17CrNiMo6齒輪鋼的組織均勻化

王 杰， 黨淑娥， 范子靖， 郭 倫， 朱雪彤

(1. 太原科技大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 山西 太原 030024；2. 重慶長(zhǎng)征重工有限責(zé)任公司， 重慶 400083)

17CrNiMo6鋼是德國(guó)開(kāi)發(fā)的Cr-Ni-Mo系齒輪鋼[1]，因含有Cr、Ni、Mo、Mn等多種合金元素共同作用，使其具有高強(qiáng)度、高韌性和高淬透性等優(yōu)點(diǎn)，而廣泛應(yīng)用于運(yùn)輸、農(nóng)業(yè)、采礦、起重、風(fēng)電等行業(yè)[2]；但是另一方面，又因?yàn)?7CrNiMo6鋼合金元素含量比較高，冷卻結(jié)晶時(shí)極易產(chǎn)生微觀偏析，而后經(jīng)過(guò)鍛軋形成帶狀組織，即貧碳的先共析鐵素體和富碳的珠光體(或貝氏體、馬氏體)呈層狀分布、相互交替的一種組織形態(tài)[3]。在鍛后及最終熱處理冷卻過(guò)程中，由于帶狀組織的成分偏析，引起層狀微觀區(qū)域相變點(diǎn)的不同，使得貧碳區(qū)和富碳區(qū)的γ→α轉(zhuǎn)變不能同時(shí)發(fā)生，又由于γ和α比容差異，造成相變過(guò)程中組織的不協(xié)調(diào)性，引起應(yīng)力集中，輕則引起變形，重則出現(xiàn)裂紋；同時(shí)帶狀組織缺陷不僅會(huì)使齒輪鋼產(chǎn)生各向異性，而且割裂了鋼的基體連續(xù)性，嚴(yán)重影響其加工性能及使用性能。為此，對(duì)17CrNiMo6齒輪用鋼帶狀組織均勻化行為及控制工藝的研究具有非常重要的意義。

目前的研究表明，合金元素的微觀偏析是形成帶狀組織的根本原因，且消除帶狀組織的工藝有很多，比如均勻化退火、等溫正火等工藝，但是關(guān)于鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼帶狀組織形成原因和均勻化程度的研究卻鮮有報(bào)道。因此，本文通過(guò)研究鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼二次帶狀組織形成原因及均勻化工藝對(duì)帶狀組織與元素分布的影響，并從理論和試驗(yàn)對(duì)均勻化結(jié)果進(jìn)行定量分析，為17CrNiMo6鋼的均勻化工藝制定提供參考。

1 試驗(yàn)材料與方法

17CrNiMo6鍛態(tài)齒輪鋼的化學(xué)成分見(jiàn)表1，臨界溫度Ac3、Ac1、Bs和Ms分別為823、735、548和390 ℃。

首先，在17CrNiMo6鋼齒輪的不同部位進(jìn)行取樣，使用4%的硝酸酒精溶液腐蝕后用Zeiss光學(xué)顯微鏡觀察，發(fā)現(xiàn)其鍛態(tài)組織由鐵素體+珠光體+少量貝氏體組成，且不同部位均存在不同程度的帶狀組織偏析(見(jiàn)圖1)。R/2處試樣的帶狀組織偏析程度最高(見(jiàn)圖1(a))，圖1(c)表層試樣的帶狀程度次之。為研究該材料帶狀組織均勻化行為及其機(jī)理，選取帶狀偏析程度最高的部位切取尺寸為20 mm×20 mm×25 mm的試樣，使用KF1400箱式電阻爐進(jìn)行不同加熱溫度和不同保溫時(shí)間的熱處理工藝試驗(yàn)，具體試驗(yàn)方案：加熱溫度分別為 1000、1050、1100、1150、1200和1250 ℃，保溫時(shí)間均為 11 h；為了研究不同保溫時(shí)間對(duì)帶狀組織偏析程度和元素均勻化的影響，增加了1100 ℃×9 h、1250 ℃×2 h、1250 ℃×3 h和1250 ℃×4 h的試驗(yàn)方案，冷卻方式均為隨爐冷卻。

