KR20070023679A

KR20070023679A - 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선, 강봉 또는 고강도성형품과 그 제조방법

Info

Publication number: KR20070023679A
Application number: KR1020067020992A
Authority: KR
Inventors: 시로 토리주카; 에이지로 무라마츠; 코토부 나가이
Original assignee: 도쿠리츠교세이호징 붓시쯔 자이료 겐큐키코
Priority date: 2004-04-09
Filing date: 2005-04-11
Publication date: 2007-02-28

Abstract

냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 고강도 성형품 및 그들의 제조방법에 있어서는, C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하이고, 또한, 0.010질량% 이하의 시멘타이트 비함유, 또는 C함유량이 0.01초과∼0.45질량%인 강괴, 주물편, 강편 또는 강재반제품에 350∼800℃의 온도 범위에 있어서, 온간 가공을 실시하여 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서, 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 형성한다.

Description

냉간 가공성이 우수한 고강도 강선, 강봉 또는 고강도 성형품과 그 제조방법{EXCELLENT COLD-WORKABILITY EXHIBITING HIGH-STRENGTH STEEL WIRE OR STEEL BAR, OR HIGH-STRENGTH SHAPED ARTICLE AND PROCESS FOR PRODUCING THEM}

본 출원의 발명은 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선이나 강봉 또는 이들의 특성을 이용한 나사나 볼트 등의 고강도 성형품, 및 이들의 강선 또는 봉강과 고강도 성형품의 제조방법에 관한 것이다.

종래, 강선 또는 봉강을 냉간 압조, 전조 및/또는 절삭 가공 등의 냉간 가공에 의해 성형하여 제조하는 나사나 볼트, 그 밖의 고강도의 기계 구조용 부품에 대해서는, 열간 가공에 의해 제조된 강선재를 냉간 가공에 의해 소망의 선직경의 강선으로 가공하고, 얻어진 강선을 700℃정도의 온도에서 수십시간부터 하룻밤 정도의 장시간에 걸친 가열에 의해, 금속 조직 중의 시멘타이트(cementite)를 구상화시키는 소위, 구상화 소둔 처리를 실시하고, 재료를 연화시켜서 냉간 압조 등의 냉간 가공성을 향상시킨 후에, 각종 용도의 제품 형상으로 성형 가공하고 있다. 그러나, 이와 같이 하여 가공된 성형품은 상기 연화 처리에 의해 최종 제품으로서 필요한 강도를 만족시키지 않으므로, 이것에 담금질·뜨임 등의 조질 처리를 실시하는 것이 필요로 되고 있다.

또한, 그 후에 적당하게 표면 처리 등을 실시하고, 제품으로서 출하하는 것이 일반적이다. 이렇게, 종래의 고강도의 기계 구조용 부품 등의 제조 공정에서는 소재에 대한 사전의 연화 처리 및 냉간 가공 후의 성형품에 대한 조질 처리 때문에, 장시간을 요함과 동시에 복잡하고, 열에너지의 손실이 크고, 또한, 생산성이 낮고, 열처리 비용의 증가 및 납기 관리 등의 점에 있어서도 문제가 있었다.

이러한 문제점을 해결할 수 있는 방책으로서, 열간 가공에 의해 제조된 강선재의 냉간 압조성을 향상시키기 위해서, 보통 행하여지고 있는 강선재에 대한 구상화 소둔을 행하는 경우가 없고, 냉간 가공성이 우수한 냉간 압조용 강(鋼)을 제조하는 방법이 제안되어 있다(예를 들면, 특허문헌 1). 이 방법은 강 중의 C를 시멘타이트 생성 온도보다도 고온에 있어서 Fe3C 이외의 탄화물로서 생성시킴으로써, 강철 중의 고용 C량을 실질적으로 저감시켜, 변형 저항, 변형 능력을 저해하는 시멘타이트, 나아가서는 펄라이트의 생성을 억제시키는 한편, 초석 페라이트 양을 대폭 증가시켜, 냉간 가공성을 대폭 향상시키고자 하는 것이다.

그러나, 이 방법에 의하면, 구상화 소둔 처리를 생략할 수 있지만, 얻어지는 강선의 인장강도는, 500MPa까지 밖에 도달하지 못하므로, 냉간 압조에 의해 얻어진 성형품으로서 고강도가 요구될 경우에는, 담금질·뜨임 등의 조질 처리가 필요하게 된다. 또한, 강 중의 C를 Fe3C 이외의 탄화물로서 생성시키기 위해서, 비교적 고가인 합금 원소인 V첨가를 요하는 등, 비용 상승을 초래한다는 문제도 남는다.

또한, 냉간 압조를 포함하는 성형을 하여 제품 형상으로 한 후에는, 담금질·뜨임 등의 조질 처리를 실시할 필요가 없는 방법도 제안되어 있다(예를 들면, 특 허 문헌 2). 이 방법에서는 사용하는 소재로서, 종래 제조되어 있는 강선재 중, 금속 조직이 담금질·뜨임 조직을 갖고, 항복 강도와 가공 경화 지수의 곱이 특정 조건 범위를 만족시키고, 소정의 압축시험에 있어서 균열이 발생하지 않도록 재료를 선정하고 있다. 그러나, 이 방법에서는 육각 볼트 등에 냉간 압조하기 위한 소재가 되는 강선에 대하여, 장시간을 요하는 구상화 소둔 처리를 실시하는 것은 불필요하게 되지만, 냉간 압조를 하기 전의 강선에 대한 담금질·뜨임 처리를 실시하는 것이 필요하다.

이러한 상황에 있어서, 본 출원의 발명자는 상기 모든 문제점도 해결하고, 종래의 냉간 가공 전에 행하는 구상화 소둔 등의 연화 처리와 함께, 냉간 가공 후에 행하는 조질 처리도 생략할 수 있는 기술을 개발하고, 이것을 새로운 발명으로서 제안하고 있다(특허 문헌 3).

본 발명에 있어서는 C:0.45질량% 미만의 강편 또는 강재에 대하여, 압연 온도가 350∼800℃의 범위내에 있어서, 소요의 규정된 변형을 도입하기 위해서, 온간에 있어서의의 칼리버(caliber) 압연을 행하고 있다.

이것에 의해, 압연 방향에 수직인 단면의 평균 입경이 1∼2㎛ 이하인 페라이트 조직을 주상으로 하는 강을 제조할 수 있고, 담금질 또는 담금질·뜨임 처리를 행하지 않고, 그 기계적 성질로서 면적감소가 70%이상이고, 또한 인장강도가 800MPa 이상을 갖는 냉간 압조성이 우수한 강을 제조하는 것을 가능하게 하고 있다. 그리고, 이 강을 사용하면, 냉간 압조를 포함하는 냉간 가공에 의해, 강도 가 우수한 나사 및 볼트 등의 성형품을 제조할 수 있다. 본 발명 기술을 근거로 하여, 본 출원의 발명자는 이 기술에 의해 얻어지는 강이 갖는 우수한 특성과 효과를 확보함과 아울러, 냉간 가공성을 고수준으로 유지하면서, 또한, 한층 강도를 향상시키기 위한 방책에 대해서 검토를 진행시켜 왔다. 그 때, 제조해야 할 강의 기계적 성질의 특성에 관하여, 그 목표값의 제안 발명(특허 문헌 3)에 있어서 목표로 한 인장강도TS의 600MPa 이상(바람직하게는 800MPa 이상)으로 하는 수준을 초과하는 것, 바람직하게는 그들을 대폭 초과하는 것, 또한, 동일한 상기 특허 출원에서 목표로 한 면적감소 RA의 65% 이상(바람직하게는 70%이상)으로 하는 수준을 가능한 한 유지하는 것, 바람직하게는 이들을 초과하는 것으로 설정하였다. 그리고 구체적으로는,

케이스 1: TS≥700MPa, 또한 RA≥65%, 여기서, 더욱 바람직하게는, RA에 관해서는 70%이상으로까지 높이는 것,

케이스 2: TS≥1000MPa, 또한 RA≥70%,

케이스 3: TS≥1500MPa, 또한 RA≥60%

을 구비한 강선 또는 봉강을 얻는 것을 목표로 하였다. 이와 같이, 인장강도 TS가 고수준이면서 또한, 인장강도 TS와 면적감소 RA로 대용되는 강도-연성 밸런스가 고수준의 특성을 겸비한 강선 또는 봉강이면, 나사나 볼트 등의 체결 부품 이외에, 또한, 축류와 같이, 종래 주로 절삭 가공에 의해 성형 가공되어 있는 부품의 제조에 대해서도, 냉간 압조에 의한 성형이 용이하게 되고, 강선 또는 봉강으로부터 고강도 축류로의 성형 가공 가공 수율의 비약적인 향상(종래 수준은, 일반적으로는 60∼65%정도로 낮음)이 가능하게 된다.

그리고, 발명자에 의한 검토의 과정에 있어서, 실질적으로 시멘타이트 비함유의 화학 성분 조성을 갖는 성분계의 강을 소재로 하고, 이것에 상기의 제안 발명의 기술을 적용하고, 또한 이것을 소재(강선재)로 하고, 이것에 적절한 냉간 가공을 실시함으로써, 종래보다도 한층 고강도이고, 또한 냉간 가공성도 우수한 강선 또는 봉강, 그리고 고강도 성형품을 제조할 수 있지 않을까라는 목표를 얻었다. 그러나, 이것을 실제로 가능하게 하기 위해서는, 화학 성분 조성으로서, 강의 표준 조직에 있어서 실질적으로 시멘타이트가 생성되지 않도록 강을 용제(溶製)할 필요가 있다. 예를 들면, 전자 강판용 고순도 순철, 또는 이 이상으로 C함유량을 저하시킨 강을 제조하기 위한 정련 공정을 필요로 한다. 그것을 위해서는, 제강 공정에 있어서의 정련 로로서, 전 로 또는 전기 로 중 어느 하나를 사용한 경우에서도, 이들 정련 로로부터 출강된 용강에 대하여, 적절한 진공 정련로에 있어서의 진공 정련에 의해 더욱 탈탄(脫炭) 반응을 촉진시킴으로써, 극저 탄소 강에 정련함과 아울러, 연속 주조 등의 주조 공정에 있어서도, 용강의 재산화 방지에 의한 강의 청정성의 확보 대책도 요구되고 있다.

(특허 문헌 1) 일본특허공개 2000-273580호 공보

(특허 문헌 2) 일본특허공개 2003-113422호 공보

(특허 문헌 3) 일본특허출원 2003-435980호 공보

본 출원의 발명은 상기의 과제를 해결하는 것으로서, 제1로는, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하로 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제2로는, C함유량이 Ae1에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직 단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제3로는, C함유량이 0.010질량% 이하이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직 단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제4로는, 임의방향 단면 내의 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하로 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품을 제공한다.

제5로는, C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품을 제공한다.

제6으로는, C함유량이 0.010질량% 이하이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품을 제공한다.

제7로는, C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향 에 대한 수직 단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 인장강도가 700MPa이상이고, 또한 면적감소가 65%이상인 기계적 성질을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제8로는, C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향 에 대한 수직 단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 인장강도가 1500MPa이상이고, 또한, 면적감소가 60%이상인 기계적 성질을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제9로는, C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향 에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 경도가 비커스 경도 HV로 285이상인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제공한다.

제10으로는, C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 또한 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 경도가 비커스 경도 HV로 285이상인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품을 제공한다.

제11로는, C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖고, 또한 인장강도TS가 900MPa이상인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품을 제공한다.

제12로는, 피압연재의 C단면의 면적의 90%이상인 영역에 대해서, 평균 결정 입경이 1.O㎛이하로 미세립화되어 있는 것을 특징으로 하는 코일상 강선재 또는 강선을 제공한다.

제13으로는, 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 강괴, 주물편, 강편 또는 강재 반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법을 제공한다.

제14로는, C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하인 강괴, 주물편, 강편 또는 강재 반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직한 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법을 제공한다.

제15로는, 상기 13 및 14의 제조방법에 의해 제조된 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 이용하고, 냉간 압조, 냉간 단조 및/또는 절삭가공에 의해 제조되는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법을 제공한다.

제16으로는, C함유량:0.01을 초과∼0.45질량%인 강괴, 주물편, 강편 또는 강재 반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 주상 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법을 제공한다.

도 1은 압연 조건 파라미터 Z와 페라이트 평균 입경과의 관계를 예시하는 그래프이다.

도 2는 다이아몬드형 및 정사각형, 및 타원형 칼리버롤의 구멍형 치수 부위를 도시한 도면이다.

도 3은 본 출원의 발명에 따른 강을 제조하는 도중 공정에 있어서의 온간 가공 후의 강(강선재)의 L방향 단면의 SEM에 의한 페라이트 조직 사진의 예(실시예 3의 경우)이다.

도 4는 냉간 가공률을 공업적 변형 e로 변환하여 표기했을 때에, 냉간 가공률의 증가에 따르는 인장강도 TS의 상승 상태를 나타냄과 아울러, 그 때의 실시예와 비교예간의 차이를 나타내는 그래프이다.

도 5는 냉간 가공률을 공업적 변형 e로 변환하여 표기했을 때에, 냉간 가공률의 증가에 따르는 면적감소 RA의 하강 상태를 나타냄과 아울러, 그 때의 실시예와 비교예간의 차이를 나타내는 그래프이다.

도 6은 인장강도 TS 및 면적감소 RA의 수준값의 정량화, 및 이 인장강도 TS와 면적감소 RA의 밸런스 상태를, 실시예와 비교예에 대해서 비교하는 그래프이다.

도 7은 강선의 C함유량에 대한 인장강도 TS의 수준을 실시예와 비교예로 비교한 그래프이다.

도 8은 강선의 C함유량에 대한 면적감소 RA의 수준을, 실시예와 비교예로 비 교한 그래프이다.

도 9는 M1. 6팬헤드 기계나사의 비틀림 지연 파괴 시험편을 셋트한 상태를 나타내는 사진이다.

도 1O은 냉간 가공률을 공업적 변형 e로 변환하여 표기했을 때에, 냉간 가공률의 증가에 따르는 인장강도 TS의 상승 상태를 나타냄과 아울러, 그 때의 실시예와 비교예간의 차이를 나타내는 그래프이다.

도 11은 냉간 가공률을 공업적 변형 e로 변환하여 표기했을 때에, 냉간 가공률의 증가에 따르는 면적감소 RA의 하강 상태를 나타냄과 아울러, 그 때의 실시예와 비교예간의 차이를 나타내는 그래프이다.

도 12는 인장강도 TS 및 면적감소 RA의 수준값의 정량화, 및 상기 인장강도 TS와 면적감소 RA의 밸런스 상태를, 실시예와 비교예에 대해서 비교하는 그래프이다.

도 13은 본 출원의 발명에 따른 제조방법에 의해 얻어진 냉간 가공 후의 강(강선)에 있어서의 L방향 단면의 TEM에 의한 페라이트 조직 사진의 예(실시예 2의 경우)이다.

도 14는 강선의 C함유량에 대한 인장강도 TS의 수준을, 실시예와 비교예로 비교한 그래프이다.

도 15는 강선의 C함유량에 대한 면적감소 RA의 수준을 실시예와 비교예로 비교한 그래프이다.

본 출원의 발명은 상기한 바와 같은 구성과 그것에 관계되는 특징을 갖는 것이다. 그래서, 다음에 본 출원의 발명의 실시형태 및 이 실시형태에 있어서의 형태의 한정 이유에 대해서 설명한다.

[1] 금속 결정조직의 주상이 페라이트이며, C함유량이 0.01질량%를 초과하여 0.45질량%까지의 탄소 강 내지 저합금 강 및 금속 결정조직의 주상이 실질적으로 시멘타이트 비함유이고, C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하로 C함유량이 0.010질량% 이하인 탄소 강 내지 저합금 강.

<1> 화학 성분 조성의 규정과 결정조직

본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 화학 성분 조성의 제1의 특징은, 금속 결정 조직의 주상이 페라이트이고, C함유량이 0.01질량%를 초과하여 0.45질량%까지의 탄소 강 내지 저합금 강이고, 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 화학 성분 조성의 제2의 특징은, 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 화학 성분 조성은 금속 결정 조직의 주상이 실질적으로 시멘타이트 비함유이며, C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하, 또는 C함유량이 0.010질량% 이하인 탄소 강 내지 저합금 강에까지 적용된다. 여기서, 성분 설계에 있어서, 어떠한 C함유량으로 결정할지는 그 밖의 성분 원소 함유량이 주어졌을 경우에, 본 출원의 발명의 명세서에 기재되어 있는 C함유량과 인장강도 TS의 관계(예를 들면 도 7, 도 8)를 참조하여, 제조하고자 하는 대상 용도에 소망되는 기계적 성질 등을 만족하도록 적당하게 행해진다.

또한, 상기에 있어서, C함유량의 하한값 0.01질량% 초과를 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 초과로 하여도 좋다.

이러한 C함유량의 고용한도는 Cr이나 Mo 등과 같이 Fe3C의 Fe 원소의 일부를 이 원소 M으로 치환하여 Fe(3-X)MXC를 생성시키는 금속 원소가 함유된 경우라도, 저합금 강으로 이루어지는 강선 또는 봉강에 함유되어 있는 합금 원소의 함유량 정도이면, 탄소 강의 성분계에 있어서의 Ae1점에서의 페라이트상의 탄소의 고용한도에 근사하고 있기 때문이다.

또한, Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도는, 예를 들면 공지의 계산 소프트 「Thermo-calc」를 이용하여 추정할 수 있다(「Thermo-calc」는 평형상태에 있어서의 계산이지만, 실제의 제조시의 냉각 조건은, 평형상태는 아니므로, 완전하게 추정할 수 있다고는 말할 수 없다). 또한 금속 조직이 페라이트를 주상으로 하는 것을 요한다. 무릇, 본 출원의 발명의 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법에 있어서의 구성 요건의 하나인, 온간 압연에 의해 조제되는 평균 입경이 3㎛이하인 강선재의 결정 조직은, 발명자에 의한 상기의 제안 발명에 의하면, 페라이트를 주상으로 하는 강이어야 하기 때문이다.

