JP2005320629A - High-strength steel wire or steel bar with excellent cold workability, high-strength formed article, and process for producing them - Google Patents

Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a steel wire or steel bar in which conventionally used steels of general-purpose type and component system can be used to maintain the manufacturing cost for a steel ingot or cast billet on the conventional level and, further, the necessity of softening treatment, such as spheroidizing annealing, prior to cold working for a formed article, such as screw and bolt, by means of cold heading etc. can be obviated and also the necessity of the application of quench-and-temper treatment to the formed article after the cold working can be obviated and also to provide a formed article using them. <P>SOLUTION: Warm working is applied at 350 to 800°C to a steel ingot, cast billet, steel billet or steel semifinished product having >0.01 to 0.45 mass% C content to prepare a material having ≤3μm average crystal grain size in a cross section perpendicular to the longitudinal direction. Subsequently, cold working is applied to form a ferrite main-phase structure of ≤500 nm average crystal grain size in a cross section perpendicular to the longitudinal direction. <P>COPYRIGHT: (C)2006,JPO&NCIPI

Description

この出願の発明は、冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、これら鋼線又は棒鋼の特性を利用して製造されたねじやボルト等の高強度成形品、並びに、そのような鋼線又は棒鋼並びに成形品の製造方法に関するものである。
The invention of this application includes a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, a high-strength molded product such as a screw or bolt manufactured using the characteristics of these steel wire or steel bar, and such steel. The present invention relates to a method of manufacturing a wire or steel bar and a molded product.

従来、鋼線又は棒鋼を冷間圧造、転造及び／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７００℃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タ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。   Conventionally, screws, bolts, and other high-strength machine structural parts that are manufactured by forming steel wires or steel bars by cold working such as cold heading, rolling and / or cutting are manufactured by hot working. The obtained steel wire is processed into a steel wire having a desired wire diameter by cold working, and the obtained steel wire is heated in a metal structure by heating at a temperature of about 700 ° C. for a long time of about ten hours to a whole day and night. A so-called spheroidizing annealing process for spheroidizing cementite is performed, the material is softened to improve cold workability such as cold heading, and then molded into product shapes for various uses.

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化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。   However, since the molded product processed in this way does not satisfy the strength required for the final product by the softening treatment, it is necessary to subject it to a tempering treatment such as quenching and tempering. Further, after that, the product is generally shipped as a product after appropriately performing a surface treatment or the like. Thus, in the conventional manufacturing process of high-strength machine structural parts, etc., it takes a long time and is complicated because of the prior softening treatment for the material and the tempering treatment for the molded product after cold working, The loss of heat energy is large, the productivity is low, and there are problems in terms of an increase in heat treatment costs and delivery time management.

このような問題点を解決することのできる方法として、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）。   As a method that can solve such problems, it is possible to perform spheroidizing annealing on a steel wire that is usually performed in order to improve the cold heading of a steel wire manufactured by hot working. A method for producing a steel for cold heading having excellent cold workability has been proposed (for example, Patent Document 1).

この方法は、鋼中のＣをセメンタイト生成温度よりも高温においてＦｅ_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タイト、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、５００ＭＰａ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。 In this method, C in steel is generated as a carbide other than Fe ₃ C at a temperature higher than the cementite generation temperature, thereby substantially reducing the amount of solute C in the steel and inhibiting deformation resistance and deformability. While suppressing the formation of cementite and hence pearlite, the amount of pro-eutectoid ferrite is greatly increased, and the cold workability is greatly improved. However, according to this method, the spheroidizing annealing treatment can be omitted, but the tensile strength of the obtained steel wire reaches only 500 MPa, so high strength is required as a molded product obtained by cold heading. In such a case, tempering such as quenching and tempering is required.

また、鋼中のＣをＦｅ_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）。 In addition, in order to generate C in the steel as a carbide other than Fe ₃ C, there remains a problem of increasing the cost, for example, addition of V, which is a relatively expensive alloy element. In addition, a method has also been proposed in which it is not necessary to perform a tempering treatment such as quenching and tempering after forming into a product shape by cold forming (for example, Patent Document 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、六角ボ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）。 In this method, as a material to be used, among steel wires conventionally manufactured, the metal structure has a quenching / tempering structure, and the product of the yield strength and the work hardening index satisfies a specific condition range, A material that does not crack in the compression test is selected. However, with this method, it is not necessary to subject the steel wire, which is a material for cold heading to a hexagonal bolt, to a spheroidizing annealing process that requires a long time, but before cold heading is performed. It is necessary to quench and temper the steel wire. In such a situation, the inventor of this application solves any of the above problems, and in addition to conventional softening treatment such as spheroidizing annealing performed before cold working, tempering performed after cold working. A technology capable of omitting the processing has been developed and proposed as a new invention (Patent Document 3).

この発明においては、Ｃ：０．４５質量％未満の鋼片又は鋼材に対して、圧延温度が３５０〜８００℃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。これによって、圧延方向に垂直な断面の平均粒径が１〜２μｍ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７０％以上で且つ引張強さが８００ＭＰａ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ボルト等の成形品を製造することができる。なお、ここで「ねじ及びボルトに代表される高強度成形品」との規定は、この出願の発明の目的対象とする「成形品」が、代表例としてのねじ又はボルトをはじめとする各種の成形品、すなわち、ねじ、ボルト、ナット、シャフト、リベット、ピン、スタッドボルト、ファスナー類、歯車、軸類、バネ、その他機械構造部品（日本鉄鋼協会発行、渡辺敏幸著 機械用構造用鋼Ｐ４６、Ｐ９７）などの成形品であって、高強度なものであることを意味している。   In the present invention, a caliber in the warm state is used in order to introduce the required prescribed strain in the rolling temperature range of 350 to 800 ° C. with respect to the steel piece or steel material having C: less than 0.45 mass%. Rolling. As a result, it is possible to manufacture a steel whose main phase is a ferrite structure having an average particle diameter of 1 to 2 μm or less in a cross section perpendicular to the rolling direction, and without performing quenching or quenching / tempering treatment. It is possible to produce a steel excellent in cold heading having a drawing strength of 70% or more and a tensile strength of 800 MPa or more. And if this steel is used, molded articles, such as a screw and a bolt excellent in intensity | strength, can be manufactured by cold working including cold forging. The definition of “high-strength molded product typified by screws and bolts” is used herein for “molded product” that is the object of the invention of this application. Molded products, ie, screws, bolts, nuts, shafts, rivets, pins, stud bolts, fasteners, gears, shafts, springs, and other mechanical structural parts (published by the Japan Iron and Steel Institute, Toshiyuki Watanabe Mechanical structural steel P46, P97) and the like, which means high strength.

この発明を踏まえて、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法について検討を進めてきた。   Based on this invention, the inventor of this application secures the excellent properties and effects of the steel obtained by this technique, and further improves the strength while maintaining the cold workability at a high level. We have been studying ways to do this.

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ＴＳの６００ＭＰａ以上（望ましくは８００ＭＰａ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ＲＡの６５％以上（望ましくは７０％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：ＴＳ≧７００ＭＰａ、且つＲＡ≧６５％、ここで更に望ましくは、ＲＡについては７０％以上にまで高めること、
ケース２：ＴＳ≧１０００ＭＰａ、且つＲＡ≧７０％、
ケース３：ＴＳ≧１５００ＭＰａ、且つＲＡ≧６０％
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ＴＳが高水準で且つ、引張強さＴＳと絞りＲＡで代用される強度−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、ねじやボ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６０〜６５％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錬工程を必要とする。 At that time, regarding the characteristics of the mechanical properties of the steel to be manufactured, exceeding the target tensile strength TS of 600 MPa or higher (preferably 800 MPa or higher) in the proposed invention of the target value (Patent Document 3), Desirably, they should be greatly exceeded, and the level of 65% or more (preferably 70% or more) of the aperture RA targeted in the above-mentioned patent application should be maintained as much as possible, and preferably exceeded. . And specifically,
Case 1: TS ≧ 700 MPa and RA ≧ 65%, and more preferably, RA is increased to 70% or more.
Case 2: TS ≧ 1000 MPa and RA ≧ 70%,
Case 3: TS ≧ 1500 MPa and RA ≧ 60%
The goal was to obtain a steel wire or steel bar with. In this way, if the steel wire or the steel bar has a high level of tensile strength TS and a high level of strength-ductility balance substituted by the tensile strength TS and the drawing RA, such as screws and bolts. In addition to fastening parts, it is easy to form by cold heading for parts that have been conventionally formed mainly by cutting, such as shafts, from steel wire or bar steel to high-strength shafts. It is possible to dramatically improve the molding process yield (the conventional level is generally as low as about 60 to 65%). In the course of the study by the inventor, a component steel having a substantially cementite-free chemical composition is used as a raw material, and the technique of the above-mentioned proposed invention is applied to this, and this is further used as a material (steel wire) The aim is that by applying an appropriate cold working to this, it is possible to produce a steel wire or steel rod with higher strength and better cold workability than before, and a high-strength molded product. Got. However, in order to make this actually possible, it is necessary to melt steel that does not substantially generate cementite in the standard structure of steel as a chemical component composition. For example, it requires a refining process for producing high-purity pure iron for electrical steel sheets, or steel with a C content lower than that.

そのためには、製鋼工程における精錬炉として、転炉又は電気炉のいずれを用いた場合でも、これら精錬炉から出鋼された溶鋼に対して、適切な真空精錬炉における真空精錬により更に脱炭反応を促進させることにより、極低炭素鋼に精錬すると共に、連続鋳造等の鋳造工程においても、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る。
特開２０００−２７３５８０ 特開２００３−１１３４２２ 特願２００３−４３５９８０ Therefore, regardless of whether a converter or an electric furnace is used as a refining furnace in the steelmaking process, the decarburization reaction is further performed by vacuum refining in an appropriate vacuum refining furnace for the molten steel produced from these refining furnaces. In addition to refining to ultra-low carbon steel by promoting the above, measures for ensuring the cleanliness of the steel by preventing reoxidation of the molten steel are also desired in casting processes such as continuous casting.
JP 2000-273580 A JP 2003-113422 A Japanese Patent Application No. 2003-435980

そこで、この出願の発明は、上記のとおりの背景から、前記の目標とする機械的性質の特性値を実現することができ、しかも上記真空精錬工程による製造コスト上昇を抑えるとともに、溶鋼の再酸化防止のための特別な作業を必要とすることなく、従来水準の鋼塊や鋳片の製造コストを維持するためにも従来使用されている汎用の鋼種・成分系の鋼を用い、ねじ及びボルト等の成形品を冷間圧造等により冷間加工するに先立ち、球状化焼なまし等の軟化処理をする必要がなく、また冷間加工後の成形品に、焼入・焼戻し処理を施す必要もない、新しい鋼線又は棒鋼を、そしてこの特徴を生したねじやボルト等の高強度成形品を提供し、またこれらの新しい製造方法を提供することを課題としている。   Accordingly, the invention of this application is capable of realizing the target characteristic value of the mechanical properties from the background as described above, and suppressing an increase in manufacturing cost due to the vacuum refining process, and reoxidizing molten steel. Screws and bolts using general-purpose steel grades and component steels that are conventionally used to maintain the manufacturing costs of conventional steel ingots and slabs without requiring special work for prevention There is no need for softening such as spheroidizing annealing before cold working by cold heading, etc., and it is necessary to quench and temper the molded product after cold working. However, it is an object to provide a new steel wire or steel bar and a high-strength molded product such as a screw or a bolt having this characteristic, and to provide a new manufacturing method thereof.

上記の課題を解決するものとして、この出願の第１から第９の発明は、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提供する。   In order to solve the above-mentioned problems, the first to ninth inventions of this application provide a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability of the invention of this application.

第１には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、引張強さが７００ＭＰａ以上で且つ絞りが６５％以上である機械的性質を有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。   First, the C content is more than 0.01 to 0.45% by mass, the main phase is a ferrite structure whose average particle size in a vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar is 500 nm or less, and the tensile strength Provided is a high-strength steel wire or steel bar having excellent cold workability having mechanical properties of a thickness of 700 MPa or more and a drawing of 65% or more.

第２には、上記第１の発明において、さらに、絞りが７０％以上の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。   Second, in the first invention, a high-strength steel wire or steel bar having a cold workability with a drawing of 70% or more is further provided.

第３には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、引張強さが１０００ＭＰａ以上で且つ絞りが７０％以上である機械的性質を有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。   Third, the C content is more than 0.01 to 0.45% by mass, the main phase is a ferrite structure having an average particle size of 500 nm or less in the vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar, and the tensile strength Provided is a high-strength steel wire or steel bar having excellent cold workability having mechanical properties of a thickness of 1000 MPa or more and a drawing of 70% or more.

第４には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、引張強さが１５００ＭＰａ以上で且つ絞りが６０％以上である機械的性質を有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。   Fourth, the C content is more than 0.01 to 0.45% by mass, and the main phase is a ferrite structure having an average particle diameter of 500 nm or less in the vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar. Provided is a high-strength steel wire or steel bar having excellent cold workability having mechanical properties of a thickness of 1500 MPa or more and a drawing of 60% or more.

第５には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、硬さがビッカース硬さＨ_Ｖで２８５以上である冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。 Fifth, the C content is more than 0.01 to 0.45% by mass, and the main phase is a ferrite structure having an average particle size in a vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar of 500 nm or less. There is provided a high strength steel wire or steel bar with excellent cold workability is 285 or more in Vickers hardness H _V.

第６には、Ｃ含有量が、Ａｅ_１点におけるフェライト相の炭素の固溶限を超え、０．４５質量％以下である上記の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。 Sixth, the present invention provides a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, wherein the C content exceeds the solid solubility limit of the ferrite phase carbon at _one point of Ae and is 0.45 mass% or less. To do.

第７には、フェライト組織の平均粒径が、２００ｎｍ以下である、上記の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。   Seventh, the present invention provides the above-described high-strength steel wire or bar steel having an average grain size of ferrite structure of 200 nm or less and excellent in cold workability.

第８には、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ及びＮｂの内、いずれもが、不可避的含有量以上に含有されていない、上記の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する
。 Eighth, none of Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ti and Nb is contained in an amount higher than the inevitable content, or the above-described high-strength steel wire excellent in cold workability or Provide steel bar.

第９には、Ｓｉ含有量が１．０質量％以下で且つＭｎ含有量が２．０質量％以下の上記の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。   Ninth, the present invention provides a high-strength steel wire or steel bar having an excellent cold workability having a Si content of 1.0% by mass or less and a Mn content of 2.0% by mass or less.

