(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ ０．１５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ １．５ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．３０〜２．０ｗｔ％、Ｐ ０．０３ｗｔ％以下、Ｓ ０．０３ｗｔ％以下が含有され、残部Ｆｅとその他の不可避な不純物からなるワイヤーロードを冷間引抜するステップと、
冷間引抜されたワイヤーロードを一連の高周波誘導加熱装置の中で３０〜９０秒の間Ａｃ３変態点以上に急速加熱し、その加熱状態を維持するステップと、
加熱状態のワイヤーロードを水や油により急冷するステップと、
５００℃〜Ａ１変態点で加熱及び維持時間を含んで３０〜９０秒の間テンパリングを実施するステップと、
加熱状態のワイヤーロードをまた水冷して引張強度が１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲のワイヤーロードを得るステップと、
ワイヤーロードを２５〜４０％の断面減少率で冷間引抜して引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａになるようにするステップと、
からなることを特徴とする、金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車エンジン、シャーシ、及び操向装置の部品（ボルト及びシャフト類）などの素材に使われる高強度の冷間鍛造用線調質鋼線に関し、より詳しくは、クエンチングテンパリングを実施した鋼線を適切な程度の断面減少率で冷間で伸線することによって、引張強度が１，２００ＭＰａ以上に非常に高いのにもかかわらず、冷間で鍛造が可能であるだけでなく、金型寿命の顕著な向上を図る冷間鍛造用ワイヤーの製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
従来の代表的な冷間鍛造用鋼線には、球状化燒鈍材と非調質鋼が知られている。上記球状化燒鈍材は熱処理過程で析出される炭化物を球状化させることによって、材料の軟性を高めて冷間で鍛造が可能にしたものであって、７００℃位の温度で１３時間乃至１７時間位に亘って長時間加熱して析出される炭化物を球状化させることによって、引張強度が５００〜６００ＭＰａ位に非常に低くて、鍛造が容易になったものである。しかしながら、鍛造後には引張強度を高めるために必ず追加的な熱処理が伴わなければならない工程上の面倒さと製造コストの増加が問題点として指摘されている。
【０００３】
したがって、最近には鍛造後、クエンチング、テンパリング熱処理を省略してコスト低減を図ることができる非調質鋼の開発が活発に進められている。ところで、大部分の非調質鋼はフェライトとパーライトとの混合組織からなっており、また多くの合金元素が添加されているので、引張強度８００ＭＰａ以下の比較的単純で、かつ加工度の低い部品の鍛造には問題がなかったが、９００ＭＰａ以上級の複雑な形状の部品、例えば、六角フランジボルトなどの場合にはパーライトに層状として存在するセメンタイトが早期に破断が生じるので冷間鍛造が不可能であることが現実である。一方、本出願人は上記の従来の冷間鍛造用鋼線で指摘されている問題点を勘案して新概念の高強度冷間鍛造用鋼線として引張強度が７００〜１，３００ＭＰａに、非常に高いのにもかかわらず、ボルトなどの部品で冷間鍛造しても亀裂が発生しない鋼線を開発したところ、これは大韓民国特許第０４６９７１号に登録されている。ところで、最近には地球環境保存と自動車メーカーの車両軽量化に対する持続的な追求によって冷間鍛造が可能な引張強度１，２００〜１，６００ＭＰａ級の超高強度鋼線の開発要求が深刻に台頭している。しかしながら、上記要求範囲の引張強度はあまりに高いので、鍛造時に亀裂が容易に発生し、冷間鍛造用金型寿命が格段に低下して事実上これ以上の高強度化は現在の技術水準では不可能なのが実状である。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
本発明は、上記従来の冷間鍛造用鋼線で指摘されている問題点と最近の高強度化開発要求を勘案して案出したものであって、素材の引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａに冷間鍛造用鋼線では超高強度であるが、建築及び自動車用部品で冷間鍛造しても亀裂が発生せず、金型寿命が格段に改善された高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法を提供することをその目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００５】
本発明の上記目的は、クエンチング、テンパリングされた高強度鋼線に対し、特定範囲内の断面減少率で冷間引抜を実施するようになれば、変形抵抗エネルギーの減少に起因して亀裂の発生がもたらされず、優れる冷間鍛造特性を表すとする既存に知られたことがない新しい事実に基づいて達成される。
