風電螺栓熱處理工藝優化與質量控制

陳佳寶，岳杰，張先鳴

1.廣東史特牢緊扣系統有限公司 廣東陽江 529568

2.浙江慈溪市匯誠金屬制品有限公司 浙江寧波 315336

3.浙江衢州天力緊固件有限公司 浙江衢州 324000

1 序言

在“碳達峰”“碳中和”的背景下，隨著風電機組安裝數量的持續增長，風電塔筒等螺栓標準件的市場需求不斷擴大，與此同時，風電場中暴露出的螺栓失效問題也日益增多。當塔筒螺栓失效后塔架振動異常，風電機組出現頻繁報警振動超標等故障并停機，損失發電量，嚴重時甚至會發生塔筒折斷、風電機組倒塔等事故，從而產生高額的質量成本。風電塔筒螺栓、葉片異形螺栓作為風電機組中重要的緊固件，是保證風電機組安全運行的關鍵因素之一。因此，提高塔筒等螺栓質量，包括設計選型、生產工藝控制等，具有重要價值。

風電塔筒、葉片異形螺栓緊固件作為最基礎的零部件，在風電機組工作時除受到軸向預緊拉伸載荷的作用外，還會受到附加的拉伸交變載荷、橫向剪切交變載荷或由二者復合而成的彎曲載荷的作用[1]。塔筒、葉片異形螺栓除受到上述載荷作用外，還隨主機一起常年承受酷暑嚴寒、極端溫差、鹽霧腐蝕等作用。因此，塔筒等螺栓除了需具有足夠的強度和塑性外，還應具有足夠的韌性[2，3]。螺栓用的10.9級高強度緊固件材料，主要采用GB/T 3077—2015《合金結構鋼》中35CrMo鋼和42CrMo鋼（美國牌號ASETM A193標準中B7），一般規格大于M30，要求螺栓熱處理后抗拉強度≥1040MPa，－40℃沖擊吸收能量≥27J。由于材料存在韌脆轉變溫度，塔筒、葉片異形螺栓在此溫度以下使用時，將存在斷裂風險，因此提高風電螺栓用鋼的低溫沖擊性能顯得十分重要，本文對風電螺栓熱處理工藝持續改進與發展進行闡述，拋磚引玉，以供同行借鑒與討論。

2 原材料缺陷造成的淬火開裂

大量緊固件淬火開裂分析表明，很多淬火開裂是由原材料缺陷所致。風電螺栓的緊固件規格一般較大，原材料缺陷的存在不僅破壞了結構的完整性，造成局部應力集中，且有些缺陷還會使環境適應性顯著降低，引發晶界腐蝕、應力腐蝕等早期失效的發生。因此，一方面生產廠家應對鋼材的原始冶金缺陷具備有效的檢驗控制手段（比如各種無損檢測方法）和嚴格的管理制度；另一方面，熱處理工作者應對這些原材料缺陷的形成、分布、性質及其對產品在服役中的早期失效可能產生的影響有深刻的了解，并在熱處理前將其列為重要的內容進行檢查分析。

原材料缺陷一般有低倍組織缺陷、非金屬夾雜物缺陷和顯微組織缺陷[4]。

2.1 低倍組織缺陷

低倍組織缺陷為通過肉眼或20倍以下的放大鏡可以檢測的宏觀缺陷。這種缺陷尺寸較大，對緊固件的性能影響較嚴重。其中，表面低倍組織缺陷包括折疊、發紋、皮下裂紋等，可采用目視檢查、磁粉檢測或滲透檢測等方法檢測；內部缺陷包括偏析、白點、氣泡、疏松及縮孔等，可采用低倍檢查、超聲波檢測或X射線檢測等方法進行檢測。發現原材料內部缺陷超標時，可借助高倍金相顯微鏡或掃描電子顯微鏡判斷組織缺陷性質，從而對單件或整批螺栓進行報廢處理。值得注意的是，目前采用超聲波檢測時，在表面一定深度存在盲區，緊固件的棒材直徑太小時不能有效進行，因此應根據超聲波檢測的能力，對直徑較大棒材進行超聲波檢測。