한편, 상기 화학 성분 조성의 규정에 있어서, 재료의 강도 향상을 위해, 합금 원소의 첨가에 의존하는 것은 본 출원의 발명에 있어서는 필요하지 않다. 여기서, 담금질성 향상을 촉진시키는 원소, 예를 들면, Cr이나 Mo, 그 밖의 동류 원소, 및 고용 강화 원소인 Cu나 Ni, 그 밖의 동류 원소의 첨가는 일부러 행할 필요는 없다. 그 뿐만 아니라, 상기 합금 원소는 제조 비용 저감면에서도 첨가되지 않고 마 무리되는 쪽이 바람직하다.

또한, 재료 중의 시멘타이트의 생성을 보다 확실하게 억제하기 위해서, 및 합금 원소의 다량 첨가에 의한 제조 비용의 상승을 초래하지 않기 위해서, Si함유량을 1.0질량% 이하로, 또한 Mn함유량을 2.0질량% 이하로 제한하는 것이 한층 바람직하다. 또한, 이상의 본 출원의 발명에 있어서의 화학 성분 조성의 규정에 관해서, 강선 또는 봉강, 나사 및 볼트 등으로 대표되는 성형품, 및 강괴 및 강편 등 중 어느 하나에 관해서도, C, Si, Mn, Cr 및 Ni 등 이외의 성분 원소인 탈산제로서의 Al 등, 분산 석출 강화 원소로서의 Ti, Nb 및 V 등의 유가 원소, 및 보통은 유해 불순물로서 취급되는 P, S 및 N 등에 대해서는, 그들의 함유량을 규정하지 않지만, 탈산 원소에 대해서는, 종래의 정련, 주조 기술상, 필수 수준의 함유량을 확보해야 하고, 보통 불순물로서 취급되는 원소에 관해서는 불가피적 혼입 함유량으로 제한해야 하고, 특히 초저함유량으로 제한해야 할 것은 아니고, 그 밖의 유가 원소에 대해서는 특히 함유량을 제한시키는 것은 아니지만, 함유시킬 필요는 없다. 이것으로 본 출원의 발명은, 그 과제를 충분하게 해결할 수 있기 때문이다.

특히, 본 출원의 발명에 있어서는 담금질 처리에서 의해 마르텐사이트 변태를 일으키지 않는 화학 성분 조성이어도 되는 것이 중요한 특징이다. 그 이유는, 본 출원의 발명의 제조방법에 따른 구성 요건을 만족시키고 있으면, 목표로 하는 인장강도 800MPa이상, 바람직하게는 900MPa이상, 더욱 바람직하게는 1200MPa이상,그리고, 더욱 더 바람직하게는 1500MPa이상이 얻어지고, 또한 이들 인장강도에 따른 면적감소 RA도 고수준으로 유지된 강철이 얻어지기 때문이다.

이와 같이, 고강도이고, 또한 고연성이라고 하는 양자의 밸런스가 우수한 기계적 특성이 얻어지는 것은, 냉간 가공성을 열화시키는 요인인 경질인 시멘타이트가 실질적으로 생성되지 않는 점에 크게 의존하고 있다.

또한, 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강, 또는 성형품에 있어서는 실질적으로 시멘타이트 비함유인지의 여부의 판단은, 실제 문제로서는 반드시 용이하지 않다. 여기서, 일상 조업에 있어서 실제적인 C함유량의 정량 분석값에 의해 추정될 수 있다. 여기서, 본 출원의 발명에서는, 금상학적 판단으로부터 C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상 중의 탄소의 고용한도 이하라고 규정하고 있다. 또는, 보통의 저합금 강의 성분계에 있어서는, 시멘타이트가 생성되지 않다고 생각되는 C함유량의 범위로서, 0.010질량% 이하로 규정하고 있다.

상기에 있어서, Ae1점에 있어서의 페라이트상 중의 고용 C농도(질량%)이하로 되므로, 실제적으로 시멘타이트 비함유의 조직이 되어 있다. 탄소 강 및 저합금 강 중 어느 하나에 있어서도, 이 실제적으로 시멘타이트 비함유가 얻어지는 C농도(질량%)는, 예를 들면 공지의 계산 소프트 「Thermo-calc」를 이용하여 추정할 수 있다(「Thermo-calc」는, 평형상태에 있는 계산이지만, 실제의 제조시의 냉각 조건은, 평형상태가 아니므로, 완전하게 추정할 수 있다고는 말할 수 없다.). 이와 같이, 본 출원의 발명에 있어서는 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 강재에 있어서, 상술한 바와 같은 고강도를 갖고, 또한 냉간 가공성도 우수한 재료(강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도강)의 설계가 가능해진다. 종래, 이러한 성분 설계에 의한 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강이 실현된 예는 눈에 띄이 지 않는다.

한편, 재료 중의 시멘타이트의 생성을 보다 확실하게 억제하기 위해서, 또한 합금 원소의 다량 첨가에 의한 제조 비용의 상승을 초래하지 않기 위해서, Si함유량을 1.0질량% 이하로, 또한 Mn함유량을 2.0질량% 이하로 제한하는 것이 한층 바람직하다.

본 출원의 발명에 있어서는 상술한 바와 같이 고강도 특성을 얻기 위한 기본원리로서, 시멘타이트 비함유의 강인 것을 중시하는 것이다. 그래서, 상기 화학 성분 조성의 규정에 있어서도, 합금 원소의 첨가에 의존시키는 것은 필요하지 않다.여기서, 담금질성 향상을 촉진시키는 원소, 예를 들면, Cr이나 Mo, 그 밖의 동류 원소의 첨가, 및 고용 강화 원소인 Cu나 Ni, 그 밖의 동류 원소의 첨가는 일부러 첨가할 필요가 없다. 그 뿐만 아니라, 상기 합금 원소는 제조 비용 저감상에서도 첨가하지 않는 것이 바람직하다. 따라서, 상기 원소는 모두 강의 정련·용제 공정에 있어서 불가피하게 혼입되는 이상의 함유량은 없는 쪽이 바람직하다.

또한 본 출원의 발명에서는 특별히 규정하는 것은 아니지만, 석출 강화에 유효한 원소인 Ti나 Nb, 그 밖의 합금 원소도 첨가할 필요는 없다. 본 출원의 발명의 시멘타이트 비함유의 성분계에 의해, 충분한 인장강도를 확보할 수 있으므로 제조 비용의 저감에도 도움이 된다.

상술한 바와 같이, 본 출원의 발명에 따른 강(강선 또는 봉강, 및 성형품)의 C함유량은, 기본적으로 시멘타이트 비함유가 되도록 설계되어 있다. 따라서, 상기 강의 표준 조직은 항상 페라이트 조직이 된다.

또한, 이상의 화학 성분 조성의 규정에 관해서, 강선 또는 봉강, 나사 및 볼트 등으로 대표되는 성형품, 및 강괴 및 강편 등 어느 하나에 있어서도, C, Si, Mn, Cr 및 Ni 등 이외의 성분 원소인 탈산제로서의 Al 등, 분산 석출 강화 원소로서의 Ti, Nb 및 V 등의 유가 원소, 및 보통은 유해 불순물로서 취급되는 P, S 및 N 등에 대해서는, 그들의 함유량을 규정하지 않지만, 탈산 원소에 대해서는 종래의 정련, 주조 기술상 필수 수준의 함유량을 확보해야 하고, 보통 불순물로서 취급되는 원소에 관해서는 불가피적 혼입 함유량으로 제한해야 하며, 특히 초저함유량으로 제한해야 하는 것은 아니고, 그 밖의 유가 원소에 대해서는, 특히 함유량을 제한하는 것은 아니지만, 함유시킬 필요는 없다. 이것으로 본 출원의 발명은 그 과제를 충분하게 해결할 수 있기 때문이다.

<2> 페라이트의 평균 입경, 및 인장강도 TS, 면적감소 RA의 규정

본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강, 나사 및 볼트로 대표되는 성형품 중 어느 하나에 있어서도 본 출원의 발명에 있어서의 페라이트의 평균 입경을 규정한다. 구체적으로는, 그들의 길이방향에 수직방향인 단면(C방향 단면)에 있어서, 500nm이하로 규정하는 것이다. 이렇게 페라이트의 평균 입경을 규정하는 것은 이 강선 또는 봉강, 및 성형품의 강도를 소망하는 수준 이상으로 확보하기 위해서이다. 즉, 강선 또는 봉강에 있어서는 인장강도 TS가 적어도 700MPa인 것, 용도에 따라서 인장강도 TS가 1000MPa이상, 더욱 바람직하게는 1500MPa이상이라고 하는 우수한 특성을 얻기 위해서이고, 게나가 이 인장강도 TS의 각 수준에 따라서, 연성 확보를 위해서, 면적감소 RA도 고수준으로 유지된 이들 모두가 우수한 밸런스를 갖는 강을 얻기 위해서이다. 여기서, 이 인장강도 TS와 면적감소 RA의 밸런스는, 상술하는 바와 같이 하기에 나타내는 바와 같은 밸런스:

케이스 1: TS≥700MPa, 또한 RA≥65%, 보다 바람직하게는 면적감소 RA의 수준을 더욱 향상시켜서, TS≥700MPa, 또한 RA≥70%,

케이스 2: TS≥1000MPa, 또한 RA≥70%

케이스 3: TS≥1500MPa, 또한 RA≥60%

를 의미한다. 이와 같은 인장강도 TS와 면적감소 RA의 각 수준의 조합에 의해, 강선 또는 봉강을 용도에 따른 사용처에 공급할 수 있다.

이와 같은 규정을 하는 것은, 성형품의 가공에 있어서, 가공 합격 수율의 향상이나, 종래 실현되지 않고 있었던 품질 수준의 성형품의 공급을 가능하게 하기 위해서이다. 또한 축류와 같이, 종래 강선이나 강봉으로부터 절삭 가공에 의해 제조하고 있는 것에 대해서는, 본 출원의 발명인 고강도이면서, 연성도 우수난 강선 또는 봉강을, 용도에 따라서 적절하게 공급함으로써, 그 가공 수율은, 비약적으로 향상한다.

또한 상기 페라이트의 평균 입경을 200nm이하로까지 미세하게 하면, 본 출원의 발명에 따른 강의 상기 인장강도 TS와 면적감소 RA의 조합을 더욱 한층 고수준 용이하게, 또한, 안정하게 얻는 것이 가능해져 바람직하다. 또한, 나사 및 볼트로 대표되는 성형품에 있어서는, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 선재 또는 봉강에 있어서의 C방향 단면에서의 평균 입경과 거의 같다고 간주할 수 있다.

본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강의 제조방법에 의하면, 종래 실현된 예가 눈에 띄이지 않는 저탄소 강 내지 극저탄소 강에 있어서의 상술한 바와 같은 고강도를 갖고, 또한 가공성도 우수한 재료(강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 강)의 설계가 가능해졌다. 이러한 재료 설계에 기초하고, 또한 강도와 가공성의 밸런스가 우수한 고강도 강의 신규 개발의 가능성이 기대된다.

<3>경도의 규정

본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강에 있어서는, 인장강도 TS를 대신하는 강도 특성으로서 경도로 표시한 규정을 한다. 이 경도로서는, 비커스 경도 HV로 285이상인 것이 바람직하다. 비커스 경도 HV가 285이상이면, 인장강도가 대략 900MPa확보되기 때문이다. 한편, 본 출원의 발명에 따른 나사 또는 볼트로 대표되는 성형품에 있어서는, 그 형상 여하에 의해 인장 시험편의 조제가 용이하지 않은 것도 있다. 여기서, 인장강도 대신의 기계적 특성으로서 경도에 의한 규정을 충분하게 해 두어야 한다. 이러한 관점으로부터, 나사 또는 볼트로 대표되는 성형품에 대해서는, 인장강도의 대체로서 경도에 의한 규정이 실용품의 특성 수준 평가로서, 한층 중요성을 지닌다. 성형품에 대해서는 더욱 바람직하게는 비커스 경도 HV는 인장강도 TS로 약 1000MPa 정도에 해당하는 300이상인 것이 좋다.

다음에 상술한 특징을 갖는 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강, 및 성형품의 제조방법의 실시의 형태 및 그 한정 이유에 대해서 상술한다.

<4>본 출원의 발명에 따른 제조방법의 기본적 구성(온간 가공 + 냉간 가공 되는 조합 공정의 규정)

본 출원의 발명에 따른 제조방법의 기본적 특징은, 우선, 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 강선 또는 봉강을 제조하기 위해서 사용하는 소재의 제조 방법으로서, 소정 재료에 대하여 적절한 조건하에서의 온간 가공을 실시하고, 이 온간 가공에 의해 미세 입자 조직 강을 조제한다. 여기서, 얻어지는 재료의 결정 입경은, 가능한 한 작은 것이 바람직하고, 구체적으로는 온간 가공에 의해 얻어진 재료의 길이방향에 수직인 단면(C방향 단면)에 있어서의 평균 입경으로, 3㎛이하인 것이 필요하다. 이어서, 이러한 재료에 대하여, 적절한 조건하에서의 냉간 가공을 실시한다고 하는 것이고, 이 냉간 가공에 의해, 냉간 가공 후의 재료의 길이방향으로 수직방향의 단면(C방향 단면)에 있어서의 결정 입자가 한층 미세화된 미세 입자 조직강을 얻는 것이다. 여기서, 얻어지는 미세조직은 주상이 페라이트이고, 냉간 가공이 실시되어 있으므로, 보통은 냉간 가공 방향으로 연신한 소위, 대나무 구조(bamboo-structure)의 형상을 보이는 것이 된다.

이리 하여, 냉간 가공성이 우수한 고강도 강이 얻어진다. 그 때, 이 냉간 가공에 있어서는 상기 온간 가공에 의해 조제된 미세 입자 조직 강을 소재로 했을 경우에는 재료 강도가 현저하게 상승하는데도 불구하고, 매우 바람직한 경우에는 가공성의 저하가 매우 적다는 것이 발견되었다. 종래 예상이 곤란했던 이 신규 지견이 본 출원의 발명의 근간을 이루는 것이다. 이렇게, 냉간 가공을 실시하기 직전에 있어서, 이미 미세 결정 입자가 형성되어 있는 재료에 대하여, 이하에 설명되는 적절한 냉각 가공을 실시하는 이유는, 얻어진 강에 대하여 성형 가공전에 구상화소둔 처리를 할 필요가 없고, 게다가 성형 가공된 후에 있어서도 얻어진 성형품에 대하 여 담금질·뜨임에 의한 조질 처리를 실시할 필요가 없게 된다는 매우 큰 이점이 생기기 때문이다.

<5> 온간 가공 조건(가공 온도, 소성 변형, 감면율의 규정)

상기 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조공정의 실시의 형태로서, 우선 소정의 강괴, 주물편 또는 강편 내지 강재에 대한 바람직한 온간 가공 조건은, 가공 온도가 350∼800℃의 범위내로 해야 한다. 또한 그 때에 재료 중에 도입되어서 잔류하는 소성 변형을 확보해야 한다. 이 소성 변형량은, 공지의 3차원 유한요소법에 의한 계산으로 구할 수 있고( 그 값을「ε」로 표기함), ε가 0.7이상인 것이 바람직하다. 이러한 온간 가공 조건을 채용한 것은 상변태에 의한 강화 기구를 실질적으로 이용하지 않고, 강의 고강도화를 실현하는 방법으로서, 결정 입자를 미세화하기 위해서이다. 이렇게 함에 따라, 강의 면적감소 RA를 소정의 수준 이상으로 하는 것이 냉간 압조성 등의 냉간 가공성을 우수한 것으로 하기 때문에, 매우 유효한 것을 발명자는, 상기 특허 문헌 3으로서의 발명에 있어서 발견되고 있다. 상기 온간 가공조건에 있어서, ε을 지표라고 하는 대신에, 조업상 비교적 간편하게 요구할 수 있는 재료의 변형(본 출원의 발명 명세서에 있어서 「공업적 변형」이라고 하고, 「e」로 표기함)에 의해, 실용적으로 대체할 수 있다. 공업적 변형 e는, 재료의 총감면율 R의 함수이고, 하기 (3)식:

e=-ln(1-R/100) ············(3)

에서 나타내진다. 단, R는 하기 (1)식:

R={(S0-S)/S0}×100 ··········(1)

단, R: 주물편 또는 강편에 대하여 실시되는 총감면율(%)

S0: 온간 가공 개시직전의 주물편 또는 강편의 C방향 단면적

S: 온간 가공 종료후에 얻어지는 재료의 C방향 단면적으로

나타내지는 총감면율 R이다.

상기 (3)식 및 (1)식을 이용하여, ε≥0.7에 해당하는 R의 값을 계산하면, R≥50%이 얻어진다. 따라서, 온간 가공에 있어서는, 소성 변형 ε≥0.7의 대신에, 재료의 총감면율 R≥ 50%을 사용해도 좋다. 또한 한편, 본 출원의 발명자는 온간 강가공(온간에 있어서의 1패스에 의한 대변형 가공)에 의해 형성되는 초미세 입자의 평균 입경은, 가공 온도와 변형 속도에 의존하는 것에 착안하고, 압연 조건 파라미터로서, 하기 (4)식:

Z=1og[(ε/t)exp{Q/(8.31(T+273))}]···········(4)

단, ε: 평균 소성 변형

t: 압연 시작부터 종료까지의 시간(s)

Q: 정수(결정 조직이 bcc일 때 254000J/mol)

T: 압연 온도(℃), 다패스 압연의 경우에는 각 패스의 압연 온도를 평균한 온도로 나타내어지는 제너-홀로몬 파라미터(Zener-Hollomon parameter)를 도입하고(단, 대수형식으로 표기), 결정 입경은, 압연 조건 파라미터 Z의 증가에 따라서 미세화하는 것을 발견한다. 도 1에, 압연 조건 파라미터 Z와 평균 페라이트 입경의 관계를 예시한다. 즉, 도 1은 Z≥11이 되도록 압연을 제어함으로써, 평균 페라이트 입경이 1㎛이하인 미세 입자 조직이 얻어지는 것을 나타내고 있다. 따라서, 온간 압연 온도를 Z≥11을 만족시키도록 제어함으로써, 소재의 평균 페라이트 입경을 3㎛미만으로 하는 것이 가능해진다. 또한 온간 가공법으로서는, 온간 압연 및 온간 단조 중 어느 하나를 채용해도 좋고, 그 때, 복수 패스(온간 단조의 경우에는, 복수회의 단조 스케줄로 함)에 의해 복수 방향으로 가공함으로써, 재료 중으로의 소성 변형의 균일화가 도모되므로 바람직하다.

