38] Al:0.01 ~0.05%
[0039] 侶(A1)不僅起到脫氧劑的作用，而且與鋼中的氧結合而形成Al2〇3氧化物，形成所 述氧化物之后剩余的A1與N結合而形成A1N氮化物。
[0040] 所述A1N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 % W上的A1。只是，當A1的含量超過0.05 %時，會形成粗大的A1N氮化物，反而會妨礙鋼 的物理性質，因此不優選。
[0041 ]因此，優選地，在本發明中將A1的含量控制在0.01~0.05%。
[0042] 化:0.05~0.2%
[0043] -般情況下，儀(Ni)是為了提高耐蝕性而添加，但在本發明中，儀(Ni)是為了提高 鋼的初性而添加。當Ni的含量低于0.05%時，無法充分確保上述效果，相反地，當Ni的含量 超過0.2%時，因高價合金元素，導致產品價格上升，存在價格競爭力下降的問題。
[0044] P:〇.〇l ~0.03%
[0045] 憐(P)偏析在晶界，是妨礙初性，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0.03% W下，但是為了提高基于 所述P的耐氧化性，其含量優選為0.01 % W上。
[0046] 因此，優選地，在本發明中將P的含量控制在0.01~0.03%。
[0047] S:0.06%W 下(0 除外）
[0048] 硫(S)是低烙點元素，偏析在晶界而降低初性，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Μη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0.06% W下（0除 外)。
[0049] N:0.01%W 下(0 除外）
[0050] 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，考慮到運種因素，優選地，在本發明中將N的含量控制在0.01% W下(0除外）。
[0051] 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:〇.02~0.15% 和Ti:0.005~0.03%中的一種W上元素。所述V和Ti是形成碳化物和氮化物的重要元素。
[0052] 饑(V)形成VC、VN、V(C、N)等，當運些碳化物和氮化物伴隨著適當的社制時，使鐵素 體微細化，具有提高非調質線材的初性的效果。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，從而提高初性的效果變弱，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初性的問題。
[0053] 鐵(Ti)在高溫加熱鋼時生成粗大的析出物，在奧氏體轉變為鐵素體時用作鐵素體 的核生成點（site)，從而具有提高鐵素體分數的效果。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0.03%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。
[0054] 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。
[0055] 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，此時，所述鐵素體的面積分數更優選為20~35 %。
[0056] 當所述鐵素體的面積分數低于20%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35 %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。
[0057] 尤其，優選地，本發明的中碳鋼非調質線材是在社制方向的平行截面即L截面的細 微組織從鋼表面到0.2D深度內的鐵素體晶粒的縱橫比（長軸/短軸，aspect ratio)為3W 下，所述鐵素體晶粒的平均短軸長度為lOymW下(0除外）。
[0058] 所述鐵素體晶粒尺寸不僅影響鋼的初性的提高，而且在后續的熱處理即表面硬化 熱處理時對實現鐵素體容易溶解產生影響。
[0059] 如果，從線材表面到0.2D深度內的鐵素體晶粒的縱橫比超過3,此時的鐵素體晶粒 的平均短軸長度超過ΙΟμπι，則不僅無法充分地確保鋼的初性，而且在表面硬化熱處理后會 殘留未溶解的鐵素體，因此存在無法確保充分的硬度的問題，其中，所述D表示直徑 (diameter)。
[0060] 并且，在社制方向的直角截面即C截面上的珠光體束尺寸的最大偏差(最大值一最 小值)的平均值優先為30ymW下。當所述珠光體束的最大偏差超過30WI1時，會發生鋼的物理 性質部分變得不均勻的問題。
[0061] 并且，優選地，本發明的中碳鋼非調質線材在鋼中包括V基析出物和/或Ti基析出 物，此時，析出物優選為VC、VN、パC、N)、TiC及TiN中的一種W上。
[0062] 尤其，優選地，所述全部析出物中平均尺寸為50nmW下的析出物的含量為30% (面 積分數上，若平均尺寸為50nmW下的析出物的面積分數為低于30%，則在社制后因換熱 而無法抑制奧氏體晶粒的生長。
[0063] 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，大體上最大尺寸超過50nm時會失去匹配性。
[0064] 因此，優先地，在本發明中，將鋼中的V基析出物和/或Ti基析出物的平均尺寸控制 在50nmW下，當滿足該條件的析出物的面積分數至少為30% W上時，可獲得奧氏體晶粒尺 寸的控制效果。
[0065] 如上所述，全部滿足鋼的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:室溫沖擊初性化-notch)為58JW上而非常優異，而且因表面硬化熱處理性優異， 能夠確保熱處理后的硬度為45HRcW上。
[0066] 在此，表面硬化熱處理性優異是指，當對本發明的中碳鋼非調質線材進行表面硬 化熱處理時，由于鋼內的鐵素體全部被溶解，確保充分的硬度，從而確保鋼的優異的耐磨 性。
[0067] 下面，對本發明的表面硬化熱處理性優異的中碳鋼非調質線材的制造方法進行詳 細說明。
[0068] W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。
[0069] 首先，準備滿足上述組成成分的鋼之后，優選地，在低于1050°C的溫度下加熱處理 150分鐘W下。
[0070] 所述加熱處理是在被加熱至低于1050°C的加熱爐中進行，如果所述加熱爐的溫度 達到1050°CW上，則鋼中形成的析出物會烙解，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。
[0071] 因此，優選地，本發明的加熱處理是在低于1050°C的溫度下加熱處理150分鐘W 下，更優選地，在大于950°C且低于1050°C的溫度范圍內加熱處理60~150分鐘。
[0072] 優選地，將如上所述地被加熱處理的鋼進行熱精社。
[0073] 在進行所述熱精社時，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780~800°C的溫度范圍內實施熱精社。
[0074] 當熱精社溫度低于780°C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W上，而且還可能對初性的提高產生不利影響，因此不優選。相反，當熱精社溫度超 過800°C時，因粗大的奧氏體晶粒而最終的鐵素體分數減少，導致初性下降。
[0075] 如上所述地進行熱精社后，優選地，W0.5~3°C/s的冷卻速度實施冷卻工序。
[0076] 當冷卻時的冷卻速度小