42CrMo鋼坯的低倍組織缺陷——枝晶偏析和皮下裂紋是典型的原材料缺陷。在鋼錠中若存在嚴重的枝晶偏析，則會使鋼坯內部化學成分和組織極不均勻，性能嚴重惡化。在鋼錠表面若存在皮下裂紋，則在后續熱處理過程中可能作為應力源容易產生裂紋，因此，熱加工鋼不允許存在該缺陷。42CrMo鋼的皮下裂紋距表面的深度應小于加工余量，并可加工去除，俗稱磨光料就是此類；如果距離表面較深，裂紋殘留在加工后的表面會降低螺栓的疲勞壽命。

42CrMo鋼鍛坯的低倍組織缺陷——白點（見圖1），會嚴重影響鋼的性能。從圖1可看出，鍛坯中存在呈輻射狀分布的細小條狀或鋸齒狀裂紋，白點（裂紋）有沿晶或穿晶擴展兩種形式，在裂紋周邊無塑性變形和氧化脫碳特征。白點是由鋼中氫和組織應力共同作用下產生的細小裂紋，氫來源于鋼的冶煉和澆注過程中，在縱向斷口上呈圓形或橢圓形銀亮粗晶斑點，白點名稱即源于此。白點會嚴重降低鋼的塑性和韌性，往往在未發生塑性變形的情況下突然發生脆性斷裂。在熱處理過程中由于白點的存在，容易導致淬火開裂或延遲性斷裂。因此，白點是緊固件原材料中不允許存在的缺陷。當拉伸試樣中存在一定量氫，在拉伸應力的共同作用下，產生的“魚眼”缺陷是導致拉伸試樣斷面收縮率偏低的主要原因之一。

圖1 白點斷口沿晶穿晶及二次裂紋

2.2 42CrMo鋼顯微組織及非金屬夾雜物

高強度緊固件對鋼材的質量要求很高，42CrMo鋼因而普遍采用爐外精煉和電磁攪拌連鑄工藝。其優點是：鋼中的 C、Si、Mn、Cr、Mo 等主要元素可控制在比通常更窄的范圍內，鋼材均勻性好，產品性能波動范圍減小；能減少 P、S、O、N 等雜質含量并對其進行控制，從而減少鋼中非金屬夾雜物的數量，使其微細分散化，以提高鋼的鐓鍛性，改善表面質量。對風電機組用高強度42CrMo鋼，要求具有高的抗拉強度、足夠低的延遲斷裂敏感性、較高的疲勞抗力和多次沖擊拉伸抗力，因此冶煉工藝流程的選擇對高強度42CrMo鋼至關重要。高強度42CrMo鋼冶煉工藝流程如圖2所示。

圖2 風電機組用高強度42CrMo鋼冶煉工藝流程

經870℃淬火、540℃回火后，M42×390mm螺栓金相檢測其基體組織為回火索氏體，仍保留原來馬氏體的形態，碳化物成排在晶內和板條邊界析出；取42CrMo鋼M42×390mm螺栓表面、1/2處和心部測得其顯微硬度分別為340HV10、338HV10和310HV10，奧氏體晶粒度為9級，見表1。

表1 42CrMo鋼M42×390mm螺栓力學性能

在鋼的冶煉過程中，鋼液中存在大量O、N、S等雜質元素，為了防止雜質元素的有害作用，往往在冶煉過程中需進行脫氧和脫硫處理，從而生成大量的脫氧和脫硫產物，此脫氧和脫硫產物在鋼液凝固前大部分已上浮，小部分殘留在鋼中形成夾雜物。非金屬夾雜物的性質、形態、分布、尺寸及含量不同，對鋼的性能影響也不同。采取爐外精煉技術，通過控制冶煉過程中的反應條件，能極大地減少鋼中夾雜，降低非金屬夾雜物的數量和尺寸。高強度緊固件對非金屬夾雜物的尺寸和類型要求比較高，冶煉過程要求控制大型夾雜物和脆性夾雜物越少越好。