表1 17CrNiMo6鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

圖1 17CrNiMo6鋼齒輪不同部位的鍛態(tài)顯微組織(a,b)R/2;(c,d)表層Fig.1 Forged microstructure of different parts of the 17CrNiMo6 steel gear(a,b) R/2; (c,d) surface layer

2 試驗(yàn)結(jié)果

2.1 加熱溫度對(duì)帶狀組織的影響

圖2為鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼試樣加熱至不同溫度保溫11 h隨爐冷卻后的顯微組織。由圖2可以看出，熱處理后的組織已由鍛態(tài)的鐵素體+珠光體+少量貝氏體(見(jiàn)圖1)變?yōu)殍F素體+貝氏體，且先共析鐵素體的形態(tài)與鍛態(tài)相比也發(fā)生了一定的變化，即由不規(guī)則多邊形向網(wǎng)狀過(guò)渡(仿晶界鐵素體，GBA)，鐵素體的數(shù)量隨著加熱溫度的升高而減少。圖2(a)為加熱溫度1000 ℃時(shí)的組織，與鍛態(tài)組織相比，均勻性有所改善，但依稀存在帶狀偏析；圖2(c)為加熱溫度為1100 ℃的組織，帶狀偏析明顯改善，但晶粒尺寸有所增大；繼續(xù)提高加熱溫度至1100 ℃以上時(shí)，隨著加熱溫度的升高，帶狀偏析明顯得到消除，但晶粒尺寸顯著增大，見(jiàn)圖2(d～f)；當(dāng)加熱溫度升高到1250 ℃時(shí)(見(jiàn)圖2(f))，晶粒尺寸異常長(zhǎng)大，但仿晶界鐵素體含量增多，出現(xiàn)了部分晶內(nèi)鐵素體。

圖2 不同加熱溫度保溫11 h后17CrNiMo6鋼的顯微組織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 保溫時(shí)間對(duì)帶狀組織的影響

圖3(a，b)分別為鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼試樣加熱至1100 ℃分別保溫9和11 h隨爐冷卻后的顯微組織。可以看出，保溫9 h(見(jiàn)3(a))的試樣組織仍然可以看到明顯的帶狀偏析，而保溫11 h(見(jiàn)圖3(b))的試樣帶狀偏析有所減少，先共析鐵素體的形態(tài)也由塊狀變成網(wǎng)狀，晶粒尺寸略有增大。

圖3 不同熱處理工藝下17CrNiMo6鋼的顯微組織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

圖3(c～e)分別為鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼試樣加熱至1250 ℃分別保溫2、3和4 h隨爐冷卻后的顯微組織?？梢钥闯?，帶狀偏析已消除，但晶粒尺寸異常長(zhǎng)大，且大小極不均勻，同時(shí)，保溫時(shí)間為2 h(見(jiàn)圖3(c))時(shí)先共析鐵素體沿著晶界呈不連續(xù)網(wǎng)狀析出，保溫時(shí)間為4 h(見(jiàn)圖3(e))時(shí)的先共析鐵素體沿著晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀析出，且鐵素體網(wǎng)的厚度較大。

2.3 EDS分析結(jié)果

采用JSM-6510掃描電鏡和OXFORD能譜儀對(duì)不同熱處理工藝下17CrNiMo6齒輪鋼試樣進(jìn)行能譜分析，測(cè)定C、Cr、Mn、Ni、P、S和Mo元素的分布情況。將掃描數(shù)據(jù)整理并導(dǎo)入Origin軟件，得到K值和δ值，K為偏析系數(shù)，在鑄態(tài)試樣中，K為枝晶間和枝晶干溶質(zhì)平均濃度的比值，本文中的K代表各元素在貝氏體中平均濃度和在鐵素體中平均濃度的比值，K值越接近1，表示在不同組織中元素分布越均勻；δ為標(biāo)準(zhǔn)差，反映一個(gè)數(shù)據(jù)集的離散程度，數(shù)值越小，說(shuō)明離散程度越低。

