WO2005106060A1 - 冷間加工性に優れた高強度鋼線、鋼棒又は高強度成形品とその製造方法 - Google Patents

Abstract

冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法に際しては、C含有量が、Ael点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下で、かつ、0.010質量%以下のセメンタイトフリー、またはC含有量が0.01超え～0.45質量%の鋼塊、鋳片、鋼片または鋼材半製品に350～800℃の温度範囲において、温間加工を施して長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が3μm以下の材料を調製し、次いで冷間加工を施して、長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が500nm以下のフェライト組織を形成させる。

Description

冷間加工性に優れた高強度鋼線、 鋼棒又は高強度成形品とその製造方法 技術分野

この出願の発明は、 冷間加工性に優れた高強度鋼線や鋼棒又はこれらの特性を 利用したねじやポルト等の高強度成形品、 並びにこれらの鋼線又は棒鋼と高強度 成形品の製造方法に関するものであ明る。 背景技術 書

従来、 鋼線又は棒鋼を冷間圧造、 転造及び Z又は切削加工等の冷間加工により 成形して製造するねじやボルト、 その他の高強度の機械構造用部品については、 熱間加工により製造された鋼線材を冷間加工により所望の線径の鋼線に加工し、 得られた鋼線を 7 0 0 °C程度の温度で十数時間から一昼夜程度の長時間に及ぶ加 熱により、 金属組織中のセメン夕イトを球状化させる、 所謂球状化焼なまし処理 を施し、 材料を軟化させて冷間圧造等の冷間加工性を向上させた後に、 各種用途 の製品形状に成形加工している。 しかしながら、 このようにして加工された成形 品は、 上記軟化処理により最終製品として必要な強度を満たしていないので、 こ れに焼入. ·焼戻し等の調質処理を施すことが必要とされている。

また、その後、適宜表面処理等を施して、製品として出荷するのが一般的である。 このように、 従来の高強度の機械構造用部品等の製造工程では、 素材に対する事 前の軟ィ匕処理及び冷間加工後の成形品に対する調質処理のため、 長時間を要する と同時に複雑であり、 熱エネルギーの損失が大きく、 また生産性が低く、 熱処理 費用の増加及び納期管理等の点においても問題があった。

このような問題点を解決することのできる方策として、 熱間加工により製造さ れた鋼線材の冷間圧造性を向上させるために、 通常行なわれている鋼線材に対す る球状化焼なましを行なうことなく、 冷間加工性に優れた冷間圧造用鋼を製造す る方法が提案されている （例えば、特許文献 1 )。 この方法は、鋼中の Cをセメン タイ卜生成温度よりも高温において F e 3C以外の炭化物として生成させること により、 鋼中の固溶 C量を実質的に低減させ、 変形抵抗、 変形能を阻害するセメ ン夕イト、 ひいてはパーライトの生成を抑制する一方、 初析フェライト量を大幅 に増加させ、 冷間加工性を大幅に向上させようとするものである。

だが、 この方法によれば、 球状化焼なまし処理を省略できるものの、 得られる鋼 線の引張強さは、 5 0 0 MP aまでしか到達しないので、 冷間圧造により得られ た成形品として高強度が要求される場合には、 焼入 ·焼戻し等の調質処理が必要 になる。また、鋼中の Cを F e 3C以外の炭化物として生成させるために、 比較的 高価な合金元素である V添加を要する等、 コスト上昇をもたらすという問題も残 る。

また、 冷間圧造を含む成形をして製品形状にした後には、 焼入 ·焼戻し等の調 質処理を施す必要がない方法も提案されている （例えば、特許文献 2 )。 この方法 では、 使用する素材として、 従来製造されている鋼線材の内、 金属組織が焼入- 焼戻し組織を有し、 降伏強度と加工硬化指数との積が特定の条件範囲を満たし、 所定の圧縮試験において亀裂が発生しないような材料を選定している。 しかしな がら、 この方法では、 六角ポルト等に冷間圧造するための素材となる鋼線に対し て、 長時間を要する球状化焼なまし処理を施すことは不要になるが、 冷間圧造を する前の鋼線に対する焼入 ·焼戻し処理を施すことが必要である。

このような状況において、 この出願の発明者は、 上記いずれの問題点も解決し て、 従来の、 冷間加工前に行なう球状化焼なまし等の軟化処理とともに、 冷間加 工後に行なう調質処理も省略することのできる技術を開発し、 これを新しい発明 として提案している （特許文献 3 )。

この発明においては、 C : 0. 4 5質量％未満の鋼片又は鋼材に対して、 圧延 温度が 3 5 0〜8 0 0 の範囲内において、 所要の規定されたひずみを導入する ために、 温間におけるカリバー圧延を行っている。

これによつて、 圧延方向に垂直な断面の平均粒径が 1〜2 m以下のフェライ ト組織を主相とする鋼を製造することができ、 焼入、 又は焼入 ·焼戻し処理を施 すことなく、 その機械的性質として絞りが 7 0 %以上で且つ引張強さが 8 0 0 M P a以上を有する冷間圧造性に優れた鋼を製造することを可能としている。 そし て、 この鋼を用いれば、 冷間圧造を含む冷間加工により、 強度に優れたねじ及び ポルト等の成形品を製造することができる。 この発明技術を踏まえて、 この出願 の発明者は、 この技術により得られる鋼が有する優れた特性と効果とを確保する と共に、 冷間加工性を高水準に保持しつつ、 更に一層強度を向上させるための方 策について検討を進めてきた。 その際に、 製造すべき鋼の機械的性質の特性に関 し、 その目標値の提案発明 （特許文献 3 ) において目標とした引張強さ T Sの 6 0 0 MP a以上 （望ましくは 8 0 0 MP a以上） という水準を超えること、 望ま しくはそれらを大幅に超えること、 且つ、 同じく上記特許出願で目標とした絞り の6 5 %以上 （望ましくは 7 0 %以上） という水準をできるだけ維持するこ と、 望ましくはこれらを超えること、 と設定した。 そして具体的には、

ケース 1 ： T S≥7 0 O MP a、 且つ RA≥6 5 %、 ここで更に望ましくは、 R Aについては 7 0 %以上にまで高めること、

ケース 2 ： T S≥1 0 0 O MP a , 且つ： A≥7 0 %、

ケース 3 ·· T S≥1 5 0 O M P a、 且つ RA≥6 0 %

を備えた鋼線又は棒鋼を得ることを目標とした。 このように、 引張強さ T Sが高 7準で且つ、 引張強さ T Sと絞り RAで代用される強度一延性バランスが高水準 の特性を備えた鋼線又は棒鋼であれば、 ねじやポルト等の締結部品の他、 更に軸 類のように、 従来主として切削加工により成形加工されている部品の製造に対し ても、 冷間圧造による成形が容易となり、 鋼線又は棒鋼から高強度軸類への成形 加工歩留りの飛躍的な向上 （従来水準は、 一般的には 6 0〜6 5 %程度と低い） が可能になる。

そして発明者による検討の過程において、 実質的にセメンタイトフリーの化学 成分組成を有する成分系の鋼を素材とし、これに上記の提案発明の技術を適用し、 更に、 これを素材 （鋼線材） とし、 これに適切な冷間加工を施すことにより、 従 来よりも一層高強度で、 且つ冷間加工性にも優れた鋼線又は鋼棒、 そして高強度 成形品を製造できるのではないかという目途を得た。 しかしながら、 このことを 実際に可能とするためには、 化学成分組成として、 鋼の標準組織において実質的 にセメンタイトが生成しないような鋼を溶製する必要がある。 例えば、 電磁鋼板 向けの高純度純鉄、 あるいはこれ以上に C含有量を低下せしめた鋼を製造するた めの精鍊工程を必要とする。 そのためには、 製鋼工程における精鍊炉として、 転 炉又は電気炉のいずれを用いた場合でも、 これら精鍊炉から出鋼された溶鋼に対 して、 適切な真空精鍊炉における真空精鍊により更に脱炭反応を促進させること により、 極低炭素鋼に精鍊すると共に、 連続铸造等の錶造工程においても、 溶鋼 の再酸化防止による鋼の清浄性の確保対策も望まれている。

[特許文献 1】 特開 2 0 0 0— 2 7 3 5 8 0号公報

【特許文献 2】 特開 2 0 0 3— 1 1 3 4 2 2号公報

【特許文献 3】 特願 2 0 0 3— 4 3 5 9 8 0号公報 発明の開示

この出願の発明は前記の課題を解決するものとして、 第 1には、 鋼線又は棒鋼 の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下でセメンタイ卜 フリーのフェライト組織を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼 線又は棒鋼を提供する。

第 2には、 C含有量が A e l 点におけるフェライ卜相の炭素の固溶限以下であ つて、 鋼線又は棒鋼の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm 以下のフェライト組織を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線 又は棒鋼を提供する。

第 3には、 C含有量が 0. 0 1 0質量％以下であって、 鋼線又は棒鋼の長手方 向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を有す ることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。

第 4には、 任意方向断面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 O n m以下でセメンタイトフリーのフェライト組織を有することを特徴とする高強度 成形品を提供する。

第 5には、 C含有量が A e l 点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下であ つて、 任意方向断面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下 のフェライト組織を有することを特徴とする高強度成形品を提供する。

第 6には、 C含有量が 0. 0 1 0質量％以下であって、 任意方向断面の内の少 なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を有するこ とを特徴とする高強度成形品を提供する。

第 7には、 C含有量が 0 . 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 鋼線又は棒鋼 の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組 織を主相とし、 引張強さが 7 0 O MP a以上で且つ絞りが 6 5 %以上である機械 的性質を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供 する。

第 8には、 C含有量が 0. 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 鋼線又は棒鋼 の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組 織を主相とし、 引張強さが 1 5 0 O MP a以上で且つ絞りが 6 0 %以上である機 械的性質を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提 供する。

第 9には、 C含有量が 0. 0 1超え〜 0'. 4 5質量％であって、 鋼線又は棒鋼 の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組 織を主相とし、 硬さがピッカース硬さ HVで 2 8 5以上であることを特徴とする 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。

第 1 0には、 C含有量が 0 . 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 任意方向断 面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織 を主相とし、 且つ任意方向断面の内の少なくとも 1断面における硬さがピッカー ス硬さ HVで 2 8 5以上であることを特徴とする高強度成形品を提供する。 第 1 1には、 C含有量が 0 . 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 任意方向断 面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 O nm以下のフェライト組織 を有し、 且つ引張強さ T Sが 9 0 O MP a以上であることを特徵とする高強度成 形品を提供する。

第 1 2には、 被圧延材の C断面の面積の 9 0 %以上の領域について、 平均結晶 粒径が 1 . 0 tm以下に微細粒化していることを特徴とするコイル状鋼線材又は 鋼線を提供する。

第 1 3には、 セメンタイトフリーのフェライト組織を有する鋼塊、 鍀片、 鋼片 又は鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断面における平均結晶粒 径が 3 m以下の材料を調製し、 次いで冷間加工を施して、 長手方向に垂直な断 面における平均結晶粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を形成させることを 特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。

第 1 4には、 C含有量が A e l 点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下で ある鋼塊、 銬片、 鋼片又は鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断 面における平均結晶粒径が 3 m以下の材料を調製し、次いで冷間加工を施して、 長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が 5 0 0 rim以下のフェライト組織 を形成させることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方 法を提供する。

第 1 5には、 前記 1 3および 1 4の製造方法により製造された冷間加工性に優 れた高強度鋼線又は棒鋼を用いて、 冷間圧造、 冷間鍛造及び Z又は切削加工によ り製造することを特徴とする高強度成形品の製造方法を提供する。

第 1 6には、 C含有量： 0 . 0 1を超え〜 0 . 4 5質量％である鋼塊、 錶片、 鋼片又は鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断面における平均結 晶粒径が 3 m以下の材料を調製し、 次いで冷間加工を施して、 長手方向に垂直 な断面における平均結晶粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト主相組織を形成させ ることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供す る。 図面の簡単な説明

図 1 圧延条件パラメ一夕 Zとフェライト平均粒径との関係を例示するダラ フである。

図 2 ダイヤ型及ぴスクウエア型、 並びにオーパル型カリパーロールの孔型 寸法部位を示す図である。

図 3 この出願の発明に係る鋼を製造する途中工程における温間加工後の鋼 鋼線材)の L方向断面の S E Mによるフェライト組織写真の例 (実施例 3の場合） である。

図 4 冷間加工率を工業的ひずみ eに変換して表記したときに、 冷間加工率 の増加に伴なう引張強さ T Sの上昇状態を示すと共に、 そのときの実施例と比較 例との間の差異を示すグラフである。

図 5 冷間加工率を工業的ひずみ eに変換して表記したときに、 冷間加工率 の増加に伴なう絞り RAの下降状態を示すと共に、 そのときの実施例と比較例と の間の差異を示すグラフである。

図 6 引張強さ T S及び絞り R Aの水準値の定量化、 並びに、 この引張強さ T Sと絞り RAとのバランス状態を、 実施例と比較例とについて比較するグラフ である。

図 7 鋼線の C含有量に対する引張強さ T Sの水準を、 実施例と比較例とで 比較したグラフである。

図 8 鋼線の C含有量に対する絞り R Aの水準を、 実施例と比較例とで比較 したグラフである。

図 9 M l . 6なべ小ねじのねじり遅れ破壊試験片をセットした状態を示す 写真である。

図 1 0 冷間加工率を工業的ひずみ eに変換して表記したときに、 冷間加工 率の増加に伴なう引張強さ T Sの上昇状態を示すと共に、 そのときの実施例と比 較例との間の差異を示すグラフである。

図 1 1 冷間加工率を工業的ひずみ eに変換して表記したときに、 冷間加工 率の増加に伴なう絞り RAの下降状態を示すと共に、 そのときの実施例と比較例 との間の差異を示すグラフである。

図 1 2 引張強さ T S及び絞り RAの水準値の定量化、 並びに、 当該引張強 さ T Sと絞り R Aとのバランス状態を、 実施例と比較例とについて比較するダラ フである。

図 1 3 この出願の発明に係る製造方法により得られた冷間加工後の鋼 （鋼 線） における L方向断面の T EMによるフェライト組織写真の例 （実施例 2の場 合） である。

図 1 4 鋼線の C含有量に する引張強さ T Sの水準を、 実施例と比較例と で比較したグラフである。

図 1 5 鋼線の C含有量に対する絞り RAの水準を、 実施例と比較例とで比 較したグラフである。 発明を実施するための最良の形態

この出願の発明は上記の通りの構成とそれにかかわる特徴を有するものである。 そこで、 次に、 この出願の発明の実施形態およびこの実施形態における態様の限 .定理由について述べる。

[ I ] 金) S結晶組織の主相がフェライトであって、 C含有量が 0. 0 1質量％を 超えて Q : 4 5質量％までの炭素鋼乃至低合金鋼および金属結晶組織の主相が実 質的にセメンタイトフリーであり C含有量が A e l 点におけるフェライト相の炭 素の固溶限以下で C含有量が 0 . 0 1 0質量％以下の炭素鋼乃至低合金鋼。

