本发明涉及一种适合用作机械零件材料的中碳线材。更详细地，本发明涉及一种强度和冷加工性优异的中碳线材及其制造方法。
背景技术
冷加工方法与热加工方法或机械切削加工方法相比，不仅生产性优异，而且热处理费用节省效果大，因此广泛用于制造螺栓、螺母等机械零件。
不过，要想利用所述冷加工方法来制造机械零件，基本上要求钢材具有优异的冷加工性，更具体地要求冷加工时变形阻力要低以及延展性优异。因为，如果钢的变形阻力高，则冷加工时所使用的工具的寿命会降低，而且如果钢的延展性低，则冷加工时容易产生分裂而成为出现残次品的原因。
因此，通常用于冷加工的钢材在冷加工之前要经过软化退火热处理。当进行软化退火热处理时，钢材被软化而降低变形阻力，并且提高延展性，从而可以提高冷加工性。
然而，当实施所述软化退火热处理时，将会发生附加费用，而且制造效率下降。因此，需要研发出没有附加热处理工序也能确保优异的冷加工性的省略热处理的线材。
但是，一般而言，在含碳量为0.3重量％以上的中碳钢中，如果珠光体分数大于50％，则由于珠光体组织导致的基体(matrix)组织强化，冷加工性会变差。
特别是，为了确保强度，将mn、cr等促进偏析的元素一起加入时，中心偏析部位和未偏析部位的组织偏差会变大，当通过拉拔加工确保强度时，在拉拔加工后，如上所述的偏差会变得更大，从而难以确保冷锻性。
因此，在研发含以一定含量含有碳的中碳高强度钢时，必须要考虑中心偏析导致的组织偏差以及性能偏差所产生的影响。
另外，专利文献1涉及一种包含0.15％～0.30％的碳(c)且以20％～50％的断面收缩率进行拉拔加工的非调质螺栓的制造方法，此时可省略球状化热处理等，但是由于c含量不足，难以确保充分的强度。
此外，专利文献2公开了一种包含0.4％～1.0％的碳(c)且显微组织由珠光体或伪珠光体组成的用于冷锻的钢，此时由于c含量较高，与用于螺栓等机械零件的机械结构用碳钢或机械结构用合金钢相比，冷锻性较差。
专利文献1：日本公开专利公报平02-274810号
专利文献2：日本公开专利公报第2000-144306号
技术实现要素：
技术问题
本发明一方面旨在提供一种即使省略软化退火热处理也具有优异的强度和冷加工性的中碳线材及其制造方法。
技术方案
本发明一方面提供一种强度和冷加工性优异的中碳线材，以重量％计，所述中碳线材包含c：0.30％～0.45％、si：0.005％～0.4％、mn：0.8％～1.8％、cr：大于0％～小于等于1.5％、p：小于等于0.03％、s：小于等于0.03％、sol.al：0.01％～0.05％、ti：0.005％～0.05％、b：0.0005％～0.005％、n：大于0％～小于等于0.01％、余量的fe及其他不可避免的杂质，作为显微组织包含铁素体和珠光体，
在垂直于线材长度方向的断面中，从所述线材的表面到直径(diameter，d)方向3/8d处的区域中的珠光体分数(面积％)为vp1，从直径方向3/8d处到1/2d处的区域中的珠光体分数为vp2时，vp1和vp2满足下述关系式1和2。
[关系式1]
vp2/vp1≤1.4
[关系式2]
50≤(15vp1+vp2)/16≤80
本发明另一方面提供一种强度和冷加工性优异的中碳线材的制造方法，该方法包含：对满足所述合金组分的钢坯进行再加热的步骤；对所述再加热的钢坯进行终轧的步骤；所述终轧后以大于等于3℃/s～小于7℃/s的冷却速度冷却至小于等于所述终轧温度～大于等于750℃的温度范围的第一冷却步骤；所述第一冷却步骤后以大于等于1℃/s～小于3℃/s的冷却速度冷却至大于等于650℃～小于750℃的温度范围的第二冷却步骤；以及所述第二冷却步骤后以小于1℃/s(0℃/s除外)的冷却速度冷却至大于等于400℃～小于650℃的温度范围的第三冷却步骤。
发明效果
根据本发明，即使省略软化退火热处理也能充分抑制冷加工时的变形阻力，从而可以提供冷加工性优异的中碳线材。
