風電機組用高強度螺栓在安裝時斷裂。通過化學成分分析，宏觀和微觀檢驗等方法對斷裂原因進行分析。結果表明：螺栓斷口為典型的在拉伸載荷作用下發生的混合型斷裂，以脆性斷裂為主，斷口區域大小為400～550μm。螺栓心部存在少量的小塊狀鐵素體及沿晶分佈呈深黑色組織，表明螺栓在熱處理時加熱不足。斷裂螺栓鋼中表面層與心部非金屬夾雜物無明顯差別，D類環狀氧化物夾雜物級別約為粗D2～D2.5級。
斷裂源區呈現的沿晶斷裂和解理斷口主要是螺栓熱軋原材料存在不良組織缺陷所致。建議加強對螺栓B7鋼熱軋原材料熱軋態組織的進廠檢驗，分析其帶狀組織及熱處理組織缺陷情況。對每批螺栓處理後檢查其淬透情況，以確保高強度螺栓心部馬氏體組織體積分數達到約90%。
某高強度螺栓的專業廠家在風電機組安裝過程中有一隻規格為M39×315螺栓杆部發生斷裂。該斷裂螺栓材料為B7鋼，強度等級為10.9級。螺栓安裝時杆部斷裂扭力矩為2450 N•m，而技術要求螺栓扭力矩應達2800N•m。為查清螺栓斷裂的原因，本文對斷裂螺栓進行了理化檢驗和分析。
1、理化檢驗
1.1 宏觀檢驗
該螺栓斷裂於杆部，其斷口宏觀形貌如圖1所示。螺栓斷口與軸線垂直，整個斷口宏觀上可分為3個區：斷裂源區、放射區和剪切唇區。斷裂源區處於斷口的中心部位，該區面積很小；放射區為快速的脆性斷裂區，呈現明顯的放射狀條紋特徵，放射狀條紋的收斂於斷口中心，即為斷裂源，放射區面積較大，占斷口總面積的70%～80%；剪切唇區處於斷口的四周邊緣，為最終斷裂區，並與斷口面約呈45°。這些特徵表明該螺栓斷口為典型的在拉伸載荷作用下發生的混合型斷裂，以脆性斷裂為主。
1.2 化學成分分析
運用Labspark750型火花光譜儀對螺栓進行化學成分分析，結果見表1，由表1可以看出螺栓的化學成分滿足協議對B7鋼的技術要求。
1.3 斷口分析
採用日本J SM - 6 4 8 0型掃描電鏡及牛津INCA-350型能譜儀，對螺栓斷口微觀形貌及微區成分進行觀察。斷口為異常的沿晶或沿晶＋局部穿晶解理斷裂，該區域大小為400～550μm，斷裂源區沿晶斷口形貌如圖2所示，沿晶＋穿晶解理斷裂特徵如圖3所示，斷裂源區局部脆性穿晶解理斷口形貌如圖4所示，準解理斷裂特徵如圖5所示。放射區斷口面積較大，佔整個斷口的70%～80%，其微觀特徵為典型的脆性解理斷裂。斷口周圍是最後斷裂的剪切唇區，其微觀特徵為大量的撕裂韌窩（圖6）。
1.4 金相檢驗
1.4.1 非金屬夾雜物
對斷口進行磨製、拋光後，製成金相試樣在光學顯微鏡下觀察，按GB/T10561—2005標準評級圖對鋼中非金屬夾雜物進行評級。斷裂螺栓鋼中非金屬夾雜物如圖7所示，斷裂螺栓鋼中表面層與心部非金屬夾雜物無明顯差別，D類環狀氧化物夾雜物級別約為粗D2～D2.5級。
1.4.2 螺栓表面和心部金相組織
經體積分數為3%硝酸酒精溶液浸蝕後，用光學顯微鏡及掃描電鏡觀察分析斷裂螺栓的金相組織。螺栓杆部橫截面試樣經浸蝕後，在光學顯微鏡下觀察螺栓表層金相組織如圖8所示，為細小、均勻的回火索氏體組織。在距表面約15mm處，局部區域有較多的點狀、小塊狀的鐵素體組織，並有沿晶分佈呈深黑色組織，有未完全淬透的痕跡，淺灰色區為細小、均勻的仍保留針狀馬氏體形態特徵的回火索氏體組織。