また、この出願の第１０から第１５の発明は、ねじ又はボルトに代表される高強度成形品を提供するものである。   The tenth to fifteenth inventions of this application provide high-strength molded articles represented by screws or bolts.

第１０には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ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ビッカース硬さＨ_Ｖで２８５以上である高強度成形品を提供する。 Tenth, the C content is greater than 0.01 to 0.45 mass%, and the ferrite is mainly composed of a ferrite structure having an average particle size of 500 nm or less in at least one of the cross sections in any direction, and in any direction. hardness at least one cross-section of the cross section to provide a high strength molded article is 285 or more Vickers hardness H _V.

第１１には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主層とし、且つ引張強さが９００ＭＰａ以上である高強度成形品を提供する。   11thly, C content is more than 0.01-0.45 mass%, and the main layer is a ferrite structure having an average particle diameter of 500 nm or less in at least one of the cross sections in an arbitrary direction. A high-strength molded product having a thickness of 900 MPa or more is provided.

第１２には、平均粒径が２００ｎｍ以下である上記の高強度成形品を提供する。   12thly, the said high intensity | strength molded article whose average particle diameter is 200 nm or less is provided.

第１３には、冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼から製造された上記の高強度成形品を提供する。   13thly provides the said high strength molded article manufactured from the steel wire or steel bar excellent in cold workability.

第１４には、冷間圧造、冷間鍛造及び／又は切削加工により製造された上記の高強度成形品を提供する。   14thly provides the said high strength molded article manufactured by cold forging, cold forging, and / or cutting.

第１５には、焼入・焼戻し処理が施されていない上記の高強度成形品を提供する。   Fifteenth, the above-described high-strength molded product that has not been subjected to quenching / tempering treatment is provided.

そして、この出願の第１６から第２６の発明は、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。   The sixteenth to twenty-sixth inventions of this application provide a method for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability.

第１６には、Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５質量％である鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成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以下のフェライト主相組織を形成させ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。   Sixteenth, the average grain size in a cross section perpendicular to the longitudinal direction is obtained by warm-working a steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product having a C content of more than 0.01 to 0.45% by mass. A high-strength steel excellent in cold workability, in which a material having a diameter of 3 μm or less is prepared and then cold worked to form a ferrite main phase structure having an average crystal grain size of 500 nm or less in a cross section perpendicular to the longitudinal direction. A method of manufacturing a wire or bar is provided.

第１７には、温間加工を施した後の材料の長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径が０．８μｍ以下と更に小さい、上記の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。   Seventeenth, the above-described high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability, in which the average crystal grain size in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after warm working is 0.8 μm or less A manufacturing method is provided.

第１８には、冷間加工を施した後におけるフェライト組織の平均結晶粒径が２００ｎｍ以下である、上記の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。   Eighteenth, the present invention provides a method for producing a high-strength steel wire or steel bar having excellent cold workability, wherein the average grain size of the ferrite structure after cold work is 200 nm or less.

第１９には、温間加工の加工温度が３５０〜８００℃の範囲内で、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上記材料中への平均塑性ひずみで０．７以上となる鋳片又は鋼片に対して施す冷間加工性に優れた上記高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。ここで、３次元有限要素法による材料中への残留塑性ひずみの計算は、公知の方法を指し、以下においても同じである。   Nineteenth, in the above-mentioned material in which the plastic strain remaining by being introduced into the material by rolling and / or forging is calculated by a three-dimensional finite element method within a working temperature range of 350 to 800 ° C. Provided is a method for producing the high strength steel wire or bar steel, which is excellent in cold workability applied to a slab or steel slab having an average plastic strain of 0.7 or more. Here, the calculation of the residual plastic strain in the material by the three-dimensional finite element method indicates a known method, and the same applies to the following.

第２０には、温間加工の加工温度が３５０〜８００℃の範囲内で、圧延及び／又は鍛造
により、下記（１）式：
Ｒ＝｛（Ｓ_０−Ｓ）／Ｓ_０｝×１００・・・・・・（１）
但し、Ｒ：鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に対して施される総減面率（％）、
Ｓ_０：温間加工開始直前の鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品の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％以上となる加工を前記鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に対して施された冷間加工性に優れた上記の高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。 20th, the processing temperature of the warm working is within the range of 350 to 800 ° C., and rolling and / or forging gives the following formula (1):
R = {(S ₀ −S) / S ₀ } × 100 (1)
However, R: the total area reduction (%) applied to the steel ingot, slab, steel slab or semi-finished steel product,
S ₀ : C-direction cross-sectional area of a steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product immediately before the start of warm working,
S: C direction cross-sectional area of the material obtained after the end of warm working,
The above-described high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, which has been subjected to the above-mentioned steel ingot, cast slab, steel slab, or semi-finished steel product, in which the total area reduction ratio R represented by A manufacturing method is provided.

第２１には、温間加工は複数パスで且つ複数方向に施された上記の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。   Twenty-first, the present invention provides a method for producing a high-strength steel wire or a steel bar having excellent cold workability, wherein the warm working is performed in a plurality of passes and in a plurality of directions.

第２２には、冷間加工の加工温度が３５０℃未満において、圧延及び／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以上となる加工された冷間加工性に優れた上記の高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。   22ndly, when the working temperature of cold working is less than 350 ° C., the average plastic strain into the material in which the residual plastic strain introduced into the material by rolling and / or drawing is calculated by the three-dimensional finite element method is used. The manufacturing method of said high-strength steel wire or steel bar excellent in the cold work property processed into 0.05 or more is provided.

第２３には、冷間加工の加工温度が３５０℃未満で、圧延及び／又は引抜きにより、下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ_０’−Ｓ’）／Ｓ_０’｝×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（％）、
Ｓ_０’：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、上記温間加工された材料に対して施された上記の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法 。 In the 23rd, the processing temperature of cold working is less than 350 ° C., and the following formula (2) is obtained by rolling and / or drawing:
R ′ = {(S ₀ ′ −S ′) / S ₀ ′} × 100 (2)
Where R ′: total area reduction (%) applied to the warm-worked material,
S ₀ ′: C direction cross-sectional area of the material immediately before the start of cold working,
S ′: C direction sectional area of the material obtained after the end of cold working,
A method for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in the cold workability described above, wherein the process of giving a total area reduction ratio R ′ of 5% or more represented by the above is performed on the warm-worked material.

第２４には、冷間加工が次の特徴を有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。   The 24th provides the manufacturing method of the high-strength steel wire or the bar steel excellent in the cold workability which cold work has the following characteristics.

即ち、上記温間加工後の材料の長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径ｄ_０を予め推定乃至測定しておき、この材料に対して圧延及び／又は引抜きを施すものであって、上記冷間加工温度が３５０℃未満において、この冷間加工後の材料の長手方向に垂直な断面における目標平均結晶粒径ｄ_ａｉｍを有する材料を得るために、総減面率Ｒ’が、下記（３）式が満たされるように冷間加工条件を設定して、冷間加工後の材料の結晶粒径を制御するというものである。
ここで、（３）式とは、
Ｒ’＝｛１−（ｄ_ａｉｍ／ｄ_０）^２｝×１００ ・・・・・・（３）
但し、Ｒ’（％）は下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ₀’−Ｓ’）／Ｓ₀’｝×１００ ・・・・・・（２）
Ｓ₀’：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
で定義する。 That is, the average grain size d ₀ in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after the warm working is estimated or measured in advance, and the material is rolled and / or drawn. In order to obtain a material having a target average crystal grain size d _aim in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after the cold working at a cold working temperature of less than 350 ° C., the total area reduction ratio R ′ is as follows: 3) The cold working conditions are set so that the formula is satisfied, and the crystal grain size of the material after the cold working is controlled.
Here, the expression (3) is
R ′ = {1- (d _aim / d ₀ ) ² } × 100 (3)
However, R ′ (%) is the following formula (2):
R ′ = {(S ₀ ′ −S ′) / S ₀ ′} × 100 (2)
S ₀ ': C-direction cross-sectional area of the material immediately before the start of cold working
S ′: Defined by the cross-sectional area in the C direction of the material obtained after the end of cold working.

第２５には、温間加工及び上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／又は焼入・焼戻し処理を含まない上記の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。   25th, the high-strength steel excellent in cold workability, which does not include spheroidizing annealing treatment and / or quenching / tempering treatment in any of the steps of warm working and cold working. A method of manufacturing a wire or bar is provided.

第２６には、上記冷間加工後に３５０℃以上６００℃以下の範囲内の温度において焼なまし処理を行なう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。   26thly, the manufacturing method of the high strength steel wire or bar steel excellent in the cold workability which performs the annealing process in the temperature within the range of 350 degreeC or more and 600 degrees C or less after the said cold work is provided.

さらに、この出願の第２７から第２９の発明は、高強度成形品の製造方法を提供する。   Furthermore, the twenty-seventh to twenty-ninth inventions of this application provide a method for producing a high-strength molded article.

第２７には、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／又は切削加工により製造された高強度成形品の製造方法を提供する。   Twenty-seventh, the present invention provides a method for producing a high-strength molded product produced by cold forging, cold forging and / or cutting using a high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability.

第２８には、成形品に焼入・焼戻し処理を施さない上記の高強度成形品の製造方法を提供する。   Twenty-eighth, the present invention provides a method for producing the above-mentioned high-strength molded product in which the molded product is not subjected to quenching / tempering treatment.

第２９には、成形品に応力除去焼なまし処理及び／又はベーキング処理を施さない上記の高強度成形品の製造方法を提供する。   29th, the manufacturing method of said high intensity | strength molded article which does not give stress relief annealing process and / or baking process to a molded article is provided.

従来、相変態を伴わずに結晶粒を超微細化して、鋼の機械的特性、特に強度及び延性を向上させるための温間加工技術によると、その粒径の最小値は精々０．５μｍ程度が限界であった。これに対して、本願発明によれば、この温間加工技術により、サブミクロンオーダーにまで超微細化されたセメンタイトフリーの材料に対して、更に冷間加工を施すことにより、材料の長手方向に垂直な断面組織の平均粒径において一層の超微細粒化が可能となる。
Conventionally, according to the warm working technique for improving the mechanical properties of steel, especially the strength and ductility, by making the grains ultrafine without any phase transformation, the minimum value of the grain size is at most about 0.5 μm. Was the limit. On the other hand, according to the present invention, by performing further cold working on the cementite-free material ultra-fine to the submicron order by this warm working technique, in the longitudinal direction of the material. Further ultrafine graining is possible at the average grain size of the vertical cross-sectional structure.

しかも、こうして得られる鋼材の結晶粒径の制御は、上記温間加工後に得られた材料の結晶粒径を予め把握しておくことにより、前述した（３）式が満たされる圧延条件の設定という、極めて実用的で且つ安定した容易な操業条件により実現可能である。しかも、冷間加工の開始時の被加工材の断面寸法が小さくても、当該被加工材の結晶粒径が小さければ、冷間加工におけるＲをそれほど大きくしなくても、十分に微細な粒径の材料を得ることが可能である。   Moreover, the control of the crystal grain size of the steel material obtained in this way is called setting of the rolling conditions that satisfy the above-mentioned formula (3) by grasping in advance the crystal grain size of the material obtained after the warm working. It can be realized with extremely practical, stable and easy operating conditions. Moreover, even if the cross-sectional dimension of the workpiece at the start of cold working is small, if the crystal grain size of the workpiece is small, sufficiently fine grains can be obtained without increasing R in cold working so much. It is possible to obtain a material of diameter.

このことは、工業生産上の観点からも極めて優位に作用し、設備的にも、生産能率的にも、また小断面寸法の鋼材（鋼線又は棒鋼）の製造上からも効果的である。こうして製造される鋼線等の鋼材は、引張強さＴＳが極めて上昇すると共に、高水準の絞りＲＡが維持される。従って、本願発明により冷間圧造、転造及び／又は切削加工等の冷間加工により成形して製造する高強度のねじやボルト、その他の締結部品や軸類等の成形品を製造する工程において、先ず、素材とする鋼線や棒鋼に対して材料を軟化させるために、十数時間以上の長時間加熱を要する球状化焼なまし処理を施す必要がなくなる。   This is extremely advantageous from the viewpoint of industrial production, and is effective in terms of equipment, production efficiency, and the manufacture of steel materials (steel wire or steel bar) having a small cross-sectional size. A steel material such as a steel wire manufactured in this way has an extremely high tensile strength TS and maintains a high level of drawing RA. Therefore, in the process of manufacturing molded products such as high-strength screws and bolts, other fastening parts and shafts formed by cold working such as cold heading, rolling and / or cutting according to the present invention. First, in order to soften the material with respect to the steel wire or steel bar used as a raw material, it is not necessary to perform a spheroidizing annealing process that requires heating for a long time of ten or more hours.

次に、このような素材を用いて冷間加工により製造される上記各種の成形品に対しては、所要の機械的性質を付与するための焼入・焼戻し処理を施す必要がない。また、成形品の強度は、極めて優れたものとなり、耐遅れ破壊にも優れたものとなる。かくして、素材から鋼材、更に成形品を製造するまでの現有設備による対応、工程管理の簡素化、製造所要時間の短縮化、省エネルギー化及び製造コストの削減化に寄与することができる、鋼線材等の鋼材、並びに、締結部品、軸類等の成形品の製造技術を提供することができものであり、工業上極めて有益な効果がもたらされる。   Next, it is not necessary to perform quenching and tempering treatments for imparting required mechanical properties to the various molded products produced by cold working using such materials. Further, the strength of the molded product is extremely excellent, and also excellent in delayed fracture resistance. In this way, steel wire rods that can contribute to the response from existing materials to the production of steel products and molded products, simplification of process management, shortening of the time required for production, energy saving and reduction of production costs. It is possible to provide a manufacturing technique for molded products such as steel materials, fastening parts, shafts, and the like, and an extremely beneficial effect is brought about in the industry.

この出願の第１〜第９の発明は、冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供することができる。   1st-9th invention of this application can provide the high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability.

また、この出願の第１０〜１５の発明は、冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の特徴を生かしたものとしてねじやボルト等の高強度成形品を提供することができる。   In addition, the tenth to fifteenth inventions of this application can provide high-strength molded products such as screws and bolts, taking advantage of the characteristics of high-strength steel wires or steel bars excellent in cold workability.

さらに、この出願の第１６〜２６の発明は、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ことができる。   Further, the sixteenth to twenty-sixth aspects of the present application can provide a method for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability.

そして、この出願は、第２７から２９の発明は、ねじやボルト等の高強度成形品の製造方法を提供することができる。   In this application, the twenty-seventh to twenty-ninth inventions can provide a method for producing a high-strength molded product such as a screw or bolt.