(6)냉간 가공 조건(가공 온도, 소성 변형, 감면율의 규정)

다음에, 상기한 바와 같이 온간 가공에 의해 조제된 미세 입자 조직을 갖고, 고강도이면서 가공성이 우수한 재료에 대하여, 미리 실시해야 할 바람직한 냉간 가공 조건은, 냉간 가공 온도가 350℃미만인 것이 바람직하다. 가공 발열에 의해, 냉간 가공 중에 이 보다도 높은 온도에 달하면, 인장강도의 상승 정도가 저하되어 바람직하지 않다. 다음에, 냉간 가공에 의해 재료 중으로의 도입되는 잔류 변형을, 소망하는 인장강도에 따라 확보하는 것이 필요하다. 이러한 관점으로부터, 3차원 유한 요소법에 의해 구해지는 소성 변형 ε이, 적어도 0.05이상이 되도록 냉간 가공을 실시하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 결정의 냉간 가공 조직은 가공 방향으로 연신된 형태를 나타내고, 가공 방향에 대한 C방향 단면에 있어서의 입경도 미립화되어서, 인장강도의 상승이 확보된다. 그 때, 면적감소 RA의 저하량은 작게 억제된다. 상기 냉간 가공 조건에 있어서, 가공량으로서 ε을 지표로 하는 것 대신에, 상기 (3)식에 의해 설명한 「공업적 변형」인 e를 매개하는 함으로써, ε≥0.05에 해당하는 재료의 총감면율 R를 계산하면, R≥5%가 얻어진다. 따라서, 냉간 가공에 있어서는, 상기 소성 변형 ε≥0.05의 대신에, 재료의 총감면율 R≥5%을 사 용해도 좋다.

상기에 있어서, 냉간 가공법으로서는, 공지의 냉간 신선(伸線)법 및 냉간 압연법 중 어느 하나를 사용해도 좋다. 냉간 압연법에 있어서는, 공지의 콤바인드 롤법에 의한 것이 바람직하다. 냉간 가공에 의해 제조되는 강의 형태가 강선 또는 봉강이면, JIS G 3539 냉간 압조용 탄소 강선 중에서도, 특히 고강도이면서 양호한 냉간 가공성이 요구되는 성형품 용도나, 또는 JIS G 3505 경강선 중에서도, 비교적 저C함유량 영역의 강종(鋼種)으로 특히 고강도이면서. 양호한 냉간 가공성이 요구되는 제품 용도에 제공할 수 있다.

[II]실시예<금속 결정 조직의 주상이 페라이트이고, C함유량이 0.01질량% 초과부터 0.45질량%까지의 광범위한 탄소 강 내지 저합금 강>

실시예 1과 실시예 2는, 본 출원의 발명에 따른 고강도 강선 또는 봉강의 제조공정이 일부 다르고, 또한 실시예 1 및 2와 실시예 3은, 그 제조공정 이외에, 화학 성분 조성도 다르다. 따라서, 실시예 1 및 2와 실시예 3은, 시험 방법 및 시험 결과를 각각 설명한다.

[II]<1>실시예 1 및 실시예

[II]<1>-1)실시예 1 및 실시예 2에 공통인 시험(온간 압연 공정으로 얻어진 시험재의 확성(確性) 시험)

실시예 1 및 실시예 2를 다음과 같이 시험하였다. 표 1에 나타낸 화학 성분 조성을 갖는 강철을 진공 용해로를 이용하여 용제하고, 강괴로 주조하였다. 이 화학 성분 조성은, 예를 들면 JIS G 3507의 냉간 압조용 탄소 강선재에 속하는 SWRCH5A에서 규정된 화학 성분 조성 중, Si함유량: 0.10질량% 이하에 대하여, 이것을 초과하는 0.30질량%를 함유하는 것이다. 단, C함유량은 낮은 0.0245질량%인 점이 특징적이다.

시료 공급처	화학 성분 조성(질량%)
시료 공급처	C	Si	Mn	P	S	N	sol.Al
실시예 1 실시예 2	0.0245	0.30	0.20	0.010	0.001	0.0018	0.032

상기에서 얻은 강괴를 열간 단조에 의해 사방 80mm인 강봉으로 성형하였다. 이들 강봉의 금속 조직은 페라이트 주상이고, C방향 단면에 있어서의 페라이트의 평균 입경은 약 20㎛이하 정도이었다. 상기 사방 80mm인 각 봉강으로부터 압연용 소재를 채취하고, 온간에 있어서의 다방향의 다패스 칼리버 압연에 의해 사방 18mm로 성형하고, 수냉하여 봉강을 조제하였다. 이 온간 압연은, 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강용의 소재를 조제하는 것이고, 이 온간 압연에 의해 얻어지는 재료의 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하가 되는 조건으로 행하였다.

상기한 바와 같이 평균 결정 입경이 3㎛이하가 되는 온간 칼리버 압연의 방법으로서, 다음 조건으로 행하였다. 상기 열간 단조로 성형된 사방 80mm인 압연용 소재를 550℃에서 가열한 후, 압연 온도 450∼530℃의 범위내에 있어서, 표 2에 나타나 있는 바와 같이, 우선, 다이아몬드형 칼리버롤(도 2, 윗그림을 참조)에 의해, 각 1패스의 감면율이 약 17%인 19패스의 온간 압연을 행하고, 사방 24mm로 성형하였다. 이어서, 최대 단축 길이가 11mm, 장축 길이가 52mm인 타원형 칼리버롤(도 2, 아랫 그림에서 각각 a, b, 단 R=64mmΦ)에 의해 온간 압연하고, 최후에 정사각형 칼리버롤로 1패스의 온간 압연을 행하는 합계 21패스로 사방 18mm로 성형하였다. 온간 압연용 소재(사방 80mm)로부터 이 사방 18mm재로의 총감면율은 95%이다. 표 2에, 패스 스케줄의 개요를 나타냈다.

패스 수	칼리버수	칼리버형칼리버 형상
1	1	다이아몬드형
2	1
3	2
4	2
5	3
6	3
7	4
8	4
9	5
10	5
11	6
12	7
13	8
14	9
15	10
16	11
17	12
18	13
19	13
20	14	타원형
21	15	다이아몬드형

상기 타원형 칼리버롤에 의한 1패스의 온간 압연에 있어서는, 사방 24mm 봉을 상기 타원형 칼리버롤에 의해 압연을 행하고 있으므로, 이 압연전 재료의 C방향 단면의 대변길이 24mm에 대한 압연후 재료의 C방향 단면 최대 단축 길이 11mm의 비율은 (11mm/24mm)×100=46%로 상당히 작고, 또한 이 때의 구멍형 치수로부터 계산한 감면율은 38%로 상당히 크다. 따라서, 이 타원형 칼리버롤에 의한 1패스의 온간 압연은 온간 압연 종료 후의 사방 18mm 봉강에 있어서의 페라이트 입경의 미세화를 한층 촉진시키는 조건으로 되어 있다. 또한, 상기 제 19패스째까지의 다이아몬드형 칼리버롤에 의한 압연 과정에 있어서는, 재료의 단면 형상을 가능한 한 정방형에 가깝게 하기 위해서, 동일 칼리버롤에 연속 2패스씩 통과시키는 압연(소위 「이중 통과」)을 적당하게 행하고 있어, 각 이중 통과는 각각 2패스로서 카운트하였다. 또한, 압연의 각 패스마다 재료를 길이방향 축심의 주위로 회전시켜서 압하방향을 변화시켜서 다방향의 다패스 압연을 행하였다. 또한, 가공 발열도 가하여, 온간 압연의 압연 온도 영역에서도 비교적 저온측 영역에 있어서는 방열량이 비교적 작아서, 압연 중 재료의 온도저하에 기인하는 중간 가열의 필요성은 없었다. 다음에, 상술한 온간 압연 방법에 의해 조제된 사방 18mm인 강봉을 절삭가공에 의해 직경을 감소시켜서 직경 6.0mmφ의 강선재로 가공하였다.

여기서, 사방 18mm로부터 6.0mmφ로의 절삭에 의해 직경을 감소시킨 이유는 이하에 설명한 바와 같이, 본 실시예에서는 강선의 용도로서 JIS B1111에 규정된 M1.6 팬헤드 기계나사(나사부의 유효단면의 직경이 1.27mmφ)를 선정했으므로, 목표 신선율 95%의 냉간 신선가공 또는 목표 총감면율 95%의 냉간 압연 가공에 의해 직경 1.3mmφ가 얻어지는 소재로 하기 때문이다. M1.6 팬헤드 기계나사를 선정한 것은, 그 두부(頭部)에 십자형상의 리세스(recess)(드라이버에서 토크를 주는 오목부)를 압조성형하기 위해서는 매우 뛰어난 냉간 압조성이 요구되므로, 후술하는 M1.6 팬헤드 기계나사의 십자형상 「리세스 성형시험」에 의해 특히 우수한 냉간 압조성을 갖는 지의 여부를 평가하기 위해서이다.

또한, 상기에 있어서 온간 압연에 의해 조제된 상기 18mm의 강봉의 C방향 단면에 있어서의 입경은 전면에 걸쳐서 균등화되어 있었다.

이 6.0mmφ의 확성용 시험재를 채취하여 하기 항목의 시험을 행하였다. 또한, 이 확성용 시험재를 채취 후의 6.0mmφ까지 가공한 강선재는, 계속해서 실시예 1 및 실시예 2의 시험에 제공되었다.

1)장력시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험: 이 시험에 있어서는, 특히 강도가 우수함과 아울러, 냉간 가공성에 있어서도 상당히 우수하다고 하는 강도와 냉간 가공성에 있어서의 고수준 밸런스를 갖는 재료인지의 여부를 평가하는 기본 데이터를 얻는 것을 목적으로 한다.

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정시험: 강도 특성의 하나로서 인장강도와의 상관성을 확인하기 위해서, 또한 인장시험편의 채취가 곤란할 경우에 유효하다. JIS Z 2244에 규정된 방법에 기초하여 행하였다.

3)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험: 각 시험재로부터 적당한 검경시험편을 조제하고, 금속결정의 미크로조직으로 주상을 구성하는 페라이트의 평균 입경을, 시험재의 길이방향(상기 사방 18mm 봉강의 길이방향에 일치)에 수직 방향의 단면(C방향 단면)의 평균 페라이트 입경을 측정한다. 이 때, 실제로는 L방향 단면에 있어서의 미크로조직을 관찰하고, C방향 단면의 평균 페라이트 입경을 구하였다.

상기 온간 압연재에 관한 상기 시험 결과를 표 3에 나타냈다.

시료 제공처	C (질량%)	제조공정	시험재 선직경 (mmφ)	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	비커스 강도 Hv(-)	C단면에서의 평균페라이트 입경 d(㎛)
실시예 1 실시예 2	0.0245	온간압연	6.0	702	78.6	255	0.7

표 3의 시험결과로부터, 하기 사항을 알 수 있다. 이 온간 압연에 의한 강선재는 C함유량이 0.0245질량%의 저탄소 강으로서, 특별한 강화 원소의 첨가도 되어 있지 않고, 온간 압연 그대로임에도 불구하고, 인장강도 TS가 702MPa이라는 고강도가 확보되어 있음과 동시에, 면적감소 RA가 78.6%이라는 매우 고수준의 특성이 얻어지고 있고, 강도와 성형성이 뛰어난 밸런스의 소재로 되어 있는 것을 알 수 있다. 이것은 본 출원의 발명의 범위 내의 조건에 따라 금속결정의 미크로 조직이 페라이트를 주상으로 하고, 페라이트 입경이 0.7㎛라는 미세 입자 조직강이 얻어지고 있기 때문이다. 이와 같이, C함유량이 0.0245질량%라는 보통 실용화되어 있는 냉간 압조용 강선재로서는 유래를 볼 수 없는 저탄소 강에 있어서도 인장강도가 700MPa 이상의 높은 수준을 달성하고 있고, 더욱이 면적감소 RA도 매우 높은 수준을 확보하고 있다.

한편, 상기 6.0mmφ 확성용 시험재를 채취한 후의 6.0mmφ의 강선재를 사용하여, 실시예 1에서는 냉간 신선에 의해, 또한 실시예 2에서는 냉간 압연에 의해, 모두 6.0mmφ에서 1.3mmφ까지 냉간 가공하여 강선을 제조하는 시험을 행하였다.

[II] <1>-2) 실시예 1과 실시예 2의 사이에서 다른 시험(냉간 가공 공정으로 얻어진 시험재의 확성시험)

[II] <1>-2)-(a) [실시예 1에 있어서의 냉간 신선 방법으로 얻어진 강선의 확성시험]

상온의 상기 6.0mmφ 강선재(상술한 바와 같이, 온간 압연에 의해 18mmφ로 가공하고, 다음에 6.0mmφ으로 절삭가공한 강선재)를 표 4에 나타낸 바와 같이, 다이번호 1∼17의 신선다이에 의해 순차 신선하여 1.3mmφ의 강선을 제조하였다. 신선 중의 재료 온도는 200℃ 미만이었다.

실시예 1∼6의 냉간 신선(6.0mmφ->1.3mmφ)
다이 번호	1∼11	12∼13	14∼17
신선후의 강선직경(mmφ)	5.6*)∼2.1φ	1.9∼1.8φ	1.6∼1.3φ

주*) 단, 신선용 소재의 스타트직경은 6.0mmφ

본 실시예 1의 모든 신선공정에 있어서는, 일체 구상화 소둔 그 밖의 연화처리를 행하지 않고, 6.0mmφ로부터 1.3mmφ까지 용이하게 신선할 수 있었다. 그리고, 1.3mmφ(신선 총감면율: 95.3%)의 강선으로부터 신선 그대로의 확성용 시험재를 채취하였다. 확성 시험방법은 다음과 같으며, 1) 2) 3)은 상기한 바와 같다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정시험

3)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험

4)기계나사의 리세스 성형시험: 선직경 1.3mmφ의 강선을 JlS B1111에 규정된 M1.6 팬헤드 기계나사의 제조공정에서 헤더 가공(header working)에 의해 예비성형하고, 이어서 두부에 소정의 십자형상의 리세스(드라이버에 의해, 이 나사를 단단히 조이기 위한 십자형상 등의 홈부)를 냉간 압조에 의해 성형한다. 이 성형시에 이 리세스에 크랙(crack)이 발생하는 상황을 10배의 확대경으로 관찰하는 시험이다. 일반적으로, 리세스 크랙의 발생 상황은 기계나사의 리세스 형상에 따라 크게 다르지만, M1.6 팬헤드 기계나사의 십자형상의 리세스 성형은 매우 가혹한 압조성형이며, 본 명세서에서는 실용적 시험인 동시에, 특히 우수한 냉간 압조성의 평가 시험이라고 위치를 정하였다. 크랙이 확인되지 않은 것을 「양호」, 미소 크랙이 확인되었지만, 대체로 양호한 것을 「약간 양호」, 크랙된 것을 「크랙」, 큰 붕괴가 발생한 것을 「큰 크랙」이라고 하였다.

5)기계나사의 비틀림 토크 시험: 선직경 1.3mm의 강선으로부터, 상기한 바와 같이 리세스가 압조 성형된 나사 중간체를 냉간 전조에 의해 나사부를 형성해서 M1.6 팬헤드 기계나사를 조제한다. 이어서, 이것을 JIS B1060 「침탄 담금질 뜨임을 실시한 미터계 스레드 롤링(thread rolling) 나사의 기계적 성질 및 성능」의 5.4 「비틀림 시험」에 규정된 방법에 따라서, 적절한 토크 측정장치에 의해, 나사가 파괴될 때까지 토크를 증대시킨다. 파괴가 일어나기까지 필요한 토크값(파단 토크(kgf·cm))를 측정하였다. 이 시험의 목적은, 나사 및 볼트 등 체결부품에 대한 기계적 성질의 특성의 하나인 「비틀림 강도」를 평가하는 것에 있다. 이하, 본 명세서에 있어서 동일. M1.6 팬헤드 기계나사의 경우에는 파단 토크가 3.0kgf·cm 이상인 것이 바람직하다.

상기 실시예 1의 시험 결과를 표 5에 나타낸다.

시험	실시예 1
C(질량%)	0.0245
시험재 선직경(mm)	1.3φ
냉간 신선 총감면율(%)	95.3
변형	3.06
인장강도 TS(Mpa)	1567
면적감소 RA(%)	-
비커스 경도 Hv(-)	355
C방향 단면에서의 평균 페라이트 입경 d(nm)	182
기계나사의 리세스 성형성	크랙
나사파단 토크 (kgf×cm)	3.38

표 5의 시험결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 실시예 1에서 얻어진 1.3mmφ의 강선은 C함유량이 0.0245질량%의 저탄소 강으로서, 특별한 강화 원소의 첨가는 되어있지 않고, 담금질·뜨임 등의 열처리, 또는 일절의 연화 처리가 실시되어 있지 않지만, 그 인장강도 TS는 1567MPa로 현저히 높고, 또한 면적감소 RA도 60.2%로 상당히 높은 수준에 있다. 이것은, 표 3에 나타낸 바와 같이, 그 소재가 온간 압연에 의해 인장강도 TS가 702MPa로 이미 매우 높고, 비커스 경도 HV도 355로 매우 고수준에 있고, 또한 면적감소 RA가 78.6%로 모두 이미 고수준에 이르어 있는 미세 페라이트 조직 강(C방향 단면에 있어서의 평균 페라이트 입경이 0.7㎛)이며, 이에 대하여 신선에 의해 95.3%의 총감면율에 의한 냉간 가공이 실시되어 있기 때문이다.

