本發明涉及一種非調質線材，更為具體地，涉及一種室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材及其制造方法。

背景技術：
一般情況下，中碳鋼線材多用于冷加工，此時，為了提高中碳鋼線材的加工特性，實施低溫退火熱處理或者球化熱處理等熱處理，在經過鍛造等加工后，實施用于賦予物理性質的淬火和回火(quenchingandtempering)熱處理。然而，對數字精度要求高的配件或者要求降低熱處理費用的情況下，主要使用省略上述熱處理的非調質鋼。所述非調質鋼，在制造線材后不經過低溫退火熱處理和球化熱處理，而是可以直接通過拉伸和直接冷鍛來制造產品。如上所述，為了在不經過熱處理的情況下制造產品，所述非調質線材需具備高韌性，目前已知的是，線材的細微組織尤其是鐵素體分數對韌性產生影響。另外，目前已知的提高非調質線材的韌性的方法有，通過添加能夠固定Ti、Nb、V等鐵素體晶界的碳化物和氮化物形成元素，并通過控制軋制來阻止奧氏體晶粒的微細化和粗大化，在奧氏體晶界形成鐵素體，通過鐵素體微細化來提高韌性。然而，上述方法需控制好由Ti、Nb、V等形成的析出物，而且由于使用塊鐵(bloom)等，需將加熱爐溫度提高至1200℃以上，因此存在企業的使用受限制的缺點。并且，作為經濟性好的高韌性非調質鋼的制造方法有，在0.2重量％中碳鋼范圍內利用包興格效應(Bauschingereffect)來形成鐵素體+珠光體層狀組織的方法。上述的層狀組織具有可使鋼的沖擊韌性最大化以及利用普通碳鋼的優點，但是，因層狀組織而材料本身具有方向性，因此具有使用受限制的缺點。

技術實現要素：
(一)要解決的技術問題本發明的一個方面，其目的在于提供一種通過控制組成成分和制造條件來提高非調質線材的室溫加工性和低溫韌性的中碳鋼非調質線材及其制造方法。(二)技術方案本發明的一個方面，提供一種室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材，所述線材，以重量％計，包括：碳(C)：0.25～0.35％、硅(Si)：0.001～0.4％、錳(Mn)：1.0～1.8％、鋁(Al)：0.01～0.05％、鈮(Nb)：0.005～0.02％、磷(P)：0.005～0.015％、硫(S)：0.01％以下、氮(N)：0.01％以下、釩(V)：0.02～0.15％及鈦(Ti)：0.005～0.02％中的一種以上元素，其余為由Fe及不可避免的雜質組成；細微組織為鐵素體和珠光體復合組織，由鐵素體-珠光體-鐵素體層狀組織組成。本發明的另一個方面，提供一種室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材的制造方法，其包括以下步驟：準備滿足所述組成成分的鋼；將所述鋼在低于1050℃的溫度下加熱處理150分鐘以下；將所述被加熱的鋼在800～830℃的溫度范圍內實施熱精軋；以及，在所述熱精軋后，以0.5～1.0℃/s的冷卻速度進行冷卻。(三)有益效果根據本發明，在沒有添加昂貴的元素的情況下，能夠提供一種室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材。具體實施方式[實施發明的最優選方式]本發明人對既滿足用于汽車用配件的非調質線材所要具備的可靠性、品質等，又能降低制造成本的方案進行了深入研究，結果確認了可通過控制組成成分和制造條件來優化細微組織，確保適當的沖擊韌性，從而能夠提供一種室溫以及低溫沖擊韌性優異的非調質線材，并最終完成了本發明。下面，對本發明進行詳細說明。本發明的一個方面的室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材，以重量％計，優選包括：碳(C)：0.25～0.35％、硅(Si)：0.001～0.4％、錳(Mn)：1.0～1.8％、鋁(Al)：0.01～0.05％、鈮(Nb)：0.005～0.02％、磷(P)：0.005～0.015％、硫(S)：0.01％以下、氮(N)：0.01％以下、釩(V)：0.02～0.15％及鈦(Ti)：0.005～0.02％中的一種以上元素。