分享：42CrMo鋼螺栓斷裂失效分析
摘要
對(duì)42CrMo超高強(qiáng)度鋼基螺栓的斷裂行為進(jìn)行了實(shí)驗(yàn)研究，包括宏觀和微觀斷裂觀察、金相測(cè)試、力學(xué)性能測(cè)試和能譜分析。結(jié)果表明:錨桿斷裂源區(qū)和基體中存在大量硫化物夾雜、帶狀?yuàn)A雜和碳虧損等組織缺陷;這些缺陷降低了材料的疲勞強(qiáng)度，容易產(chǎn)生疲勞斷裂源。此外，硫化物夾雜易使裂紋擴(kuò)展，隨著應(yīng)力的增加，螺栓的有效橫截面逐漸減小，當(dāng)應(yīng)力超過材料斷裂強(qiáng)度時(shí)，最終導(dǎo)致螺栓斷裂?；跀嗔咽袚?jù)和疲勞裂紋擴(kuò)展曲線，探討了斷裂機(jī)理。
螺栓斷裂形態(tài)介紹
42CrMo鋼因其超高的強(qiáng)度、韌性、良好的淬透性、不明顯的回火脆性、淬火回火后較高的疲勞極限和抗多次沖擊能力而被廣泛應(yīng)用于鍛件[1-3]。這種鋼基鍛件具有較高的強(qiáng)度和較大的淬火回火截面，在機(jī)車牽引用大齒輪、壓力容器后橋、重載連桿、彈簧夾等工程應(yīng)用中具有廣闊的前景。以及深井鉆桿接頭和2000米水下打撈工具。
然而，故障的發(fā)生是不可避免的，因此，了解故障機(jī)理對(duì)優(yōu)化設(shè)計(jì)和規(guī)避行動(dòng)具有重要作用。本研究采用宏觀觀察和微觀觀察相結(jié)合的方法，分析了螺栓斷裂源區(qū)和基體的力學(xué)行為和金相組織。此外，通過引入斷裂失效判據(jù)[4,5]，從理論上探討了裂紋擴(kuò)展的起始和方向分析，提供了一種預(yù)測(cè)方法，有助于工程應(yīng)用。
該螺栓為風(fēng)力發(fā)電機(jī)的緊固螺栓，規(guī)格型號(hào)為M30 × 435。制造過程如下:原料?壓裂材料?鍛壓毛坯?毛坯?熱處理?縱向力學(xué)性能試驗(yàn)?探傷?精加工?成品。螺栓安裝使用時(shí)，客戶在巡檢過程中發(fā)現(xiàn)螺栓斷裂。
2. 測(cè)試過程及結(jié)果
2．1． 裂縫宏觀觀察
螺栓斷裂發(fā)生在靠近螺栓端部33mm處，如圖1所示。螺栓的斷口在螺紋根部。其形態(tài)如圖2所示。在宏觀觀察下，斷口上可以看到明顯的疲勞特征。斷裂起源于螺栓的外表面。半橢圓形狀的疲勞起始區(qū)相對(duì)光滑。在延伸區(qū)域可以觀察到清晰的疲勞線。擴(kuò)展區(qū)域覆蓋了大部分裂縫，瞬時(shí)裂縫面積相對(duì)較小，形態(tài)如圖3所示。螺栓斷口表面磨損嚴(yán)重，表現(xiàn)出不同程度的腐蝕。無法觀察到斷裂形態(tài)。從斷裂形態(tài)來看，瞬時(shí)斷裂區(qū)域接近邊緣，表明螺栓過載程度較低。當(dāng)螺栓為超載斷裂時(shí)，纖維區(qū)是斷裂源的位置，且呈環(huán)形脊?fàn)畹睦w維區(qū)總是位于火山最內(nèi)層，而不是邊緣。
圖1錨桿斷裂宏觀形貌。
圖2 螺栓斷裂位置的形態(tài)。
圖3 螺栓斷裂形態(tài)。
2．2. 螺栓基體力學(xué)性能試驗(yàn)
在斷裂螺栓上取一組拉伸試樣和三個(gè)沖擊試樣進(jìn)行力學(xué)性能試驗(yàn)，如表1所示。