（1）夾雜物尺寸分布與評級 利用 ASPEX 軟件分析鋼中夾雜物大小，優質42CrMo鋼試樣中共有5248個夾雜物，按照尺寸大小分布進行統計分析，夾雜物平均直徑4.29μm，最大夾雜物MnS的直徑為28.3μm，所有類型夾雜物中的最大夾雜物直徑平均值為10.91μm，夾雜物尺寸一般＜5μm，集中在2～5μm之間，＜5μm的夾雜物占80.55%。尺寸較小的夾雜物可作為凝固過程的形核中心，降低基體組織晶粒度，從而改善了鋼材性能，增強了疲勞抗力和多次沖擊拉伸抗力。優質42CrMo鋼非金屬夾雜物評級見表2。

表2 優質42CrMo鋼非金屬夾雜物評級 （級）

優質42CrMo鋼非金屬夾雜物A、B、C、D 和Ds類夾雜物的等級基本都≤0.5級，處于較低水平，極大地保證了鋼材的性能。

圖3所示為42CrMo鋼螺栓淬火裂紋，圖4所示為淬火裂紋斷口，圖5所示為螺栓非金屬夾雜物淬火裂紋，裂紋兩側有非金屬夾雜物。當檢測螺栓淬火裂紋處時，A、B、C、D 和 Ds類非金屬夾雜物的等級≥2級。

圖3 螺栓淬火裂紋

圖4 淬火裂紋斷口

圖5 非金屬夾雜物淬火裂紋及非金屬夾雜物

（2）非金屬夾雜物數量和類型分布 利用ASPEX 軟件分析鋼中非金屬夾雜物的數量和分布情況，結果表明，個數較多、面積較大的前5種夾雜物均與MnS有關，其中個數最多、面積最大的硫化物類夾雜物為MnS，其個數占夾雜物總數的40.76%，面積占35.19%；硅酸鹽類夾雜物個數占比為31.29%，面積占28.61%。其他夾雜物個數僅占3.52%，面積占9.96%。MnS類夾雜物所占比例最高，其他類型的夾雜含量相對較少，可見爐外精煉相對地控制了其他類型夾雜物，使夾雜種類單一，對有目的地控制非金屬夾雜物產生了積極影響，因此煉鋼過程需要進一步控制鋼中硫含量，從而降低MnS類夾雜物的形成，以減少淬火開裂的可能性。

3 鋼中帶狀組織對低溫沖擊性能的影響

資料顯示，42CrMo鋼錠中元素偏析在鍛造過程中被拉長，沿軋制方向形成纖維組織。在隨后淬火過程中，由于纖維組織與基體之間成分差異，導致組織也出現差異。特別是冷卻速度相對表面較慢的心部區域，先共析鐵素體會沿纖維組織與基體之間的界面大量形核長大，形成沿軋制方向分布有明顯的帶狀組織，對顯微組織、沖擊性能影響較大。

M48×345mm螺栓熱處理制度為：830～870℃淬火PAG濃度10%～12%；540～550℃回火水冷；按以上熱處理方案進行組織和性能的分析，將調質后的鍛件在CDG-10000A 磁粉檢測機上進行檢測，遵循GB/T 4162—2008《鍛軋鋼棒超聲檢測方法》規定；室溫拉伸性能AG-IC-100kN 電子萬能拉伸試驗機上進行測試，遵循 GB/T 228.1—2021《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》規定，得到抗拉強度、屈服強度和伸長率檢測值；在P300擺錘沖擊試驗機上進行低溫沖擊試驗，按GB/T 229—2020《金屬材料夏比擺錘沖擊試驗方法》規定執行；在HR-150A 洛氏硬度機上進行硬度測試，按GB/T 230.1—2018《金屬材料 洛氏硬度試驗 第1部分：試驗方法》規定執行；高倍試樣采用倒置式金相顯微鏡進行顯微組織觀察，遵循 GB/T 38720—2020《中碳鋼與中碳合金結構鋼淬火金相組織檢驗》規定執行。

檢測結果顯示，組織成分不均勻，鐵素體聚集成塊狀，如圖6所示。鐵素體在晶界處聚集長大，使得晶粒度增大，裂紋擴展阻力減小，沖擊性能降低。鐵素體—珠光體相間分布的帶狀組織，且有一定的方向性，如圖7所示。搜集原材料相關資料，42CrMo鋼原材料的化學成分見表3。