〈1〉 化学成分組成の規定と結晶組織

この出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、 及び高強度成 形品の化学成分組成の第 1の特徵は、金属結晶組織の主相がフェライトであって、 C含有量が 0. 0 1質量％を超ぇて0. 4 5質量％までの炭素鋼乃至低合金鋼で あり、 この出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、 及び高強 度成形品の化学成分組成の第 2の特徴は、 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒 鋼、 及び高強度成形品の化学成分組成は、 金属結晶組織の主相が、 実質的にセメ ンタイトフリーであり、 C含有量が Ael 点におけるフェライト相の炭素の固溶 限以下、 又は C含有量が 0. 010質量％以下の炭素鋼乃至低合金鋼にわたって 適用される。 ここで、 成分設計に際し、 いかなる C含有量に決定するかは、 その 他の成分元素含有量を与えた場合に、 この出願の発明の明細書に記載されている C含有量と引張強さ TSとの関係 （例えば、 図 7、 図 8) を参照して、 製造しよ うとする対象用途に所望される機械的性質等を満たすべく、 適宜行なう。

なお、 上記において C含有量の下限値 0. 01質量％超えを、 Aeし におけ るフェライト相の炭素の固溶限超え、 としてもよい。

かかる C含有量の固溶限は、 Crや Mo等のように、 63 の 6元素のー部 をこの元素 Mで置換して F e (3マ X)MXCを生成せしめる金属元素が含有された 場合でも、 低合金鋼からなる鋼線又は棒鋼に含有されている合金元素の含有量程 度であれば、 炭素鋼の成分系における Ael 点におけるフェライト相の炭素の固 溶限に近似しているからである。

なお、 Ael点におけるフェライト相の炭素の固溶限は、 例えば公知の計算ソ フト 「Th e rmo-c a 1 c」を用いて推定することができる （「Th e rmo 一 c a 1 c」 は、 平衡状態における計算であるが、 実際の製造時の冷却条件は、 平衡状態ではないので、完全に推定することができるとはいえない）。更に、金属 組織がフェライトを主相とすることを要ずる。 そもそも、 この出願の発明の高強 度鋼線又は棒鋼の製造方法における構成要件の一つである、 温間圧延により調製 される平均粒径が 3 m以下の鋼線材の結晶組織は、 発明者による前記の提案発 明によれば、 フェライトを主相とする鋼であるべきだからである。

一方、 上記化学成分組成の規定に際して、 材料の強度向上のために、 合金元素 の添加に依存することは、 この出願の発明においては必要ではない。 そこで、 焼 入れ性向上を促進させる元素、 例えば C rや Mo、 その他の同類元素、 並びに、 固溶強化元素である C uや N i、 その他の同類元素の添加は敢えて行なう必要は 無い。 そればかりか、 上記合金元素は製造コスト低減上からも添加せずに済ます 方が望ましい。

また、 材料中のセメンタイトの生成をより確実に抑止するために、 及び、 合金 元素の多量添加による製造コストの上昇をきたさせないために、 S i含有量を 1 . 0質量％以下で且つ Mn含有量を 2 . 0質量％以下に制限することが一層望まし い。 なお、 以上のこの出願の発明における化学成分組成の規定に関して、 鋼線又 は棒鋼、 ねじ及びポル卜等に代表される成形品、 並びに鋼塊及び鋼片等にいずれ についても、 C、 S i、 Mn、 C r及び N i等以外の成分元素である、 脱酸剤と しての A 1等、 分散析出強化元素としての T i、 N b及び V等の有価元素、 並び に通常は、 有害不純物として扱われる P、 S及び N等については、 それらの含有 量を規定しないが、 脱酸元素については、 従来の精鍊、 铸造技術上必須水準の含 有量を確保すべきであり、 通常不純物として扱われる元素については不可避的混 入含有量制限すべきであって、 特に超低含有量に制限すべきではなく、 その他有 価元素については、 特に含有量を制限するものではないが、 含有させる必要はな い。 これにて、 この出願の発明は、 その課題を十分に解決し得るからである。 特に、 この出願の発明においては、 焼入れ処理により、 マルテンサイト変態を 起こさない化学成分組成であってもよいことが重要な特徵である。 その理由は、 この出願の発明の製造方法に係る構成要件を満たしていれば、 目標とする引張強 さ 8 0 0 MP a以上、 望ましくは 9 0 0 MP a以上、 更に望ましくは 1 2 0 0 M P a以上、 そして更に望ましくは 1 5 0 O MP a以上が得られ、 しかもこれら引 張強さに応じて絞り R Aも高水準に維持された鋼が得られるからである。

このように、 高強度で且つ高延性という両者のパランスに優れた機械的特性が 得られるのは、 冷間加工性を劣化させる要因である硬質なセメンタイトが実質的 に生成していない点に大きく依存している。

なお、 この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼、 あるいは成形品においては、 実質 的にセメンタイトフリ一であるか否かの判断は、 実際問題としては必ずしも容易 ではない。 そこで、 日常操業において実際的な C含有量の定量分析値により推定 することができる。 そこで、 この出願の発明では、 金相学的判断から C含有量が A e l 点におけるフェライト相中の炭素の固溶限以下であると規定している。 更 には、 通常の低合金鋼の成分系においては、 セメンタイトが生成しないと考えら れる C含有量の範囲として、 0. 0 1 0質量％以下に規定している。

上記において、 A e l 点におけるフェライト相中の固溶 C濃度 （質量％) 以下 となっているために、 実際的にセメンタイトフリーの組織となっている。 炭素鋼 及び低合金鋼のいずれにおいても、 この実際的にセメンタイトフリーが得られる C濃度 （質量％) は、 例えば公知の計算ソフト 「T h e r mo - c a 1 c」 を用 いて推定することができる （「T h e r m o— c a 1 c」は、平衡状態にある計算 であるが、 実際の製造時の冷却条件は、 平衡状態ではないので、 完全に推定でき るとはいえない）。 このように、 この出願の発明においては、セメン夕イトフリー のフェライ卜組織を有する鋼材において、 上述したような高強度を有し、 且つ冷 間加工性にも優れている材料 （強度と加工性とのバランスに優れた高強度鋼） の 設計が可能となる。 従来、 このような成分設計による冷間加工性に優れた高強度 鋼線又は棒鋼が実現された例は見当たらない。

一方、 材料中のセメン夕イトの生成をより確実に抑止するために、 また、 合金 元素の多量添加による製造コストの上昇をきたさせないために、 S i含有量を 1 . 0質量％以下で且つ M n含有量を 2. 0質量％以下に制限することが一層望まし い。

この出願の発明においては、 上述した通り高強度特性を得るための基本原理と して、 セメン夕イトフリーの鋼であることを重視するものである。 そこで、 上記 化学成分組成の規定に際しても、 合金元素の添加に依存させることは、 必要では ない。 そこで、 焼入れ性向上を促進させる元素、 例えば C rや M o、 その他の同 類元素の添加、 並びに、 固溶強化元素である C uや N i、 その他の同類元素の添 加は敢えて添加する必要が無い。 そればかりか、 上記合金元素は製造コスト低減 上からも添加しないことが望ましい。 従って、 上記元素はいずれも、 鋼の精鍊. 溶製工程において不可避的に混入する以上の含有量は、 無い方が望ましい。

更に、 この出願の発明では特に規定するものではないが、 析出強化に有効な元 素である T iや N b、 その他の合金元素も添加するには及ばない。 この出願の発 明のセメンタイトフリーの成分系により、 十分な引張強さを確保することができ るからであり、 製造コストの低減にも役立つ。

上記のように、 この出願の発明に係る鋼 （鋼線又は棒鋼、 及び成形品） の C含 有量は、 基本的にセメンタイトフリーとなるように設計されている。 従って、 当 該鋼の標準組織は常にフェライト組織となる。

なお、 以上の化学成分組成の規定に関して、 鋼線又は棒鋼、 ねじ及びボルト等 に代表される成形品、 並びに鋼塊及ぴ鋼片等のいずれについても、 C、 S i、 M n、 C r及び N i等以外の成分元素である、 脱酸剤としての A 1等、 分散析出強 化元素としての T i、 N b及び V等の有価元素、 並びに通常は、 有害不純物とし て扱われる P、 S及び N等については、 それらの含有量を規定しないが、 脱酸元 素については、 従来の精鍊、 铸造技術上必須水準の含有量を確保すべきであり、 通常不純物として扱われる元素については不可避的混入含有量に制限すべきであ つて、 特に超低含有量に制限すべきではなく、 その他有価元素については、 特に 含有量を制限するものではないが、 含有させる必要はない。 これにて、 この出願 の発明は、 その課題を十分に解決し得るからである。

〈2〉 フェライトの平均粒径、 並びに引張強さ T S、 絞り RAの規定 この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼、 ねじ及びポルトに代表される成形品のい ずれにおいても、 この出願の発明におけるプェライトの平均粒径を規定する。 具 体的には、 それらの長手方向に垂直方向の断面 （C方向断面） において、 5 0 0 nm以下に規定するものである。 このようにフェライ卜の平均粒径を規定するの は、 この鋼線又は棒鋼、 及び成形品の強度を所望する水準以上に確保するためで ある。 即ち、 鋼線又は棒鋼においては、 引張強さ T Sが少なくとも 7 0 O M P a であること、 用途に応じて引張強さ T Sが 1 0 0 O MP a以上、 更に望ましくは 1 5 0 O M P a以上という、 優れた特性を得るためであり、 しかもこの引張強さ T Sの各水準に応じて、 延性確保のために、 絞り R Aも高水準に維持された両者 の優れたパランスを有する鋼を得るためである。 ここで、 この引張強さ T Sと絞 り R Aとのパランスとは、 前述した如く下記に示す通りのバランス：

ケース 1 ： T S≥7 0 0 MP a、 且つ RA≥6 5 %、 より望ましくは絞り RA の水準を更に向上させて、 T S≥7 0 0 MP a、 且つ RA≥7 0 %、

ケース 2 ： T S≥1 0 0 O MP a、 且つ RA≥7 0 %

ケース 3 ： T S≥1 5 0 O MP a、 且つ RA≥6 0 %

を意味する。 このような引張強さ T Sと絞り RAとの各水準の組合せにより、 鋼 線又は棒鋼を用途に応じた向け先に供給できる。

このような規定をするのは、 成形品の加工に際し、 加工合格歩留りの向上や、 従来実現されていなかった品質水準の成形品の供給を可能とするためである。 ま た、 軸類のように、 従来鋼線や棒鋼から切削加工により製造しているものに対し ては、 この出願の発明の高強度で且つ延性にも優れた鋼線又は棒鋼を、 用途に合 わせて適切に供給することにより、 その加工歩留は、 飛躍的に向上する。

更に、 上記フェライトの平均粒径を 2 0 0 nm以下にまで微細にすれば、 この 出願の発明に係る鋼の上記引張強さ T Sと絞り RAとの組合せを、 更に一層高水 準容易に且つ安定して得ることが可能となり望ましい。 なお、 ねじ及びポルトに 代表される成形品においては、 任意方向断面の内の少なくとも 1断面における平 .均粒径が、 線材又は棒鋼における C方向断面における平均粒径とほぼ同じである とみなすことができる。

この出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼の製造方法によれば、 従来 実現された例が見当たらない、 低炭素鋼乃至極低炭素鋼における上述したような 高強度を有し、 且つ加工性にも優れている材料 （強度と加工性とのバランスに優 れた高強度鋼） の設計が可能となった。 かかる材料設計に基づき、 更に強度と加 ェ性とのバランスに優れた高強度鋼の新規開発の可能性が期待される。

〈3〉 硬さの規定

この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼においては、 引張強さ T Sに代わる強度特 性として硬さで表示した規定をする。 この硬さとしては、 ピツカ一ス硬さ HVで 2 8 5以上であることが望ましい。 ピツカ一ス硬さ HVが 2 8 5以上であれば、 引張強さがほぼ 9 0 O MP a確保されるからである。 一方、 この出願の発明に係 るねじ又はポルトに代表される成形品においては、 その形状如何により引張試験 片の調製が容易でないこともある。 そこで、 引張強さの代わりの機械的特性とし て硬さによる規定を十分にしておくべきである。 かかる観点から、 ねじ又はポル トに代表される成形品に対しては、 引張強さの代替として硬さによる規定が、 実 用品の特性水準評価として、 一層重要性を担う。 成形品については、 更に望まし くはビッカース硬さ HVは、 引張強さ T Sで約 1 0 0 O M P a程度に相当する 3 0 0以上であることがよい。

次に、 上述した特徴を有するこの出願の発明に係る鋼線又は棒鋼、 及び成形品 の製造方法の実施の形態及びその限定理由について述べる。

<4> この出願の発明に係る製造方法の基本的構成 （温間加工 +冷間加工なる 組合せ工程の規定）

この出願の発明に係る製造方法の基本的特徴は、 まず、 この出願の発明に係る 冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼を製造するために使用する素材の製造方法とし て、 所定の材料に対して適切な条件下での温間加工を施し、 この温間加工により 微細粒組織鋼を調製する。 ここで得られる材料の結晶粒铎は、 できるだけ小さい ことが望ましく、 具体的には温間加工により得られた材料の長手方向に垂直な断 面 （C方向断面） における平均粒径で、 3 m以下であることが必要である。 次 いで、かかる材料に対して、適切な条件下での冷間加工を施すと言うものであり、 この冷間加工により、 冷間加工後の材料の長手方向に垂直方向の断面 （C方向断 面） における結晶粒が一層微細化された微細粒組織鋼を得るものである。 ここで 得られる微細組織は、 主相がフェライトであり、 冷間加工が施されているので、 通常は冷間加工方向に延伸した所謂バンブーストラクチャーの形態を呈するもの となる。

かくして、 冷間加工性に優れた高強度鋼が得られる。 その際、 この冷間加工に おいては、 上記温間加工により調製された微細粒組織鋼を素材とした場合には、 材料強度が著しく上昇するにもかかわらず、 極めて好都合なことには、 加工性の 低下が極めて小さいことが見出された。従来予想が困難であったこの新規知見が、 この出願の発明の根幹を成すものである。 このように、 冷間加工を施す直前にお いて既に微細結晶粒が形成されている材料に対して、 以下に述べる適切な冷間加 ェを施す理由は、 得られた鋼に対して成形加工前に球状化焼なまし処理をする必 要が無く、 しかも成形加工された後においても、 得られた成形品に対して焼入 · 焼戻しによる調質処理を施す必要が無くなるという極めて大きな利点が生じるか らである。

〈5〉 温間加工条件 （加工温度、 塑性ひずみ、 減面率の規定）

上記冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造工程の実施の形態として、 まず所定の鋼塊、 铸片又は鋼片乃至鋼材に対する望ましい温間加工条件は、 加工 温度が 3 5 0〜8 0 0 の範囲内とすべきである。 更に、 その際に材料中へ導入 されて残留する塑性ひずみを確保すべきである。 この塑性ひずみ量は、 公知の 3 次元有限要素法による計算で求めることができ （その値を 「ε」で表記する）、 ε が 0 . 7以上であることが望ましい。 かかる温間加工条件を採用したのは、 相変 態による強化機構を実質的に利用せずに鋼の高強度化を実現する方法として、 結 晶粒を微細化するためである。 こうすることにより、 鋼の絞り R Αを所走の水準 以上にすることが、 冷間圧造性等の冷間加工性を優れたものにするために、 極め て有効であることを発明者は、 前記特許文献 3としての発明において見出してい る。 上記温間加工条件において、 sを指標とする代わりに、 操業上比較的簡便に 求めることができる材料のひずみ （この出願の発明明細書において 「工業的ひず み」 といい、 「e」 で表記する） により、 実用的に代替することができる。 工業的 ひずみ eは、 材料の総減面率 Rの関数であり、 下記 ( 3 ) 式：

e =— 1 n ( 1 - R/ 1 0 0 ) ( 3 )

で表わされる。 但し、 Rは下記 （1 ) 式：

= { (S O- S ) /S O} X 1 0 0 ( 1 )

