42CrMo 六角頭螺栓斷裂原因分析

王安友， 茶 浪， 王 慧， 祁永東， 劉海波， 熊 團

（1.浙江國檢檢測技術股份有限公司， 浙江嘉興 3143002； 2.貴州航宇科技發展股份有限公司， 貴州貴陽 550081）

0 引言

螺栓不僅在家用電器、 交通工具等民用產品中隨處可見，而且廣泛應用于航空、航天等領域，螺栓失效往往導致十分嚴重的后果[1-5]。42CrMo 具有較好的綜合力學性能，常用于制造高強度螺栓[6]。 螺栓在裝配后使用短時間內發生了斷裂， 但由于斷裂后未對斷口進行現場保護和及時送檢，斷口表面長時間暴露于環境中，導致斷口表面發生嚴重銹蝕。 針對這種斷口銹蝕嚴重的特殊失效件，本文通過采用一種含有緩釋劑的鹽酸溶液對斷口進行了處理，有效去除表面銹蝕覆蓋物，局部恢復了斷口原貌。為了找出螺栓斷裂的失效原因，對該螺栓進行了斷口分析和理化檢驗，并提出相關建議，以防止類似故障的發生。

1 試驗方法

1.1 試樣參數

斷裂螺栓規格為M36×95，性能等級為8.8 級，材料牌號為42CrMo，制造工藝：粗加工→鐓頭→正火→精加工→調質→滾牙→探傷檢查→清洗→表面電鍍鋅→除氫。

1.2 分析方法

斷裂螺栓斷口形貌采用日立S3400N 型掃描電子顯微鏡分析。 在頭部斷口取橫截面做低倍流線及缺陷檢查，并在低倍試樣源區附近及螺紋桿部距離末端1d 處縱截面分別取兩件高倍試樣，依次經過切割、鑲嵌、磨拋、腐蝕（4%硝酸酒精溶液），置于型號為DM15000M 萊卡顯微鏡下觀察。在高倍試樣金相磨面上采用型號為FM-700 顯微維氏硬度計測試硬度，試驗載荷300g，保載10s。取螺栓桿部末端試樣，采用型號為HR-150A 洛氏硬度計進行芯部硬度測試。 在桿部斷口附近取化學試樣， 采用型號為ARL3460 的直讀光譜儀化學成分分析， 采用型號為RHEN602 氫分析儀進行H 含量測定。在桿部斷口附近取縱向光滑試樣，采用榔頭敲擊方式獲取模擬斷口。

2 試驗結果與討論

2.1 外觀檢查

對失效螺栓進行外觀檢查，如圖1、圖2 所示，斷裂發生在螺栓頭部與桿部連接處，斷口平齊，表面已發生嚴重銹蝕，周圍未發現明顯的塑性變形特征。根據斷口宏觀特征大致可將其分為平坦區和陡峭區， 平坦區為裂紋起源和擴展區， 陡峭區為剪切終斷區， 該區約占斷口總面積3%。 為方便描述，將平坦區分為A、B、C 三個區域（圖2），從斷口上隱約可見的放射線特征可判斷裂紋起始于A 區表面，體視顯微鏡下對A 區源區及外表面進行觀察，形貌見圖3（a），斷口可見大量紅銹，外表面未見明顯機加刀痕和化學腐蝕痕跡。

圖1 螺栓斷裂位置及外觀Fig.1 Bolt fracture position and appearance

圖2 螺栓斷口宏觀形貌Fig.2 Macroscopic appearance of bolt fracture

圖3 體視顯微鏡下源區及外表面宏觀形貌Fig.3 Macroscopic appearance of source and outer surface under stereomicroscope

