联轴螺栓失效分析

2016-11-09卢从义吴双辉丁军锋戚彩梦

上海大中型电机 2016年3期

关键词：魏氏氢脆断口

卢从义，吴双辉，丁军锋，戚彩梦

(哈尔滨大电机研究所，黑龙江哈尔滨　150040)

联轴螺栓失效分析

卢从义，吴双辉，丁军锋，戚彩梦

(哈尔滨大电机研究所，黑龙江哈尔滨150040)

采用了光谱分析、低倍酸洗、金相、SEM(扫描电子显微镜)等手段，对在电站工地现场预紧加载时断裂的某联轴螺栓断裂原因进行综合试验分析。分析结果得出：断裂原因是铺焊后在焊缝熔合区产生氢致裂纹，同时焊接热影响区存在晶粒粗大的魏氏组织，降低了材料性能，螺栓中心的带状组织也降低了材料的综合性能，使裂纹易于扩展，熔合区的氢脆裂纹在焊接残余应力和预紧加载力的综合作用下，由边缘向螺栓心部发展，最后失稳断裂。

联轴螺栓；断裂；氢致裂纹；魏氏组织

0　引言

某厂制造了一批尺寸为φ200×1 050 mm，材质为35CrMo的联轴螺栓锻件，机加工至图纸尺寸交货。在电站现场安装预紧时其中一根联轴螺栓断裂为两截。图1为断裂位置示意图，从图中可以看出断裂位置位于小直径向大直径过渡轴肩R处；图2为联轴螺栓宏观照片，从图中可以看出螺栓无明显的宏观塑性变形，断口表面部分发生锈蚀。

为找出螺栓断裂的原因，我们对断裂样品进行了化学成分、力学性能、显微组织及宏观断口、微观断口和氢含量分析。通过分析原因，为同批次其他联轴螺栓预防失效提供依据。

图1　断裂位置示意图

图2　联轴螺栓断裂宏观照片

1　试验结果及分析

1.1化学成分分析

采用OXFORD公司ARC-MET8000型直读光谱仪对断裂螺栓进行化学成分分析，其实测结果见表1，可以看出，螺栓化学成分符合技术要求。

表1　断裂螺栓化学成分检验结果

1.2力学性能检测

在断裂螺栓半径1/2处取纵向拉伸试样2件和纵向冲击试样3件，拉伸试验在AG-250型万能电子拉伸机上进行，拉伸试样为圆柱形光滑拉伸试样，平行段直径为φ10 mm；冲击试验在CBD-300型摆锤冲击试验机上进行，冲击试样尺寸为10 mm×10 mm×55 mm，开U形缺口；硬度试验在HB-3000B型布氏硬度试验机上进行，测试结果如表2所示，符合技术要求。

表2　螺栓力学性能检验结果

1.3低倍组织分析

在距离螺栓断口5 mm处截取厚度为6 mm的横向试片进行低倍酸洗试验。在Stemi2000-C型蔡司体式显微镜下对酸洗后的试片进行低倍形貌观察，在试片边缘发现一圈深度约1 mm的整圈白亮焊接区，见图(3a)和图(3b)；整圈白色亮区附近有多处小裂纹，裂纹长度平均约4 mm，最大长度约10 mm。这些裂纹均起源于焊缝的熔合区，见图(3c)。

图3　低倍的裂纹宏观形貌

1.4金相组织检验

对焊接部位取样进行金相组织分析，图(4a)位于焊缝接头位置，从左往右依次为：A区为母材区，放大照片见图(4b) ，金相组织为回火索氏体；B区为热影响区+熔合区，图(4c)为热影响区的过热区，金相组织为回火索氏体+铁素体+珠光体+魏氏组织，粗晶区部分晶粒粗大，最大晶粒度可达3级；C区为焊缝区，放大照片见图(4d)，金相组织为贝氏体+铁素体。从金相照片中可以看出，由于焊接时温度过高，导致热影响区和熔合区出现魏氏组织，原始奥氏体晶粒长大，这将严重降低热影响区的材料性能。

图4　焊接部位金相组织

对螺栓心部取样进行金相组织分析，螺栓心部未淬透，存在纵向、带状分布的铁素体、珠光体条带，如图5所示。有文献指出，带状组织使钢在垂直于轧制方向的伸长率、断面收缩率及冲击值降低[2]。