【０００６】
本発明の発明者は基本的に引張強度が１，２００ＭＰａ以上であって、冷間鍛造が可能で、かつ鍛造金型の寿命が改善された新しい鋼線の開発のために多様な試みと反復された実験を遂行していた中、上記のような事実を発見することに至った。
【０００７】
今まで知られたところによれば、クエンチング／テンパリングのみ実施した引張強度１，３００ＭＰａ以上の鋼線は冷間で鍛造が不可能であるということが関連業界や研究者に一般的な事実としてみなされたが、クエンチング／テンパリングの以後、特定量の引抜を実施して得られた鋼線を冷間鍛造する場合には鍛造前に比べて引張強度が高まるにもかかわらず、引抜に従う金属組織の変形方向と反対方向に加工されるので、変形抵抗エネルギーが格段に減少して冷間鍛造性だけでなく、金型の寿命も格段に向上することと明らかになった。
【０００８】
これをより詳細に説明すれば、焼入れ可能な機械構造用炭素鋼に対し、Ａｃ３変態点以上に急速加熱し、その加熱状態を維持した後、水や油により急冷し、次に、５００℃〜Ａ１変態点でテンパリングを実施して引張強度が１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲のワイヤーを製造した後、２５〜４０％の断面減少率で冷間引抜を遂行するようになれば、引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａに非常に高いが、冷間で亀裂が発生することなく鍛造が可能であるだけでなく、金型の寿命も格段に改善できることと表れた。
【０００９】
本発明の方法で使われるワイヤーの化学的組成は、０．１５〜０．４０ｗｔ％のＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、０．３０〜２．０ｗｔ％のＭｎ、Ｐ ０．０３ｗｔ％以下、Ｓ ０．０３ｗｔ％以下が含まれ、その他の不可避な不純物と残部Ｆｅから組成された成分系を基本とし、場合によっては、上記成分組成に０．０５〜２．０ｗｔ％のＣｒ、０．０５〜１．５ｗｔ％のＭｏ、０．０１〜０．１０ｗｔ％のＴｉ、０．０００３〜０．００５０ｗｔ％のＢ、及び０．０１〜０．０５ｗｔ％のＡｌのうち、少なくともいずれか１つ以上の成分が添加できるところ、各成分範囲を限定した理由は、次の通りである。
【００１０】
Ｃ：０．１５~０．４０ｗｔ％
【００１１】
Ｃは焼入時の強度増加のために添加される最も重要な元素であって、通常的に知られた通り、０．１５ｗｔ％未満では焼入熱処理による硬化効果を期待することができず、０．４０ｗｔ％を超過すれば、多量の炭化物析出によって靭性が低下し、変形抵抗が増大して、冷間鍛造時、亀裂及び工具寿命の低下をもたらすことになる。
【００１２】
Ｓｉ：１．５ｗｔ％以下
【００１３】
Ｓｉは鋼中に脱酸のために投入される元素であって、固溶強化によって強度を向上させるが、その含有量が１．５ｗｔ％を超過すれば、靭性が低下して冷間圧造時に変形抵抗を増大させて、亀裂発生及び工具寿命の低下をもたらす。これは、Ｓｉが析出炭化物に固溶されて炭素の動きを妨害することによって、炭化物が球形化されることを妨害するためである。
【００１４】
Ｍｎ：０．３０~２．０ｗｔ％
【００１５】
Ｍｎは固溶強化元素であって、Ｃ及びＳｉが過剰添加される場合に発生するであろう変形抵抗の増大を避けるために、低いＣ、Ｓｉ添加鋼で強度の低下を補完するための元素である。したがって、上記の効果を期待するためには、最小０．３０ｗｔ％の添加が必要であるが、過剰添加されれば靭性が低下し、変形抵抗を増大させるので、その添加量は２．０ｗｔ％を超過しないようにする。
【００１６】
Ｃｒ：０．０５~２．０ｗｔ％
【００１７】
Ｃｒは強度と焼入れ硬度及び靭性の向上のために添加される元素であって、０．０５ｗｔ％未満では上記特性の向上効果が微弱であり、Ｃｒは比較的高価であるので、２．０ｗｔ％を超過すれば経済性が劣るようになるところ、下限値を０．０５ｗｔ％とし、上限値を２．０ｗｔ％とする。
【００１８】
Ｍｏ：０．０５~１．５ｗｔ％
【００１９】
ＭｏはＣｒの添加効果と殆ど同一であり、０．０５ｗｔ％未満では効果が微弱であり、１．５ｗｔ％を超過すれば冷間加工のための変形抵抗が増大するので、その添加量は１．５ｗｔ％を超過しないようにする。
【００２０】
Ｂ：０．０００３~０．００５０ｗｔ％
【００２１】
Ｂは焼入れ性を向上させる元素であって、０．０００３ｗｔ％未満では添加効果が不明であるが、０．００５０ｗｔ％を超過すれば、むしろ焼入れ性を低下させる。
【００２２】
Ｔｉ：０．０１~０．１０ｗｔ％
【００２３】
ＴｉはＢと共存して焼入れ強度を上げる効果もあるが、オーステナイトの結晶粒微細化に効果が大きい。しかしながら、０．０１ｗｔ％未満ではその効果が不十分であり、０．１０ｗｔ％を超過すれば介在物が多くなって要求される各種物性値を低下させる。
【００２４】
Ａｌ：０．０１~０．０５ｗｔ％
【００２５】
