本文介紹了35CrMo鋼拉桿顯微組織與性能的關系。研究了帶狀偏析、網狀鐵素體、粗大晶粒等組織狀態對力學性能的影響。采用金相法分析了鋼拉桿校直出現斷裂的原因。鑒于原材料存在帶狀組織偏析，平鐓加熱組織粗大、鐵素體網狀分布等組織缺陷，在拉桿淬火加熱前應增加一道正火或退火工序。通過細化晶粒，消除網狀鐵素體和帶狀組織，可進一步提高拉桿的力學性能。
鋼拉桿應用于大型建筑的框架結構。根據技術要求,鋼拉桿的抗拉強度sb≥750Mpa,屈服強度ss≥ 550Mpa，伸長率d≥17%,斷面收縮率y≥50%,沖擊韌度AK≥50J。為了滿足強度、延伸率、斷面收縮率和沖擊功要求，鋼拉桿選用35CrMo鋼，直徑為100mm，長度為6m。拉桿連接采用螺紋連接方式，在鋼拉桿的兩端，通過加熱和平鐓工藝使其直徑達到120mm。加工好螺紋后，擬選用850℃加熱淬火，550℃回火的熱處理工藝達到其強度等技術要求。熱處理后對該材料的試件進行了拉伸試驗和沖擊試驗,試件的拉伸強度、延伸率、斷面收縮率達到技術要求,但沖擊韌度不足。另外，在鋼拉桿鐓粗過程中，出現了彎曲變形。為了校直拉桿，采用1000噸壓力機校正時，拉桿在變徑處出現斷裂，見圖１。
圖１ 鋼拉桿斷裂形貌（宏觀照片0.5×）
為了尋找失效原因和解決塑性、韌性低的問題，對拉桿的原材料、熱處理工藝和熱處理前后的金相組織進行了分析。
1．材料與試驗方法
1.1原材料化學成分分析
用化學滴定法分析原材料化學成分并對比國家標準GB/T3077，其結果如表1所示。
表１ 35CrMo 鋼原材料化學成分（質量分數 ％）
Table 1 chemical composition of 35CrMo steel
C SI Mn Cr Mo S P |
標準成分 0.32-0.40 0.17-0.37 0.40-0.70 0.80-1.10 0.15-0.25 ≤0.035 ≤0.035 化驗成分 0.40 0.31 0.55 1.05 0.21 0.008 0.018 |
1.2金相試樣制備
用金屬帶鋸機在原材料和平鐓后、校直斷裂件上取樣，取樣部位：距中心25mm處沿縱、橫截面取樣。用Q-100試樣切割機在熱處理后的試件沿縱、橫截面取樣。用DMP-3A10自動研磨拋光機制備金相試樣，并用硝酸酒精溶液腐蝕出金相組織。
1.3洛氏硬度和顯微硬度測量
采用HR150測量零件宏觀硬度。
采用MH-6顯微硬度計測量顯微硬度（載荷砝碼200g，保持時間5s）。
1.4拉伸與沖擊試驗
在原材料上取樣，加工出拉伸試樣和沖擊試樣，熱處理后，進行拉伸和沖擊試驗。
2.結果與分析
2.1 原材料顯微組織及帶狀級別判定
取樣部位：距中心25mm處，金相觀察縱截面金相組織為珠光體與鐵素體，呈連續帶狀分布，帶狀組織達到５級（按GB/T13299-1991 C系列評級標準）。組織中鐵素體晶界清晰可見，珠光體帶寬窄不一，見圖２。
圖２拉桿縱截面金相組織（100×）
橫截面金相組織為鐵素體＋珠光體，各占約50%，晶粒較粗大。按GB6394-1986晶粒度為4—5級，見圖３。
圖３拉桿橫截面金相組織（100×）
2.2 平鐓后校直斷裂件顯微組織及帶狀級別判定金相觀察表明，試樣縱、橫截面金相組織基本相同，鐵素體在珠光體周圍成網狀分布，并有輕微的魏氏組織，按GB/T13299-1991評級標準為1級，珠光體為細片狀,且組織粗大。試樣縱、橫截面的晶粒度均為2級。見圖4。
圖４ 斷裂件金相組織（100×）
2.3 直接淬火＋回火試件金相分析
