分享：１０.９级高强螺栓头部断裂原因分析

黄嘉乐,钱 锟,韩 波

 (上海宝冶工程技术有限公司,上海 ２００９４１) 

摘 要:通过宏观检验、化学成分分析、力学性能试验、金相检验及能谱分析等方法对10.9级高 强螺栓断裂原因进行了分析.结果表明:在螺栓镦头成型工序中,头部R 角部位产生折叠微裂纹, 形成了早期裂纹源;在服役过程中,螺栓长期受交变工作应力作用,使得微裂纹进一步扩展,最终导 致高周疲劳断裂.最后提出了相应的预防措施. 

关键词:10.9级螺栓;高周疲劳;断裂;折叠微裂纹;氧化皮 中图分类号:TG１１５．２ 文献标志码:B 文章编号:１００１Ｇ４０１２(２０１９)１０Ｇ０７１８Ｇ０４

螺栓连接是塔筒、齿轮箱、叶片、发电机等众多 风电设备基础构件的一种重要紧固方式,螺栓的安 全性与可靠性影响着整个风力发电机的使用寿命. 风机塔筒是风力发电机的塔杆,主要起支撑作用,同 时可以吸收机组振动,多节塔筒通过高强螺栓连接 紧固后达到预定高度. 

某风场于２０１３年初使用精度检定合格的定扭 力扳手 安 装 了 风 机 塔 筒 法 兰 螺 栓,安 装 扭 矩 为 ５８００N??m.２０１６年５月,塔筒爬梯位置附近的１根 螺 栓 断 裂 于 头 部. 该 螺 栓 规 格 为 M４８ mm × ３１０mm,级 别 为 １０．９ 级,批 号 为 １２０４,材 料 为 ４２CrMoA 钢.螺栓主要生产工艺为:退火→拉拔→ 下料→镦头成型→热处理(调质,具体参数不详)→ 滚丝→达克罗. 

为查明该螺栓的断裂原因,加强对其安全性和 可靠性的控制,消除安全隐患,保证风机正常、平稳 的运行,笔者通过一系列理化检验方法对其断裂原 因进行了分析. 

１ 理化检验 

１．１ 宏观检验 

断裂螺栓的宏观形貌如图１所示.可见螺栓断 裂于头部R 角部位,螺杆及螺纹部位未见明显的塑 性变形.由图２可见,断口宏观形貌较平整,整体呈 灰色,局部有斑点状锈蚀痕迹;可明显观察到裂纹源 区、裂纹扩展区及瞬断区. 

裂纹起源于头部R 角部位,根据源区特征,将其 分为 A,B两区,见图３a).裂纹源 A区呈黑褐色弧形 特征,长度约为７mm,最深处约为３mm.扩展弧线 较浅,间距小,呈浪花状向螺栓心部扩展.裂纹源 B 区出现台阶,扩展弧线呈放射状向心部扩展,弧线间 距较大.从断口侧面可见,裂纹源区存在损伤痕迹,损伤表面断口较新鲜,判定为断后损伤,见图３b). 裂纹扩展区约占断口面积的９０％,贝壳纹清晰可见. 瞬断区约占断口面积的１０％,呈剪切特征.

综上所述可以判断,该螺栓的断裂机制为疲劳 断裂.断口裂纹扩展区面积较大,瞬断区面积较小, 说明螺栓在服役条件下名义工作应力较低.从扩展 弧线形状可知,裂纹起源时存在中等应力集中现象.从裂纹源 A,B区的扩展弧线特征及扩展距离可见, 裂纹起源于 A 区并缓慢扩展,在此过程中,B 区裂 纹萌生,两区裂纹汇合后同时向心部扩展[１].

１．２ 化学成分分析 

从螺栓断口下方３０mm 处取样进行化学成分 分析,检测结果见表１.可见该断裂螺栓的化学成 分 符 合 GB/T ３０７７ － ２０１５«合 金 结 构 钢 »对 ４２CrMoA 钢成分的要求. 

１．３ 力学性能试验 

在断裂螺 栓 上 截 取 拉 伸 试 样、冲 击 试 样 进 行 力学性能试验.取样位置位于 D/４处(D 为螺栓 直径),试验结果见表２.可见断裂螺栓的力学性 能(屈 服 强 度、抗 拉 强 度、断 面 收 缩 率、断 后 伸 长 率、冲击吸收能量、洛氏硬度)符合 GB/T３０９８．１－ ２０１０«紧固件机械性能 螺栓、螺钉和螺柱»的技术 要求. 

１．４ 金相检验 

分别从螺栓心部和裂纹源 A,B 处沿纵截面取 样,按 GB/T１３２９８－２０１５«金 属 显 微 组 织 检 验 方 法»制样,随后置于光学显微镜下观察[２].裂纹源 A 处的微观形貌见图４和图５.从抛光态形貌可见, 在距断口表面约２００μm 处,存在平行于断口的微裂纹,裂纹较宽且间隙中填满了致密氧化皮.采用 ４％(体积分数)硝酸酒精溶液浸蚀后可见,R 角表 面存在不完全脱碳现象,脱碳层深度约为１０５μm. 裂纹主要以穿晶方式扩展,两侧未见脱碳现象.裂 纹源 B处的微观形貌见图６和图７,从抛光态形貌 可见,断口下方存在两条微裂纹,裂纹形态崎岖,略 有分叉,且裂纹中间略宽于两边,其中填满了致密氧 化皮.浸蚀后可见,R 角表面同样存在不完全脱碳 现象,裂纹穿晶扩展,两侧未见脱碳现象.

