一批规格为M22×1.5公称长度l=60 mm，材质为40CrMo的10.9级高强螺栓, 在动态弯曲疲劳试验中出现早期断裂的现象，导致试验机多次因螺栓断裂产生偏移量超差停机。在操作过程中，试验人员严格按照GB/T3098.1—2000《紧固件机械性能−螺栓、螺钉和螺柱》和GB/T5909—2009《商用车辆车轮性能要求和试验方法》的要求，进行螺栓拧紧力矩的加载，弯曲试验力矩也按照上述标准施加。为了查明螺栓断裂的原因，本文采用宏观检验、断口分析、硬度测试和金相分析等方法对失效螺栓进行分析^[1-2]。此批螺栓的技术要求是：整体淬火维氏硬度为241～286，调质处理洛氏硬度为45～50。高强螺栓在使用过程中受到循环应力的作用^[3]。

1 理化检验 1.1 宏观检验

图1为螺栓断口宏观组织照片，可以看出，断口较平齐，断裂源位于内部偏中心处。图1中部呈现放射性扩展区，边缘有一圈面积很小的部分与中间部分明显分离，没有明显塑性变形，两节螺栓合体没有弯曲征兆，外表面没有呈现受拉伸应力的剪切唇，断面呈脆性断裂形貌^[4-6]。

1.2 化学成分分析

从断裂螺栓的外表面、放射源处和内部中心处取样进行化学成分分析，结果见表1。从表1中的结果得出，螺栓化学成分符合GB/T3098.1—2000《紧固件机械性能−螺栓、螺钉和螺柱》的要求，但碳元素分布不均匀。

1.3 洛氏硬度测试

对已断裂螺栓的表面及内部进行硬度测试，螺栓表面洛氏硬度为41～44, 放射性扩展源处的洛氏硬度为52～53。表面硬度符合技术要求，但螺栓内部硬度存在超标问题。

1.4 金相分析

依据GB/T10561—2005《钢中非金属夹杂物含量的测定标准评级图显微检验法》，截取螺栓断口界面进行金相检验。结果显示，显微组织大部分是上贝氏体和少量屈氏体（见图2）。放射源处存在较多的氧化物夹杂，显微组织为网状铁素体和淬火马氏体（见图3）。在试样断口处边缘和非断口处取样进行分析，观察到的显微组织基本一致，但是局部夹杂较轻，分别见图4和图5。

2 分析与讨论

从断口的宏观组织、硬度和金相分析结果看出，螺栓内部存在的非金属夹杂物是该高强螺栓发生早期断裂的主要原因。夹杂物来源一般为金属熔炼时与外界物质接触发生作用产生的，大多是与炉渣接触^[7]。这类夹杂物的特征是外形不规则，尺寸较大，分布没有规律。

马氏体组织仅仅在夹杂物聚积处出现，可以推断夹杂物存在引起了马氏体组织异常。高强螺栓淬火组织的均匀性非常重要，一些热处理厂家在淬火时，没有获得最大淬硬性，只是通过降低回火温度来保证螺栓的最低抗拉强度，来掩饰不良热处理质量^[8]。因此应严格按照GB/T3098.1—2000《紧固件机械性能—螺栓、螺钉和螺柱》中规定的螺栓回火前要获得约90%的马氏体组织。

上贝氏体大致平行于铁素体板条，在铁素体板条间存在细长的碳化物，使得铁素体条容易断裂，导致金属韧性差。因此在热处理过程中不希望有上贝氏体出现。

综上所述，合金熔炼后内部含有较多夹杂物，使高强螺栓内部组织疏松和成分偏析，阻断了金属的连续性。同时淬火和调质工艺不良，使得不良组织增加，降低了高强螺栓的韧性和塑性，也增加了组织的内应力^[9]，使得高强螺栓在外界循环应力的作用下出现早期失效，导致最后的断裂。

3 结　论

由以上分析得出，高强螺栓断裂主要是因为内部存在夹杂物和热处理工艺控制不良。在没有超载的情况下，螺栓内部组织缺陷处产生应力集中萌生裂纹，同时非正常的调质组织也增加了螺栓的脆性，导致螺栓的早期断裂。

建议原材料严格依据GB/T3077—2015《合金结构钢技术条件》生产，在金属熔炼时控制炉渣，提高钢材的质量，生产加工前严格进行理化试验抽样检验，包括化学成分及力学性能检查，不合格产品严禁进入加工阶段。制定合适的调质工艺，将淬火温度控制在880 ℃，此时淬火韧性最好，可以油冷或采用40～55 ℃的温水冷却，避免冷水冷却，从而保证螺栓的质量。