Ａｌは窒素と結合してオーステナイト結晶粒成長抑制効果がある。しかしながら、多量含有されればアルミニウム酸化物系の介在物がたくさん生成されて軟性を低下させる。したがって、本発明の目的を達成するためには、０．０１〜０．０５ｗｔ％範囲が好ましい。
【００２６】
ＰとＳは鋼の不可避な不純物元素であって、テンパリング時、結晶粒界に偏析して衝撃靭性を低下させ、冷間加工時、変形率を低下させるので、できる限りその含有量が各々０．０３０ｗｔ％を超過しないように制限する必要がある。
【００２７】
上記組成からなる鋼材を対象にして本発明に従う高強度冷間鍛造用鋼線を製造する方法について説明すれば、次の通りである。
【００２８】
本発明の高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法は、０．１５〜０．４０ｗｔ％のＣ、１．５ｗｔ％以下のＳｉ、０．３０〜２．０ｗｔ％のＭｎ、Ｐ ０．０３ｗｔ％以下、Ｓ ０．０３ｗｔ％以下が含有され、その他の不可避な不純物と残部Ｆｅから組成されたワイヤーロードを冷間引抜するステップ、冷間引抜されたワイヤーロードを一連の高周波誘導加熱装置の中で３０〜９０秒の間Ａｃ３変態点以上に急速加熱し、その加熱状態を維持するステップ、加熱状態のワイヤーロードを水や油により急冷するステップ、５００℃〜Ａ１変態点まで加熱及び維持時間を含んで３０〜９０秒の間テンパリングを実施するステップ、加熱状態のワイヤーロードをまた水冷して引張強度が１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲であるワイヤーロードを得るステップ、及びワイヤーロードを２５〜４０％の断面減少率で冷間引抜して引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａになるようにするステップからなる。
【００２９】
本発明において、上記の組成からなる鋼材を対象に熱処理することにおいて、クエンチング／テンパリングを選定した理由は、クエンチングの以後、テンパリング時に析出される炭化物が非常に微細であり、５００℃〜Ａ１変態点までの高い温度にテンパリングするようになれば、析出された炭化物が球状化されて冷間鍛造時、亀裂発生率を格段に低下させるためである。
【００３０】
そして、クエンチング／テンパリングの以後に得られる引張強度を１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲に限定した理由は、クエンチング／テンパリングされた鋼線を２５〜４０％の減面率で引抜した時、目的とする最終製品の引張強度１，２００〜１，６００ＭＰａを確保するためのものである。
【００３１】
本発明の特徴的な技術構成は“クエンチング／テンパリングされた鋼線を２５〜４０％の減面率で引抜”にあるものであって、これは本発明者が本発明の鋼材組成に対して引抜条件を変化しながら数多い試験を通じて得られた結果であるところ、これは図１の引抜減面率（％）に従う変形抵抗エネルギー（Ｊ／ｍ３）の測定結果グラフを通じて確認されている。
【００３２】
即ち、図１のように引張強度１，１５０ＭＰａ級にクエンチング／テンパリングされた鋼線を冷間で鍛造する場合、２５〜４０％の減面率で引抜された鋼線が変形抵抗エネルギーが最も低いものと確認されている。この際、使われた鋼線の化学成分は３鋼種であって、０．２％のＣ−１．０％のＣｒ、０．２％のＣ−１．１％のＣｒ−０．２％のＭｏ、及び０．３０％のＣ−１．０％のＳｉである。
【発明の効果】
【００３３】
従来にはクエンチング、テンパリングのみを実施して製造した鋼線の場合、引張強度１，３００ＭＰａ以上は冷間鍛造が不可能であるだけでなく、金型寿命も格段に低くて商業化できなかったが、本発明の方法を通じて得られた鋼線の場合には引張強度１，６００ＭＰａまで安定的に冷間鍛造が可能になって、金型寿命の延長と共に自動車部品素材としての革新的な軽量化は勿論、それに従う温室ガス排出量も低減できるようになって、産業上の活用可能性が非常に大きいことと期待される。
【図面の簡単な説明】
【００３４】
【図１】引抜減面率に従う変形抵抗エネルギー測定結果グラフである。
【発明を実施するための形態】
【００３５】
以下、本発明の具体的な実施形態に対して説明する。
【００３６】
本発明の実施形態に使われた鋼材の化学組成は以下の＜表１＞の通りであり、熱間圧延された直径１８ｍｍのワイヤーロードを冷間で直径１６ｍｍに引抜した。冷間引抜されたワイヤーを一連のプロセスで連結した高周波誘導加熱装置を使用して、Ａｃ３変態点以上に３０秒〜９０秒の間急速加熱及び維持した後、水または油で急冷した。次に、５００℃〜Ａ１変態点で３０秒〜９０秒の間テンパリングを実施して引張強度が１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲のワイヤーを製造した。上記ワイヤーを２５〜４０％の断面減少率で再度冷間引抜を実施して引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａの最終の実施形態の鋼線を製造した。一方、このような工程を経て製造された鋼線に対する引張強度試験に適用された試片はＡＳＴＭ Ｅ８の標準試片６．２５ｍｍを使用した。圧縮試験は直径１０ｍｍ×高さ１５ｍｍの試片を製作して１００トンの専用圧縮試験機を使用し、この時の変形抵抗エネルギーは真応力−真変形率曲線を描き、ストレーン（strain）０．９までのグラフ面積を求めて算定した。そして、最終製品鋼線の冷間鍛造時、金型の寿命を評価するためにフランジを具備したボルトＭ１０を鍛造して金型が破損されるまでの寿命を測定して比較評価した。この際、目標とする金型の寿命は経済性を考慮して最小５万ショット以上にした。通常的に引張強度１，２００ＭＰａ以上級の鋼線は５万ショットに遥かに至らない水準である。