이와 같이, 실시예 1의 강선은 저탄소 강이면서, 냉간 가공 후의 강선으로 고강도이면서, 고연성이 부여되어 있는 것은, 이 강선의 결정 입자가 미세한 페라이트 주상으로 구성되어 있는 것에 있다. 구체적으로는, 실시예 1의 1.3mmΦ 강선은, C방향 단면에 있어서의 평균 페라이트 입경이 182nm이고, 냉간 신선 가공의 방향에 대나무 구조 형상으로 신장된 형태를 나타내는 페라이트 주상이다.

여기서, 이 냉간 가공 후의 C방향 단면에 있어서의 페라이트 입경을, 가공 변형량에 의해 제어한다라는 착상으로부터, 냉간 가공 전후에 있어서의 입경의 측정값으로부터 검토한다. 실시예 1의 경우, 온간 압연에 의해 조제된 강선재(냉간 가공 시작 개시의 강선재)에 있어서의 C방향 단면에서의 평균 페라이트 입경은, 0.7㎛이었다(표 3참조). 한편, 온간 가공에 의해 얻어진 강선재(선직경 : 6.0mmΦ)의 C방향 단면의 페라이트 입경을 d1으로 나타내고, 강선재에 대한 냉간 신선에 의한 총단면 감소율을 R(%)로 하면, 냉간 신선 후의 강선(선직경:1.3mmΦ)의 C방향 단면의 평균 페라이트 입경 d2를, 하기 (5)식:

d2=(1-R/100)1/2×d_l ··············(5)

로 추산한다. R은, 95.3%이고, d1은 0.7㎛이었기 때문에, d2 = 152nm로 계산된다.이 계산값 152nm는, 실측값 182nm와 잘 일치하고 있다.

따라서, 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강의 제조방법에 있어서, 온간 압연재의 강선재를 냉간 가공에 의해 강선을 제조할 때에, 이 강선재의 C방향 단면에 있어서의 페라이트 입경의 제어 수단으로서, 상기 (5)식을 사용하는 것이 유효하다.

다음에 이렇게 해서 제조된 본 출원의 발명에 따른 강선은, 담금질·뜨임 등의 조질 처리 없음의 상태에서, M1.6 팬헤드 기계나사와 같은 매우 가혹한 냉간 압조가 실시되는 성형 과정인 리세스의 성형에 대해서는, 연성 수준의 지표로서 면적감소 RA가 60.2%에서는, 크랙이 발생하였다. 그러나, 비틀림 토크 시험을 실시한 바, M1.6팬헤드 기계나사로서 바람직한 파단 토크값인 3.0kgf·cm이상을 만족시키는 3.38kgf·cm가 얻어지고, 고비틀림 강도를 갖는 것이 확인되었다.

[II]<1>-2)-(b)[실시예 2에 있어서의 냉간 압연 방법과 얻어진 강선의 확성성 시험]

상온의 상기 6.0mmΦ강선재(상기한 바와 같이, 온간 압연에 의해 18mmΦ로 가공하고, 이어서 6.0mmΦ로 절삭가공 한 강선재)를, 표 6에 나타나 있는 바와 같이, 제1공정∼제3공정에서의 각 콤바인드 롤에 의한 냉간 압연에 의해, 1.3mmΦ까지 압연하고, 강선을 제조하는 시험을 행하였다.

실시예 2의 냉간 압연
압연 공정 No.	제 1공정	제 2공정	제 3공정
패스수	8패스	10패스	5패스
연신 후의 강선 직경(mmΦ)	5.7*)3.3Φ	3.1∼1.8Φ	1.6∼1.3Φ
시험재의 직경(mmΦ)	3.3Φ	1.8Φ	1.3Φ
시험재 채취 단계의 압연 총감면율(%)	69.8	91.3	95.3
시험재 채취단계의 공업적 변형 e(%)	1.20	2.41	3.06

주 *)단, 압연용 소재의 스타트 직경은 6.0mmΦ

즉, 제 1공정의 8패스로 6.0mmΦ로부터 3.3mmΦ까지 압연하고, 제 2공정의 10패스로 3.3mmΦ로부터 1.8mmΦ까지 압연하고, 그리고 제 3공정의 5패스로 1.8mmΦ에서 1.3mmΦ까지 압연해서 강선을 제조하였다. 압연 중의 재료 온도는, 200℃미만이었다. 이들 모두의 압연 공정에 있어서, 일절 구상화 소둔 그 이외의 연화 처리를 행하지 않고 6.0mmΦ로부터 1.3mmΦ까지 용이하게 냉간 압연할 수 있었다. 이 사이, 확성용 시험재로서, 3.3mmΦ(총감면율:69.8%), 1.8mmΦ(총감면율:91.0%) 및 1.3mmΦ(총감면율:95.3%)의 3단계에 있어서, 냉간 압연 그대로의 확성용 시험재를 채취하였다. 확성 시험 방법은 상기에 준하여 행해졌다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적가소(RA)의 측정시험

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정시험

3)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험

4)기계나사의 리세스 성형 시험

5)기계나사의 비틀림 토크 시험

상기 시험 결과를 표 7에 나타냈다.

시험	C (질량%)	시험재 선직경 (mmΦ)	냉간 압연 총감면율(%)	변형 e	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	비커스경도 Hv(-)	C방향 단면에서의 페라이트의 평균 입경 d(nm)	기계나사의 리세스 성형성	비틀림 파단 토크(kg×cm)
실시예2	0.0245	3.3Φ	69.8%	1.20	922	-	-	-	-	-
		1.8Φ	91.0%	2.41	1147	-	-	-	-	-
		1.3Φ	95.3%	3.06	-	-	328	-	크랙	2.92

상기 시험 결과로부터, 다음과 같은 것이 확인된다. 또, 실시예 2의 제조 조건이 실시예 1의 그것과 다른 점은, 냉간 신선 대신에 냉간 압연으로 가공한 것이다. 그 밖의 조건은 모두같다. 실시예 2에 있어서는, 채취 시험재의 선직경이 실시예 1과 다르지만, 그 인장강도 TS는, 선직경이 3.3mmΦ(총감면율: 69.8%)에서 922MPa, 선직경 1.8mmΦ(총감면율: 91.0%)에서 1147MPa로 고수준이다. 또한 비커스 경도 HV는, 선직경 1.3mmΦ(총감면율: 95.3%)에서 328로 매우 고수준에 달하고 있다.

실시예 2와 실시예 1을 선직경1.3mmΦ에 있어서의 비커스 경도 HV로 비교하면, 실시예 2(냉간 압연법)가 328, 실시예 1(냉간 신선법)이 355이고, 다른 조건이 동일할 경우에는, 냉간 압연에 의한 것 보다도 냉간 신선에 의한 경우쪽이, 약간 경도의 상승이 큰 것이 확인된다. 이와 같이, 소재(강선재)에 대한 냉간 가공 방법은, 냉간 신선법이어도, 또한 냉간 압연법이어도, 냉간 가공 직전의 소재(강선재)의 화학 성분 조성, 결정 조직의 상태, 특히 C방향 단면에 있어서의 평균 페라이트 입경이 같은 페라이트주상의 조직을 갖고, 인장강도 TS 및 면적감소 RA가 같으면, 동일한 고강도 강선이 얻어지는 것이 확인된다. 그리고, 또한 구상화 소둔을 실시하지 않는 냉간 압연 그대로이어도, M1.6팬헤드 기계나사의 비틀림 파단 토크는, 2.92kgf·cm이고, 그 바람직한 수준의 3.0kgf·cm에 가까운 고비틀림 강도가 발휘되고 있다.

[II]<2> 실시예 3

본 출원의 발명의 범위내에 있는 실시예 3으로서, 다음과 같이 시험을 행하였다. JIS G 3507에 규정된 냉간 압조용 탄소 강선재 중 SWRCH5A에 속하는 표 8에 나타낸 화학 성분 조성을 갖고, 열간 압연에 의해 제조된 시판의 13mmΦ의 강선재를 사용하였다. 이 강선재의 성분은, 탄소 C가 0.03질량%이고, 상기 실시예 1 및 실시예 2에 제공한 강의 성분 조성에 유사하다. 단, 이 실시예 3의 시료 제공 강의 Si함유량은, 실시예 1 및 2의 Si=0.30질량%와는 다른 0.03질량%이고, SWRCH5A의 Si함유량 규정(Si≤O.10질량%)을 만족하고 있다.

시료 공급처	성분 상당의JIS	화학 성분 조성(질량%)
시료 공급처	성분 상당의JIS	C	Si	Mn	P	S	sol.Al
실시예 3	SWRCH5A	0.03	0.30	0.20	0.016	0.010	0.035

상기 13mmΦ의 열간 압연 강선을, 압연 온도 450℃∼530℃의 범위내에 있어서, 칼리버롤에 의해 다방향·다패스의 온간 압연에 의해, 6.0mmΦ의 강선재로 조제하였다. 온간 압연 방법은, 실시예 1 및 실시예 2에서의 시료 제공용 강선재의 조제 방법에 준하고, 다이아몬드형, 정사각형 및 타원형을 적절히 조합시킨 칼리버롤압연을 행하였다. 이렇게 해서 온간 압연에 의해 얻어진 상기 6mmΦ의 강선재로부터 확성용 시험재를 채취하고, 하기 항목의 시험을 행하였다. 또한, 이 확성용 시험재를 채취 후의 6.0mmΦ강선재는, 계속해서 실시예 3의 시험(상기한 바와 같음)에 제공하였다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험

2)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험

상기 시험 결과를 표 9에 나타냈다.

시료 제공처	C(질량%)	제조공정	시험재 선직경 (mmΦ)	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	C단면에서의 페라이트의 평균 입경d(㎛)
실시예 3	0.03	온간 압연	6.0	817	75.0	0.8

표 9의 시험 결과로부터 이하의 것이 확인된다. 실시예 3의 강선재의 금속 결정의 미크로조직은 페라이트를 주상으로 하고, 페라이트 입경이 도 3의 SEM(주사전자현미경)에 의한 L방향 단면에 있어서의 미크로 조직 사진에 나타나 있는 바와 같이, C방향 단면에 있어서의 평균 페라이트 입경은, 0.8㎛이라고 하는 미세 입자로 되어 있다. 그 때문에, C함유량이 0.03질량%이라고 하는 저탄소 강인데도 불구하고, 인장강도 TS가 817MPa의 고강도가 확보되어 있음과 동시에, 면적감소 RA가 75.0%이라고 하는 고수준의 특성이 얻어지고 있고, 강도와 성형성이 우수한 밸런스의 소재로 되어 있는 것이 확인된다. 이것은 본 출원의 발명의 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 제조하기 위한 소재(강선재)의 조제 조건(제조 조건)을 만족시키고, 온간 압연에 의해 조제된 재료이기 때문이다.

이어서, 실시예 3에 있어서는, 상기한 바와 같이 온간 가공에 의해 조제된 6.0mmΦ의 강선재를 소재로서 사용하고, 다음과 같이 냉간 압연에 의해 강선을 제조하는 시험을 행하였다. 냉간 압연 방법은, 표 6에 나타낸 실시예 2에 있어서의 냉간 압연의 제 1공정∼제 3공정에 준하고, 1.3mmΦ까지 냉간 가공하여 강선을 제조하였다. 이 사이 확성용 시험재로서, 2.1mmΦ(87.8%), 1.8mmΦ(총감면율: 91.0%) 및 1.3mmΦ(총감면율: 95.3%)의 냉간 압연 그대로의 강선 시험재를 채취하였다.

상기 시험재에 대해서, 적당하게 상기와 같이 하기 시험을 행하였다.

1)인장 시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정 시험

3)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정 시험

상기 시험 결과를 표 10에 나타낸다.

상기 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다.

실시예 3에 있어서는, 강선의 인장강도 TS는, 선직경 1.8mmΦ(총감면율: 91.0%)에서 1140MPa, 선직경 1.3mmΦ(총감면율: 95.3%)에서 1202MPa로 고수준이다. 그리고, 이 때의 면적감소 RA는 각각에 있어서 72.3%, 70.2%이라고 하는 고수준에 있다. 또한 비커스 경도 HV는, 선직경 1.3mmΦ(총감면율: 95.3%)에서 310로 매우 고수준에 달하고 있다. 이와 같이, 또한, C방향 단면에서의 평균 페라이트 입경은, 186㎛로 미세화되어 있다. 온간 압연재에 대한 냉간 압연에 의해, 인장강도 TS가 더욱 향상될 뿐만 아니라, 면적감소 RA도 고수준으로 유지되어, 이 둘의 밸런스가 우수하고 있는 것이 확인된다. 이것은 실시예 1에 있어서와 같이 실시예 3의 1.3mmΦ 강선은, C방향 단면에 있어서의 평균 페라이트 입경이 186nm이고, 냉간 신선 가공의 방향에 대나무 구조 형상으로 신장된 형태를 나타낸 페라이트 주상으로 되어 있기 때문이다. 여기서, 실시예 3과 실시예 1의 결과를 비교한다. 선직경이 동일한 1.3mmΦ(총감면율 95.3%)에 있어서의 인장강도 TS와 면적감소 RA에 대해서 이 둘의 비교를 하면, Si함유량이 0.03질량%로 낮은 실시예 3쪽이, 이것이 0.30질량%로 높은 실시예 1보다도, 인장강도 TS는 낮지만 (실시예 3: 1202MPa, 실시예 1:1567MPa), 면적감소 RA에 관해서는 이 둘로 역전하고, 실시예 3쪽이 분명하게 높게 되어 있다(실시예 3: 70.2%, 실시예 1: 60.2%). 또한, C함유량에 관해서는 이 둘간에서 유의차는 없다고 간주한다(실시예 3: 0.03질량%, 실시예 1: 0.0245질량%).

[III]<비교예 1∼비교예 3>

다음에, 본 출원의 발명의 범위 밖인 비교예의 제 1그룹으로서, 다음 시험을 행하였다.

JIS G 3507에 규정된 냉간 압조용 탄소 강선재로서, 표 11에 나타내는 시료 제공처의 비교예 1∼3의 SWRCH5A, SWRCH10A 및 SWRCH18에 대응하는 각 성분 조성을 갖는 6.0mmΦ의 강선재이고, 종래 기술의 일반적인 열간 압연 조건인 A3·변태점 이상으로 가공을 종료한 시판의 강선재로부터, 확성용 시험재를 채취함과 아울러, 시험재 채취 후의 강선을 계속해서 비교예 1∼3의 시험에 제공하였다. 상기 확성용 시험재에 대해서는, 하기 항목의 상기와 같은 시험을 행하였다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험

2)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험

이들 시험 결과를 표 12에 나타냈다.

시료 제공처	성분 상당의 JIS	화학 성분 조성(질량%)
시료 제공처	성분 상당의 JIS	C	Si	Mn	P	S	sol.Al
비교예 1	SWCH5A	0.04	0.04	0.33	0.003	0.007	0.028
비교예 2	SWCH10A	0.09	0.01	0.30	0.011	0.025	0.030
비교예 3	SWCH18A	0.18	0.01	0.79	0.017	0.005	0.040

시료 제공처	성분 상당의 JIS	C함유량 (질량%)	제조공정	시험재 직경 (nmΦ)	인장강도 TS (MPa)	면적감소 RA (%)	C방향 단면에서의 평균 페라이트 직경 d(㎛)
비교예 1	SWCH5	0.04	열간 압연	6.0	350	80.0	20
비교예 2	SWCH10	0.09			430	75.0	17
비교예 3	SWCH18	0.18			520	72.0	16

상기 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 또한, 이 확성용 시험재는, 일반적인 열간 압연재, 즉 A3변태점 이상으로 압연 가공을 종료한 강선재이다. 이것은 본 출원의 발명의 제조방법의 범위 밖에 의한 강선재의 제조조건이다. 그 때문에, 금속 결정의 주상 조직인 페라이트의 C방향 단면에 있어서의 평균 입경은 16∼20㎛전후로 미세 입자 조직화되어 있지 않다. 그 때문에 면적감소 RA는 80.1∼85.9%로 고수준으로 우수하지만, 인장강도 TS는 350∼550MPa이며, 상기 실시예 1∼실시예 3에 시료 제공된 C함유량이 0.0245∼0.03질량%이며 온간 압연에 의해 제조된 강선재의 817MPa(표 9참조)와 비교하여, 현저하게 낮은 것이 확인된다.

이어서, 상기 확성용 시험재를 채취한 후의 6.0mmΦ의 열간 압연 강선재를 이용하여, 다음 비교예 1∼3에 있어서의 강선 제조시험으로서, 냉간 신선 또는 냉간 압연에 의해 1.3mmΦ까지 냉간 가공하여 강선을 조제하였다.

우선, (i)비교예1의 SWCH5A 대응의 열간 압연 강선재에 대해서는, 냉간 신선을 실시해서 강선을 제조하였다. 냉간 신선은, 상기 실시예1에 있어서와 같은 조건으로 행하였다(표 4참조. 신선 온도는 200℃미만임). 이 냉간 신선 공정에 있어서, 확성용으로서 2.1mmΦ(신선 총감면율: 87.8%), 1.8mmΦ(신선 총감면율: 91.0%) 및 1.3mmΦ(신선 총감면율: 95.3%)의 냉간 신선 그대로의 강선 시험재를 채취하였다. 이에 대하여, (ii)비교예 2의 SWCH10A대응, 및 비교예 3의 SWCH18A대응의 열간 압연 강선재에 대해서는, 냉간 압연을 실시해서 강선을 제조하였다. 냉간 압연 조건은, 상기 실시예 2에 있어서와 동일하였다(표 6참조. 압연 온도는 200℃미만임). 이 냉간 압연 공정에 있어서, 확성용으로서, 3.3mmΦ(신선 총감면율: 69.8%), 2.3mmΦ(신선 총감면율: 85.3%) 및 1.3mmΦ(신선 총감면율: 95.3%)의 냉간 압연 그 대로의 강선 시험재를 채취하였다.