本願発明者は、鋼線又は棒鋼の素材におけるフェライト組織を、この素材の長手方向に垂直な断面におけるフェライトの平均粒径で、少なくとも３μｍ以下の微細粒組織鋼としておき、更に望ましくは０．８μｍ以下にしておき、次いで冷間加工を施し、結晶組織を一層微細なフェライトが主相となるように加工することにより、加工方向に垂直な断面における粒径を素材よりも更に小さくすると、鋼の化学成分組成が従来汎用されている、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３５０７の冷間圧造用炭素鋼線材に属するＳＷＲＣＨ５Ａ乃至これよりも炭素含有量の高いＳＷＲＣＨ２２Ａ（Ｃ含有量：０．１８〜０．２３質量％）等であっても、確実に強度が上昇すると共に、冷間加工性の低下は極めて小さく抑えることが可能であることを見出した。   The inventor of the present application sets the ferrite structure in the material of the steel wire or the steel bar as a fine grain structure steel having an average particle diameter of ferrite in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material of at least 3 μm, more preferably 0.8 μm. Next, cold work is performed, and the crystal structure is processed so that finer ferrite becomes the main phase, so that the grain size in the cross section perpendicular to the processing direction is made smaller than that of the material. The chemical composition is conventionally used widely, for example, SWRCH5A belonging to carbon steel wire for cold heading of JIS G 3507 or SWRCH22A having higher carbon content (C content: 0.18 to 0.23 mass%) ) And the like, it has been found that the strength is surely increased and the decrease in cold workability can be suppressed to an extremely small level.

また、その際、冷間加工量としては、僅かな加工ひずみを与えればよいこともわかった。更に、この現象は、鋼の化学成分として特別な元素を添加する必要がないことも判明した。そして、上記素材（鋼線材）の調製方法として、上記の提案発明(特許文献３)の適用が有効であることを確認した。   Further, at that time, it was also found that a slight working strain should be applied as the amount of cold working. Furthermore, it has also been found that this phenomenon does not require the addition of special elements as chemical components of the steel. And it confirmed that application of said proposal invention (patent document 3) was effective as a preparation method of the said raw material (steel wire).

素材（鋼線材）の調製条件としては、鋼片又は鋼材等に対して所定の温度範囲内の温間領域において、所定値以上の総減面率となる加工を加えるか、又は所定値以上の平均塑性ひずみを導入することである。ここで温間における加工とは、圧延ないし加工温度が３５０〜８００℃の範囲内における加工を指すものとし、この温度範囲を超える温度での加工は熱間加工となる。   As a condition for preparing the material (steel wire), the steel slab or the steel material is subjected to processing that gives a total area reduction ratio of a predetermined value or more in a warm region within a predetermined temperature range, or a predetermined value or more. It is to introduce an average plastic strain. Here, the warm processing refers to rolling or processing within a temperature range of 350 to 800 ° C., and processing at a temperature exceeding this temperature range is hot processing.

この出願の発明は、上記のような新しい知見に基づきなされたものである。   The invention of this application has been made on the basis of the above new findings.

そこで、この出願の発明の実施形態について、下記に詳しく説明する。   Therefore, an embodiment of the invention of this application will be described in detail below.

（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０．０１質量％超えから、０．４５質量％までの広範囲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。 (1) Definition of chemical composition and crystal structure The chemical composition of the high strength steel wire or steel bar having excellent cold workability and the high strength molded product according to the invention of this application is such that the main phase of the metal crystal structure is ferrite. In addition, the carbon content is applied over a wide range of carbon steel or low alloy steel having a C content exceeding 0.01 mass% to 0.45 mass%. Here, in the component design, what C content is determined depends on the C content and the tensile strength TS described in the specification of the invention of this application when other component element contents are given. Referring to the relationship (for example, FIG. 7 and FIG. 8), it is appropriately performed so as to satisfy the mechanical properties desired for the intended application to be manufactured.

なお、上記において、Ｃ含有量の下限値０．０１質量％超えを、Ａｅ_１点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、Ｆｅ_３ＣのＦｅ元素の一部をこの元素Ｍで置換してＦｅ_{（３―Ｘ）}Ｍ_ＸＣ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Ａｅ_１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、Ａｅ_１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「Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ」を用いて推定することができる（「Ｔｈｅｒｍｏ−ｃａｌｃ」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する。 In addition, in the above, it is good also considering the lower limit of 0.01 mass% of C content exceeding the solid solubility limit of the ferrite phase carbon in ₁ point of Ae. The solid solubility limit of the C content is such that a metal element that forms Fe _(3-X) M _X C by replacing a part of Fe element of Fe ₃ C with this element M, such as Cr and Mo. Even if it is contained, if it is about the content of the alloy element contained in the steel wire or steel bar made of low alloy steel, it approximates the solid solubility limit of the ferrite phase carbon at _one point of Ae in the carbon steel component system. Because it is. The solid solubility limit of the ferrite phase carbon at _one point Ae can be estimated using, for example, a known calculation software “Thermo-calc” (“Thermo-calc” is a calculation in an equilibrium state, The actual cooling conditions at the time of manufacture are not in an equilibrium state and cannot be completely estimated). Furthermore, the metal structure needs to have ferrite as the main phase.

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３μｍ以下、望ましくは０．８μｍ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。   In the first place, a crystal of a steel wire material having an average grain size of 3 μm or less, preferably 0.8 μm or less, which is one of the constituent requirements in the method for producing a high-strength steel wire or bar steel of the invention of this application This is because, according to the above-mentioned invention proposed by the inventor, the structure should be steel having ferrite as a main phase.

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や固溶強化元素、ここでは具体的に、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ及びＮｂの添加は、いずれも敢えて行う必要はない。   On the other hand, it is not necessary in the invention of this application to depend on the addition of alloy elements to improve the strength of the material when defining the chemical component composition. Therefore, it is not necessary to dare to add any elements or solid solution strengthening elements that promote hardenability improvement, specifically, Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ti, and Nb.

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。   In addition, it is desirable that the above alloy elements are not added in order to reduce the manufacturing cost.

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、Ｓｉ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。   Further, in order to more reliably suppress the formation of cementite in the material and to prevent an increase in production cost due to the addition of a large amount of alloy elements, the Si content is 1.0 mass% or less and the Mn content It is more desirable to limit the amount to 2.0 mass% or less.

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、ねじ及びボルト等に代表される成形品、並びに鋼塊及び鋼片等のいずれについても、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ及びＮｂ以外の成分元素である脱酸剤としてのＡｌ及びＣａ、これらを除く各有価元素、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、従来の精錬、鋳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。   In addition, regarding the definition of the chemical component composition in the invention of this application, C, Si, Mn, and any of molded products represented by steel wires or steel bars, screws and bolts, and steel ingots and billets Al and Ca as deoxidizers, which are component elements other than Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ti and Nb, valuable elements other than these, and P, S and N which are usually treated as harmful impurities However, for deoxidizing elements, the content of elements that are essential for conventional refining and casting techniques should be ensured. For elements that are normally treated as impurities, the inevitable inclusion content It should be restricted and should not be restricted to an extremely low content, and other valuable elements are not particularly limited in content, but need not be contained. This is because the invention of this application can sufficiently solve the problem.

（２）フェライトの平均粒径、並びに引張強さＴＳ、絞りＲＡの規定
この出願の発明に係る鋼線又は棒鋼、及びねじ及びボ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フェライトの平均粒径を規定する。具体的には、鋼線又は棒鋼については、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、一方、成形品については、任意方向断面の内の少なくとも１断面において、いずれも５００ｎｍ以下に、更に望ましくは２００ｎｍ以下に規定するものである。このようにフェライト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ＴＳが少なくとも７００ＭＰａであること、用途に応じて引張強さＴＳが１０００ＭＰａ以上、更に望ましくは１５００ＭＰａ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ＴＳの各水準に応じて、延性確保のために、絞りＲＡも高水準に維持された両者の優れたバ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ＴＳと絞りＲＡとのバランスとは、前述した如く下記に示す通りのバランス：
ケース１：ＴＳ≧７００ＭＰａ、且つＲＡ≧６５％、より望ましくは絞りＲＡの水準を更に向上させて、ＴＳ≧７００ＭＰａ、且つＲＡ≧７０％、
ケース２：ＴＳ≧１０００ＭＰａ、且つＲＡ≧７０％
ケース３：ＴＳ≧１５００ＭＰａ、且つＲＡ≧６０％
を意味する。このような引張強さＴＳ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。 (2) Definition of average grain size of ferrite and tensile strength TS, drawing RA Any of the steel wire or bar steel according to the invention of this application, and the molded products represented by screws and bolts, in the invention of this application. Specifies the average grain size of ferrite. Specifically, for steel wires or steel bars, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction (C direction cross section), on the other hand, for molded products, at least one of the cross sections in any direction is 500 nm or less. Further, it is more preferably specified to be 200 nm or less. The reason why the average particle diameter of the ferrite is defined in this way is to ensure the strength of the steel wire or steel bar and the molded product to a desired level or more. That is, in the steel wire or the steel bar, the tensile strength TS is at least 700 MPa, the tensile strength TS is 1000 MPa or more, more preferably 1500 MPa or more, depending on the application, and this is to obtain excellent characteristics. This is to obtain a steel having an excellent balance between the drawing RA, which is also maintained at a high level, in order to ensure ductility according to each level of the tensile strength TS. Here, the balance between the tensile strength TS and the aperture stop RA is as described below:
Case 1: TS ≧ 700 MPa and RA ≧ 65%, more desirably, the level of the throttle RA is further improved so that TS ≧ 700 MPa and RA ≧ 70%.
Case 2: TS ≧ 1000 MPa and RA ≧ 70%
Case 3: TS ≧ 1500 MPa and RA ≧ 60%
Means. By combining each level of the tensile strength TS and the drawing RA, the steel wire or the steel bar can be supplied to the destination according to the application.

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。 The reason for such regulation is to improve the yield of processing success and to supply a molded product of a quality level that has not been realized in the past when processing the molded product. For shafts such as shafts that have been manufactured from conventional steel wires and steel bars by cutting, the steel wires or steel bars having high strength and excellent ductility according to the invention of this application are adapted to the application. Therefore, the processing yield is dramatically improved.

更に、上記フェライトの平均粒径を２００ｎｍ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ＴＳと絞りＲＡとの組合せを、更に一層高水準に、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、ねじ及びボ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。   Furthermore, if the average grain size of the ferrite is reduced to 200 nm or less, the combination of the tensile strength TS and the drawing RA of the steel according to the invention of this application can be easily and stably set to a higher level. It is desirable that it can be obtained. In addition, in a molded product typified by a screw and a bolt, it can be considered that the average particle diameter in at least one of the cross sections in an arbitrary direction is substantially the same as the average particle diameter in the C direction cross section of the wire or the steel bar. .

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（Ｃ含有量の下限値が０．０１質量％超え）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、更に強度と加工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。   According to the method for producing high-strength steel excellent in cold workability according to the invention of this application, a low-carbon steel to an ultra-low-carbon steel (the lower limit of the C content is 0. It was possible to design a material (high strength steel excellent in balance between strength and workability) having the above-described high strength and excellent workability. Based on this material design, the possibility of new development of high-strength steel with an excellent balance between strength and workability is expected.

（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ＴＳ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、ビッカース硬さＨ_Ｖで２８５以上であることが望ましい。ビッカース硬さＨ_Ｖが２８５以上であれば、引張強さがほぼ９００ＭＰａ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ボ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、ねじ又はボ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Ｈ_Ｖは、引張強さＴＳで約１０００ＭＰａ程度に相当する３００以上であることがよい。 (3) Specification of hardness In the steel wire or the steel bar according to the invention of this application, the specification indicated by the hardness is given as a strength characteristic instead of the tensile strength TS. As the hardness, it is preferable Vickers H _V is 285 or more. If the Vickers hardness _{H V} is 285 or more, the tensile strength is approximately 900MPa ensured. On the other hand, in the molded article represented by the screw or bolt according to the invention of this application, the preparation of the tensile test piece may not be easy depending on the shape. Therefore, the provision of hardness should be sufficient as a mechanical property instead of tensile strength. From this point of view, for molded products typified by screws or bolts, the provision of hardness as an alternative to tensile strength is even more important as a property level evaluation of practical products. The molded product, more preferably Vickers hardness _{H V} is good that a tensile strength TS is equivalent more than 300 to about 1000 MPa.

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。   Next, an embodiment of a method for manufacturing a steel wire or steel bar and a molded product according to the invention of the present application having the above-described features and the reasons for the limitation will be described.

（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径は、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、３μｍ以下であることが必要である。 (4) Basic structure of the manufacturing method according to the invention of this application (regulation of the combined process of warm working + cold working)
The basic feature of the manufacturing method according to the invention of this application is that, as a manufacturing method of a material used for manufacturing a steel wire or steel bar having excellent cold workability according to the invention of this application, a predetermined material is used. On the other hand, the steel is subjected to warm working under appropriate conditions, and a fine grain steel is prepared by this warm working. The crystal grain size of the material obtained here is desirably as small as possible. Specifically, the average grain size in a cross section (C direction cross section) perpendicular to the longitudinal direction of the material obtained by warm working is 3 μm or less. It is necessary to be.

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。   The material is then subjected to cold working under appropriate conditions. By this cold working, a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after cold working (C direction cross section). In this way, a fine-grained steel having crystal grains further refined is obtained. The fine structure obtained here has a main phase of ferrite and is cold worked, so that it usually takes the form of a so-called bamboo structure stretched in the cold working direction.

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。   Thus, a high-strength steel excellent in cold workability can be obtained. At this time, in this cold working, when the fine grain structure steel prepared by the warm working is used as a raw material, the material strength is remarkably increased, but it is extremely advantageous that It has been found that the decrease in is very small. This new finding, which has been difficult to predict in the past, forms the basis of the invention of this application.

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工を施す理由は、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。   As described above, the reason why the appropriate cold working described below is performed on the material in which the fine crystal grains are already formed immediately before the cold working is that the obtained steel is spherical before the forming process. This is because there is no need for the chemical annealing treatment, and even after the molding process is performed, there is a great advantage that it is not necessary to subject the obtained molded product to quenching / tempering treatment.

（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、鋳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３５０〜８００℃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ＲＡを所定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。 (5) Warm working conditions (processing temperature, plastic strain, area reduction rate)
As an embodiment of the manufacturing process of the high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability, first, the desired warm working conditions for a predetermined steel ingot, cast slab or steel slab or steel material are as follows. Should be in the range of ° C. Furthermore, the plastic strain introduced into the material and remaining there should be ensured. This amount of plastic strain can be obtained by calculation by a known three-dimensional finite element method (the value is expressed as “ε”), and it is desirable that ε is 0.7 or more. The reason for adopting such warm working conditions is to refine crystal grains as a method for realizing high strength of steel without substantially utilizing a strengthening mechanism by phase transformation. In this way, the inventor stated that it is extremely effective to set the steel drawing RA to a predetermined level or more in order to improve the cold workability such as cold heading. It is found in the invention as Document 3.

