本发明涉及一种可用于暴露在多种外部负荷环境的工业机械、汽车等部件的强度和冲击韧性优异的线材及其制造方法。
背景技术：
目前，减少排出被指定为环境污染的主犯的二氧化碳的努力成为全世界性的话题。作为一环，对于限制汽车尾气排放的活动较为活跃，且作为对策，汽车制造商想通过提高燃油效率解决该问题。但是，为了提高燃油效率，需要车辆的轻量化和高性能化，因此对于车辆用材料或者部件具有高强度的必要性在增大。并且，对于外部冲击的稳定性要求也在提高，因此冲击韧性也被认为是材料或者部件的重要的物理性质。
铁素体或者珠光体组织的线材在确保优异的强度和冲击韧性方面存在局限性。具有此类组织的材料的特征为，通常冲击韧性高而强度相对低，且为了提高强度，进行冷拉伸可以得到高强度，但存在冲击韧性与强度的上升成比例地急剧下降的缺点。
因此，一般为了同时体现优异的强度和冲击韧性，利用贝氏体组织或者回火马氏体组织。贝氏体组织可以通过使用经过热轧的钢材进行恒温相变热处理获得，回火马氏体可以通过淬火和回火热处理获得。但是仅通过通常的热轧以及连续冷却工艺无法稳定地获得这些组织，因此需要使用经过热轧的钢材进行如上所述的额外的热处理工艺。
如果不进行额外的热处理也可以确保高强度和优异冲击韧性，则可以省略或者简化从材料到生产部件的工艺的一部分，从而具有能够提高生产性且降低制造成本的优点。
但是，还没有开发不经过额外热处理工艺，而仅通过热轧和连续冷却工艺稳定地获得贝氏体或者马氏体组织的线材，因此兴起要求开发这种线材。
技术实现要素：
(一)要解决的技术问题
本发明的目的在于提供一种不需要额外热处理工艺，仅利用热轧和连续冷却工艺能够具有高强度和优异的冲击韧性的线材以及其制造方法。
本发明的要解决的技术问题不限定于以上提及的问题，没有提及的其他技术问题，本发明所属技术领域的普通技术人员可通过以下记载来明确地理解。
(二)技术方案
在本发明的一方面，提供一种强度和冲击韧性优异的线材，其以重量％计包括：碳(c)：0.05～0.15％、硅(si)：0.2％以下、锰(mn)：3.0～4.0％、磷(p)：0.020％以下、硫(s)：0.020％以下、硼(b)：0.0010～0.0030％、钛(ti)：0.010～0.030％、氮(n)：0.0050％以下、铝(al)：0.010～0.050％、余量fe以及不可避免的杂质，
微细组织以面积分率计包括：90％以上的贝氏体铁素体，余量岛状马氏体(m/a)。
在本发明的另一方面，提供一种强度和冲击韧性优异的线材的制造方法，其包括以下步骤：对钢材进行再加热，所述钢材以重量％计，包括：碳(c)：0.05～0.15％、硅(si)：0.2％以下、锰(mn)：3.0～4.0％、磷(p)：0.020％以下、硫(s)：0.020％以下、硼(b)：0.0010～0.0030％、钛(ti)：0.010～0.030％、氮(n)：0.0050％以下、铝(al)：0.010～0.050％、余量fe以及不可避免的杂质；
对再加热的所述钢材进行热轧；
所述热轧后，以0.1～2℃/s的速度冷却至bf～bf-50℃温度范围；以及
对冷却的所述钢材进行空冷。
(三)有益效果
根据上述构成的本发明仅利用热轧和连续冷却工艺能够提供工业机械或者汽车用材料或者部件所要求的强度和冲击韧性优异的线材。
并且，能够省略现有的额外的热处理工艺，对于减少整体制造费用非常有利。
最佳实施方式
下面，对本发明进行详细说明。
首先，对本发明的线材进行详细说明。本发明的线材，以重量％计，包括：碳(c)：0.05～0.15％、硅(si)：0.2％以下、锰(mn)：3.0～4.0％、磷(p)：0.020％以下、硫(s)：0.020％以下、硼(b)：0.0010～0.0030％、钛(ti)：0.010～0.030％、氮(n)：0.0050％以下、铝(al)：0.010～0.050％、余量fe以及不可避免的杂质。
下面，对本发明的线材的钢成分和组成成分范围的限定理由进行详细说明(以下为重量％)。
碳(c)：0.05～0.15％