圖4為鍛態(tài)試樣帶狀區(qū)域的能譜分析結(jié)果，由圖4(a)面掃描結(jié)果可以看到，Mn、Mo元素超標(biāo)，遠(yuǎn)高于標(biāo)準(zhǔn)范圍的最大值，二者質(zhì)量分?jǐn)?shù)分別為0.7%和0.5%，其中Mn含量超出其標(biāo)準(zhǔn)范圍中值的40%，Mo含量超出其標(biāo)準(zhǔn)范圍中值的67%，Cr含量為1.8%。由圖4(b)線(xiàn)掃描結(jié)果可知，C、Cr、Mn、Ni、P、S和Mo的K值分別為1.34、1.07、1.08、1.12、1.13、1.09和1.10，各元素在不同組織中的分布都是不均勻的，尤其是C元素在鐵素體帶和珠光體+貝氏體帶間的變化最大，在同一組織中的波動(dòng)幅度也較大?？傮w來(lái)看，鐵素體帶為貧溶質(zhì)區(qū)，珠光體+貝氏體帶為富溶質(zhì)區(qū)；其他帶狀區(qū)域的掃描結(jié)果也有基本相同的情況。

圖4 鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼的能譜結(jié)果(a)面掃描; (b)線(xiàn)掃描Fig.4 EDS results of the forged 17CrNiMo6 gear steel(a) area scanning; (b) line scanning

圖5為鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼試樣加熱至不同溫度保溫11 h后隨爐冷卻的K值及δ值。由圖5可以看出，C元素的均勻化效果最明顯，在1100 ℃以上熱處理時(shí)，在不同組織中各元素逐漸趨于均勻，在加熱溫度為1200～1250 ℃時(shí)，各元素的K值均接近1，表明此時(shí)元素分布已均勻，且離散程度較低。

圖5 在不同加熱溫度保溫11 h后17CrNiMo6齒輪鋼的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

圖6為鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼試樣加熱至1250 ℃分別保溫2、3和4 h后隨爐冷卻的K值及δ值。由圖6可以看出，C元素的均勻化速率最大，當(dāng)加熱溫度為1250 ℃時(shí)，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，當(dāng)保溫時(shí)間為4 h時(shí)，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的K值分別為1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，各元素K值逐漸趨近于1，說(shuō)明各元素在保溫4 h時(shí)已相對(duì)均勻，且離散程度較低。

圖6 在1250 ℃保溫不同時(shí)間后17CrNiMo6齒輪鋼的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 分析與討論

已有大量研究[4-5]表明，產(chǎn)生帶狀組織的原因之一為凝固過(guò)程中元素的偏析。鋼液在連鑄坯冷卻凝固過(guò)程中以樹(shù)枝晶的方式長(zhǎng)大，由于選擇性結(jié)晶，造成枝晶干和枝晶間的化學(xué)成分不均勻，鋼液中溶質(zhì)分配系數(shù)小于1的合金元素和雜質(zhì)元素(如Cr、Mn、Si、S、P)不斷在后凝固的枝晶間富集[6]，因而這類(lèi)元素在枝晶間區(qū)域的濃度明顯高于枝晶干的濃度，存在合金元素的偏析。成分偏析越嚴(yán)重，形成的帶狀組織也越嚴(yán)重。

同時(shí)有研究[7]表明，18CrNiMo7-6齒輪鋼中的C、Cr、Mn、Mo元素的偏析是一次帶狀組織形成的主要原因，與本文的分析結(jié)果基本相同。因此，C、Cr、Mn、Ni和Mo的偏聚是鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼中產(chǎn)生帶狀組織的主要原因，其他元素雖也有偏聚，但是含量太少，影響不大。由表2的溶質(zhì)元素參數(shù)可知，元素C、S和P的溶質(zhì)分配系數(shù)較小，因此在凝固過(guò)程中最容易發(fā)生偏析現(xiàn)象，其他元素如Cr、Mn和Mo等也會(huì)富集于枝晶間，在鍛軋后的固態(tài)相變中富集于珠光體和貝氏體帶。

表2 溶質(zhì)元素參數(shù)[8]