上記温間加工条件において、ε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「ｅ」で表記する）により、実用的に代替することができる。ひずみｅは、材料の総減面率Ｒの関数であり、下記（４）式：
ｅ＝−ｌｎ（１−Ｒ／１００）‥‥‥‥‥‥‥‥‥‥（４）
で表わされる。但し、Ｒは下記（１）式：
Ｒ＝｛（Ｓ_０−Ｓ）／Ｓ_０｝×１００ ・・・・・・（１）
但し、Ｒ：鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に対して施される総減面率（％）
Ｓ_０：温間加工開始直前の鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品の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。 In the above warm working conditions, instead of using ε as an index, it is practically substituted by the strain of the material (denoted by “e” in the invention specification of this application) that can be obtained relatively easily in operation. be able to. The strain e is a function of the total area reduction ratio R of the material, and the following equation (4):
e = -ln (1-R / 100) (4)
It is represented by However, R is the following formula (1):
R = {(S ₀ −S) / S ₀ } × 100 (1)
However, R: Total area reduction rate (%) applied to steel ingots, slabs, steel slabs or semi-finished steel products
S ₀ : C-direction cross-sectional area of a steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product immediately before the start of warm working
S: Total area reduction R represented by the cross-sectional area in the C direction of the material obtained after the end of warm working.

上記（（４）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。   When the value of R corresponding to ε ≧ 0.7 is calculated using the above equations (4) and (1), R ≧ 50% is obtained.Thus, in warm working, the plastic strain ε ≧ Instead of 0.7, a total area reduction ratio R ≧ 50% of the material may be adopted.

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）によっ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（５）式：
Ｚ＝ｌｏｇ［（ε／ｔ）ｅｘｐ｛Ｑ／（８．３１（Ｔ＋２７３））｝］‥‥‥
‥‥‥‥‥‥（５）
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ｂｃｃのとき、２５４０００Ｊ／ｍｏｌ）
Ｔ：圧延温度（℃）、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Ｚｅｎｅｒ−Ｈｏｌｌｏｍｏｎ ｐａｒａｍｅｔｅｒを導入し（但し、対数形式で表記）、結晶粒径は、圧延条件パラメータ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、圧延条件パラメータ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≧１１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１μｍ以下の微細粒組織が得られることを示している。従って、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３μｍ未満にすることが可能となる。 On the other hand, the inventor of this application pays attention to the fact that the average particle diameter of ultrafine grains formed by warm strong processing (large strain processing by one pass in warm) depends on the processing temperature and strain rate. As a rolling condition parameter, the following formula (5):
Z = log [(ε / t) exp {Q / (8.31 (T + 273))}]...
(5)
Where ε is the average plastic strain
t: Time from the start to the end of rolling (s)
Q: Constant (when the crystal structure is bcc, 254000 J / mol)
T: Rolling temperature (° C). In the case of multi-pass rolling, the rolling temperature of each pass is averaged.
It has been found that a Zener-Holomon parameter represented by a different temperature is introduced (however, expressed in a logarithmic form), and the crystal grain size becomes finer as the rolling condition parameter Z increases. FIG. 1 illustrates the relationship between the rolling condition parameter Z and the average ferrite grain size. That is, FIG. 1 shows that a fine grain structure having an average ferrite grain size of 1 μm or less can be obtained by controlling the rolling so that Z ≧ 11. Therefore, by controlling the warm rolling temperature so as to satisfy Z ≧ 11, the average ferrite grain size of the material can be made less than 3 μm.

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。   Furthermore, as the warm working method, any of warm rolling and warm forging may be adopted, and in that case, a plurality of baths (in the case of warm forging, a plurality of forging schedules are used in plural directions). By processing, the plastic strain in the material can be made uniform, which is desirable.

（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３５０℃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０．０５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（４）式により説明したひずみｅを媒介することにより、ε≧０．０５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。 (6) Cold working conditions (processing temperature, plastic strain, area reduction rate)
Next, a desirable cold working condition to be applied in advance to a material having a fine grain structure prepared by warm working as described above and having high strength and excellent workability is the cold working temperature. It is desirable that the temperature is lower than 350 ° C. If a higher temperature is reached during cold working due to processing heat generation, the degree of increase in tensile strength decreases, which is undesirable. Next, it is necessary to ensure the residual strain introduced into the material by cold working according to the desired tensile strength. From this viewpoint, it is desirable to perform cold working so that the plastic strain ε obtained by the three-dimensional finite element method is at least 0.05 or more. As a result, the cold-worked structure of the crystal exhibits a form stretched in the working direction, the grain size in the cross section in the C direction with respect to the working direction is also refined, and an increase in tensile strength is ensured. At that time, the amount of reduction of the aperture RA is kept small. In the cold working conditions, instead of using ε as an index as a processing amount, the total area reduction ratio R of the material corresponding to ε ≧ 0.05 is obtained by mediating the strain e explained by the above equation (4). When calculated, R ≧ 5% is obtained.

従って、冷間加工においては、上記塑性ひずみε≧０．０５の代わりに、材料の総減面率Ｒ≧５％を採用してもよい。   Therefore, in the cold working, instead of the plastic strain ε ≧ 0.05, the total area reduction ratio R ≧ 5% may be adopted.

一方、冷間加工後のＣ方向断面におけるフェライト粒径を、所望する超微細粒に制御するためには、冷間加工における加工ひずみ量により達成することができる。この加工ひずみ量としては、実操業において使用するのが便利である、材料の加工前後におけるＣ方向断面の総減面率Ｒ’（％）を用いるのがよい。   On the other hand, in order to control the ferrite grain size in the cross section in the C direction after cold working to a desired ultrafine grain, it can be achieved by the amount of working strain in cold working. As the amount of processing strain, it is preferable to use the total area reduction ratio R ′ (%) of the cross section in the C direction before and after processing the material, which is convenient to use in actual operation.

即ち、一般的に冷間加工された材料のフェライト粒は結晶粒が分断されて新たな結晶粒界が生成する等して、加工後の粒の形態は複雑である。結晶粒が１０μｍ程度以上の場合は結晶粒が分断され新たな結晶粒界が生成する。   That is, in general, the ferrite grains of the cold-worked material are complicated in shape after being processed, for example, the crystal grains are divided to form new crystal grain boundaries. When the crystal grain is about 10 μm or more, the crystal grain is divided and a new crystal grain boundary is generated.

これに対して、本願発明者等は鋭意試験研究を重ねた結果、適切な温間加工後の材料の結晶粒径が１００〜０．５μｍにあるならば、結晶粒の形は、その材料から冷間加工を施された後の材料(鋼)への単純な幾何学的変形に依存して変形し、結晶粒はせいちょうしないという法則を見出したのである。   On the other hand, the inventors of the present invention have conducted extensive test research, and as a result, if the crystal grain size of the material after appropriate warm working is in the range of 100 to 0.5 μm, the shape of the crystal grain is determined from the material. They found a law that deformed depending on simple geometric deformation to the material (steel) after cold working, and that the crystal grains would not.

従って、上述した冷間加工条件下において加工することにより、Ｃ方向断面の目標平均結晶粒径としてｄ_ａｉｍを有する材料を得るためには、温間加工後の材料の長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径（ｄ_０とする）を予め把握しておき、総減面率Ｒ’（％）として、下記（３）式：
Ｒ’＝｛１−（ｄ_ａｉｍ／ｄ_０）^２｝×１００ ・・・・・・（３）
が満たされるように冷間加工条件を設定すれば、所望する超微細粒に近い粒径を有する材料を得ることができる。なお、Ｒ’は下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ₀’−Ｓ’）／Ｓ₀’｝×１００ ・・・・・・（２）
Ｓ₀’：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
で定義するものである。 Therefore, in order to obtain a material having d _aim as the target average crystal grain size in the C direction cross section by processing under the above-mentioned cold working conditions, in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after warm working advance grasp an average crystal grain size (a d _0), as the total area reduction rate R '(%), the following equation (3):
R ′ = {1- (d _aim / d ₀ ) ² } × 100 (3)
If the cold working conditions are set so that is satisfied, a material having a particle size close to the desired ultrafine particles can be obtained. R ′ is the following formula (2):
R ′ = {(S ₀ ′ −S ′) / S ₀ ′} × 100 (2)
S ₀ ′: C-direction cross-sectional area of the material immediately before the start of cold working S ′: C-direction cross-sectional area of the material obtained after the end of cold working.

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。また、冷間伸線と冷間圧延を組み合わせてもよい。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、ＪＩＳ Ｇ ３５３９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ＪＩＳ Ｇ ３５０５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。
（７）鋼線又は棒鋼のひずみ取り焼なまし
なお、上述した本願発明に係る冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼は、これに対して更に、３５０℃〜６００℃の範囲内の適切な温度におけるひずみ取り焼なましを施すことにより、材料の強度及び硬さの低下が殆どなく、且つ絞りＲＡ及び伸びＥｌは向上する。一層優れた材質特性が備わったものとなって、冷間圧造性が向上すると共に、成形品の寸法・精度の向上効果も得られるからである。 In the above, as the cold working method, any of the known cold wire drawing method and cold rolling method may be adopted. Moreover, you may combine cold wire drawing and cold rolling. In the cold rolling method, it is desirable to use a known combined roll method. If the form of steel produced by cold working is a steel wire or steel bar, among JIS G 3539 cold forging carbon steel wire, it is used for molded products that require particularly high strength and good cold workability. Furthermore, among JIS G 3505 hard steel wires, it can be used for products that require a particularly high strength and good cold workability with a steel type having a relatively low C content.
(7) Strain relief annealing of steel wire or steel bar In addition, the high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to the present invention described above is further within the range of 350 ° C to 600 ° C. By applying strain relief annealing at an appropriate temperature, the material strength and hardness are hardly reduced, and the drawing RA and the elongation El are improved. This is because even better material properties are provided, so that the cold forging is improved and the effect of improving the size and accuracy of the molded product is obtained.

この出願の発明を実施例により更に詳しく説明する。即ち、この出願の発明の範囲内にある実施例１〜３、及びこの発明の範囲外にある比較例１〜４について説明する。   The invention of this application will be described in more detail with reference to examples. That is, Examples 1 to 3 within the scope of the invention of this application and Comparative Examples 1 to 4 outside the scope of the present invention will be described.

［Ｉ] 実施例
［Ｉ］−（１） 実施例１及び実施例２
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工程が一部異なり、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。 [I] Example [I]-(1) Example 1 and Example 2
Example 1 and Example 2 are partly different in the manufacturing process of the high-strength steel wire or steel bar according to the invention of this application. In addition to the manufacturing process, Examples 1 and 2 and Example 3 The chemical composition is also different. Therefore, Examples 1 and 2 and Example 3 will be described separately for test methods and test results.

［Ｉ］−（１）−1)   [I]-(1) -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、鋼塊に鋳造した。この化学成分組成は、例えば、ＪＩＳ Ｇ ３５０７の冷間圧造用炭素鋼線材に属するＳＷＲＣＨ５Ａで規定された化学成分組成の内、Ｓｉ含有量：０．１０質量％以下に対して、これを超える０．３０質量％を含有するものである。但し、Ｃ含有量は低目の０．０２４５質量％である点が特徴的である。 Test common to Example 1 and Example 2 (warm rolling process and accuracy test of the obtained test material)
Examples 1 and 2 were tested as follows. Steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted using a vacuum melting furnace and cast into a steel ingot. This chemical component composition is, for example, 0 exceeding the Si content: 0.10% by mass or less of the chemical component composition defined by SWRCH5A belonging to the carbon steel wire for cold heading of JIS G 3507. .30% by mass is contained. However, the point is that the C content is low, 0.0245% by mass.

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２０μｍ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、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３μｍ以下となる条件で行なった。 The steel ingot obtained above was formed into 80 mm square steel bar by hot forging. The metal structure of these steel bars is the ferrite main phase, and the average grain size of ferrite in the cross section in the C direction is about 20 μm or less. A rolling material was collected from each of the 80 mm square steel bars, formed into 18 mm square by multi-directional multi-pass caliber rolling in the warm, and cooled with water to prepare a steel bar. This warm rolling is to prepare a material for steel wire or steel bar according to the invention of this application, and the average crystal grain size in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material obtained by this warm rolling is 3 μm or less. It carried out on the conditions which become.

上記の通り平均結晶粒径が３μｍ以下となる温間カ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８０ｍｍ角の圧延用素材を５５０℃に加熱した後、圧延温度４５０〜５３０℃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、左図を参照）により、各１パスの減面率が約１７％の１９パスの温間圧延を行なって、２４ｍｍ角に成形した。次いで、最大短軸長さが１１ｍｍ、長軸長さが５２ｍｍのオーバル型カリバーロール（図２、右図でそれぞれａ、ｂ、但しＲ＝６４ｍｍ）により温間圧延し、最後にスクウェア型カリバーロールで１パスの温間圧延を行ない、合計２１パスで１８ｍｍ角に成形した。温間圧延用素材（８０ｍｍ角）からこの１８ｍｍ角材への総減面率は９５％である。表２に、パススケジュールの概要を示した。   As described above, the warm caliber rolling method with an average crystal grain size of 3 μm or less was performed under the following conditions. After heating the 80 mm square rolling material formed by hot forging to 550 ° C., as shown in Table 2, first, a diamond-type caliber roll (FIG. 2, As shown in the left figure), 19-pass warm rolling with an area reduction rate of about 17% for each pass was performed to form a 24 mm square. Next, it was warm-rolled by an oval type caliber roll having a maximum minor axis length of 11 mm and a major axis length of 52 mm (a and b in the right figure, R = 64 mm, respectively), and finally a square type caliber roll. Was subjected to warm rolling for 1 pass, and formed into 18 mm squares with a total of 21 passes. The total area reduction rate from the raw material for warm rolling (80 mm square) to this 18 mm square is 95%. Table 2 outlines the pass schedule.