但し、 R：铸片又は鋼片に対して施される総減面率 （％)

S O：温間加工開始直前の铸片又は鋼片の C方向断面積 s：温間加工終了後に得られる材料の c方向断面積

で表わされる総減面率 Rである。

上記 （3) 式及び （1) 式を用いて、 ε≥0. 7に相当する Rの値を計算する と、 R≥50%が得られる。.従って、 温間加工においては、 塑性ひずみ ε≥0. 7の代わりに、 材料の総減面率 R≥ 50%を採用してもよい。 更に、 一方、 この 出願の発明者は、 温間強加工 （温間における 1パスによる大ひずみ加工） によつ て形成される超微細粒の平均粒径は、 加工温度とひずみ速度に依存することに着 目し、 圧延条件パラメータとして、 下記 （4) 式：

Z= l og [(ε/t) exp {Q/ (8. 31 (T+273))}] ··

(4)

但し、 ε ：平均塑性ひずみ

t ：圧延開始から終了までの時間 （s)

Q：定数 （結晶組織が b c cのとき S S AO O O JZmo l) T：圧延温度（°c)、多パス圧延の場合は各パスの圧延温度を平均した 温度で表わされる Z e n e r -Ho 1 1 omo n pa r ame t e rを導入し (但し、対数形式で表記)、結晶粒径は、圧延条件パラメ一夕 Zの増加につれて微 細化することを見出している。 図 1に、 圧延条件パラメ一夕 Zと平均フェライト 粒径との関係を例示する。 即ち、 図 1は、 Z≥l 1となるように圧延を制御する ことにより、 平均フェライト粒径が 1 a m以下の微細粒組織が得られることを示 している。従つて、温間圧延温度を Z≥ 11を満たすように制御することにより、 素材の平均フェライト粒径を 3 m未満にすることが可能となる。 更に、 温間加 工法としては、 温間圧延及び温間鍛造のいずれを採用してもよく、 その際、 複数 バス （温間鍛造の場合は、 複数回の鍛造スケジュールとする） により複数方向に 加工することにより、材料内への塑性ひずみの均一化が図られるので、望ましい。

〈6〉 冷間加工条件 （加工温度、 塑性ひずみ、 減面率の規定）

次に、 上記の通り温間加工により調製された微細粒組織を有し、 高強度で且つ 加工性に優れている材料に対して、 予め施すべき望ましい冷間加工条件は、 冷間 加工温度が 3 5 0 °C未満であることが望ましい。 加工発熱により、 冷間加工中に これよりも高い温度に達すると、引張強さの上昇度合いが低下して望ましくない。 次に、 冷間加工により材料中への導入される残留ひずみを、 所望する引張強さに 応じて確保することが必要である。 かかる観点から、 3次元有限要素法により求 められる塑性ひずみ εが、 少なくとも 0 . 0 5以上となるように冷間加工を施す ことが望ましい。 これにより結晶の冷間加工組織は加工方向に延伸した形態を呈 し、 加工方向に対する C方向断面における粒径も細粒化されて、 引張強さの上昇 が確保される。 その際、 絞り RAの低下量は小さく抑えられる。 上記冷間加工条 件において、 加工量として εを指標とする代わりに、 前記 （3 ) 式により説明し た 「工業的ひずみ」 である eを媒介することにより、 £≥0 . 0 5に相当する材 料の総減面率 Rを計算すると、 R≥ 5 %が得られる。 従って、 冷間加工において は、 上記塑性ひずみ ε≥0. 0 5の代わりに、 材料の総減面率 R≥ 5 %を採用し てもよい。

上記において、 冷間加工法としては、 公知の冷間伸線法及び冷間圧延法のいず れを採用してもよい。 冷間圧延法においては、 公知のコンバインドロール法によ ることが望ましい。冷間加工により製造される鋼の形態が鋼線又は棒鋼であれば、 J I S G 3 5 3 9冷間圧造用炭素鋼線の中でも、 特に高強度で且つ良好な冷 間加工性が要求される成形品用途や、 更には J I S G 3 5 0 5硬鋼線の中で も、 比較的低 C含有量領域の鋼種で特に高強度で且つ良好な冷間加工性が要求さ れる製品用途へ供することができる。

[Π] 実施例く金属結晶組織の主相がフェライトであって、 C含有量が 0 . 0 1 質量％超えから、 0 . 4 5質量％までの広範囲の炭素鋼乃至低合金鋼 >

実施例 1と実施例 2とは、 この出願の発明に係る高強度鋼線又は棒鋼の製造ェ 程が一部異なり、 また、 実施例 1及び 2と実施例 3とは、 その製造工程の他、 化 学成分組成も異なっている。 よって、 実施例 1及び 2と実施例 3とは、 試験方法 及び試験結果を別々に説明する。

[ Π] 〈1〉 実施例 1及び実施例 2 [Π] 〈1〉 一 1) 実施例 1及び実施例 2に共通の試験 ' (温間圧延工程と得られた 試験材の確性試験）

実施例 1及び実施例 2を次の通り試験した。 表 1に示した化学成分組成を有す る鋼を真空溶解炉を用いて溶製し、 鋼塊に铸造した。 この化学成分組成は、 例え ば、 J I S G 3 5 0 7の冷間圧造用炭素鋼線材に属する S WR C H 5 Aで規 定された化学成分組成の内、 S i含有量： 0. 1 0質量％以下に対して、 これを 超える 0. 3 0質量％を含有するものである。 但し、 C含有量は低目の 0 . 0 2 4 5質量％である点が特徴的である。

表 1

上記で得られた鋼塊を熱間鍛造により 80mm角の棒鋼に成形した。 これら棒 鋼の金属組織はフェライト主相であり、 C方向断面におけるフェライトの平均粒 径は約 20 m以下程度であった。 上記 80mm角の各棒鋼から圧延用素材を採 取し、 温間における多方向の多パスカリバー圧延により 18mm角に成形し、 水 冷して棒鋼を調製した。 この温間圧延は、 この出願の 明に係る鋼線又は棒鋼用 の素材を調製するものであり、 この温間圧延により得られる材料の長手方向に垂 直な断面における平均結晶粒径が 3 iim以下となる条件で行なった。

上記の通り平均結晶粒径が 3 m以下となる温間力リバー圧延の方法として、 次の条件で行なった。 上記熱間鍛造で成形された 8 Omm角の圧延用素材を 5 5 に加熱した後、 圧延温度 4 5 0〜5 3 0での範囲内において、 表 2に示すよ うに、 まず、 ダイヤ型カリバーロール （図 2、 上図を参照） により、 各 1パスの 減面率が約 1 7 %の 1 9パスの温間圧延を行なって、 2 4 mm角に成形した。 次 いで、 最大短軸長さが 1 1 mm、 長軸長さが 5 2 mmのオーバル型カリパーロー ル （図 2、 下図でそれぞれ a、 b、 但し R== 6 4mm) により温間圧延し、 最後 にスクウエア型カリパ一ロールで 1パスの温間圧延を行ない、 合計 2 1パスで 1 8 mm角に成形した。 温間圧延用素材 （8 O mm角） からこの 1 8 ipm角材への 総減面率は 9 5 %である。 表 2に、 パススケジュールの概要を示した。

表 2

上記オーパル型力リパーロールによる 1パスの温間圧延においては、 2 4mm 角棒を、 上記オーバル型カリパーロールにより圧延を行なっているので、 この圧 延前材料の C方向断面の対辺長さ 2 4 mmに対する圧延後材料の C方向断面最大 短軸長さ 1 1 mmの割合は、 ( 1 1 mm/ 2 4mm) X 1 0 0 = 4 6 %とかなり 小さく、 またこのときの孔型寸法から計算した減面率は 38%とかなり大きい。 従って、 このォーノ レ型カリバーロールによる 1パスの温間圧延は、 温間圧延終 了後の 18mm角棒鋼におけるフェライト粒径の微細化を一層促進させる条件に なっている。 なお、 前記第 19パス目までのダイヤ型力リバ一ロールによる圧延 過程においては、 材料の断面形状をできるだけ正方形に近づけるために、 同一力 リパ一ロールに連続 2パスずつ通す圧延 (所謂「とも通し」）を適宜行なっており、 各とも通しはそれぞれ 2パスとしてカウントした。 また、 圧延の各パス毎に材料 を長さ方向軸芯の周りに回転させて圧下方向を変化させ、 多方向の多パス圧延を 行なった。 更に、 加工発熱も加わって、 温間圧延の圧延温度領域でも比較的低温 側領域においては、 放熱量が比較的小さく、 圧延中材料の温度低下に起因する中 間加熱の必要性はなかった。 次に、 上述した温間圧延方法により調製された 18 mm角の棒鋼を切削加工により減径し、 径 6. 0mm の鋼線材に加工した。 ここで、 18mm角から 6. Omm^への切削により減径した理由は、 以下に 述べるように、 この実施例では、 鋼線の用途として J I S B i l l 1に規定さ れた Ml. 6なべ小ねじ （ねじ部の有効断面の直径が 1. 27πιιη ) を選定し たので、 目標伸線率 95%の冷間伸線加工又は目標総減面率 95%の冷間圧延加 ェにより径 1. 3ηιιηφが得られる素材とするためである。 Ml. 6なべ小ねじ を選定したのは、 その頭部に十字形状のリセス （ドライバーでトルクを与える凹 部） を圧造成形するためには、 極めて優れた冷間圧造性が要求されるので、 後述 する Ml. 6なべ小ねじの十字状 「リセス成形試験」 により、 特段に優れた冷間 圧造性を有するか否かを評価するためである。

なお、 上記において、 温間圧延により調製された 18 mm角の棒鋼の C方向断 面における粒径は全面にわたり、 均等化されていた。

この 6. Οιηιηφの確性用試験材を採取して、 下記項目の試験を行なった。 な お、 この確性用試験材を採取後の 6. Ommci)まで加工された鋼線材は、 引き続 き実施例 1及び実施例 2の試験に供した。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験： この試験 においては、 特に強度に優れていると共に、 冷間加工性においても相当に優れて いるという、 強度と冷間加工性とにおける高水準バランスを有する材料であるか 否かを評価する基本データを得ることを目的とする。

2 ) ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験：強度特性の一つとして、 引張 強さとの相関性を確認するため、 及び引張試験片の採取が困難である場合に有効 である。 J I S Z 2 2 4 4 に規定された方法に基づき行なった。

3 ) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 （d) の測定試験：各試験材から適宜の 検鏡試験片を調製し、 金属結晶のミクロ組織で主相を構成するフェライトの平均 粒径を、 試験材の長手方向 （上記 1 8 mm角棒鋼の長手方向に一致） に垂直方向 の断面 （C方向断面） の平均フェライト粒径を測定する。 その際、 実際には L方 向断面におけるミクロ組織を観察して、 C方向断面の平均フェライト粒径を求め た。

上記温間圧延材に関する上記試験結果を表 3に示した。 表 3

表 3の試験結果より、 下記事項がわかる。 この温間圧延による鋼線材は、 C含 有量が 0 . 0 2 4 5質量％の低炭素鋼であって、 特別な強化元素の添加もされて いず、 温間圧延ままであるにもかかわらず、 引張強さ T Sが 7 0 2 M P aという 高強度が確保されていると同時に、 絞り1^八が7 8 . 6 %という極めて高水準の 特性が得られており、 強度と成形性との優れたバランスの素材となっていること がわかる。 これは、 この出願の発明の範囲内の条件により、 金属結晶のミクロ組 織がフェライ卜を主相とし、 フェライ卜粒径が 0. 7 mという微細粒組織鋼が 得られているからである。 このように、 C含有量が 0. 0245質量％という、 通常実用化されている冷間圧造用鋼線材としては類例をみない低炭素鋼において も、 引張強さが 70 OMP a以上の高水準を達成しており、 しかも絞り RAも極 めて高水準を確保している。

一方、上記 6. 0 mm ψ確性用試験材を採取した後の 6. 0 mm φの鋼線材を 用いて、 実施例 1では冷間伸線により、 また、 実施例 2では冷間圧延により、 い ずれも 6. Οπιπιφから 1. 3 mm φまで冷間加工して鋼線を製造する試験を行 なった。

[I] 〈1〉 -2) 実施例 1と実施例 2との間で異なる試験 （冷間加工工程と得 られた試験材の確性試験）

[Π] 〈1〉 —2)— （a) [実施例 1における冷間伸線方法と得られた鋼線の確性 試験]

常温の上記 6. Οππηφ鋼線材 （前述の通り、 温間圧延により 18mm φに加 ェし、 次いで 6. 0 mm φに切削加工した鋼線材） を、 表 4に示すように、 ダイ ス No. l〜No. 17の伸線ダイスにより順次伸線して、 1. 3 mm φの鋼線 を製造した。 伸線中の材料温度は、 200"Ό未満であった。 表 4

注 *) 但し、'伸線用素材のスタート径は 6. Οπιπιφ この実施例 1の全ての伸線工程においては、 一切球状化焼なましその他の軟化 処理を施すことなく 6. 0 mm φから 1. 3 mm φまで容易に伸線伸線すること ができた。 そして、 1. 3ιηΓηφ (伸線総減面率： 95. 3%) の鋼線から、 伸 線ままの確性用試験材を採取した。 確性試験方法は次の通りであって、 1) 2) 3) は前記のとおりのものである。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験

2) ピツカ一ス硬さ試験機による硬さ測定試験

3) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 (d) の測定試験

4) 小ねじのリセス成形試験：線径 1. 3ππηφの鋼線を、 J I S Bi l l 1に規定された M 1.6なぺ小ねじの製造工程でヘッダー加工により予備成形し、 次いで頭部に所定の十字形状のリセス （ドライパーによりこのねじを締め込むた めの十字形状等の窪み部） を冷間圧造により成形する。 この成形時にこのリセス に割れが発生する状況を、 10倍の拡大鏡で観察する試験である。 一般に、 リセ ス割れの発生状況は小ねじのリセス形状により大きく異なるが、 Ml. 6なべ小 ねじの十字形状のリセス成形は極めて過酷な圧造成形であり、 本明細書では実用 的試験であると同時に、 特に優れた冷間圧造性の評価試験と位置付けた。 割れが 認められないものを「良」、微小割れが認められたが概して良好なものを「やや良」、 割れたものを 「割れ」、 大きな割れが発生したものを 「割れ大 J とした。

5 ) 小ねじのねじりトルク試験：線径 1： 3 mmの鋼線から、 上記の通りリセ スが圧造成形されたねじ中間体を冷間展造によりねじ部を形成して M 1. 6なべ 小ねじを調製する。 次いでこれを J I S B 1060 「浸炭焼入焼戻しを施 したメ一トル系スレッドローリングねじの機械的性質及び性能」 の 5. 4 「ねじ り試験」 に規定された方法に従って、 適切なトルク測定装置によって、 ねじが破 壌するまでトルクを増大させる。 破壌を引き起こすのに要したトルク値 （破断ト ルク （kg f · cm)) を測定した。 この試験の目的は、 ねじ及びポルト等締結部 品に対する機械的性質の特性の一つである「ねじり強さ」を評価することにある。 以下、 本明細書において同じ。 Ml. 6なべ小ねじの場合には破断トルクが 3. 0 kg f · cm以上であることが望ましい。

上記実施例 1の試験結果を表 5に示した。 表 5

表 5の試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち実施例 1で得られた 1. 3 πιπιφの鋼線は、 C含有量が 0. 0245質量％の低炭素鋼であって、 特別な強 化元素の添加もされていず、 焼入 ·焼戻し等の熱処理、 あるいは一切の軟化処理 が施されていないが、 その引張強さ TSは、 1567ΜΡ aと著しく高く、 しか も絞り R Aも 60. 2%と、 かなりの高水準にある。 これは、 表 3に示したよう に、 その素材が温間圧延により引張強さ TSが 702MP aと既に極めて高く、 ビッカース硬さ HVも 355と極めて高水準にあり、