碳是确保强度的必须元素，其固溶于钢中或以碳化物或者渗碳体的形式存在。为了增加强度最容易采用的方法是增加碳含量以形成碳化物或渗碳体，但由于减少延展性和冲击韧性，因此需要将碳的添加量调整在一定范围内。在本发明中，优选以0.05～0.15％的范围添加碳，这是因为如果碳含量小于0.05％，则难以获得目标强度，如果超过0.15％，则冲击韧性可能急剧减少。
硅(si)：0.2％以下
硅与铝被指为脱氧元素，且为提高强度的元素。硅是在添加时通过固溶于铁素体中，对通过钢材的固溶强化来增加强度很有效的元素。但是，虽然通过添加硅大大增加强度，但由于延展性和冲击韧性急剧下降，因此，对于需要充分的延展性的冷锻部件，非常限制硅的添加。在本发明中，为了在将强度的下降降低到最小程度的同时确保优异的冲击韧性，所述硅的含量为0.2％以下。因为，当硅含量超过0.2％时，难以确保目标冲击韧性。因此，更优选的含量为0.1％以下。
锰(mn)：3.0～4.0％
锰使钢材的强度增加，且提高淬透性而在宽范围的冷却速度下易于形成如贝氏体或者马氏体的低温组织。但是如果锰的含量小于3.0％，淬透性不充分而在热轧后通过连续冷却工艺难以稳定地确保低温组织。并且，如果超过4.0％，由于淬透性过高，在空冷时也可获得马氏体组织，因此并不适合。考虑到此原因，在本发明中锰的含量优选为3.0～4.0％。
磷(p)：0.020％以下
所述磷是偏析在晶界导致韧性下降且减少耐延迟断裂性能的主要原因，因此优选为不包含，因此在本发明中将其上限限定为0.020％。
硫(s)：0.020％以下
所述硫偏析在晶界导致韧性下降且形成低熔点硫化物而妨碍热轧，因此优选为不包含。因此在本发明中将其上限限定为0.020％。
硼(b)：0.0010～0.0030％
所述硼作为提高淬透性的元素，在奥氏体晶界扩散，从而在冷却时抑制生成铁素体，且易于形成贝氏体或者马氏体的元素。但是，如果其添加量小于0.0010％，无法期待添加的效果，如果超过0.0030％，无法期待提高效果，且由于在晶界析出硼系氮化物，导致降低晶界强度，从而有可能降低热加工性。因此，考虑到此原因，在本发明中硼的添加范围为0.0010～0.0030％。
钛(ti)：0.010～0.030％
所述钛与氮的反应性最大，最先形成氮化物。由于钛的添加而形成tin，消耗大部分钢中的氮，阻止bn的析出，帮助硼能够以可溶解(soluble)的状态存在，从而能够得到提高淬透性的效果。但是，如果其添加量小于0.010％，则其添加效果不足，如果超过0.030％，则形成粗化的氮化物，有可能使机械物理特性变差。因此，考虑到此原因，将所述钛的含量定为0.010～0.030％。
氮(n)：0.0050％以下
所述氮维持与硼溶解(soluble)的状态，为了充分发挥提高淬透性的效果，应尽可能不包含。因此，在本发明中，其含量优选为0.0050％以下。
铝(al)：0.010～0.050％
铝作为强力脱氧元素，不仅能够去除钢中的氧以提高清净度，还能与固溶于钢中的氮结合形成aln，从而可提高冲击韧性。虽然在本发明中积极添加铝，但如果其含量小于0.010％，则难以期待其添加效果，如果超过0.050％，大量生成氧化铝夹杂物而可能大大降低机械物理特性。考虑到此原因，本发明中铝的含量优选为0.010～0.050％。
除了以上组成之外，可额外添加小于0.3％的铬(cr)。所述铬与锰相似，增加钢材的强度和淬透性。当铬的含量为0.3％以上时，虽然提高淬透性以及固溶强化效果，从而能够增加强度，但冲击韧性反而会降低。考虑到此原因，在本发明中优选将铬以小于0.3％的范围包含。
除上述组成之外，包含余量fe和不可避免的杂质。在本发明中，除上述涉及的合金组成外，不排除添加其他合金。
另外，优选地，在本发明中包含的所述锰(mn)、钛(ti)、硼(b)以及氮(n)的含量应满足以下关系式1。
[关系式1]
mn+5(ti-3.5n)/b≥5.0
其中，在所述关系式1中锰(mn)、钛(ti)、硼(b)以及氮(n)分别是指该元素的重量基准的含量。
在本发明中，锰通过提高淬透性在冷却速度相对小的情况下也帮助容易地生成贝氏体铁素体。并且，钛与氮结合形成氮化物，并使硼能够充分地固溶在钢中，从而抑制生成铁素体并容易生成贝氏体铁素体。
