某汽车差速器用高强度螺栓在装配后短期内发生了多起断裂失效。文章采用扫描电镜、硬度检测及化学成分分析等手段对失效螺栓断裂的主要原因进行了分析。结果表明：螺栓失效模式为典型的延迟断裂，主要原因是螺栓在热处理过程中表面增碳，导致其表面硬度偏高，从而增加了延迟敏感性。根据螺栓生产工艺，调整了回火温度，并对淬火加热炉内保护气氛进行了调整，降低了螺栓的延迟断裂敏感性。实践结果表明，工艺调整后的螺栓未发现延迟开裂现象。

　　随着我国汽车工业的快速发展和汽车电动化的发展趋势，汽车行业对高强度紧固件的需求剧增。紧固件是一种非常重要，使用很广泛的连接件，应用广泛。按 GB 3098.1 的规定，将螺栓、螺钉和螺柱的性能等级分为 10 个级别，8.8 级及以上的称作高强度紧固件，其应用和发展对现代机械的紧凑小型化、轻量化、高性能化及提高结构工程的连接强度起着重要的作用。由于高强度紧固件的 承载能力和使用寿命比中、低强度紧固件高很多，其延迟开裂现象经常出现，具有广泛性和多发性特点，失效原因主要包括设计、制造、使用等。另由于延迟断裂的隐蔽性强，事先很难发现，所以其危害性很大，应当引起相关行业关注。

　　本文针对汽车差速器用高强度螺栓的延迟开裂现象进行了详细分析，确定了螺栓的断裂性质，明确了失效的根本原因，提出了有效的预防和改进措施，并阐述了汽车行业关于高强度螺栓延迟开裂问题的理解与认知，结论可供其他行业紧固件设计者和使用者参考和借鉴。

　　一、断裂情况介绍

　　某批次汽车差速器用高强度螺栓材料牌号为 SCM435，制造工序为：下料→锻造六角头→滚压螺纹→热处理→表面发黑→除氢。成品性能等级要求为 12.9 级，如图 1 所示，硬度要求为 39～44 HRC(385～435 HV)。装配后短期内发生多起断裂失效，部分安装完毕后自行断裂脱落，部分排查拧紧时断裂脱落。断裂位置均发生在螺栓六角头根部 R 角处，失效件宏观形貌如图 2 所示。

　　二、试验结果及分析

　　断口宏观形貌观察

　　失效螺栓断口宏观形貌如图 3 所示。图中箭头所示为裂纹快速扩展撕裂棱，并呈典型的棘轮状特征分布。根据撕裂纹路收敛方向判断裂源位于断口边缘表面区域，裂源处未见与断裂有关的宏观冶金缺陷和机械损伤痕迹，瞬断区位于断口中部。在宏观体式显微镜下观察，断面粗糙，呈结晶颗粒状，断面干净，无腐蚀产物，无明显宏观塑性变形，断面呈典型的脆性断裂特征，如图 4 所示。

　　断口电镜形貌分析

　　将螺栓断口用丙酮超声波清洗后，在扫描电子显微镜下观察，裂源处未见夹杂、夹渣等冶金缺陷和折叠、擦伤等制造缺陷，断口呈典型的冰糖状沿晶断裂特征，并伴有大量晶间二次裂纹，如图 5 所示。进一步放大形貌观察，晶界表面可见明显塑性撕裂纹路(鸡爪纹)，如图 6 所示。心部瞬断区形貌为韧窝 + 沿晶，如图 7 所示。

　　显微组织分析

　　将断裂螺栓纵向剖开取样，在抛光态下按 GB/T 10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》进行检验，结果为：A0.5，B0，C0.5，D0.5，如图 8 所示，说明非金属夹杂物轻微，未见异常。

　　经抛光、侵蚀后进行金相检查，如图 9，基体组织为回火索氏体，奥氏体晶粒度约 8 级。值得注意的是，螺栓表面组织为回火索氏体+颗粒状碳化物，表明存在增碳现象，如图 10 所示。

　　化学成分分析

　　为确定失效螺栓元素含量是否合格，从螺栓取样进行化学成分分析，检验结果如表 1 所示。可见失效螺栓元素含量符合 JISG 4053—2008《机械构造用合金钢》中对 SCM435 化学成分的要求。

　　硬度检测

　　失效螺栓硬度检验结果如表 2 所示，表面硬度和心部硬度均不符合 GB / T 3098.1—2010《紧固件机械性能螺栓、螺钉和螺柱》中对12.9 级螺栓的要求，其中表面硬度过高与增碳有关。