下面，對本發明的中碳鋼非調質線材中如上所述地控制組成成分的理由進行詳細說明。在此，只要沒有另外進行說明，成分元素的含量均表示重量％。C：0.25～0.35％在本發明中，當碳(C)的含量低于0.25％時，鐵素體轉變會過度，存在無法確保所要達到的強度的問題，與此相反，當C的含量超過0.35％時，鐵素體轉變不充分，而主要轉變為珠光體，因此難以確保所要達到的沖擊韌性。因此，優選地，在本發明中將C的含量控制在0.25～0.35％。Si：0.001～0.4％硅(Si)是典型的置換型元素，對鋼的加工硬化量產生很大影響。尤其，在不經過軟化熱處理工序，而是在拉伸后直接進行冷鐓的非調質鋼中，所述Si的含量增加會導致加工硬化增加，引發模具壽命的惡化。因此，優選地，將所述Si的含量控制在低含量，如果所述Si的含量超過0.4％，則鋼的硬化量增加而導致柔軟性下降，最終導致沖擊韌性下降。因此，優選地，在本發明中將Si的含量控制在0.4％以下，只是考慮到鋼的制造工序，可包括0.001％以上的Si。Mn：1.0～1.8％錳(Mn)是在基體組織內形成置換型固溶體，并降低Al溫度來使珠光體層之間的間隙微細化的元素。為了得到上述效果，優選包括1.0％以上的Mn，然而，當Mn的含量超過1.8％時，存在發生基于錳偏析的組織不均勻的可能性增大的問題。尤其，進行冷卻時根據冷卻速度的偏差形成部分的貝氏體組織的可能性很高，因此，在之后進行鋼加工時有可能發生內部龜裂。即，錳偏析因相比其他元素擴散系數相對低，因此助長偏析區，并由此而提高的淬透性會成為形成中心部位馬氏體組織(coremartensite)的主要原因。另外，當所述Mn的含量低于1.0％時，雖然錳偏析對于偏析區的影響相對小，但是，由于珠光體層之間的間隙變粗大而可能對非調質線材的沖擊韌性產生不利影響。因此，優選地，在本發明中將Mn含量控制在1.0～1.8％。Al：0.01～0.05％鋁(Al)不僅起到脫氧劑的作用，而且與鋼中的氧結合而形成Al2O3氧化物，形成所述氧化物之后剩余的Al與N結合而形成AlN氮化物。所述AlN氮化物具有抑制奧氏體晶粒的生長的效果，為了得到所述效果優選包括0.01％以上的Al。只是，當Al的含量超過0.05％時，會形成粗大的AlN氮化物，反而會妨礙鋼的物理性質，因此不優選。因此，優選地，在本發明中將Al的含量控制在0.01～0.05％。Nb：0.005～0.02％在本發明中，鈮(Nb)具有限制奧氏體晶粒尺寸的效果，所述Nb是根據碳含量的不同其溶解度受較大的影響的元素，因此需要適當控制其含量。當所述Nb的含量低于0.005％時，不能充分地形成Nb析出物，因此難以控制奧氏體晶粒尺寸，相反，當所述Nb的含量超過0.02％時，會形成粗大的析出物，存在降低鋼的沖擊韌性的問題。因此，優選地，在本發明中將Nb的含量控制在0.005～0.02％。P：0.005～0.015％磷(P)偏析在晶界，是妨礙韌性，降低耐延遲斷裂性能的主要原因，因此，優選地，其含量盡量低。優選地，在本發明中將所述P的含量控制在0.015％以下，但是為了提高基于所述P的耐氧化性，其含量優選為0.005％以上。因此，優選地，在本發明中將P的含量控制在0.005～0.015％。S：0.01％以下(0除外)硫(S)是低熔點元素，偏析在晶界而降低韌性，并形成硫化物，對耐延遲斷裂性能及應力松弛特性產生不利影響，因此，優選地，其含量盡量低。只是，所述S與Mn結合而形成MnS，將有效提高切削性，考慮到該因素，優選地，將所述S的含量控制在0.01％以下(0除外)。N：0.01％以下(0除外)氮(N)與析出物生成元素結合而生成各種氮化物等。所述氮化物起到限制奧氏體晶粒尺寸的作用，當N的含量超過0.01％時，大部分的氮化物變粗大而反而會使鋼的物理性質低下。因此，考慮到這種因素，優選地，在本發明中將N的含量控制在0.01％以下(0除外)。除了上述成分之外，優選地，本發明的中碳鋼非調質線材還包括V：0.02～0.15％和Ti：0.005～0.02％中的一種以上元素。所述V和Ti是除上述Nb之外形成碳化物和氮化物的重要元素。