螺栓緊固件里氏硬度現場檢測誤差

張 健, 王若民, 李堅林, 甄 超, 湯文明

(1. 國網安徽省電力公司電力科學研究院, 合肥 230601； 2. 國網安徽省電力公司, 合肥 230061;3. 合肥工業大學 材料科學與工程學院, 合肥 230009)

螺栓緊固件里氏硬度現場檢測誤差

張 健1, 王若民1, 李堅林2, 甄 超2, 湯文明3

(1. 國網安徽省電力公司電力科學研究院, 合肥 230601； 2. 國網安徽省電力公司, 合肥 230061;3. 合肥工業大學 材料科學與工程學院, 合肥 230009)

針對服役態In783高溫合金和1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓緊固件，分別測試在拋光態與打磨態下螺栓端部和腰部的布氏硬度HBW及由里氏硬度換算的布氏硬度HLD→B,并結合顯微組織分析研究了該兩種材料螺栓在不同測試條件下不同部位的HBW與HLD→B的差異。結果表明:兩種材料螺栓同一部位拋光態的硬度均略大于打磨態的；同一測試條件下，螺栓端部的硬度均大于腰部的；In783高溫合金螺栓同一部位打磨態測得的HLD→B與拋光態測得的HBW存在明顯的差異，前者偏低約4%，需要在現場檢測時按上述比例補償該差值；1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓拋光態測得的HBW與打磨態測得的HLD→B關系為HBW=1.06～1.10HLD→B，采用里氏硬度換算獲取的該低碳高合金鋼布氏硬度與實測布氏硬度相比仍為負偏差。

螺栓；現場檢測；里氏硬度；布氏硬度；檢測誤差

高溫螺栓硬度檢測是評估火力發電機組運行安全性的重要手段之一。現有的標準規程中對高溫螺栓材料硬度的控制均采用布氏硬度，但布氏硬度計一般適用于試驗室檢測，而里氏硬度計因具有易攜帶、效率高、操作方便等優點，目前已經在電廠的高溫螺栓現場硬度檢測中普遍使用[1-4]，且廣泛采用的是D型沖頭的里氏硬度計。由于硬度是指材料抵抗塑性變形的能力，不是確定的物理量， 沒有一致的量綱，不能應用數學方法對不同硬度進行換算，因此里氏硬度與布氏硬度的換算主要依據經驗數據。GB/T 17394.4-2014雖然提供了D型沖頭在材料彈性模量約為210 GPa時的里氏硬度與布氏硬度換算表，但是目前大參數發電機組高溫緊固螺栓廣泛采用的是高溫合金和高合金鋼鍛件，其彈性模量與210 GPa存在較大差異，因此該換算表并不完全適用，現場使用里氏硬度計測試后自動換算的布氏硬度往往與材料實際布氏硬度存在較大差異[5-7]。王智春等[8]通過對2Cr11NiMoVNbNB鋼螺栓的檢測發現，其里氏硬度計的換算值低于布氏硬度計實測值。賴富建等[9]的研究成果則指出，在319 HBW以下里氏硬度計的換算值低于布氏硬度計實測值，而且提出硬度在248～331 HB的螺栓可以采用公式HB=-278.72+0.996HLD(HB,HLD分別為布氏硬度換算值和里氏硬度測試值)進行修正，但是該公式是基于硬度在248～331 HB的不同材料螺栓硬度對比試驗得出的，不符合里氏硬度與材料相關的特性，使用上有一定的局限性。德國標準DIN 50150：2000提供了鋼材抗拉強度與維氏硬度、布氏硬度、洛氏硬度的對照表，美國標準ASTM E140-12b則提供了金屬材料布氏硬度、維氏硬度、洛氏硬度、努氏硬度、肖氏硬度等的換算關系表，但是以上標準均未涉及里氏硬度與布氏硬度的換算關系。因此針對不同的材料，特別是大參數機組高溫螺栓緊固件廣泛應用的In783高溫合金和1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼等，建立合理的里氏硬度與布氏硬度換算模型，對火力發電廠生產過程中的現場檢測具有重要的指導意義[10-12]。

其次，現有標準中推薦的檢修時螺栓檢測部位為螺栓光桿處(即腰部)，但是現場有時會出現螺栓腰部不具備檢測條件，只能測試螺栓端部的情況，關于螺栓端部硬度與腰部硬度之間的關系目前尚未見有定量的經驗公式可供參考[13-15]。因此，能否從螺栓的端部硬度檢測值推斷其腰部的硬度是一個值得關注的問題。