具体实施方式
为了提供拉拔加工后具有目标水平的强度和硬度且可确保优异的冷加工性的线材，本发明的发明人们进行了深入研究。其结果发现，通过优化含有一定量碳的中碳线材的合金组分和制造条件，可以形成有利于冷加工时抑制变形阻力的显微组织，由此可以提供拉拔加工后冷加工性也不会变差的高强度中碳线材，从而完成了本发明。
下面对本发明进行详细说明。
根据本发明的一个方面的强度和冷加工性优异的中碳线材，以重量％计，优选包含c：0.30％～0.45％、si：0.005％～0.4％、mn：0.8％～1.8％、cr：小于等于1.5％(0％除外)、p：小于等于0.03％、s：小于等于0.03％、sol.al：0.01％～0.05％、ti：0.005％～0.05％、b：0.0005％～0.005％、n：小于等于0.01％(0％除外)。
下面详细说明如上控制本发明的中碳线材的合金组分的理由。此时，在没有特别说明的情况下，各成分的含量是指重量％。
c：0.30％～0.45％
c是有利于提高线材强度的元素。在本发明中，为了确保目标水平的强度，优选加入大于等于0.30％的所述c。不过，如果c含量过多，则钢的变形阻力会剧增，从而导致冷加工性变差。有鉴于此，在本发明中，优选将所述c的上限控制为0.45％。
si：0.005％～0.4％
si是作为脱氧剂有效的元素。为了充分确保所述效果，优选包含大于等于0.005％的si，但是如果si含量过多，则基于固溶强化的钢的变形阻力会剧增，存在冷加工性变差的可能性。因此，在本发明中，优选将所述si的上限控制为0.4％。
优选将所述si的含量控制为0.005％～0.35％，更优选控制为大于等于0.0055％小于0.3％。
mn：0.8％～1.8％
mn是作为脱氧剂及脱硫剂有效的元素。在本发明中，为了充分确保所述效果，优选包含大于等于0.8％的mn，更优选包含大于等于0.9％的mn。
不过，如果mn含量过多大于1.8％，则钢本身的强度会变得过高，致使钢的变形阻力剧增，由此冷加工性变差。因此，在本发明中，优选将所述mn的上限限制为1.8％，更优选包含小于等于1.6％的mn。
cr：小于等于1.5％(0％除外)
cr是热轧时促进铁素体和珠光体转变的元素。此外，cr不会过于提高钢本身的强度并析出为钢中碳化物而降低固溶碳量，从而具有对基于固溶碳的动态应变时效的减少做出重大贡献的效果。
另外，如果所述cr的含量过多，则钢本身的强度过高，钢的变形阻力会剧增，存在冷加工性变差的可能性。因此，将所述cr的上限限制为1.5％，优选限制为1.4％，0％除外。
p：小于等于0.03％(0％除外)
p是钢中不可避免会含有的杂质，p偏析于晶界损害钢的韧性，并成为降低耐延迟断裂性能的主要原因。因此，在本发明中，优选将所述p的含量控制为尽量低，理论上优选控制为0％。但是，所述p是制造工艺中必然会含有的元素，对其上限的管理非常重要。因此，在本发明中，优选将所述p的含量控制在小于等于0.03％。
s：小于等于0.03％(0％除外)
s是钢中不可避免会含有的杂质，与所述p类似地s偏析于晶界大幅降低钢的延展性，并在钢中形成硫化物而成为导致耐延迟断裂性能和应力松弛特性变差的主要原因。因此，在本发明中，优选将所述s的含量控制为尽量低，理论上优选控制为0％。但是，所述s是制造工艺中必然会含有的元素，对其上限的管理非常重要。因此，在本发明中，优选将所述s的含量控制在小于等于0.03％。
sol.al：0.01％～0.05％
sol.al(可溶性铝)是作为脱氧剂有效的元素。为此，sol.al包含大于等于0.01％，优选包含大于等于0.015％，更优选包含大于等于0.02％。
不过，如果sol.al含量大于0.05％，就会形成a1n，造成奥氏体粒度细化效果过大，反而会降低冷加工性。因此，在本发明中，优选将所述sol.al的上限控制为0.05％。
ti：0.005％～0.05％
