李平平 ， 刘元森

（1. 中车戚墅堰机车车辆工艺研究所有限公司，江苏 常州 213011；2. 中车青岛四方机车车辆股份有限公司，山东 青岛 266111）

0 引言

螺柱作为两端均外带螺纹的一类紧固件，主要用于被连接零件厚度较大、要求结构紧凑，或因拆卸频繁，不宜采用螺栓连接的场合。目前，螺栓类产品氢脆断裂是较为常见的故障模式[1-2]。螺柱型号为 M39×215，材质为 40Cr，制造工艺为：棒材→调质→（840 ℃油淬+530 ℃回火）→滚牙→电镀。其主要用于侧盖板的拧紧固定。安装过程中，首先在4个角上进行预紧，预紧力为180 N·m，当预紧至第4根螺柱时发生断裂。值得注意的是，断裂时扭力仅为50 N·m。

一般而言，产品氢脆发生在亚表面[3-6]，发生在中心部位的氢脆断裂较为少见。本研究通过断口宏微观形貌检查、能谱分析、硬度检测、带状组织评级、力学性能测试等方法，对断裂螺柱进行分析，最终确定螺柱断裂起源部位，以及断裂的根本原因。

1 试验过程与结果

1.1 宏微观形貌检查及能谱分析

断裂螺柱外观形貌见图1a，断裂处无缩颈等明显的塑性变形，无磕碰、擦伤等机械损伤。断口宏观形貌与文献[7-8]中所述形貌较为相近，如图1b所示：1）断面新鲜，无异物覆盖，无氧化、腐蚀迹象；2）以图中黄色虚线为界，断口包括中间细瓷状平坦区和边缘45°剪切唇区；3）根据放射状裂纹收敛方向可进一步判断，中间平坦区为裂纹起始的螺柱中心位置（图1b中红色虚线区域），边缘剪切唇区则是以前者为源发生一次性过载断裂位置。为了便于分析，特将断口不同部位分别编号为 1#、2#、3#。

图 1 螺柱外观及断口宏观形貌Fig.1 Appearance of double-screw bolt and macroscopic feature of fracture surface

将螺柱断口采用无水乙醇超声清洗后，放入扫描电镜中观察微观形貌并进行能谱分析，结果如图2所示。由图可知：1#位置微观形貌为典型的冰糖状沿晶断裂特征，晶界洁净、无异物，晶间二次裂纹清晰可见，表现为氢脆断裂特征；2#位置微观形貌以解理断裂特征为主；3#位置微观形貌为韧窝特征。能谱检查发现：1#位置的C含量远高于40Cr成分范围（质量分数为0.37%～0.44%），合金元素Cr、Mn含量也远高于2#位置的含量，说明断裂螺柱中心位置存在严重的碳偏析和合金元素偏析（表1）。文献[9-10]研究表明，碳对材料的氢敏感性影响很大，含碳量越高，材料对氢越敏感。

图 2 螺柱断口微观形貌Fig.2 Microscopic features of fracture surface

表 1 螺柱断口能谱分析(质量分数 /%)Table 1 EDS analysis result of fracture (mass fraction /%)

1.2 低倍及显微组织分析

在断口下方约20 mm处取横截面试样进行低倍腐蚀试验，结果见表2、图3a，未见明显异常。

表 2 低倍检查结果Table 2 Macrography examination

沿图1b中绿色虚线线切割取样后进行纵截面低倍腐蚀试验，结果见图3b。可知：中心区域尤其靠近断口附近碳偏析严重，易腐蚀且流线清晰可见，该处恰好是螺柱断口的起裂部位。仔细观察发现，纵截面表现出3个典型的特征区域：中心偏析Ⅰ区、枝晶偏析Ⅱ区、螺牙Ⅲ区。其中，Ⅱ区明显的枝晶偏析说明螺柱原材料存在轧制不充分的现象。

