某批原材料為φ12mm、材質為YL82B的熱軋盤條，在拉拔加工過程中，發生斷裂現象，圖1中左側斷口從盤條周邊到心部逐漸凸起，形似筆尖，右側為與之匹配斷口，呈漏斗狀，這是斷裂起始于截面心部，并逐漸沿周邊向外擴展的一種特殊斷裂方式。經了解，拉拔工藝為：熱軋盤條→機械去皮→拉拔。分別在原材料及斷裂樣品上取化學成分、力學性能及金相試樣進行檢驗分析，以期查明其斷裂原因。

圖1 斷口形貌

1.理化檢驗

（1）化學成分分析

分別在原材料及拉拔斷裂樣品上取試樣采用瑞士ARL直讀光譜儀進行化學成分分析，檢測結果如表1所示。由表1可知，化學成分符合GB/T24238—2009標準技術要求。

表1 YL82B熱軋盤條化學成分（質量分數） （%）

（2）力學性能

在原材料上取力學性能試樣，使用美特斯SHT-4106電液伺服萬能試驗機進行力學性能檢驗，結果如表2所示，由表2可知，力學性能符合GB/T24238—2009標準技術要求。

表2 力學性能檢驗結果

注：盤條自然時效≥20天。

（3）金相檢驗

在原材料上取金相試樣，使用德國徠卡DMI5000M智能顯微鏡進行顯微觀察，檢驗結果如表3所示，由表3可知，原材料除顯微組織出現微量的Fe3C外，其他檢驗結果均符合GB/T24238—2009標準技術要求。

表3 金相檢驗結果

    在斷裂試樣上取斷口在體視顯微鏡下觀察，斷口呈典型的筆尖狀斷口，斷裂源位于中心位置，試樣表面沒有明顯的外觀缺陷，形貌如圖2所示。用線切割方式在斷口處沿試樣中心縱向制取金相試樣，顯微觀察試樣斷口尖端存在沿軸線斷續分布“V”形裂紋，裂紋形貌如圖3所示。裂紋附近發現有硫化物類夾雜物存在，級別為1級，顯微形貌如圖4所示。使用4%（體積分數）硝酸酒精溶液浸蝕后，“V”形裂紋處存在網狀滲碳體組織，形貌如圖5所示。低倍下觀察在試樣中心有一條明顯的偏析帶，形貌如圖6所示。

（a） 筆尖形貌（6.5×） （b）側表面形貌（6.5×）

圖2 斷口形貌

圖3 斷口尖端“V”形裂紋形貌（50×）

圖4 裂紋附近夾雜物形貌（500×）

圖5 內部裂紋附近網狀滲碳體組織形貌（500×）

圖6 試樣中心偏析帶（8×）

     在斷口附近取橫向試樣進行顯微觀察，低倍下觀察橫向試樣中心有偏析存在，偏析級別為B2級，形貌如圖7所示，試樣中心有“C”形裂紋缺陷存在，裂紋缺陷形貌如圖8所示，放大觀察試樣顯微組織為索氏體，中心有網狀滲碳體存在，顯微組織形貌如圖9所示。 

圖7 橫向偏析（6.5×）

圖8 橫向“C”形裂紋缺陷形貌（50×）

圖9 索氏體+網狀滲碳體（1000×）

2.分析與結論

    原材料化學成分、力學性能、非金屬夾雜物級別、脫碳層深度、索氏體含量等均符合GB/T24238—2009標準技術要求。

    YL82B熱軋盤條合格顯微組織為索氏體+珠光體，且索氏體在顯微組織中占有一定的比例（不小于85%）才能使YL82B鋼具有高的冷拉極限值。因為索氏體的片層間距小，當盤條拉拔變形時，片層多而薄的鐵素體相可以使位錯運動均勻而分散，抑制位錯塞積的提前發生。另外，當索氏體中的滲碳體相為薄片形態時，它在拉拔變形時可以發生彎曲且不易發生折斷。但是，如果滲碳體和鐵素體片層繼續變薄成為屈氏體時，在拉拔變形時滲碳體片之間發生碰撞的概率增大，使塑性變差。

     在原材料及斷裂的試樣上均檢驗發現顯微組織存在網狀滲碳體，由于YL82B屬于過共析鋼，在冷卻速率緩慢或中心碳含量較高的條件下，二次滲碳體沿原奧氏體晶界上析出，形成網狀。網狀滲碳體是高碳鋼盤條中的有害組織，它是一種硬而脆的組織相，不易變形。它的存在削弱了晶粒與晶粒之間的結合力，從而使盤條的強度和塑性均顯著下降。在冷拉拔過程中，由于網狀滲碳體的束縛晶粒變小，因而在此處產生應力集中，形成裂紋或孔隙，最終導致筆尖狀斷裂。

    非金屬夾雜物級別雖然不高，但在樣品中心“V”形裂紋附近出現了硫化物類夾雜物（1級），非金屬夾雜物的存在破壞了鋼基體的連續性，嚴重影響鋼的力學性能，產生應力集中，拉拔時不能與基體同步變形，在非金屬夾雜物與基體結合部位引起應力集中，導致裂紋在此處萌生及擴展，最終導致盤條拉拔斷裂。

    偏析帶的存在與原材料有關，偏析區與正常基體不協調形變導致偏析帶產生孔隙，孔隙擴展為裂紋后，逐漸沿周邊向外擴展即造成線材斷裂。

    由上述分析可知，YL82B盤條在拉拔過程中產生筆尖狀斷裂是由于中心偏析、網狀滲碳體、非金屬夾雜物共同作用下形成的。

3.建議

（1）連鑄坯控制過熱、調整冷卻速率，優化電磁攪拌及機械輕壓下，以減少偏析現象。

（2）穩定并控制好開軋溫度、終軋溫度、吐絲溫度及冷卻速率。保證產品必要的時效時間，保證顯微組織正常及原材料較高的冷拉極限值。

（3）優化冶煉及澆注工藝，減少非金屬夾雜物的生成，保證鋼液的潔凈度。