张先鸣老师根据;金相检验技术与紧固件失效案例、;热处理工艺与金相检验技术的关系、;紧固件原材料综合选材与热处理工艺 等金蜘蛛培训会上学员的提问，总结出以下内容，供业内同行参考，不当之处请批评指正。

张先鸣老师

一、网带炉怎样防止紧固件增或脱碳?

8.8级以上高强度紧固件多采用SWRCH35K、35CrMo、40Cr钢制造，采用冷镦成形时，原材料的脱碳层不但仍然存在，而且被挤压到螺纹的顶部，造成螺纹强度大大降低，使用时发生脱扣现象，使螺栓失去紧固作用。因此，除在淬火加热时要保护螺纹牙尖不脱碳，还要对原材料已脱碳的螺栓进行适度的复碳。

把网带炉中的保护气氛的碳势调到和被复碳的螺栓原始含碳量基本相等，使已脱碳的螺栓慢慢恢复到原来的含碳量，碳势设定在钢材含碳量的上限约0.35%～0.48%，复碳温度与淬火基本相同，不能在高温下进行，以免晶粒粗大，影响机械性能。

在使用网带炉进行调质工艺时，虽然采用了氧探头进行碳势精准控制，并不是设定好了参数，整个过程都可以自动完成的，至于通入富化剂的流量、通入时间等都是自动调节的。富化剂又称渗碳介质不采用任何限制装置，只要阀门打开，介质呈最大量输入炉内，这些错误的使用方法往往会短时间内造成炉内严重积碳，从而影响氧探头的毫伏值正常输出，以至炉内碳势值实际偏差，造成螺栓表面增碳。

进料之前，必须先将工件表面层上的油脂清洗干净，工件有良好洁净的表面，必然对炉内的碳势气氛控制有非常重要的影响。氧探头上的碳黑污染和气氛的渗透都会给探头的毫伏指示造成误差，氧探头前缘延伸至端部设有一可感测炉内氧含量的测氧探头，其材质是敏感度极高的氧化锆所制成，在高温工作炉内，如覆盖有积碳时，使得侦测电极头附近的氧含量减少，此时氧探头反应的是附近的气氛，碳控仪自动控制下的富化剂流量减少，以至炉内实际碳势下降;反之，碳控仪自动控制下的富化剂流量增加，以至炉内实际碳势上升。

用氧探头进行碳势控制，实际上是对炉气中的氧含量作单因素控制，而在炉气中，还存在CO、CO2、CH4、H2等多种组份，如果希望能自动精确控制碳势，仅靠氧探头，从理论上讲，还是有一定的难度的。

网带炉炉口和炉膛落料口都设有用不锈钢箔或片制成的多层气帘，是为了提高炉内气压，且防止空气窜入炉内，以提高炉内气氛稳定性，这一点很重要。气帘因受高温气体侵蚀容易变脆而损坏，损坏部位应及时修补，否则将影响炉内气密性，则碳势也将受到波动;需增大富化剂流量才能保证碳势稳定。

因为氧探头工作环境十分恶劣，应特别注意保养。氧探头的氧化锆陶瓷脆性很大，且耐急热急冷性差，安装时切忌碰撞和快捷安装。新造的网带炉一定要经过烘炉和对炉膛预渗碳以后才可插入氧探头，探头最好在冷炉时装卸。如必须在工作温度下进行装卸，则应该缓慢插入或拔出。尤其是在高温工作状态下的安装，必须缓慢插入，一般应以10～20mm/min的速度缓慢插入，否则会因探头核心部位爆裂而导致损坏。

根据经验，氧探头故障主要是探头内炭黑过多、探头失灵，不同生产厂家氧探头产品的质量不同，绝大部门探头因内外电极脱落、氧化，造成漏气而报废。

二、网带炉网带寿命低的原因是什么?

