JP4915762B2 - 冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼、高強度成形品並びにそれらの製造方法 - Google Patents

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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。

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。

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。

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）。

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。

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）。

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）。

この発明においては、化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で残部がＦｅ及び不可避不純物からなる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。

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。

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。

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

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。

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３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。

第１には、化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で残部がＦｅ及び不可避不純物からなり、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。

第２には、化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で残部がＦｅ及び不可避不純物からなるであって、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％以上である冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を提供する。

第３には、化学成分組成が、発明の1又は２の冷間加工性に優れた後高強度鋼線又は棒鋼であって、硬さビッカース硬さＨｖ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。

第４には、化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度成形品であって、成形品の被加工方向に対する垂直断面の平均粒径が５００ｎｍ以下のフェライト組織を主相とし、且つ引張強さが９００ＭＰａ以上である高強度成形品を提供する。

第５には、発明の４に記載の高強度成形品であって、任意方向断面のうちの少なくとも１断面におけるビッカース硬さＨＶで２８５以上である高強度成形品を提供する。

第６には、発明４又は５に記載の高強度成形品であって、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を提供する。

第７には、発明４から６のいずれかに記載の高強度成形品であって、焼入・焼戻し処理が施されていない高強度成形品を提供する。

そして、この出願の第８から第１３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。

第８には、発明１から３のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法であって、発明１に記載の化学成分組成を有する鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に温間加工を施し、該温間加工は、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以上となる加工であり、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、該冷間加工は、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以上となる加工であり、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。

第９には、発明８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であって、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＝｛（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０｝×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（％）、
Ｓ０：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した冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。

第１０には、発明８又は９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であって、温間加工は複数パスで且つ複数方向に施された冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。

第１１には、発明８ないし１０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であって、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’＝｛（Ｓ０’−Ｓ’）／Ｓ０’｝×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（％）、
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した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。

第１２には、発明８ないし１１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であって、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ｄ０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ｄａｉｍ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−（ｄａｉｍ／ｄ０）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。

第１３には、発明８ないし１２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であって、前記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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。

第１４には、発明４ないし７のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、
発明４に記載の化学成分組成を有する鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に温間加工を施し、該温間加工は、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以上となる加工であり、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、該冷間加工は、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以上となる加工であり、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有する冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を得、その後、冷間圧造、冷間鍛造及び／又は切削加工により製造する高強度鋼線又は棒鋼の製造方法を提供する。

第１５には、発明１４に記載の高強度成形品の製造方法であって、温間加工は複数パスで且つ複数方向に施した高強度成形品の製造方法を提供する。

第１６には、発明１４又は１５に記載の高強度成形品の製造方法であって、温間加工は、圧延及び／又は鍛造により、下記（１）式：
Ｒ＝｛（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０｝×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（％）、
Ｓ０：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高強度成形品の製造方法を提供する。

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。

第１７には、発明１４ないし１６のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、冷間加工は、圧延及び／又は鍛造により、下記（２）式：
Ｒ’＝｛（Ｓ０’−Ｓ’）／Ｓ０’｝×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（％）、
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した高強度成形品の製造方法を提供する。

第１８には、発明１４又は１７に記載の高強度成形品の製造方法であって、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ｄ０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ｄａｉｍ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−（ｄａｉｍ／ｄ０）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高強度成形品の製造方法を提供する。

第１９には、発明１４ないし１９のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、前記温間加工及び冷間加工のいずれの工程にも球状化焼きなまし処理及び／又は焼入れ・焼戻し処理を含まない高強度成形品の製造方法を提供する。

第２０には、発明１４ないし１９のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、前記成形品に焼入・焼戻し処理を施さない高強度成形品の製造方法を提供する。

第２１には、発明１４ないし１９のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、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高強度成形品の製造方法を提供する。

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。

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。

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。

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。

この出願の第１〜第３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。

また、この出願の第４〜７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。

さらに、この出願の第８〜１３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。

そして、この出願は、第１４から２１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。

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ＳＷＲＣＨ６Ａ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。

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。

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。

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。

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。

（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、０．０３質量％までの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。

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。

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。

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。

そればかりか、上記合金元素は製造コスト低減上からも添加せずに済ます方が望ましい。

また、材料中のセメンタイトの生成をより確実に抑止するために、及び、合金元素の多量添加による製造コストの上昇をきたさせないために、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。

