螺纹紧固件失效分析案例(第5部分)

13. 网架螺栓断裂原因分析

对一个M39×131的网架螺栓在服役中发生断裂的原因进行分析。螺栓由40Cr钢制造，并经调质热处理。

一、 外观

螺栓断裂处位于杆部的第二个螺扣牙根处。螺栓断裂部位未见塑性变形，断口有部分锈蚀。

二、 断口

图1为螺栓断口的宏观照片。

图1 断口宏观形貌

断口可明显分成三个区。Ⅰ区为无明显花样的光滑区；Ⅱ区为呈海滩花样的条带区；Ⅲ区为最后断裂区——瞬断区，该区平面与螺栓轴线大体呈45°角，属于剪切断裂区。由断口特征可以判断，螺栓断裂属于弯曲疲劳断裂。

为了更清晰的观察断口三个区的形貌，将三个区进行局部放大观察（图2）

Ⅰ区 Ⅱ区（其中白道为滑伤）

Ⅲ区

图2 断口三个特征区的局部放大形貌8×

由照片可见，Ⅰ区为疲劳裂纹萌生及缓慢扩展区。螺纹在螺纹根部高应力集中区首先诱发裂纹，在周期交变应力的作用下，螺纹反复张合，产生摩擦挤压，因而形成光滑断面。在该区裂纹起始部位（图中箭头所指），可见大量细小台阶，说明疲劳裂纹的产生是多源的，此系在缺口应力集中时疲劳裂纹产生的典型形貌特征。Ⅱ区为疲劳裂纹快速扩展区，其形貌特征为有明显的且平行的海滩状前沿线，此系裂纹扩展时周期性伸展与停歇而留下的痕迹。该区约占断口总面积的2/3。Ⅲ区为最后断裂区，断口粗糙灰暗。该区的形成为裂纹扩展至一定程度后（Ⅱ阶段结束），剩余断面不堪承受外力作用，瞬时被拉断的结果。

Ⅰ区和Ⅱ区占整个断口面积的90％以上。

三、 低倍、金相组织

1.夹杂

图3为螺栓材料中的非金属夹杂物，主要为球状不变形氧化物，评定为3级（GB 10561-1989）。

图3 夹杂物100×

2.金相组织

螺栓材料的金相组织为调质索氏体＋部分断续网状铁素体和针状铁素体（魏氏组织）（图4）。

100× 500×

图4 螺栓材料金相组织

四、 初步分析意见

1.螺栓的断裂属于弯曲疲劳断裂。螺栓在服役过程中承受了单向弯曲交变应力（或者说双向弯曲交变应力，但其中一侧的应力远大于另一侧）。该应力的产生可能是由于螺栓安装及外界环境的影响等综合因素形成的。根据疲劳裂纹扩展区的面积（Ⅰ区＋Ⅱ区）占整个断口面积的90％以上来判断，螺栓承受的弯

曲交变应力并不大，这点从螺栓使用几年后才发生断裂得到了证明。

螺栓材料的金相组织为非完全调质组织，局部区域存在网、针状铁素体（魏氏组织），对螺栓的机械性能有一些影响。

14. 螺钉断裂原因分析

某厂使用的机构固定架(产品型号为HPL245B1)的两个螺钉在装配拧紧力矩为79N·m时发生断裂，要求对断裂原因进行分析，样品由北京ABB高压开关设备有限公司送检。内六角圆柱头螺钉规格为M10×40，性能等级为12.9级。

一、检测

1．外观

断裂的两个螺钉外观形貌如图l。一个断在螺纹杆部的中间（以下简称A螺钉），一个断在螺钉头下过渡圆角的根部（以下简称B螺钉）。

图1 断裂螺钉的外观形貌

螺钉表面经发黑处理。两个螺钉未见塑性变形。

2．体视观察

在体视显微镜下观察，螺钉A的断口放大形貌如图2。

图2 螺钉A的断口形貌

由断口明显可见，断口可分成三个区：起裂区a：裂纹快速扩展区b：瞬断区c。起裂区位于螺纹根部，断口上有多个台阶，说明起裂的多源性。在裂纹快速扩展区可见明显的放射状条纹——撕裂棱，放射条纹的收敛点便是起裂的开始位置。裂纹扩展至一定深度后，当剩余面积不足以抵抗外力的作用便瞬时破断，并在表面区域形成光滑的与轴线呈约45°的剪断区（C区）。