對原材料未加任何處理直接加熱850°C淬火,經550℃回火,觀察金相組織有明顯的顏色差別，試樣的縱截面有帶狀組織偏析痕跡，黑白帶狀區域分明，見圖５。試樣的橫截面也有明顯的塊狀黑色組織分布痕跡。白區保留明顯的馬氏體位向，顯微硬度為287HV（30HRC）（載荷200g，保持時間5s） 黑區無馬氏體位向，顯微硬度362HV（39HRC）。
圖５淬火＋回火后試樣金相組織（100×）
2.4 正火+淬火及回火試件的金相分析
將有帶狀組織的原材料進行正火處理，正火后的金相組織為等軸晶粒的鐵素體和珠光體，晶粒度6級。采用加熱850°C淬火,經550°C回火后得到均勻的索氏體組織，形貌見圖６。顯微硬度362HV（39HRC）。
圖６正火+淬火+回火后的試件金相形貌（500×）
2.5 拉伸和沖擊試驗結果
在原材料上取樣，加工出拉伸試樣和沖擊試樣，熱處理后（直接淬火及回火，正火＋淬火＋回火）進行拉伸和沖擊試驗。
表2試樣熱處理后拉伸與沖擊實驗數據（平均值）
Table 2 Experimental data on pull test and impact test of the samples after heat treatment (average data)
工藝 sb ss d5 y AK 編號 Mpa Mpa % % J |
1 750 550 17 50 50 2 820 615 17.5 60 40 3 1200 950 18 65 100 |
注：1；鋼拉桿的技術要求2直接淬火及回火試樣；
3.正火＋淬火＋回火試樣
３．討論
35CrMo鋼在高溫下具有高的持久強度和蠕變強度，低溫韌性好，具有高的靜強度、沖擊韌性和較高的疲勞強度，淬透性良好，無過熱傾向，淬火變形小，冷變形時塑性尚可，切削性能一般，但有第一類回火脆性。焊接性能不好。
3.1 該鋼拉桿原始組織沿軋制方向(試樣的縱截面)存在較嚴重的帶狀組織。該狀態對材料的塑性和韌性有較大的影響（各向異性）。直接淬火和回火后，試樣的縱截面仍保留明顯的帶狀特征，黑白條狀區域明顯（圖５），組織顯微硬度出現差異。根據組織形貌和顯微硬度可斷定，出現黑、白區是碳濃度分布不均勻，從而造成硬度不同。這表明直接采用淬火回火工藝并不能消除帶狀缺陷，并對性能會產生不利的影響。試驗表明，在淬火前增加一道正火工序，可消除帶狀缺陷(圖6)。
3.2 校直過程中，鋼拉桿變徑處斷裂主要由于平鐓前局部加熱溫度過高（工件表面氧化皮嚴重），造成組織粗大，晶粒度達到2級，脆性增大。組織中鐵素體呈網狀分布（圖４），有輕微的魏氏組織形貌，使得晶粒間的強度大大降低，校直時造成沿晶斷裂，圖１中結晶狀斷口形貌可以證實這一點。出現此類情況，應采用細化晶粒的退火或正火處理加以解決。
3.3 該材料直接淬火后550℃回火，抗拉強度820Mpa，沖擊功僅40J。通過正火處理，消除了帶狀組織，細化了晶粒。淬火＋回火后，材料抗拉強度達到1200Mpa, 沖擊功達到100J，滿足了技術要求。
４．結論
本文所研究的原材料帶狀組織偏析嚴重，使材料承載能力具有明顯的方向性。原始材料存在帶狀組織缺陷，調質處理前不進行消除帶狀組織處理，沖擊功不能滿足技術要求。平鐓前局部加熱溫度過高，組織中鐵素體呈輕微的魏氏組織形貌網狀分布，使得晶粒間的強度大大降低，脆性明顯增大，是校直時造成了沿晶斷裂的主要原因。平鐓后增加正火工藝，細化了晶粒、消除了網狀鐵素體和帶狀組織，再經調質處理，提高了材料的力學性能，滿足零件技術要求。
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