ti是钢中与氮结合而形成氮化钛(tin)的元素。所述氮化钛在高温下非常稳定，并且生成在奥氏体晶界上抑制奥氏体粒子的生长，从而起到使组织微细化的作用。由于热轧后微细化的奥氏体组织，冷却时将会促进软组织如铁素体和珠光体的转变，从而具有得到软化线材的效果。
为了获得上述的效果，优选包含大于等于0.005％的ti，但是如果ti含量大于0.05％，就会形成过量的粗大氮化钛，存在韧性变差的可能性。因此，在本发明中，优选将所述ti的含量控制在0.005％～0.05％。
b：0.0005％～0.005％
b是用于改善淬透性和耐延迟断裂性能的晶界强化元素。如果所述b的含量小于0.0005％，则热处理时硼原子基于晶界偏析的晶界强化效果或淬透性改善效果不显著。相反地，如果所述b的含量大于0.005％，则在晶界析出碳化硼，从而导致晶界强度下降。因此，在本发明中，优选将所述b的含量控制在0.0005％～0.005％。
n：小于等于0.01％(0％除外)
n是与所述ti结合而形成tin的元素，但是如果n含量过多，则固溶氮量会增加，存在钢的变形阻力剧增的可能性。此时，存在冷加工性变差的问题。因此，在本发明中，将所述n的上限控制为0.01％，优选控制为0.008％，更优选控制为0.007％。不过，为了形成tin，需要确保一定量的n，因此0％除外，更优选包含大于等于0.002％的n。
除了上述的合金组分之外，余量为铁(fe)。不仅如此，本发明的中碳硼钢线材可以包含通常在钢的工业生产过程中会包含的其他杂质。只要是本领域的普通技术人员都知道这些杂质，因此本发明中没有特别限制这些杂质的种类和含量。
对于满足上述合金组分的本发明的中碳线材，优选由下述[式1]定义的炭当量(ceq)满足0.6～0.8。
如果所述ceq值小于0.6或者大于0.8，则难以确保目标水平的强度。
[式1]
ceq＝[c]+[si]/9+[mn]/5+[cr]/12
其中，[c]、[si]、[mn]及[cr]分别表示相应元素的含量(％)。
另外，本发明的中碳线材作为显微组织包含铁素体和珠光体，并且所述珠光体的相(phase)分数优选满足下述条件。
具体地，对于本发明的线材，在垂直于长度方向的断面中，从所述线材的表面到直径(diameter，d)方向3/8d处的区域中的珠光体分数(面积％)为vp1，从直径方向3/8d处到1/2d处(中心部)的区域中的珠光体分数为vp2时，优选vp1和vp2满足下述关系式1和2。
[关系式1]
vp2/vp1≤1.4
[关系式2]
50≤(15vp1+vp2)/16≤80
所述关系式1是按照线材部位的珠光体相分数的控制公式。
在一般的中碳钢中，若积极利用mn和cr等促进偏析的元素，则中心偏析部和未偏析部之间的珠光体组织偏差会变得很大，当通过拉拔加工来确保强度时，拉拔加工后所述组织偏差将会变得更大，其结果导致冷加工性变差。
因此，本发明中提供中碳线材时，将所述vp2和vp1的关系(vp2/vp1)控制在小于等于1.4，从而具有确保优异的冷加工性的效果。
作为将所述vp2和vp1的关系(vp2/vp1)控制在小于等于1.4的方法，可以采用各种方法，但是本发明中如下所述通过优化线材轧制温度和冷却速度等可以确保。
另外，所述关系式2是线材的平均珠光体相分数的控制公式，如果所述关系式2的值小于50或大于80，就有可能难以同时确保冷加工性和高强度。
如上所述，通过所述关系式1和2来控制按照部位的珠光体相分数和平均珠光体相分数的本发明的中碳线材，其珠光体的平均片层间距(μm)优选满足下述条件。
更具体地，对于本发明的线材，在垂直于长度方向的断面中，从所述线材的表面到直径(d)方向3/8d处的区域中的珠光体平均片层间距(μm)为dl1，从直径方向3/8d处到1/2d处(中心部)的区域中的珠光体平均片层间距(μm)为dl2时，dl1和dl2优选满足下述关系式3和4。
[关系式3]
dl1/dl2≤1.4
[关系式4]
