某汽车零件加厂使用我公司原材料SCM435制造螺栓，其制造标准为GB/T5782—2016，力学性能强度级别要求为12.9级。加工工艺主要为：对原材料进行酸洗→加工成螺栓→镀锌→装机载重试验。在载重试验过程中螺栓出现断裂。试验了4根螺栓，其中两根出现了断裂。为了查明螺栓断裂原因，防止造成严重后果，笔者对其进行了失效分析。
对断裂的两根螺栓断口进行宏观观察发现，裂纹都是在距离根部第四个或第五个螺牙处起源，向另一面扩展，断口齐平，与螺栓轴向呈45°角，无塑性变形。属于脆性断裂。图1、图2所示为断裂螺栓的宏观形貌。
图1 1#断裂螺栓的宏观形貌
图2 2#断裂螺栓的宏观形貌
在Olympuss261体视显微镜下对断口进一步观察，断面干净、色泽呈亮灰色、结构粗糙，可观察到断裂的起源位于螺栓的近表面应力集中处，裂纹快速扩展区及剪切唇都明显可见，具有脆性断裂的典型特征。图3所示为螺栓断口体视显微形貌。
（a）断裂1
（b）断裂2
图3 螺栓断口体视显微形貌
用JSM-IT300扫描电镜对断口进行观察分析，断1#与断2#裂纹源位置相同，但裂纹源处并未发现有非金属夹杂等其他缺陷，整个断口都呈沿晶断裂，属脆性断裂。图4、图5所示为断口扫描电镜形貌。
图4 1#断口扫描电镜形貌
图5 2#断口扫描电镜形貌
用ARL4460直读光谱仪对4根螺栓进行化学成分分析，螺栓化学成分如表1所示。结果表明，2根失效螺栓化学成分与2根未失效螺栓化学成分基本一致，且都符合标准规定。
表1 螺栓化学成分（质量分数） （%）
将1#断裂螺栓和4#未断螺栓切据后加工成金相试样，用4%硝酸酒精腐蚀，在金相显微镜和扫描电镜下观察，1#试样在裂纹源处发现有微小次生裂纹，呈沿晶断裂特征。1#和4#螺栓都呈现回火马氏体组织，马氏体位向特征明显，马氏体板条界和板条内部析出大量细小的碳化物颗粒。组织中也存在一定数量的大颗粒碳化物，该碳化物尺寸在1μm左右，为奥氏体化时未溶碳化物，如图6、图7所示。
图6 1#螺栓次生裂纹形貌和扫描电镜组织形貌
图7 4#螺栓扫描组织形貌
将1#断裂螺栓沿中心纵向剖开（见图8），在维氏硬度试验机上进行硬度检测，结果（见表2）未见异常，符合标准要求。
图8 1#螺栓硬度检测部位
表2 1#螺栓硬度检测结果（HV）
按GB/T10561—2005规定A法对1#、4#螺栓进行非金属夹杂物评级。从夹杂物评级中未发现明显差异（见表3）。
表3 非金属夹杂物评 （级）
在1#断裂螺栓和4#未断螺栓上取一小段，加工成氢分析试样。用HTDS氢分析仪测量氢析出曲线图及含量。结果表明：1#断裂螺栓氢含量达1.885ppm（1ppm=10-6，下同），而4#未断裂螺栓氢含量为0.3379ppm。氢析出曲线（见图9、图10）都呈现出两峰，峰值温度都是300~400℃。1#螺栓第一峰值明显高于4#螺栓第一峰值。
图9 1#断裂螺栓氢析出曲线
图10 4#未断螺栓氢析出曲线
（1）化学成分、非金属夹杂物评级、维氏显微硬度均符合标准要求，可以排除不是导致螺栓断裂的原因。
（2）宏观观察断口，断口与螺栓的轴向呈45°角，说明螺栓在断裂时受到轴向力和周向力的共同作用；断口平整无塑性变形，特征明显，属于脆性断裂。
（3）进一步显微观察分析：用扫描电镜观察，整个断面都是呈冰糖状，伴随着细小二次裂纹，沿晶断裂形貌，符合脆性断裂特征。在金相显微下观察，断裂源处裂纹形貌呈锯齿状，类似“鸡爪”，主裂纹旁伴有次生小裂纹，裂纹尖细，沿晶界扩展；均符合脆性断裂特征。
（4）氢分析结果表明：1#断裂螺栓中氢含量为1.885ppm，4#未断螺栓氢含量为0.3379ppm。断裂螺栓氢含量远高于未断螺栓氢含量。且升温脱氢曲线表明峰值都在300~400℃，易在材料中扩散、聚集氢。1#断裂螺栓第一峰值明显高于4#未断螺栓第一峰值，说明1#螺栓易造成氢脆。据此，可以初步判断螺栓断裂为氢含量过大造成的氢脆断裂。
（5）在扫描电镜下放大到5000倍，10000倍，可以清晰地看到，1#和4#螺栓都是回火马氏体组织，马氏体位向特征明显，大量文献已经证实回火马氏体属氢脆敏感组织。在马氏体板条界和板条内部析出大量细小的碳化物颗粒，具备氢聚集条件。据以上分析，再次证明螺栓断裂是氢含量过高造成的，属氢脆断裂。
（1）通过以上检测结果和分析，结合螺栓加工工艺，得出螺栓断裂为氢含量过高造成的氢脆断裂。这可能是由于螺栓在加工过程中，原材料的酸洗、加工后的镀锌增氢造成。
（2）在电镀或酸洗过程中钢表面被吸附的氢原子过饱和，使氢渗入钢中。建议酸洗时缩短酸洗时间以免造成过酸洗，并且在酸洗的过程中应加入缓蚀剂。在镀锌前进行去应力和镀锌后去氢处理。
参考文献：略。
