本發明涉及一種冷鐓用線材，更詳細地說，目的在于提供一種可使用于冷鐓螺栓的高碳鋼線材、利用此的加工品以及它們的制造方法。
背景技術：
大部分結構鋼是在熱加工后進行再加熱、淬火、回火處理來提高強度和韌性的調質鋼(quenchedandtemperedsteel)。
與此不同地，非調質鋼是用于替代所述調質鋼的鋼，即使在熱加工后不進行另外的熱處理，也可獲得與經過熱處理的鋼的材質幾乎類似的強度等機械特性。
一般的線材產品經以下步驟而被制造成最終產品。
熱軋線材→冷拉伸→球化退火→冷拉伸→冷鐓→淬火及回火(q&t)→產品
相反，非調質線材經熱軋線材→冷拉伸→冷鐓工藝而被制造成最終產品，通過省略現有產品加工工序所需的兩種熱處理(球化退火和q&t熱處理)來降低材料的制造成本，從而能夠獲得經濟性優異的產品。
換句話說，非調質鋼是省略熱處理工序的經濟性產品，同時，因不進行最終淬火及回火，能夠針對熱處理導致的缺陷即熱彎曲，具有確保筆直性的效果，因此適用于很多產品。
但非調質鋼的缺點在于，因在省略熱處理工序的狀態下持續進行冷加工，雖然產品的強度會隨著工序而增強，但延展性會持續下降。
因此，國內外線材制造公司將技術集中在改善非調質鋼的延展性的高韌性型非調質鋼的制造上，具代表性的方法有利用析出物的晶粒細化、添加合金元素來確保復合微細組織的方法(例如專利文獻1和2)。
但上述技術的問題在于，因除了構成非調質鋼的基本成分之外，還需包括另外的合金元素，會成為提高制造成本的原因。
(專利文獻1)日本公開專利公報第2005-281860號
(專利文獻2)日本公開專利公報第2012-153978號
技術實現要素：
(一)要解決的技術問題
根據本發明的一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材、利用此的加工品以及它們的制造方法，作為冷鐓螺栓用高碳鋼線材及由此制造的加工品，能夠比現有材料降低制造成本的同時，強度等機械特性為同等以上并具有優異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。
(二)技術方案
根據本發明的一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材，按重量％計，包括：0.52～0.92％的碳(c)、0.2～0.5％的硅(si)、1.5～3.0％的錳(mn)、0.015％以下的磷(p)、0.015％以下的硫(s)、余量fe及其他不可避免的雜質；包括珠光體作為主相。
根據本發明的另一方面，提供一種加工品，其為對上述線材進行冷加工來獲得的加工品，所述加工品包括珠光體作為主相，先共析鐵素體及先共析碳化鐵的分數之和為35％以下。
根據本發明的又一方面，提供一種冷鐓用高碳鋼線材的制造方法，包括如下步驟：以ae3+150℃～ae3+250℃的溫度范圍對滿足上述組成成分的鋼坯進行加熱并保持90分鐘以上；對所述加熱的鋼坯，在ae3+100℃以上的溫度下進行熱精軋；所述熱軋后，進行冷卻；所述冷卻后，在850～950℃下進行收卷；以及所述收卷后，以5～10℃/s的冷卻速度冷卻至500℃以下。
根據本發明的又一方面，提供一種加工品的制造方法，包括如下步驟：對通過所述制造方法制造的冷鐓用高碳鋼線材進行冷鐓；所述冷鐓后，以950～1000℃的溫度范圍進行加熱，進行3～5分鐘的奧氏體化處理；所述奧氏體化后，以50℃/s以上的冷卻速度進行一次冷卻，并冷卻至550～580℃；以及進行所述一次冷卻后，恒溫保持2分鐘以下，進行冷卻。
(三)有益效果
根據本發明，即使不添加高價的合金元素，也能提供物理性質同等或高于現有q&t熱處理產品的加工品。尤其，可具有1000mpa以上的強度且具有優異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。
最佳實施方式