釩(V)形成VC、VN、V(C、N)等，當這些碳化物和氮化物伴隨著適當的軋制時，使鐵素體微細化，具有提高非調質線材的韌性的效果。當所述V的含量低于0.02％時，V基析出物的分布減少，不能充分地固定鐵素體晶界，從而提高韌性的效果變弱，相反，當所述V的含量超過0.15％時，會形成粗大的析出物，因此反而會存在降低韌性的問題。鈦(Ti)與氮和碳結合而生成碳化物和氮化物，具有限制奧氏體晶粒尺寸的效果。當所述Ti的含量低于0.005％時，Ti基析出物的分布減少，無法充分得到上述效果，相反，當所述Ti的含量超過0.02％時，會形成粗大的析出物，存在作為夾雜物斷裂的主要斷裂生成點的可能性變高的問題。除了上述的組成成分之外，本發明的中碳鋼非調質線材的其余成分由Fe和不可避免的雜質組成。優選地，滿足上述組成成分的本發明的中碳鋼非調質線材，其細微組織由鐵素體和珠光體復合組織組成，更優選地，所述復合組織由鐵素體-珠光體-鐵素體的層狀組織組成。此時，所述鐵素體的面積分數更優選為50～70％。當所述鐵素體的面積分數低于50％時，因鋼的強度過度提高而有可能導致鋼加工性急劇下降，相反，當所述鐵素體的面積分數超過70％時，雖然鋼加工性提高，但是可能無法確保所要達到的鋼的強度。本發明的細微組織即鐵素體-珠光體-鐵素體連續的層狀組織對鋼的沖擊韌性產生影響，這是因為向層狀組織的直角方向施加沖擊而龜裂傳播時，龜裂在所述層狀組織的界面受阻而其傳播被抑制住的效果所造成的。此時，如果所述鐵素體晶粒不能充分延伸，則存在所述龜裂傳播的阻斷效果減弱的問題。因此，優選地，在本發明中從軋制方向的平行截面即L截面觀察時，所述鐵素體的縱橫比(長軸/短軸，aspectratio)控制在2以上，并且，所述鐵素體晶粒的平均短軸長度優選為10μm以下(0除外)。并且，優選地，在軋制方向的直角截面即C截面從鋼表面到0.2D深度內的鐵素體晶粒的縱橫比(長軸/短軸)控制在3以下，其中，所述D表示直徑(diameter)。與此同時，優選地，控制所述鐵素體晶粒尺寸的偏差和珠光體束尺寸的偏差，以確保本發明的非調質線材的均勻的物理性質。部分粗大的鐵素體或者珠光體對鋼的拉伸強度或者室溫沖擊韌性不會產生大的影響，但是，在低溫韌性的情況下，有可能導致偏差的發生。目前已知的是，晶界的P偏析對鋼的低溫韌性產生影響，此時，晶粒尺寸可降低單位面積的P的偏析程度，這對鋼的低溫韌性產生影響。因此，為了保持不經過額外的熱處理工序的本發明的非調質線材具有均勻的物理性質，優選地，晶粒尺寸整體上均勻。因此，優選地，在本發明中所述鐵素體晶粒尺寸的偏差和珠光體束尺寸的偏差分別滿足以下關系式，所述珠光體束尺寸的最大偏差(最大值－最小值)優選為平均30μm以下。[關系式](晶粒(或者束)最大尺寸－平均晶粒(或者束)尺寸)/(平均晶粒(或者束)尺寸)＜1.5并且，優選地，本發明的中碳鋼非調質線材在鋼中包括Nb基析出物和Ti基析出物和/或V基析出物，此時，析出物優選為NbC和VC、VN、V(C、N)、TiC及TiN中的一種以上。尤其，所述全部析出物的體積分數與平均直徑小于70nm的析出物的體積分數比優選為0.5以上，當所述體積分數比小于0.5時，無法抑制奧氏體晶粒的生長。如上所述的析出物的晶粒生長抑制效果是緣于在晶界存在析出物時對應面積的表面能量減少，為了實現所述效果，需要保持析出物與基體相的匹配性。不同的析出物的失去與基體相的匹配性的尺寸存在差異，大體上最大尺寸為70nm以上時會失去匹配性。因此，優選地，本發明的鋼主要包括平均直徑小于70nm的Nb基析出物和Ti基析出物和/或V基析出物，當所包括的析出物滿足所述體積分數時，能夠得到奧氏體晶粒尺寸的抑制效果。如上所述，全部滿足鋼組成成分和細微組織的本發明的中碳鋼非調質線材具有如下特征：室溫沖擊韌性(U-notch)為150J以上而非常優異，而且能夠確保在﹣40℃溫度下的低溫沖擊韌性為100J以上。下面，對本發明的室溫加工性和低溫沖擊韌性優異的中碳鋼非調質線材的制造方法進行詳細說明。以下的制造方法只是表示本發明的中碳鋼非調質線材的制造方法的優選實施例，其制造方法并不限定于此。