一般的企业都是使用连续式网带炉，主要用于低、中碳结构钢和低合金结构钢调质，SWRCH35K、SWRCH25K、40Cr、10B21、10B33、SCM435等钢材的产品，碳势控制在0.25%～0.35%左右，可是淬火炉的网带最长有的使用不到6个月，有时只能用1个月就发生脆断。网带材质为SUS310S不锈耐热钢丝，一直以来认为是网带材质有问题，后来直接使用日本进口材质，使用寿命仍没有提高。

将脆断的网带丝进行金相检验，网丝的最外表层有硫化物层，生成了脆性的FeS2，次表层是增碳层，使网带变脆，实际上表面相当于渗碳和渗硫，表层极易脱落;网丝的心部组织中有碳化铬析出，产生了敏化现象，出现了脆性。

使用后的网带脆性大，轻轻一掰就断裂，无法进行修补。将脆断的网丝经900℃×4h空气炉中保温后空冷至室温，同样用手掰，没有断裂，且有一定韧性。金相检验显微组织网丝表面的硫化物大部分消失了，渗碳层有所减少，其主要发生了以下化学反应：

4FeS2+11O2→2Fe2O3+8SO2，Fe3C+3O2→Fe3O4+CO2;同时经过900℃保温后，网丝中心的碳化铬大部分溶解。这说明脆性网丝，经高温正火后，表面的脆性FeS2和中心敏化现象明显减少，恢复了部分韧性。

影响网带寿命有3个因素。①增碳;②渗硫;③网带产生敏化。增碳是因为由生产紧固件产品必须的保护碳势引起的，这个无法避免;网带长期处于高温加热状态，所以敏化也不可能避免;但这两个因素可以通过定期停炉烧碳进行部分消除。针对渗硫，可从源头上加以控制，硫的来源主要在于炉内的保护气氛，当采用液化气和甲醇作保护气氛时，液化气中的硫含量较高是造成渗硫的主因。从液化气和甲苯标准中硫含量最大值比对看，液化气是343mg/m3，换算成169.8mg/kg，而甲苯是2.0mg/kg，把液化气换成甲苯，这样从源头上避免了渗硫。加上定期停炉烧碳网带炉设备维护制度的落实，网带的寿命可以延长至18个月以上。

三、42CrMo钢U型螺栓断裂的原因有哪些?

42CrMo钢U型螺栓在使用中发生断裂。该螺栓的加工工艺为φ24mm的棒料，酸洗→拉拔至φ23.5mm→退火→酸洗→拉拔至φ22.87mm→冷镦→搓丝→热弯→淬火回火→包装。通过化学成分分析、调质后的硬度及组织检测均符合技术要求;非金属夹杂物含量较低，表面也未发现缺陷。因此，U型螺栓断裂与材料本身无关。

42CrMo钢具有较高的碳和铬含量，淬透性较好，如果轧制后冷却较快，轧材组织中常存在塑性很差的带状马氏体组织，直接拉拔加工后，极易在马氏体条带上产生横向裂纹。

工艺验证：按原工艺进行拉拔模拟实验，拉拔尺寸从φ22.40mm拉拔至φ21.70mm，拉拔量和U型螺栓第一次拉拔量相近;拉拔后从试样中部纵向取样，磨制浸蚀后金相检验，观察组织为粒状贝氏体+少量马氏体，在马氏体带上发现许多平行分布的横向小裂纹。这种横向小裂纹与U型螺栓中的裂纹类似。结合加工工艺分析，第二次拉拔之前材料经过退火工艺处理，塑性得到很大提高，出现开裂的可能性较小，因此推断第一次拉拔加工后材料内部已经产生了内部裂纹。通过扫描电镜观察也表明，断口为解理面和撕裂棱均很平滑，与撕裂后产生的尖锐、棱角分明的断口形貌有明显区别。这主要是由于螺栓热处理前存在内裂纹，裂纹面的能量分布不均匀，表面发生迁移现象，表面的尖锐曲率基本消失，低凹处被弥平，形成平滑的断口形貌。

由此得知，42CrMo热轧钢材心部往往含有带状马氏体组织，该类组织硬度高，塑性差，在未经退火的情况下进行拉拔，容易造成心部马氏体组织处出现横向裂纹，后续再次拉拔后裂纹扩大，安装使用时裂纹进一步扩展，造成螺栓断裂失效。建议使用退火态42CrMo钢材或拉拔前进行球化退火处理。

四、SCM435钢冷镦开裂的原因是什么?