筆者參照DL/T 439-2006《火力發電廠高溫緊固件技術導則》及GB/T 17394.1-2014《金屬材料 里氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》、GB/T 231.1-2009《金屬材料 布氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》等標準，分別對In783高溫合金和1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓緊固件的端部和腰部(打磨態和拋光態)進行里氏硬度HLD及布氏硬度HBW測試，并將測得的HLD換算成布氏硬度HLD→B，以研究對于該兩種材料里氏硬度與布氏硬度之間的換算關系，從而為現場檢測提供可靠的里氏硬度判定依據，提高檢測精度，減少繁瑣的復檢環節，進而提高檢測效率。

1 試樣制備與試驗方法

試驗試樣為兩組螺栓，其規格相同，材料分別為In783高溫合金和1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼。分別將兩組試樣的端部和腰部進行打磨、拋光，采用THB-3000MDX型自動布氏硬度計測定其布氏硬度HBW，采用瑞士Equotip Bambino便攜式里氏硬度計測試其由里氏硬度換算的布氏硬度HLD→B；然后將拋光試樣用GWS8-100CE型磨光機打磨處理，模擬電廠現場硬度檢測條件，分別測試其布氏硬度HBW及由里氏硬度換算的布氏硬度HLD→B。拋光后的試樣經侵蝕后，采用蔡司金相顯微鏡進行顯微組織觀察。

2 試驗結果與討論

2.1 In783高溫合金螺栓

圖1 服役態In783合金螺栓的顯微組織形貌Fig.1 Microstructure morphology of the as-serviced In783 alloy bolt:a) the head; b) the waist

由于In783 合金中的鋁含量較高，促使In783 合金中析出β-NiAl金屬間化合物相。同時，在In783合金中加入少量鉻與鋁共同作用，使合金具有完全抗氧化的能力。由圖1可見，服役態In783合金螺栓的顯微組織形態特征是：顆粒狀或短棒狀的β-NiAl相顆粒分布在Fe-Ni-Co奧氏體基體(γ相)上;腰部γ相晶粒內部孿晶組織依然存在，晶粒尺寸較端部的要大，β-NiAl相顆粒趨于球化，數量有所減小，說明已部分溶入γ相基體中。這表明，螺栓腰部可能承受更高的溫度，其老化程度高于螺栓端部的，這會導致In783合金的硬度等力學性能降低。服役態In783 合金螺栓不同部位的布氏硬度測試值及由里氏硬度換算的布氏硬度如表1所示。

表1 不同測試條件下服役態In783合金螺栓不同部位的硬度Tab.1 Hardness of different parts of the as-serviced In783 alloy bolt under different test conditions

由表1可見：不論是拋光態還是打磨態，In783合金螺栓端部的硬度均大于腰部的；相同部位拋光態測得的硬度略大于打磨態的。將不同表面預處理狀態、不同部位測得的硬度求平均值后的數值列于表1中，將同一部位拋光態下測得的HBW與打磨態下測得的HLD→B進行線性擬合，其結果如圖2所示。

圖2 In783合金螺栓HBW與HLD→B擬合曲線Fig.2 Fitted curve between HBW and HLD→Bof In783 alloy bolts

理論上，In783合金的HBW及HLD→B應符合正比例關系。圖2的擬合曲線也為線性，計算得出的比例系數為1.04，由此得出如下的硬度換算關系：HBW=1.04HLD→B。可見，采用里氏硬度換算的方法得到的In783合金螺栓不同部位的布氏硬度與實測布氏硬度之間存在明顯的差異，里氏硬度換算值偏低約4%，需要在現場檢測時按上述比例補償該差值。同時，將表1中拋光態和打磨態的硬度HBW及HLD→B依次進行比較，可發現拋光態的硬度約為打磨態硬度的1.03倍。

圖3 服役態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓的顯微組織形貌Fig.3 Microstructure morphology of the as-serviced 1Cr11Co3W3NiMoVNbNB steel bolt:a) the head; b) the waist

2.2 1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓

1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼為最近發展起來的高強度、高耐蝕、高蠕變持久強度的合金鋼種，廣泛用于600 ℃以下超(超)臨界汽輪機高溫葉片、螺栓、圍帶等高溫部件。由圖3可見:服役態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓的顯微組織中原奧氏體晶界明顯，奧氏體晶粒內部主要由板條狀的回火馬氏體組成，馬氏體板條較細，有細小的合金碳化物顆粒在板條馬氏體之間析出，產生顯著的彌散強化效應;同時，在螺栓端部及腰部顯微組織中，部分回火馬氏體已經分解形成粒狀貝氏體(或回火索氏體)，導致合金鋼的強度、硬度有所降低，而塑性、韌性有所提高;但粒狀貝氏體(或回火索氏體)所占比例不高，該服役態合金鋼顯微組織總體上仍為回火馬氏體。相比較而言，螺檢腰部顯微組織中的馬氏體分解更加明顯一些，老化程度更高，這將導致其硬度降低。服役態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓不同部位的硬度測試結果如表2所示。