また絞り RAが 78. 6%と、 いずれも既に高水準に達している微細フェライト 組織鋼 （C方向断面における平均フェライト粒径が 0. 7 ) であり、 これに 対して伸線により 95. 3%の総減面率による冷間加工が施されているからであ る。

このように、 実施例 1の鋼線は低炭素鋼でありながら、 冷間加工後の鋼線で高 強度で且つ高延性が付与されているのは、 この鋼線の結晶粒が微細なフェライ卜 主相で構成されていることにある。具体的には、実施例 1の 1. 3 πιπι 鋼線は、 C方向断面における平均フェライト粒径が 182 nmで、 冷間伸線加工の方向に バンプ一ストラクチャ一状に伸びた形態を呈したフェライト主相である。 ' ここで、 この冷間加工後の C方向断面におけるフェライト粒径を、 加工ひずみ 量により制御するとの着想から、 冷間加工前後における粒径の測定値から検討す る。 実施例 1の場合、 温間圧延により調製された鋼線材 （冷間加工開始直前の鋼 線材） における C方向断面での平均フェライト粒径は、 0. 7 βτηであつすこ (表

3参照）。 一方、 温間加工により得られた鋼線材 （線径： 6. Οπιπιφ) の C方向 断面のフヱライト粒径を dl で表わし、 鋼線材に対する冷間伸線による総断面減 少率を R (%) とすると、 冷間伸線後の鋼線 （線径： 1. 3ππηφ) の C方向断 面の平均フェライト粒径 d2を、 下記 （5) 式：

d2= (1 -R/100) l/2Xdl (5)

で推算する。 Rは、 95. 3%であり、 dlは 0. 7 xmであったから、 d2=l

52 nmと計算される。 この計算値 152 nmは、 実測値 182 nmとよく一致 している。

従って、 この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼の製造方法において、 温間圧延材 の鋼線材を冷間加工により鋼線を製造する際に、 この鋼線材の C方向断面におけ るフエ.ライト粒径の制御手段として、 上記 （5) 式を用いることが有効である。 次に、 こうして製造されたこの出願の発明に係る鋼線は、 焼入 ·焼戻し等の調 質処理なしの状態で、 Ml. 6なべ子ねじの如き極めて過酷な冷間圧造が施され る成形過程であるリセスの成形に対しては、 延性水準の指標として絞り が 6 0. 2%では、 割れが発生した。 しかし、 ねじりトルク試験を実施したところ、 Ml. 6なべ子ねじとして望ましい破断トルク値である 3. O kg f ' cm以上 を満たす 3. 38 kg f - c m力得られ、高ねじり強さを有することがわかった。

[Π] 〈1〉 —2)— (b) [実施例 2における冷間圧延方法と得られた鋼線の確性 試験] 常温の上記 6. Οπιιηφ鋼線材 （前述の通り、 温間圧延により 18mm ( こ加 ェし、 次いで 6. 0 mm φに切削加工した鋼線材） を、 表 6に示したように、 第 1工程〜第 3工程での各コンバインドロールによる冷間圧延により、 1. 3mm Φまで圧延して、 鋼線を製造する試験を行なった。 表 6

注 *) 但し、 圧延用素材のスタート径は 6. Οππηφ 即ち、 第一工程の 8パスで 6. Οπιπιφから 3· 3πιπιφまで圧延し、 第 2ェ 程の 10パスで 3. 3πιπιφから 1. 8 mm まで圧延し、 そして第 3工程の 5 パスで 1. 8mm<i>から 1. 3 mm φまで圧延して鋼線を製造した。 圧延中の材 料温度は、 200°C未満であった。 これら全ての圧延工程において、 一切球状化 焼なましその他の軟化処理を施すことなく 6. Omm*から 1. 3πιιηφまで容 易に冷間圧延することができた。 この間、確性用試験材として、 3. 3πιπι (総 減面率： 69. 8%)、 1. 8mm(f) (総減面率： 91. 0%)及び 1. 3πιπι (総減面率： 95. 3%) の 3段階において、 冷間圧延ままの確性用試験材を採 取した。 確性試験方法は前記のとおりの以下のものである。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験

2) ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験

3) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 (d) の測定試験

4) 小ねじのリセス成形試験

5) 小ねじのねじりトルク試験

上記試験結果を表 7に示した。

上記試験結果より、 次のことがわかる。 なお、 実施例 2の製造条件が実施例 1 のそれと異なる点は、 冷間伸線の代わりに冷間圧延で加工したことである。 その 他の条件は全て同じである。 実施例 2においては、 採取試験材の線径が実施例 1 と異なるが、 その引張強さ TSは、 線径 3. 3πιπιφ (総減面率： 69. 8%) で 922MPa、 線径 1. 8mm (総減面率： 91. 0%) で 1147 MP aと 高水準である。 また、 ピツカ一ス硬さ HVは、 線径 1. 3πιπι (総減面率： 9 5. 3 %) で 328と極めて高水準に達している。

実施例 2と実施例 1とを、 線径 1. 3πιπιφにおけるピツカ一ス硬さ HVで比 較すると、 実施例 2 (冷間圧延法） が 328、 実施例 1 (冷間伸線法） が 355' であり、 他の条件が同一の場合には、 冷間圧延によるよりも冷間伸線による場合 の方が、 僅かに硬さの上昇が大きいことがわかる。 このように、 素材 （鋼線材） に対する冷間加工方法は、 冷間伸線法であってもまた、 冷間圧延法であっても、 冷間加工直前の素材 （鋼線材） の化学成分組成、 結晶組織の状態、 特に C方向断 面における平均フェライト粒径が同じであるフェライト主相の組織を有し、 引張 強さ T S及び絞り R Αが同じであれば、 同様な高強度鋼線が得られることがわか る。 そして更に、 球状化焼きなましを施さない、 冷間圧延ままでも、 Ml. 6な ベ子ねじのねじり破断トルクは、 2. 92kg f · cmで、 その望ましい水準の 3. Ok-gf · cmに近い高ねじり強さが発揮されている。

[I] 〈2〉 実施例 3

この出願の発明の範囲内にある実施例 3として、 次の通り試験を行なった。 J I S G 3507に規定された冷間圧造用炭素鋼線材の内、 SWRCH 5 Aに 属する、 表 8に示した化学成分組成を有し、 熱間圧延により製造された、 市販の 13mm φの鋼線材を用いた。 この鋼線材の成分は、 炭素 Cが 0. 03質量％で あり、 前記実施例 1及び実施例 2に供した鋼の成分組成に類似している。 但し、 この実施例 3の供試鋼の S i含有量は、 実施例 1及び 2の S i = 0. 30質量％ とは異なり、 0. 03質量％であり、 SWRCH5AのS i含有量規定 （S i≤ 表 8

上記 13 mm の熱間圧延鋼線を、 圧延温度 450。C〜530°Cの範囲内にお いて、 カリパーロールにより多方向'多パスの温間圧延により、 6· Οππηφの 鋼線材に調製した。 温間圧延方法は、 実施例 1及び実施例 2への供試用鋼線材の 調製方法に準じて、 ダイヤ型、 スクウェア型及びオーパル型を適切に組み合せた 力リバーロール圧延を行なつた。 こうして温間圧延により得られた上記 6 mm φ の鋼線材から確性用試験材を採取して、 下記項目の試験を行なった。 なお、 この 確性用試験材を採取後の 6 . O mmc^鋼線材は、 引き続き実施例 3の試験 （前記 のとおり) に供した。

1 ) 引張試験による引張強さ （T S) 及び絞り （RA) の測定試験

2 ) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 （d) の測定試験

上記試験結果を表 9に示した。 表 9

表 9の試験結果より、 次のことがわかる。 実施例 3の鋼線材の金属結晶のミク 口組織はフェライトを主相とし、 フェライト粒径が図 3の S EM (走査電子顕微 鏡） による L方向断面におけるミクロ組織写真に示すように、 C方向断面におけ る平均フェライト粒径は、 0 . 8 xmという微細粒となっている。 そのために、 C含有量が 0 . 0 3質量％という低炭素鋼であるにもかかわらず、 引張強さ T S が 8 1 7 M P aの高強度が確保されていると同時に、 絞り 八が7 5. 0 %とい う高水準の特性が得られており、 強度と成形性との優れたバランスの素材となつ ていることがわかる。 これは、 この出願の発明の冷間加工性に優れた高強度鋼線 又は棒鋼を製造するための素材 （鋼線材） の調製条件 （製造条件） を満たし、 温 間圧延により調製された材料であるからである。

次いで、 実施例 3においては、 上記の通りの温間加工により調製された 6. 0 mm の鋼線材を素材として用い、次の通り冷間圧延により鋼線を製造する試験 を行なった。 冷間圧延方法は、 表 6に示した実施例 2における冷間圧延の第 1ェ 程〜第 3工程に準じて、 1. 3ππηφまで冷間加工して鋼線を製造した。 この間 確性用試験材として、 2. Ιπιιη (87. 8%), 1. δπιπι (総減面率： 9 1. 0%) 及び 1. 3mm(i) (総減面率： 95. 3%) の冷間圧延ままの鋼線試 験材を採取した。

上記試験材について、 適宜前記のとおりの下記試験を行なつた。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験

2) ピツカ一ス硬さ試験機による硬さ測定試験

3) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 （d) の測定試験

上記試験結果を表 10〖こ示す。 表 10

上記試験結果より、 次のことがわかる。

実施例 3においては、 鋼線の引張強さ TSは、 線径 1. 8ιηιηφ (総減面率： 91. 0%) で 114 OMP a、 線径 1. 3πιπιφ (総減面率： 95. 3 %) で 1202 MP aと高水準である。 そして、 このときの絞り R Aはそれぞれにおい て 72. 3%、 70. 2%という高水準にある。 また、 ピツカ一ス硬さ HVは、 線径 1. 3πιπιφ (総減面率： 95. 3%) で 310と極めて高水準に達してい る。 このように、 また C方向断面での平均フェライト粒径は、 186 mと微細 化されている。 温間圧延材に対する冷間圧延により、 弓【張強さ TSが更に向上す るのみならず、 絞り RAも高水準に維持され、 両者のバランスが優れていること がわかる。 これは、 実施例 1におけると同様、 実施例 3の 1. 3πιπιφ 鋼線は、 C方向断面における平均フェライト粒径が 186 nmで、 冷間伸線加工の方向に バンブース卜ラクチャ一状に伸びた形態を呈したフェライト主相となっているか らである。 ここで、 実施例 3と実施例 1との結果を比較する。 線径が両者で同じ である 1. 3mm<i) (総減面率 95. 3%) における引張強さ T Sと絞り RAに ついて両者の比較をすると、 S i含有量が 0.03質量％と低い実施例 3の方が、 これが 0. 30質量％と高い実施例 1よりも、引張強さ T Sは低いが（実施例 3 ：

1202MP a、実施例 1： 1567MP a)、絞り R Aについては両者で逆転し、 実施例 3の方が明らかに高くなつている （実施例 3 ： 70. 2%、 実施例 1 ： 6

0. 2%)₀なお、 C含有量については両者間で有意差はないとみなせる （実施例

3 : 0. 03質量％、 実施例 1 : 0. 0245質量％)。

[m] 〈比較例 1〜比較例 3〉

次に、 この出願の発明の範囲外である比較例の第 1ダル一プとして、 次の試験 を行なった。

J I S G 3507に規定された冷間圧造用炭素鋼線材であって、 表 11に 示す供試先の比較例:！〜 3の SWRCH5 A、 SWRCH1 OA及び SWRCH 18に対応する各成分組成を有する 6. Οπιπιφの鋼線材であって、 従来技術の 通常の熱間圧延条件である A3変態点以上で加工を終了した市販の鋼線材から、 確性用試験材を採取すると共に、 試験材採取後の鋼線を引き続き比較例 1〜 3の 試験に供した。 上記確性用試験材については、 下記項目の前記のとおりの試験を 行なった。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験 2) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 (d) の測定試験 これらの試験結果を表 12に示した。

表 12

上記試験結果より、 次のことがわかる。 なお、 この確性用試験材は、 通常の熱 間圧延材、 即ち、 A3変態点以上で圧延加工を終了した鋼線材である。 これは、 この出願の発明の製造方法の範囲外による鋼線材の製造条件である。 それ故に、 金属結晶の主相組織であるフェライ卜の C方向断面における平均粒径は 16〜2 0 m前後と、 微細粒組織化されていない。 そのため、 絞り RAは 80. 1〜8 5.9%と高水準で優れているが、引張強さ TSは 350〜550MPaであり、 前記実施例 1〜実施例 3に供試された、 C含有量が 0. 0245〜 0. 03質量％ であって温間圧延により製造された鋼線材の 817MP a (表 9参照） と比較し て、 著 く低いことがわかる。

引き続き、 上記確性用試験材を採取した後の 6. Οπιπι の熱間圧延鋼線材を 用いて、 次の比較例 1〜 3における鋼線製造試験として、 冷間伸線又は冷間圧延 により 1. 3 mm φまで冷間加工して鋼線を調製した。

まず、 (i)比較例 1の SWCH5A対応の熱間圧延鋼線材については、冷間伸 線を施して鋼線を製造した。 冷間伸線は、 前記実施例 1におけると同じ条件で行 なった (表 4参照。伸線温度は 200°C未満である）。この冷間伸線工程において、 確性用として 2. 1 mm φ (伸線総減面率： 87. 8 %)、 1. 8 mm （伸線総 減面率： 91. 0%) 及び 1. 3mmci) (伸線総減面率： 95. 3%) の冷間伸 線ままの鋼線試験材を採取した。 これに対して、 (ii)比較例 2の SWCHl OA 対応、 及び比較例 3の SWCHl 8A対応の熱間圧延鋼線材については、 冷間圧 延を施して鋼線を製造した。 冷間圧延条件は、 前記実施例 2におけると同じであ る （表 6参照。圧延温度は 200 未満である）。 この冷間圧延工程において、確 性用として、 3. 3πιτηφ (伸線総減面率： 69. 8%)、 2. 3ππηφ (伸線総 減面率： 85. 3%) 及び 1. 3πιπι (伸線総減面率： 95. 3%) の冷間圧 延ままの鋼線試験材を採取した。

上記試験材について、 下記の試験を行なった。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験

2) 小ねじのリセス成形試験：これも前述の通りである。 伹し、 比較例 2につ いては、 更に、 線径 1. 3 mm φの鋼線について、 冷間圧延をしたままの鋼線試 験材に球状化焼なまし処理を施して冷間加工性を向上させた試験材を調製して、 これについても、 小ねじのリセス成形試験を行なった。

3) 小ねじのねじりトルク試験：これも前述の通りであり、 1. 3πιπιφの鋼 線から冷間圧造 '展造により、 Ml. 6なべ子ねじの成形が可能であったもの fc ついては、 ねじりトルク試験を行なった。

上記試験結果を表 13に示した。

球状化 小ねじの

試験 C 試験材 冷間加工 工業的 焼なま 引張強さ 絞り リセス成形 ねじり 線径 総減面率 ひずみ し， 性 破断トルク

TS RA

(腿 Φ) (%) (kgfXcm)

(Mpa) (%)