利用線材，以螺栓形狀進行成型的制造工序一般經過對已制造線材進行冷拉伸→球化退火(sa)→冷鍛→淬火及回火(q&t)熱處理的工序。這時使用的合金為scm435等的合金鋼，通過對這種合金鋼進行最終q&t熱處理來形成回火馬氏體組織，從而能夠提高強度等物理性質。
但是，如上所述的合金鋼已被添加cr、mo等高價合金元素，因冷加工之后需要進行q&t熱處理，提高了最終產品的制造費用，不易具有產品競爭力。
因此，本發明人試圖利用未包括上述的高價合金元素的普通碳鋼。
碳含量為0.52～0.92％范圍的碳鋼基本上由連續轉變時構成為先共析鐵素體和珠光體的微細組織構成，在此，碳含量越大，其組織主要由珠光體構成，本發明人已確認當對這種碳鋼進行恒溫轉變熱處理時，會形成與轉變鼻(nose)溫度下保持后連續冷卻時形成的組織不同的微細的珠光體組織。不僅如此，恒溫轉變熱處理后形成的微細珠光體組織相比連續轉變時，其組織美觀且強度高，先共析鐵素體的形成微乎其微，組織健全性方面也有利。尤其，微細珠光體組織由能夠捕集(trapping)擴散氫的相(phase)間界面較大的鐵素體和碳化鐵構成，因此確認能夠獲得優異的對氫致滯后斷裂的抵抗性，并完成了本發明。
以下，詳細說明本發明一方面的冷鐓用高碳鋼線材。
優選地，本發明的冷鐓用高碳鋼線材按重量％計，包括：0.52～0.92％的碳(c)、0.2～0.5％的硅(si)、1.5～3.0％的錳(mn)、0.015％以下的磷(p)、0.015％以下的硫(s)。
以下詳細說明如上所述限定本發明的線材組成成分的理由。在此，除了有特別說明的以外，各成分的含量指重量％。
c：0.52～0.92％
碳(c)是為了確保材料強度而添加的元素，舉例來說，添加0.1％時，起到將強度提高到100mpa的效果。
本發明為了充分確保目標強度，優選包括0.52％以上的c，但其含量過大而超過0.92％時，會形成先共析碳化鐵等，導致降低對氫致滯后斷裂的抵抗性的問題。
因此，本發明優選將c的含量控制在0.52～0.92％。
si：0.2～0.5％
硅(si)是鐵素體強化元素，當添加0.1％的si時，材料強度會提高14～16mpa左右。并且，si具有在碳化鐵內固溶度極低而存在于鐵素體內部或鐵素體與碳化鐵界面的特性。
本發明為了充分確保目標強度，優選包括0.2％以上的si，但其含量過大而超過0.5％時，會因鐵素體相硬化而降低韌性，導致增大加工性降低的可能性的問題。
因此，本發明優選將si的含量控制在0.2～0.5％。
mn：1.5～3.0％
錳(mn)是奧氏體穩定化元素，當添加0.1％的mn時，材料強度會提高20～25mpa左右。并且，mn是較強的淬透性元素，是恒溫轉變熱處理時抑制先共析鐵素體或先共析碳化鐵的形成的重要元素。
本發明為了確保目標強度的同時充分抑制先共析相(phase)的形成，優選包括1.5％以上的mn，但其含量超過3.0％時，會形成較強的中心部mn偏析等，從而對氫致滯后斷裂的抵抗性較差且冷鍛時可能會產生龜裂等，因此不優選。
因此，本發明優選將mn的含量控制在1.5～3.0％。
p及s：分別為0.015％以下
磷(p)和硫(s)是鋼中不可避免包含的雜質，從確保材料的延展性方面看，優選將其含量分別控制在0.015％以下。
尤其，p在晶界偏析而阻礙韌性并顯著降低對氫致滯后斷裂的抵抗性，因此優選將其含量控制為盡可能低。
s也是在晶界偏析而降低韌性，形成低熔點硫化物而阻礙熱軋性，因此優選將其含量控制為盡可能低。
本發明的其余成分為鐵(fe)。但是，普通制造過程中，會從原料或周圍環境不可避免地混入預料之外的雜質，因此不能排除。這些雜質只要是普通制造過程的技術人員就可理解，因此本說明書中不特別說明其所有內容。
優選地，滿足上述組成成分的本發明的冷鐓用高碳鋼線材包括珠光體作為微細組織。
本發明提供對上述的冷鐓用高碳鋼線材進行加工獲得的加工品。
更具體地，本發明的加工品是通過對所述線材進行冷加工后進行熱處理獲得的，作為主相包括珠光體，優選地，包括的先共析相即先共析鐵素體和先共析碳化鐵的面積分數之和為35％以下。