2．3. 螺栓基體的金相檢驗(yàn)
對(duì)螺栓基體進(jìn)行了非金屬夾雜物、顯微組織和晶粒尺寸測(cè)試。金相檢驗(yàn)結(jié)果如表2所示。組織形貌如圖4所示，晶粒尺寸如圖5所示。
圖4 螺栓基體金相組織。
圖5 螺栓基體晶粒尺寸。
如表2所示，該螺栓的非金屬夾雜物、顯微組織、晶粒尺寸試驗(yàn)結(jié)果均未見明顯異常。
斷口存在嚴(yán)重的劃傷和銹蝕，斷口形貌觀察不清楚。然而，在斷裂起始區(qū)觀察到大量的孔洞(圖6)。延伸
區(qū)分布較不明顯的疲勞條紋，其形貌如圖7所示。放大觀察，斷口相對(duì)平坦，斷口上分布著大量次生裂紋
，形貌如圖8所示。通過對(duì)金相試樣裂紋中灰色產(chǎn)物的半定量能譜分析，裂紋主要含有Os、Cr、Mn、Fe
等元素。參見圖9中的能譜。
圖6 裂縫成因區(qū)微觀形態(tài)。
圖7 裂縫延伸區(qū)微觀形貌。
圖8 次生斷裂裂紋的宏觀形貌。
圖9能量譜。
根據(jù)上述電鏡和能譜結(jié)果可知，在斷裂源區(qū)域存在大量孔洞缺陷，是導(dǎo)致整個(gè)螺栓斷裂的直接原因。疲勞擴(kuò)展地區(qū)邊緣分布是一種重要的微觀基礎(chǔ)部件的疲勞斷裂,疲勞條紋出現(xiàn)在第二階段的疲勞裂紋擴(kuò)展,裂紋擴(kuò)展速率更快,每個(gè)應(yīng)力周期的微米。裂紋口灰色產(chǎn)物為氧化產(chǎn)物，裂紋尾為硫化錳夾雜物。這些結(jié)構(gòu)的存在破壞了材料表面的連續(xù)性，導(dǎo)致在亞表面赫茲區(qū)形成裂紋，特別是脆性氧化物和基體被分離成空洞。腔體邊緣尖銳角處的應(yīng)力集中超過基體的彈性極限，塑性變形較大，導(dǎo)致材料表面硬化，從而產(chǎn)生裂紋。
2.5。骨折來源的顯微觀察
將螺栓在斷口處縱向切割并打磨。在金相顯微鏡下，可以觀察到許多小裂紋從斷口延伸到基體。最深的裂縫深度為0.10 mm，其形貌如圖10所示。在放大觀察下，裂縫被灰色的產(chǎn)物填充(圖11)。在裂縫成因附近發(fā)現(xiàn)了分布較集中的硫化物錳包裹體(圖12)。在基體中還觀察到許多硫化錳夾雜物。
圖10小裂紋微觀形貌。
樣品在4%硝酸醇溶液中腐蝕時(shí)，在斷口處觀察到碳耗盡。貧碳層深度最深為0.40 mm，形態(tài)如圖13所示。
在斷口處，條帶狀分布與裂紋擴(kuò)展方向一致，部分微裂紋沿條帶狀組織延伸，其形貌如圖14所示。帶也
分布在矩陣中。根據(jù)GB/T13299-1991，條帶狀組織的等級(jí)為3C2.5，其形貌如圖15所示。螺栓的齒頂和
齒兩側(cè)見碳耗盡，形態(tài)如圖16所示。
圖13 斷口附近的碳包裹體微觀形貌在斷口附近耗損。
圖14 帶的微觀形態(tài)。
圖15 斷口處基體帶的顯微形貌
圖16螺栓齒頂和齒兩側(cè)碳消耗的微觀形貌。
斷口處基體帶的顯微形貌
從上述微觀結(jié)果可以看出，在工程中，斷裂源區(qū)最深的裂紋深度為0.10 mm，裂紋萌生階段為0.05-0.08
mm。已知斷裂源區(qū)最深的裂紋已經(jīng)跨過裂紋起裂階段到達(dá)裂紋。在膨脹階段，裂紋的存在導(dǎo)致螺栓表
面應(yīng)力和應(yīng)變集中，在裂紋處形成疲勞源，加速疲勞裂紋的萌生和擴(kuò)展。在骨折的源頭、螺栓的根部和