大量研究[9-10]表明，合金元素微觀偏析對(duì)帶狀組織的影響主要體現(xiàn)在兩方面：一是影響碳元素的擴(kuò)散程度，從而影響相變過(guò)程中碳的遷移速率；二是合金元素可通過(guò)改變 Ar3溫度，從而影響鐵素體優(yōu)先形核位置。其中，碳的擴(kuò)散距離和速度起著決定性的作用[11-13]。

根據(jù)熱力學(xué)理論，在本質(zhì)上擴(kuò)散的驅(qū)動(dòng)力是化學(xué)位梯度而不是濃度，因此碳活度高的地方比較容易擴(kuò)散，由于合金元素會(huì)影響碳活度，而不同種類(lèi)的元素對(duì)碳活度的影響比較大，所以在奧氏體中不同區(qū)域合金元素的數(shù)量會(huì)導(dǎo)致不同區(qū)域的碳含量不同。碳化物形成元素會(huì)增加固溶體中碳原子與合金元素之間的結(jié)合力，降低碳活度；而非碳化物形成元素則會(huì)排斥碳原子，提高其活動(dòng)性，即增加碳活度，進(jìn)而影響碳的擴(kuò)散，使其出現(xiàn)高低碳濃度區(qū)。本文17CrNiMo6鋼中非碳化物形成元素，如Si、P會(huì)提高碳活度，而碳化物形成元素，如Cr、Mo和Mn會(huì)大大降低碳活度，且這幾種合金元素含量大，因此在合金元素偏聚的地方，對(duì)C元素的擴(kuò)散有明顯的抑制作用。

C及合金元素的綜合影響會(huì)使γ→α轉(zhuǎn)變溫度Ar3升高或者降低[14]。γ→α轉(zhuǎn)變實(shí)質(zhì)上是C元素的重新分配，而C元素的擴(kuò)散區(qū)域和方向則直接決定了鐵素體帶和第二類(lèi)組織帶的形成，因此C元素的均勻化對(duì)于帶狀組織的產(chǎn)生有直接影響，而合金元素通過(guò)對(duì)C元素的影響對(duì)帶狀組織的產(chǎn)生有間接影響。由于17CrNiMo6齒輪鋼中合金元素的不均勻程度較高，導(dǎo)致貧溶質(zhì)區(qū)和富溶質(zhì)區(qū)的相變溫度差A(yù)r3比較大，在退火的慢冷狀態(tài)下，引起相變時(shí)間差異越大，使得碳有足夠的時(shí)間從先共析鐵素體區(qū)擴(kuò)散到相鄰區(qū)域，導(dǎo)致碳的不均勻分布[14]，進(jìn)而形成帶狀組織。

由于Cr、Mo元素是鐵素體形成元素[15](縮小γ區(qū)元素，使A3點(diǎn)上升)，因此先共析鐵素體優(yōu)先在Cr、Mo含量高的地方形核長(zhǎng)大，C元素會(huì)被排斥到Cr、Mo含量較低的區(qū)域；而C、Mn、Ni元素是奧氏體形成元素(擴(kuò)大γ區(qū)元素，使A3點(diǎn)下降)，因此先共析鐵素體優(yōu)先在C、Mn、Ni含量低的地方形核長(zhǎng)大，同時(shí)C元素會(huì)被排斥到C、Mn、Ni含量較高的區(qū)域，加重了C元素的偏析。因此這種成分的不均勻性將影響冷卻過(guò)程中的鐵素體相變，低碳、高Ar3的奧氏體區(qū)優(yōu)先形成先共析鐵素體，高碳、低Ar3的奧氏體區(qū)優(yōu)先形成珠光體(或貝氏體/馬氏體)，進(jìn)而形成帶狀組織。另外，由于富溶質(zhì)區(qū)元素含量比較高[16]，會(huì)增加奧氏體的穩(wěn)定性，使奧氏體在冷卻過(guò)程中富溶質(zhì)區(qū)的轉(zhuǎn)變比貧溶質(zhì)區(qū)的轉(zhuǎn)變難，將導(dǎo)致貧溶質(zhì)區(qū)的Ar3溫度比富溶質(zhì)區(qū)的Ar3溫度高，因此貧溶質(zhì)區(qū)的先共析鐵素體優(yōu)先形核并長(zhǎng)大。