상기 시험재에 대해서, 하기의 시험을 행하였다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험

2)기계나사의 리세스 성형시험: 이것도 상기한 바와 같다. 단, 비교예 2에 대해서는, 또한 선직경 1.3mmΦ의 강선에 대해서, 냉간 압연을 한 그대로의 강선 시험재에 구상화 소둔 처리를 실시해서 냉간 가공성을 향상시킨 시험재를 조제하고, 이것에 관해서도, 기계나사의 리세스 성형 시험을 행하였다.

3)기계나사의 비틀림 토크 시험: 이것도 상기한 바와 같이, 1.3mmΦ의 강선으로부터 냉간 압조·전조에 의해, M1.6 팬헤드 기계나사의 성형이 가능했던 것에 대해서는, 비틀림 토크 시험을 행하였다.

상기 시험 결과를 표 13에 나타냈다.

시험	C (질량%)	시험재 선직경 (mmΦ)	냉간 가공총면적율(%)	공업적변형	구상화 소둔	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	기계나사의 리세스 성형성	비틀림 파단 토크 (kgf×cm)
비교예	0.04	2.1	신선:87.8	2.10	없음	814	64.0	-	-
		1.8	신선:91.0	2.41	없음	857	64.7	-	-
		1.3	신선:95.3	3.06	없음	962	64.9	양호	2.35
비교예 2	0.09	3.3	압연:69.8	1.20	없음	783	-	-	-
		2.3	압연:85.3	1.92	없음	828	64.8	-	-
		1.3	압연:95.3	3.06	없음	1025	62.5	간혹 크랙	2.43
		1.3	압연:95.3	3.06	있음	-	-	양호	2.24
비교예 3	0.18	3.3	압연:69.8	1.20	없음	868	-	-	-
		2.3	압연:85.3	1.92	없음	934	58.0	-	-
		1.3	압연:95.3	3.06	없음	1176	58.9	크랙	-
		1.3	압연:95.3	3.06	있음	-	-	크랙	-

냉간 가공 총면적율은 냉간 신선 또는 냉간 압연에 의한 총면적율을 나타낸다.

상기 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 이들 시험재는 본 출원의 발명의 범위 밖인 비교예 1∼3의 시험 과정으로 얻어진 강선 시험재이고, C함유량이 0.04∼0.18%의 수준이다. 열간 압연에 의해 조제된 상기 강선재에 대하여, 냉간 신선 또는 냉간 압연이 실시되고, 그 총감면율이 커짐에 따라서 인장강도 TS가 상승하고, 면적감소 RA가 저하하고 있다(후술의 도 4, 도 5에 나타냄). 인장강도 TS가 1000MPa를 초과하기 위한 총감면율은, 거의 비교예 2 및 3에 있어서의 선직경 1.3mmΦ에 대응하는 95.3%인 것이 확인된다. 그러나, 인장강도 TS가 1000MPa를 초과할 때에 있어서의 면적감소 RA의 거동은, 냉간 압연전의 85.9∼83.0%(표 12, 비교예 2 및 3 참조)로부터 62.5∼64.4%로, 약 20%의 대폭적인 저하를 초래하고 있다. 한편, 비교예 1에 대해서는, 그 인장강도 TS는, 냉간 신선전 강선재가 350MPa로 낮았기 때문에, 95.3%의 총감면율의 선직경 1.3mmΦ에 있어서도, 962MPa에 머물었다. 그럼에도 불구하고, 면적감소 RA는 80.1%로부터 64.9%로 크게 저하하고 있다.

[IV]실시예 1∼3과 비교예 1∼3의 시험 결과의 비교·검토

[IV](1)인장강도 TS와 면적감소 RA에 대해서

실시예 1∼3 및 비교예 1∼3 중 어느 하나에 있어서도 냉간 가공에 의한 총감면율의 증가에 따라서, 인장강도 TS가 상승하고, 면적감소 RA가 저하하고 있다. 총감면율 R을 상술한 공업적 변형 e로 변환한 값(상기 (3)식에 의함)으로 표기하고, 이것을 x축으로 하고, 공업적 변형 e의 변화에 대한 인장강도 TS 또는 면적감소 RA의 변화의 상태를, 각각 도 4 및 도 5에 나타낸다.

우선, 도 4 및 도 5로부터 알 수 있는 바와 같이, 실시예 1∼3에 있어서는, 인장강도 TS는, 소재(6.0mmΦ 강선재: 온간 압연재, e=0)에 있어서의 700강∼800강MPa수준으로부터, 선직경 1.3mmΦ 강선(총감면율 R=95.3%, e=3.06)에 있어서의 1200∼1570MPa 수준까지, 개략 직선적으로 현저한 상승을 나타내고 있다.

이와 같이 매우 큰 인장강도 TS의 개략 증가량: 500∼770MPa에 따르고, 면적감소 RA는 소재에 있어서의 75∼80약%수준으로부터, 선직경 1.3mmΦ 강선에 있어서의 60∼75%수준으로, 그 개략 저하량은 10%정도로 머물고 있다. 이에 대하여 비교예 1∼3에 있어서는, 인장강도 TS는, 소재(6.0mmΦ 강선재: 온간 압연재, e=0)에 있어서의 350∼550MPa수준으로부터, 선직경 1.3mmΦ 강선(총감면율 R=95.3%, e=3.06)에 있어서의 1000강∼1150강MPa수준까지, 개략 직선적으로 크게 상승하고 있다. 그 개략 증가량: 600∼650MPa에 따르고, 면적감소 RA는 소재에 있어서의 80∼85%수준으로부터, 선직경 1.3mmΦ강선에 있어서의 65약∼70약%수준으로, 그 개략 저하량은 20%정도로, 실시예 1∼실시예 3에 비하여 커지고 있다.

도 6에서는, 또한 인장강도 TS와 면적감소 RA의 관계를, 실시예 1∼3과 비교예 1∼3에 대해서 도시하였다. 이것에 의해, 실시예에 있어서의 강도-연성 밸런스의 유리성이 명확하다. 즉, 실시예에 있어서는 소재에 있어서 이미 인장강도 TS가 비교예보다도 대폭 고수준이고, 냉간 가공에 의해 더욱 현저하게 증가하므로, 1500MPa를 초과하는 바와 같은 고강도도 얻어지지만, 비교예에 있어서는 소재의 인장강도 TS가 종래 수준에 머물고 있으므로, 냉간 가공에 의한 인장강도 TS의 증가에 의해서도, 고작 1200MPa 수준 미만이었다. 그리고, 또한 실시예에 있어서는, 고강도화에 따르는 면적감소 RA의 저하량이, 비교예와 비교해서 현저하게 작고, 그 저하 후에 있어서의 면적감소 RA의 수준도, 비교예에 있어서의 수준 이상이라는 매우 큰 유리성이 확인되었다. 이렇게 해서, 본 출원의 발명에 따른 강선에 있어서는, 고강도이면서, 연성도 상당히 고수준으로 유지되어서, 강도-연성 밸런스가 우수한 것이 얻어진다.

[IV] <2>M1.6 팬헤드 기계나사의 십자 형상 리세스의 성형성에 대해서

한편, 리세스 성형성 시험에 의하면, 인장강도 TS가 1000MPa를 초과하는 비교예 2 및 3에서는, 시험재를 미리 구상화 소둔 처리를 실시한 비교예 2는, 리세스 크랙은 발생하지 않고 양호하지만, 비교예 3에서는 구상화 소둔 처리를 실시하여도, 크랙이 발생하고 있다. 냉간 가공한 채로 구상화 소둔을 실시하지 않았을 경우에는, 비교예 2, 3 모두에 리세스 크랙이 발생하고 있다. 단, 인장강도 TS가 1000MPa 미만인 비교예 1(총감면율 95.3%의 선직경 1.3mmΦ에 있어서 962MPa임)에 있어서는, 리세스 크랙은 양호로 되어 있다.

또한, 비틀림 파단 토크는, 리세스 크랙이 발생하지 않은 비교예 1이나, 비교예 2 중의 구상화 소둔 처리를 한 것이라도, 약 2.3kgf×cm이고, 바람직한 수준의 3.0kgf×cm에는 달하지 않고 있다.

이와 같이, 본 출원의 발명의 범위 밖의 비교예에 있어서는 소재에 대한 냉간 신선 또는 냉간 압연의 총감면율이 증대하여 인장강도가 일정값 이상으로 상승하면, 구상화 소둔 등의 적절한 연화 처리를 실시하지 않으면, 매우 가혹한 냉간 압조성이 요구되는 M1.6팬헤드 기계나사의 리세스 성형시에는, 크랙이 발생한다. 이에 대하여 실시예에 있어서는, 구상화 소둔을 실시하지 않는 냉간 신선 또는 냉간 압연 그대로 이어도 그러한 엄격한 냉간 압조성이 요구되는 리세스 성형에 있어서도, 크랙이 발생하지 않는 것이 확인된다. 또한 이렇게 특수한 냉간 압조성 이외의 냉간 가공성이라고 하는 관점으로부터, 면적감소 RA의 수준을 지표로 한 경우라도, 실시예 1∼3쪽이 비교예 1∼3 보다도 우수하다는 것이 확인된다.

다음에 실시예 1∼3과 비교예 1∼3의 비교를, 강재 성분의 차이라고 하는 점에서 보면, 본 출원의 발명에 따른 고강도 강의 제조방법에 의하면, C함유량이 거의 0.03질량%이라고 하는 저탄소 강을 소재로서, 인장강도 TS가 예를 들면 1000MPa 이상이라고 하는 고수준이고, 게다가 면적감소 RA도 상당히 높은 수준, 예를 들면 65% 이상으로 유지하는 것이 가능한 냉간 압조성이 우수한 강선을, 구상화 소둔을 하지 않고 냉간 가공 그대로의 상태로 얻을 수 있다는 것이 확인된다.

도 7에, 강선의 C함유량에 대한 인장강도 TS의 수준을, 도 8에, 강선의 C함유량에 대한 면적감소 RA의 수준을, 실시예와 비교예로 층별한 그래프를 나타낸다. 여기에서는, 냉간 가공율을 일정 조건으로 했을 경우의 예로서, 선직경이 1.3mmΦ(공업적 변형이 3.06)인 경우에 대해서 나타낸다. 이것에 의하면, 실시예에 있어서는 비교예보다도 C함유량이 상대적으로 낮아도, 인장강도 TS는 높고, 면적감소 RA는 동등한 수준 이상인 것이 확인된다.

[IV]<3>비교예

비교예의 제 2그룹으로서, 종래 기술에 의해 제조된 시판의 SWCH16A강선으로부터 제조된 가공하지 않은 나사 및 침탄 담금질 나사를, 비교예 4로 하였다. 이 나사는 M1.6 팬헤드 기계나사이고, 그 화학 성분 조성은 표 14에 나타내었다.

시료 제공처	성분 상당의 JIS	화학 성분 조성(질량%)
시료 제공처	성분 상당의 JIS	C	Si	Mn	P	S	sol.Al
비교예 4	SWCH15A	0.16	0.04	0.74	0.005	0.008	0.30

이 M1.6 팬헤드 기계나사의 제조방법은 종래 기술에 의한 것이고, 열간 압연에 의해 강선재가 제조되고, 이어서 종래 기술에 의해 냉간 신선 되어서 1.3mmΦ의 강선이 제조되고, 이것에 구상화 소둔 처리가 실시되어서 냉간 압조성이 개선된 후, 냉간 압조·전조에 의해 M1.6 팬헤드 기계나사로 성형된 것(가공되지 않은 나사), 및 가공되지 않은 나사에 침탄 담금질·뜨임 처리가 실시되어서, 소정의 강도를 부여한 M1.6 팬헤드 기계나사(침탄 담금질 나사)의 2종류이다.

비교예 4의 확성 시험으로서, 가공되지 않는 나사 및 침탄 담금질 나사를 시험재로서, 비틀림 토크 시험(시험 방법은 상기한 바와 같다)을 행하였다. 그 시험 결과를 표 15에 나타냈다.

시험	성분 상당의 JIS	C함유량 (질량%)	나사 종류	조질 처리	비커스 경도 Hv(-)	비틀림 파단 토크 (kgf×cm)
비교예 4	SWCH16A	0.16	M1.6팬헤드 기계나사	가공하지 않음	-	1.82
비교예 4	SWCH16A	0.16	M1.6팬헤드 기계나사	침탄 담금질·뜨임	330	2.96

상기 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 본 출원의 발명의 범위 박의 제조방법으로 제조된 비교예 4 중, 가공되지 않는 나사 시험재에 대해서는, M1.6 팬헤드 기계나사의 비틀림 파단 토크가 1.82kgf·cm라 하는 낮은 값이었지만, 침탄 담금질 나사에 있어서는, 2.96kgf·cm이라 하는 높은 비틀림 강도가 얻어지고, 바람직한 비틀림 강도를 갖는다.

상술한 비교예 1 및 2에 있어서 행한 비틀림 토크 시험에서는, 2.25∼2.43kgf·cm의 낮은 수준이었지만, 상술한 실시예 1 및 2에 있어서는, 각각 3.38kgf·cm 및 2.923.38kgf·cm이었다. 이들 실시예의 비틀림 파단 토크의 수준은, 시판품인 비교예 4의 수준과 같은 레벨이고, 모두 바람직한 비틀림 파단 토크 수준의 3.0kgf·cm을 거의 만족시키고 있다.

이상의 시험으로부터, 본 출원의 발명의 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 산업상의 유용성, 및 이들을 제조하기 위한 제조방법의 산업상의 유용성이 확인되었다.

[V]실시예<금속 결정조직의 주상이 실질적으로 시멘타이트 비함유 C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하, 또는 C함유량이 0.01O질량% 이하의 탄소 강 내지 저합금 강>

[V]-<1> 실시예 1∼5 및 실시예 6∼9에 공통인 시험 요령

본 출원의 발명의 범위내에 있는 실시예 1∼9를 다음과 같이 시험하였다.

표 16에 나타낸 성분 No.1∼5의 화학 성분 조성을 갖는 각 강을 진공 용해 로를 이용하여 용제하고, 강괴로 주조하였다. 여기서의 성분적 특징은, 탄소 C를 O.0014∼0.0109질량%로 하는 C함유량의 범위내에서 변화시킨 극저탄소 강인 것, 그리고 성분 No.4를 그 밖의 것에 비하여 Si=1.01질량%으로 높은 수준인 것, 성분 No.5를 N=0.0080질량%로 그 밖의 것에 비하여 좀 높은 것이다.

성분 No.	시료 제공처	화학 성분 조성(질량%)
성분 No.	시료 제공처	C	Si	Mn	P	S	N	sol.Al
1	실시예 1,6	0.0014	0.30	0.20	0.009	0.001	0.0031	0.0028
2	실시예 2,7	0.0047	0.30	0.20	0.009	0.001	0.0024	0.026
3	실시예 3,8	0.0098	0.30	0.20	0.009	0.001	0.0025	0.028
4	실시예 4,9	0.0109	1.01	0.19	0.010	0.001	0.0020	0.033
5	실시예 5	0.0095	0.30	0.19	0.009	0.001	0.0080	0.029

얻어진 강괴를 열간 단조에 의해 사방 80mm인 봉강으로 성형하였다. 이들 봉강의 금속 조직은 페라이트로 이루어져 있고, C방향 단면에 있어서의 페라이트의 평균 입경은 약 20㎛이하 정도이었다. 상기 사방 80mm인 각 봉강으로부터 압연용 소재를 채취하고, 온간에 있어서의 다방향의 다패스 칼리버 압연에 의해 사방이 18mm로 성형하고, 수냉하여 봉강을 조제하였다. 이 온간 압연은, 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강용의 소재를 조제하는 것이고, 상기 온간 압연에 의해 얻어지는 재료의 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하가 되는 조건으로 행하였다.

상기한 바와 같이 평균 결정 입경이 3㎛이하가 되는 온간 칼리버 압연의 방법으로서, 다음 조건으로 행하였다. 상기 열간 단조로 성형된 사방 80mm인 압연용 소재를 550℃에서 가열한 후, 압연 온도 450∼530℃의 범위내에 있어서, 표 2에 나타나 있는 바와 같이, 우선, 다이아몬드형 칼리버롤(도 2 윗그림을 참조)에 의해, 각 1패스의 감면율이 약 17%인 l9패스의 온간 압연을 행하고, 사방 24mm로 성형하였다. 이어서, 최대 단축 길이가 11mm, 장축 길이가 52mm인 타원형 칼리버롤(도 2, 아랫 그림에서 각각 a, b, 단, R=64mm)에 의해 온간 압연하고, 최후에 정사각형 칼리버롤로 1패스의 온간 압연을 행하고, 합계 21패스로 사방이 18mm로 성형하였다. 온간 압연용 소재(사방 80mm)로부터 이 사방 18mm인 재료로의 총감면율은 95%이다. 표 2에, 패스 스케줄의 개요를 나타냈다.

상기 타원형 칼리버롤에 의한 1패스의 온간 압연에 있어서는, 사방이 24mm인 봉을, 상기 타원형 칼리버롤에 의해 압연을 행하고 있으므로, 이 압연전 재료의 C방향 단면의 대변길이 24mm에 대한 압연 후 재료의 C방향 단면 최대 단축길이 11mm의 비율은, (11mmΦ/24mmΦ)×100=46%로 상당히 작고, 또한, 이 때의 구멍형 치수로부터 계산된 감면율은 38%로 상당히 크다. 따라서, 이 타원형 칼리버롤에 의한 1패스의 온간 압연은, 온간 압연 종료 후의 사방이 18mm인 봉강에 있어서의 페라이트 입경의 미세화를 한층 촉진시키는 조건이 되어 있다. 또, 상기 제 19패스째 까지의 다이아몬드형 칼리버롤에 의한 압연 과정에 있어서는, 재료의 단면 형상을 가능한 한 정방형에 가깝게 하기 위해서, 동일 칼리버롤에 연속 2패스씩 통과시키는 압연(소위 「이중 통과(double pass)」)을 적당하게 행하고 있고, 각 이중 통과는 각각 2패스로서 카운트하였다.