表2 不同測試條件下服役態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓不同部位的硬度Tab.2 Hardness of different parts of the as-serviced 1Cr11Co3W3NiMoVNbNB steel bolt under different test conditions

由表2可見:不論是拋光態還是打磨態，1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓端部的硬度均大于腰部的;相同部位拋光態測得的硬度略大于打磨態的。將同一部位、同一狀態測得的1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼的HBW及HLD→B進行比較可見，后者偏小。同一部位拋光狀態下測得的HBW與打磨狀態下測得的HLD→B的線性擬合關系為：HBW=1.06～1.10HLD→B,即同一部位1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓拋光態測得的HBW是打磨態測得的HLD→B的1.06～1.10倍。同時，將表2中拋光態和打磨態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓的HBW及HLD→B依次進行比較，發現拋光態測得的硬度為打磨態硬度的1.01～1.07倍。可見采用里氏硬度換算獲得的布氏硬度對于該低碳高合金鋼的實測布氏硬度而言，仍為負偏差。

3 結論

(1) 服役態In783高溫合金的顯微組織形態特征是顆粒狀或短棒狀的β-NiAl相顆粒分布于Fe-Ni-Co奧氏體基體(γ相)上，螺栓腰部γ相晶粒尺寸較端部的要大，晶粒內部孿晶組織依然存在，但比例較小，β-NiAl相顆粒趨于球化，數量有所減少，說明已部分溶入γ相基體中。

(2) 不論是拋光態還是打磨態，In783高溫合金端部的硬度均大于腰部的，相同部位拋光態測得的硬度略大于打磨態的。該合金布氏硬度與由里氏硬度換算的布氏硬度之間的關系為：HBW=1.04HLD→B,可見采用里氏硬度換算的方法得到的布氏硬度與布氏硬度實測值存在明顯的差異，里氏硬度換算值偏低約4%，需要在現場檢驗時按上述比例補償該差值。

(3) 服役態1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓的顯微組織主要由板條狀的回火馬氏體組成，馬氏體板條較細，且有細小的合金碳化物顆粒在板條馬氏體之間析出，產生明顯的彌散強化效應。同時，部分回火馬氏體已經分解形成粒狀貝氏體(或回火索氏體)，但后者所占比例不高，相比較而言，螺栓腰部顯微組織中的馬氏體分解更加明顯一些。

(4) 不論是拋光態還是打磨態，1Cr11Co3W3NiMoVNbNB鋼螺栓端部的硬度均大于腰部的，相同部位拋光態的硬度略大于打磨態的，前者為后者的1.01～1.07倍。同一部位拋光狀態下測得的布氏硬度HBW與打磨狀態下由里氏硬度換算得到的布氏硬度HLD→B之間的關系為：HBW=1.06～1.10HLD→B。可見采用里氏硬度換算獲得的布氏硬度對于該低碳高合金鋼的實測布氏硬度而言，仍為負偏差。

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Field Test Error of Leeb Hardness of Bolt Fasteners

ZHANG Jian1, WANG Ruomin1, LI Jianlin2, ZHEN Chao2, TANG Wenming3

(1. Electric Power Science Institute, Anhui Electric Power Company, State Grid, Hefei 230601, China; 2. Anhui Electric Power Company, State Grid, Hefei 230061, China;3. School of Materials Science and Engineering, Hefei University of Technology, Hefei 230009, China)

The Brinell hardness (HBW) and the Brinell hardness converted from the tested Leeb hardness (HLD→B) of as-serviced In783 high-temperature alloy and 1Cr11Co3W3NiMoVNbNB steel bolt fasteners were tested at heads and waists respectively under different conditions (polishing state and grinding state), and the difference betweenHBWandHLD→Bat different parts and under different conditions were studied combined with the microstructure observation. The results show that at the same test position (head or waist) of the two bolts, the hardnesses of the polished samples were higher than those of the ground ones. Under the same test condition (polishing or grinding), the hardnesses of the bolt heads were higher than those of the waists. TheHLD→B(grinding state) of the In783 high-temperature alloy bolt were evidently different from theHBW(polishing state) at the same part, and the former was about 4% reduction. This error needed compensating when field test. The relationship betweenHBW(polishing state) andHLD→B(grinding state) of the 1Cr11Co3W3NiMoVNbNB steel bolt wasHBW=1.06-1.10HLD→B, which indicated that for the low-carbon and high-alloy steel there was also a negative deviation comparedHLD→Bto the actual testedHBW.

bolt; field test; Leeb hardness; Brinell hardness; test error

10.11973/lhjy-wl201706003

2016-11-13

張 健(1991-)，男，碩士，主要從事電網、電廠金屬材料的理化檢測工作

湯文明(1969-)，男，教授，博士，長期從事電站、電網關鍵材料及部件運行狀態評估與可靠性研究，wmtang@126.com

TG142.1; TG115.5

A

1001-4012(2017)06-0387-04