摘 要:某核电厂海水循环泵齿轮箱连接螺栓在服役过程中发生断裂。采用宏观观察、化学成 分分析、硬度测试、金相检验、扫描电镜及能谱分析等方法对该螺栓断裂原因进行了分析。结果表 明:该螺栓发生了疲劳断裂,螺栓表面脱碳层中铁素体降低了螺栓的表面硬度和耐磨性;螺栓在拆 装过程中与螺栓孔边缘摩擦产生了折叠或微裂纹,这些折叠或微裂纹成为螺栓早期裂纹形成与扩 展的疲劳源。
关键词:齿轮箱;螺栓;疲劳断裂;脱碳;微裂纹
中图分类号:TG178 文献标志码:B 文章编号:1001-4012(2022)09-0055-04
海 水 循 环 泵 是 压 水 堆 核 电 站 海 水 循 环 系 统 (CRF)的关键能动设施,齿轮箱作为其中的重要部 件,其作用为:将电机通电后产生的高转速、低扭矩 动能转换为低转速、高扭矩动能,并将该动能传递到 海水循环泵叶轮,使海水流向凝汽器、闭式冷却水换 热器等设备,完成对相关设备的充分冷却[1]。连接 螺栓是保证齿轮箱安全稳定承载和传递运动的关键 机械零件,这些螺栓往往为8.8或10.9级的高强螺 栓。作为一种典型的多缺口零件,高强螺栓在服役 时多承受拉应力,且应用于振动设备上螺栓的受力 情况更为复杂,其服役过程中除受到预紧拉应力外, 还要承受因设备振动而产生的周期性脉动载荷和冲 击载荷[2]。与同材料的其他缺口件相比,因螺纹的 存在,螺栓的疲劳强度明显偏低,因此高强螺栓在交 变载荷的作用下,在螺纹处发生疲劳断裂的可能性 较大[3-4]。吴玉枝等[5]发现汽车前桥紧固件10.9级 高强螺栓因调质处理时气氛碳势过高,表层形成了 渗碳层,以及牙底圆弧半径较小导致螺栓承载时产 生了 应 力 集 中,并 发 生 疲 劳 断 裂。GONZáLEZ 等[6]研究了螺钉的裂纹起源,发现螺钉多断裂于螺 纹的根部,螺钉中氢元素降低了其抗疲劳性能,最终 导致螺栓因静态过载而断裂。王荣等[7]研究发现,螺 栓制造过程中产生的锻造折叠,及经过拉拔而产生的 线状缺陷分布,容易使螺栓产生应力集中,在强大的淬火应力作用下螺栓易沿轴向发生开裂。针对10.9 级高强度六角螺栓服役过程中R 角处断裂失效的案 例研究则少有报道。
某10.9级高强度齿轮箱连接螺栓发生断裂,其 规格为42mm×430 mm(外径×长度),笔者采用 宏观观察、化学成分分析、硬度测试、金相检验、扫描 电镜(SEM)及能谱分析等方法对该螺栓断裂的原 因进行了分析,为在交变载荷下高强螺栓的工程应 用及其服役寿命评估提供了参考。
1 理化检验
1.1 宏观观察
断裂螺栓的宏观形貌如图1所示。由图 1 可 知:螺栓断裂于头部 R 角处,螺杆及六角头部位未 见明显的塑性变形,呈现脆性断裂特征;断口较平 整,整体呈灰色,可观察到明显的裂纹源区、裂纹扩展区及瞬断区;扩展区平坦、光滑且颜色较暗,呈半 月形,且逐渐由边缘向心部扩展,面积约为断口总面 积的25%,呈现疲劳扩展形态;断裂螺栓的 R 角半 径为1867μm,符合 GB/T5783—2016 《六角头螺 栓 全螺纹螺栓》的要求(≥1200μm)。
1.2 金相检验
对断裂螺栓裂纹处(六角头断口起源位置)及螺 纹处进行金相检验,结果如图2,3所示。由图2可 知:六角头表面显微组织与心部组织存在较大差异, 表面存在半脱碳层,表面组织为索氏体+铁素体;心 部组织为回火索氏体;断口下方存在二次裂纹,裂纹 平直,起源于表面,向螺栓心部扩展;在裂纹源附近 存在部分细小裂纹,细小裂纹均位于螺栓表面半脱 碳层位置。由图3可知,螺纹处未见脱碳层,表明六 角头位置的半脱碳并非产生于螺栓热处理过程中, 而是产生于六角头成形过程中。
螺栓六角头多采用镦头成形的加工方式,在镦 头成形过程中,螺栓的加热方式为局部加热。在加 热过程中,加热速率过慢或在高温区域停留时间过 长会使 Fe3C 在高温下与 O2,H2O 等发生反应,表 面组织中 Fe3C减少使螺栓边缘及R 角处的铁素体 含量增加,造成六角头位置表面半脱碳,形成厚度约 为100μm~150μm 的铁素体+索氏体层。铁素体 的存在降低了材料表面的硬度,使得R 角处容易因 摩擦而发生划伤,同时还降低了螺栓表面的疲劳强 度,使螺栓产生疲劳裂纹。