牙齒的側(cè)面都有碳消耗。碳消耗是部分脫碳。脫碳使表面硬度降低;因此，材料的屈服強(qiáng)度降低，容易發(fā)
生塑性變形。表面摩擦系數(shù)的增大促進(jìn)了表面裂紋的形成。斷裂源處的帶狀結(jié)構(gòu)缺陷和基體中的缺陷也
是造成疲勞斷裂的原因之一。由于帶狀組織相鄰帶的微觀結(jié)構(gòu)不同，其性能也不同。在外力作用下性能
較差的條帶容易暴露，在強(qiáng)弱條帶之間出現(xiàn)應(yīng)力集中，導(dǎo)致整體力學(xué)性能下降。存在明顯的各向異性，
從而降低了材料的疲勞性能。
3.斷裂失效準(zhǔn)則
對(duì)于均質(zhì)材料的脆性斷裂，以應(yīng)力強(qiáng)度因子和能量釋放率作為裂紋擴(kuò)展力，斷裂韌性作為斷裂阻力參數(shù)
[6,7]。假設(shè)能量釋放率(G)達(dá)到材料的斷裂韌性(Γ)，裂紋開始擴(kuò)展。G為KII/KI、裂紋擴(kuò)展角φ(裂紋擴(kuò)展
方向與X軸正方向的夾角−π < Φ < π)、外載荷、彈性模量的函數(shù)。斷裂準(zhǔn)則可以表示為：
如果材料在Φ≠0方向的韌性值大于F = 0方向的韌性值，則斷裂判據(jù)可表示為：
式中為沿Φ = 0的韌性值，通過細(xì)觀力學(xué)的測(cè)試和方法得到。根據(jù)Gu和Asaro[8, 9]的研究，以及對(duì)面內(nèi)和
反對(duì)稱荷載試件的分析，可以得出以下結(jié)論:(1)材料的非均勻性越大，II型應(yīng)力強(qiáng)度因子越大。的裂紋傳
播方向的不同能量釋放率和斷裂韌性是最大的。(2)當(dāng)裂紋位于試樣的中心,材料的不均勻性有很大影響裂
紋擴(kuò)展的方向,當(dāng)裂紋接近標(biāo)本的邊界,不均勻性對(duì)其影響不大。
4. 機(jī)理分析與探討
以上試驗(yàn)結(jié)果表明，螺栓的力學(xué)性能符合GB/T3077的技術(shù)要求，金相組織為正常調(diào)質(zhì)組織。在微觀觀察
下，螺栓存在許多硫化物夾雜的結(jié)構(gòu)缺陷，說明材料在脫硫過程中脫硫不良。同時(shí)，在螺栓的斷裂起始
區(qū)觀察到從外表面延伸至基體的細(xì)小裂紋。裂縫里充滿了灰色的產(chǎn)物。通過電鏡和能譜分析，裂紋前部
的灰色產(chǎn)物為氧化產(chǎn)物，裂紋后部的灰色產(chǎn)物為硫化錳夾雜物。鋼中的非金屬夾雜物，特別是氧化物，
分布粗大且不均勻，不呈點(diǎn)狀變形，大大降低了材料的疲勞磨損性能。雖然硫化物的危害比氧化物小，
但如果鋼中硫化物含量高，也會(huì)破壞材料表面的連續(xù)性。這是因?yàn)榱蚧镌跓峁顟B(tài)下具有塑性，
膨脹系數(shù)與鋼相近，與基體一起變形。疲勞裂紋源往往產(chǎn)生于嚴(yán)重缺陷和應(yīng)力集中的區(qū)域。因此，
在使用中，錨桿在孔洞處和斷裂源區(qū)域的夾雜缺陷處形成應(yīng)力集中點(diǎn)，從而成為裂紋源。在后續(xù)使用中
，裂紋進(jìn)一步擴(kuò)展擴(kuò)展，最終導(dǎo)致錨桿失穩(wěn)斷裂。
螺栓的帶狀結(jié)構(gòu)明顯，且?guī)罱Y(jié)構(gòu)的生長方向與裂紋擴(kuò)展方向一致。條帶狀結(jié)構(gòu)包括一次條帶狀結(jié)構(gòu)和