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。

（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。

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

更に、上記フェライトの平均粒径を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。

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。

（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。

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

（４）この出願の発明に係る製造方法の基本的構成（温間加工＋冷間加工なる組合せ工程の規定）
この出願の発明に係る製造方法の基本的特徴は、まず、この出願の発明に係る冷間加工性に優れた鋼線又は棒鋼を製造するために使用する素材の製造方法として、所定の材料に対して適切な条件下での温間加工を施し、この温間加工により微細粒組織鋼を調製する。ここで得られる材料の結晶粒径は、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。

次いで、かかる材料に対して、適切な条件下での冷間加工を施すと言うものであり、この冷間加工により、冷間加工後の材料の長手方向に垂直方向の断面（Ｃ方向断面）における結晶粒が一層微細化された微細粒組織鋼を得るものである。ここで得られる微細組織は、主相がフェライトであり、冷間加工が施されているので、通常は冷間加工方向に延伸した所謂バンブーストラクチャーの形態を呈するものとなる。

かくして、冷間加工性に優れた高強度鋼が得られる。その際、この冷間加工においては、上記温間加工により調製された微細粒組織鋼を素材とした場合には、材料強度が著しく上昇するにもかかわらず、極めて好都合なことには、加工性の低下が極めて小さいことが見出された。従来予想が困難であったこの新規知見が、この出願の発明の根幹を成すものである。

このように、冷間加工を施す直前において既に微細結晶粒が形成されている材料に対して、以下に述べる適切な冷間加工を施す理由は、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。

（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。

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。

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。

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。

更に、温間加工法としては、温間圧延及び温間鍛造のいずれを採用してもよく、その際、複数バス（温間鍛造の場合は、複数回の鍛造スケジュールとする）により複数方向に加工することにより、材料内への塑性ひずみの均一化が図られるので、望ましい。

（６）冷間加工条件（加工温度、塑性ひずみ、減面率の規定）
次に、上記の通り温間加工により調製された微細粒組織を有し、高強度で且つ加工性に優れている材料に対して、予め施すべき望ましい冷間加工条件は、冷間加工温度が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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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］−（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ＳＷＲＣＨ６Ａ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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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

２）ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験：強度特性の一つとして、引張強さとの相関性を確認するため、及び引張試験片の採取が困難である場合に有効である。ＪＩＳ Ｚ ２２４４ に規定された方法に基づき行なった。

３）顕微鏡試験によるフェライト粒径（ｄ）の測定試験：各試験材から適宜の検鏡試験片を調製し、金属結晶のミクロ組織で主相を構成するフェライトの平均粒径を、試験材の長手方向（上記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。

上記温間圧延材に関する上記試験結果を表３に示した。

表３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。

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。

［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。

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。

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。

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。

上記実施例１の試験結果を表５に示した。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

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。

１）引張試験による引張強さ（ＴＳ）及び絞り（ＲＡ）の測定試験
２）ビッカース硬さ試験機による硬さ測定試験
３）顕微鏡試験によるフェライト粒径（ｄ）の測定試験
４）小ねじのリセス成形試験
５）小ねじのねじりトルク試験
上記試験結果を表７に示した。

上記試験結果より、次のことがわかる。なお、実施例２の製造条件が実施例１のそれと異なる点は、冷間伸線の代わりに冷間圧延で加工したことである。その他の条件は全て同じである。

実施例２においては、採取試験材の線径が実施例１と異なるが、その引張強さＴＳは、線径３．３ｍｍφ（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。

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。

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。

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。

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。

［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、ＳＷＲＣＨ６Ａ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、ＳＷＲＣＨ６ＡのＳｉ含有量規定（Ｓｉ≦０．１０質量％）を満たしている。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

上記試験結果より、次のことがわかる。

実施例３においては、鋼線の引張強さＴＳは、線径１．８ｍｍφ（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。

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。

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％）。

［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。

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ＳＷＲＣＨ６Ａ、ＳＷＲＣＨ１０Ａ及びＳＷＲＣＨ１８Ａ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。