在起裂区（a区），高倍下可观察到蓝色、紫色的氧化色（图中箭头所指），这种氧化色通常是在300℃～400℃形成的。

在检查螺钉A时，在距离断口的第二个齿根部观察到一条明显的锯齿状裂纹（图3），沿该裂纹将螺钉拉断，从拉断的断口上2/3的表面呈灰黑色，说明该处已受到氧化，行将断裂（图4）。

图3 螺钉A齿根部的周向裂纹（箭头所指） 图4 沿图3齿底裂纹拉断后的断口 在头部过渡圆角根部断裂的螺钉B，断口外型呈皿状，这是圆角处因应力集中而断裂的常有特征（图1，图5）。从断口上放射状撕裂条线的走向可以判断，断裂源区在表面（图中箭头所指)。在源区可以看到外圆表面存在两个小缺口，小缺口的内表面因高温氧化而变蓝。

图5 螺栓B的断口形貌

3．硬度

在螺钉的横截面上测量硬度，结果如下：

螺钉A 380HV30

螺钉B 401HV30

4．组织

夹杂物如图6。

螺钉A的夹杂物主要为点球状不变形夹杂物，评定为1.5级（GBl0561-1989)。螺钉B的夹杂物主要为点球状不变形夹杂物和氧化铝，评定为2.5级。

螺钉A 螺钉B

图6 螺钉材料中的夹杂物 100×

两个螺钉金相组织均为保持马氏体位向的索氏体调质组织（图7）。螺钉B

的索氏体较螺钉A明显要粗大些。

螺钉A 螺钉B

图7 螺栓的金相组织500×

图8为螺钉A纵截面的金相组织形貌，在所观察的这段螺纹中，在5个齿底处存明显的裂纹，图中仅代表性地选择了三个进行拍照。裂纹从齿底引发，向内部沿晶扩展。在最宽的一条裂纹内部可观察到灰色氧化物。

图8 螺钉A的齿底裂纹100×

图9为螺钉B断口附近纵截面的金相组织，齿底未发现裂纹，但在断口处的外圆表面存在明显的脱碳层，显微硬度仅为76HV0.02，脱碳层最深处为O.034mm。此外在脱碳层中也观察到许多细小裂纹。

图9 螺钉B断口外圆表面的脱碳层及脱碳层中的裂纹250×

二、分析

检测结果表明，螺钉基体组织为正常调质索氏体组织，硬度为380～401HV30，符合GB／T 3098.1-2000的规定（规定值为max=435HV，min=385HV)。

但螺钉A在多个齿底存在裂纹，这是螺钉A断裂的根本原因。从断口源区表面存在的氧化色以及裂纹内表面存在的氧化物可以判断，裂纹的产生系在淬火过程中形成的，在随后的回火过程中，裂纹表面因高温回火产生了氧化色。裂纹的沿晶扩展可能是因为在第一类回火脆性区回火，沿晶界沉淀的析出物削弱了晶界强度所致。

螺钉B的断裂是由于在螺纹头下过渡圆角处存在明显的脱碳层，加之在脱碳层区表面存存明显的凹坑及脱碳层中存在的细小裂纹，大大削弱了该处的强度，因此在拧紧力矩未超过规定的破坏扭矩90N·m（GB／T 3098.13—1993）也会导致破坏。

三、结沦

1．螺钉A的断裂原因是由于在齿底部存在淬火裂纹所致。

2．螺钉B的断裂原因是由于表面存在较深的脱碳层而引起的。