또한, 압연의 각 패스 마다 재료를 길이방향 축심의 주위에 회전시켜서 압하방향을 변화시키고, 다방향의 다패스 압연을 행하였다. 또한, 가공 발열도 가해져서, 온간 압연의 압연 온도 영역에서도 비교적 저온측 영역에 있어서는, 방열량이 비교적 작고, 압연 중 재료의 온도 저하에 기인하는 중간 가열의 필요성은 없었다. 다음에, 상술한 온간 압연 방법에 의해 조제된 사방 18mmΦ인 봉강을 절삭 가공에 의해 직경을 감소시키고, 직경 6.0mmΦ인 선재로 가공하였다.

여기서, 사방 18mmΦ부터 6.0mmΦ로의 절삭에 의해 직경을 감소시킨 이유는, 후술하는 바와 같이, 본 실시예에서는, 강선의 용도로서 JIS B 1111에 규정된 M1.6팬헤드 기계나사(나사부의 유효단면의 직경이 1.27mmΦ)를 선정했으므로, 목표 신선율 95%의 냉간 신선 가공 또는 목표 총감면율 95%인 냉간 압연 가공에 의해 직경 1.3mmΦ가 얻어지는 소재로 하기 위해서이다. M1.6 팬헤드 기계나사를 선정한 것은, 그 두부에 십자 형상의 리세스(드라이버로 토크를 주는 오목부)를 압조 성형하기 위해서는, 매우 우수한 냉간 압조성이 요구되므로, 후술하는 M1.6 팬헤드 기계나사의 십자 형상 「리세스 성형 시험」에 의해, 특별히 우수한 냉간 압조성을 갖는지의 여부를 평가하기 위해서이다.

또한, 상기에 있어서, 온간 압연에 의해 조제된 사방 18mmΦ인 봉강의 C방향 단면에 있어서의 입경은 전면에 걸쳐서, 균등화되어 있었다.

이들 6.0mmΦ의 확성용 시험재(이하, 「A0그룹 시험재」라고 하는, 그 구성수는 표 16의 성분 No.1∼5에 대응하는 5종으로 이루어짐)를 채취하고, 하기 항목의 시험을 행하였다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험: 이 시험에 있어서는, 특히 강도가 우수함과 아울러, 냉간 가공성에 있어서도 상당히 우수하다고 하는 강도와 냉간 가공성에 있어서의 고수준 밸런스를 갖는 재료 인지의 여부를 평가하는 기본 데이터를 얻는 것을 목적으로 한다.

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정시험: 강도특성의 하나로서, 인장강도와의 상관성을 확인하기 위해서, 또한, 인장시험편의 채취가 곤란할 경우에 유효하다. JIS Z2244에 규정된 방법에 근거하여 행하였다.

3)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험: 각 시험재로부터 적당한 검경 시험편을 조제하고, 금속 결정의 미크로 조직으로 주상을 구성하는 페라이트의 평균 입경을 시험재의 길이방향(상기 사방 18mmΦ인 봉강의 길이방향에 일치)에 수직방향의 단면(C방향 단면)의 평균 페라이트 입경을 측정한다. 그 때, 실제로는 L방향 단면에 있어서의 미크로 조직을 관찰하고, C방향 단면의 평균 페라이트 입경을 구하였다. 이하, 본 명세서에 있어서 동일하다.

상기 온간 압연재에 관한 상기 시험 결과를 표 17에 나타내었다.

시험재명	성분 No.	시료제공처	C (질량%)	제조공정	시험재 직경(mm)	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	비커스 경도 Hv(-)	페라이트 입경 d(㎛)
AO그룹 (온간압연재)	1	실시예1, 실시예6	0.0014	온간압연	6.0Φ	635	81.9	221	0.9
	2	실시예2, 실시예7	0.0047			665	80.0	226	0.8
	3	실시예3, 실시예8	0.0098			795	78.1	234	0.7
	4	실시예4, 실시예9	0.0109			760	80.7	233	0.7
	5	실시예5	0.0095			710	80.1	210	0.7

표 17의 시험 결과로부터, 이하의 사항이 확인된다. AO그룹 시험재는, 실시예 1∼9에서 행하는 냉간 가공에 제공되는 소재의 확성성 시험재이다. AO그룹 시험재는 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법의 구성 요건에 있어서의 소재(강선재)의 조제 조건(제조 조건)을 만족시킨 온간 압연에 의해 조제된 재료이고, 또한, 소재의 화학 성분 조성은, 금상학적으로 시멘타이트 비함유의 탄소 강 성분을 갖는다. 그 때문에, 금속결정의 미크로 조직이 시멘타이트 비함유이고, 평균 페라이트 입경이 0.7∼0.9㎛라고 하는 미세 입자가 얻어진다. 그 때문에, 인장강도 TS가 635MPa 이상인 고강도가 확보되고 있음과 동시에, 면적감소 RA가 78%이상이라고 하는 매우 고수준의 특성이 얻어지고, 강도와 성형성이 우수한 밸런스의 소재가 되어 있다는 것이 확인된다. 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법, 및 그것에 의해 얻어지는 것은 이러한 재료 특성을 겸한 소재에 냉간 가공을 행함으로써 될 수 있는 것이다. 특히, C함유량이 0.0014∼0.0109질량% 이하라 하는 극저탄소 강에 있어서도 인장강도가 600MPa이상인 고수준을 갖는 것도 확인된다.

[V]<2> 실시예 1∼5 및 실시예 6∼9의 각 시험

다음에 A0그룹 시험재를 채취한 후의 6.0mmΦ의 각 강선재를 이용하고, 실시예 1∼5에서는 냉간 신선에 의해, 또한 실시예 6∼9에서는 냉간 압연에 의해, 모두6.0mmΦ로부터 1.3mmΦ까지 냉간 가공하여 강선을 제조하는 시험을 행하였다.

[V]<2>-1) 실시예 1∼실시예 5(냉간 신선에 의한 강선의 제조시험)

상술한 온간 압연에 의해 조제된 성분 No.1∼5(표 16참조)의 5종의 6.0mmΦ강선재를 소재로 하고, 냉간 신선에 의해 1.3mmΦ까지 신선하여 강선을 제조하는 시험(이하, 각각을 「실시예 1∼실시예 5」라 함)을 행하였다. 이들 실시예에 있어서의 냉간 신선의 조건은, 모두 다음과 같다. 즉, 상온의 6.0mmΦ 강선재(상술한 바와 같이, 온간 압연에 의해 18mmΦ로 가공하고, 이어서 6.0mmΦ로 절삭 가공한 강선재)를, 표 18에 나타나 있는 바와 같이, 다이 No.1∼No.17의 신선 다이에 의해 순차적으로 신선하고, 1.3mmΦ의 강선을 제조하였다. 신선 중의 재료온도는 200℃미만이었다.

실시예 1∼5의 냉간 신선
다이 No.	1∼11	12∼13	14∼17
신선후의 강선직경(mmΦ)	5.6^*)∼2.1Φ	1.9∼1.8Φ	1.6∼1.3Φ
시험재의 선직경(mmΦ)	2.1Φ	1.8Φ	1.3Φ
시험재 채취단계의 신선총감면율(%)	87.8	91.0	95.3
시험재 채취단계의 공업적 변형 e(%)	2.10	2.41	3.06

주 *)단, 신선용 소재의 스타트 직경은 6.0mmΦ

이들 모두의 실시예의 신선 공정에 있어서, 일절의 구상화 소둔 그 외의 연화 처리를 행하지 않고 6.0mmΦ로부터 1.3mmΦ까지 용이하게 신선할 수 있었다. 이 사이, 2.1mmΦ(신선 총감면율: 87.8%), 1.8mmΦ(신선 총감면율: 91.0%) 및 1.3mmΦ(신선 총감면율:95.3%)의 각 단계에 있어서, 신선 그대로의 확성용 시험재(이하, 「A1그룹 시험재」라고 함)을 채취하였다. 또한, A1그룹 시험재는 실시예 1∼실시예 5의 5종 각각에 대해서 선직경이 3수준이고, 합계 5종×3=15종으로 이루어진다. 또한 이들 중 1.3mmΦ 시험재에 대해서는, M1.6 팬헤드 기계나사에 냉간 성형하는 시험을 행하였다. 실시예 1∼실시예 5의 시험재 「A1그룹 시험재」에 대해서, 하기 항목의 시험을 행하였다.

1)인장시험에 의한 인장강도(TS) 및 면적감소(RA)의 측정시험(상술한 바와 같다.)

2)비커스 경도 시험기에 의한 경도 측정시험(상술한 바와 같다.)

3)현미경 시험에 의한 평균 페라이트 입경(d)의 측정시험(상술한 바와 같다.)

4)기계나사의 리세스 성형 시험: 이것은 선직경 1.3mmΦ의 강선만에 대해서 행하였다. 상술한 바와 같이, 선직경 1.3mmΦ의 강선을 JIS B 1111에 규정된 M1.6팬헤드 기계나사의 제조공정에서 헤더 가공에 의해 예비 성형하고, 이어서 두부에 소정의 십자 형상의 리세스(드라이버에 의해 이 나사를 단단히 조이기 위한 십자 형상 등의 홈부)를 냉간 압조에 의해 성형한다. 이 성형시에 이 리세스에 크랙이 발생하는 상황을, 10배의 확대경으로 관찰하는 시험이다. 일반적으로, 리세스 크랙의 발생 상황은 기계나사의 리세스 형상에 의해 크게 다르지만, M1.6 팬헤드 기계나사의 십자 형상의 리세스 성형은 매우 가혹한 압조 성형이고, 실용적 시험임과 동시에, 특히 우수한 냉간 압조성의 평가시험이라고 위치를 정하였다. 크랙이 확인되지 않는 것을「양호」, 미소 크랙이 확인되었지만, 대체로 양호한 것을「약간 양호」, 크랙된 것을 「크랙」, 큰 크랙이 발생한 것을 「큰 크랙」이라고 하였다.

5)기계나사의 비틀림 토크 시험: 선직경 1.3mmΦ의 강선으로부터, 상술한 바와 같이 리세스가 압조 성형된 나사 중간체를 냉간 전조에 의해 나사부를 형성해서 M1.6 팬헤드 기계나사를 조제한다. 이어서, 이것을 JIS B 1060 「침탄 담금질 뜨임을 실시한 미터계 스레드 롤링 나사의 기계적 성질 및 성능」의 5.4 「비틀림 시험」에 규정된 방법을 따르고, 적절한 토크 측정 장치에 의해, 나사가 파괴될 때까지 토크를 증대시킨다. 파괴를 야기하는데 요하는 토크값(파단 토크(kgf·cm))을 측정하였다. 이 시험의 목적은, 나사 및 볼트 등 체결 부품에 대한 기계적 성질의 특성의 하나인 「비틀림 강도」를 평가하는 것에 있다. 이하, 본 명세서에 있어서 동일함. M1.6 팬헤드 기계나사의 경우에는 파단 토크가 3.Okgf·cm이상인 것이 바람직하다.

6)기계나사의 비틀림 지연 파괴시험: 선직경 1.3mmΦ의 강선으로부터 조제된 M1.6팬헤드 기계나사를, 파단 토크 시험으로 얻어진 파단 토크값의 70%의 값으로 도 9의 사진에 나타낸 바와 같이 시험편을 비튼 상태에서 닫아 셋트하고, 72 시간 이내에서 나사 파단이 발생하는지의 여부에 의해 내지연파괴 특성을 평가하였다. 비틀림 시험편의 셋트 개수는 10개이다. 또한, 이 비틀림 지연 파괴시험은, 실시예 2에 대해서만 행하였다. 상기 시험 결과를 표 19 및 표 20에 나타냈다.

시험재명	시험	성분 No.	C (질량%)	시험재 선직경 (mm)	신선총감면율(%)	변형	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)
A1그룹	실시예 1	1	0.0014	2.1Φ	87.8	2.10	1070	81.2
	실시예 2	2	0.0047				1125	78.7
	실시예 3	3	0.0098				1214	73.1
	실시예 4	4	0.0109				1252	73.1
	실시예 5	5	0.0095				1220	74.5

시험재명	시험	성분 No.	C (질량%)	시험재 선직경 (mm)	신선총감면율(%)	변형	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)
A1그룹	실시예 1	1	0.0014	1.8Φ	91.0	2.41	1142	76.6
	실시예 2	2	0.0047				1199	76.1
	실시예 3	3	0.0098				1247	73.9
	실시예 4	4	0.0109				1322	69.8
	실시예 5	5	0.0095				1272	72.1

표 19 및 표 20의 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 우선, A1 그룹 시험재는 모두, 본 출원의 발명의 범위내에 속하는 실시예에 의해 얻어진 강선으로부터 채취된 시험재이다. 더욱 상세하게는, A1그룹 시험재는, 성분이 C함유량이 매우 낮고(C: 0.0014∼0.0109%), 상기한 바와 같이 시멘타이트 비함유의 미세 페라이트 결정(평균 입경d≤0.9㎛)으로 인장강도 TS와 면적감소 RA의 수준이 높고, 또한 그 밸런스가 우수한 소재(강선재)에 대하여 88%이상의 신선 총감면율에 의한 냉간 신선이 실시되어 있다. 그 때문에, 얻어진 강선은 실시예 1∼실시예 5 중 어느 하나에 있어서도, 냉간 신선에 의한 총감면율의 증가에 따라서, 인장강도 TS가 현저하게 상승하고 있다. 그럼에도 불구하고, 면적감소 RA의 저하량은 매우 작다. 이 상태를 도 10 및 도 11에 도시했지만(이 두개의 도면에는, 후술하는 비교예 1∼비교예 3의 결과도 병기하고 있음), 이 두개의 도면을 종합 참조하면 명확하다. 여기서, 도 10 및 도 11에 있어서는, 횡축에 냉간 신선에 의한 총감면율 R를, 상술한 공업적 변형 e로 변환한 값(상기 (3)식에 의함)으로 표기하였다. 또한, 이 두개의 표에는 공업적 변형 e를 병기하였다. 이후에 있어서도 이것에 준한다.

이로부터 알 수 있는 바와 같이, 인장강도 TS는 소재의 635∼795MPa레벨로부터, 신선 총감면율이 87.8%에서 1070∼1252MPa 레벨로, 신선 총감면율이 91.0%에서 1142∼1322MPa 레벨로, 그리고 신선 총감면율이 95.3%에서는 1370∼1568MPa 레벨로 현저하게 상승하고 있다. 이와 같이 현저한 인장강도 TS의 상승에도 불구하고, 면적감소 RA의 저하량은 매우 작다. 즉, 신선전의 소재에서 78.1∼81.9%의 레벨이었던 것이, 신선 총감면율이 87.8%에서 73.1∼81.2%레벨로, 신선 총감면율이 91.0%에서 69.8∼76.6%레벨로, 그리고 신선 총감면율이 95.3%에서 62.1∼71.8%레벨로 저하하고 있지만, 그 저하량은 매우 작다. 또한, 시멘타이트 비함유이기 때문에 이 사이의 공정에 있어서의 구상화 소둔 등의 연화 처리는 일체 실시하지 않고 있다.

또한, 이 두개의 도면으로부터 공업적 변형ε과 인장강도의 관계를 보면, 소재에 있어서 인장강도 TS가 이미 635∼795MPa 레벨로 고수준이고, 약간의 변형에 의해서도 그 인장강도 TS는 한층 증대하는 것이 확인된다. 예를 들면, 실시예 3에 의하면, 공업적 변형ε=0.17의 냉간 가공에 의해서도, C함유량이 0.0095질량%에서 800MPa를 초과하는 것 같은 고 강도한 것이 얻어지는 것이 확인된다. ε=0.17일 때의 신선 총감면율 R은 17%로 산출되므로, 이 때의 강선의 선직경은 5.5mmΦ가 된다. 본 실시예에서는 냉간 신선 직전의 소재의 직경(강재의 직경에 상당)을 6.0mmΦ로 했으므로, 이것을 더욱 크게 설정함으로써, 5.5mmΦ 이상의 굵은 선직경에 있어서도, 800MPa 초과의 강선의 제조가 가능하고, 그 때 면적감소는 75% 초과가 확보된다. 상기 시험의 결과로부터 도 12에, 인장강도 TS와 면적감소 RA의 관계를 도시한다. 동일한 도면에 의하면, (1)TS≥1000MPa이고, RA≥70%을 확보, (2)TS≥1200MPa이고, RA≥65%을 확보, 또는 (3)TS≥1500MPa이고, RA≥60%을 확보한다고 하는 강도와 연성 밸런스가 우수한 고강도의 강선 또는 봉강의 제조가 가능한 것이 확인된다.

이와 같이, 상술한 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도강은, 냉간 신선 그대로의 상태이고, 담금질·뜨임 등의 조질 처리를 실시하지 않은 강선에 있어서, 상기 재질 특성이 얻어진다는 것이 확인된다. 그리고, 이렇게 우수한 재질 특성을 갖는 강선의 결정조직은, 냉간 신선 가공의 방향에 대나무 구조 형상으로 신장된 형태를 나타낸 시멘타이트 비함유의 페라이트이고, 선직경이 1.3mmΦ의 강선의 C방향 단면의 평균 페라이트 입경은, 138∼175nm의 초미세 입자로 되어 있다(표 20참조). 도 13에, 실시예 2에 대해서의 TEM(투과전자현미경)에 의한 조직 사진을 예시한다. 이 평균 페라이트 입경은 150nm이다. 여기서, 상기 냉간 가공 후의 C방향 단면에 있어서의 페라이트 입경을, 가공 변형량에 의해 제어한다라는 착상으로부터, 냉간 가공 전후에 있어서의 입경의 측정값으로부터 검토한다. 예를 들면, 실시예 2의 경우, 온간 압연에 의해 조제된 강선재(냉간 가공 개시직전의 강선재)에 있어서의 C방향 단면에서의 평균 페라이트 입경은, 0.8㎛이었다(표 17참조).