根据 GB/T１０５６１－２００５«钢中非金属夹杂物 含量的测定Ｇ标准评级图显微检验法»中的实际检验 A 法进行非金属夹杂物级别评定,螺栓心部的非金 属夹杂物级别为 A０．５,B０,C０,D０．５,材料纯净度良 好.螺栓心部显微组织为回火索氏体 ＋ 少量铁素 体,属正常组织. 综上所述可见,螺栓心部显微组织及非金属夹 杂物级别均正常.微裂纹形态不一,略有分叉,裂纹 源表面及微裂纹间隙中均存在氧化皮,说明该裂纹 可能产生于镦头成型或热处理工序中.氧化皮致密 且近乎封闭于R 角表面,可推断出该裂纹为镦头成 型过程中形成的氧化皮折叠类缺陷[３]. 

１．５ 低倍检验 

在螺栓头部沿纵向截取试样,在断口下方沿横 向截取试样,根据 GB/T２２６－２０１５«钢的低倍组织及缺陷酸蚀检验法»,经磨抛后使用体积比为１∶１的 工业盐酸水溶液进行热酸蚀试验.螺栓头部流线清 晰随 形,无 明 显 的 锻 造 缺 陷,见 图 ８. 与 GB/T １９７９－２００１«结构钢低倍组织缺陷评级图»中的评级 图对比,断裂螺栓低倍组织缺陷评定级别为中心疏 松０．５级,一般疏松０．５级,见图９.

１．６ 断口形貌及微区成分分析 

将螺 栓 断 口 清 洗 后 置 于 扫 描 电 子 显 微 镜(SEM)下进行微观形貌观察[４].裂纹源 A 处存在 半弧形暗黑色痕迹,疲劳贝纹线由黑色部位向四周 扩展,放大后可见该部位发生了氧化,无明显断裂特 征,见图１０.裂纹源 B 处存在疲劳台阶,未见明显 缺陷,见图１１.裂纹扩展区有明显的疲劳辉纹,辉 纹细腻紧密,说明裂纹扩展速度较慢,呈高周疲劳特 征,见图１２. 

使用能谱仪对裂纹源 A 处进行微区成分分析, 结果见图１３.裂纹源 A 处半弧形黑色区域主要含 有铁和氧两种元素,即断口表面物质以氧化物为主.

２ 分析与讨论 

该１０．９级高强螺栓的断裂机制为高周疲劳断 裂,其疲劳性能主要有以下几个影响因素[５]: 

(１)材料成分及性能.螺栓的化学成分、力学性能均符合 GB/T３０９８．１－２０１０中对１０．９级螺栓 的技术要求.螺栓非金属夹杂物级别及心部显微组 织均正常,表明该螺栓的材料性能较好,对螺栓疲劳 性能的影响较小.

(２)表面状态.由于疲劳裂纹一般都产生在零 件的表面,故表面状态的优劣对材料疲劳性能有较 大的影响.表面状态越差,应力集中源越多,裂纹产 生和扩展的越早,疲劳强度越低.该断裂螺栓在 R 角部位存在折叠微裂纹,降低了螺栓承载的截面积. 同时,微裂纹的存在加剧了螺栓头部R 角部位的应 力集中现象,从而形成了早期裂纹源. 

(３)加载方式及环境介质.该螺栓用于连接风 机塔筒法兰,长期承受振动应力,应力大小主要与塔 筒所受风频有关.当风频较高时,螺栓处于循环交变应力作用下,这为疲劳裂纹的扩展提供了有效的 动力源. 对螺栓生产线调研发现,在镦头成型工序中,螺 栓的加热方式为局部感应.但在加热过程中,夹持 螺栓的夹具也会升温,因此需要对夹具进行实时冷 却.当外部振动或工人操作不慎时,冷却夹具的水 可能会飞溅到螺栓上,使其头部表面形成氧化皮. 随后在镦头时,R 角部位的氧化皮因流线的改变折 叠到螺栓次表面,形成了折叠缺陷. 

３ 结论及建议 

该１０．９级螺栓断裂机制为高周疲劳断裂.裂纹源 为头部R 角部位的折叠微裂纹,该裂纹产生于螺栓镦 头成型工序中.在服役过程中,螺栓长期受交变工作 应力作用,导致微裂纹进一步扩展,最终造成断裂. 建议加强螺栓镦头工艺过程的控制,改变镦头 成型工序中夹具的冷却方式,由外部冷却改为内部 冷却,以减少 R 角部位形成氧化皮的可能性;加强 对服役螺栓的定期维护与检修,防止螺栓出现松动, 从而减小附加交变应力的影响. 

４ 结论及建议 

(１)调速器步进电机轴断裂失效模式为低应力 高周旋转/弯曲疲劳断裂. 

(２)调速器步进电机轴疲劳断裂失效原因主要 归结为以下几点.首先,步进电机轴表面变径部位 退刀槽位置存在明显应力集中现象;其次,步进电机 轴材料内部存在非金属夹杂物,会进一步造成应力 叠加或应力集中;最后,硫化物、碳化物等夹杂物的 存在会降低材料塑性、韧性和疲劳强度,造成材料力 学性能降低,加速疲劳裂纹的形成和扩展. 

(３)由于厂方未提供调速器步进电机轴具体材 料及热处理状态,因此化学成分分析和硬度试验结 果仅供参考. 

(４)为防止类似失效事故的再次发生,建议严 格落实调速器步进电机轴材料,把控电机轴产品质 量,保证电机轴的化学成分满足技术要求;若有必要 建议对在役或新采购的步进电机轴进行材料复核和 强度复核;优化结构设计和材料选用,严格控制步进 电机轴变径部位退刀槽位置的加工精度.

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<文章来源 >材料与测试网 > 期刊论文 > 理化检验－物理分册 > 55卷 > 10期 (pp:718-721)>