2.1 伸線： 87.8 2.10 なし 814 64. 0 一 一 比較例

1 0.04 1.8 伸線： 91.0 2.41 なし 857 64. 7 一 一

1.3 伸線： 95.3 3.06 なし 962 64. 9 良 2. 35

3.3 圧延： 69.8 1.20 なし 783 ― ― 一

2.3

比較例 圧延； 85, 3 1.92 なし 828 64. 8 ― ―

0.09

2

なし 1025 62. 5 時々割れ 2. 43

1.3 圧延： 95.3 3.06

有り ― 一 良 2. 24

3.3 圧延： 69.8 1.20 なし 868 ― 一 一

2.3 圧延： 85.3 58. 0 ― 一 比較例 1.92 なし 934

0.18

3

なし 1176 58. 9 割れ ―

1.3 圧延： 95.3 3.06

有り ― 一 割れ ― 冷間加工総減面率は、 冷間伸線又は冷間圧延による総減面率を表わす。

上記試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち、 これら試験材は、 この出願 の発明の範囲外である比較 !l 1〜 3の試験過程で得られた鋼線試験材であり、 C 含有量が 0. 04〜0. 1.8%の水準である。 熱間圧延により調製された前記鋼 線材に対して、 冷間伸線又は冷間圧延が施され、 その総減面率が大きくなるに従 つて引張強さ TSが上昇し、絞り R Aが低下している (後述の図 4、図 5に示す)。 引張強さ TSが 100 OMP aを超えるための総減面率は、 ほぼ、 比較例 2及び 3における線径 1. 3111111(^に対応する95. 3%であることがわかる。 しかし ながら、引張強さ TSが 1000 MP aを超えるときにおける絞り RA.の挙動は、 冷間圧延前の 85. 9~83. 0% (表 12、 比較例 2及び 3参照） から 62. 5-64. 4%へと、 約 20%の大幅な低下をきたしている。 一方、 比較例 1に ついては、 その引張強さ TSは、 冷間伸線前鋼線材が 350 MP aと低かったた めに、 95. 3%の総減面率の線径 1, 3 mm においても、 962MPaに留 まった。 それにもかかわらず、 絞り RAは 80. 1%から 64. 9%へと大きく 低下している。

[IV] 実施例 1〜 3と比較例 1 ~ 3との試験結果の比較 ·検討

[IV] (1) 引張強さ TSと絞り RAについて

実施例 1〜 3及び比較例 1〜 3のいずれにおいても、 冷間加工による総減面率の 増加につれて、 引張強さ TSが上昇し、 絞り RAが低下している。 総減面率 Rを 前述した工業的ひずみ eに変換した値 （前記 (3) 式による） で表記し、 これを X軸にとり工業的ひずみ eの変化に対する引張強さ T S又は絞り R Aの変化の状 態を、 それぞれ図 4及び図 5に示す。 '

まず、 図 4及び図 5からわかるように、 実施例 1〜3においては、 引張強さ T Sは、 素材 （ 6. Οπιπι 鋼線材：温間圧延材、 e = 0 ) における 700強〜 8 00強 MP a水準から、 線径 1, 3πιπιφ鋼線 （総減面率 R=95. 3%、 e = 3. 06) における 1200〜157 OMP a水準まで、 概略直線的に著しい上 昇を示している。

このような極めて大きな引張強さ TSの概略増加量： 500〜770MPaに 伴ない、 絞り R Aは素材における 75〜80弱％7j準から、 線径 1. 3mmci)鋼 線における 60〜75%水準へと、その概略低下量は 10%程度に留まっている。 これに対して、 比較例 1〜3においては、 引張強さ TSは、 素材 （6. Οππηφ 鋼線材：温間圧延材、 e = 0 )における 350〜 550 MP a7]準から、線径 1. 3πιπιφ鋼線 （総減面率 R= 95. 3%、 e = 3. 06) における 1000強〜 1150強 MP a7_準まで、概略直線的に大きく上昇している。その概略増加量： 600〜650 MP aに伴なレ 絞り R Aは素材における 80〜 85%水準から、 線径 1. 3πιπι 鋼線における 65弱〜 70弱％τΚ準へと、その概略低下量は 2 0 %程度と、 実施例 1〜実施例 3に比べて大きくなっている。

図 6には、 更に引張強さ TSと絞り RAとの関係を、 実施例 1〜3と比較例 1 〜3とについて図示した。 これにより、 実施例における強度一延性バランスの有 利性が明確である。 即ち、 実施例においては、 素材において既に引張強さ TSが 比較例よりも大幅に高水準にあり、 冷間加工により更に著しく増加するので、 1 50 OMP aを超えるような高強度も得られているが、 比較例においては、 素材 の引張強さ T Sが従来水準に留まつているので、 冷間加工による引張強さ T Sの 増加によっても、 精々 120 OMP a水準未満であった。 そして、 更に実施例に おいては、高強度化に伴なう絞り R Aの低下量が、比較例と比べて著しく小さく、 その低下後における絞り RAの水準も、 比較例における水準以上にあるという、 極めて大きな有利性が確認された。 こうして、 この出願の発明に係る鋼線におい ては、 高強度で且つ延性もかなりの高水準に維持されて、 強度—延性パランスに 優れたものが得られる。

[IV] 〈2〉 Ml. 6なぺ小ねじの十字状リセスの成形性について

一方、 リセス成形性試験によれば、 弓 I張強さ TSが l OOOMPaを超える比 較例 2及び 3では、 試験材を予め球状化焼なまし処理を施した比較例 2では、 リ セス割れは発生せず良好であるが、比較例 3では球状化焼なまし処理を施しても、 割れが発生している。 冷間加工ままで球状化焼なましを施さなかった場合には、 比較例 2、 3共にリセス割れが発生している。 但し、 引張強さ TSが 1000M P a未満の比較例 1 (総減面率 95. 3%の線径 1. 3 πιπιφにおいて 962 M Paである） においては、 リセス割れは良好となっている。

また、 ねじり破断トルクは、 リセス割れが発生しなかった比較例 1や、 比較例 2の内の球状化焼なまし処理をしたものでも、 約 2. 3kg f Xcmであり、 望 ましい水準の 3. 0 kg f Xcmには達していない。

/ 1— hm

このように、 この出願の発明の範囲外である比較例においては、 素材に対する 冷間俾線又は冷間圧延の総減面率が増大して引張強さが一定値以上に上昇すると、 球状化焼なまし等の適切な軟化処理を施さないと、 極めて過酷な冷間圧造性が要 求される Ml. 6なべ小ねじのリセス成形時には、 割れが発生する。 これに対し て、 実施例においては、 球状化焼なましを施さない、 冷間伸線又は冷間圧延まま であっても、 そのような厳しい冷間圧造性が要求されるリセス成形に際しても、 割れが発生しないことがわかる。 また、 このように特殊な冷間圧造性以外の冷間 加工性という観点から、 絞り RAの水準を指標とした場合でも、 実施例 1〜3の 方が比較例 1〜 3よりも優れていることがわかる。

次に、 実施例 1〜3と比較例 1〜3との比較を、 鋼材の成分の違いという点か らみると、 この出願の発明に係る高強度鋼の製造方法によれば、 C含有量がほぼ 0. 03質量％という低炭素鋼を素材として、 引張強度 TSが例えば 1000M P a以上という高水準で、 しかも絞り RAもかなり高い水準、 例えば 65%以上 に維持することが可能な冷間圧造性に優れた鋼線を、 球状化焼なましをせずに冷 間加工のままの状態で得ることができることがわかる。

図 7に、 鋼線の C含有量に対する引張強さ TSの水準を、 図 8に、 鋼線の C含 有量に対する絞り R Aの水準を、 実施例と比較例とで層別したグラフを示す。 こ こでは、 冷間加工率を一定条件とした場合の例として、 線径が 1. 3mm (ェ 業的ひずみが 3. 06)の場合について示す。これによれば、実施例においては、 比較例よりも C含有量が相対的に低くても、 引張強さ TSは高く、 絞り RAは同 等の水準以上であることがわかる。 [IV] 〈3〉 比較例

比較例の第 2グループとして、 従来技術により製造された市販の SWCH 1 6 A鋼線から製造された生ねじ及び浸炭焼入れねじを、 比較例 4とした。 このねじ は M 1 . 6なべ小ねじであって、 その化学成分組成は表 1 4に示した。

成成分対応分組化学成供試先

J I Sの

l 1 A so. 表 1 4

職 S

08 00較比例 4. o

o

鲷

o

この Ml. 6なべ小ねじの製造方法は従来技術によるものであって、 熱間圧延 により鋼線材が製造され、 次いで従来技術により冷間伸線されて 1. 3ιηπιφの 鋼線が製造され、 これに球状化焼なまし処理が施されて冷間圧造性が改善された 後、冷間圧造'転造により Ml. 6なべ小ねじに成形されたもの （生ねじ）、 及び 生ねじに浸炭焼入 '焼戻し処理が施されて、 所定の強度を付与された Ml. 6な ベ小ねじ （浸炭焼入れねじ） の 2種類である。

比較例 4の確性試験として、 生ねじ及び浸炭焼入れねじを試験材として、 ねじ りトルク試験 （試験方法は前述の通りである） を行なった。 その試験結果を表 1 5に示した。 '

表 15

上記試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち、 この出願の発明の範囲外の 製造方法で製造された比較例 4の内、 生ねじ試験材については、 Ml. 6なべ小 ねじのねじり破断トルクが 1. 82kg f · cmという低値であつたが、 浸炭焼 入れねじにあっては、 2. 96 kg f · cmという高ねじり強さが得られ、 望ま しいねじり強さを有する。

前述した比較例 1及び 2において行なったねじりトルク試験では、 2. 25〜 2.43kg f · cmの低水準であつたが、前述した実施例 1及び 2においては、 それぞれ 3. 38 kgf ' cm及び 2. 923. 38 k g f · c mであった。 こ れら実施例のねじり破断トルクの水準は、 市販品である比較例 4の水準と同レべ ルであり、 いずれも望ましいねじり破断トルク水準の 3-. 0 kg f · cmをほぼ 満たしている。

以上の試験より、 この出願の発明の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、 及び高強度成形品の産業上の有用性、 並びにこれらを製造するための製造方法の 産業上の有用性が確認された。

[V] 実施例ぐ金属結晶組織の主相が実質的にセメンタイトフリー、 C含有 量が A el点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下、 又は C含有量が 0. 0 10質量％以下の炭素鋼乃至低合金鋼 >

[V] ― (1) 実施例 1〜 5及び実施例 6〜9に共通の試験要領この出願の発明 の範囲内にある実施例 1〜9を次の通り試験した。

表 16に示した成分 N o . 1〜 5の化学成分組成を有する各鋼を真空溶解炉を 用いて溶製し、 鋼塊に铸造した。 ここでの成分的特徴は、 炭素 Cを 0. 0014 〜0. 0109質量％という C含有量の範囲内で変化させた極低炭素鋼であるこ と、そして成分 No.4を他に比べて S i = 1. 01質量％と高水準であること、 成分 No. 5を N=0. 0080質量％と他に比べて高目であることである。

得られた鋼塊を熱間鍛造により 80mm角の棒鋼に成形した。 これら棒鋼の金 属組織はフェライトからなつており、 C方向断面におはるフェライトの平均粒径 は約 2 0 以下程度であった。 上記 8 0 mm角の各棒鋼から圧延用素材を採取 し、 温間における多方向の多パスカリパー圧延により 1 8 mm角に成形し、 水冷 して棒鋼を調製した。 この温間圧延は、 この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼用の 素材を調製するものであり、 当該温間圧延により得られる材料の長手方向に垂直 な断面における平均結晶粒径が 3 以下となる条件で行なった。

上記の通り平均結晶粒径が 3 m以下となる温間力リパー圧延の方法として、 次の条件で行なった。 上記熱間鍛造で成形された 8 0 mm角の圧延用素材を 5 5 0 °Cに加熱した後、 圧延温度 4 5 0〜 5 3 の範囲内において、 表 2に示すよ うに、 まず、 ダイヤ型力リバ一ロール （図 2上図を参照） により、 各 1パスの減 面率が約 1 7 %の 1 9パスの温間圧延を行なって、 2 4mm角に成形した。 次い で、 最大短軸長さが 1 1 mm、 長軸長さが 5 2 mmのオーパル型力リパーロール (図 2、 下図でそれぞれ a、 b、 但し R= 6 4mm) により温間圧延し、 最後に スクウェア型カリパーロールで 1パスの温間圧延を行ない、 合計 2 1パスで 1 8 mm角に成形した。 温間圧延用素材 （8 0 mm角） からこの 1 8 mm角材への総 減面率は 9 5 %である。 表 2に、 パススケジュールの概要を示した。

. 上記オーパル型カリパーロールによる 1パスの温間圧延においては、 2 4mm 角棒を、 上記オーパル型カリバーロールにより圧延を行なっているので、 この圧 延前材料の C方向断面の対辺長さ 2 4mmに対する圧延後材料の C方向断面最大 短軸長さ 1 1 mmの割合は、 （l l mmZ S mm) X 1 0 0 = 4 6 %とかなり 小さく、 またこのときの孔型寸法から計算した減面率は 3 8 %とかなり大きい。 従って、 このオーパル型カリバーロールによる 1パスの温間圧延は、 温間圧延終 了後の 1 8 mm角棒鋼におけるフェライト粒径の微細化を一層促進させる条件に なっている。 なお、 前記第 1 9パス目までのダイヤ型カリパーロールによる圧延 過程においては、 材料の断面形状をできるだけ正方形に近づけるために、 同一力 リバーロール〖こ連続 2パスずつ通す圧延 (所謂「とも通し」）を適宜行なつており、 各とも通しはそれぞれ 2パスとしてカウントした。 また、 圧延の各パス毎に材料を長さ方向軸芯の周り.に回転させて圧下方向を変 化させ、 多方向の多パス圧延を行なった。 更に、 加工発熱も加わって、 温間圧延 の圧延温度領域でも比較的低温側領域においては、 放熱量が比較的小さく、 圧延 中材料の温度低下に起因する中間加熱の必要性はなかった。 次に、 上述した温間 圧延方法により調製された 18mm角の棒鋼を切削加工により減径し、 径 6. 0 mm φの線材に加工した。

ここで、 18mm角から 6. Omm^への切削により減径した理由は、 以下に 述べるように、 本実施例では、 鋼線の用途として J I S Bi l l 1に規定され た Ml. 6なべ小ねじ （ねじ部の有効断面の直径が 1. 27πιπι ) を選定した ので、 目標伸線率 95 %の冷間伸線加工又は目標総減面率 95 %の冷間圧延加工 により径 1. 3ηιπιφが得られる素材とするためである。 Ml. 6なべ小ねじを 選定したのは、その頭部に十字形状のリセス（ドライバ一でトルクを与える凹部） を圧造成形するためには、 極めて優れた冷間圧造性が要求されるので、 後述する Ml. 6なべ小ねじの十字状 「リセス成形試験」 により、 特段に優れた冷間圧造 性を有するか否かを評価するためである。

なお、 上記において、 温間圧延により調製された 18 mm角の棒鋼の C方向断 面における粒径は全面にわたり、 均等化されていた。

これら 6. 0 mm φの確性用試験材（以下、 「A0グループ試験材 J といい、 そ の構成数は表 16の成分 No. 1〜5に 応する 5種からなる） を採取して、 下 記項目の試験を行なつた。

1) 弓 I張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験：この試験 においては、 特に強度に優れていると共に、 冷間加工性においても相当に優れて いるという、 強度と冷間加工性とにおける高水準バランスを有する材料であるか 否かを評価する基本データを得ることを目的とする。