2.2 斷口電鏡觀察

為了還原斷口原始形貌， 對斷口表面進行適當處理以去除表面銹蝕產物， 方法為將斷口浸泡在含有緩蝕劑的鹽酸水溶液中，借助超聲波清洗儀清洗，注意不能使基體受到二次腐蝕。 并將處理后的樣品放置于掃描電鏡下進行觀察，A 區斷口源區的宏、微觀形貌見圖4，表面局部可見原始斷口形貌特征，對該特征進一步放大觀察，可見為沿晶斷口， 晶面上有明顯雞爪痕特征， 并伴有二次裂紋。 B 區斷口形貌特征見圖5， 斷口微觀特征為沿晶+韌窩。 C 區斷口微觀特征主要為韌窩，形貌見圖6。

圖4 A 區宏、微觀形貌Fig.4 Macro and micro morphology of A zone

圖5 B 區微觀形貌Fig.5 Micro morphology of B zone

圖6 C 區微觀形貌Fig.6 Micro morphology of C zone

2.3 金相分析

取斷口剖面進行金相檢查， 腐蝕后的低倍形貌見圖7，流線正常，未見其他低倍組織缺陷，圖中箭頭處為源區，從剖面上看， 該處的結構為倒角非圓角， 源區正好位于倒角與桿部連接處（圖中黑線表示桿部）；從圖7 中方框區域取高倍試樣，磨制拋光后的顯微形貌見圖8，源區附近未見夾雜物、原始裂紋等缺陷，源區外表可見明顯豁口和微裂紋 （圖8 中箭頭所示），腐蝕后的顯微組織形貌見圖9， 螺栓表面存在部分脫碳現象， 內部組織為回火索氏體。

圖7 螺栓頭部低倍流線形貌Fig. 7 Macro morphology of bolt head

圖8 斷口源區橫截面拋光態形貌Fig. 8 Polished morphology of the section near the source area

圖9 斷口源區橫截面金相組織Fig. 9 Metallographic structure of fracture cross section

按照GB/T 3098.1-2010的規定， 對螺紋部分進行金相法脫碳試驗， 在距離螺栓桿部末端1d 處沿軸心線取縱截面試樣，磨制、拋光及腐蝕后觀察， 形貌見圖10、圖11，表面存在不完全脫碳層，螺紋未脫碳層高度 E 值為1.411mm，高于標準要求的最低值1.227mm，基體組織為回火索氏體，此外牙尖存在雙牙尖折疊， 但根據GB/T 5779.3—2000 規定，屬于允許缺陷。

圖10 距離末端1d 處的螺紋縱截面宏觀組織形貌Fig. 10 Macro morphology of thread longitudinal section at 1d from the end

圖11 螺紋金相組織Fig.11 Metallographic structure of thread core

2.4 硬度試驗

按照GB/T 3098.1—2010 要求對失效螺栓進行脫碳增碳試驗，取樣位置如圖12 所示，測試結果見表1，第2點的硬度結果表明，該螺紋的E 值符合要求，第3 點硬度測試結果表明，該螺栓未發現增碳現象，硬度值較低與近表面存在不完全脫碳有關。

表1 硬度檢測結果Tab.1 Hardness test results

圖12 脫碳試驗和增碳試驗硬度測量位置示意圖Fig.12 Location of hardness measurement for decarburization test and carburization test

對螺栓芯部進行洛氏硬度試驗，結果為38HRC，超過了8.8 級螺栓要求的硬度值（23HRC～34HRC），接近10.9級螺栓硬度的上限值（32 HRC～39HRC）。

在源區附近截面倒角處從表面向內部進行硬度梯度試驗，硬度測量位置如圖13 所示，結果見圖14，可見從表面向內部， 硬度逐漸增加， 距離表面0.1mm 的硬度為256HV0.3，相當于23.0HRC，基本滿足8.8 級螺栓的標準。當距離表面0.3mm 時， 硬度值為332HV0.3， 相當于34.0HRC，達到了8.8 級螺栓硬度的最大值。 而從距離表面0.3mm～0.8mm 深度范圍內的硬度值均超過8.8 級螺栓要求的硬度值，0.8mm 深度時，硬度值為38.5HRC，接近10.9 級螺栓硬度的上限值，與上述2.4 中測試的芯部硬度值相吻合。 分析認為近表面硬度較低可能與表層不完全脫碳有關[圖9（a）、圖10]。

