供稿|劉建平

內容 導 讀

35CrMo鋼高強螺栓在使用中發(fā)生脆性斷裂。為了揭示螺栓斷裂的原因，對斷裂的螺栓進行了化學成分分析、硬度、顯微組織、斷口分析、氫含量等方面檢測。結果表明，螺栓的化學成分、硬度指標、抗拉強度、夾雜物含量以及氫含量均符合要求。由斷裂螺栓的斷口分析發(fā)現(xiàn)，保留馬氏體位相的回火索氏體易在心部形成應力集中，導致在該位置形成細微的應力裂紋，裝配過程中受到外部的拉應力下，逐步向周圍擴展，最終在多因素疊加下而產生脆性斷裂。

35CrMo圓鋼是一種中碳鉻鉬調質鋼，具有較高的強度、塑性、耐磨性，熱處理工藝性能良好，常用來生產高強度螺栓等汽車用零件。

某品牌汽車使用35CrMo高強度螺栓，在裝配過程中發(fā)現(xiàn)個別螺栓出現(xiàn)脆性斷裂。本文通過對斷裂螺栓以及拉伸正常斷裂螺栓進行化學成分、硬度、顯微組織、斷口分析、氫含量等方面的對比檢測分析，以期找出螺栓脆性斷裂原因，為生產合格高強螺栓提供技術性參考并制定相應防范措施[1]。

樣品情況

分析樣品為裝配過程中出現(xiàn)脆性斷裂的螺栓，斷樣存在無明顯縮頸現(xiàn)象，試樣編號1#(見圖1)。

圖1 裝配斷裂螺栓宏觀情況

螺栓加工工藝為：母材→拉拔→剪切下料→多工位鍛打成型→調質處理12.9級→機加工→電鍍→裝配使用。

為分析脆性斷裂問題原因，取裝配過程中未出現(xiàn)脆性斷裂的正常螺栓，試樣編號2#(圖2)進行拉伸試驗，試驗后拉伸斷樣存在明顯縮頸，呈典型的塑性材料扭轉斷裂形貌特征，屬正常載荷下拉伸塑性斷裂。

圖2 正常螺栓拉伸斷裂宏觀情況

檢測分析

樣品化學成分分析

采用火花式直讀光譜儀對脆1#和2#試樣進行化學成分對比分析，具體結果見表1。

從表1得出，樣品化學成分實測值均符合GB/T3077—2015標準要求，且試樣間化學成分中各元素無較大差別。

表1 對比斷裂螺栓樣化學成分檢測結果(質量分數(shù)) %

硬度分析

對2種試樣的橫截面采用數(shù)顯洛氏硬度計硬度檢測，具體數(shù)據(jù)見表2，檢測位置見圖3。

圖3 測試位置示意圖

從表2得出，樣品洛氏硬度值符合GB/T3098.1—2010標準要求，且樣品表面與心部硬度值偏差較小。

表2 對比斷裂螺栓硬度檢測結果(HRC)

拉伸性能分析

對2種試樣進行拉伸試驗，結果見表3。楔負載是在做螺栓拉力試驗時，在螺栓頭部下方加一個楔墊，主要是檢測螺栓頭部與桿部的連接性能，拉力載荷最高值是頭部剛要斷裂時的值。從表3得出，樣品拉伸楔負載值、抗拉強度值差別較小，符合GB/T3098.1—2010標準要求。

表3 對比斷裂螺栓拉伸性能檢測結果

高倍組織及夾雜物檢測

高倍組織檢測

在脆性斷裂螺栓以及拉伸正常斷裂螺栓上橫向截取試樣，金相制樣后經(jīng)體積分數(shù)為4%硝酸酒精溶液侵蝕，在光學顯微鏡下觀察試樣的顯微組織形貌，脆性斷裂螺栓基體以及斷口附近的金相組織均為保留馬氏體位相的回火索氏體，心部組織存在偏析；拉伸正常斷裂螺栓基體以及斷口附近的金相組織為均勻的回火索氏體，心部組織存在輕微偏析，如圖4～7。通過多次檢測及研究發(fā)現(xiàn)，一般調質處理后的回火組織為正常的回火索氏體組織，該組織形成于高溫回火500～600 °C時，為基體鐵素體分布著碳化物球粒的復合組織；部分在相同溫度甚至高一些溫度條件下，回火后基體組織在顆粒碳化物的基礎上，仍清晰可見輪廓明顯的馬氏體，稱這種組織為保留馬氏體位相的回火索氏體。

圖4 脆性斷樣組織

圖5 正常斷樣組織

圖6 脆性斷樣心部偏析處組織

夾雜物檢測

圖7 正常斷樣心部偏析處組織

取試樣縱截面進行夾雜物檢驗，結果如表4所示。根據(jù)GB/T 10561—2005《鋼中非金屬夾雜含量的測定、標準評級圖顯微檢驗法》評定方法，從圖8～9縱截面的夾雜物形貌中可見，試樣截面附近無非金屬夾雜物聚集現(xiàn)象[2]，螺栓中A、B、C、D、DS類夾雜物級別控制正常，這類夾雜物存在對材料各方面性能影響不大。

