CN104254628B - 冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材及冷锻氮化部件 - Google Patents

冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材及冷锻氮化部件 Download PDF

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Abstract

一种冷锻氮化用钢，其具有下述化学组成：包含：按质量％计、C：0.10～0.15％、Si：0.02％以上且不足0.10％、Mn：超过0.90％～2.50％、P≤0.030％、S≤0.050％、Cr：0.80～2.0％、V：0.05～0.50％、Al：0.01～0.07％、N≤0.0080％和O≤0.0030％，以及根据需要的特定量的选自Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb中的一种以上，剩余部分为Fe和杂质，[35≤Mn/S≤200]、[20≤(669.3×logeC‑1959.6×logeN‑6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V)≤80]、[140×Cr+125×Al+235×V≥160]以及[150≤511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V≤200]，该冷锻氮化用钢，其冷锻性和冷锻之后的切削性优异，能够使冷锻氮化部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，因此适于用作冷锻氮化部件的原材料钢。

Description

冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材及冷锻氮化部件
技术领域
本发明涉及冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材以及冷锻氮化部件。具体而言，本发明涉及冷锻性和冷锻后的切削性尤其是切屑处理性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度和表面硬度、以及深的有效硬化层深度，适于用作冷锻氮化部件的原材料的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材、以及使用其得到的冷锻氮化部件。
本发明中所称的“氮化”，不仅包括作为“使N侵入、扩散”处理的“氮化”，还包括作为“使N和C侵入、扩散”处理的“软氮化”。因此，以下的说明中，包括“软氮化”在内仅称为“氮化”。
另外，上述“冷锻氮化”指的是进行“冷锻”后进一步实施“氮化”处理。
背景技术
对于齿轮、带式无级变速机(CVT)用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件，从弯曲疲劳强度提高、点蚀强度提高和耐磨耗性提高的观点考虑，通常实施表面硬化处理。作为代表性的表面硬化处理，有渗碳淬火、高频淬火、氮化等。
上述中，渗碳淬火为下述处理：通常使用低碳钢，在Ac3点以上的高温的奥氏体区域使C侵入、扩散后，进行淬火的处理。渗碳淬火具有得到高的表面硬度和深的有效硬化层深度的优点，但是由于为伴随有相变的处理，存在热处理变形增大的问题。因此，要求高的部件精度时，在渗碳淬火后需要磨削、珩磨等精加工。另外还存在生成在表层的晶界氧化层、不完全淬火层等所谓“渗碳异常层”成为弯曲疲劳等的破坏起点，使疲劳强度降低的问题。
高频淬火为急速加热到Ac3点以上的高温的奥氏体区域、并进行冷却而进行淬火的处理。虽然具有比较容易调整有效硬化层深度的优点，但是并不是如渗碳那样使C侵入、扩散的表面硬化处理。因此高频淬火的情况下，为了得到必要的表面硬度、有效硬化层深度和芯部硬度，通常使用C量比渗碳用钢高的中碳钢。但是，中碳钢由于原材料硬度比低碳钢高，因此存在切削性降低的问题。另外，需要对各个部件分别制作高频加热线圈。
与此相对，氮化为在Ac1点以下的400～550℃左右的温度下，使N侵入、扩散而得到高的表面硬度和适当的有效硬化层深度的处理，与渗碳淬火和高频淬火相比，处理温度低，因此具有热处理变形小的优点。
另外，氮化中软氮化为在Ac1点以下的500～650℃左右的温度下，使N和C侵入、扩散而得到高的表面硬度的处理，由于处理时间短、为数小时，因此为适于大量生产的处理。
进而，随着近来的以抑制全球变暖为背景的减少温室效应气体的潮流，期待减少渗碳淬火之类高温下保持的工序。因此氮化是顺应时代的处理。
但是，以往的氮化用钢存在以下的<1>～<3>所述的问题。
<1>氮化为不进行从高温的奥氏体区域的淬火处理的表面硬化处理、即为不能进行伴随有马氏体相变的强化的表面硬化处理。因此，为了使氮化部件确保所希望的芯部硬度而需要含有大量的合金元素，结果难以利用冷锻进行成型加工，需要利用热锻等进行成型加工。
<2>作为代表性的氮化用钢，有JIS G 4053(2008)中规定的铝铬钼钢(SACM645)。但是，该钢虽然由于Cr、Al等在表面附近生成氮化物，可以得到高的表面硬度，但是由于有效硬化层浅，因此不能确保高的弯曲疲劳强度。
<3>氮化中软氮化由于在500～650℃左右的温度区域保持数小时，因此部件的芯部易回火软化。其结果，对于负荷高表面压力的部件而言，芯部易产生塑性变形，接触面凹陷而变形。
因此，为了解决前述问题，例如专利文献1和专利文献2中公开了氮化相关的技术。