螺栓心部金相組織如圖9所示，由圖9可以看出螺栓心部金相組織不均勻現象較為明顯，點狀、小塊狀鐵素體量較多，並有條狀或針狀魏氏組織特徵。在掃描電鏡下，螺栓表層金相組織為針狀特徵的正常均勻的回火索氏體組織（圖10）。在螺栓心部呈黑色（在金相顯微鏡下呈白色）的小塊狀鐵素體，金相組織也多呈板條狀特徵，局部可見呈針狀特徵（圖11）。
★圖11斷裂螺栓心部金相組織（浸蝕態、SEM）
1.5 硬度測試
採用HR-150A洛氏硬度計分別在螺栓斷口橫截面進行硬度測試，從螺栓表面至心部的硬度測試結果見表2。由表2可以看出表面硬度在35.1～38.3HRC，心部硬度在35.4～37.7 HRC。
2、分析與討論
斷裂螺栓斷口分析表明，斷裂源位於螺栓中心處，斷裂源斷口呈沿晶或沿晶＋局部穿晶解理斷裂，斷裂源區尺寸為400～550 μm，幾乎看不到韌窩特徵的異常斷口。斷口放射區面積較大，佔整個斷口的70%～80%，有明顯放射狀條紋，為裂紋快速擴展區，是典型的脆性解理斷裂。
螺栓安裝時在拉伸載荷作用下，心部局部沿晶脆斷而引發的裂紋而快速擴展導致的脆性斷裂。高強度螺栓經過調質處理，其強韌性配合良好，螺栓最終斷裂區有剪切唇，但心部的沿晶斷裂表明其晶界強度較低，這是由原材料軋製工藝控制不當，存在不良的組織缺陷所致。
螺栓斷口金相組織分析表明：表層金相組織為均勻的回火索氏體，從距表面約12～15mm處開始出現組織不均勻現象，有少量的點狀、小塊狀鐵素體及沿晶分佈呈深黑色組織（有未完全淬透的特徵），心部組織不均勻現象較為明顯，呈白亮色的小塊狀鐵素體增多，局部有條狀或針狀魏氏組織特徵，這與螺栓原材料熱軋存在不良組織缺陷及調質熱處理加熱不足有關。螺栓在網帶爐中淬火加熱時因裝爐量大，網帶運動速度較快，造成螺栓加熱不足，心部奧氏體化不充分、不均勻，導致螺栓未完全淬透。
金相檢驗分析顯示在距表面12～15mm處出現點狀、小塊狀的鐵素體組織，表明螺栓心部並未完全淬透，高溫回火處理會掩蓋淬火未完全淬透的真相，經驗的方法應測定螺栓淬火態的心部硬度。
高強度螺栓在淬火加熱不足的情況下，表面硬度可達到36～38 HRC的技術要求，且符合GB/T 3098.1—2010《緊固件機械性能 螺栓、螺釘和螺柱》中的10.9級強度要求。在螺栓組織中非馬氏體數量較多時，會造成螺栓強韌性的降低，但不至於引起螺栓心部斷裂源區異常的沿晶斷裂。
3、結論與建議
（1）該螺栓在安裝過程中出現螺栓杆部的早期斷裂，是異常的脆性斷裂。斷裂源區呈現的沿晶斷裂和解理斷口主要是螺栓熱軋原材料存在組織缺陷所致。螺栓心部存在少量的小塊狀鐵素體及沿晶分佈呈深黑色組織，表明螺栓在熱處理時存在加熱不足現象，但不是造成該螺栓脆斷的主要原因。
（2）該螺栓淬火加熱不足的原因，可能與網帶爐裝爐量過大、網帶運動速度快及螺栓裝爐不均勻等因素有關。建議每批螺栓熱處理時，每班抽檢一件淬火態螺栓，取杆部橫截面試樣，從表面到心部每隔3～4mm測定其硬度變化情況，同時配合金相檢驗分析其淬透情況，以確保高強度螺栓心部組織達到約90%馬氏體。
（3）螺栓B7鋼實物冶金質量一般，未發現有嚴重的非金屬夾雜物等缺陷。加強對螺栓B7鋼熱軋原材料組織的進廠檢驗，分析其帶狀組織及熱加工不良的缺陷組織情況。通過工藝試驗，確定合理的熱處理工藝。
（來自金蜘蛛網）
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