SCM435钢在加工12.9级内六角螺钉时，出现大量冷镦开裂现象，有时还出现螺钉掉头现象，请对开裂原因查找分析。通过化学成份分析、检测原材料的硬度及组织基本为珠光体+铁素体+马氏体均符合技术要求;非金属夹杂物含量较低，脱碳层深度符合标准要求，抗拉强度范围740～860Mpa;面缩率范围48%～63%，表面也未发现明显缺陷，盘条性能优良。

球化退火处理是SCM435钢冷镦加工过程中关键的工序，其主要目的是为了降低材料硬度，使具有足够的塑性变形能力，以得到良好的拉拔和冷镦效果。

经检验分析，盘条完全脱碳层在退火过程中出现，深度范围为20～30μm，在脱碳层区域有大量沿晶微裂纹，内有Cr、Mn等合金元素偏析。脱碳层的产生主要是在退火过程中保护气氛不良，造成炉气氧化性强、碳势低，氧化性气体与材料表面接触反应导致碳原子从高碳势的钢表面向低碳势的炉气扩散。钢表面失去碳，铁素体晶界抗氧化性降低，同时Cr和Mn元素不以碳化物形式存在，固溶于铁素体内，在长时间的退火保温下，合金元素在铁素体晶界上富集。在随后的冷却中，由于温度变化造成组织应力集中，加之晶界脆化，产生沿晶裂纹。

在退火炉中，常用的保护气氛为氮--甲醇气氛，采用一定纯度的氮气和甲醇在炉内混合后形成的可控气氛。氮气是惰性气体，在炉内不参与反应，它的作用主要是维持炉内的正压;而甲醇的作用是保证炉内具有一定的碳势，维持炉内的还原气氛，炉内主要发生以下反应。

CH3OH→CO+2H2 ………… ⑴

CO+H2→[C]+H2O ………… ⑵

2CO→[C]+CO2 ………… ⑶

若只采用纯度较低的甲醇作为保护气氛，在没有氮气维持炉内正压，在外界压强大于炉内的情况下，外界气体大量进入退火炉内，炉内无法维持还原性保护气氛，盘条表面在高温下严重氧化脱碳，同时在冷却过程中产生微裂纹。为此，在后续的冷镦加工或调质过程中，发生开裂。

SCM435钢冷镦开裂的主要原因是退火过程中保护气氛不当，导致材料表面严重脱碳，铁素体晶界抗氧化性降低，同时Cr、Mn等元素在晶界偏析，在冷却过程中产生大量沿晶裂纹。

五、哪些是影响紧固件品质的原材料关键缺陷?

当钢中有害元素P、S增加时，如S含量为0.04%时淬火后易产生裂纹。高强度螺栓应选择高级优质钢材，P、S含量在标准中限制量为≤0.025%。针对化学成分特殊要求应对P、S两项相加不大于0.025%为优。

有些元素虽然是微量元素，但使钢的热处理规范大不相同，如炼钢时脱氧剂用Al则其微粒溶点高，在钢中起细化晶粒的作用，降低了过热敏感性，使钢成为细晶粒钢，提高热处理工艺性能。反之，用Si之类脱氧剂则会使钢的成为粗晶粒钢，使淬火过热敏感性增大。炼钢时每炉所含微量元素不同，其热处理工艺性能也不同，如含B很微量≤0.0005%时，淬透性也会增加。

非金属夹杂物的存在隔断了金属的连续性，剥落后就成凹坑或裂纹，在冷镦成形时极易形成裂纹源，在热处理时造成应力集中，产生淬火裂缝。因此，高强度螺栓对夹杂物须严格控制，一般钢材标准中对夹杂物未做明确要求。C类和D类对热处理的影响最大，硅酸盐夹杂物应不大于1.5级，球状氧化物夹杂应不大于2级为佳;对A类硫化物和B类氧化铝夹杂物之和不大于3级。