2) ピッカース硬さ試験機による硬さ測定試験：強度特性の一つとして、 引張 強さとの相関性を確認するため、 及び引張試験片の採取が困難である場合に有効 である。 J I S Z 2244 に規定された方法に基づき行なった。 3) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 （d) の測定試験：各試験材から適宜の 検鏡試験片を調製し、 金属結晶のミクロ組織で主相を構成するフェライトの平均 粒径を、 試験材の長手方向 （上記 1 8 mm角棒鋼の長手方向に一致） に垂直方向 の断面 （C方向断面） の平均フェライト粒径を測定する。 その際、 実際には L方 向断面におけるミクロ組織を観察して、 C方向断面の平均フェライト粒径を求め た。 以下、 本明細書において同じ。

上記温間圧延材に関する上記試験結果を表 1 7に示した。

表 1 7

表 1 7の試験結果より、 下記事項がわかる。 A Oグループ試験材は、 実施例 1

~ 9で行なう冷間加工に供する素材の確性試験材である。 A 0グループ試験材は、 この出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法の構成 要件における素材 （鋼線材） の調製条件 （製造条件） を満たした温間圧延によ in 調製された材料であり、 しかも素材の化学成分組成は、 金相学的にセメンタイト フリーの炭素鋼成分を有する。 それ故に、 金属結晶のミクロ組織がセメンタイト フリーであって、 平均フェライト粒径が 0, 7〜0. 9 ΠΙという微細粒が得ら れている。 そのために、 引張強さ TSが 635 MP a以上の高強度が確保されて いると同時に、絞り RAが 78%以上という極めて高水準の特性が得られており、 強度と成形性との優れたバランスの素材となっていることがわかる。 この出願の 発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法、 及びそれにより 得られるものは、 このような材料特性を備えた素材に冷間加工を施すことにより なされ得るものである。 特に、 C含有量が 0. 0014：〜 0. 0109質量％以 下という、 極低炭素鋼においても、 弓 I張強さが 600 MP a以上の高水準を有す ることもわかる。

[V] <2) 実施例 1〜 5及び実施例 6〜 9の各試験

次に、 A 0グループ試験材を採取した後の 6. 0 mm Φの各鋼線材を用いて、 実施例 1〜 5では冷間伸線により、 また、 実施例 6〜9では冷間圧延により、 い ずれも 6. 0 mm φから 1. 3 ιηιηφまで冷間加工して鋼線を製造する試験を行 なった。

[V] 〈2〉 —1)実施例 1〜実施例 5 (冷間伸線による鋼線の製造試験） ' 前述した温間圧延により調製された成分 No. 1〜5 (表 16参照） の 5種の 6. Οϋιπιφ鋼線材を素材とし、 冷間伸線により 1. 3 mm Φまで伸線して鋼線 を製造する試験（以下、それぞれを「実施例 1〜実施例 5Jという）を行なった。 これら実施例における冷間伸線の条件は、 全て次の通りである。 すなわち、 常温 の 6. Οπιπιφ鋼線材 （前述の通り、 温間圧延により 18mm φに加工し、 次い で 6. 0 mm φに切削加工した鋼線材）を、表 18に示したように、ダイス No. l〜No. 17の伸線ダイスにより順次俾線して、 1. 3 mm φの鋼線を製造し た。 伸線中の材料温度は、 200 未満であった。 表 18

注 *)但し、 伸線用素材のスタート径は 6. Οταπιφ これら全ての実施例の伸線工程において、 一切の球状化焼なましその他の軟化 処理を施すことなく 6. 0 mm φから 1. 3 mm まで容易に伸線することがで きた。 この間、 2. Ιιηπι (伸線総減面率： 87. 8%)、 1. δΓηπι (伸線 総減面率： 91· 0%) 及び 1. 3ππηφ (伸線総減面率： 95. 3%) の各段 階において、 伸線ままの確性用試験材 （以下、 「Α1グループ試験材 j という） を 採取した。 - なお、 A 1グループ試験材は、 実施例 1〜実施例 5の 5種それぞれに ついて線径が 3水準で、 合計 5種 X3==l 5種からなる。 更に、 これらの内 1. 3 πιιηφ試験材については、 Ml.6なべ小ねじに冷間成形する試験を行なった。 実施例 1〜実施例 5の試験材 「A 1グループ試験材」 について、 下記項目の試験 を行なった。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験 （前述の通 りである。）

2) ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験 （前述の通りである。）

3) 顕微鏡試験による平均フェライト粒径 （d) の測定試験 （前述の通りであ る。） .

4) 小ねじのリセス成形試験：これは線径 1 . 3 πιτη の鋼線のみについて行 なった。 前述したように、 線径 1 . 3 mm (i)の鋼線を、 J I S B 1 1 1 1に規 定された M l . 6なべ小ねじの製造工程でヘッダー加工により予備成形し、 次い で頭部に所定の十字形状のリセス （ドライバ一により当該ねじを締め込むための 十字形状等の窪み部） を冷間圧造により成形する。 この成形時に当該リセスに割 れが発生する状況を、 1 0倍の拡大鏡で観察する試験である。 一般に、 リセス割 れの発生状況は小ねじのリセス形状により大きく異なるが、 M l . 6なべ小ねじ の十字形状のリセス成形は極めて過酷な圧造成形であり、 実用的試験であると同 時に、 特に優れた冷間圧造性の評価試験と位置付けた。 割れが認められないもの を 「良」、 微小割れが認められたが概して良好なものを 「やや良」、 割れたものを

「割れ」、 大きな割れが発生したものを 「割れ大」 とした。

5 ) 小ねじのねじりトルク試験：線径 1 . 3 mmの鋼線から、上記の通りリセ スが圧造成形されたねじ中間体を冷間展造によりねじ部を形成して M 1 . 6なべ 小ねじを調製する。 次いでこれを J I S B 1 0 6 0 「浸炭焼入焼戻しを施 したメートル系スレッドローリングねじの機械的性質及び性能」 の 5 . 4 「ねじ り試験」 に規定された方法に従って、 適切なトルク測定装置によって、 ねじが破 壊するまでトルクを増大させる。 破壌を引き起こすのに要したトルク値 （破断ト ルク （k g f · c m)) を測定した。 この試験の目的は、 ねじ及びポルト等締結部 品に対する機械的性質の特性の一つである「ねじり強さ」を評価することにある。 以下、 本明細書において同じ。 M l . 6なべ小ねじの場合には破断トルクが 3 .

0 k g f · c m以上であることが望ましい。

6) 小ねじのねじり遅れ破壊試験：線径 1 . 3 mm Φの鋼線から調製された M 1 . 6なべ小ねじを、 破断トルク試験で得られた破断トルク値の 7 0 %の値で図 9の写真に示すように示すように、 試験片をねじった状態で閉めセットし、 7 2 時間以内にねじり破断が発生するか否かにより耐遅れ破壌特性を評価した。 ねじ り試験片のセット個数は 1 0個である。 なお、 このねじり遅れ破壊試験は、'実施 についてのみ行なった。 上記試験結果を表 1 9及び表 2 0に示した。 プググプル A1ル1 Aーー

表 1 9

試験 試験材^ 伸線

B式験 成分 引張強き 材名 径 総減面率 ひずみ 絞リ No. ϋ蜩 (mm) ( ) TS(Mpa) RA( ) 実施例 1 1 0.0014 1070 81.2 実施例 2 2 0.0047 1125 78.7 実施例 3 3 0.0098 2. 1 φ 87.8 2.10 1214 73.1 実施例 4 4 0.0109 1252 73.1 実施例 5 5 0.0095 1220 74.5 試験 試験材線 伸

試験 成分 C 引張強さ 絞り 材名 径 総減面率 ひずみ

No. (質量¾) (mm; (%) TS(Mpa》 RA(%) 実施例 1 1 0.0014 1142 76.6 実施例 2 2 0.0047 1199 76.1 実施例 3 3 0.0098 Ί . 8 Φ 91.0 2.41 1247 73.9 実施例 4 4 0.0109 1322 69.8 実施例 5 5 0.0095 1272 72.1

¾19及び表 20の試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち、 まザ _{A 1} グループ試験材は全て、 この出願の発明の範囲内に属する実施例により得られた 鋼線から採取された試験材である。 更に詳細には、 A 1グループ試験材は、 成分 が C含有量が極めて低く （c： 0. 0014〜0. 0109%)、 前記の通りセメ ン夕イトフリーの微細フェライト結晶 （平均粒径 d≤0. 9 im) で引張強 *τ Sと絞り RAの水準が高く、 且つそのバランスに優れた素材 （鋼線材） に対して

88%以上の伸線総減面率による冷間伸線が施されている。 それ故に、 得られた 鋼線は実施例 1〜実施例 5のいずれにおいても、 冷間伸線による総減面率の増加 につれて、 引張強さ TSが著しく上昇している。 それにもかかわらず、 絞り RA の低下量は異常に小さい。この状態を図 10及び図 11に図示したが (両図には、 後述する比較例 1〜比較例 3の結果も併記している）、両図を総合参照すると明確 である。 ここで、 図 10及び図 11においては、 横軸に冷間伸線による総減面率 Rを、前述した工業的ひずみ eに変換した値（前記（3)式による）で表記した。 また、 両表には工業的ひずみ eを併記した。 以後においてもこれに準じる。 これからわかるように、 引張強さ TSは素材の 635〜795 MP aレベルか ら、 伸線総減面率が 87. 8%で 1070〜1252MPaレベルへ、 伸線総減 面率が 91. 0%で 1142〜1322MPaレベルへ、 そして伸線総減面率が

95. 3%では 1370〜1568MP aレベルへと著しく上昇している。 この ような顕著な引張強さ T Sの上昇にもかかわらず、 絞り R Aの低下量は異常に小 さい。 即ち、 伸線前の素材で 78. 1〜81. 9%のレベルであったものが、 伸 線総減面率が 87. 8%で 73. 1〜81. 2%レベルへ、伸線総減面率が 91. 0%で 69. 8〜76. 6%レベルへ、そして伸線総減面率が 95. 3 %で 62. 1-71. 8%レベルへと低下しているが、その低下量は異常に小さい。しかも、 セメン夕ィトフリ一であるからこの間の工程における球状化焼なまし等の軟化処 理は一切施していない。

更に、両図から工業的ひずみ ε と引張強さとの関係をみると、素材において引 張強さ T Sが既に 635〜795MPaレベルと高水準にあり、 僅かなひずみに よってもその引張強さ TSは一層増大することがわかる。 例えば、 実施例 3によ れば、 工業的ひずみ ε = 0. 17の冷間加工によっても、 C含有量が 0. 009 5質量％で 80 OMP aを超えるような高強度なものが得られることがわかる。 ε = 0. 17のときの伸線総減面率 Rは、 17%と算出されるので、 このときの 鋼線の線径は 5. δπιπι となる。本実施例では、冷間伸線直前の素材の直径（鋼 線材の直径に相当） を、 6. 0Φにしたので、 これを; gに大きく設定することに より、 5. 5 mm 以上の太目の線径においても、 800 MP a超えの鋼線の製 造が可能であり、そのとき絞りは 75 %超えが確保される。上記試験の結果より、 図 12に、 引張強さ TSと絞り RAとの関係を図示する。 同図によれば、 (1) T S≥l 00 OMP aであって RA≥70%を確保、（ 2 ) T S≥ 1200 MP aで あって RA≥65%を確保、 あるいは （3) TS≥150 OMP aであって RA ≥60%を確保するといつた、 強度と延性バランスに優れた高強度の鋼線又は棒 鋼の製造が可能であることがわかる。

このように、 上述したこの出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼は、 冷間伸線ままの状態であって、 焼入 ·焼戻し等の調質処理を施さない鋼線におい て上記材質特性が得られることがわかる。 そして、 このように優れた材質特性を 有する鋼線の結晶組織は、 冷間伸線加工の方向にパンブーストラクチャー状に伸 びた形態を呈したセメンタイトフリーのフェライトであって、 線径が 1. 3mm Φの鋼線の C方向断面の平均フェライト粒径は、 138〜175 nmの超微細粒 となっている （表 20参照）。 図 13に、実施例 2についての TEM (透過電子顕 微鏡）による組織写真を例示する。この平均フェライト粒径は 150 nmである。 ここで、 当該冷間加工後の C方向断面におけるフェライト粒径を、 加工ひずみ量 により制御するとの着想から、冷間加工前後における粒径の測定値から検討する。 例えば 実施例 2の場合、 温間圧延により調製された鋼線材 （冷間加工開始直前 の鋼線材） における C方向断面での平均フェライト粒径は、 0. 8 mであった (表 17参照)。

そこで、 本実施例における化学成分組成、 及び本鋼線材の製造履歴を有する鋼 線の C方向断面の平均フェライト粒径 （=d2とする） を、

下記 （5) 式：

d2= (1-R/100) l/2Xdl (5)

但し、 R ：冷間加工による総断面減少率 （％)

dl:冷間加工開始直前における C方向断面のフェライト粒径により推 算する。 ここで、 Rは、 鋼線材の線径 6. Οπιπιφから鋼線の線径 1. 3πιπι への総減面率により算出され、 R=95. 3%である。 dl は 0. であつ たから、 d2=l 73nmと計算される。

この計算値 173 nmは、 実測値 150 nmとよく一致している。

従って、 この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼の製造方法において、 温間圧延材 の鋼線材を冷間加工により鋼線を製造する際に、 当該鋼線材の C方向断面におけ るフェライト粒径の制御手段として、 上記 （5) 式を用いることが有効である。 次に、 こうして製造されたこの出願の発明に係る鋼線は、 焼入.焼戻し等の調質 処理なしの状態で、 Ml. 6なべ子ねじの如き極めて過酷な冷間圧造が施される 成形過程であるリセスの成形に対しても、 実施例 1、 実施例 2は、 全く良好であ り、 実施例 3もほぼ問題のない水準に達している。 そして、 このような優れた冷 間圧造性を有する鋼線から冷間圧造 ·冷間転造という冷間加工法により成形した Ml. 6なべ小ねじは、 そのねじり破断トルクとして、 ほぼ 3. 0 kg f · cm という高ねじり強さを有することがわかる。

[V] 〈2〉 一 2)実施例 6〜実施例 9 (冷間圧延による鋼線の製造試験） 同じく、 前述した温間圧延により調製された成分 No. 1〜4 (表 16参照） の 4種の 6. Οπιιηφ鋼線材を素材とし、 冷間圧延により 1. 3mmci)まで伸線 して鋼線を製造する試験 （以下、 それぞれを 「実施例 6〜実施例 9」 という） を 行なった _Ό 実施例 1〜実施例 5では温間圧延鋼線材を冷間伸線したのに対して、 これら実施例 6〜実施例 9では、 同じく温間圧延鋼線材を冷間圧延した点におい て鋼線の製造方法が異なる。 この冷間圧延の条件は、 全て次の通りである。 常温 の 6. Οπιπιφ鋼線材 （前述の通り、 温間圧延により 18 mm φに加工し、 次い で 6. 0 mm φに切削加工した鋼線材） を、 表 21に示したように、 第 1工程〜 第 3工程での各コンパインドロールにより冷間圧延した。 表 21

注 *)但し、 圧延用素材のスタート径は 6. Οπιιη 即ち、 第一工程の 8パスで 6. Οπιπιφから 3. 3ππηφまで圧延し、 第 2ェ 程の 10パスで 3. 3ππηφから 1. 8 mm φまで圧延し、 そして第 3工程の 5 パスで 1. 8πυηφから 1. 3πιπιφまで圧延して鋼線を製造した。 圧延中の材 料温度は、 200°C未満であった。 これら全ての実施例の圧延工程において、 一 切球状化焼なましその他の軟化処理を施すことなく 6. 0 mm φから 1. 3mm まで冷間圧延することができた。 この間、 確性用試験材として、 3. 3πιπιφ