图 3 低倍形貌Fig.3 Macrography examination

对纵截面试样进行显微组织分析，结果见图4。抛光态形貌无夹杂、夹渣、疏松等原材料缺陷，裂纹面为沿晶扩展形貌，这与微观检查结果一致（图4a）。Ⅰ区偏析处与裂纹源位置完全对应，仔细观察发现：裂纹源位置轴向等距分布着多条宽约100 μm的裂纹（图4b），此类裂纹实则是位于螺柱中心垂直于轴向直径约100 μm的沿晶裂纹面。此外，Ⅰ区和Ⅲ区组织为回火索氏体，Ⅱ区组织为回火索氏体+贝氏体+少量铁素体，这与材料本身的淬透性有关（图4c～图4e）。

图 4 断裂螺柱显微组织分析Fig.4 Microstructure analysis of fractured double-screw bolt

由于本案例中的螺柱最终热处理状态为调质处理，虽然通过纵截面腐蚀形貌能清晰观察到带状偏析现象，但不能准确地评定级别，故对试样进行完全退火处理后，其显微组织如图4f所示。可见，数条连续的铁素体带贯穿视场，且铁素体晶粒发生明显变形，根据GB/T 13299—1991评定带状组织级别约为4～5级，说明螺柱原材料本身带状偏析严重，这与前述能谱分析结果一致。通常螺栓类产品带状组织评级要求≤3级。

1.3 硬度检查及拉伸试验

对纵截面中3个典型区域进行显微硬度检查，结果表明：Ⅰ区硬度约为HRC 42，Ⅱ区硬度约为HRC 28，Ⅲ区硬度约为HRC 36。技术要求规定的硬度为HRC 32～38，可见Ⅰ区硬度超出规定的上限值。

对同批次未断裂螺柱进行拉伸试验，断裂发生于未旋合螺纹长度内，抗拉强度为957 MPa，断裂处发生明显缩颈，且断裂面形貌与本案例失效件不同。经微观形貌观察可知，拉伸断口全部为韧窝形貌（图5）。

图 5 拉伸试样断裂形貌Fig.5 Fracture morphology of tensile sample

2 分析与讨论

根据上述检查结果可知：螺柱宏观形貌无明显塑性变形，未见磕碰、刮擦等机械损伤；断口包括中间平坦区和边缘剪切唇区两部分，断面新鲜，无异物覆盖，无氧化、腐蚀迹象；根据放射状裂纹收敛方向判断裂源位于螺柱中心位置。微观形貌显示上述中间平坦区又分为中心沿晶区和周围解理区，其中沿晶区整体呈直径约200 μm的圆形特征。另外，螺柱中心区域存在明显的碳偏析和合金元素偏析，且原材料存在轧制不充分的现象。由此可以判断，螺柱的断裂性质为偏析导致的氢脆断裂。

通常合金钢在凝固过程中不可避免会出现枝晶偏析，经轧制后将形成一次带状，这种带状组织很难用热处理的方法加以消除。对于原材料而言，带状组织主要表现为材料的各向异性，通常纵向强度高于横向强度（即性能产生各向异性），这将极大地降低钢的塑性、冲击韧性和断面收缩率。对于需要后续热处理的零件，由于成分的差异，也将造成各区域Ms点不同，发生马氏体转变的时间先后不一，淬火后形成很大的显微内应力，轻则导致热变形过大，重则会造成应力集中，甚至出现裂纹[11]。零件材料强度处于标准要求的中下限水平时能够显著降低氢脆敏感性[12]，而本案例中由于C元素等的严重偏析，使得螺柱心部强度硬度远高于表面和过渡区，极大地增加了氢脆断裂的风险。

针对上述分析，提出以下预防措施：1）提升冶炼水平，改善原材料纯净度，从而降低一次偏析的形核中心数量；2）增强锻比进行充分轧制，减弱枝晶偏析程度；3）进行高温扩散退火，消除或减弱偏析。

3 结论

1）失效螺柱的断裂性质为氢脆断裂。

2）断裂螺柱裂纹源处硬度远高于其他区域，超出技术要求的上限值。

3）螺柱的早期断裂主要与心部严重的元素偏析有关，其一方面提高了强度硬度，增大了氢脆敏感性；另一方面产生了很大淬火内应力。