本发明的发明人从如上所述的点着眼，反复进行研究与实验的结果，认知到所述锰、钛、硼以及氮的关系以重量％标准满足mn+5(ti-3.5n)/b≥5.0时，能够提供具有更加优异的强度和冲击韧性的贝氏体铁素体组织的线材，从而导出了所述关系式1。
并且，优选地，在本发明中包含的所述锰(mn)和硅(si)的含量满足以下关系式2。
[关系式2]
mn/si≥18
其中，在所述关系式2中锰(mn)和硅(si)分别是指该元素的重量基准含量。
在本发明中，锰通过提高淬透性在冷却速度相对小的情况下也能够帮助容易地生成贝氏体铁素体。并且，硅虽然固溶于钢中并增加强度，但存在降低冲击韧性的缺点。
本发明的发明人从如上所述的点着眼，反复进行研究与实验的结果，确认了所述锰和硅的关系以重量％标准满足mn/si≥18时，能够提供具有更加优异的强度和冲击韧性的贝氏体铁素体组织的线材，从而给出该组成成分关系式。
另外，优选地，本发明的线材在任意的截面区域的锰的最大浓度[mnmax]和最小浓度[mnmin]的比满足以下关系式3。
[关系式3]
[mnmax]/[mnmin]≤3
在本发明中，锰通过提高淬透性在冷却速度相对小的情况下也帮助容易地生成贝氏体铁素体，但若局部性地偏析有锰，则会容易生成马氏体，在锰匮乏(depleted)的区域可能形成铁素体，使微细组织不均匀，冲击韧性可能会变差。
本发明的发明人从如上所述的点着眼，反复进行研究与实验的结果，确认了所述线材的任意截面区域的锰的最大浓度和最小浓度比为3以下时，能够提供具有优异的强度和冲击韧性的贝氏体铁素体组织的线材，从而给出了上述关系式。
下面，对本发明的微细组织进行详细说明。
优选地，本发明的线材的微细组织应包含90面积％以上的贝氏体铁素体和余量岛状马氏体(martensiteausteniteconstituent，m/a)。另外，贝氏体根据碳含量或者形态(morphology)可用多种术语表示。通常在中碳(约0.2～0.45wt％)以上称为上贝氏体/下贝氏体(upper/lowerbainite)。但是，在0.2％以下的低碳范围内，根据温度区域称为贝氏体(bainitic)铁素体、针状(acicular)铁素体、粒状(granular)铁素体等。在本发明中由于是低碳区域，包括贝氏体铁素体。
本发明的线材的微细组织包含90面积％以上的贝氏体铁素体，因此能够确保优异的强度和冲击韧性。若通常的铁素体的相分率增多而不是贝氏体铁素体，则在冲击韧性方面上有利，但无法防止强度的下降，因此不优选。
另外，所述岛状马氏体沿着柱状贝氏体铁素体的晶界形成，且其分率高时能够提高钢材的强度，但由于可能会降低冲击韧性，因此优选地，尽可能将其分率控制在较低的程度。考虑到此原因，优选地，在本发明中将所述岛状马氏体的分率以面积％计，控制在10％以下(换言之，柱状贝氏体铁素体组织为90％以上)。为了得到这种本发明的线材的微细组织，本发明在热轧钢材后，在冷却时调整冷却终止温度和冷却速度，从而能够有效地达成目的。
另外，优选地，所述岛状马氏体(m/a)的晶粒度为5μm以下。当所述岛状马氏体(m/a)的晶粒度超过5μm时，与贝氏体铁素体基体相接的界面面积变大，从而可能会导致冲击韧性变差。
其次，对本发明的线材制造方法进行详细说明。
本发明的线材制造方法，包括以下步骤：准备具有上述组成的钢后对其进行再加热；将再加热的所述钢材进行热轧；所述热轧后，以0.1～2℃/s的速度冷却至bf～bf-50℃的温度范围；以及将所述冷却的钢材进行空冷。
首先，在本发明中，准备具有上述组成的钢材后对其进行再加热。在本发明中可以采用的再加热温度范围优选为1000～1100℃。
对所述钢材的形状不做特别的限定，但通常优选为钢锭(bloom)或者钢坯(billet)形状。
接下来，对再加热的所述钢材进行热轧，从而制造线材。对所述热轧的热精轧温度不做特别的限定，但优选控制在850～950℃范围。
对热轧后的所述钢材进行冷却处理，优选地，所述冷却以0.1～2℃/s的冷却速度冷却至bf～bf-50℃的温度范围。当冷却终止温度超过bf时，难以确保充分量的贝氏体铁素体组织，小于bf-50℃时，由于钢材充分冷却易于处理，但是降低生产性，因此冷却终止温度优选为bf～bf-50℃的温度范围。所述bf是指从奥氏体相变为贝氏体或者贝氏体铁素体的终止温度。