上記確性用試験材については、下記項目の前記のとおりの試験を行なった。

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

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。

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。

まず、（Ｉ）比較例１のＳＷＲＣＨ６Ａ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％）の冷間伸線のままの鋼線試験材を採取した。

これに対して、（ii）比較例２のＳＷＲＣＨ１０Ａ対応、及び比較例３のＳＷＲＣＨ１８Ａ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％）の冷間圧延のままの鋼線試験材を採取した。

上記試験材について、下記の試験を行なった。

１）引張試験による引張強さ（ＴＳ）及び絞り（ＲＡ）の測定試験
２）小ねじのリセス成形試験：これも前述の通りである。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。

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。

上記試験結果を表１３に示した。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。

［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。

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。

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。

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。

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。

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。

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。 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。 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。 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。 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。 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。 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。 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。

符号の説明

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

Claims (21)

1. 化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物であって、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。
2. 化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で、残部がＦｅ及び不可避不純物であって、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。
3. 化学成分組成が、請求項１又は２に記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼であって、硬さがビッカース硬さＨＶ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。
4. 化学成分組成が、Ｃ含有量：０．０１超え〜０．０３質量％、Ｓｉ含有量：１．０質量％以下で且つＭｎ含有量：２．０質量％以下で残部がＦｅ及び不可避不純物からなる高強度成形品であって、成形品の被加工方向に対する垂直断面の平均粒径が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。
5. 請求項４に記載の高強度成形品であって、任意方向断面の内の少なくとも１断面における硬さがビッカース硬さＨＶで２８５以上であることを特徴とする高強度成形品。
6. 請求項４又は５に記載の高強度成形品であって、冷間圧造、冷間鍛造及び／又は切削加工により製造されたことを特徴とする高強度成形品。
7. 請求項４から６のいずれかに記載の高強度成形品であって、焼入・焼戻し処理が施されていないことを特徴とする高強度成形品。
8. 請求項１から３のいずれかに記載の冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法であって、請求項１に記載の化学成分組成を有する鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に温間加工を施し、該温間加工は、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以上となる加工であり、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、該冷間加工は、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以上となる加工であり、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。
9. 請求項８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であって、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＝｛（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０｝×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（％）
   Ｓ０：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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。
10. 請求項８又は９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であって、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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。
    
11. 請求項８ないし１０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であって、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’＝｛（Ｓ０’−Ｓ’）／Ｓ０’｝×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（％）
    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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。
12. 請求項８ないし１１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であって、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ｄ０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ｄａｉｍ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−（ｄａｉｍ／ｄ０）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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。
13. 請求項８ないし１２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であって、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冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼の製造方法。
14. 請求項４ないし７のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、請求項４に記載の化学成分組成を有する鋼塊、鋳片、鋼片又は鋼材半成品に温間加工を施し、該温間加工は、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以上となる加工であり、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、該冷間加工は、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以上となる加工であり、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有する冷間加工性に優れた高強度鋼線又は棒鋼を得、その後、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。
15. 請求項１４に記載の高強度成形品の製造方法であって、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高強度成形品の製造方法。
16. 請求項１４又は１５に記載の高強度成形品の製造方法であって、温間加工は、圧延及び／又は鍛造により、下記（１）式：
    Ｒ＝｛（Ｓ０−Ｓ）／Ｓ０｝×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（％）
    Ｓ０：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ことを特徴とする高強度成形品の製造方法。
17. 請求項１４ないし１６のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、冷間加工は、圧延及び／又は引抜きにより、下記（２）式：
    Ｒ’＝｛（Ｓ０’−Ｓ’）／Ｓ０’｝×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（％）
    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高強度成形品の製造方法。
18. 請求項１４又は１７に記載の高強度成形品の製造方法であって、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ｄ０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ｄａｉｍ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−（ｄａｉｍ／ｄ０）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高強度成形品の製造方法。
19. 請求項１４ないし１８のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、前記温間加工及び冷間加工のいずれの工程にも球状化焼きなまし処理及び／又は焼入れ・焼戻し処理を含まないことを特徴とする高強度成形品の製造方法。
20. 請求項１４ないし１９のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、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高強度成形品の製造方法。
21. 請求項１４ないし２０のいずれかに記載の高強度成形品の製造方法であって、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高強度成形品の製造方法。