表3 42CrMo鋼原材料的化學成分（質量分數）（%）

圖6 鐵素體聚集成塊狀（200×）

圖7 鐵素體＋珠光體相間的帶狀組織（100×）

原材料組織中有明顯的條帶狀，經調質后的顯微組織有大量的塊狀鐵素體，檢測力學性能數據，沖擊吸收能量為25J、14J、23J，不合格。沖擊吸收能量平均值為21J，比標準值（27J）低約22%；原材料經過鐓拔改鍛后，帶狀組織被揉碎，再經過調質處理前增加正火，可以得到回火索氏體，組織晶粒得以細化，如圖8所示。從圖8a～c可看出，組織中還有一些塊狀鐵素體。結合沖擊試驗結果可看出，塊狀鐵素體是導致低溫沖擊韌度低的原因[5]，而形成不同形貌的鐵素體組織與冷卻速度有一定的關系，冷卻速度慢，塊狀鐵素體是在高溫區即組織共析區形成的，先共析鐵素體隨時間的延長聚集長大，這種塊狀鐵素體在淬火過程中形成軟點，使材料的性能下降，特別是屈服強度和沖擊韌度偏低。

圖8 回火索氏體組織

改進措施：增加改鍛工序，通過一鐓一拔（或兩鐓兩拔）制坯后，條帶組織被揉碎，通過增加退火（或正火），對組織的晶粒有一定細化效果，對毛坯的低溫沖擊韌度具有明顯的改善作用；通過調整淬火冷卻方式，改為水淬，對提高鍛件的低溫沖擊韌度效果顯著。

4 回火溫度對42CrMo鋼力學性能的影響

42CrMo鋼M36×425mm螺栓經870℃保溫3h，水溶液淬火后經不同溫度回火4h的拉伸試驗可見，在500～600℃區間，隨回火溫度的升高，抗拉強度、屈服強度和伸長率變化趨勢相同，總體呈下降的趨勢，其中回火溫度在560～600℃時強度下降幅度較大。回火溫度升高至650℃時，抗拉強度和屈服強度分別下降至885MPa和690MPa，伸長率隨回火溫度升高總體呈上升趨勢：經 540℃回火后，伸長率最低，為13%左右，經650℃回火后，伸長率達到峰值26%。

42CrMo鋼經水淬和不同溫度回火處理后的顯微組織如圖9所示。由圖9可見，經過500℃、520℃、540℃、560℃、580℃和600℃回火后，顯微組織均為回火索氏體，基體上碳化物的大小、形貌和分布不同。500℃和520℃回火保溫4h后的組織差別不大，滲碳體主要呈片狀，不均勻分布在馬氏體板條邊界，保持原馬氏體位向（見圖9a）；隨回火溫度升高，滲碳體逐漸轉變為顆粒狀彌散分布（見圖9b）；540～560℃回火后的滲碳體呈彌散分布，原馬氏體位向已經不明顯（見圖9c）；與540℃回火處理相比，580℃和600℃回火處理后滲碳體顆粒明顯粗化（見圖9d）。

圖9 水淬和不同溫度回火的（SEM）顯微組織

在500～600℃之間回火時，過飽和碳從馬氏體中析出，析出相優先在界面處形成，馬氏體板條界是滲碳體的優先析出位置。隨回火溫度的升高，熱激活能增大，馬氏體板條內也開始析出滲碳體，直到均勻分布于低碳α相基體上。隨回火溫度升高，片狀滲碳體的長寬比逐漸縮小，最終形成顆粒狀滲碳體。當回火溫度超過600℃時，顆粒狀滲碳體發生粗化。此外，板條狀馬氏體的回火過程還伴隨著α相中位錯胞和胞內位錯線逐漸消失，使晶體的位錯密度減小。500℃以上回火時，剩余位錯發生多邊化，會形成亞晶粒，隨回火溫度的升高亞晶粒逐漸長大，相發生回復和再結晶。因此，回火溫度較低時，能觀察到原馬氏體板條界，回火溫度升高原馬氏體位向消失。