如上所述，作為最終產品即加工品的微細組織而形成珠光體，除了確保1000mpa以上的高強度之外，還能確保優異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。
與加工后通過q&t熱處理具備回火馬氏體組織的現有產品不同，本發明的加工品能夠確保多個能夠捕集(trap)擴散氫的鐵素體和碳化鐵界面，因此，在對氫致滯后斷裂的抵抗性測試時，可具有沉積時間100小時(hr)內也不產生破壞的效果。
另外，當所述本發明加工品的微細組織中的先共析鐵素體和先共析碳化鐵的面積分數之和超過35％時，氫捕集點(trapsite)會減少，導致對氫致滯后斷裂的抵抗性降低的問題。
以下詳細說明作為本發明另一方面的冷鐓用高碳鋼線材的制造方法。
本發明的冷鐓用高碳鋼線材是在準備具有上述組成成分的鋼坯之后，通過對其進行加熱及保持-熱軋-收卷-冷卻工序來制造的。
首先，鋼坯加熱是裝入生產線材的加熱爐并以一定溫度加熱及保持的工序，可通過該工序使基體內存在的碳化鐵等熔融。
在此，優選地，以ae3+150℃～ae3+250℃的溫度范圍加熱后，在該溫度下保持90分鐘。
即，在奧氏體單相區保持鋼坯，所述溫度范圍是不會使奧氏體晶粒粗化的范圍，是消除殘留粗化碳化鐵的有效范圍。
當所述加熱及保持溫度超過ae3+250℃時，奧氏體晶粒會非常粗大，可能會造成冷卻后形成的最終微細組織的粗化，相反，若小于ae3+150℃，則無法通過加熱獲得效果。
在上述的溫度范圍保持時，若其時間小于90分鐘，則無法使殘留的碳化物充分溶解。但是，若保持太長時間，會顯著降低生產性，因此優選將其上限限定為120分鐘。
更優選地，可在1000～1100℃進行加熱及保持。
優選地，對以上述條件加熱及保持的鋼坯進行粗軋及熱精軋，將其制造成線材形狀。
在此，優選在ae3+100℃以上進行熱精軋，若在小于ae3+100℃的溫度下進行熱精軋，則軋制過程中會出現通過變形的微細組織，形成先共析鐵素體或先共析碳化鐵相的可能性較高，因此不優選。更優選地，可在900～1000℃進行熱精軋。
另外，優選地，將熱精軋時的進入側溫度控制為ae3+100℃～ae3+150℃，這是為了進行后續工序即冷卻和收卷時，在高溫下控制收卷溫度時，能夠使材質偏差最小化。
優選地，對如上所述熱精軋后獲得的線材進行冷卻后，在850～950℃進行收卷工序。
在此，若收卷溫度小于850℃，收卷時線材卷的收卷形狀會不良，可能會對加工性造成壞影響，相反，若收卷溫度超過950℃，高溫暴露時間會變長，形成表面部脫碳等劣化組織，產生物理性質降低的問題。
上述的溫度范圍內進行收卷后，經過以5～10℃/s的冷卻速度冷卻到500℃以下的步驟來制造本發明的冷鐓用高碳鋼線材。
在此，冷卻可在斯太爾摩(stelmor)冷卻臺進行，可根據線材直徑適用不同的冷卻速度。
如本發明，制造直徑13mm以上的大徑線材時，優選以5～10℃/s的冷卻速度實施冷卻，若冷卻速度小于5℃/s，則會形成先共析鐵素體及先共析碳化鐵而導致它們的分數提高到5％以上。
并且，即使冷卻終止溫度超過500℃，存在形成先共析鐵素體等，而不是形成均勻的珠光體組織的擔憂，因此不優選。
本發明可利用通過上述制造方法制造的本發明的線材獲得加工品。
在此，可在冷鐓后進行熱處理來制造加工品，優選地，此時的熱處理不進行現有的q&t熱處理而進行恒溫轉變熱處理。
這種恒溫熱處理時的介質可使用鉛(lead)，但并不限定于此。
具體而言，優選實施如下步驟，冷鐓后，以950～1000℃的溫度范圍進行加熱并進行3～5分鐘的奧氏體化處理，然后以50℃/s以上的冷卻速度進行一次冷卻而達到轉變鼻區間550～580℃為止，然后在該溫度下進行恒溫保持2分鐘以下后進行最終冷卻。
通常，所述冷鐓之前可進行拉伸及球化退火(sa，spheroidizedannealing)，不特別限定其條件。舉例來說，以30％的總減面量進行拉伸，球化退火(sa)可適用在760℃保持6小時后進行爐冷的工序。