0.1≤(15dl1+dl2)/16≤0.3
所述关系式3是线材的按照部位的珠光体片层间距的控制公式。
对于积极利用珠光体组织的中碳线材，珠光体分数和珠光体片层间距对性能产生很大影响。也就是说，片层间距越微细线材的强度越增加，而且中心偏析部和未偏析部的片层间距之差越大性能偏差越严重。
因此，本发明中提供中碳线材时，将所述dl1和dl2的关系(dl1/dl2)控制在小于等于1.4，从而具有确保优异的冷加工性的效果。
作为将所述dl1和dl2的关系(dl1/dl2)控制在小于等于1.4的方法，可以采用各种方法，但是本发明中如下所述通过优化线材轧制温度和冷却速度等可以确保。
另外，所述关系式4是线材的平均片层间距的控制公式，如果所述关系式4的值小于0.1或大于0.3，就有可能难以同时确保冷加工性和高强度。
如上所述，珠光体相分数和片层间距得到控制的本发明的中碳线材，其强度偏差可满足下述关系式5。
[关系式5]
所述关系式5是线材的按照部位的珠光体的强度偏差控制公式。
对于一般的中碳线材，为了确保强度和冷加工性会积极利用mn和cr，但是这种情况下，因mn和cr的中心偏析而在线材的c断面(垂直于轧制方向的断面)导致性能偏差，这种偏差在拉拔加工后会变得更大，因此在获得最终产品的锻造加工中产生内部裂纹可能性会显著提高。
相比之下，本发明的中碳线材由于(vp2/vp1)×(√(dl1/dl2))的值被控制在1.5，因此即使拉拔加工量大也不会产生内部开裂，可以通过冷锻加工来成型。
进一步地，本发明的中碳线材其c断面平均硬度值优选满足下述条件。
更具体地，对于本发明的线材，在垂直于长度方向的断面中，从所述线材的表面到直径(d)方向1/2d处(中心部)的硬度为hv，1/2d，1/4d处的硬度为hv，1/4d时，优选所述线材的c断面平均硬度值满足下述关系式6。
[关系式6]
200≤(hv，1/2d+hv，1/4d)/2≤280
如果所述c断面平均硬度值小于200hv，则难以确保目标强度，反之大于280hv时，若不进行软化退火热处理工序，就不能确保冷加工性。
上述本发明的中碳线材可以采用各种方法来制造，对制造方法没有特别限制。
但是，作为一个示例，可以通过如下方法来制造。
下面详细说明本发明另一方面的强度和冷加工性优异的中碳线材的制造方法。
首先，对满足上述的合金组分的方坯(bloom)以常规条件进行加热，然后实施钢片轧制而得到钢坯(billet)。
随后，对所述钢坯进行再加热。
此时，再加热温度可以设定为常规条件，例如可在900℃～1150℃的温度范围下实施。如果再加热温度低于900℃，则热变形阻力会增加，存在造成生产性下降的可能性，反之温度高于1150℃，则铁素体晶粒会变得过于粗大，存在韧性降低的可能性。
对按照上述步骤再加热过的钢坯进行热轧制成线材。
此时，优选在800℃～1000℃的温度范围下进行终轧。在所述终轧时，若温度低于800℃，则由于铁素体晶粒微细化，强度会大幅上升，存在变形阻力变大的可能性。相反地，如果温度高于1000℃，则铁素体晶粒变得过于粗大，存在韧性降低的可能性。
因此，在本发明中，为得到线材而进行热轧时，可以在800℃～1000℃的温度范围下进行终轧，优选在800℃～900℃的温度范围下进行终轧。
然后，优选对按照上述步骤制成的线材如下所述依次进行冷却。
具体地，优选所述冷却包含：所述终轧后以大于等于3℃/s～小于7℃/s的冷却速度冷却至小于等于所述终轧温度～大于等于750℃的温度范围的第一冷却步骤；所述第一冷却步骤后以大于等于1℃/s～小于3℃/s的冷却速度冷却至大于等于650℃～小于750℃的温度范围的第二冷却步骤；以及所述第二冷却步骤后以小于1℃/s(0℃/s除外)的冷却速度冷却至大于等于400℃～小于650℃的温度范围的第三冷却步骤。
在所述第一冷却步骤中，小于等于所述终轧温度～大于等于750℃的温度范围是晶粒生长的温度区域，因此如果冷却速度相对低，则存在铁素体晶粒粗大化的可能性。
