高強(qiáng)度螺栓摩擦型和承壓型連接的區(qū)別

一、理化檢驗(yàn)

1、宏觀檢驗(yàn)

該螺栓斷裂于桿部，其斷口宏觀形貌如圖1所示。螺栓斷口與軸線垂直，整個(gè)斷口宏觀上可分為3個(gè)區(qū)：斷裂源區(qū)、放射區(qū)和剪切唇區(qū)。斷裂源區(qū)處于斷口的中心部位，該區(qū)面積很?。环派鋮^(qū)為快速的脆性斷裂區(qū)，呈現(xiàn)明顯的放射狀條紋特征，放射狀條紋的收斂于斷口中心，即為斷裂源，放射區(qū)面積較大，占斷口總面積的70%～80%；剪切唇區(qū)處于斷口的四周邊緣，為最終斷裂區(qū)，并與斷口面約呈45°。這些特征表明該螺栓斷口為典型的在拉伸載荷作用下發(fā)生的混合型斷裂，以脆性斷裂為主。

2、化學(xué)成分分析

運(yùn)用Labspark750型火花光譜儀對(duì)螺栓進(jìn)行化學(xué)成分分析，結(jié)果見表1，由表1可以看出螺栓的化學(xué)成分滿足協(xié)議對(duì)B7鋼的技術(shù)要求。

3、斷口分析

采用日本J SM - 6 4 8 0型掃描電鏡及牛津INCA-350型能譜儀，對(duì)螺栓斷口微觀形貌及微區(qū)成分進(jìn)行觀察。斷口為異常的沿晶或沿晶＋局部穿晶解理斷裂，該區(qū)域大小為400～550μm，斷裂源區(qū)沿晶斷口形貌如圖2所示，沿晶＋穿晶解理斷裂特征如圖3所示，斷裂源區(qū)局部脆性穿晶解理斷口形貌如圖4所示，準(zhǔn)解理斷裂特征如圖5所示。放射區(qū)斷口面積較大，占整個(gè)斷口的70%～80%，其微觀特征為典型的脆性解理斷裂。斷口周圍是最后斷裂的剪切唇區(qū)，其微觀特征為大量的撕裂韌窩（圖6）。

4、金相檢驗(yàn)

（1）非金屬夾雜物
對(duì)斷口進(jìn)行磨制、拋光后，制成金相試樣在光學(xué)顯微鏡下觀察，按GB/T10561—2005標(biāo)準(zhǔn)評(píng)級(jí)圖對(duì)鋼中非金屬夾雜物進(jìn)行評(píng)級(jí)。斷裂螺栓鋼中非金屬夾雜物如圖7所示，斷裂螺栓鋼中表面層與心部非金屬夾雜物無明顯差別，D類環(huán)狀氧化物夾雜物級(jí)別約為粗D2～D2.5級(jí)。

（2）螺栓表面和心部金相組織
經(jīng)體積分?jǐn)?shù)為3%硝酸酒精溶液浸蝕后，用光學(xué)顯微鏡及掃描電鏡觀察分析斷裂螺栓的金相組織。螺栓桿部橫截面試樣經(jīng)浸蝕后，在光學(xué)顯微鏡下觀察螺栓表層金相組織如圖8所示，為細(xì)小、均勻的回火索氏體組織。在距表面約15mm處，局部區(qū)域有較多的點(diǎn)狀、小塊狀的鐵素體組織，并有沿晶分布呈深黑色組織，有未完全淬透的痕跡，淺灰色區(qū)為細(xì)小、均勻的仍保留針狀馬氏體形態(tài)特征的回火索氏體組織。

螺栓心部金相組織如圖9所示，由圖9可以看出螺栓心部金相組織不均勻現(xiàn)象較為明顯，點(diǎn)狀、小塊狀鐵素體量較多，并有條狀或針狀魏氏組織特征。在掃描電鏡下，螺栓表層金相組織為針狀特征的正常均勻的回火索氏體組織（圖10）。在螺栓心部呈黑色（在金相顯微鏡下呈白色）的小塊狀鐵素體，金相組織也多呈板條狀特征，局部可見呈針狀特征（圖11）。

5、硬度測(cè)試

采用HR-150A洛氏硬度計(jì)分別在螺栓斷口橫截面進(jìn)行硬度測(cè)試，從螺栓表面至心部的硬度測(cè)試結(jié)果見表2。由表2可以看出表面硬度在35.1～38.3HRC，心部硬度在35.4～37.7 HRC。