首先，準備滿足上述組成成分的鋼之后，優選地，在低于1050℃的溫度下加熱處理150分鐘以下。所述加熱處理是在被加熱至低于1050℃的加熱爐中進行，如果所述加熱爐的溫度達到1050℃以上，則鋼中形成的析出物會熔解，導致奧氏體晶粒的固定效果變弱，形成粗大的奧氏體，最終對形成鐵素體核產生影響，會存在整體的鐵素體分數下降的問題。并且，當加熱時間超過150分鐘而過長時，有可能析出物生長而變粗大，因此不優選。即，加熱爐的溫度越高且加熱時間越長，析出物變得越粗大，因此，為了通過保持析出物和基體相的匹配性來得到奧氏體晶粒尺寸抑制效果，優選地，在限定的時間內進行低溫加熱。因此，優選地，本發明的加熱處理是在低于1050℃的溫度下加熱處理150分鐘以下，更優選地，在大于950℃且低于1050℃的溫度范圍內加熱處理60～150分鐘。優選地，將如上所述地被加熱處理的鋼進行熱精軋。在進行所述熱精軋時，溫度對奧氏體晶粒尺寸產生較大的影響，因此，為了得到所要達到的細微組織，優選地，在800～830℃的溫度范圍內實施熱精軋。當熱精軋溫度低于800℃時，因溫度處于兩相區溫度范圍，不僅會將強度提高至所需強度以上，而且還可能對沖擊韌性的提高產生不利影響，因此不優選。相反，當熱精軋溫度超過830℃時，因粗大的奧氏體晶粒而最終的鐵素體分數減少，導致韌性下降。如上所述地進行熱精軋后，優選地，以0.5～1.0℃/s的冷卻速度實施冷卻工序。當冷卻時的冷卻速度小于0.5℃/s時，在冷卻過程中奧氏體晶粒和鐵素體晶粒生長，因此，鋼的物理性質過于軟氮化而存在無法達到目標強度的問題，相反，當冷卻速度超過1.0℃/s時，形成低溫組織，在加工時有可能產生內部龜裂，因此不優選。下面，通過實施例更加詳細地說明本發明。只是，下述的實施例是為了更加詳細說明本發明而示例的，其并不限定本發明的權利范圍。本發明的權利范圍由權利要求書記載的內容和由此合理推導的內容來決定。[實施發明的方式](實施例)首先，準備具有如以下表1所示的組成成分的鋼。將所準備的鋼作為樣本，鑄造成50kg的鋼錠(ingot)，然后在1200℃的溫度下將所述鋼錠進行20小時的同質化熱處理，接著風冷至室溫。之后，將各材料焊接在160mm的方形鋼坯(billet)的后端，并在實際的線材冷卻線上實施熱軋。此時，加熱爐提取溫度為1050℃，在以下表2中所示的各種條件下分別實施150分鐘以內的加熱。并且，所述熱軋是26mm的材料，其溫度條件表示在以下表2中。在所述熱軋之后，將各個線材均以0.5～1.0℃/s的冷卻速度進行冷卻。測量如上所述地制造的各個線材的細微組織和沖擊韌性，并將其結果表示在以下的表2中。此時，所述沖擊韌性是在室溫(20℃)和﹣40℃的溫度下分別進行測量，制作成10×10mm規格的試片后，利用U形缺口(U-notch)進行測量。并且，鐵素體的縱橫比是通過觀察軋制方向的平行的面(L截面)的細微組織來進行測量，鐵素體晶粒的平均短軸長度是通過測量鐵素體-珠光體-鐵素體層狀組織內的鐵素體厚度來得出平均值。珠光體束的最大尺寸是觀察軋制方向的垂直面(C截面)的細微組織，將表面點、1/4t點(t：厚度)及中心點分別以200倍進行觀察后測量珠光體直徑，并得出(最大值(μm)－最小值(μm))的差，然后其值的平均值表示在以下的表2中。[表1][表2]在所述表2中，“縱橫比”表示L截面的鐵素體的長軸/短軸比，“晶粒短軸長度”表示鐵素體晶粒的平均短軸長度(μm)。如所述表2中所示，通過觀察L截面可確認，當鐵素體的縱橫比為2以上，且珠光體束的最大偏差越小時鋼的韌性即室溫及低溫下的沖擊韌性提高。尤其，均滿足本發明中所提出的組成成分以及制造條件的發明例1至發明例5，珠光體束的最大偏差為25μm以下，且室溫下的沖擊韌性為150J以上，﹣40℃下的沖擊韌性為100J以上，由此可確認其室溫加工性和低溫沖擊韌性均優異。另外，作為與鐵素體分數相關的工序因子，熱精軋溫度和冷卻速度對其產生的影響最大，當熱精軋溫度過高時(比較例1至比較例13)，對沖擊韌性產生壞影響，在鋼的組成成分中，當形成有效抑制奧氏體晶粒尺寸的析出物的元素的組成成分不滿足本發明時，珠光體束的最大偏差為30μm以上而變得過大，導致室溫和低溫下的沖擊韌性均很差。