　　再回火试验

　　按 GB / T 3098. 1—2010《紧固件机械性能螺栓、螺钉和螺柱》中规定的试验方法对失效螺栓进行再回火试验，工艺参考客户提供的《螺栓热处理工艺卡》，回火温度(460 ± 10)℃ ，保温时间(60 ± 5)min。试验前后同一区域硬度下降约40HV，结果不符合标准要求，如表 3 所示，说明失效螺栓在生产制造时存在回火不充分的现象，这也是心部硬度偏高的主要原因。

　　三、失效原因分析与讨论

　　该批螺栓失效特点是装配后数小时内(短时间内)发生断裂，并非在车辆运行状态下失效。根据宏观棘轮状脆性断口和微观沿晶开裂形貌及晶界鸡爪纹等特征，判断该批次高强度螺栓失效性质符合延迟性开裂特性。延迟开裂是指金属零件在一定金相组织状态、静载荷(正应力)及其他条件下，裂纹萌生并逐步扩展的过程，亦称静疲劳。

　　宏观棘轮状多源性断口是螺栓表面增碳和装配轴向拉应力及扭转载荷共同作用的结果，其力学模型如图 11 所示，另外也表明了螺栓对延迟开裂有较高的敏感性。

　　螺栓硬度测试结果显示，表面硬度高出心部硬度 30 HV，依据 GB 3098.1《紧固件机械性能—螺栓、螺钉和螺柱》中 9.11.2.4 条的规定，并结合金相组织分析说明失效螺栓表面已增碳。增碳使螺栓表面硬脆，塑性明显低于内部，也是引起螺栓脆性断裂的主要原因。再回火试验说明，螺栓回火不充分，使螺栓心部硬度偏高，也是心部出现部分沿晶性微观形貌的原因。

　　螺栓在装配过程中头根部处于扭转和拉伸应力作用下，在三向不等拉应力状态下，不利于材料的塑性变形，增加了脆性倾向。同时这些部位截面变化较大，应力集中严重、开裂危险性大。当生产工艺调整不当而表面产生增碳时，表面硬度可达到 50 HRC 以上，使螺栓延迟开裂的敏感性大幅增加，失效螺栓的表面硬度在 493～501 HV，技术要求 385～435 HV。

　　以上述高强度螺栓延迟开裂为例，目前延迟开裂应用最广泛的是“氢脆”机理，普遍认为工艺氢的引入是此类失效的主因。但在汽车行业大量采用的方式是控制“马氏体组织”(包括“不充分的 回火组织”)和“持久应力”两大关键要素。原因是高强度零部件延迟开裂的最短时间仅为数 10 s， 对于传统的“氢致”裂纹机理，该时间内在室温下完成氢原子(离子)的扩散、聚集、氢气的析出等过程几乎是不可能的。因此，认为氢存在于晶界上，可以降低晶界的能量，导致晶界的滑移剪切抗力的降低可使晶界的滑移剪切抗力降低，有利于晶界的滑移，这种机制不需要氢的扩散时间，主要是晶界的黏滞性滑移和裂纹扩展需要时间，故表现出开裂的延迟特性。而这种特性对马氏体组织及其不充分的回火组织异常敏感，文中螺栓表面增碳和心部硬度偏高都将显著增加螺栓延迟开裂的敏感性。

　　四、改进措施

　　对螺栓淬火后，调整了原来的回火工艺参数，将回火温度提高到(520±20)℃ ，保温时间延长至 120 min，淬火炉内保护气氛控制在 0.30% ～ 0.40% 。将工艺调整后的螺栓人工折断后进行扫描电镜分析，断口呈正常韧窝形貌，如图 12 所示，硬度测试结果为 386 ～ 388 HV，符合 GB / T 3098.1—2010《紧固件机械性能螺栓、螺钉和螺柱》中对 12.9 级螺栓硬度规定的 385 ～ 435 HV。显微组织为均匀细回火索氏体，表面无增碳现象，如图 13 和图 14 所示。工艺改进后的螺栓未发现延迟开裂现象。

　　五、结论和建议

　　该批失效螺栓的断裂性质为延迟开裂，其原因是心部硬度偏高、表面增碳。为预防类似失效事故再次发生，建议完善螺栓生产过程中的热处理工艺，适当调整炉内碳势、回火温度及回火时间等。另外，在满足使用工况下的条件下，可考虑降低螺栓性能等级要求。

　　马氏体及其不充分的回火组织显著增加高强度零部件延迟开裂的敏感性，是延迟开裂的必要条件。汽车行业失效分析是一门工程应用技术，建议充分考虑“组织” 和“应力”两大因素，“氢” 作为重要的致裂因素，工程上应予以回避。

　　参考文献略.