(総減面率： 69. 8%)、 2. 3πιιη (総減面率： 85. 3%)、 1. 8mm Φ (総減面率： 91. 0%) 及び 1. 3πιπι (総減面率： 95. 3%) の 4段 階において、 圧延のままの鋼線試験材（以下、 「Α 2グループ試験材 J という） を 採取した。 なお、 A 2グループ試験材は、 実施例 6〜実施例 9の 4種それぞれに ついて線径が 4水準で、 合計 4種 X4=l 6種からなる。 更に、 これらの内 1. 3 mm φ試験材については、 Ml.6なべ小ねじに冷間成形する試験を行なった。 実施例 6〜実施例 9の試験材 （A2グループ試験材） について、 下記項目の試 験を行なった。 1) 引張試験による引張強さ （T S) 及び絞り （RA) の測定試験 （前述の通 りでプグプグ A2ルあル A2ーーる。）

2) ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験 （前述の通りである。）

3) 小ねじのリセス成形試験：線径 1 . 3 ππηφの鋼線のみを対象（前述の通 りである。）

4) 小ねじのねじりトルク試験： M l . 6なべ小ねじのみ対象 （前述の通りで ある。） 上記試験結果を表 2 2及び表 2 3に示した。

¾ 2 2

試験 圧延

試験 成分 C 試験材線径 引張 さ 絞り 材名 総減面率 ひずみ

No. (KS%) (mm) (%) TS(Mpa) RA( ) 実施例 6 1 0.0014 773 一 実施例 7 2 0.0047 836 -

3. 3 φ 69.8% 1.20

実施例 8 3 0.0098 895 - 実施例 9 4 0.0109 999 一 試験 圧延

試験 成分 C 試験材線径 引張強さ 絞り 材名 総減面率 ひずみ

No. (質量 ¾) mm) (%) TS(Mpa) RA(%) 実施例 6 1 0.0014 875 83.2 実施例 7 2 0.0047 968 82,7

2. 30 85.3% 1.92

実施例 8 3 0.0098 1001 76.9 実施例 9 4 0.0109 1094 78.5 表 2 3

表 2 2及び表 2 3の試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち、 まず、 A 2 グループ試験材は全て、 この出願の発明の範囲内に属する実施例により得られた 鋼線から採取された試験材である。 そして、 鋼線の素材である鋼線材は全て— 実 施例 1〜5と同じであって、 適切な温間圧延により製造された、 C含有量が極め て低く （C : 0. 0014〜0. 0109質量％)、 結晶はセメンタイトフリーの 微細フェライト粒 （平均粒径 d = 0. 7〜0. 9 m) で、 引張強さ TSと絞り RAの水準が高く、 且つそのバランスに優れた材料である。 このような材料に対 して、 圧延総減面率が 69. 8% (6. 0πιπιφ→3. 3ππηφの場合） 以上の 圧延総減面率による冷間圧延が施されている。

このように、 実施例 6〜実施例 9の製造条件が実施例 1〜実施例 5のそれと異 なる点は、 冷閘伸線の代わりに冷間圧延で加工したことである。 こうして得られ た鋼線の材質特性を、 前記図 10、 図 11及び図 12に併記した。 これからもわ かるように、 ここでも冷間圧延による総減面率の増加につれて、 得られた鋼線の 引張強さ TSが著しく上昇している。

しかも、 引張強さ TS力著しく上昇しているにもかかわらず、 絞り RAの低下 量が異常に小さい。 この材質特性の変化は実施例 6〜実施例 9のいずれにおいて も同じであり、 また実施例 1〜実施例 5の結果とも類似している。 また、 冷間圧 延鋼線の引張強さ T Sと絞り R Αとは高水準を維持し、 その両者が良好なバラン スを備えていることもわかる。

このような材質特性の優位性は、 冷間圧延加工のままの状態であって、 焼入- 焼戻し等の調質処理を施さなくても得られることがわかる。 そして更に、 球状化 焼きなま-しを施さない、 冷間圧延ままでも、 C含有量が低い実施例 6、 実施例 7 及び実施例 8では Ml. 6なべ子ねじのリセス成形を行なうことができ、 極めて 冷間加工性に優れていることも確認された ₉ この材質特性も、 実施例 1〜3に準 じている。

また、 このような材質特性水準を有する実施例 7及び 8では、 Ml. 6なべ子 ねじに成形後、焼入 ·焼戻し等の調質処理なしの状態でも、ねじり破断トルクが、 ほぼ 3. 0 kg f · cmの優れた高ねじり強さが発揮されている。 更に、 このよ うに、 実施例 1〜4の結果と実施例 6〜9の結果との比較より、 この出願の発明 に係る冷間加工性に優れた高強度鋼の製造方法において、 温間加工された鋼線材 W 200 に対する冷間加工法としては、 冷間伸線法及び冷間圧延法のいずれでもよいこと がわかる。

[V] 〈3〉 比較例 ,

次に、 この出願の発明の範囲外である比較例として次の試験を行なった。 比較 例を第 1グループと第 2グループとに分けた。

[V] 〈3〉 (a) 比較例の第 1グループ （比較例 1〜比較例 3)

比較例の第 1グループとして、 J I S G 3507に規定された冷間圧造用 炭素鋼線材であって、 表 24の成分 No. 6〜8に示す SWRCH5 A、 SWR CHI OA及び SWRCH18相当の各成分組成を有する 6 Οπιπιφの鋼線材 であって、 従来技術の通常の熱間圧延条件である A3変態点以上で加工を終了し た市販の鋼線材から、確性用試験材（以下、 「Β0グループ試験材」 という） を採 取して、 下記項目の試験を行なった。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験 （前述の通 りである。）

2) 顕微鏡試験によるフェライト粒径 （d) の測定試験 （前述の通りである。） これらの試験結果を表 24、 表 25に示す。 ^J

成分 供試先 成分対応 化学成分組成 （質量％)

No. の J I S

C S.1 Mn P S sol. A 1

6 比較例 1 雇 5A ひ, 04 0.04 0.33 0.003 0.007 0.028

7 比較例 2 SWCHIOA . 0.09 0.01 0.30 0.011 0.025 0.030

8 比較例 3 SWCH18A 0.18 0.01 0.79 0.017 0.005 0.040

表 2 5

表 2 4、 表 2 5の試験結果より、 次のことがわかる。 すなわち、 まず、 B 0グ ループ試験材は、 比較例 1 3で行なう冷間加工に供する素材の確性用試験材で ある。 この B 0グループ試験材は、 この出願の発明の範囲外の鋼の製造方法にお ける素材の調製条件である熱間圧延により製造された材料 （鋼線材） である。 そ れ故に、金属結晶の主相組織であるフェライトの C方向断面における平均粒径は、 16〜 20 mである。 これは、 実施例 1〜 9において鋼線材として用いた材料 の平均フェライト、粒径 （0. 7〜0. 9 m) と比べて極めて大きいことがわか る。

そのため、 C含有量は実施例 1〜実施例 9と比べて著しく高いにもかかわらず、 絞り RAは 80. 1〜85. 9%と高水準で優れている。 しかしながら、 引張強 さ TSは、 そのように C含有量が高いにもかかわらず、 350〜550MPaで あり、 実施例 1~9において用いた鋼線材の引張強さ TS： 635〜795MP aと比べて著しく低いことがわかる。 一方、 上記 B 0グループ試験材を採取した 後の上記 6. 0 mm φの熱間圧延鋼線材を用いて、冷間伸線又は冷間圧延により 1. 3ππηφまで冷間加工した鋼線を調製した。

(1) まず、成分 No. 6 (SWCH5A相当）の熱間圧延鋼線材については、 冷間伸線を施して鋼線を製造した。 冷間伸線は実施例 1〜 5におけると同じ条件 で行なった （表 18参照。 伸線温度は 200 未満である。） これを 「比較例 1J という。 この冷間伸線工程において、確性用として 2. Ιπιπι (伸線総減面率： 87. 8%)、 1. 8πιπιφ (伸線総減面率： 91. 0%) 及び 1. 3mmci) (伸 線総減面率： 95. 3%) の冷間伸線ままの鋼線試験材を採取した。

(2) これに対して、 成分 No. 7 (SWCH10A相当） 及び成分 No. 8 (SWCH18A相当） の熱間圧延鋼線材については、 冷間圧延を施して鋼線を 製造した-。 冷間圧延条件は実施例 6~ 9におけると同じである （表 21参照。 圧 延温度は 200°C未満である）。 この冷間圧延工程において、 確性用として、 3. 3 mm φ (伸線総減面率： 69. 8%)、 2. 3 mm φ (伸線総減面率： 85. 3 %) 及び 1. 3ππηφ (伸線総減面率： 95. 3%) の冷間圧延ままの鋼線試験材を 採取した。 この試験をそれぞれ 「比較例 2」、 「比較例 3」 という。 以上、 比較例 1〜3の試験材をまとめて、 ΓΒ 1グループ試験材」 といい、 これら試験材につ いて、 下記の試験を行なった。

1) 引張試験による引張強さ （TS) 及び絞り （RA) の測定試験 （前述の通 りである。） 2) 小ねじのリセス成形試験（前述の通りである。）.：線径 1. 3πιπιφの鋼線 については、 冷間圧延ままの試験材について、 Ml. 6なべ小ねじのリセス成形 試験を行なった。 更に、 比較例 2及び 3の線径 1. 3πιπι の鋼線については、 冷間圧延ままの鋼線試験材の他に、 球状化焼なまし処理を施して冷間加工性を向 上させた試験材を調製して、 これについても、 Ml. 6なべ小ねじのリセス成形 試験を行なった。

3) 小ねじのねじりトルク試験（前述の通りである。）： 1. 3ιηιηφの鋼線か ら冷間圧造 ·展造により、 Μ 1. 6なべ子ねじの成形が可能であったものについ ては、 ねじりトルク試験を行なった。

上記試験結果を表 26に示した。

表 26

表 26 (比較例 1~3) の試験結果より、 下記事項がわかる。 B1グループ試 験材は、 この出願の発明の範囲外である比較例 1〜 ₃の試験過程で得られた鋼線 試験材であり、 C含有量が 0. 04〜0. 18質量％.の水準である。 熱間圧延に より調製された素材 （鋼線材） に対して、 冷間伸線又は冷間圧延が施されると、 その総減面率が大きくなるに従って引張強さ T Sが上昇し、絞り R Aが低下する。 引張強さ TSが 100 OMP aを超えるための総減面率は、 比較例 2及び 3にお ける線径 1. 3111111(|)に対応する95. 3%において達成されている。 しかしな がら、 このときにおける絞り RAは 64. 4〜66. 2%に低下している。 この 絞り R Aの素材からの低下状況は、 85. 9-83. 0 %→64. 4〜62. 5% と約 20%程度低下しており、 その低下量は著しく大きい。 また、 低下後の絞り RA値の水準も、 前記実施例 1〜9において引張強さ TSが 1 O O OMPaを超 えるときの絞り RA : 70〜75%程度 （図 12参照） と比べてかなり低水準と なっている。 ^_

このように、 素材に対する冷間加工における総減面率の増加につれて引張強さ が上昇し、 これに対して絞り RAが低下するという材質特性の変化傾向は、 比較 例 1〜3にあっても実施例 1〜 9の場合と同じである。 しかしながら、 定量的に みると、 その際の絞り R Aの低下量は、 実施例 1〜9の場合は著しく小さかった ((βπιπιφ温間圧延材： 78. 1〜8 1. 9%) → (1. 3πιπι 冷間伸線材： 62. 1〜71. 8%)又は→ (1. 3ππηφ冷間圧延材： 64. 0〜80. 1 %) が、比較例 1〜3にあっては、かなり大きい（（6ππηφ熱間圧延材： 80. 1 %) → (1： '3πιιη 冷間伸線材： 64. 9 %)、 (δπιπι 熱間圧延材： 83. 0〜 85. 9%) → (1. 3πιπιφ冷間圧延材： 62. 5-64. 4%)。

上記材質特性の変化を、 図 10〜図 12に併記した。

これらの各図において、 実施例と比較例とを比べることにより、 上記事項が一 層明らかである。 一方、 小ねじのリセス成形性試験によれば、 引張強さ TSが 1 00 OMPaを超える場合でも、 比較例 2及び 3では、 試験材を予め球状化焼な まし処理を施した場合にはリセス割れは発生しない良好な場合 （比較例 2) があ るが（但し、比較例 3では割れが発生)、冷間加工ままで球状化焼なましを施さな かった場合には、 比較例 2、 3共にリセス割れが発生している。 但し、 引張強さ TSが 1000MP a未満の比較例 1 (総減面率 95, 3 %の線径 1. 3 ππιιφ において 962ΜΡ aである） においては、 リセス割れは良好となっている。 このように、 この出願の発明の範囲外である比較例においては、 素材に対する 冷間伸線又は冷間圧延の総減面率が増大して引張強さが一定値以上に上昇すると、 球状化焼なまし等の適切な軟化処理を施さないと、 極めて過酷な冷間圧造性が要 求される Ml. 6なべ小ねじのリセス成形時には、 割れが発生する。 これに対し て、 実施例においては、 球状化焼なましを施さない、 冷間伸線又は冷間圧延まま であっても、 引張強さ TSが 1500 MP aを十分に超えなければ、 そのような 厳しいリセス試験でも割れは発生しないことがわかる。 また、 このように特別厳 しい冷間圧造性以外の冷間加工性という観点から、 絞り RAの水準を指標とした 場合にも、 実施例 1〜9の方が比較例 1〜3よりも優れていることがわかる。 次 に、 実施例 1〜9と比較例 1〜3との比較を、 鋼材の成分の違いという点からみ ると、 この出願の発明に係る高強度鋼の製造方法によれば、 C含有量が 0. 00 14-0. 0109質量％という極低炭素鋼を素材として、 引張強度 TSが例え ば 1000〜1400MP aなる高水準範囲で、 しかも絞り R Aもかなり高い水 準の 65 %以上に維持することが可能な冷間圧造性に優れた鋼線を、 球状化焼な ましをせずに冷間加工ままの状態で得ることができることがわかる（図 12参照)。 図 14に、 線径 1. 3πιπιφの場合につき、 鋼線の C含有量に対する引張強さ TSの水準を、 図 1に、 同じく線径 1. 3 mm φの場合につき、 鋼線の C含有量 に対する絞り RAの水準を、 実施例 1〜 9と比較例 1〜 3とで比較するグラフを 示す。なお、線径が 1. 3 mm φの冷間加工率が一定条件は、工業的ひずみが 3. 06に相当する。

[V] 〈3〉 (b) 比較例の第 2グループ （比較例 4)

比較例の第 2グループとして、 従来技術により製造された市販の SWC HI 6 A相当鋼線から製造された生ねじ及び浸炭焼入れねじを、 比較例 4とした。

このねじは M 1. 6なべ小ねじであって、 その化学成分組成は表 27の成分 N o. 9に示す通りである。

その製造方法は従来技術であって、 熱間圧延により鋼線材が製造され、 次いで 従来技術により冷間伸線されて 1 . 3 mm の鋼線が製造され、 これに球状化焼 なまし処理が施されて冷間圧造性が改善された後、 冷間圧造 ·転造により M 1 . 6なべ小ねじに成形されたもの（生ねじ)、及び生ねじに浸炭焼入 ·焼戻し処理が 施されて、 所定の強度を付与された Ml. 6なべ小ねじ （浸炭焼入れねじ） の 2 種類である。比較例 4の確性試験として、生ねじ及び浸炭焼入れねじを試験材（「 B 2グループ試験材」 という） として、 ねじりトルク試験 （前述の通り） を行なつ た。 その試験結果を表 28に示した。 表 28

上記試験結果より、 下記事項がわかる。 この出願の発明の範囲外の製造方法で 製造された比較例 4の内、 生ねじ試験材については、 Ml. 6なべ小ねじのねじ り破断トルクが 1. 82 kg f · cmという低値であつたが、 浸炭焼入れねじに あっては、 2. 96kg f · cmという高ねじり強さが得られ、 望ましいねじり 強さを有する。 前述した実施例において行なったねじりトルク試験では、 実施例 6では 2. 63 k g f · cmであったが、 その他の実施例で行なった試験では全 て、 2. 9 kg ί · cmを超えており、十分なねじり強さを有することがわかる。 以上の試験より、この出願の発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、 及び高強度成形品の産業上の有用性、 並びにこれらを製造するための製造方法と して、 この発明に係る鋼線又は棒鋼、 及び高強度成形品の製造方法の産業上の有 用性が確認された。

Claims

請求の範囲

1 . 鋼線又は棒鋼の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 n m以下でセメンタイトフリーのフェライト組織を有することを特徴とする冷間加 ェ性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

2. C含有量が A e l点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下であって、 鋼線又は棒鋼の長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下の フェライト組織を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒

3 . C含有量が 0. 0 1 0質量％以下であって、 鲴線又は棒鋼の長手方向に 対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を有するこ とを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

4. 請求項 1から 3のうちのいずれかに記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 . 引張強さ T Sが 9 0 O MP a以上とされていることを特徴とする冷間加工性に優 れた高強度鋼線又は棒鋼。

5. 請求項 4に記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 引張強さ T Sが 1 0 0 O MP a以上で且つ絞り RAが 7 0 %以上とされていることを特徴とする冷間加 ェ性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

6 . 請求項 4に記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 引張強さ T Sが 1 2 0 O M P a以上で且つ絞り RAが 6 5 %以上であることが付加されていることを特 徵とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

.