板條馬氏體經500～600℃回火后組織均為回火索氏體，由于滲碳體的形貌、大小和分布不同，因此導致了力學性能的差別。500～600℃回火后，隨回火溫度升高，馬氏體回火逐漸充分，基體逐漸軟化，抗拉強度和屈服強度總體呈下降趨勢[6]。根據10.9級高強度螺栓的要求，控制硬度在35～36.5HRC之間，一般回火溫度在（540±5）℃。

5 螺栓用鋼成分新設計及熱處理

用于生產10.9級M56～M72風電螺栓42CrMoA鋼熱軋盤條或直料采用大盤卷方式生產，其熱軋盤條組織為鐵素體、珠光體和貝氏體的混合組織；而在采用集卷冷卻方式時，很難做到盤卷各部位冷卻速率一致，因此盤條組織一致性難以得到保證。經調質處理后，不同區域碳化物析出數量、形貌存在差異，最終影響成品的低溫沖擊性能。經熱（溫）鍛后的42CrMoA鋼螺栓毛坯采用空冷方式冷卻，相當于在調質處理前對螺栓進行了一次正火處理。增加正火處理可使42CrMoA鋼調質處理后的組織均勻，減少心部區域晶粒粗大的鐵素體數量，從而提高平均沖擊吸收能量。實踐證明，采用熱（溫）鍛熱軋棒材工藝生產的風電螺栓的低溫沖擊性能優于采用冷鐓熱軋盤條工藝生產。

42CrMoA鋼10.9級M56～M72風電螺栓在強度、硬度基本不變的情況下，－45℃的V型缺口沖擊吸收能量降低了5～10J，且用熱軋盤條生產的螺栓甚至出現低溫沖擊性能不合格現象，需要進行二次調質處理才能滿足低溫沖擊韌性要求，這增加了產品生產成本，降低了產品市場競爭力。

先期試驗選用日本標準JIS G4053—2016《機械結構用低合金鋼》中的SCM440鋼，采用油冷淬火工藝，樣品φ60mm圓鋼，強度基本在856～917MPa，－40℃沖擊吸收能量為11～28J，離目標值有較大的差距，經整體淬火，在較寬的熱處理工藝下，綜合性能最優，低溫沖擊吸收能量＞27J，強度介于1021～1065MPa。

1）水冷材料在870 ℃下保溫150 min 后淬火、550～560℃回火，試驗結果分析，強度為1067MPa，接近滿足風電用高強螺栓的力學性能要求。

2）提高回火溫度至 580℃時，低溫沖擊吸收能量提高明顯，達59J，但強度顯著降低，僅為992MPa，不能滿足風電用高強螺栓的力學性能要求。

3）通過水冷淬火試驗結果，可以看出采用水冷淬火以及提高淬火溫度有利于強度增加。

用水淬熱處理工藝方案，材料整體性能相對于油淬有了一定提高，－40℃沖擊吸收能量提高至20J以上，但材料性能離散度較大。采用水冷淬火可以明顯起到提高材料淬透性的效果，但標準材料通過熱處理后還是難以達到風電用緊固件材料的性能要求，因此必須在材料成分上予以優化改進[7]。

重新設計螺栓用鋼化學成分，采用SCM440鋼是在日本標準JIS G4053化學成分允許的范圍內，按中上限控制鋼中的Mn含量，增強鋼的淬透性和珠光體含量，提高抗拉強度；通過增加Mo元素，Mo與Fe以互溶的形式存在于α相和γ相中，使之強化，并通過細化α相晶粒，改善鋼的低溫沖擊韌性；通過控制鋼中的Al含量，形成AlN釘扎晶界，阻止奧氏體晶粒長大，起到細化晶粒作用；冶煉過程中控制有害元素P、S含量，使鋼達到較高的純凈度。

低溫高強度螺栓用SCM440鋼協議及內控要求化學成分見表4。

表4 SCM440鋼協議及內控要求化學成分（質量分數） （%）

化學成分設計要點如下。

1）為了保證材料的淬透性，Mn、Cr含量均按協議的中上限進行控制，同時為保證材料的低溫沖擊性能，C、Si含量按協議的中限控制，加強了P、S及Cu含量的控制。

2）內控成分增加了Mo含量上限，可以使奧氏體晶粒細化，并且在熱軋空冷時生成部分MoC，起到沉淀強化的目的。細小的奧氏體晶粒容易在調質時得到細小的回火索氏體組織，也是鋼材具有優良綜合力學性能的保證。同時，添加Ti可以增加回火穩定性并抑制第二類回火脆性。