上記オーバル型カリバーロールによる１パスの温間圧延においては、２４ｍｍ角棒を、上記オーバ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２４ｍｍに対する圧延後材料のＣ方向断面最大短軸長さ１１ｍｍの割合は
、（１１ｍｍ／２４ｍｍ）×１００＝４６％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、このオーバ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カリバ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、同一カリバーロールに連続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。 In the one-pass warm rolling with the oval type caliber roll, a 24 mm square bar is rolled with the oval type caliber roll. Therefore, the material after rolling with respect to the opposite side length of 24 mm in the cross section in the C direction of the material before rolling. The ratio of the maximum short axis length of 11 mm in the C-direction cross section is as small as (11 mm / 24 mm) × 100 = 46%, and the area reduction calculated from the hole size at this time is as large as 38%. Therefore, the one-pass warm rolling with the oval type caliber roll is a condition that further promotes the refinement of the ferrite grain size in the 18 mm square bar steel after the completion of the warm rolling. In the rolling process using the diamond-type caliber roll up to the 19th pass, in order to make the cross-sectional shape of the material as close to a square as possible, rolling (so-called “together”) that passes two consecutive passes through the same caliber roll is appropriately performed. Each pass was counted as 2 passes. Further, for each pass of rolling, the material was rotated around the longitudinal axis to change the rolling direction, and multi-directional multi-pass rolling was performed. Furthermore, in addition to the heat generated by processing, the amount of heat released is relatively small even in the rolling temperature region of the warm rolling in the relatively low temperature region, and there is no need for intermediate heating due to the temperature drop of the material during rolling.

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６．０ｍｍφの鋼線材に加工した。ここで、１８ｍｍ角から６．０ｍｍφ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ＪＩＳ
Ｂ１１１１に規定されたＭ１．６なべ小ねじ（ねじ部の有効断面の直径が１．２７ｍｍφ）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１．３ｍｍφが得られる素材とするためである。Ｍ１．６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Ｍ１．６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。 Next, the 18 mm square steel bar prepared by the warm rolling method described above was reduced in diameter by cutting and processed into a steel wire having a diameter of 6.0 mmφ. Here, the reason why the diameter was reduced by cutting from 18 mm square to 6.0 mmφ is as follows.
Since the M1.6 pan head screw specified in B1111 (the diameter of the effective cross section of the threaded portion is 1.27 mmφ) was selected, cold drawing with a target drawing rate of 95% or a target total area reduction rate of 95% This is because a material having a diameter of 1.3 mmφ can be obtained by cold rolling. The M1.6 pan head screw was selected because it requires extremely good cold forging in order to form a cross-shaped recess (a recess that provides torque with a screwdriver) on its head. This is to evaluate whether or not it has a particularly excellent cold heading property by the cross-shaped “recess forming test” of the M1.6 pan head screw.

なお、上記において、温間圧延により調製された１８ｍｍ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。   In addition, in the above, the particle diameter in the C direction cross section of the 18 mm square steel bar prepared by warm rolling was equalized over the entire surface.

この６．０ｍｍφ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６．０ｍｍφ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。   The test material for accuracy of 6.0 mmφ was collected and tested for the following items. The steel wire material processed to 6.0 mmφ after collecting the test material for accuracy was subjected to the tests of Example 1 and Example 2 in succession.

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。   1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test: In this test, strength and cold are particularly excellent in strength and also in cold workability. The object is to obtain basic data for evaluating whether or not a material has a high level balance in workability.

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。ＪＩＳ Ｚ ２２４４ に規定された方法に基づき行なった。   2) Hardness measurement test using a Vickers hardness tester: As one of the strength characteristics, it is effective for confirming the correlation with the tensile strength and when it is difficult to collect a tensile test piece. This was carried out based on the method defined in JIS Z 2244.

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１８ｍｍ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。   3) Measurement test of ferrite grain size (d) by microscopic test: An appropriate spectroscopic specimen is prepared from each test material, and the average grain size of ferrite constituting the main phase with the microstructure of the metal crystal is determined by The average ferrite grain size of the cross section (C direction cross section) perpendicular to the longitudinal direction (corresponding to the longitudinal direction of the 18 mm square bar steel) is measured. In that case, the microstructure in the cross section in the L direction was actually observed, and the average ferrite grain size in the cross section in the C direction was obtained.

上記温間圧延材に関する上記試験結果を表３に示した。   The test results regarding the warm rolled material are shown in Table 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０．０２４５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、温間圧延ままであるにもかかわらず、引張強さＴＳが７０２ＭＰａという高強度が確保されていると同時に、絞りＲＡが７８．６％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トを主相とし、フェライト粒径が０．７μｍ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７００ＭＰａ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。   From the test results in Table 3, the following matters can be understood. The steel wire by this warm rolling is a low carbon steel having a C content of 0.0245% by mass, no special strengthening element is added, and the tensile strength is maintained even though it is still warm rolled. A high strength of TS 702MPa is ensured, and at the same time an extremely high level of characteristics with an aperture RA of 78.6% is obtained, making it a material with an excellent balance between strength and formability. I understand. This is because, under the conditions within the scope of the invention of this application, a fine-grained steel having a microstructure of metal crystals with ferrite as the main phase and a ferrite grain size of 0.7 μm is obtained. As described above, even in the low carbon steel, which is unprecedented as a steel wire for cold heading, which has a C content of 0.0245% by mass, which is not practically used, the tensile strength has achieved a high level of 700 MPa or more. In addition, the aperture RA has a very high level.

一方、上記６．０ｍｍφ確性用試験材を採取した後の６．０ｍｍφ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６．０ｍｍφから１．３ｍｍφまで冷間加工して鋼線を製造する試験を行なった。   On the other hand, using the steel wire of 6.0 mmφ after the 6.0 mmφ accuracy test material was sampled, both were cold drawn in Example 1 and cold rolled in Example 2. A test for manufacturing a steel wire by cold working from 0 mmφ to 1.3 mmφ was performed.

［I］−（１）−2)   [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）
［Ｉ］−（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６．０ｍｍφ鋼線材（前述の通り、温間圧延により１８ｍｍφに加工し、次いで６．０ｍｍφに切削加工した鋼線材）を、表４に示すように、ダイスＮｏ．１〜Ｎｏ．１７の伸線ダイスにより順次伸線して、１．３ｍｍφの鋼線を製造した。伸線中の材料温度は、２００℃未満であった。 Different tests between Example 1 and Example 2 (Cold working process and accuracy test of the obtained test material)
[I]-(1) -2)-(a) [Cold wire drawing method in Example 1 and accuracy test of the obtained steel wire]
As shown in Table 4, the above-mentioned 6.0 mmφ steel wire rod at room temperature (steel wire rod processed to 18 mmφ by warm rolling and then cut to 6.0 mmφ as described above) 1-No. The steel wire having a diameter of 1.3 mm was manufactured by sequentially drawing with 17 wire drawing dies. The material temperature during wire drawing was less than 200 ° C.

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６．０ｍｍφから１．３ｍｍφまで容易に伸線伸線することができた。そして、１．３ｍｍφ（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。   In all the wire drawing steps of Example 1, wire drawing could be easily performed from 6.0 mmφ to 1.3 mmφ without any spheroidizing annealing or other softening treatment. Then, a test material for accuracy as drawn was collected from a steel wire of 1.3 mmφ (total drawing area reduction: 95.3%). The accuracy test method is as follows, and 1), 2) and 3) are as described above.

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：線径１．３ｍｍφの鋼線を、ＪＩＳ Ｂ１１１１に規定されたＭ１．６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、Ｍ１．６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」とした。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Hardness measurement test by Vickers hardness tester 3) Measurement test of ferrite particle size (d) by microscopic test 4) Small screw Recess forming test: A steel wire having a wire diameter of 1.3 mmφ is pre-formed by header processing in the manufacturing process of M1.6 pan-head screws defined in JIS B1111, and then a predetermined cross-shaped recess (with a screwdriver) A hollow portion having a cross shape or the like for fastening the screw is formed by cold heading. This is a test of observing a situation where a crack occurs in the recess during molding with a 10 × magnifier. In general, the occurrence of recess cracks varies greatly depending on the recess shape of the machine screw, but the cross-shaped recess molding of the M1.6 pan machine screw is an extremely severe forging, and in this specification is a practical test as well. It was positioned as a particularly excellent evaluation test for cold heading. A sample in which no crack was observed was designated as “good”, a micro-crack was found but generally good in “slightly good”, a cracked in “crack”, and a case in which a large crack occurred was designated “large crack”.

５）小ねじのねじりトルク試験：線径１．３ｍｍ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転造によりねじ部を形成してＭ１．６なべ小ねじを調製する。次いでこれをＪＩＳ Ｂ １０６０ 「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。破壊を引き起こすのに要したトルク値（破断トルク（ｋｇｆ・ｃｍ））を測定した。この試験の目的は、ねじ及びボ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。Ｍ１．６なべ小ねじの場合には破断トルクが３．０ｋｇｆ・ｃｍ以上であることが望ましい。   5) Torsional torque test of small screw: From the steel wire having a wire diameter of 1.3 mm, the threaded intermediate body in which the recess was forged as described above was formed by cold rolling to form a threaded part, and an M1.6 pan-head screw was Prepare. Then, the screw is screwed by an appropriate torque measuring device according to the method specified in 5.4 “Torsion test” of JIS B 1060 “Mechanical properties and performance of carburized, quenched and tempered metric thread rolling screws”. Increase torque until it breaks. The torque value (breaking torque (kgf · cm)) required to cause the fracture was measured. The purpose of this test is to evaluate “torsional strength” which is one of the characteristics of mechanical properties for fastening parts such as screws and bolts. The same applies hereinafter. In the case of an M1.6 pan head screw, the breaking torque is preferably 3.0 kgf · cm or more.

上記実施例１の試験結果を表５に示した。   The test results of Example 1 are shown in Table 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１．３ｍｍφ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、１５６７ＭＰａと著しく高く、しかも絞りＲＡ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７０２ＭＰａと既に極めて高く、ビッカース硬さＨ_Ｖ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０．７μｍ）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。 From the test results in Table 5, the following can be understood. That is, the 1.3 mmφ steel wire obtained in Example 1 is a low carbon steel having a C content of 0.0245% by mass, and no special strengthening element is added. Although not subjected to heat treatment or any softening treatment, its tensile strength TS is remarkably high at 1567 MPa and the drawing RA is 60.2%, which is a very high level. This is because, as shown in Table 3, the material tensile strength TS by the warm rolling already very high as 702MPa, is in very high at Vickers hardness _{H V} is also 355, also aperture RA is 78.6 %, Both of which have already reached a high level of fine ferrite structure steel (average ferrite grain size in the cross section in the C direction is 0.7 μm), and on the other hand, due to the total area reduction of 95.3% by wire drawing This is because cold working is performed.

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ト主相で構成されて
いることにある。具体的には、実施例１の１．３ｍｍφ鋼線は、Ｃ方向断面における平均フェライト粒径が１８２ｎｍで、冷間伸線加工の方向にバンブーストラクチャー状に伸びた形態を呈したフェライト主相である。 Thus, although the steel wire of Example 1 is a low-carbon steel, the steel wire after cold working has high strength and high ductility because the crystal grain of the steel wire is fine ferrite. It consists of the main phase. Specifically, the 1.3 mmφ steel wire of Example 1 is a ferrite main phase that has an average ferrite particle size of 182 nm in the cross section in the C direction and extends in a bamboo structure in the direction of cold drawing. is there.

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、０．７μｍであった（表３参照）。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方向断面の予想される平均フェライト粒径（＝ｄ_ｓｕｐｐ とする）を、下記（６）式 ：
ｄ_ｓｕｐｐ＝（１−Ｒ’／１００）^１／２×ｄ_０ ‥‥‥‥‥‥‥（６）
但し、Ｒ’：冷間加工による総断面減少率（％）
ｄ_０：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（＝
温間加工後の材料のＣ方向断面のフェライト粒径）により推算する。 Here, from the idea that the ferrite grain size in the cross section in the C direction after the cold working is controlled by the amount of working strain, it is examined from the measured values of the grain size before and after the cold working. For example, in the case of Example 1, the average ferrite grain size in the cross section in the C direction in a steel wire prepared by warm rolling (a steel wire just before the start of cold working) was 0.7 μm (see Table 3). . Therefore, the expected average ferrite particle size (= _dsupp ) of the C-direction cross section of the steel wire having the chemical composition and the production history of the steel wire rod in this example is _expressed by the following formula (6):
_{d supp = (1-R '} / 100) 1/2 × d 0 ‥‥‥‥‥‥‥ (6)
However, R ': Total cross section reduction rate by cold working (%)
d ₀ : Ferrite grain size in the C-direction section immediately before the start of cold working (=
It is estimated from the ferrite grain size of the cross section in the C direction of the material after warm working.

ここで、Ｒ’ は、鋼線材の線径６．０ｍｍφから鋼線の線径１．３ｍｍφへの総減面率により算出され、Ｒ’ ＝９５．３％である。ｄ_０は０．７μｍであったから、ｄ_ｓｕｐｐ＝１５２ｎｍと計算される。この計算値１５２ｎｍは、実測値（ｄ_ａｃｔ表記する）である１５０ｎｍとよく一致している。 Here, R ′ is calculated from the total area reduction rate from the steel wire diameter of 6.0 mmφ to the steel wire diameter of 1.3 mmφ, and R ′ = 95.3%. Since d ₀ is 0.7 μm, it is calculated that d _supp = 152 nm. This calculated value 152 nm is in good agreement with 150 nm, which is an actual measurement value (denoted by d _act ).

ここで、予想される平均フェライト粒径ｄ_ｓｕｐｐを、本願発明における目標平均フェライト粒径ｄ_ａｉｍと置き換えることにより、上記（６）式：ｄ_ｓｕｐｐ＝（１−Ｒ’／１００）^１／２×ｄ_０は、前記（３）式：Ｒ’＝｛１−（ｄ_ａｉｍ／ｄ_０）^２｝×１００を変形することにより得られる式である下記（３’）式：
ｄ_ａｉｍ＝（１−Ｒ’／１００）^１／２×ｄ_０は・・・・・・・・・（３’）
となる。 Here, the average ferrite grain size _{d supp} expected, by replacing a target average ferrite grain size _{d aim} of the present invention, the above expression _{(6): d supp = (1-R} '/ 100) 1/2 × d ₀ is an expression obtained by transforming the above-mentioned expression (3): R ′ = {1- (d _aim / d ₀ ) ² } × 100, the following expression (3 ′):
d _aim = (1−R ′ / 100) ^1/2 × d ₀ is (3 ′)
It becomes.

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（３’）式 を用いることが有効である。   Therefore, in the method of manufacturing a steel wire or steel bar according to the invention of this application, when manufacturing a steel wire by cold working a steel wire of a warm rolled material, control of the ferrite grain size in the C-direction cross section of the steel wire It is effective to use the above equation (3 ′) as a means.