【００３７】
【表１】
0005647344.tif 000002
【００３８】
以下の＜表２＞は上記＜表１＞のような組性の試片に対して上記したところの熱処理工程及び冷間引抜を経て得られた実施形態及び実施形態の試片に対する引張試験、圧縮試験、及び最終製品鋼線に対する金型寿命評価結果である。
【００３９】
【表２】
0005647344.tif 000003
【００４０】
上記＜表２＞において、
○：亀裂が発生しない場合
×：亀裂が発生した場合
【００４１】
*上記＜表２＞から分かるように、本発明によりワイヤーを製造する場合、クエンチング／テンパリングの以後に引抜を実施すれば、引抜減面率が増加するほど引張強度は増加することにもかかわらず、減面率２５〜４０％の範囲ではむしろ圧縮時に変形抵抗エネルギーが格段に減少することを確認することができ、この場合、本発明の実施形態の試片は全て５万ショット以上の金型寿命を表すという事実も確認されている。
＜その他＞
＜手段＞
技術的思想１の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線は、Ｃ
０．１５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ １．５ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．３０〜２．０ｗｔ％、Ｐ
０．０３ｗｔ％以下、Ｓ ０．０３ｗｔ％以下が含有され、残部Ｆｅとその他の不可避な不純物からなる組成であって、冷間引抜に続くクエンチング及びテンパリングを経て２５〜４０％の断面減少率で引抜されて最終引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａである。
技術的思想２の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線は、技術的思想１記載の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線において、Ｃｒ
０．０５〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ ０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｔｉ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００５０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．０５ｗｔ％のうち、少なくともいずれか１つ以上の成分が付加的に添加されて組成される。
技術的思想３の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法は、Ｃ ０．１５〜０．４０ｗｔ％、Ｓｉ １．５ｗｔ％以下、Ｍｎ ０．３０〜２．０ｗｔ％、Ｐ ０．０３ｗｔ％以下、Ｓ ０．０３ｗｔ％以下が含有され、残部Ｆｅとその他の不可避な不純物からなるワイヤーロードを冷間引抜するステップと、冷間引抜されたワイヤーロードを一連の高周波誘導加熱装置の中で３０〜９０秒の間Ａｃ３変態点以上に急速加熱し、その加熱状態を維持するステップと、加熱状態のワイヤーロードを水や油により急冷するステップと、５００℃〜Ａ１変態点まで加熱及び維持時間を含んで３０〜９０秒の間テンパリングを実施するステップと、加熱状態のワイヤーロードをまた水冷して引張強度が１，１００〜１，４００ＭＰａ範囲のワイヤーロードを得るステップと、ワイヤーロードを２５〜４０％の断面減少率で冷間引抜して引張強度が１，２００〜１，６００ＭＰａになるようにするステップと、からなる。
技術的思想４の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法は、技術的思想３記載の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線の製造方法において、前記ワイヤーロードはＣｒ
０．０５〜２．０ｗｔ％、Ｍｏ ０．０５〜１．５ｗｔ％、Ｔｉ０．０１〜０．１０ｗｔ％、Ｂ ０．０００３〜０．００５０ｗｔ％、Ａｌ
０．０１〜０．０５ｗｔ％のうち、少なくともいずれか１つ以上の成分が付加的に添加されて組成される。
【図１】
0005647344.tif 000004