所述冷鐓之后的高溫加熱時，若其溫度小于950℃，會使保持時間變長，產生經濟上不利的問題，相反，若超過1000℃，氧化皮增加的同時，奧氏體晶粒大小變得粗大，產生延展性降低的問題。
優選地，以上述條件進行高溫加熱后，在恒溫轉變溫度區域進行保持，若當時溫度小于550℃，作為加工品的微細組織而形成上貝氏體相，無法達成目標強度，與此相反，若超過580℃，則形成粗大的珠光體，對氫致滯后斷裂的抵抗性提高效果會微乎其微。
另外，從所述高溫加熱溫度區域冷卻到恒溫轉變溫度區域時，優選以50℃/s以上的冷卻速度進行強化冷卻，若冷卻速度小于50℃/s，會導致鐵素體及粗大珠光體的生成而降低強度，因此不優選。
如上所述，冷鐓后進行恒溫轉變熱處理獲得的本發明的加工品能夠確保1000mpa以上的抗張強度，更優選地，能夠確保1000～1350mpa的強度，而且形成能夠有效捕集氫的微細組織，能夠確保優異的對氫致滯后斷裂的抵抗性。
以下通過實施例更具體地說明本發明。但是，以下實施例僅用于通過例示更詳細地說明本發明，并不在于限定本發明的權利范圍。本發明的權利范圍根據權利要求書所記載的事項和由此合理類推的事項而確定。
具體實施方式
(實施例)
出鋼具有下表1示出的組成成分的鋼液300噸后，以普通條件軋制而制造各個鋼坯。之后，以下表2示出的條件，對各個鋼坯進行加熱及保持后熱軋，最終收卷及冷卻來制造線材。其中，屬于發明鋼的線材最終通過精軋機時的直徑為13mm。
之后，觀察已制造的各個線材的微細組織，測定抗張強度和截面收縮率(ra)并表示在下表2。
【表1】
【表2】
(所述表2的微細組織中['/p]表示珠光體[p]及先共析鐵素體[']的分數之和，[b]表示貝氏體，[a']表示先共析碳化鐵。)
如所述表1及表2所示，滿足本發明提出的組成成分的發明鋼與比較鋼1及2不同，即使不添加cr及mo，也具有845～1160mpa程度的抗張強度。截面收縮率隨著碳含量的提高而降低。
比較鋼1及2屬于scm435鋼種，微細組織以珠光體為主組織，強度為985mpa左右。
另外，si或mn的含量超出本發明的比較鋼3至5中，比較鋼3及4的先共析鐵素體的分數較高，強度小于850mpa，比較鋼5以珠光體為主組織，強度為915mpa。
對所述各個線材進行以下拉伸及球化退火后，對比較例1及2進行冷鍛后適用q&t熱處理，對其余發明例及比較例，進行冷鍛后適用恒溫轉變熱處理來制造加工品。
在此，拉伸適用30％的減面量，球化退火(sa)在760℃保持6小時后進行爐冷。并且，恒溫熱處理的介質使用鉛(lead)。
按所述各步驟進行加工后測定抗張強度，將其結果表示在表3。
并且，對各個加工品測定氫致滯后斷裂特性，將其結果表示在表4。
在此，對于氫致滯后斷裂特性，附加最終產品抗張強度的0.9倍的荷重并測定破損時間，沉積溶液采用ph約為2.0的測試溶液(h20：2，000cc、ch3cooh：80ml、nacl：100g)。即，將試片浸漬到所述溶液內的狀態下附加荷重后，測定試片破損的時間。
【表3】
【表4】
如所述表3及4所示，利用本發明的線材并采用恒溫轉變熱處理來制造的加工品(相當于發明例1至7)與現有scm435鋼的對氫的抵抗性評價指標的100小時內未斷裂結果相同，即使沉積100小時，也未破損。尤其，確保強度為1300mpa以上的發明例5也未發生氫致滯后斷裂，判斷為可適用為實際產品。
另外，mn的含量過高的比較例5保持40小時為止，未發生破損，但超過該時間后發生了斷裂。由此可預測受到了mn偏析的影響。
并且，比較例3及4即使進行恒溫轉變熱處理，最終產品(加工品)的強度小于1000mpa，實際上難以適用。
本發明中，未提出碳含量小于0.52％的比較實施例，這是因為c含量的減少相比si或mn含量的降低，所導致的強度降低非常大。即，即使si及mn的含量滿足本發明，若c的含量小于0.52％，預測最終產品(加工品)的強度可能會小于比較例3及4，對于此，無需特別的實施資料也可充分預測。