그래서, 본 실시예에 있어서의 화학 성분 조성, 및 본 강선재의 제조 이력을 갖는 강선의 C방향 단면의 평균 페라이트 입경(=d2라고 함)을,

하기 (5)식:

d2=(1-R/100)1/2×d1 ··············(5)

(단, R: 냉간 가공에 의한 총단면 감소율(%)

d1: 냉간 가공 개시 직전에 있어서의 C방향 단면의 페라이트 입경에 의해 추산한다. 여기서, R은 강선재의 선직경 6.0mmΦ로부터 강선의 선직경 1.3mmΦ로의 총감면율에 의해 산출되어, R=95.3%이다. d1은 0.8인 것으로부터, d2=173nm로 계산된다. 이 계산값 173nm는 실측값 150nm과 잘 일치하고 있다.

따라서, 본 출원의 발명에 따른 강선 또는 봉강의 제조방법에 있어서, 온간 압연재의 강선재를 냉간 가공에 의해 강선을 제조할 때에, 상기 강선재의 C방향 단면에 있어서의 페라이트 입경의 제어 수단으로서, 상기 (5)식을 사용하는 것이 유효하다. 다음에 이렇게 해서 제조된 본 출원의 발명에 따른 강선은, 담금질·뜨임 등의 조질 처리 없음의 상태로, M1.6 팬헤드 기계나사와 같이 매우 가혹한 냉간 압조가 실시되는 성형 과정인 리세스의 성형에 대하여도, 실시예 1, 실시예 2는, 모두 양호하고, 실시예 3도 거의 문제가 없는 수준에 달하고 있다. 그리고, 이러한 우수한 냉간 압조성을 갖는 강선으로부터 냉간 압조·냉간 전조라고 하는 냉간 가공법에 의해 성형한 M1.6 팬헤드 기계나사는, 그 비틀림 파단 토크로서, 거의 3.0kgf·cm이라고 하는 고비틀림 강도를 갖는 것이 확인된다.

[V]<2>-2)실시예 6∼실시예 9(냉간 압연에 의한 강선의 제조시험)

동일하게, 상술한 온간 압연에 의해 조제된 성분 No.1∼4(표 16참조)의 4종의 6.0mmΦ강선재를 소재로 하고, 냉간 압연에 의해 1.3mmΦ까지 신선해서 강선을 제조하는 시험(이하, 각각을 「실시예 6∼실시예 9」라고 함)을 행하였다. 실시예 1∼실시예 5에서는 온간 압연 강선재를 냉간 신선한 것에 반하여, 이들 실시예 6∼실시예 9에서는, 동일하게 온간 압연 강선재를 냉간 압연한 점에 있어서 강선의 제조방법이 다르다. 이 냉간 압연의 조건은, 모두 다음과 같다. 상온의 6.0mmΦ강선재(상술한 바와 같이, 온간 압연에 의해 18mmΦ로 가공하고, 이어서 6.0mmΦ로 절삭 가공한 강선재)를, 표 21에 나타낸 바와 같이, 제 1공정∼제 3공정에서의 각 콤바인드 롤에 의해 냉간 압연하였다.

실시예 6∼9의 냉간 압연
압연 공정 No.	제 1공정	제 2공정	제 3공정
패스수	8패스	10패스	5패스
압연 후의 강선 직경(mmΦ)	5.7*)∼3.3Φ	3.1∼1.8Φ	1.6∼1.3Φ
시험재의 선직경(mmΦ)	3.3Φ	2.3Φ, 1.8Φ	1.3Φ
시험재 채취 단계의 연신 총감면율(%)	69.8	85.3, 91.3	95.3
시험재 채취 단계의 공업적 변형 e(%)	1.20	1.92, 2.41	3.06

주*) 단, 압연용 소재의 스타트 직경은 6.0mmΦ

즉, 제 1공정의 8패스로 6.0mmΦ로부터 3.3mmΦ까지 압연하고, 제 2공정의 10패스로 3.3mmΦ로부터 1.8mmΦ까지 압연하고, 그리고, 제 3공정의 5패스로 1.8mmΦ로부터 1.3mmΦ까지 압연해서 강선을 제조하였다. 압연 중의 재료 온도는, 200℃미만이었다. 이들 모두의 실시예의 압연 공정에 있어서, 일체 구상화 소둔 이외의 연화 처리를 행하지 않고 6.0mmΦ로부터 1.3mmΦ까지 냉간 압연할 수 있었다. 이 사이, 확성용 시험재로서, 3.3mmΦ(총감면율: 69.8%), 2.3mmΦ(총감면율: 85.3%), 1.8mmΦ(총감면율: 91.0%) 및 1.3mmΦ(총감면율: 95.3%)의 4단계에 있어서, 압연 그대로의 강선 시험재(이하,「A2그룹 시험재」라고 함)를 채취하였다. 또한, A2그룹 시험재는 실시예 6∼실시예 9의 4종 각각에 대해서 선직경이 4수준이고, 합계 4종×4=16종으로 이루어진다. 또한 이들 중 1.3mmΦ 시험재에 대해서는, M1.6 팬헤드 기계나사에 냉간 성형하는 시험을 행하였다.

실시예 6∼실시예 9의 시험재(A2그룹 시험재)에 대해서, 하기 항목의 시험을 행하였다.

3)기계나사의 리세스 성형 시험: 선직경 1.3mmΦ의 강선만을 대상(상술한 바와 같다.)

4)기계나사의 비틀림 토크 시험: M1.6 팬헤드 기계나사만 대상(상술한 바와 같다.) 상기 시험 결과를 표 22 및 표 23에 나타내었다.

시험재명	시험	성분 No.	C (질량%)	시험재 선직경 (mm)	압연 총감면율(%)	변형	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)
A2그룹	실시예 6	1	0.0014	3.3Φ	69.8%	1.20	773	-
	실시예 7	2	0.0047				836	-
	실시예 8	3	0.0098				895	-
	실시예 9	4	0.0109				999	-

시험재명	시험	성분 No.	C (질량%)	시험재 선직경 (mm)	압연 총감면율(%)	변형	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)
A2그룹	실시예 6	1	0.0014	2.3Φ	85.3%	1.92	875	83.2
	실시예 7	2	0.0047				968	82.7
	실시예 8	3	0.0098				1001	76.9
	실시예 9	4	0.0109				1094	78.5

표 22 및 표 23의 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 우선, A2그룹 시험재는 모두, 본 출원의 발명의 범위 내에 속하는 실시예에 의해 얻어진 강선으로부터 채취된 시험재이다. 그리고, 강선의 소재인 강선재는 모두 실시예 1∼5과 같고, 적절한 온간 압연에 의해 제조된 C함유량이 매우 낮고(C: 0.0014∼0.0109질량%), 결정은 시멘타이트 비함유의 미세 페라이트 입자(평균 입경 d=0.7∼0.9㎛)이고, 인장강도 TS와 면적감소 RA의 수준이 높고, 또한 그 밸런스가 우수한 재료이다. 이러한 재료에 대하여, 압연 총감면율이 69.8%(6.0mmΦ→3.3mmΦ인 경우) 이상의 압연 총감면율에 의한 냉간 압연이 실시되어 있다.

이와 같이, 실시예 6∼실시예 9의 제조 조건이 실시예 1∼실시예 5의 그것과 다른 점은, 냉간 신선 대신에 냉간 압연으로 가공한 것이다. 이렇게 하여 얻어지는 강선의 재질 특성을, 상기 도 10, 도 11 및 도 12에 병기하였다. 상술해서 아는 바와 같이, 여기서도 냉간 압연에 의한 총감면율의 증가에 따라서, 얻어진 강선의 인장강도 TS가 현저하게 상승하고 있다.

또한, 인장강도 TS가 현저하게 상승하고 있는데도 불구하고, 면적감소 RA의 저하량이 매우 작다. 이 재질 특성의 변화는 실시예 6∼실시예 9 중 어느 하나에 있어서도 같고, 또한, 실시예 1∼실시예 5의 결과도 유사하다. 또한, 냉간 압연 강선의 인장강도 TS와 면적감소 RA는 고수준을 유지하고, 그 양자가 양호한 밸런스를 구비하고 있는 것도 확인된다.

이러한 재질 특성의 우위성은, 냉간 압연 가공 그대로의 상태로서, 담금질·뜨임 등의 조질 처리를 실시하지 않아도 얻어지는 것이 확인된다. 그리고, 또한 구상화 소둔을 실시하지 않는 냉간 압연 그대로에서도, C함유량이 낮은 실시예 6, 실시예 7 및 실시예 8에서는 M1.6팬헤드 기계나사의 리세스 성형을 행할 수 있고, 매우 냉간 가공성이 우수하다는 것도 확인되었다. 이 재질 특성도, 실시예 1∼3에 준하고 있다.

또한, 이러한 재질 특성 수준을 갖는 실시예 7 및 8에서는, M1.6 팬헤드 기계나사로 성형 후, 담금질·뜨임 등의 조질 처리 없음의 상태에서도, 비틀림 파단 토크가 거의 3.0kgf·cm인 우수한 고비틀림 강도가 발휘되고 있다. 또한, 이와 같이, 실시예 1∼4의 결과와 실시예 6∼9의 결과의 비교로부터, 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강의 제조방법에 있어서, 온간 가공된 강선재에 대한, 냉간 가공법으로서, 냉간 신선법 및 냉간 압연법 중 어느 하나라도 좋다라는 것이 확인된다.

[V]<3>비교예

다음에, 본 출원의 발명의 범위 외의 비교예로서 다음 시험을 행하였다. 비교예를 제 1그룹과 제 2그룹으로 나누었다.

[V]<3>비교예의 제1그룹(비교예1∼비교예3)

비교예의 제1그룹으로서, JIS G 3507에 규정된 냉간 압조용 탄소 강선재이고, 표 24의 성분 No.6∼8에 나타내는 SWRCH5A, SWRCH10A 및 SWRCH18 상당의 각 성분 조성을 갖는 6.0mmΦ의 강선재이며, 종래 기술의 일반적인 열간 압연 조건인 A3변태 점이상으로 가공을 종료한 시판의 강선재로부터, 확성용 시험재(이하,「B0그룹 시험재」라고 함)을 채취하고, 하기 항목의 시험을 행하였다.

2)현미경 시험에 의한 페라이트 입경(d)의 측정시험(상술한 바와 같다.)

이들 시험 결과를 표 24, 표 25에 나타낸다.

성분 No.	시료 제공처	성분 상당의 JIS	화학 성분 조성(질량%)
성분 No.	시료 제공처	성분 상당의 JIS	C	Si	Mn	P	S	sol.Al
6	비교예 1	SWCH5A	0.04	0.04	0.33	0.003	0.007	0.028
7	비교예 2	SWCH10A	0.09	0.01	0.30	0.011	0.025	0.030
8	비교예 3	SWCH18A	0.18	0.01	0.79	0.017	0.005	0.040

시험재명	성분 No.	시료 제공처	성분 상당의 JIS	C함유량 (질량%)	제조공정	시험재 직경 (mm)	인장강도 TS (MPa)	면적감소 RA (%)	평균 페라이트 입경 d(㎛)
CO그룹 (열간 압연재)	6	비교예 1	SWCH5	0.04	열간 압연	6.0Φ	350	80.0	20
	7	비교예 2	SWCH10	0.09			430	75.0	17
	8	비교예 3	SWCH18	0.18			520	72.0	16

표 24, 표 25의 시험 결과로부터, 이하의 것이 확인된다. 즉, 우선, B0그룹 시험재는, 비교예 1∼3에서 행하는 냉간 가공에 제공하는 소재의 확성용 시험재이다. 이 B0그룹 시험재는, 본 출원의 발명의 범위 외의 강의 제조방법에 있어서의 소재의 조제 조건인 열간 압연에 의해 제조된 재료(강선재)이다. 그 때문에, 금속 결정의 주상 조직인 페라이트의 C방향 단면에 있어서의 평균 입경은, 16∼20㎛이다. 이것은 실시예 1∼9에 있어서 강선재로서 사용한 재료의 평균 페라이트 입경(0.7∼0.9㎛)과 비교해서 매우 큰 것이 확인된다.

그 때문에 C함유량은 실시예 1∼실시예 9와 비교해서 현저하게 높은데도 불구하고, 면적감소 RA는 80.1∼85.9%로 고수준으로 우수하다. 그러나, 인장강도 TS는, 그와 같이 C함유량이 높은데도 불구하고, 350∼550MPa이고, 실시예 1∼9에 있어서 사용한 강선재의 인장강도 TS:635∼795MPa와 비교해서 현저하게 낮은 것이 확인된다. 한편, 상기 B0그룹 시험재를 채취한 후의 상기 6.0mmΦ의 열간 압연 강선재를 이용하여, 냉간 신선 또는 냉간 압연에 의해 1.3mmΦ까지 냉간 가공한 강선을 조제하였다.

(1)우선, 성분 No.6(SWCH5A 상당)의 열간 압연 강선재에 대해서는, 냉간 신선을 실시해서 강선을 제조하였다. 냉간 신선은 실시예 1∼5에 있어서와 동일한 조건에서 행한다(표 18참조. 신선 온도는 200℃미만이다.). 이것을「비교예1」이라 한다. 이 냉간 신선 공정에 있어서, 확성용으로서 2.1mmΦ(신선 총감면율: 87.8%), 1.8mmΦ(신선 총감면율: 91.0%) 및 1.3mmΦ(신선 총감면율: 95.3%)의 냉간 신선 그대로의 강선 시험재를 채취하였다.

(2)이에 대하여 성분 No.7(SWCH10A 상당) 및 성분 No.8(SWCH18A에 상당)의 열간 압연 강선재에 대해서는, 냉간 압연을 실시해서 강선을 제조하였다. 냉간 압연 조건은 실시예 6∼9에 있어서와 동일하다(표 21참조. 압연 온도는 200℃미만이다).이 냉간 압연 공정에 있어서, 확성용으로서, 3.3mmΦ(신선 총감면율: 69.8%), 2.3mmΦ(신선 총감면율: 85.3%) 및 1.3mmΦ(신선 총감면율: 95.3%)의 냉간 압연 그대로의 강선 시험재를 채취하였다. 이 시험을 각각 「비교예2」, 「비교예3」이라고 한다. 이상, 비교예 1∼3의 시험재를 정리하고, 「B1그룹 시험재 」라 하는 이들 시험재에 대해서, 하기의 시험을 행하였다.

2)기계나사의 리세스 성형시험(상술한 바와 같다.): 선직경 1.3mmΦ의 강선에 대해서는, 냉간 압연 그대로의 시험재에 대해서, M1.6 팬헤드 기계나사의 리세스 성형 시험을 행하였다. 또한, 비교예 2 및 3의 선직경 1.3mmΦ의 강선에 대해서는, 냉간 압연 그대로의 강선 시험재 이외에, 구상화 소둔 처리를 실시해서 냉간 가공성을 향상시킨 시험재를 조제하고, 이것에 관해서도, M1.6 팬헤드 기계나사의 리세스 성형 시험을 행하였다.

3)기계나사의 비틀림 토크 시험(상술한 바와 같다.): 1.3mmΦ의 강선으로부터 냉간 압조·전조에 의해, M1.6 팬헤드 기계나사의 성형이 가능했던 것에 대해서는, 비틀림 토크 시험을 행하였다.

상기 시험 결과를 표 26에 나타냈다.

시험재명	시험	성분 No.	C (질량%)	시험재 선직경 (mmΦ)	냉간 가공 감면율(%)	변형	구상화 소둔	인장강도 TS(Mpa)	면적감소 RA(%)	M1.6기계나사의 리세스 성형성	비틀림 파단 토크 (kgf×cm)
C1그룹	비교예 1	6	0.04	2.1	신선:87.8	2.10	없음	814	64.0	-	-
				1.8	신선:91.0	2.41	없음	857	64.7	-	-
				1.3	신선:95.3	3.06	없음	962	64.9	양호	2.35
	비교예 2	7	0.09	3.3	압연:69.8	1.20	없음	783	-	-	-
				2.3	압연:85.3	1.92	없음	828	64.8	-	-
				1.3	압연:95.3	3.06	없음	1025	62.5	간혹 크랙	2.43
				1.3	압연:95.3	3.06	있음	-	-	양호	2.24
	비교예 3	8	0.18	3.3	압연:69.8	1.20	없음	868	-	-	-
				2.3	압연:85.3	1.92	없음	934	58.0	-	-
				1.3	압연:95.3	3.06	없음	1176	58.9	크랙	-
				1.3	압연:95.3	3.06	있음	-	-	크랙	-

표 26(비교예1∼3)의 시험 결과로부터, 이하의 사항이 확인된다. B1그룹 시험재는, 본 출원의 발명의 범위외의 비교예 1∼3의 시험 과정에서 얻어진 강선 시험재이고, C함유량이 0.04∼0.18질량%의 수준이다. 열간 압연에 의하여 조제된 소재(강선재)에 대하여, 냉간 신선 또는 냉간 압연이 실시되면, 그 총감면율이 크게 됨에 따라 인장강도 TS가 상승하고, 면적감소 RA가 저하한다. 인장강도 TS가 1000MPa를 초과하기 위한 총감면율은, 비교예 2 및 3에 있어서의 선직경 1.3mmΦ에 대응하는 95.3%에 있어서 달성되고 있다. 그러나, 이 때에 있어서의 면적감소 RA는 64.4∼66.2%로 저하하고 있다. 이 면적감소 RA의 소재로부터의 저하 상황은, 85.9∼83.0%→64.4∼62.5%로 약 20%정도 저하하고 있고, 그 저하량은 현저하게 크다. 또한, 저하 후의 면적감소 RA값의 수준도, 상기 실시예 1∼9에 있어서 인장강도 TS가 1000MPa를 초과할 때의 면적감소 RA: 70∼75% 정도(도 12참조)와 비교해서 상당히 낮은 수준이 되어 있다.