在本发明中热轧后进行连续冷却，以确保贝氏体铁素体组织，从而确保优异的强度和冲击韧性。因此，可以省略现有的如淬火和回火等的热处理，不需要额外的工艺，在制造成本方面具有非常有利的优点。
并且，优选地，在本发明中从冷却开始温度至冷却终止温度的区间以0.1～2℃/s的冷却速度冷却。当所述冷却速度小于0.1℃/s时，增加先共析铁素体的形成，当超过2℃/s时，增加马氏体的形成而导致强度和冲击韧性变差，因此，在本发明中优选将冷却速度控制在0.1～2℃/s。
如上所述，通过在冷却区间内确保冷却速度，能够获得具有面积分率为90％以上的贝氏体铁素体的强度和冲击韧性优异的线材。
具体实施方式
下面，对本发明的实施例进行详细说明。以下的实施例只是用于理解本发明的，并不是通过实施例来限定本发明。
(实施例)
铸造具有下述表1的组成成分的钢液，然后在1100℃进行再加热，然后将线材轧制成直径15mm，以表2的冷却速度冷却至bf温度以下即300℃，然后进行空冷而制造线材。另外，作为贝氏体相变终止温度的bf利用热膨胀仪(dilatometer)测量，根据化学组分多少会存在差异，其范围显示为300～350℃。
对以这种方式制造的线材，对其微细组织进行分析并在表2中示出，并测量抗张强度和冲击韧性并在表2中示出。在所述线材的微细组织中，岛状马氏体(m/a)的面积分率和晶粒度利用影响分析器(imageanalyzer)测量，锰的浓度利用电子探针显微分析(electronprobemicro-analysis，epma)测量。
并且，常温抗张试验以0.9mm/分的十字头速度(crossheadspeed)进行至屈服点，之后以6mm/分的速度进行测量。并且，冲击试验利用对试片施加冲击的钟锤(striker)的边缘(edge)部的曲率为2mm、试验容量为500j的冲击试验机，在常温下进行并测量。
[表1]
(在所述表1中，关系式1是mn+5(ti-3.5n)/b，关系式2是mn/si，其余为铁和不可避免的杂质。)
[表2]
(在所述表2中，关系式3为[mnmax]/[mnmin])
如上述表1和表2中所示，可知满足本发明的钢组成和制造方法的发明例1至11都可以获得90面积％以上的贝氏体铁素体，并且其机械物理特性也表现出600～700mpa的抗张强度和150～200j的优异的冲击韧性。
发明例8的硅的含量为0.1重量％以下，可以确认更加提高了其冲击韧性。在所述发明例中，均满足锰、钛、硼与氮的关系式1(mn+5(ti-3.5n)/b≥5.0)以及锰与硅的关系式2(mn/si≥18)的发明例2、发明例3、发明例5、发明例7、发明例8、发明例9以及发明例11与不满足的情况相比时，可知其冲击韧性更加优异。
即，在所述发明例中，不满足关系式1(mn+5(ti-3.5n)/b≥5.0)和/或关系式2(mn/si≥18)的发明例1、发明例4、发明例6以及发明例10的冲击韧性有所变差。
与此相反，能够确认比较例12由于碳含量变高其抗张强度优异，但冲击韧性变差，这是由于碳固溶于m/a相上并增加了稳定的m/a相的缘故。比较例13是硅的含量超出本发明范围的情况，硅与碳相似，根据添加量增多基体的固溶量也增大，结果表现出固溶强化的效果。即，在硅添加量为0.25％程度时，抗张强度变得很大，但与此同时冲击韧性急剧下降。比较例14由于锰和硼的添加量少而降低了钢材的淬透性，可以确认即使满足冷却条件，也由于铁素体和贝氏体铁素体组织混合而降低了抗张强度。
另外，虽然比较例15的钢组成成分满足本发明的范围，但在制造工艺中可以看出随着冷却速度变快而形成马氏体，从而强度增加，但冲击韧性变差。比较例16是其钢组成成分满足本发明的范围，但在制造工艺中的冷却速度慢的情况，表现出形成铁素体而减少了强度。
并且，比较例17是钛的添加量少的情况，由于溶解的(solute)硼量减少，从而减少淬透性，当冷却速度小时，可以看出由于先共析铁素体的析出量增多，其抗张强度减小。
同时，比较例18是过多添加锰时，由于淬透性相对变得太大，即使以本发明中给出的的冷却速度冷却，也生成马氏体并增加强度，但降低冲击韧性。并且，可以看出由于锰偏析在钢中，在局部形成不均匀的组织，因此使得冲击韧性变差。