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・焼戻し処理なしの状態で、Ｍ１．６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ＲＡが６０．２％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、Ｍ１．６なべ子ねじとして望ましい破断トルク値である３．０ｋｇｆ・ｃｍ以上を満たす３．３８ｋｇｆ・ｃｍが得られ、高ねじり強さを有することがわかった。   Next, the steel wire according to the invention of this application manufactured in this way is a recess that is a forming process in which extremely severe cold forging such as an M1.6 pan-head screw is applied without quenching and tempering. In the case of molding, cracking occurred when the drawing RA was 60.2% as an index of the ductility level. However, when a torsion torque test was performed, 3.38 kgf · cm satisfying 3.0 kgf · cm or more, which is a desirable breaking torque value as an M1.6 pan-screw, was obtained, and it was found that the torsion torque test had high torsional strength. .

［Ｉ］−（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６．０ｍｍφ鋼線材（前述の通り、温間圧延により１８ｍｍφに加工し、次いで６．０ｍｍφ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、１．３ｍｍφまで圧延して、鋼線を製造する試験を行なった。 [I]-(1) -2)-(b) [Cold rolling method in Example 2 and accuracy test of the obtained steel wire]
As shown in Table 6, the above-mentioned 6.0 mmφ steel wire rod at room temperature (steel wire rod processed to 18 mmφ by warm rolling and then cut to 6.0 mmφ as described above) is used in the first to third steps. The steel wire was tested by rolling to 1.3 mmφ by cold rolling with each combined roll.

即ち、第一工程の８パスで６．０ｍｍφから３．３ｍｍφまで圧延し、第２工程の１０パスで３．３ｍｍφから１．８ｍｍφまで圧延し、そして第３工程の５パスで１．８ｍｍφから１．３ｍｍφまで圧延して鋼線を製造した。圧延中の材料温度は、２００℃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６．０ｍｍφから１．３ｍｍφ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、３．３ｍｍφ（総減面率：６９．８％）、１．８ｍｍφ（総減面率：９１．０％）及び１．３ｍｍφ（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。   That is, rolling from 6.0 mmφ to 3.3 mmφ in 8 passes in the first step, rolling from 3.3 mmφ to 1.8 mmφ in 10 passes in the second step, and from 1.8 mmφ in 5 passes in the third step. A steel wire was manufactured by rolling to 1.3 mmφ. The material temperature during rolling was less than 200 ° C. In all these rolling processes, cold rolling from 6.0 mmφ to 1.3 mmφ could be easily performed without performing any spheroidizing annealing or other softening treatment. During this time, 3.3 mmφ (total area reduction: 69.8%), 1.8 mmφ (total area reduction: 91.0%) and 1.3 mmφ (total area reduction: 95.3) were used as test materials for accuracy. %), Test materials for accuracy were collected as they were cold-rolled. The accuracy test method is as follows.

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。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Hardness measurement test by Vickers hardness tester 3) Measurement test of ferrite particle size (d) by microscopic test 4) Small screw Recess forming test 5) Torsional torque test of small screw Table 7 shows the test results.

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。   The following can be seen from the test results. In addition, the point from which the manufacturing conditions of Example 2 differ from that of Example 1 is that it was processed by cold rolling instead of cold drawing. All other conditions are the same.

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３．３ｍｍφ（総減面率：６９．８％）で９２２ＭＰａ、線径１．８ｍｍ（総減面率：９１．０％）で１１４７ＭＰａと高水準である。また、ビッカース硬さＨ_Ｖは、線径１．３ｍｍφ（総減面率：９５．３％）で３２８と極めて高水準に達している。 In Example 2, the wire diameter of the sample to be collected is different from that in Example 1, but the tensile strength TS is 922 MPa with a wire diameter of 3.3 mmφ (total area reduction: 69.8%), and a wire diameter of 1. It is 1147 MPa and a high level at 8 mm (total area reduction: 91.0%). In addition, the Vickers hardness _{H V} is, wire diameter 1.3mmφ (total area reduction rate: 95.3%) are extremely high level reached the 328.

実施例２と実施例１とを、線径１．３ｍｍφにおけるビッカース硬さＨ_Ｖ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。 Between Example 2 and Example 1, with the comparing Vickers _{H V} in wire diameter 1.3 mm, Example 2 (cold rolling method) 328, Example 1 (cold drawing method) 355 When the other conditions are the same, it can be seen that the increase in hardness is slightly greater in the case of cold drawing than in cold rolling.

ここでも、冷間加工後のＣ方向断面におけるフェライト粒径を、前記（６）式を用いて温間加工後のフェライト粒径（冷間加工前のフェ粒径）と総減面率Ｒ’とから推定すると、次の通り実測平均フェライト粒径ｄ_ａｃｔは、予想される平均フェライト粒径ｄ_ｓｕｐｐとよく一致していることがわかる。即ち、
実施例２の線径３．３ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝３８５ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝３５５ｎｍ、
実施例２の線径１．８ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝２１０ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝２２０ｎｍ、そして、
実施例２の線径１．３ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝１５２ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝１９０ｎｍとなり、よい一致を示した。 Again, the ferrite grain size in the C-direction cross section after cold working is calculated by using the above equation (6), the ferrite grain size after warm working (fe grain size before cold working) and the total area reduction ratio R ′. From the above, it can be seen that the actually measured average ferrite particle size d _act is in good agreement with the expected average ferrite particle size d _sup as follows. That is,
When the wire diameter of Example 2 is 3.3 mmφ: d _act = 355 nm with respect to d _supp = 385 nm,
When the wire diameter is 1.8 mmφ in Example 2: d _supp = 210 nm, d _act = 220 nm, and
When the wire diameter of Example 2 was 1.3 mmφ, d _act = 190 nm versus d _supp = 152 nm, indicating good agreement.

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ＴＳ及び絞りＲＡ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。   In this way, the chemical composition of the material (steel wire) immediately before cold working, whether the cold working method for the material (steel wire) is a cold wire drawing method or a cold rolling method. The same high-strength steel wire can be obtained if the structure of the crystal structure, particularly the ferrite main phase structure having the same average ferrite grain size in the cross section in the C direction is the same, and the tensile strength TS and the drawing RA are the same. I understand that.

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、Ｍ１．６なべ子ねじのねじり破断トルクは、２．９２ｋｇｆ・ｃｍで、その望ましい水準の３．０ｋｇｆ・ｃｍに近い高ねじり強さが発揮されている。   Further, the torsional breaking torque of the M1.6 pan-head screw is 2.92 kgf · cm, which is not subjected to spheroidizing annealing, and high torsion strength close to the desired level of 3.0 kgf · cm. Has been demonstrated.

［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。ＪＩＳ Ｇ
３５０７に規定された冷間圧造用炭素鋼線材の内、ＳＷＲＣＨ５Ａ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１３ｍｍφ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Ｓｉ含有量は、実施例１及び２のＳｉ＝０．３０質量％とは異なり、０．０３質量％であり、ＳＷＲＣＨ５ＡのＳｉ含有量規定（Ｓｉ≦０．１０質量％）を満たしている。 [I]-(2) Example 3
As Example 3 within the scope of the invention of this application, the test was performed as follows. JIS G
Among the carbon steel wires for cold heading specified in 3507, a commercially available 13 mmφ steel wire rod having the chemical composition shown in Table 8 belonging to SWRCH5A and manufactured by hot rolling was used. The steel wire material has a carbon C content of 0.03% by mass and is similar to the steel component composition used in Examples 1 and 2. However, the Si content of the test steel of Example 3 is 0.03% by mass, unlike Si = 0.30% by mass of Examples 1 and 2, and the Si content regulation of SWRCH5A (Si ≦ 0.10% by mass).

上記１３ｍｍφの熱間圧延鋼線を、圧延温度４５０℃〜５３０℃の範囲内において、カリバーロールにより多方向・多パスの温間圧延により、６．０ｍｍφ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バル型を適切に組み合せたカリバーロール圧延を行なった。こうして温間圧延により得られた上記６ｍｍφ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６．０ｍｍφ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。 The 13 mmφ hot-rolled steel wire was prepared into a 6.0 mmφ steel wire by multi-directional and multi-pass warm rolling with a caliber roll within a rolling temperature range of 450 ° C. to 530 ° C. In the warm rolling method, caliber roll rolling in which diamond type, square type and oval type were appropriately combined was performed in accordance with the method of preparing the test steel wire rods in Example 1 and Example 2. The test material for accuracy was sampled from the above 6 mmφ steel wire obtained by warm rolling in this manner, and the following test was performed. In addition, the 6.0 mmφ steel wire rod after collecting the test material for accuracy was subjected to the test of Example 3 (as described above).

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
上記試験結果を表９に示した。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Measurement test of ferrite particle size (d) by microscopic test Table 9 shows the test results.

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ロ組織はフェライトを主相とし、フェライト粒径が図３のＳＥＭ（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、０．８μｍという微細粒となっている。そのために、Ｃ含有量が０．０３質量％という低炭素鋼であるにもかかわらず、引張強さＴＳが８１７ＭＰａの高強度が確保されていると同時に、絞りＲＡが７５．０％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っ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。   From the test results in Table 9, the following can be understood. The microstructure of the metal crystal of the steel wire of Example 3 has ferrite as the main phase, and the ferrite grain size is an average in the C direction cross section as shown in the micro structure photograph in the L direction cross section by SEM (scanning electron microscope) in FIG. The ferrite grain size is as fine as 0.8 μm. Therefore, in spite of being a low carbon steel having a C content of 0.03% by mass, a high strength with a tensile strength TS of 817 MPa is secured, and at the same time, the drawing RA is a high level of 75.0%. It can be seen that the material has an excellent balance between strength and formability. This is a material that satisfies the preparation conditions (manufacturing conditions) of a material (steel wire) for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability of the invention of this application and is prepared by warm rolling. Because there is.

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６．０ｍｍφ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工程〜第３工程に準じて、１．３ｍｍφ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、２．１ｍｍφ（８７．８％）、１．８ｍｍφ（総減面率：９１．０％）及び１．３ｍｍφ（総減面率：９５．３％）の冷間圧延ままの鋼線試験材を採取した。   Next, in Example 3, a steel wire of 6.0 mmφ prepared by warm working as described above was used as a material, and a test for producing a steel wire by cold rolling was performed as follows. In the cold rolling method, a steel wire was manufactured by cold working to 1.3 mmφ according to the first to third steps of cold rolling in Example 2 shown in Table 6. As a test material for accuracy during this period, cold rolling of 2.1 mmφ (87.8%), 1.8 mmφ (total area reduction: 91.0%) and 1.3 mmφ (total area reduction: 95.3%) The raw steel wire test material was collected.

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った。   The above test materials were appropriately subjected to the following tests as described above.

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
上記試験結果を表１０に示す。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Hardness measurement test by Vickers hardness tester 3) Measurement test of ferrite particle size (d) by microscopic test 10 shows.

上記試験結果より、次のことがわかる。   The following can be seen from the test results.

実施例３においては、鋼線の引張強さＴＳは、線径１．８ｍｍφ（総減面率：９１．０％）で１１４０ＭＰａ、線径１．３ｍｍφ（総減面率：９５．３％）で１２０２ＭＰａと高水準である。そして、このときの絞りＲＡはそれぞれにおいて７２．３％、７０．２％という高水準にある。また、ビッカース硬さＨ_Ｖは、線径１．３ｍｍφ（総減面率：９５．３％）で３１０と極めて高水準に達している。 In Example 3, the tensile strength TS of the steel wire was 1140 MPa at a wire diameter of 1.8 mmφ (total area reduction rate: 91.0%), and a wire diameter of 1.3 mmφ (total area reduction rate: 95.3%). It is as high as 1202 MPa. The aperture RA at this time is at a high level of 72.3% and 70.2%, respectively. Further, Vickers hardness _{H V} is wire diameter 1.3 mm (total reduction of area of: 95.3%) are quite high reached the 310.

また、Ｃ方向断面での平均フェライト粒径は、
実施例３の線径２．１ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝２８０ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝２
８１ｎｍ、
実施例３の線径１．８ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝２４０ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝２４０ｎｍ、そして、
実施例３の線径１．３ｍｍφのとき：ｄ_ｓｕｐｐ＝１７３ｎｍに対して、ｄ_ａｃｔ＝１８６ｎｍとなり、よい一致を示すと共に、微細化されている。
また、温間圧延材に対する冷間圧延により、引張強さ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においても、Ｃ方向断面における平均フェライト粒径が微細化された、冷間伸線加工の方向にバンブーストラクチャー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。 Moreover, the average ferrite particle size in the C direction cross section is
When a wire diameter 2.1mmφ Example _3: For _{d supp = 280nm, d act =} 2
81 nm,
When the wire diameter of Example 3 is 1.8 mmφ: d _supp = 240 nm, d _act = 240 nm, and
When the wire diameter of Example 3 is 1.3 mmφ: d _act = 186 nm for d _supp = 173 nm, indicating good agreement and miniaturization.
It can also be seen that the cold rolling of the warm rolled material not only further improves the tensile strength TS, but also maintains the drawing RA at a high level, and the balance between them is excellent. This is the same as in Example 1. Also in Example 3, the ferrite main body having a form extending in the form of a bamboo structure in the direction of cold wire drawing, in which the average ferrite grain size in the cross section in the C direction is refined. Because it is a phase.

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１．３ｍｍφ（総減面率９５．３％）における引張強さＴＳと絞りＲＡについて両者の比較をすると、Ｓｉ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ＴＳは低いが（実施例３：１２０２ＭＰａ、実施例１：１５６７ＭＰａ）、絞りＲＡ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っている（実施例３：７０．２％、実施例１：６０．２％）。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％）。   Here, the results of Example 3 and Example 1 are compared. A comparison between the tensile strength TS and the drawing RA at 1.3 mmφ (total area reduction rate of 95.3%) where the wire diameters are the same in both cases shows a low Si content of 0.03% by mass. However, the tensile strength TS is lower than that of Example 1, which is as high as 0.30% by mass (Example 3: 1202 MPa, Example 1: 1567 MPa). 3 was clearly higher (Example 3: 70.2%, Example 1: 60.2%). In addition, about C content, it can be considered that there is no significant difference between both (Example 3: 0.03 mass%, Example 1: 0.0245 mass%).

［II］ 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グループとして、次の試験を行なっった。 [II] Comparative Examples 1 to 3
Next, the following tests were conducted as a first group of comparative examples that are outside the scope of the invention of this application.

ＪＩＳ 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１〜３のＳＷＲＣＨ５Ａ、ＳＷＲＣＨ１０Ａ及びＳＷＲＣＨ１８に対応する各成分組成を有する６．０ｍｍφ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Ａ_３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。 A steel steel wire for cold forging specified in JIS G 3507, and having a composition of each component corresponding to SWRCH5A, SWRCH10A and SWRCH18 of Comparative Examples 1 to 3 shown in Table 11 a wire, from the prior art conventional hot commercial steel wire rod has finished working with a ₃ transformation point or above a rolling conditions, together with the collecting確性test material, subsequently the steel wire after the test material collected It used for the test of Comparative Examples 1-3.