1.3 化学成分分析
采用火花光谱仪对螺栓靠近断口的杆部进行化 学成分分析,结果如表1所示,可知断裂螺栓的元素 含量符合 GB/T3098.23—2020 《紧固件机械性能 螺栓、螺钉和螺柱》对10.9级碳钢的要求。
1.4 硬度测试
对断裂螺栓R 角处半脱碳区域进行硬度测试,结果 如表2所示。由表2可知,R 角处半脱碳区域硬度分布 不均匀,半脱碳区域中铁素体含量较多的位置(表面)硬 度较低,索氏体含量较多的位置(次表面)硬度较高。
1.5 SEM 及能谱分析
图4为断口的SEM 形貌。由图4a),4b)可知: 裂纹起源于 R 角根部,呈台阶状,由螺栓外表面向 内部扩展;裂纹源区侧面(靠近断口的R 角根部)存 在严重的摩擦及挤压痕迹,摩擦处呈现平行或垂直 于螺栓轴线的沟壑状,摩擦或挤压区域存在大量微 裂纹,裂纹多垂直于螺栓轴线方向,少数裂纹与螺栓 轴线方向呈一定角度分布。
由图4c),4d)可知:裂纹扩展区呈半月状,表面 光滑,无明显的塑性变形,扩展区靠近边缘位置存在 大量疲劳辉纹,辉纹细腻紧密,说明裂纹扩展速率较 慢,呈疲劳特征;随着扩展区向内部推进,疲劳辉纹 呈短粗状分布,断口呈准解理特征分布。
由图4e)可 知:终 断 区 面 积 较 大,约 占 断 口 总 面积的3/4,表面呈颗粒状,颗粒形态呈现由过渡 区向螺栓另 一 端 撕 裂 状,为 典 型 的 过 载 瞬 断 断 口 形貌。断口 特 征 为 等 轴 状 韧 窝,少 数 韧 窝 中 存 在 非金属夹杂物,可见该裂纹扩展时主要承受拉伸弯曲交变应力。疲劳断面与瞬断断面之间分界明 显,可见螺栓疲劳开裂后,在某一瞬间因承受过载 应力而突然断裂。
图5为断口侧面的 EDS分析结果,可知靠近断口侧面主要元素为 Fe,未见Zn元素,随着与断口的 距离变大,Zn元素含量逐渐增加。表明螺栓表面存 在镀锌层,该区域发生了严重摩擦现象,表面镀锌层 因摩擦而发生脱落。
2 综合分析
上述理化检验结果表明,该断裂螺栓的化学成 分、硬度及力学性 能 均 满 足 GB/T3098.23—2020 对10.9级螺栓的要求。金相检验结果显示,螺栓心 部组织与边缘及R 角处的组织存在较大差别,心部 组织为回火索氏体,边缘及R 角处的组织为索氏体 +铁素体,表明六角头边缘及 R 角处发生了脱碳。 螺栓螺纹处脱碳层检测结果显示,六角头边缘及 R 角处脱碳并非产生于螺栓热处理过程中,而是产生 于六角头热镦成形过程中,且这一过程中六角头加 热缓慢或在高温处停留时间过长,导致 Fe3C 在高 温下与 O2,H2O 等发生反应,使螺栓内部的 Fe3C 减少,从而增加了螺栓边缘及 R 角处的铁素体相, 引起了脱碳。脱碳层的存在使得螺栓边缘处疲劳强 度降低,容易引发微裂纹。
根据螺栓断口宏观及微观分析结果可知,断口 呈疲劳断裂特征。裂纹源区侧面存在严重的摩擦及 挤压痕迹,摩擦处呈现平行或垂直于螺栓轴线的沟 壑状。发生摩擦或挤压的区域内存在大量微裂纹, 裂纹多垂直于螺栓轴线方向分布。结合 EDS分析 可知,未发生摩擦或挤压区域的表面存在镀锌层,而 发生摩擦或挤压区域的金属裸露在外,未发现镀锌 层。由此可推断,裂纹源区侧面摩擦或挤压痕迹为 安装或服役过程中产生的,摩擦或挤压区域位于六 角头脱碳部位,脱碳层的存在使材料表面硬度及耐 磨性降低,导致R 角在与法兰螺栓孔边缘接触过程 中,因摩擦而产生折叠或微裂纹,这些折叠或微裂纹 成为螺栓早期裂纹形成与扩展的疲劳源。
该螺栓用于齿轮箱内齿圈与箱体法兰,长期承 受持续的振动应力和循环交变应力,造成了R 角微 裂纹处应力叠加或应力集中,从而导致疲劳裂纹的 产生。当疲劳裂纹扩展面积约占表面的25%时,剩 余面积无法承载因螺栓紧固及振动而产生的拉应 力,最终导致螺栓过载断裂。
3 结论
该10.9级螺栓的断裂性质为疲劳断裂,断裂原 因为螺栓表面脱碳层中铁素体的存在降低了螺栓的 表面硬度和耐磨性,螺栓在拆装过程中与螺栓孔边 缘发生摩擦并产生了折叠或微裂纹,这些折叠或微 裂纹成为螺栓早期裂纹形成与扩展的疲劳源。
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