如圖2所示，當(dāng)加熱溫度達(dá)到1000 ℃，保溫時(shí)間為11 h時(shí)，17CrNiMo6鋼試樣的帶狀程度仍然很高，溶質(zhì)元素的不均勻程度也很高；而隨著加熱溫度的升高，帶狀程度逐漸減小，同時(shí)溶質(zhì)元素的分布也逐漸均勻，并且C元素的均勻化最明顯。這是因?yàn)镃為間隙元素，原子尺寸小，擴(kuò)散激活能較小，擴(kuò)散系數(shù)大，在奧氏體中的擴(kuò)散速率較置換合金元素大幾個(gè)數(shù)量級(jí)，因此C的均勻化比較容易；而Mn、Cr、Mo等為置換原子，原子尺寸大(Fe與Mo、Cr和Mn的原子尺寸差分別為0.034、0.01和0.001 nm)，擴(kuò)散激活能較大，原子的擴(kuò)散系數(shù)小，其均勻化較難。隨著加熱溫度的升高，尤其是1100 ℃后，原子熱運(yùn)動(dòng)加劇，擴(kuò)散系數(shù)快速提高，原子越容易擴(kuò)散。同時(shí)加熱溫度升高，金屬內(nèi)部空位濃度的提高同樣有助于原子擴(kuò)散。

由于晶界結(jié)構(gòu)比晶內(nèi)松散，晶界處溶質(zhì)能量低，發(fā)生晶界偏聚現(xiàn)象，各原子易在晶界處富集。當(dāng)奧氏體化溫度較低時(shí)，Mn、Cr、Mo原子的尺寸大，遷移速度仍然比較小，且為碳化物形成元素，其對(duì)晶界的拖曳作用比較強(qiáng)，并且由于第二相粒子仍有大量未溶解，對(duì)晶界還有釘扎作用，因此在溫度較低時(shí)合金原子擴(kuò)散比較慢，富溶質(zhì)區(qū)奧氏體晶粒長(zhǎng)大速度也比較慢，而貧溶質(zhì)區(qū)晶粒長(zhǎng)大速度稍快[17]，因此元素的偏析程度還較高，晶粒還比較小，晶粒尺寸差也比較明顯。而隨著加熱溫度的升高，這些碳化物會(huì)慢慢溶解并固溶到奧氏體中，原子激活能也增大，固溶合金原子擴(kuò)散速度增加，部分晶粒開(kāi)始脫釘，晶界阻力減小，晶粒長(zhǎng)大的速度加快，通過(guò)長(zhǎng)時(shí)間保溫，這些不均勻原子得以充分?jǐn)U散，同時(shí)晶粒尺寸差減小。雖然加熱至1100 ℃時(shí)，帶狀組織有了很大程度的消除且晶粒尺寸較小，但是此時(shí)溶質(zhì)元素的不均勻程度仍然較高，在隨后的熱加工過(guò)程中仍有可能重新生成帶狀組織，因此仍需提高熱處理溫度，使溶質(zhì)元素分布均勻。