非金属夹杂物在钢中主要以氧化物和硫化物的形式存在。

根据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》标准，建议用最恶劣视场评定。氧化物类夹杂物压力加工后，它们往往沿钢材延伸方向呈不规则的点状或细小碎块状聚集成带状分布，导致应力集中，引起疲劳断裂。硫化物的危害其一就是降低钢的塑性、韧性和抗疲劳性能，硫和硫化物数量或长度的增加会明显降低钢的韧性指标;其二是降低钢的耐蚀性，特别是降低点蚀腐蚀性能。一旦受到拉应力或切应力的作用，就会沿夹杂物方向产生破裂;断面收缩率随夹杂物总量和带状夹杂物数量的增加而显著降低。

六、水溶性淬火冷却介质不同温度的冷却特性对紧固件淬火有影响吗?

水溶性淬火冷却介质属于聚氧化烷撑的PAG型介质，在使用时根据需要加水稀释成不同浓度的溶液，配成适量的防腐和防锈剂，可以获得水--油之间或比油更慢的冷却能力。

众所周知，浓度.温度和搅拌对水溶性淬火冷却介质PAG淬火剂的冷却能力影响很大。对紧固件产品浓度控制范围2.5%～5%，液温对冷却特性很敏感，温度越高在300℃左右的冷却速度不会降低，反而提高，这是造成淬火开裂的原因之一，控制在30～40℃，搅拌和流动，既能提高冷却速度，又能均匀液温。

钢从奥氏体状态冷至Ms点以下所用的冷却介质叫做淬火冷却介质。淬火冷却介质冷却能力越大，钢的冷却速度越快，越容易超过钢的临界冷却速度，则紧固件越容易淬透，这是螺栓、螺母需要的特性，淬透层的深度越深，越能达到约90%马氏体组织。但是，冷却速度过大将产生巨大的淬火应力，易使螺栓、螺母产生变形或开裂。因此，理想的淬火冷却介质的冷却能力应在650℃以上缓慢冷却，以尽量降低淬火热应力。650～400℃之间应当快速冷却，以通过过冷奥氏体最不稳定的区域，避免发生珠光体型或贝氏体型组织转变。在350℃以下Ms点附近的温度区域，应当缓慢冷却以尽量减小马氏体转变时产生的组织应力。

水的冷却能力很大，但冷却特性不好;油的冷却特性较好，但冷却能力又不够。目前，常用水或水溶液作为淬火冷却介质，冷却特性稳定、价格适中。

试验结果表明，水温越高，其特性温度越低，最大冷却速度越小，冷却时间越长。因为，螺栓、螺母表面和淬火介质的温度差越大，表面换热系数越大，冷却速度越快。而对于水，当其温度较高时，螺栓、螺母表面较快生成蒸气膜层，且蒸气膜的厚度增大，使螺栓、螺母向淬火液的传热速率降低，从而延长了蒸气膜阶段，降低了淬火液的冷却速度。

水温低于40℃时，对冷却曲线的影响不十分明显;当水温达到50℃时，冷却性能明显下降。这是由于当水温高时，淬火介质与试样表面存在温度差减小，水吸收的热量减少，试样冷却速度下降。同时，水温较高时，螺栓、螺母表面较快较早形成隔热的蒸气膜，使蒸气膜阶段延长，冷却特性温度下降。当蒸气膜终于破裂而进入沸腾阶段时，温度高的淬火介质与试样的温度差相对较小，冷却速度变慢。

生产过程中，我们经常可以看到，45#钢8.8级M20～M27螺栓淬火的心部硬度为30～35HRC，而表面约为50～57HRC;表明螺栓水淬后的心部组织依然是铁素体+珠光体，而表面则有大量针状马氏体+先共析铁素体，所以45#钢在水中淬火后表面硬度远高于心部。

实际生产中，对于SWRCH35K、45#钢8.8级M10～M24的螺栓，有时会采取提高水温来防止其淬火开裂或减小变形。对于此类情况，应考虑到水温对其冷却特性和螺栓、螺母淬火效果的影响。建议采用2.5%～4.5%PAG水溶液是最理想的淬火冷却介质，性价比较高。

七、30CrMnSi钢高强度螺栓热处理工艺，如何达到-20℃低温冲击功?