이와 같이, 소재에 대한 냉간 가공에 있어서의 총감면율의 증가에 따라서 인장강도가 상승하고, 이에 대하여 면적감소 RA가 저하한다고 하는 재질 특성의 변화 경향은, 비교예 1∼3에 있어서도 실시예 1∼9의 경우와 같다. 그러나, 정량적으로 보면, 그 때의 면적감소 RA의 저하량은, 실시예 1∼9의 경우는 현저하게 작았다((6mmΦ 온간 압연재: 78.1∼81.9%)→(1.3mmΦ 냉간 신선재: 62.1∼71.8%) 또는→(1.3mmΦ 냉간 압연재: 64.0∼80.1%)가, 비교예 1∼3에 있어서는, 상당히 큰((6mmΦ 열간 압연재: 80.1%)→(1.3mmΦ냉간 신선재: 64.9%), (6mmΦ열간 압연재: 83.0∼85.9%)→(1.3mmΦ냉간 압연재: 62.5∼64.4%)).

상기 재질 특성의 변화를, 도 10∼도 12에 병기하였다.

이들의 각 도에 있어서, 실시예와 비교예를 비교함으로써, 상기 사항이 한층 더 명확하다. 한편, 기계나사의 리세스 성형성 시험에 의하면, 인장강도 TS가 1000MPa를 초과하는 경우에도, 비교예 2 및 3에서는, 시험재를 미리 구상화 소둔 처리를 실시했을 경우에는 리세스 크랙은 발생하지 않는 양호한 경우(비교예 2)가 있지만(단, 비교예 3에서는 크랙이 발생), 냉간 가공 그대로 구상화 소둔을 실시하지 않았을 경우에는, 비교예 2, 3 모두 리세스 크랙이 발생하고 있다. 단, 인장강도 TS가 1000MPa 미만인 비교예 1(총감면율 95.3%의 선직경 1.3mmΦ에 있어서 962MPa임)에 있어서는, 리세스 크랙은 양호로 되어 있다.

이와 같이, 본 출원의 발명의 범위 외의 비교예에 있어서는, 소재에 대한 냉간 신선 또는 냉간 압연의 총감면율이 증대하여 인장강도가 일정값 이상으로 상승하면, 구상화 소둔 등의 적절한 연화 처리를 실시하지 않으면, 매우 가혹한 냉간 압조성이 요구되는 M1.6 팬헤드 기계나사의 리세스 성형시에 크랙이 발생한다. 이에 대하여 실시예에 있어서는, 구상화 소둔을 실시하지 않는 냉간 신선 또는 냉간 압연 그대로이처도, 인장강도 TS가 1500MPa를 충분하게 초과하지 않으면, 그러한 엄격한 리세스 시험에서도 크랙은 발생하지 않는 것이 확인된다. 또한, 이렇게 특별히 엄격한 냉간 압조성 이외의 냉간 가공성이라는 관점으로부터, 면적감소 RA의 수준을 지표로 했을 경우에도, 실시예 1∼9쪽이 비교예 1∼3 보다도 우수하다는 것이 확인된다. 다음에 실시예 1∼9와 비교예 1∼3의 비교를, 강재의 성분이 다른 점에서 보면, 본 출원의 발명에 따른 고강도 강의 제조방법에 의하면, C함유량이 0.0014∼0.0109질량%이라고 하는 극저탄소 강을 소재로 하여, 인장강도 TS가 예를 들면 1000∼1400MPa되는 높은 수준 범위이고, 또한, 면적감소 RA도 상당히 높은 수준의 65%이상으로 유지하는 것이 가능한 냉간 압조성이 우수한 강선을 구상화 소둔을 하지 않고 냉간 가공 그대로의 상태로 얻을 수 있다는 것이 확인된다(도 12참조).

도 14에, 선직경 1.3mmΦ의 경우에 대하여, 강선의 C함유량에 대한 인장강도TS의 수준을, 도 1에 동일하게 선직경 1.3mmΦ의 경우에 대해서, 강선의 C함유량에 대한 면적감소 RA의 수준을, 실시예 1∼9과 비교예 1∼3으로 비교하는 그래프를 나타낸다. 또한, 선직경이 1.3mmΦ인 냉간 가공율이 일정 조건은, 공업적 변형이 3.06에 해당하다.

[V]<3>(b)비교예의 제 2그룹(비교예 4)

비교예의 제2그룹으로서, 종래 기술에 의해 제조된 시판의 SWCH16A 상당 강선으로부터 제조된 가공되지 않는 나사 및 침탄 담금질 나사를, 비교예 4로 하였다.

이 나사는 M1.6 팬헤드 기계나사이고, 그 화학 성분 조성은 표 27의 성분 No.9에 나타내는 바와 같다.

성분 No.	시료 제공처	성분 상당의 JIS	화학 성분 조성(질량%)
성분 No.	시료 제공처	성분 상당의 JIS	C	Si	Mn	P	S	sol.Al
9	비교예 4	SWCH15A	0.16	0.04	0.74	0.005	0.008	0.030

그 제조방법은 종래 기술이고, 열간 압연에 의하여 강선재가 제조되고, 이어서 종래 기술에 의해 냉간 신선되어서 1.3mmΦ의 강선이 제조되고, 이것에 구상화 소둔 처리가 실시되어서 냉간 압조성이 개선된 후, 냉간 압조·전조에 의해 M1.6팬헤드 기계나사로 성형된 것(가공되지 않은 나사), 및 가공되지 않는 나사에 침탄 담금질·뜨임 처리가 실시되어서, 소정의 강도를 부여한 M1.6 팬헤드 기계나사(침탄 담금질 나사)의 2종류이다. 비교예 4의 확성 시험으로서, 가공되지 않은 나사 및 침탄 담금질 나사를 시험재(「B2그룹 시험재」라고 함)로서, 비틀림 토크 시험(상술한 바와 같음)을 행하였다. 그 시험 결과를 표 28에 나타냈다.

시험재명	시험	성분 No.	성분 상당의 JIS	C함유량 (질량%)	나사 종류	조질 처리	비커스 경도 Hv(-)	비틀림 파단 토크 (kgf×cm)
C2그룹	비교예 4	9	SWCH16A	0.16	M1.6팬헤드 기계나사	가공하지 않음	-	1.82
C2그룹	비교예 4	9	SWCH16A	0.16	M1.6팬헤드 기계나사	침탄 담금질·뜨임	330	2.96

상기 시험 결과로부터, 이하 사항이 확인된다. 본 출원의 발명의 범위밖의 제조 방법으로 제조된 비교예 4 중, 가공하지 않은 나사 시험재에 대해서는, M1.6팬헤드 기계나사의 비틀림 파단 토크가 1.82kgf·cm이라고 하는 낮은 값이었지만, 침탄 담금질 나사에 있어서는, 2.96kgf·cm이라고 하는 높은 비틀림 강도가 얻어지고, 바람직한 비틀림 강도를 갖는다. 상술한 실시예에 있어서 행한 비틀림 토크 시험에서는, 실시예 6에서는 2.63kgf·cm이었지만, 그 밖의 실시예에서 행한 시험에서는 모두 2.9kgf·cm을 초과하였고, 충분히 비틀림 강도를 갖는다는 것이 확인된다. 이상의 시험으로부터, 본 출원의 발명에 따른 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 산업상의 유용성, 및 이들을 제조하기 위한 제조방법으로서, 본 발명에 따른 강선 또는 봉강, 및 고강도 성형품의 제조방법의 산업상의 유용성이 확인되었다.

Claims

강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하로 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
C함유량이 0.010질량% 이하이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, 인장강도 TS가 900MPa이상이 되는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 4항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, 인장강도 TS가 1000MPa이 상이고, 또한 면적감소 RA가 70%이상이 되는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 4항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, 인장강도 TS가 1200MPa이상이고, 또한 면적감소 RA가 65%이상인 것이 부가되어 있는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 4항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, 인장강도 TS가 1500MPa이상이고, 또한 면적감소 RA가 60%이상인 것이 부가되는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 1항 내지 제 3항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, 경도가 비커스 경도 Hv로 285이상으로 되어 있는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 1항 내지 제 8항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트 조직의 평균 입경은 200nm이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 1항 내지 제 9항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어 서, Cr 및 Mo 그 이외의 담금질성 촉진 원소, 및 Cu 및 Ni 그 이외의 고용 강화 원소 중 어느 하나가 불가피적 함유량 이상으로 함유되어 있지 않는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 1항 내지 제 10항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 강선 또는 봉강에 있어서, Si함유량이 1.0질량% 이하이고, 또한 Mn함유량이 2.0질량% 이하로 되어 있는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하로 시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
C함유량이 O.010질량% 이하이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 12항 내지 제 14항 중 어느 한 항에 기재된 고강도 성형품에 있어서, 인 장강도 TS가 1000MPa이상인 것이 부가되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 15항에 기재된 고강도 성형품에 있어서, 인장강도 TS가 1500MPa이상인 것이 부가되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 15항에 기재된 고강도 성형품에 있어서, 경도가 비커스 경도 Hv로 285이상인 것이 부가되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 15항에 기재된 고강도 성형품에 있어서, 경도가 비커스 경도 HV로 300이상인 것이 부가되어 있는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 12항 내지 제 18항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 페라이트 조직의 평균 입경은 200nm이하인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 12항 내지 제 19항 중 어느 한 항에 있어서, Cr 및 Mo 그 밖의 담금질성 촉진 원소, 및 Cu 및 Ni 그 밖의 고용 강화 원소 중 어느 하나가 불가피적 함유량 이상으로 함유되어 있지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 12항 내지 제 20항 중 어느 한 항에 있어서, Si함유량이 1.0질량% 이하 로, 또한, Mn함유량이 2.0질량% 이하로 이루어져 있는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 1항 내지 제 11항 중 어느 한 항에 있어서, 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강으로부터 제조된 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 22항에 있어서, 상기 성형품은 냉간 압조, 냉간 단조 및/또는 절삭 가공에 의해 제조된 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 12항 내지 제 23항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 성형품은 조질 처리가 실시되어 있지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 인장강도가 700MPa이상이고, 또한 면적감소가 65%이상인 기계적 성질을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 25항에 있어서, 면적감소가 70%이상인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 26항에 있어서, 인장강도가 1000MPa이상인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 인장강도가 1500MPa이상이고, 또한, 면적감소가 60%이상인 기계적 성질을 갖는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 강선 또는 봉강의 길이방향에 대한 수직단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 경도가 비커스 경도 HV로 285이상인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 25항 내지 제 29항 중 어느 한 항에 있어서, C함유량은 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도를 초과하고, 0.45 질량% 이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강.
제 25항 내지 제 30항 중 어느 한 항에 있어서, 페라이트 조직의 평균 입경은, 200nm이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 강선 또는 봉강.
제 25항 내지 제 31항 중 어느 한 항에 있어서, Cr 및 Mo 그 밖의 담금질성 촉진 원소, 및 Cu 및 Ni 그 밖의 고용 강화 원소 중 모두가 불가피적 함유량 이상으로 함유되어 있지 않는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 강선 또는 봉강.
Si함유량이 1.0질량% 이하이고, 또한 Mn함유량이 2.0질량% 이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 강선 또는 봉강.
C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 주상으로 하고, 또한 임의방향단면 중 적어도 1단면에 있어서의 경도가 비커스 경도HV로 285이상인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
C함유량이 0.01초과∼0.45질량%이고, 임의방향 단면 중 적어도 1단면에 있어서의 평균 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 갖고, 또한 인장강도 TS가 900MPa이상인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 34항 또는 제 35항에 있어서, 평균 입경이 200nm이하인 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 25항 내지 제 33항 중 어느 한 항에 있어서, 냉간 가공성이 우수한 강선 또는 봉강으로부터 제조된 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 34항 내지 제 37항 중 어느 한 항에 있어서, 냉간 압조, 냉간 단조 및/또는 절삭 가공에 의해 제조된 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
제 34항 내지 제 38항 중 어느 한 항에 있어서, 조질 처리가 실시되어 있지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품.
시멘타이트 비함유의 페라이트 조직을 갖는 강괴, 주물편, 강편 또는 강재반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
C함유량이 Ae1점에 있어서의 페라이트상의 탄소의 고용한도 이하인 강괴, 주물편, 강편 또는 강재반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉 강의 제조방법.
제 41항에 있어서, 상기 C함유량이 0.010질량% 이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 42항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉간 가공을 실시한 후의 페라이트 조직의 상기 평균 결정 입경은, 200nm이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 43항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 온간 가공은 가공 온도가 350∼800℃의 범위내에 있어서, 압연 및/또는 단조에 의해 재료 중에 도입되어서 잔류하는 소성 변형이, 3차원 유한 요소법으로 계산되는 상기 재료 중에서의 평균 소성 변형으로 0.7이상이 되는 가공인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 43항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 온간 가공은 가공 온도가 350∼800℃의 범위내에 있어서, 압연 및/또는 단조에 의해, 하기 (1)식으로 나타내지는 총감면율 R이 50%이상이 되는 가공인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.

R={(S0-S)/S0}×100 ······(1)

(단, R: 주물편 또는 강편에 대하여 실시되는 총감면율(%)

S0: 온간 가공 개시직전의 주물편 또는 강편의 C방향 단면적

S: 온간 가공 종료 후에 얻어지는 재료의 C방향 단면적)
제 40항 내지 제 45항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 온간 가공은 복수 패스이고, 또한 복수 방향으로 실시되는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 46항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉간 가공은 가공 온도가 350℃미만에 있어서, 압연 및/또는 인발에 의해 재료 중으로 유입되어서 잔류하는 소성 변형이 3차원 유한 요소법으로 계산되는 재료 중으로의 평균 소성 변형으로 0.05이상이 되는 가공인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 46항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 냉간 가공은 가공 온도가 350℃미만에 있어서, 압연 및/또는 인발에 의해, 하기 (2)식으로 나타내지는 총감면율 R'이 5%이상이 되는 가공인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.

R'={(S0'-S')/S0'}×100 ······(2)

(단, R': 온간 가공된 재료에 대하여 실시되는 총감면율(%)

S0': 냉간 가공 개시직전의 재료의 C방향 단면적

S': 냉간 가공 종료 후에 얻어지는 재료의 C방향 단면적)
제 40항 내지 제 48항 중 어느 한 항에 있어서, 상기 온간 가공 및 상기 냉간 가공 중 어느 하나의 공정 중에서도 구상화 소둔 처리 및/또는 담금질·뜨임 처리를 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 40항 내지 제 49항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 이용하여, 냉간 압조, 냉간 단조 및/또는 절삭 가공에 의해 제조하는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.
제 50항에 있어서, 상기 성형품에 조질 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.
제 50항 또는 제 51항에 있어서, 상기 성형품에 응력 제거 소둔 처리 및/또는 베이킹 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.
C함유량: 0.01을 초과∼0.45질량%인 강괴, 주물편, 강편 또는 강재반제품에 온간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 3㎛ 이하인 재료를 조제하고, 이어서 냉간 가공을 실시하고, 길이방향에 수직인 단면에 있어서의 평균 결정 입경이 500nm이하인 페라이트 주상 조직을 형성시키는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항에 있어서, 냉간 가공을 실시한 후에 있어서의 페라이트 조직의 상기 평균 결정 입경이 200nm이하인 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항 또는 제 54항에 있어서, 온간 가공은, 가공 온도가 350∼800℃의 범위내에 있어서, 압연 및/또는 단조에 의해 재료 중으로 유입되어서 잔류하는 소성 변형이 3차원 유한 요소법으로 계산되는 상기 재료 중으로의 평균 소성 변형으로 0.7이상이 되는 가공을 상기 주물편 또는 강편에 대하여 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항 또는 제 54항에 있어서, 온간 가공은 가공 온도가 350∼800℃의 범위내에 있어서, 압연 및/또는 단조에 의해, 하기 (1)식으로 나타내지는 총감면율 R이 50%이상이 되는 가공을 상기 주물편 또는 강편에 대하여 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.

R={(S0-S)/S0}×100 ······(1)

(단, R: 주물편 또는 강편에 대하여 실시되는 총감면율(%)

S0: 온간 가공 개시직전의 주물편 또는 강편의 C방향 단면적

S: 온간 가공 종료 후에 얻어지는 재료의 C방향 단면적)
제 53항 내지 제 56항 중 어느 한 항에 있어서, 온간 가공은 복수 패스이고, 또한, 복수방향으로 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항 내지 제 57항 중 어느 한 항에 있어서, 냉간 가공은, 가공 온도가 350℃미만에 있어서, 압연 및/또는 인발에 의해 재료 중으로 유입되어서 잔류하는 소성 변형이, 3차원 유한 요소법으로 계산되는 재료 중으로의 평균 소성 변형으로 0.05이상이 되는 가공을, 상기 온간 가공된 재료에 대하여 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항 내지 제 57항 중 어느 한 항에 있어서, 냉간 가공은 가공 온도가 350℃미만에 있어서, 압연 및/또는 인발에 의해, 하기 (2)식으로 나타내지는 총감면율 R'이 5%이상이 되는 가공을 상기 온간 가공된 재료에 대하여 실시하는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.

R'={(S0'-S')/S0'}×100 ······(2)

(단, R': 온간 가공된 재료에 대하여 실시되는 총감면율(%)

S0': 냉간 가공 개시직전의 재료의 C방향 단면적

S': 냉간 가공 종료후에 얻어지는 재료의 C방향 단면적)
제 53항 내지 제 59항 중 어느 한 항에 있어서, 고강도 강의 제조방법은 상기온간 가공 및 상기 냉간 가공 중 어느 하나의 공정 중에서도, 구상화 소둔 처리 및/또는 담금질·뜨임 처리를 포함하지 않는 것을 특징으로 하는 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강의 제조방법.
제 53항 내지 제 60항 중 어느 한 항에 기재된 제조방법에 의해 제조된 냉간 가공성이 우수한 고강도 강선 또는 봉강을 이용하여, 냉간 압조, 냉간 단조 및/또는 절삭 가공에 의해 제조하는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.
제 61항에 있어서, 상기 성형품에 조질 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.
제 61항 또는 제 62항에 있어서, 상기 성형품에 응력 제거 소둔 처리 및/또는 베이킹 처리를 실시하지 않는 것을 특징으로 하는 고강도 성형품의 제조방법.