在高溫奧氏體化后，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，仿晶界鐵素體含量也越多。這是因?yàn)樘紡膴W氏體和先共析鐵素體相界面擴(kuò)散是控制先共析鐵素體長(zhǎng)大的因素，Cr元素強(qiáng)烈阻礙γ→α轉(zhuǎn)變，Mo元素通過(guò)減慢奧氏體中碳元素的擴(kuò)散來(lái)推遲先共析鐵素體的析出，并且Mo與Cr、Ni的綜合影響強(qiáng)烈推遲γ→α轉(zhuǎn)變[18]。高溫?cái)U(kuò)散后，晶界處Cr、Mo等強(qiáng)碳化物元素的偏聚程度降低，隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，晶界處偏聚原子向外擴(kuò)散、元素含量降低，對(duì)C元素的吸引力減弱，有利于碳原子的擴(kuò)散[19]，并且在一段時(shí)間內(nèi)，各元素相對(duì)均勻。當(dāng)17CrNiMo6鋼從奧氏體相區(qū)冷卻時(shí)，優(yōu)先發(fā)生的是先共析鐵素體的轉(zhuǎn)變，而先共析鐵素體優(yōu)先在貧碳區(qū)、Ar3溫度高的地方形核，同時(shí)伴隨C的重新分布和濃度起伏。此外，由于奧氏體晶界處擴(kuò)散系數(shù)高于體擴(kuò)散系數(shù)，原子也有更大的自由能和運(yùn)動(dòng)空間，因此先共析鐵素體會(huì)沿奧氏體晶界快速形核，且?jiàn)W氏體晶粒較粗大時(shí)易呈網(wǎng)狀沿奧氏體晶界析出。當(dāng)奧氏體晶粒尺寸較小，晶界變多，為鐵素體的形核提供了有利條件，促進(jìn)了帶狀組織的產(chǎn)生；而當(dāng)奧氏體晶粒尺寸較大時(shí)，由于沒(méi)有足夠的鐵素體形核位點(diǎn)，許多單鐵素體晶粒長(zhǎng)大后難以互相連接成平面，不能形成鐵素體帶。因此在加熱溫度較高時(shí)，保溫時(shí)間不宜過(guò)長(zhǎng)，應(yīng)根據(jù)鋼材的尺寸、狀態(tài)和帶狀程度確定保溫時(shí)間。因此17CrNiMo6齒輪鋼鍛態(tài)試樣經(jīng)過(guò)1250 ℃保溫2 h后已無(wú)帶狀組織，但是元素的均勻化程度較低，尤其是C元素；而保溫11 h后，Mn元素的不均勻程度仍較高，且晶粒異常粗大，先共析鐵素體較厚，有文獻(xiàn)[20]指出，應(yīng)避免出現(xiàn)大量網(wǎng)狀的鐵素體，否則鋼的韌塑性將明顯降低。

綜上，高溫長(zhǎng)時(shí)間擴(kuò)散退火使碳及合金元素逐漸趨于均勻，進(jìn)而使貧溶質(zhì)區(qū)和富溶質(zhì)區(qū)的γ→α轉(zhuǎn)變溫度差減小，各區(qū)域的先共析鐵素體的形核數(shù)基本相同，從而抑制了帶狀組織的產(chǎn)生。當(dāng)加熱溫度為1100 ℃、保溫時(shí)間為11 h和加熱溫度為1250 ℃、保溫時(shí)間為2 h 時(shí)，帶狀組織已消除，但是合金元素的不均勻程度仍然較高，而當(dāng)加熱溫度為1250 ℃、保溫時(shí)間為4 h時(shí)，帶狀組織消失，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的偏析系數(shù)K分別為1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，各元素分布相對(duì)更均勻，同時(shí)先共析鐵素體的含量也相較于該溫度(1250 ℃)保溫11 h的少。

4 結(jié)論

1) 鍛態(tài)17CrNiMo6齒輪鋼中帶狀組織由鐵素體和珠光體+貝氏體組成，EDS分析結(jié)果表明C、Cr、Mn、Ni和Mo元素在珠光體+貝氏體區(qū)域的富集是帶狀組織產(chǎn)生的根本原因。

2) 隨著加熱溫度的升高和保溫時(shí)間的延長(zhǎng)，帶狀組織逐漸消失，各元素的分布趨于均勻化，晶粒尺寸增大，先共析鐵素體的形態(tài)由不規(guī)格塊狀變?yōu)榫W(wǎng)狀，且隨著保溫時(shí)間的延長(zhǎng)而變寬。

3) 當(dāng)加熱溫度為1100 ℃、保溫時(shí)間為11 h和加熱溫度為1250 ℃、保溫時(shí)間為2 h以上時(shí)，17CrNiMo6齒輪鋼中帶狀組織已消除，但合金元素不均勻程度仍較高。當(dāng)加熱溫度為1250 ℃、保溫時(shí)間為4 h時(shí)，C、Cr、Mn、Ni、P、S、Mo的偏析系數(shù)K分別為1.02、0.98、1.02、1.02、1.01、0.98、0.98，元素分布也達(dá)到均勻。