由相关资料可知，30CrMnSi钢的Ac1为760℃、Ac3为830℃，在常规热处理工艺即900～910℃淬火的条件下，由于淬火温度超过了奥氏体相变温度Ac3，其淬火后得到的是马氏体+ 残余奥氏体组织。

不同热处理工艺对30CrMnSi钢硬度和冲击性能有较大影响。其中硬度的变化较明显，在250℃回火时，常规工艺900℃ 淬火的硬度值为44～46HRC，如果在840℃亚温淬火的硬度值为39～41.5HRC，稍低于常规淬火工艺的硬度，这是因为亚温淬火的显微组织中具有马氏体+铁素体+残余奥氏体，而铁素体的硬度较低。随着回火温度的增加，硬度逐渐降低，两种工艺的硬度曲线均呈现单调下降的趋势，出现这种变化的原因是: 在250℃回火时，马氏体开始分解过饱和的碳原子沉淀析出弥散分布的ε碳化物，此时仍然具有较高的硬度; 随着回火温度的升高，淬火后的显微组织要经历残余奥氏体转变、碳化物的转变、碳化物的聚集与长大等几个阶段，随着碳原子的析出，马氏体的晶格畸变越来越小，基体硬度也随着温度升高而逐渐降低。在550℃回火时，得到回火索氏体组织，硬度值也逐渐降低到调质硬度26～30HRC。在650℃回火时，常规淬火和亚温淬火均具有硬度最小值23～25HRC 和21～23HRC。

在不同工艺下冲击性能的变化可看出，常规热处理工艺在250℃回火时，其低温冲击功为44～45.5J，此时亚温淬火的低温冲击功为28～30J; 随着回火温度升高到350℃，常规工艺进入第一类回火脆性区，低温冲击功降至25.5～27J，而亚温淬火工艺的低温冲击功增加到33～34.5J，约为常规工艺1.3倍; 当回火温度升高到450℃进行中温回火时，由于中温回火的组织是回火托氏体，具有较高的塑韧性，常规工艺的低温冲击功为34.5～37J，而亚温淬火的低温冲击功为54～55.5J，约为常规工艺的1.5倍; 当回火温度升高至550 ℃时，此时温度属于第二类回火脆性区，回火脆性异常明显，常规淬火的低温冲击功降低至28～29.5J，通过回火快速冷却低温冲击功可达到35～37.5J，而此时亚温淬火的低温冲击功却急剧增加至85.5～88J，约为常规工艺的3 倍;当回火温度达到调质温度650℃时，组织为回火索氏体，常规工艺的低温冲击功又增到59～61J，而亚温淬火的则增加到117～119J。

从整个冲击性能变化可以发现：① 常规工艺的低温冲击功随回火温度的升高，曲线呈现;W形状变化，而亚温淬火的低温冲击功却随着回火温度的升高而单调增加，② 常规工艺具有明显的脆性转变温度区，而亚温淬火工艺则有效避免了回火脆性对冲击性能的影响，显著的提高了冲击性能。

这是因为：一是在亚温淬火的显微组织中存在着铁素体，由于加热温度低，这些铁素体晶粒比较细小，并且均匀分布于整个基体组织上，这些铁素体作为一种塑性相，能吸收较多的能量，提高材料的韧性;二是在回火过程中，As、Sn、Sb、P 等杂质原子会从晶粒内向奥氏体的边界析出，聚集在边界的杂质原子不能和其它原子结合，从而减弱奥氏体晶界上原子的结合力，降低了晶界断裂强度;三是显微组织中有铁素体存在时，Sn、P 等杂质原子首先在铁素体内固溶，在强化铁素体的同时，也可减少在奥氏体晶界处的析出和偏聚，从而降低了第二类回火脆性。

八、铝合金2A11、2A12螺栓热处理工艺对性能有影响?

