高強螺栓斷裂成因分析

安 炳，李仁杰，祁偉鵬，杜麗強，牛建榮

(定西高強度緊固件股份有限公司，甘肅 定西 743000)

制造一批規格為M42 mm×230 mm，材質為42CrMoA，性能等級為10.9級的高強度六角螺栓。螺栓的加工工藝為：原材料退火→無心車削→鋸料→平端面倒角→磷化潤滑→縮桿→熱鍛→六角頭倒角→熱處理(調質)→校直→滾壓螺紋，調質過程使用網帶爐處理。在校直工序中2件發生斷裂，斷裂位置大約在螺桿軸向1/2處(見圖1)。在校直過程中發生2件螺栓斷裂后隨即停止了該批次其余螺栓的校直。為查找螺栓斷裂原因，避免同類事件再次發生，筆者對斷裂的螺栓進行了相關的檢驗與分析。

1 理化檢測

1.1 宏觀檢測

1.1.1斷口宏觀分析

兩根螺栓均斷裂在螺桿約1/2處校直彎曲部位，見圖 1(a)。斷口整體呈現脆性斷裂特征，斷口呈現由中心向四周的輻射狀條紋，斷口外層為光滑平整的脆性斷口，斷口表面未發現肉眼可見的宏觀塑形變形及夾渣物，圖2箭頭位置為校直工序中開裂。表明裂紋從心部起裂，向四周擴展，最終導致螺栓斷裂。

1.1.2低倍檢驗

在斷裂螺栓斷口以下20 mm處沿橫向取樣，進行低倍檢驗，螺栓心部存在大量縮孔。檢驗結果為：一般疏松1級，中心疏松2級，一般斑點狀偏析<1級，見圖3，未發現裂紋等其它宏觀缺陷。

(a) 斷裂螺栓的整體圖；(b)螺栓的斷裂處圖1 斷裂螺栓(a) General drawing of broken bolt；(b) The breakpoint of boltsFig.1 Broken bolt

圖2 斷口宏觀形貌Fig.2 Macromorphology of fracture

1.2 化學成分分析

在螺栓近斷裂位置約20 mm處取樣進行化學成分分析。采用德國OBLF生產的型號為QSN750直讀光譜儀 ，應用光譜分析法，測試其材料化學成分符合GB/T 3077—1999《合金結構鋼》對該材質螺栓化學成分的要求，見表1。采用美國力可公司的ONH-836型氧氮氫分析儀，對斷裂螺栓取試樣進行氧氮氫含量測定，結果為：0.0011% O，0.0090% N， 0.0001% H，O、N、H含量均較低。

圖3 螺栓斷口低倍檢測Fig.3 Macro inspection of fracture of bolt

表1 斷裂螺栓化學成分分析(質量分數,%)

1.3 力學性能

取同批次螺栓中的一根進行拉伸試驗，拉伸試樣直徑φ10 mm，非螺栓實物。采用萬測集團的HUT605A型微機控制電液伺服萬能試驗機，進行力學性能測試，測試結果見表2。在斷裂螺栓金相試樣上進行硬度測試，測試結果見表3。螺栓表面和心部硬度沒有明顯差異，力學性能測試結果均符合GB/T 3098.1—2010《緊固件機械性能螺栓、螺釘和螺柱》的要求[1-2]。

表2 力學性能測試結果

表3 硬度測試結果

1.4 顯微組織分析

在斷裂的螺栓斷口附近表面、心部分別取金相試樣，采用OLYMPUS-GX51金相顯微鏡進行金相檢驗。拋光態下心部存在較多孔洞，見圖3(a)，表面未發現明顯的異?，F象。該螺栓的表面和心部顯微組織均為回火索氏體，近表面的顯微組織中孔洞數量相對較少，見圖3(b)，心部顯微組織中孔洞數量相對較多，見圖3(c)，螺栓表面未發現明顯的脫碳現象，圖3(d)[3]。

(a)拋光態；(b)近表面；(c)心部；(d)表面圖4 螺栓斷口顯微組織(a)polish state；(b)near surface ；(c)core；(d)surfaceFig.4 Microstructure of bolt fracture

1.5 斷口形貌分析

取斷口試樣經超聲波清洗，采用IT300掃面電鏡進行斷口形貌分析。在斷口表面輻射狀區域進行SEM形貌觀察，斷口呈現明顯解理斷口特征，局部位置存在二次裂紋和少量孔洞，見圖4。

圖5 斷口SEM形貌Fig.5 SEM morphology of fracture

2 綜合分析

斷裂螺栓化學成分滿足標準要求。斷裂呈現橫向開裂，斷口宏觀分析發現斷口整體呈現脆性斷裂特征，斷裂面分為兩部分，斷口心部的起裂源區，由中心向四周的輻射狀的擴展區。斷口邊緣未發生塑性變形，呈現脆性斷裂特征。

宏觀低倍檢驗發現低倍檢驗面存在較為嚴重的中心疏松(中心疏松2級)。疏松系在鑄造過程中鋼水由表面向心部逐步凝固，柱狀晶區以樹枝晶的方式向心部生長，先結晶的樹枝晶較為純凈且熔點較高，枝晶間則富集偏析元素、氣體、非金屬夾雜和少量未凝固的鋼水，隨著溫度降低，已經凝固的部分發生收縮，當枝晶間未凝固的鋼水不足以補充縫隙時，就形成了縮孔、疏松缺陷，即所謂的一般疏松。當疏松現象發生的心部等軸區時，即為中心疏松。金相試樣檢測結果，均發現了微小孔洞，與低倍檢驗結果相吻合。斷口分析呈現解理斷口形貌，且斷口局部存在二次裂紋和少量孔洞。力學性能測試結果均符合相關標準要求。

綜上所述，因斷裂呈現橫向開裂，且顯微組織、力學性能指標符合標準要求，且調質過程中使用網帶爐，不存在回火不及時的情況，表明螺栓開裂非調質過程中形成。裂紋由中心向外部開裂，氫含量不足以引起氫脆，且SEM照片未發現氫脆特征(雞爪紋)，表明螺栓開裂非氫致延遲裂紋所致。低倍檢驗發現螺栓心部存在明顯的中心疏松，其位置與斷裂面起裂源位置一致，且斷裂系橫向開裂，則開裂時必須要有軸向拉應力存在，所以結合螺栓的制造工藝可以認定螺栓因為原材料存在中心疏松，在熱鍛工序階段，鑄造缺陷未消除，在縮桿工序中持續的軸向拉應力作用下，螺栓內部的孔洞萌生裂紋，并逐步向外擴展，隨后在校直工序中螺栓發生脆性開裂，最終導致了該螺栓的失效。

3 結論

該螺栓斷裂的根本原因是熱鍛工序中，螺栓坯料中鑄造缺陷(中心疏松)未消除，導致螺栓的承載力降低，在校正工序中，拉力作用下引起開裂。