因此，在本发明中，在所述温度区域进行冷却时，优选以大于等于3℃/s的冷却速度实施。不过，如果冷却速度过快，就会产生线材表面和中心部之间的组织偏差，因此优选将冷却速度的上限控制在小于7℃/s。
在所述第一冷却步骤结束之后，优选实施以大于等于1℃/s～小于3℃/s的冷却速度冷却至大于等于650℃～小于750℃的温度范围的第二冷却步骤。
所述第二冷却步骤用来抑制加入钢中的硼(b)的晶界强化效果所导致的先共析铁素体的生长。此时，如果冷却速度大于等于3℃/s，则存在上述的效果减小的可能性，反之冷却速度小于1℃/s，则存在通过所述第一冷却步骤确保的粒度微细化效果减小的可能性。
在所述第二步骤结束之后，优选实施以小于1℃/s(0℃/s除外)的冷却速度冷却至大于等于400℃～小于650℃的温度范围的第三冷却步骤。
所述第三冷却步骤是用来控制珠光体片层间距的过程。此时，如果冷却速度为大于等于1℃/s，则存在片层间距过于微细化而造成冷镦性下降的可能性。
下面，将通过实施例更详细地说明本发明。然而，下述实施例只是用于例示本发明，本发明不限于下述实施例。本发明的权利要求范围取决于权利要求书的内容及由此合理导出的内容。
(实施例)
将具有下表1所示合金组分的方坯(bloom)在1250℃下加热4小时后，在1150℃下进行钢片轧制而制成钢坯(billet)。然后，将所述钢坯在1100℃下再加热3小时后，热轧成直径为25mm而制造线材。此时，以热终轧温度为850℃、压延率为80％的恒定条件实施。接下来，对所述线材经过cr1-cr2-cr3的三个步骤进行冷却，从而完成线材制造。所述冷却工序示于下表2中。
测定按照上述步骤最终制成的线材的显微组织(相种类、珠光体分数及片层间距)和c断面平均硬度值并示于下表2中。
此时，对于珠光体分数的测定，将制成的线材的c断面固定后进行氧化铝研磨，再用饱和苦味酸腐蚀，以制作试样，并用sem观察试样。用所述sem观察时倍率为2000倍，对c断面以中心角45°为间隔在8处拍摄后，通过图像分析测定了面积率。
对于片层间距的测定，将制成的线材的c断面用苦味酸蚀刻，以使珠光体组织显现后，利用fe-sem对c断面以中心角45°为间隔在8处以10000倍的倍率拍摄，然后通过图像分析测定了间距。
此外，使用显微维氏硬度计测定了硬度值。此时，从制成的线材的c断面的表面到直径(d)方向1/2d处、1/4d处的位置上以中心角45°为间隔测定8处并求出平均值。
为了评价所述线材的冷加工性，针对各线材制作切口压缩试样，然后实施真应变0.7的压缩试验并评价有无产生开裂。此时，如果没有产生开裂，就表示为“go”，如果产生开裂，就表示为“ng”，其结果示于下表3中。
另外，对各线材施加5％、10％、20％的拉拔加工量制造钢丝后，对分别制成的钢丝的冷加工性进行了评价，其结果示于下表3中。此时，冷加工性评价与上述相同。
【表1】
在表1中，ceq是指由[式1]ceq＝[c]+[si]/9+[mn]/5+[cr]/12算出的值。此外，在表1中，对比钢1至3其合金组分和ceq值满足本发明，但是因为下述冷却工序超出本发明，所以被分类为对比钢。
【表2】
在表2中，f表示铁素体，p表示珠光体。此外，平均硬度值是指由(hv，1/2d+hv，1/4d)/2(关系式6)算出的值。
【表3】
如上表1至3所示，对于合金组分和制造工艺条件都满足本发明提出的组分和条件的发明例1至6，不仅显微组织结构特别是关于珠光体分数和片层间距的结构满足所提出的全部条件，而且具有良好的c断面平均硬度值，因此拉拔加工后内部没有产生裂纹。
相比之下，合金组分或制造工艺条件没有满足本发明的对比例1至6，其显微组织结构没有满足所提出的条件，因此拉拔加工后内部产生裂纹，从而导致冷加工性变差。
此时，c断面平均硬度值大于280hv的对比例4至6与对比例1至3相比，在较小的拉拔加工量下也产生了裂纹。