汽车的轻量化实际就是在保证汽车的强度和安全性能的前提下,尽可能地降低汽车的整体质量，从而提高汽车的动力性，减少燃料消耗，降低排气污染。铝合金具有强度高、抗腐蚀性好等优点。铝合金的比重是0.5，采用铝合金紧固件与优质碳素结构钢相比明显的减轻了汽车或机器的自重，可为轻量化的最优设计。铝合金在螺栓冲镦成型过程，易产生裂纹等缺陷。根据铝合金2A11、2A12冲镦成型特性的要求，在退火炉内进行325～340℃完全退火，保温时间为2小时左右，然后随炉冷却，室温出炉即可。

工艺要点：①加热速度。加热速度与再结晶后的晶粒度成反比，故应选择井式加热炉来保证加热速度。②加热温度、保温时间。高温短时加热可获得细小的晶粒，反之，保温时间过长，由于晶粒的相互吞并而长大，形成聚合再结晶，会得到粗大的晶粒而影响性能。③冲镦成型力变形率。5%～25%的变形率为临界变形，因此，在退火前不做任何加工，否则，退火后会得到粗大晶粒。④原材料化学成分。铝合金的化学成分不均匀、偏析等都可能导致晶粒长大。因此，要严格检验原材料化学成分的符合性。⑤炉温均匀性。由于铝合金导热性良好、熔点低，保证工件在炉内温度的一致性和准确性，以获得均匀的晶粒度。⑥操作规程。由于铝合金热处理范围很窄，对加热温度、时间、出炉转移时间及水温等均严格控制，并做好原始记录以供分析。

螺栓成型后，热处理工艺还必须通过;固溶处理+时效强化，进一步提高其强度。当铝合金加热到α相区，可在485～490℃保温后水冷淬火，注意过烧温度为505℃，可在室温得到过饱和的α固溶体，其强度、硬度并不能立即升高，而塑性却显著改善，称为固溶处理。再在185～195℃进行人工时效处理，固溶处理后在时效处理初始阶段2小时，强度、硬度变化不大，这段时间成为孕育期，在此孕育期内铝合金塑性较好，当在10～16小时后强度增加很快，基本可达到450～530MPa。

九、摩擦系数对螺栓装配和使用的影响是什么?

螺纹连接是最常用的连接方式，它的质量直接影响到装配质量和安全可靠性，而螺纹连接安全可靠性的主要因素有材料、摩擦系数、紧固件加工方法。

当材料确定后，分别对镀锌不上油、镀锌上油、磷化上油和发黑上油的螺栓在德国制造的TesT摩擦系数试验机上测试摩擦系数。试验表明：

①相同螺栓，不同表面处理，摩擦系数相近，扭矩相同的，轴向力也相近。如表面镀锌上油和磷化上油的摩擦系数相近，其轴向力也相近。

②相同螺栓，不同表面处理，扭矩相同，摩擦系数越小，轴向力越大，即拧紧力越大。如表面磷化的摩擦系数最小，而轴向力最大。因摩擦系数不同，造成轴向力也不同，即拧紧力不同。

③相同螺栓，不同表面处理，相同轴向力，摩擦系数越大，扭矩越大。如表面发黑摩擦系数最大，其扭矩也最大。

④相同螺栓，相同表面处理，涂油和不涂油状态，所产生的力是不同的。如表面镀锌上油和不上油状态的扭矩和轴向力差异较大。

通过分析，结合常用表面处理螺栓在装配、使用过程的情况，可以得到结论：螺栓不同的摩擦系数，扭矩相同，轴向力不同，即摩擦系数越大，轴向力越小;反之，摩擦系数越小，轴向力越大。也就是说，螺栓摩擦系数不同，相同的装配扭矩，会产生不同的轴向力。就是说为什么在装配、使用过程中，可能做得精致的螺栓会断裂、失效;而做得粗糙的螺栓在交变载荷下会松动或松脱。装配过程中，如偶然因素，个别螺栓沾到少量油渍后装配，因摩擦系数变小，可能会出现在装配或使用时，螺栓断裂现象。螺栓摩擦系数会对装配性能产生很大的影响。

