贝氏体/马氏体)，进而形成带状组织。另外，由于富溶质区元素含量比较高[16]，会增加奥氏体的稳定性，使奥氏体在冷却过程中富溶质区的转变比贫溶质区的转变难，将导致贫溶质区的Ar3温度比富溶质区的Ar3温度高，因此贫溶质区的先共析铁素体优先形核并长大。

如图2所示，当加热温度达到1000 ℃，保温时间为11 h时，17CrNiMo6钢试样的带状程度仍然很高，溶质元素的不均匀程度也很高；而随着加热温度的升高，带状程度逐渐减小，同时溶质元素的分布也逐渐均匀，并且C元素的均匀化最明显。这是因为C为间隙元素，原子尺寸小，扩散激活能较小，扩散系数大，在奥氏体中的扩散速率较置换合金元素大几个数量级，因此C的均匀化比较容易；而Mn、Cr、Mo等为置换原子，原子尺寸大(Fe与Mo、Cr和Mn的原子尺寸差分别为0.034、0.01和0.001 nm)，扩散激活能较大，原子的扩散系数小，其均匀化较难。随着加热温度的升高，尤其是1100 ℃后，原子热运动加剧，扩散系数快速提高，原子越容易扩散。同时加热温度升高，金属内部空位浓度的提高同样有助于原子扩散。

由于晶界结构比晶内松散，晶界处溶质能量低，发生晶界偏聚现象，各原子易在晶界处富集。当奥氏体化温度较低时，Mn、Cr、Mo原子的尺寸大，迁移速度仍然比较小，且为碳化物形成元素，其对晶界的拖曳作用比较强，并且由于第二相粒子仍有大量未溶解，对晶界还有钉扎作用，因此在温度较低时合金原子扩散比较慢，富溶质区奥氏体晶粒长大速度也比较慢，而贫溶质区晶粒长大速度稍快[17]，因此元素的偏析程度还较高，晶粒还比较小，晶粒尺寸差也比较明显。而随着加热温度的升高，这些碳化物会慢慢溶解并固溶到奥氏体中，原子激活能也增大，固溶合金原子扩散速度增加，部分晶粒开始脱钉，晶界阻力减小，晶粒长大的速度加快，通过长时间保温，这些不均匀原子得以充分扩散，同时晶粒尺寸差减小。虽然加热至1100 ℃时，带状组织有了很大程度的消除且晶粒尺寸较小，但是此时溶质元素的不均匀程度仍然较高，在随后的热加工过程中仍有可能重新生成带状组织，因此仍需提高热处理温度，使溶质元素分布均匀。

在高温奥氏体化后，随着保温时间的延长，仿晶界铁素体含量也越多。这是因为碳从奥氏体和先共析铁素体相界面扩散是控制先共析铁素体长大的因素，Cr元素强烈阻碍γ→α转变，Mo元素通过减慢奥氏体中碳元素的扩散来推迟先共析铁素体的析出，并且Mo与Cr、Ni的综合影响强烈推迟γ→α转变[18]。高温扩散后，晶界处Cr、Mo等强碳化物元素的偏聚程度降低，随着保温时间的延长，晶界处偏聚原子向外扩散、元素含量降低，对C元素的吸引力减弱，有利于碳原子的扩散[19]，并且在一段时间内，各元素相对均匀。当17CrNiMo6钢从奥氏体相区冷却时，优先发生的是先共析铁素体的转变，而先共析铁素体优先在贫碳区、Ar3温度高的地方形核，同时伴随C的重新分布和浓度起伏。此外，由于奥氏体晶界处扩散系数高于体扩散系数，原子也有更大的自由能和运动空间，因此先共析铁素体会沿奥氏体晶界快速形核，且奥氏体晶粒较粗大时易呈网状沿奥氏体晶界析出。当奥氏体晶粒尺寸较小，晶界变多，为铁素体的形核提供了有利条件，促进了带状组织的产生；而当奥氏体晶粒尺寸较大时，由于没有足够的铁素体形核位点，许多单铁素体晶粒长大后难以互相连接成平面，不能形成铁素体带。因此在加热温度较高时，保温时间不宜过长，应根据钢材的尺寸、状态和带状程度确定保温时间。因此17CrNiMo6齿轮钢锻态试样经过1250 ℃保温2 h后已无带状组织，但是元素的均匀化程度较低，尤其是C元素；而保温11 h后，Mn元素的不均匀程度仍较高，且晶粒异常粗大，先共析铁素体较厚，有文献[20]指出，应避免出现大量网状的铁素体，否则钢的韧塑性将明显降低。

综上，高温长时间扩散退火使碳及合金元素逐渐趋于均匀，进而使贫溶质区和富溶质区的γ→α转变温度差减小，各区域的先共析铁素体的形核数基本相同，从而抑制了带状组织的产生。当加热温度为1100 ℃、保温时间为11 h和加热温度为1250 ℃、保温时间为2 h 时，带状组织已消除，但是合金元素的不均匀程度仍然较高，而当加热温度为1250 ℃、保温时间为4 h时，带状组织消失，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的偏析系数K分别为1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，各元素分布相对更均匀，同时先共析铁素体的含量也相较于该温度(1250 ℃)保温11 h的少。

4 结论

1) 锻态17CrNiMo6齿轮钢中带状组织由铁素体和珠光体+贝氏体组成，EDS分析结果表明C、Cr、Mn、Ni和Mo元素在珠光体+贝氏体区域的富集是带状组织产生的根本原因。

2) 随着加热温度的升高和保温时间的延长，带状组织逐渐消失，各元素的分布趋于均匀化，晶粒尺寸增大，先共析铁素体的形态由不规格块状变为网状，且随着保温时间的延长而变宽。

3) 当加热温度为1100 ℃、保温时间为11 h和加热温度为1250 ℃、保温时间为2 h以上时，17CrNiMo6齿轮钢中带状组织已消除，但合金元素不均匀程度仍较高。当加热温度为1250 ℃、保温时间为4 h时，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的偏析系数K分别为1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，元素分布也达到均匀。