二、分析與討論

1、斷裂螺栓斷口分析表明，斷裂源位于螺栓中心處，斷裂源斷口呈沿晶或沿晶＋局部穿晶解理斷裂，斷裂源區(qū)尺寸為400～550 μm，幾乎看不到韌窩特征的異常斷口。斷口放射區(qū)面積較大，占整個(gè)斷口的70%～80%，有明顯放射狀條紋，為裂紋快速擴(kuò)展區(qū)，是典型的脆性解理斷裂。

2、螺栓安裝時(shí)在拉伸載荷作用下，心部局部沿晶脆斷而引發(fā)的裂紋而快速擴(kuò)展導(dǎo)致的脆性斷裂。高強(qiáng)度螺栓經(jīng)過調(diào)質(zhì)處理，其強(qiáng)韌性配合良好，螺栓最終斷裂區(qū)有剪切唇，但心部的沿晶斷裂表明其晶界強(qiáng)度較低，這是由原材料軋制工藝控制不當(dāng)，存在不良的組織缺陷所致。

3、螺栓斷口金相組織分析表明：表層金相組織為均勻的回火索氏體，從距表面約12～15mm處開始出現(xiàn)組織不均勻現(xiàn)象，有少量的點(diǎn)狀、小塊狀鐵素體及沿晶分布呈深黑色組織（有未完全淬透的特征），心部組織不均勻現(xiàn)象較為明顯，呈白亮色的小塊狀鐵素體增多，局部有條狀或針狀魏氏組織特征，這與螺栓原材料熱軋存在不良組織缺陷及調(diào)質(zhì)熱處理加熱不足有關(guān)。螺栓在網(wǎng)帶爐中淬火加熱時(shí)因裝爐量大，網(wǎng)帶運(yùn)動(dòng)速度較快，造成螺栓加熱不足，心部奧氏體化不充分、不均勻，導(dǎo)致螺栓未完全淬透。

4、金相檢驗(yàn)分析顯示在距表面12～15mm處出現(xiàn)點(diǎn)狀、小塊狀的鐵素體組織，表明螺栓心部并未完全淬透，高溫回火處理會(huì)掩蓋淬火未完全淬透的真相，經(jīng)驗(yàn)的方法應(yīng)測(cè)定螺栓淬火態(tài)的心部硬度。

5、高強(qiáng)度螺栓在淬火加熱不足的情況下，表面硬度可達(dá)到36～38 HRC的技術(shù)要求，且符合GB/T 3098.1—2010《緊固件機(jī)械性能 螺栓、螺釘和螺柱》中的10.9級(jí)強(qiáng)度要求。在螺栓組織中非馬氏體數(shù)量較多時(shí)，會(huì)造成螺栓強(qiáng)韌性的降低，但不至于引起螺栓心部斷裂源區(qū)異常的沿晶斷裂。

三、結(jié)論與建議

1、該螺栓在安裝過程中出現(xiàn)螺栓桿部的早期斷裂，是異常的脆性斷裂。斷裂源區(qū)呈現(xiàn)的沿晶斷裂和解理斷口主要是螺栓熱軋?jiān)牧洗嬖诮M織缺陷所致。螺栓心部存在少量的小塊狀鐵素體及沿晶分布呈深黑色組織，表明螺栓在熱處理時(shí)存在加熱不足現(xiàn)象，但不是造成該螺栓脆斷的主要原因。

2、該螺栓淬火加熱不足的原因，可能與網(wǎng)帶爐裝爐量過大、網(wǎng)帶運(yùn)動(dòng)速度快及螺栓裝爐不均勻等因素有關(guān)。建議每批螺栓熱處理時(shí)，每班抽檢一件淬火態(tài)螺栓，取桿部橫截面試樣，從表面到心部每隔3～4mm測(cè)定其硬度變化情況，同時(shí)配合金相檢驗(yàn)分析其淬透情況，以確保高強(qiáng)度螺栓心部組織達(dá)到約90%馬氏體。

3、螺栓B7鋼實(shí)物冶金質(zhì)量一般，未發(fā)現(xiàn)有嚴(yán)重的非金屬夾雜物等缺陷。加強(qiáng)對(duì)螺栓B7鋼熱軋?jiān)牧辖M織的進(jìn)廠檢驗(yàn)，分析其帶狀組織及熱加工不良的缺陷組織情況。通過工藝試驗(yàn)，確定合理的熱處理工藝。

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