圖13 硬度測量位置Fig.13 Location of hardness measurement

圖14 硬度梯度Fig.14 Hardness gradient

2.5 化學成分分析

采用直讀光譜儀對送檢斷裂螺栓進行化學成分分析，結果如表2 所示，化學成分符合42CrMo 材料的技術要求。采用惰性氣體熔融熱導法測定斷裂螺栓氫含量，結果為1.2ppm。

表2 化學成分分析結果Tab.2 Results of chemical composition analysis

2.6 人為斷口觀察

在斷裂螺栓桿部取縱向光滑試樣， 采用手動敲擊方式獲取模擬斷口， 并對其進行電鏡觀察， 微觀形貌如圖15 所示，為韌窩特征。

圖15 模擬斷口微觀形貌Fig.15 Fracture morphology of simulated fracture

3 分析與討論

外觀檢查結果表明，螺栓斷裂起始于頭部與桿部連接處，斷口平齊，周圍無明顯宏觀塑性變形特征；斷口電鏡觀察表明，源區及相鄰擴展區均可見沿晶形貌特征，且晶面有明顯雞爪痕特征，接近終斷區為韌窩特征。 同時螺栓為安裝后發生的延遲斷裂，因此以上特征符合氫脆斷裂。

一般情況下， 零件常溫下出現沿晶斷口皆為非正常斷口，產生的原因主要有以下幾種：①回火脆導致的沿晶斷裂；②應力腐蝕；③氫脆；④液態金屬導致晶界脆化。由于人為模擬斷口為韌窩特征，于是可以排除因夾雜物、有害相及低熔點雜質等在晶界偏聚導致晶界弱化這種可能，同理也能排除回火脆，因為以上原因導致金屬脆性增大，往往是均勻致脆，人為一次性斷口應為脆性斷口；應力腐蝕的典型特征是斷口上及源區外表面均有腐蝕產物， 但是該斷口源區外表面未發現腐蝕產物及任何腐蝕產生的痕跡，所以也可以排除應力腐蝕的可能性。在斷口及周圍也未發現任何可能導致金屬脆性增加的其他低熔點金屬痕跡，因此也可排除液態金屬致脆的可能。因此只有氫脆的可能性最大， 同時因為螺栓是在安裝后短時間內發生了斷裂，符合氫脆延遲斷裂的時間特性。

硬度試驗結果表明，該螺栓芯部硬度值（38.5HRC）接近12.9 級，具有較高的氫脆敏感性，具備了氫脆的材料條件，材料條件是發生氫脆的根本原因。 通常情況下12.9級螺栓應避免使用電鍍工藝，也是為了避免因電鍍吸氫導致氫脆現象，而本案例中螺栓芯部硬度接近12.9 級，表面電鍍Zn 勢必會增加氫脆的風險， 雖然螺栓氫含量測定結果為1.2ppm，但對于高強度鋼，即使鋼中含氫量小于1ppm，由于應力的作用，處在點陣間隙中的氫原子會通過擴散集中于缺口所產生的應力集中處， 氫原子與位錯的交互作用，使位錯線被釘扎住，不能自由活動，從而使基體變脆[7]。 源區外表面豁口和內部微裂紋形成的應力集中，給氫原子擴散提供了條件。 螺栓在工作較短時間內發生了斷裂，所以氫的來源應該是在冶煉、熱處理中進入，或者酸洗、電鍍等工藝中吸收， 如果氫的來源是在工作環境中緩慢進入，那么螺栓應在工作后較長時間才可能發生斷裂[8]。

4 結論

螺栓斷裂性質為內部氫脆。 發生內部氫脆的根本原因為螺栓硬度過高，同時表面電鍍鋅增加了氫脆的風險。

源區應力集中、 存在一定的氫含量是導致螺栓發生氫脆的誘因。

嚴格控制成品螺栓的硬度上限值， 硬度接近或達到12.9 級的螺栓應避免采用電鍍工藝， 同時應提高螺栓頭部與桿部連接處表面光潔度。