图5　螺栓心部金相组织

1.5断口分析

1.5.1宏观断口分析

图6为带螺母侧螺栓的断口形貌，断口较平整，粗糙，可见闪光小刻面，为典型的脆性断裂。在断裂螺栓边缘处发现两处裂纹源见图6(a)，可见起裂点向四周发散的放射状花样见图6(b)和图6(c)。边缘最外端有剪切唇，为最后瞬断区。从断口的宏观形貌判断，裂纹是从边缘处萌生并向内扩展，当裂纹扩展到一定尺寸后，单位面积承载的强度超过材料的抗拉极限，使得最后连接部位瞬间断裂。

图6　宏观断口照片

1.5.2SEM微观断口分析

采用日立S3700型扫描电镜对源区附近进行微观断口分析，如图7所示，从断口形貌可以看出典型的“冰糖状”花样，并伴有鸡爪痕特征，裂纹以沿晶方式进行扩展。

图7　微观断口形貌

1.6氢含量分析

为确定断裂螺栓中心附近和铺焊区的氢含量情况，在螺栓中心附近和铺焊区取样进行氢含量测定，测定结果如表3所示，氢含量测量结果表明，焊缝区的氢含量大于螺栓中心部位。有文献指出，氢含量超过2.7 ppm时，金属材料将会出现氢脆现象[1]，铺焊区氢含量明显高于产生氢脆对氢含量的下限要求，表明铺焊区有产生氢致裂纹的倾向性。

表3　螺柱不同部位氢含量检验结果　ppm

2　断裂原因分析

由化学成分分析结果表明，材料化学成分符合标准要求；力学性能试样取自半径1/2处，表明此位置的力学性能符合标准要求。由此可判断，原材料不是导致该螺栓断裂的原因。

经过低倍酸洗和金相分析后，发现该螺栓未经批准违规铺焊。至此制造厂才承认该螺栓经过铺焊的事实：该厂外购该批螺栓锻件热处理后进行精加工，由于错误加工，导致中部尺寸不够，制造厂违规在该联轴螺栓中部尺寸欠缺区沿圆周方向铺焊。同时，该批螺栓制造时正处于雨季，空气湿度大，制造厂未对铺焊用焊条进行烘干，焊后也未进行焊后消除残余应力退火，也未进行焊接工艺评定。经现场TH160型里氏硬度计验证，断裂位置左侧铺焊长度约为40 mm，右侧铺焊长度约为190 mm。

断口分析结果表明，该螺栓断口附近无明显塑性变形，断面较平齐，呈亮灰色，微观断口沿晶分离，晶面上伴有鸡爪痕，这些都是氢脆的典型断口形貌[3]。

氢含量分析表明，焊缝区的氢含量相对于螺栓心部有异常变化，有文献指出：一般强度螺栓的氢质量分数大于5×10-6mg/kg(5 ppm)即开始产生氢致裂纹[4]。还有文献认为裂纹材料的氢脆开裂是一个和氢原子扩散有关的过程。在负载条件下，氢原子将从四周扩散到裂纹尖端高应力区，当局部浓度达到临界值即起始开裂[5]。此螺栓铺焊区的氢质量分数超过此极限值，表明该螺栓起裂原因为氢脆。

焊接时引入的氢原子一般处于金属原子之间的空隙中，聚集在晶格中发生原子错排的位错附近，当金属材料受外力作用时，材料内部的应力分布是不均匀的，在材料外形迅速过渡区域或在材料内部缺陷和微裂纹处会发生应力集中。在应力梯度作用下氢原子在晶格内扩散或跟随位错运动向应力集中区域集聚。由于氢和金属原子之间的交互作用使金属原子间的结合力变弱，这样在高氢区会萌生出裂纹并扩展。该螺栓在应力的作用下，处在点阵间隙的氢原子也会通过扩散集中于缺陷所产生的应力处，氢原子由于位错的交互作用，使位错线被钉扎住，不能自由活动，从而使基体变脆[6]。另外，氢向裂纹聚集时又吸附在裂纹表面，使表面能降低，从而导致裂纹更容易扩展。

本文断裂螺栓在焊接残余应力和预紧加载的拉应力综合作用下，氢脆裂纹优先在R过渡的应力集中处延伸扩展；同时，由于焊接温度高，导致热影响区和熔合区出现原始奥氏体晶粒粗大和魏氏组织，严重降低了材料性能。由于心部的带状组织也降低了材料的综合性能，在这些因素的共同作用下引起裂纹的迅速扩展，随着螺栓的受力截面越来越小，应力也越来越大，最终导致螺栓脆断失效。