7. 請求項 4に記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 引張強さ T Sが 1 5 0 O MP a以上で且つ絞り R Aが 6 0 %以上であることが付加されていることを特 徵とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

8. 請求項 1力 ^ら 3のうちのいずれかに記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 硬さがビッカース硬さ H vで 2 8 5以上とされていることを特徴とする冷間加工 性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

9 . 前記フェライト組織の平均粒径は、 2 O O nm以下であることを特徴と する、 請求項 1から請求項 8のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線 又は棒鋼。

1 0 . 請求項 1力 ^ら 9のいずれかに記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 C 、 r及び M oその他の焼入れ性促進元素、 並びに C u及び N iその他の固溶強化元 素のいずれもが、 不可避的含有量以上に含有されていないことを特徵とする冷間 加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

1 1. 請求項 1力、ら 1 0のいずれかに記載の高強度鋼線又は棒鋼において、 S i含有量が 1 . 0質量％以下で且つ Mn含有量が 2. 0質量％以下とされてい ることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

1 2. 任意方向断面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm 以下でセメンタイトフリーのフェライト組織を有することを特徴とする高強度成 形品。

1 3 . C含有量が A e l点におけるフェライト相の炭素の固溶限以下であつ て、 任意方向断面の内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下の フェライト組織を有することを特徴とする高強度成形品。

1 4. C含有量が 0. 0 1 0質量％以下であって、 任意方向断面の内の少な くとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を有すること を特徴とする高強度成形品。

1 5. 請求項 1 2から 1 4のうちのいずれかに記載の高強度成形品において、 引張強さ T Sが 1 0 0 0 MP a以上であることが付加されていることを特徴とす る高強度成形品。

1 6. 請求項 1 5記載の高強度成形品において、 引張強さ T Sが 1 5 0 0 M P a以上であることが付加されていることを特徵とする高強度成形品。

1 7. 請求項 1 5記載の高強度成形品において、 硬さがピツカ一ス硬さ H v で 2 8 5以上であることが付加されていることを特徴とする高強度成形品。

1 8. 請求項 1 5記載の高強度成形品において、 硬さがビッカース硬さ HV で 3 0 0以上であることが付加されていることを特徵とする高強度成形品。

1 9. 前記フェライト組織の平均粒径は、 2 0 0 nm以下であることを特徴 とする、 請求項 1 2から請求項 1 8のいずれかに記載の高強度成形品。

2 0. C r及び M oその他の焼入れ性促進元素、 並びに C u及び N iその他 の固溶強化元素のいずれもが、 不可避的含有量以上に含有されていないことを特 徴とする請求項 1 2から 1 9のいずれかに記載の高強度成形品。

2 1 . S i含有量が 1 . 0質量％以下で且つ Mn含有量が 2. 0質量％以下 とされていることを特徴とする請求項 1 2から 2 0のいずれかに記載の高強度成 形品。

2 2. 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼から製造されたことを特徴と する請求項 1力、ら 1 1のいずれかに記載の高強度成形品。

2 3. 前記成形品は、 冷間圧造、 冷間鍛造及び Z又は切削加工により製造さ れたことを特徴とする請求項 2 2に記載の高強度成形品。

2 4. 前記成形品は、 調質処理が施されていないことを特徴とする請求項 1 2から 2 3のいずれかに記載の高強度成形品。

2 5. C含有量が 0. 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 鋼線又は棒鋼の 長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織 を主相とし、 引張強さが 7 0 O MP a以上で且つ絞りが 6 5 %以上である機械的 性質を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

2 6. 絞りが 7 0 %以上であることを特徴とする請求項 2 5に記載の冷間加 ェ性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

2 7 . 引張強さが 1 0 0 O MP a以上であることを特徴とする請求項 2 6に 記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

2 8. C含有量が 0. 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 鋼線又は棒鋼の 長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織 を主相とし、 引張強さが 1 5 0 O MP a以上で且つ絞りが 6 0 %以上である機械 的性質を有することを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

2 9. C含有量が 0 . 0 1超ぇ〜0. 4 5質量％.であって、 鋼線又は棒鋼の 長手方向に対する垂直断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織 を主相とし、 硬さがピツカ一ス硬さ HVで 2 8 5以上であることを特徴とする冷 間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

3 0. C含有量は、 A e 1 点におけるフェライ卜相の炭素の固溶限を超え、 0 . 4 5質量％以下であることを特徴とする請求項 2 5から 2 9のいずれかに記 載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。

3 1 . フェライト組織の平均粒径は、 2 0 0 nm以下であることを特徴とす る請求項 2 5から 3 0のいずれかに記載の冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼。

3 2. C r及び M oその他の焼入れ性促進元素、 並びに C u及び N iその他 の固溶強化元素のいずれもが、 不可避的含有量以上に含有されていないことを特 徵とする請求項 2 5から 3 1のいずれかに記載の冷間加工性に優れた鋼線又は棒 鋼。

3 3. S i含有量が 1 . 0質量％以下で、 且つ Mn含有量が 2. 0質量％以 下であることを特徵とする請求項 2 5から 3 2のいずれかに記載の冷間加工性に 優れた鋼線又は棒鋼。

3 4. C含有量が 0 . 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 任意方向断面の 内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 0 nm以下のフェライ卜組織を主 相とし、'且つ任意方向断面の内の少なくとも 1断面における硬さがピッカース硬 さ HVで 2 8 5以上であることを特徵とする高強度成形品。

3 5. C含有量が 0 . 0 1超え〜 0. 4 5質量％であって、 任意方向断面の 内の少なくとも 1断面における平均粒径が 5 0 O nm以下のフェライ卜組織を有 し、且つ引張強さ T Sが 9 0 O MP a以上であることを特徴とする高強度成形品。

3 6. 平均粒径が 2 0 0 nm以下であることを特徴とする請求項 3 4又は 3 5に記載の高強度成形品。

3 7. 冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼から製造されたことを特徴とする請 求項 2 5から 3 3のいずれかに記載の高強度成形品。

3 8. 冷間圧造、 冷間鍛造及び Z又は切削加工により製造されたことを特徴 とする請求項 3 4から 3 7に記載の高強度成形品。

3 9. 調質処理が施されていないことを特徴とする請求項 3 4から 3 8に記 載の高強度成形品。

4 0 . セメン夕イトフリーのフェライト組織を有する鋼塊、 鎳片、 鋼片又は 鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が 3 zm以下の材料を調製し、 次いで冷間加工を施して、 長手方向に垂直な断面に おける平均結晶粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を形成させることを特徴 とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

4 1 . C含有量が A e 1 点におけるフェライ卜相の炭素の固溶限以下である 鋼塊、 铸片、 鋼片又は鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断面に おける平均結晶粒径が 3 im以下の材料を調製し、 次いで冷間加工を施して、 長. 手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト組織を 形成させることを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

4 2. 前記 C含有量が 0 . 0 1 0質量％以下であることを特徴とする請求項 4 1に記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

4 3 . 前記冷間加工を施した後のフェライト組織の前記平均結晶粒径は、 2 0 0 nm以下であることを特徴とする請求項 4 0から 4 2のいずれかに記載の冷 間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の 造方法。

4 4. 前記温間加工は、 加工温度が 3 5 0〜8 0 0 °Cの範囲内において、 圧 延及び Z又は鍛造により材料中へ導入されて残留する塑性ひずみが、 3次元有限 要素法で計算される前記材料中への平均塑性ひずみで 0 . 7以上となる加工であ ることを特徴とする請求項 4 0から 4 3のいずれかに記載の冷間加工性に優れた 高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

4 5 . 前記温間加工は、 加工温度が 3 5 0〜8 0 0 °Cの範囲内において、 圧 延及び Z又は鍛造により、 下記 （1 ) 式：

R= { (S O— S) / S O} X 1 0 0 ( 1 ) 但し、 R：鐯片又は鋼片に対して施される総減面率 （％)

SO：温間加工開始直前の铸片又は鋼片の C方向断面積

S ：温間加工終了後に得られる材料の C方向断面積

で表わされる総減面率 Rが 50 %以上となる加工であることを特徴とする請求項 40から 43のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造 方法。

46. 前記温間加工は、 複数パスで且つ複数方向に施すことを特徴とする請 求項 40から 45のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の 製造方法。

47. 前記冷間加工は、 加工温度が 350°C未満において、 圧延及び Z又は 引抜きにより材料中へ導入されて残留する塑性ひずみが、 3次元有限要素法で計 算される材料中への平均塑性ひずみで 0. 05以上となる加工であることを特徴 とする請求項 40力、ら 46のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又 は棒鋼の製造方法。

48. 前記冷間加工は、 加工温度が 350で未満において、 圧延及び/又は 引抜きにより、 下記 （2) 式：

R' = {(SO' -S' ) /SO' } X 100 (2)

但し、 R' ：温間加工された材料に対して施される総減面率 （％)

SO' ：冷間加工開始直前の材料の C方向断面積

S ' ：冷間加工終了後に得られる材料の C方向断面積 で表わされる総減面率 R' が 5%以上となる加工であることを特徴とする請求項 40から 46のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造 方法。

49. 前記温間加工及び前記冷間加工のいずれの工程中にも、 球状化焼なま し処理及び Z又は焼入 ·焼戻し処理を含まないことを特徴とする請求項 40から 48のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

50. 請求項 40から請求項 49のいずれかに記載の製造方法により製造さ れた冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を用いて、 冷間圧造、 冷間鍛造及び ノ又は切削加工により製造することを特徴とする高強度成形品の製造方法。

5 1 . 前記成形品に調質処理を施さないことを特徵とする請求項 5 0に記載 の高強度成形品の製造方法。

5 2 . 前記成形品に応力除去焼なまし処理及び Z又はべ一キング処理を施さ ないことを特徴とする請求項 5 0又は 5 1に記載の高強度成形品の製造方法。

5 3 . C含有量： 0 . 0 1を超ぇ〜0 . 4 5質量％である鋼塊、 铸片、 鋼片 又は鋼材半製品に温間加工を施して、 長手方向に垂直な断面における平均結晶粒 径が 3 m以下の材料を調製し、 次いで冷間加工を施して、 長手方向に垂直な断 面における平均結晶粒径が 5 0 0 nm以下のフェライト主相組織を形成させるこ とを特徴とする冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

5 4. 冷間加工を施した後におけるフェライト組織の前記平均結晶粒径が 2 0 0 nm以下であることを特徴とする請求項 5 3に記載の冷間加工性に優れた高 強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

5 5. 温間加工は、 加工温度が 3 5 0〜8 0 0 の範囲内において、 圧延及 び/又は鍛造により材料中へ導入されて残留する塑性ひずみが、 3次元有限要素 法で計算される前記材料中への平均塑性ひずみで 0 . 7以上となる加工を前記铸 片又は鋼片に対して施すものであることを特徴とする請求項 5 3又は 5 4に記載 の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

5 6. 温間加工は、 加工温度が 3 5 0〜8 0 0 °Cの範囲内において、 圧延及 び/又は鍛造により、 下記 （ 1 ) 式：

R= { (S O- S ) /S O} X 1 0 0 ( 1 )

但し、 R：铸片又は鋼片に対して施される総減面率 （％)

S O：温間加工開始直前の鍀片又は鋼片の C方向断面積

S ：温間加工終了後に得られる材料の C方向断面積

で表わされる総減面率 Rが 5 0 %以上となる加工を前記铸片又は鋼片に対して施 すものであることを特徴とする請求項 5 3又は 5 4のいずれかに記載の冷間加工 性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

57. 温間加工は、 複数パスで且つ複数方向に施すことを特徴とする請求項 53から 56のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造 方法。

58. 冷間加工は、 加工温度が 350°C未満において、 圧延及ぴ Z又は引抜 きにより材料中へ導入されて残留する塑性ひずみが、 3次元有限要素法で計算さ れる材料中への平均塑性ひずみで 0. 05以上となる加工を、 前記温間加工され た材料に対して施すものであることを特徵とする請求項 53から 57のいずれか に記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

59. 冷間加工は、 加工温度が 350°C未満において、 圧延及び/又は引抜 きにより、 下記 (2) 式：

R' = {(SO' -S' ) /SO' } X 100 (2)

但し、 R' ：温間加工された材料に対して施される総減面率 （％)

SO' ：冷間加工開始直前の材料の C方向断面積

S' ：冷間加工終了後に得られる材料の C方向断面積 で表わされる総減面率 R' が 5%以上となる加工を、 前記温間加工された材料に 対して施すものであることを特徵とする請求項 53から 57のいずれかに記載の 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。

60.· - 高強度鋼の製造方法は、 前記温'間加工及び前記冷間加工のいずれのェ 程中にも、 球状化焼なまし処理及び Z又は焼入 ·焼戻し処理を含まないことを特 徵とする請求項 53から 59のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線 又は棒鋼の製造方法。

61. 請求項 53から 60のいずれかに記載の製造方法により製造された冷 間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を用いて、 冷間圧造、 冷間鍛造及ぴ Z又は 切削加工により製造することを特徴とする高強度成形品の製造方法。

62. 前記成形品に調質処理を施さないことを特徴とする請求項 61に記載 の高強度成形品の製造方法。

6 3 . 前記成形品に応力除去焼なまし処理及び :又はべ一キング処理を施さ ないことを特徴とする請求項 6 1又は 6 2に記載の高強度成形品の製造方法。