二次條帶狀結(jié)構(gòu)。初生帶組織是原始帶形，是由鑄錠時(shí)產(chǎn)生的枝晶偏析引起的;二次帶鋼組織是在一次帶
鋼形狀的基礎(chǔ)上形成的，一次帶鋼形狀是在鋼材軋制或熱處理后沿軋制方向產(chǎn)生的。共析鐵氧體帶和珠
光體帶相互疊加形成帶結(jié)構(gòu)。二次帶組織可以通過合理的熱處理工藝來緩解或消除，而一次帶組織則
很難通過普通熱處理消除。但普通熱處理難以消除初生帶狀組織，需要通過電渣重熔、提高鋼液結(jié)晶速
度、提高終軋(鍛造)溫度、提高鍛造比或擴(kuò)散退火等技術(shù)加以避免或改善。帶狀組織的存在導(dǎo)致了兩種結(jié)
構(gòu)應(yīng)力差異和材料各向異性，為裂紋擴(kuò)展提供了方便的通道。
綜上所述，斷裂螺栓的斷裂性質(zhì)為典型的疲勞斷裂，包括裂紋萌生、裂紋擴(kuò)展和瞬時(shí)斷裂三個(gè)階段。典
型的疲勞裂紋擴(kuò)展曲線如圖17所示。產(chǎn)生裂紋的三個(gè)主要原因是:滑移帶引起的表面粗糙度;由于應(yīng)變嚴(yán)重
失調(diào)，裂紋源在晶界內(nèi)形成;以及表面夾雜物、加工缺陷和化學(xué)偏析區(qū)形核。對(duì)于本文所研究的螺栓，
裂紋萌生是由表面夾雜物、加工缺陷和化學(xué)偏析區(qū)形核引起的。對(duì)于工業(yè)材料來說，包含夾雜、空隙、
表面加工缺陷和化學(xué)偏析的微觀區(qū)域也可以成為疲勞裂紋萌生的部位[17-19]。缺陷處疲勞裂紋萌生機(jī)制
與一系列力學(xué)因素、微觀組織因素和環(huán)境因素有關(guān)[20-23]。這些因素包括基體的滑移特性、基體與缺陷
的相對(duì)強(qiáng)度、基體與夾雜物界面的強(qiáng)度以及基體與夾雜物對(duì)疲勞環(huán)境中腐蝕的相對(duì)敏感性。在金屬內(nèi)部
形成的疲勞亞微觀裂紋連接形成微觀疲勞裂紋[24,25]，稱為裂紋形成的第一階段。裂紋沿最大剪應(yīng)力方
向不斷擴(kuò)展，與載荷形成約45°的夾角，這是疲勞裂紋形成的第二階段。當(dāng)裂紋垂直于載荷方向擴(kuò)展時(shí)，
法向應(yīng)力對(duì)裂紋擴(kuò)展的影響較大，裂紋擴(kuò)展的速度和深度明顯增大。當(dāng)裂紋擴(kuò)展到一定的臨界長度時(shí)，
失穩(wěn)擴(kuò)展導(dǎo)致快速斷裂。
圖17 典型的疲勞裂紋擴(kuò)展曲線。
5. 結(jié)論
(1)基于錨桿斷裂的宏觀、微觀觀察與分析，(2)螺栓的力學(xué)性能和基體組織符合技術(shù)要求，(3)螺栓的斷口
區(qū)域和基體中存在大量的硫化物夾雜、偏析和碳虧損等組織缺陷。缺陷的存在降低了材料的疲勞強(qiáng)度，
在材料的薄弱區(qū)域容易形成疲勞斷裂源。隨著應(yīng)力的增加，裂紋沿硫化物夾雜不斷擴(kuò)展，錨桿有效截面
逐漸減小。當(dāng)應(yīng)力超過材料的斷裂強(qiáng)度時(shí)，就發(fā)生斷裂。
（文章來源：材料與測(cè)試網(wǎng)-）
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