圖8 1#斷裂樣縱向D類粗系夾雜

表4 試樣縱截面夾雜物評級

斷口分析

宏觀斷口分析

1#試樣斷口平齊、呈纖維狀且無明顯塑性變形，為脆性斷裂典型形貌。斷口內圈呈銀白色，斷口平齊與軸線呈約90°，形態(tài)為菊花狀由心部向外輻射呈規(guī)則的圓形形貌；外圈斷口呈灰黑色圓環(huán)，斷面截面軸線呈約45°，具體形貌如圖10所示。

圖10 1#脆性斷裂螺栓斷口形貌

2#試樣斷口存在明顯縮頸形貌，斷裂源位于心部附近，且無規(guī)律性分布，斷口呈典型的塑性材料扭轉斷裂形貌特征，屬正常載荷下拉伸塑性斷裂，如圖11所示。

圖9 2#斷樣縱向A類細系夾雜

圖11 2#拉伸正常斷裂螺栓斷口形貌

對1#試樣斷口形貌進行初步分析如下：在外力作用下，首先在中心較為平坦位置形成纖維區(qū)，由此均勻地向四周擴展形成一個規(guī)則的圓形放射區(qū)，最后有效面積減小造成一定應力集中，最外圈為過載螺栓瞬時斷裂區(qū)。即斷口正中心為裂紋源，放射區(qū)為裂紋擴展區(qū)，最外圈為瞬時斷裂區(qū)。從斷裂力學的觀點來看，螺栓斷裂都要經(jīng)過裂紋萌生、裂紋擴展和失效斷裂3個階段[3]。

微觀斷口分析

2.5.2.1 脆性斷裂樣斷口

使用掃描電鏡對微觀斷口3個區(qū)域進行觀察發(fā)現(xiàn)：斷口纖維區(qū)約1.5 mm，見圖12(a)。斷口中心裂紋源處顯微形貌為金屬凝固時疏松孔隙的自由表面以及樹枝晶露頭形貌，少部分區(qū)域呈現(xiàn)斷口河流狀花樣解理斷口或準解理斷口形貌，見圖12(b)。中部擴展區(qū)斷口形貌主要為扇形和河流狀花樣以及少量的微小孔洞和微裂紋，見圖12(c)。瞬時斷裂區(qū)斷口存在大量的等軸韌窩，見圖12(d)。

2.5.2.2 拉伸正常斷裂樣斷口

斷口附近存在大量的孔洞和大裂紋，見圖13(a)；斷裂源位置起源于心部，呈現(xiàn)出明顯韌窩形貌，見圖12(b)。

圖12 1#脆性斷裂樣斷口形貌：(a)纖維區(qū)；(b)中心區(qū)；(c)擴展區(qū)；(d)瞬斷區(qū)

圖13 2#拉伸正常斷裂樣斷口形貌：(a) 斷口形貌；(b) 斷口韌窩形貌

氫含量檢測

對試樣做含氫定性試驗，在120±10 °C凡士林中浸泡5 min內，表面無氣泡溢出，符合要求。研究發(fā)現(xiàn)，金屬中氫會從高濃度區(qū)向低濃度區(qū)擴散，從低應力區(qū)向高應力去聚集，從而造成高應力區(qū)的氫脆[4]；本文斷裂螺栓中氫不明顯，說明含量極低，可排除氫脆現(xiàn)象對脆性斷裂這一影響因素。

分析與討論

(1)金相組織對比：脆性斷裂螺栓基體以及斷口附近心部組織存在偏析，拉伸正常斷裂螺栓基體以及斷口附近的心部組織存在輕微偏析。通過檢測及調查發(fā)現(xiàn)，一般狀態(tài)下材料本身會存在一定程度的心部偏析，未達到嚴重級別的心部偏析基本上對材料各方面性能不會有太大的影響。因此，心部偏析不是造成脆性斷裂的主要原因。

脆性斷裂螺栓基體以及斷口附近的金相組織均為保留馬氏體位相的回火索氏體，拉伸正常斷裂螺栓基體以及斷口附近的金相組織為回火索氏體。兩者組織間存在一定差異，這種情況的出現(xiàn)，會導致基體組織間層片間距不一、存有一定間隙，從而易形成應力集中，最終會在該位置形成細微的應力裂紋。

(2)斷口對比：從圖11形貌中可看出，脆性斷裂試樣為解理形貌的脆性斷口；從圖12可看出，拉伸正常斷裂試樣為韌窩形貌的韌性斷口。這2種試樣的斷口上均存在孔洞和裂紋，且正常試樣的斷口上孔洞和裂紋均較大；結合金相分析，判斷孔洞和裂紋應系斷裂過程中形成的，而非材質原有的孔洞和裂紋。

結論

(1)對比螺栓的化學成分、硬度、抗拉強度、夾雜物控制以及氫含量指標等均符合螺栓制造標準。

(2)螺栓脆性斷裂的原因為保留馬氏體位相的回火索氏體在心部形成應力集中，導致在該位置形成細微的應力裂紋；在裝配過程中受到外部的拉應力下，并逐步向周圍擴展，最終在多因素疊加下而產生脆性斷裂。

(3)針對以上原因分析采取如下措施：首先淬火處理后及時進行回火處理以解決組織不均勻問題，；其次通過優(yōu)化調整調質處理工藝參數(shù)，如適當提高回火溫度、延長保溫時間等，有效避免心部細微應力裂紋的產生。通過采用以上措施，完美地解決了螺栓脆性斷裂的問題。