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。   About the said test material for accuracy, the test as mentioned above of the following item was done.

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。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Measurement test of ferrite particle size (d) by microscopic test Table 12 shows the results of these tests.

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、Ａ_３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トのＣ方向断面における平均粒径は１６〜２０μｍ前後と、微細粒組織化されていない。そのため、絞りＲＡは８０．１〜８５．９％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８１７ＭＰａ（表９参照）と比較して、著しく低いことがわかる。 The following can be seen from the test results. In this確性test material is generally hot rolled material, i.e., a steel wire rod finishing the rolling at A ₃ transformation point or more. This is the manufacturing condition of the steel wire rod outside the scope of the manufacturing method of the invention of this application. Therefore, the average grain size in the cross section in the C direction of ferrite, which is the main phase structure of the metal crystal, is around 16 to 20 μm and is not finely grained. Therefore, the aperture RA is excellent at a high level of 80.1 to 85.9%, but the tensile strength TS is 350 to 550 MPa, and the C content used in Examples 1 to 3 was tested. Is 0.0245 to 0.03% by mass, and is significantly lower than 817 MPa (see Table 9) of the steel wire produced by warm rolling.

引き続き、上記確性用試験材を採取した後の６．０ｍｍφ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１．３ｍｍφまで冷間加工して鋼線を調製した。   Subsequently, the steel wire production test in the following Comparative Examples 1 to 3 was performed by cold drawing or cold rolling using the 6.0 mmφ hot-rolled steel wire after collecting the test material for accuracy. A steel wire was prepared by cold working to 3 mmφ.

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℃未満である）。この冷間伸線工程において、確性用として２．１ｍｍφ（伸線総減面率：８７．８％）、１．８ｍｍφ（伸線総減面率：９１．０％）及び１．３ｍｍφ（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。   First, (I) About the hot rolled steel wire material corresponding to SWCH5A of the comparative example 1, it cold-drawn and manufactured the steel wire. Cold wire drawing was performed under the same conditions as in Example 1 (see Table 4. The wire drawing temperature was less than 200 ° C.). In this cold drawing process, 2.1 mmφ (total drawing area reduction: 87.8%), 1.8 mmφ (total drawing area reduction: 91.0%) and 1.3 mmφ (drawing) are used for accuracy. Steel wire test materials were collected as cold drawn with a total wire area reduction ratio of 95.3%.

これに対して、（ii）比較例２のＳＷＣＨ１０Ａ対応、及び比較例３のＳＷＣＨ１８Ａ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、３．３ｍｍφ（伸線総減面率：６９．８％）、２．３ｍｍφ（伸線総減面率：８５．３％）及び１．３ｍｍφ（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。   On the other hand, (ii) About the hot-rolled steel wire corresponding to SWCH10A of the comparative example 2 and SWCH18A of the comparative example 3, cold rolling was performed and the steel wire was manufactured. Cold rolling conditions are the same as in Example 2 (see Table 6. Rolling temperature is less than 200 ° C.). In this cold rolling process, 3.3 mmφ (total drawing area reduction: 69.8%), 2.3 mmφ (total drawing area reduction: 85.3%) and 1.3 mmφ (drawing) are used for accuracy. A steel wire test material as cold-rolled with a total wire area reduction ratio of 95.3% was collected.

上記試験材について、下記の試験を行なった。   The following tests were conducted on the above test materials.

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。但し、比較例２については、更に、線径１．３ｍｍφの鋼線について、冷間圧延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。 1) Measurement test of tensile strength (TS) and drawing (RA) by tensile test 2) Recess molding test of machine screw: This is also as described above. However, for Comparative Example 2, a steel material having a wire diameter of 1.3 mmφ was further subjected to spheroidizing annealing on the steel wire test material as cold-rolled to improve the cold workability. This was also subjected to a recess-screw molding test of a machine screw.

３）小ねじのねじりトルク試験：これも前述の通りであり、１．３ｍｍφの鋼線から冷間圧造・展造により、Ｍ１．６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。   3) Torsional torque test of small screw: This is also the same as described above. For a screw that can be formed into a M1.6 pan-head screw by cold forging and forming from a 1.3 mmφ steel wire, twisting A torque test was performed.

上記試験結果を表１３に示した。   The test results are shown in Table 13.

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％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って引張強さＴＳが上昇し、絞りＲＡが低下している（後述の図４、図５に示す）。引張強さＴＳが１０００ＭＰａ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１．３ｍｍφ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１０００ＭＰａ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３５０ＭＰａと低かったために、９５．３％の総減面率の線径１．３ｍｍφ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。   The following can be seen from the test results. That is, these test materials are steel wire test materials obtained in the test process of Comparative Examples 1 to 3, which is outside the scope of the invention of this application, and the C content is at a level of 0.04 to 0.18%. is there. The steel wire prepared by hot rolling is subjected to cold drawing or cold rolling, and as its total area reduction increases, the tensile strength TS increases and the drawing RA decreases. (Shown in FIGS. 4 and 5 to be described later). It can be seen that the total area reduction ratio for the tensile strength TS to exceed 1000 MPa is approximately 95.3% corresponding to the wire diameter of 1.3 mmφ in Comparative Examples 2 and 3. However, the behavior of the drawing RA when the tensile strength TS exceeds 1000 MPa is 62.5 to 64.4 to 85.9 to 83.0% (see Table 12, Comparative Examples 2 and 3) before cold rolling. %, A significant drop of about 20%. On the other hand, in Comparative Example 1, the tensile strength TS was 962 MPa even at a wire diameter of 1.3 mmφ with a total area reduction of 95.3% because the steel wire before cold drawing was as low as 350 MPa. It was. Nevertheless, the aperture RA is greatly reduced from 80.1% to 64.9%.

［III］ 実施例１〜３と比較例１〜３との試験結果の比較・検討
（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、ひずみｅの変化に対する引張強さＴＳ又は絞りＲＡの変化の状態を、それぞれ図４及び図５に示す。 [III] Comparison and examination of test results of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 (1) Regarding the tensile strength TS and the drawing RA, in each of Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3, As the total area reduction ratio due to the inter-processing increases, the tensile strength TS increases and the drawing RA decreases. The total area reduction ratio R is expressed by a value (according to the equation (3)) converted to the strain e described above, and this is taken as the x-axis, and the state of the change in the tensile strength TS or the aperture RA with respect to the change in the strain e is expressed as follows: These are shown in FIGS. 4 and 5, respectively.

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ＴＳは、素材（６．０ｍｍφ鋼線材：温間圧延材、ｅ＝０）における７００強〜８００強ＭＰａ水準から、線径１．３ｍｍφ鋼線（総減面率Ｒ＝９５．３％、ｅ＝３．０６）における１２００〜１５７０ＭＰａ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ＲＡは素材における７５〜８０弱％水準から、線径１．３ｍｍφ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。   First, as can be seen from FIGS. 4 and 5, in Examples 1 to 3, the tensile strength TS is 700 to 800 MPa in the material (6.0 mmφ steel wire: warm rolled material, e = 0). From a level, it shows a remarkable linear increase from a level of 1200 to 1570 MPa in a steel wire having a wire diameter of 1.3 mm (total area reduction ratio R = 95.3%, e = 3.06). With such an approximately increased amount of extremely large tensile strength TS: 500 to 770 MPa, the drawing RA is reduced from a level of 75 to 80% in the material to a level of 60 to 75% in the steel wire having a diameter of 1.3 mmφ, The approximate decrease amount remains at about 10%.

これに対して、比較例１〜３においては、引張強さＴＳは、素材（６．０ｍｍφ鋼線材：温間圧延材、ｅ＝０）における３５０〜５５０ＭＰａ水準から、線径１．３ｍｍφ鋼線（総減面率Ｒ＝９５．３％、ｅ＝３．０６）における１０００強〜１１５０強ＭＰａ水準まで、概略直線的に大きく上昇している。   On the other hand, in Comparative Examples 1 to 3, the tensile strength TS is from the 350 to 550 MPa level in the material (6.0 mmφ steel wire: warm rolled material, e = 0), and the wire diameter is 1.3 mmφ steel wire. The total increase in area is roughly linearly increased from 1000 to 1150 MPa in (total area reduction ratio R = 95.3%, e = 3.06).

その概略増加量：６００〜６５０ＭＰａに伴ない、絞りＲＡは素材における８０〜８５％水準から、線径１．３ｍｍφ鋼線における６５弱〜７０弱％水準へと、その概略低下量は２０％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−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、１５００ＭＰａ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ＴＳが従来水準に留まっているので、冷間加工による引張強さＴＳの増加によっても、精々１２００ＭＰａ水準未満であった。   Approximate increase amount: With 600 to 650 MPa, the drawing RA is about 20% from 80 to 85% level of the material to 65 to 70 weak% level of the wire diameter 1.3 mmφ steel wire. And larger than those in the first to third embodiments. FIG. 6 further illustrates the relationship between the tensile strength TS and the aperture RA for Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3. Thereby, the advantage of the strength-ductility balance in the examples is clear. That is, in the examples, the tensile strength TS in the material is already at a significantly higher level than the comparative example, and further increased significantly by cold working, so that high strength exceeding 1500 MPa is also obtained, In the comparative example, since the tensile strength TS of the material remained at the conventional level, even if the tensile strength TS was increased by cold working, it was less than 1200 MPa level.

そして、更に実施例においては、高強度化に伴なう絞りＲＡ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。   Further, in the embodiment, the amount of reduction of the aperture RA due to the increase in strength is significantly smaller than that of the comparative example, and the level of the aperture RA after the reduction is extremely higher than the level of the comparative example. A great advantage was confirmed.

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−延性バランスに優れたものが得られる。
（２）Ｍ１．６なべ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、引張強さＴＳが１０００ＭＰａ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１０００ＭＰａ未満の比較例１（総減面率９５．３％の線径１．３ｍｍφにおいて９６２ＭＰａである）においては、リセス割れは良好となっている。 Thus, in the steel wire according to the invention of this application, a high strength and ductility is maintained at a considerably high level, and a steel wire having an excellent strength-ductility balance is obtained.
(2) Formability of cross-shaped recess of M1.6 pan head screw On the other hand, according to the recess formability test, in Comparative Examples 2 and 3 where the tensile strength TS exceeds 1000 MPa, the test material is pre-spheroidized. In Comparative Example 2 in which the sag treatment was performed, recess cracks did not occur and it was good. However, in Comparative Example 3, cracks occurred even after spheroidizing annealing. In the case where spheroidizing annealing was not performed as it was in the cold working, recess cracks occurred in Comparative Examples 2 and 3. However, in Comparative Example 1 where the tensile strength TS is less than 1000 MPa (962 MPa at a wire diameter of 1.3 mmφ with a total area reduction rate of 95.3%), the recess crack is good.

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２．３ｋｇｆ×ｃｍであり、望ましい水準の３．０ｋｇｆ×ｃｍには達していない。   In addition, the torsional break torque is about 2.3 kgf × cm, which is a desirable level of 3. It has not reached 0 kgf × cm.

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Ｍ１．６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。   Thus, in the comparative example that is outside the scope of the invention of this application, when the total area reduction rate of cold drawing or cold rolling on the material increases and the tensile strength rises above a certain value, it becomes spheroidized. Unless an appropriate softening treatment such as annealing is performed, cracks occur during recess molding of M1.6 pan head screws that require extremely severe cold forging. On the other hand, in the examples, even in the case of recess forming in which such severe cold forging is required, even if cold drawing or cold rolling is not performed, spheroidizing annealing is performed. It can be seen that no cracking occurs. In addition, from the viewpoint of cold workability other than the special cold forgeability, the examples 1 to 3 are superior to the comparative examples 1 to 3 even when the level of the drawing RA is used as an index. I understand that.

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１０００ＭＰａ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。   Next, when comparing the comparison between Examples 1 to 3 and Comparative Examples 1 to 3 in terms of the difference in the components of the steel, according to the method for producing high-strength steel according to the invention of this application, the C content is With a low carbon steel of approximately 0.03% by mass as a raw material, it has a high level of tensile strength TS of, for example, 1000 MPa or more, and also has a considerably high drawing RA, for example, cold forging that can be maintained at 65% or more. It can be seen that an excellent steel wire can be obtained in the cold worked state without spheroidizing annealing.

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ＲＡ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１．３ｍｍφ（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。   FIG. 7 shows a graph in which the level of the tensile strength TS with respect to the C content of the steel wire is shown, and FIG. 8 is a graph in which the level of the drawing RA with respect to the C content of the steel wire is stratified by example and comparative example. Here, a case where the wire diameter is 1.3 mmφ (strain is 3.06) is shown as an example when the cold working rate is a constant condition. According to this, in Example, even if C content is comparatively lower than a comparative example, it turns out that tensile strength TS is high and aperture_diaphragm | restriction RA is more than an equivalent level.

［IV］ 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ＳＷＣＨ１６Ａ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Ｍ１．６なべ小ねじであって、その化学成分組成は表１４に示した。 [IV] Comparative Example 4
As a second group of comparative examples, a raw screw and a carburized and quenched screw manufactured from a commercially available SWCH16A steel wire manufactured by a conventional technique were used as Comparative Example 4. This screw was an M1.6 pan head screw, and its chemical composition was shown in Table 14.

このＭ１．６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１．３ｍｍφ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Ｍ１．６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Ｍ１．６なべ小ねじ（浸炭焼入れねじ）の２種類である。 The manufacturing method of this M1.6 pan head screw is according to the prior art, in which a steel wire is manufactured by hot rolling and then cold drawn by a conventional technique to produce a 1.3 mmφ steel wire. After spheroidizing annealing was applied to improve cold forgeability, it was formed into M1.6 pan head screws by cold forging / rolling (raw screw), and carburizing on the raw screw There are two types of M1.6 pan head screws (carburized and hardened screws) that have been subjected to quenching and tempering treatment and given a predetermined strength.

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１５に示した。   As an accuracy test of Comparative Example 4, a torsion torque test (test method is as described above) was performed using a raw screw and a carburized and quenched screw as test materials. The test results are shown in Table 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、Ｍ１．６なべ小ねじのねじり破断トルクが１．８２ｋｇｆ・ｃｍという低値であったが、浸炭焼入れねじにあっては、２．９６ｋｇｆ・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。   The following can be seen from the test results. That is, in Comparative Example 4 manufactured by the manufacturing method outside the scope of the invention of this application, the torsional breaking torque of the M1.6 pan head screw was a low value of 1.82 kgf · cm. However, in the case of the carburizing and quenching screw, a high torsional strength of 2.96 kgf · cm is obtained, and the desired torsional strength is obtained.

