"C0.15~0.40wt、Si1.5wt以下、Mn0.30~2.0wt、P0.03wt以下、S0.03wt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。Cr0.05~2.0wt、Mo0.05~1.5wt、Ti0.01~0.10wt、B0.0003~0.0050wt、Al0.01~0.05wt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ことを特徴とする、請求項1に記載の金型寿命が改善された高強度冷間鍛造用鋼線。C0.15~0.40wt、Si1.5wt以下、Mn0.30~2.0wt、P0.03wt以下、S0.03wt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°C~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。前記ワイヤーロードはCr0.05~2.0wt、Mo0.05~1.5wt、Ti0.01~0.10wt、B0.0003~0.0050wt、Al0.01~0.05wt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ことを特徴とする、請求項3に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。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及びその製造方法を提供することをその目的とする。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。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。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。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°C~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。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、P0.03wt以下、S0.03wt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。C:0.150.40wtC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。Si:1.5wt以下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。Mn:0.302.0wtMn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。Cr:0.052.0wtCr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。Mo:0.051.5wtMo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。B:0.00030.0050wtB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。Ti:0.010.10wtTi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。Al:0.010.05wtAl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。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。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。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、P0.03wt以下、S0.03wt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°C~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。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°C~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。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。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。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。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。以下、本発明の具体的な実施形態に対して説明する。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°C~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ASTME8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strain0.9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。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。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。"