当前对螺纹连接设计时，因国标、行标均未对螺纹紧固件的摩擦性能做具体要求，通常采用的方法是依据经验公式、经验数据计算扭紧力扭，当螺纹紧固件与被连接件的表面状态发生变化时，会引起轴向预紧力过大或过小，导致螺纹连接出现断裂、松动等质量问题。

螺纹紧固件摩擦系数分螺纹摩擦系数和支承面摩擦系数，主要取决于螺栓制造工艺和实际应用时装配工艺。经长期工作实践，10000次台架试验验证，确认摩擦系数与下列因素密切相关。

①、螺纹精度。由螺纹公差带和旋合长度组成，螺纹精度是螺纹加工质量的综合体现，同等条件下螺纹精度越高，摩擦系数越小。

②、紧固件表面粗糙度。包括螺纹表面粗糙度和支承面表面粗糙度，与紧固件生产中的冷镦作业工艺参数、螺纹制造工艺有直接关系。

③、紧固件表面处理工艺。包括磷化、达克罗、三价铬电镀锌、锌镍电镀、锌铝涂层等，受表面处理层材料类型、局部厚度、转化工艺等因素影响，不同表面处理工艺得到的紧固件摩擦系数相差较大。

为此，实际生产装配中，应根据被连接结构需要，合理选择紧固件的工艺参数，确保将摩擦系数的散差控制在较小范围内。设计螺纹连接时，应首先依据实际试验结果确定摩擦系数，然后利用此摩擦系数计算扭紧力矩，以保证轴向预紧力理论值与实际值的一致性，提高螺纹连接的可靠性和设计准确性。

十、42CrMoA钢螺栓表面裂纹形成分析和工艺如何改进?

42CrMoA钢调质后具有较高的疲劳极限和抗多次冲击能力，低温冲击韧性优良，被广泛用于制造风电机组高强度螺栓。但是在热处理调质淬火过程时常会发生淬火开裂现象，研究表明，42CrMo钢调质表面裂纹性质为淬火裂纹，回火不足和内部存在较严重的带状组织偏析是淬火裂纹产生的主要原因。

首先宏观检测，裂纹均位于端部小头，为纵向裂纹，只有一小部分裂纹沿轴颈横向开裂或纵向开裂。其次横向低倍组织检测，一般无明显的冶金缺陷。再次金相检验，裂纹尾部尖锐、裂纹内有氧化，裂纹两侧无脱碳，裂纹内存在氧化，这是淬火裂纹的关键特征。

42CrMoA钢的正常淬火组织为马氏体组织，冷却速度不足时会出现贝氏体型或珠光体型组织。裂纹螺栓的显微组织为马氏体位向的回火索氏体组织。因此，淬火温度和淬火冷却速度均满足要求，淬火裂纹的产生与淬火因素无关。将试样540℃重新回火后，组织转变为回火索氏体，这可以肯定，在调质的回火过程中回火不足或者基本回火温度未达到，回火不足则无法完全消除淬火过程中形成的应力。回火不足是导致42CrMo钢裂纹的关键原因之一。

42CrMoA钢调质螺栓的原材料检测观察，该材料带状组织级别为3级，超过了风电机组高强度螺栓2级的技术要求，严重的带状组织的存在，无疑会增加淬火裂纹的可能性，且裂纹均产生在带状组织的区域内。因此，半成品毛坯内存在较严重的带状组织是螺栓淬火裂纹产生的另一个重要原因。

来源：原文刊登于第48期和第49期《紧固件》季刊，作者：金蜘蛛紧固件网顾问专家 张先鸣，转载请注明来源和作者。