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、２．２５〜２．４３ｋｇｆ・ｃｍの低水準であったが、前述した実施例１及び２においては、それぞれ３．３８ｋｇｆ・ｃｍ及び２．９２３．３８ｋｇｆ・ｃｍ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の水準と同レベルであり、いずれも望ましいねじり破断トルク水準の３．０ｋｇｆ・ｃｍをほぼ満たしている。   In the torsional torque test performed in Comparative Examples 1 and 2 described above, the low level was 2.25 to 2.43 kgf · cm, but in Examples 1 and 2 described above, 3.38 kgf · cm and 2 respectively. It was 923.38 kgf · cm. The level of torsional break torque in these examples is the same as that of the comparative example 4 which is a commercial product, and all satisfy the desirable torsional break torque level of 3.0 kgf · cm.

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。   From the above tests, the industrial utility of the high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability and the high-strength molded product of the invention of this application, and the industrial usefulness of the production method for producing them. Sex was confirmed.

圧延条件パラメータＺとフェライト平均粒径との関係を例示するグラフである。It is a graph which illustrates the relationship between the rolling condition parameter Z and a ferrite average particle diameter. ダイヤ型及びスクウェア型、並びにオーバル型カリバーロールの孔型寸法部位を示す図である。It is a figure which shows the hole-type dimension site | part of a diamond type, a square type | mold, and an oval type | mold caliber roll. 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ＳＥＭによるフェライト組織写真の例（実施例３の場合）である。It is an example (in the case of Example 3) of the ferrite structure photograph by SEM of the L direction cross section of the steel (steel wire) after the warm working in the intermediate process which manufactures the steel which concerns on invention of this application. 冷間加工率をひずみ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ＴＳ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。When the cold work rate is converted into strain e and expressed, it shows the increased state of tensile strength TS accompanying the increase of the cold work rate, and the difference between the example and the comparative example at that time It is a graph which shows. 冷間加工率をひずみ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。When the cold working rate is converted into the strain e and expressed, the lowering state of the drawing RA along with the increase of the cold working rate is shown, and the difference between the example at that time and the comparative example is shown. It is a graph. 引張強さＴＳ及び絞りＲＡの水準値の定量化、並びに、この引張強さＴＳ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。It is a graph which compares the quantification of the level value of tensile strength TS and drawing RA, and the balance state of this tensile strength TS and drawing RA about an Example and a comparative example. 鋼線のＣ含有量に対する引張強さＴＳの水準を、実施例と比較例とで比較したグラフである。It is the graph which compared the level of tensile strength TS with respect to C content of a steel wire in the Example and the comparative example. 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。It is the graph which compared the level of drawing RA with respect to C content of a steel wire in an example and a comparative example.

符号の説明Explanation of symbols

ａ ダイヤ型カリバーロールの対頂角長さ、又はオーバル型カリバーロールの最大短軸長さ
ｂ ダイヤ型カリバーロールの軸方向長さ、又はオーバル型カリバーロールの長軸長さ
ｃ ダイヤ型カリバーロールの対辺長さ
Ｒ ダイヤ型カリバーロールの頂角曲率半径、又はオーバル型カリバーロールの曲率半径 a Vertical angle length of diamond-type caliber roll, or maximum short axis length of oval-type caliber roll b Longitudinal length of diamond-type caliber roll, or long-axis length of oval-type caliber roll c Opposite side length of diamond-type caliber roll R Rise angle of radius of diamond type caliber roll or radius of curvature of oval type caliber roll

Claims (29)

Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、引張強さが７００ＭＰａ以上で且つ絞りが６５％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。   The C content is over 0.01 to 0.45 mass%, the main phase is a ferrite structure having an average particle size of 500 nm or less in the vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar, and the tensile strength is 700 MPa or more. A high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, characterized by having a mechanical property with a drawing of 65% or more. 絞りが７０％以上であることを特徴とする請求項１に記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。   The high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to claim 1, wherein the drawing is 70% or more. 引張強さが１０００ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項２に記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼。   The high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to claim 2, wherein the tensile strength is 1000 MPa or more. Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、引張強さが１５００ＭＰａ以上で且つ絞りが６０％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。   The C content is 0.01 to 0.45% by mass, and the main phase is a ferrite structure having an average particle diameter of 500 nm or less in a vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar, and the tensile strength is 1500 MPa or more. A high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, characterized by having a mechanical property with a drawing of 60% or more. Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、硬さがビッカース硬さＨ_Ｖで２８５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。 The C content is 0.01 to 0.45 mass%, and the main phase is a ferrite structure having an average particle diameter of 500 nm or less in the vertical cross section with respect to the longitudinal direction of the steel wire or steel bar, and the hardness is Vickers hardness H A high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability, characterized by having a _V of 285 or more. Ｃ含有量が、Ａｅ_１点におけるフェライト相の炭素の固溶限を超え、０．４５質量％以下であることを特徴とする請求項１から５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。 The C content is excellent in cold workability according to any one of claims 1 to 5, characterized in that it exceeds the solid solubility limit of the ferrite phase carbon at _one point of Ae and is 0.45 mass% or less. High strength steel wire or steel bar. フェライト組織の平均粒径は、２００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１から６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。   7. The high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability according to claim 1, wherein the average grain size of the ferrite structure is 200 nm or less. Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｂ、Ｔｉ及びＮｂの内、いずれもその含有量は、不可避的含有量以下であることを特徴とする請求項１から７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。   The cold workability according to any one of claims 1 to 7, wherein the content of all of Cr, Mo, Cu, Ni, B, Ti, and Nb is unavoidable or less. Excellent high-strength steel wire or steel bar. Ｓｉ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徴とする請求項１から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。   The high-strength steel excellent in cold workability according to any one of claims 1 to 8, wherein the Si content is 1.0 mass% or less and the Mn content is 2.0 mass% or less. Wire or bar. Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ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ビッカース硬さＨ_Ｖで２８５以上であることを特徴とする高強度成形品。 C content is more than 0.01 to 0.45% by mass, and the main phase is a ferrite structure having an average particle size of 500 nm or less in at least one of the cross sections in any direction, and at least in the cross section in any direction high-strength molded article hardness at 1 cross section, characterized in that 285 or more Vickers hardness H _V. Ｃ含有量が０．０１超え〜０．４５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５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、且つ引張強さが９００ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度成形品。   The C content is 0.01 to 0.45% by mass, the average grain size in at least one of the cross sections in any direction is 500 nm or less as the main phase, and the tensile strength is 900 MPa or more. A high-strength molded product characterized by being. 平均粒径は２００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１０又は１１に記載の高強度成形品。   The high-strength molded article according to claim 10 or 11, wherein the average particle diameter is 200 nm or less. 請求項１から９のいずれかに記載の冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼から製造されたこ
とを特徴とする高強度成形品。 A high-strength molded article manufactured from the steel wire or bar steel excellent in cold workability according to any one of claims 1 to 9. 冷間圧造、冷間鍛造及び／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１０から１３のに記載の高強度成形品。   The high-strength molded article according to any one of claims 10 to 13, which is manufactured by cold heading, cold forging and / or cutting. 成形品は、焼入・焼戻し処理が施されていないことを特徴とする請求項１０から１４のいずれかに記載の高強度成形品。   The high-strength molded article according to any one of claims 10 to 14, wherein the molded article is not subjected to quenching / tempering treatment. Ｃ含有量：０．０１超え〜０．４５質量％である鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成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。   C content: More than 0.01 to 0.45 mass% of steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product is warm-worked, and the average crystal grain size in the cross section perpendicular to the longitudinal direction is 3 μm or less A high-strength steel excellent in cold workability, characterized in that a material is prepared and then cold worked to form a ferrite main phase structure having an average crystal grain size of 500 nm or less in a cross section perpendicular to the longitudinal direction. Manufacturing method of wire or steel bar. 温間加工を施した後の材料の長手方向に垂直な断面における前記平均結晶粒径は、０．８μｍ以下であることを特徴とする請求項１６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。   17. The high strength excellent in cold workability according to claim 16, wherein the average crystal grain size in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after being subjected to warm working is 0.8 μm or less. Manufacturing method of steel wire or steel bar. 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は、２００ｎｍ以下であることを特徴とする請求項１６又は１７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。   18. The production of a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to claim 16, wherein the average crystal grain size of the ferrite structure after cold working is 200 nm or less. Method. 温間加工は、加工温度が３５０〜８００℃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鋳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１６から１８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。   The warm working is an average of the plastic strain that is introduced into the material by rolling and / or forging and the residual plastic strain is calculated by a three-dimensional finite element method within a working temperature range of 350 to 800 ° C. The high-strength steel excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 18, wherein the cast slab or the steel slab is subjected to a process that gives a plastic strain of 0.7 or more. Manufacturing method of wire or steel bar. 温間加工は、加工温度が３５０〜８００℃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_０−Ｓ）／Ｓ_０｝×１００ ・・・・・・（１）
但し、Ｒ：鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に対して施される総減面率（％）
Ｓ_０：温間加工開始直前の鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品の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％以上となる加工を前記鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に対して施すものであることを特徴とする請求項１６から１８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。 The warm working is performed by rolling and / or forging in the range of 350 to 800 ° C., and the following formula (1):
R = {(S ₀ −S) / S ₀ } × 100 (1)
However, R: Total area reduction rate (%) applied to steel ingots, slabs, steel slabs or semi-finished steel products
S ₀ : C-direction cross-sectional area of a steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product immediately before the start of warm working
S: The steel ingot, cast slab, steel slab or semi-finished steel product is subjected to a process in which the total area reduction ratio R expressed by the C-direction cross-sectional area of the material obtained after the end of warm working is 50% or more. The method for producing a high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 18. 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１６から２０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。   The method for producing a high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 20, wherein the warm working is performed in a plurality of passes and in a plurality of directions. 冷間加工は、加工温度が３５０℃未満において、圧延及び／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徴とする請求項１６から２１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。   In the cold working, when the working temperature is less than 350 ° C., the residual plastic strain introduced into the material by rolling and / or drawing is an average plastic strain into the material calculated by the three-dimensional finite element method. The high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 21, wherein the processing is performed on the warm-worked material having a processing of 05 or more. Manufacturing method. 冷間加工は、加工温度が３５０℃未満において、圧延及び／又は引抜きにより、下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ_０’−Ｓ’）／Ｓ_０’｝×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（％）
Ｓ_０’：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徴とする請求項１６から２１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。 In the cold working, when the working temperature is less than 350 ° C., the following formula (2) is obtained by rolling and / or drawing:
R ′ = {(S ₀ ′ −S ′) / S ₀ ′} × 100 (2)
However, R ′: Total area reduction rate (%) applied to warm-worked material
S ₀ ': C-direction cross-sectional area of the material just before the start of cold working
S ′: The material obtained after the end of the cold working is subjected to the processing for which the total area reduction ratio R ′ represented by the cross-sectional area in the C direction is 5% or more with respect to the warm-worked material. The method for producing a high-strength steel wire or bar steel excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 21. 冷間加工は、前記温間加工後の材料の長手方向に垂直な断面における平均結晶粒径ｄ_０を予め推定乃至測定しておき、この材料に対して圧延及び／又は引抜きを施すものであって、当該冷間加工温度が３５０℃未満において、この冷間加工後の材料の長手方向に垂直な断面における目標平均結晶粒径ｄ_ａｉｍを有する当該材料を得るために、総減面率Ｒ’が、下記（３）式：
Ｒ’＝｛１−（ｄ_ａｉｍ／ｄ_０）^２｝×１００ ・・・・・・（３）
但し、Ｒ’（％）は下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ₀’−Ｓ’）／Ｓ₀’｝×１００ ・・・・・・（２）
Ｓ₀’：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
で定義する、
が満たされるように冷間加工条件を設定することにより、冷間加工後の材料の結晶粒径を制御することを特徴とする請求項１６から２１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。 Cold working the previously estimated or measured average grain size d ₀ in a cross section perpendicular to the longitudinal direction of the warm working After the material, be those subjected to rolling and / or drawing with respect to the material In order to obtain the material having the target average crystal grain diameter d _aim in the cross section perpendicular to the longitudinal direction of the material after the cold working when the cold working temperature is less than 350 ° C., the total area reduction ratio R ′ Is the following formula (3):
R ′ = {1- (d _aim / d ₀ ) ² } × 100 (3)
However, R ′ (%) is the following formula (2):
R ′ = {(S ₀ ′ −S ′) / S ₀ ′} × 100 (2)
S ₀ ': C-direction cross-sectional area of the material immediately before the start of cold working
S ′: defined by the cross-sectional area in the C direction of the material obtained after the end of cold working,
The cold workability according to any one of claims 16 to 21, wherein the crystal grain size of the material after the cold working is controlled by setting the cold working conditions so that is satisfied. A method for manufacturing high strength steel wire or steel bar. 高強度鋼線又は棒鋼の製造方法は、前記温間加工及び前記冷間加工のいずれの工程中にも、球状化焼なまし処理及び／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１６から２４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。   The method for producing a high-strength steel wire or steel bar does not include spheroidizing annealing treatment and / or quenching / tempering treatment in any of the steps of the warm working and the cold working. The method for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to any one of claims 16 to 24. 高強度鋼線又は棒鋼の製造方法は、前記冷間加工後に３５０℃以上６００℃以下の範囲内の温度において焼なまし処理を行なうことを特徴とする請求項１６から請求項２５の内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。   26. The method for producing a high-strength steel wire or bar steel, wherein annealing is performed at a temperature within a range of 350 ° C. or more and 600 ° C. or less after the cold working. A method for producing a high-strength steel wire or steel bar excellent in cold workability according to claim 1. 請求項１６から２６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／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。   It manufactures by cold forging, cold forging, and / or cutting using the high strength steel wire or steel bar excellent in cold workability manufactured by the manufacturing method according to any one of claims 16 to 26. A method for producing a high-strength molded article characterized by 前記成形品に焼入・焼戻し処理を施さないことを特徴とする請求項２７に記載の高強度成形品の製造方法。   The method for producing a high-strength molded product according to claim 27, wherein the molded product is not subjected to quenching / tempering treatment. 前記成形品に応力除去焼なまし処理及び／又はベーキング処理を施さないことを特徴とする請求項２７又は２８に記載の高強度成形品の製造方法。   The method for producing a high-strength molded article according to claim 27 or 28, wherein the molded article is not subjected to stress-relieving annealing treatment and / or baking treatment.