3）該鋼種經車削加工或冷拔后調質使用，要求鋼材外表面不允許存在完全脫碳層，直徑45mm以下規格不完全脫碳層深度≤1%D，直徑45mm以上規格不完全脫碳層深度≤0.8%D。軋制過程通過控制爐內氣氛，優化出鋼節奏，以達到減少表面脫碳目的。

4）以添加微量合金元素Ti為基礎，在熱軋過程中對鋼坯加熱溫度、開軋溫度、變形量、終軋溫度及軋后冷卻等工藝參數實現最佳合理控制，以細化奧氏體和鐵素體晶粒，并通過沉淀強化、位錯強化，充分挖掘鋼材內在潛力，提高鋼材力學性能。

由于含Mo鋼在回火時可以析出細小的碳化物而具有顯著的二次硬化現象，因此回火抗力明顯提高，同時Mo元素可以減少雜質在晶界偏聚而強化晶界；Mo的添加可在保證高強度的同時，顯著提高鋼的耐延遲斷裂性能。一般認為，當Mo含量超過0.25%時，鋼的耐延遲斷裂性能會逐步提高。M64以上大規格風電高強度螺栓采用42CrMoA鋼，盡管水冷淬火，但－45℃沖擊吸收能量在30J左右，材料性能離散度較大。水冷淬火雖然明顯起到提高材料淬透性的效果，但國標材料通過熱處理后還是難以滿足風電用緊固件材料的性能要求，因此必須在材料成分上予以優化改進。SCM440鋼試驗調整Mo含量目標值至0.22%～0.30%，而Mo不僅能細化晶粒，同樣可以提高鋼的強度和硬度，并能改善鋼的淬透性和塑韌性，考慮降成本要求，加上選擇添加Ti含量0.04%～0.05%進行微合金化處理，其耐延遲斷裂性能優于對比的42CrMo4鋼，－45℃沖擊吸收能量平均值在70J左右。因此，超高強度螺栓鋼的合金化方式與工藝仍有很大開拓空間。

6 結束語

風電用高強度螺栓作為連接結構中的重要零部件，應具有良好的低溫沖擊性能。影響高強度風電螺栓低溫沖擊性能的因素主要包括晶體結構、化學成分、調質前原始組織、調質前的加工工藝及調質處理工藝等。為提高風電螺栓品質及低溫沖擊性能，應從以下幾個方面對風電螺栓鋼工藝持續改進，對熱處理工藝進行嚴格控制。

1）對于32CrB4鋼、35CrMo鋼（≤M36）；42CrMo鋼、B7鋼（≤M64）)；40CrMoV鋼、40CrNiMo鋼和 40CrNi2Mo鋼（≤M100）等風電螺栓用鋼，降低有害雜質元素含量，wS、wP一般控制0.015%以下；可采用Nb、Ti復合微合金化來提高風電螺栓用鋼的低溫沖擊性能，但會造成生產成本增加；采用轉爐→LF精煉→連鑄工藝生產的風電螺栓用鋼中wAl＞0.015%，以防止淬火時奧氏體晶粒長大，從而提高風電螺栓的低溫沖擊性能。

2）應降低風電螺栓用鋼中大顆粒非金屬夾雜物的尺寸及數量，以提高鋼的低溫沖擊性能。

3）風電螺栓鋼熱軋盤條組織宜控制為以粒狀貝氏體為主，且組織應具有較好的均勻性。

4）應盡可能地使風電螺栓用鋼球化退火后獲得細小球狀滲碳體組織，以保證淬火時組織充分奧氏體化以及淬火后組織的一致性。

5）在保證奧氏體化前提下，淬火時應嚴格控制淬火溫度和保溫時間，以防止因奧氏體晶粒長大而出現混晶，最終影響鋼的低溫沖擊性能。