专利文献1中公开了目的在于提供轧制后的硬度按维氏硬度计为200以下、软氮化性和冷锻性优异的软氮化用钢的“冷锻性优异的软氮化用钢”。上述“软氮化用钢”，按质量％计含有C：0.05～0.25％、Si：0.50％以下、Mn：0.55％以下、Cr：0.50～2.00％、V：0.02～0.35％和Al：0.005～0.050％，根据需要进而含有Nb：0.02～0.35％，剩余部分由Fe和杂质元素组成。
专利文献2中公开了表面硬化层硬、且有效硬化层深度深、另外能够得到必要的芯部硬度、同时切削等机械加工量少的“氮化处理部件的制造方法”。上述“氮化处理部件的制造方法”为对具有下述组成的钢材，在氮化处理之前进行V的析出控制热处理，然后进行冷加工后，进而实施氮化处理的技术：按质量％计含有C：0.10～0.40％、Si：0.10～0.70％、Mn：0.20～1.50％、Cr：0.50～2.50％和V：0.05～0.60％，根据需要进而含有选自Al、Mo、Ti、Nb、Ta、B、S、Pb、Te、Se、Ca、Bi和Sb中的一种以上，剩余部分实质上由Fe组成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平5-171347号公报
专利文献2：日本特开平7-102343号公报
发明内容
发明要解决的问题
前述专利文献1中公开的钢，其冷锻性、冷锻后的切削性、耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性未必全部优异。另外，有效硬化层深度指的是按维氏硬度(以下有时称为“HV”)计为400以上的深度，不具有充分的有效硬化层深度。
专利文献2中公开的钢中含有大量的合金元素，因此，若以大的加工度进行冷锻，则未必能够确保充分的冷锻性，有可能存在问题。
本发明是鉴于上述现状而提出的，其目的在于，提供一种冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻性和冷锻后的切削性尤其是切屑处理性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，适于用作冷锻氮化部件的原材料。
具体而言，本发明的目的在于，提供一种冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其不易产生冷锻中的裂纹、并且冷锻之后的切屑处理性也优异，进而能够得到实施了冷锻和氮化后的芯部硬度按HV计为200以上、表面硬度按HV计为700以上以及有效硬化层深度为0.20mm以上的硬度特性，能够用作冷锻氮化部件的原材料。
另外，本发明的目的还在于，提供使用上述冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材得到的冷锻氮化部件。
用于解决问题的方案
如前述所述那样，氮化为不进行从奥氏体区域的淬火处理的表面硬化处理、即为不能进行伴随有马氏体相变的强化的表面硬化处理。因此，为了使氮化部件确保所希望的芯部硬度而需要含有大量的合金元素，但是此时有可能难以利用冷锻进行成型加工。
因此，本发明人等，为了解决前述问题，首先对通过冷锻而实施成型加工，通过氮化进行表面硬化处理，由此可以确保作为机械结构用部件必要的芯部硬度、表面硬度和有效硬化层深度的技术方案进行了研究。
其结果，得出以下技术思路：若将合金元素量抑制在必要最小限度则可以确保优异的冷锻性，通过利用冷锻实现的加工硬化和氮化温度下的时效硬化的复合效果，可以得到高的芯部硬度。
因此，本发明人等基于上述技术思路，进而反复实验，得到下述(a)～(e)的发现。
(a)若使钢中含有Cr和Al，则通过氮化可以提高表面硬度。
(b)为了通过氮化而得到更高的表面硬度、并且在氮化温度下增大时效硬化量，在限制钢中的N的含量的基础上、钢中含有V是有效的。若上述钢中含有Mo则可以得到更大的时效硬化量。
(c)为了确保优异的冷锻性，抑制粗大的MnS的形成是有效的，为此，将Mn与S的含量比(Mn/S)限制在特定范围内即可。
(d)若将钢的C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V的含量限制在特定范围内，则冷锻后可以确保优异的切削性。
(e)通过利用冷锻实现的加工硬化和氮化时的时效硬化，可以确保作为机械结构用部件必要的高的芯部硬度。
本发明是基于上述发现而完成的，其要旨在于，下述的冷锻氮化用钢、冷锻氮化用钢材和冷锻氮化部件。
(1)一种冷锻氮化用钢，其特征在于，其具有下述化学组成：
包含：按质量％计、C：0.10～0.15％、Si：0.02％以上且不足0.10％、Mn：超过0.90％且2.50％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.05～0.50％和Al：0.01～0.07％；以及
剩余部分为Fe和杂质，
杂质中的P、S、N和O为P：0.030％以下、S：0.050％以下、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，
进而下述(1)式所示的Fn1为35～200、(2)式所示的Fn2为20～80、(3)式所示的Fn3为160以上、并且(4)式所示的Fn4为150～200，
Fn1＝Mn/S (1)
Fn2＝(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V) (2)
Fn3＝140×Cr+125×Al+235×V (3)
Fn4＝511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V (4)
上述(1)～(4)式中的C、Mn、S、Cr、Mo、V、N、Al、Cu和Ni指的是该元素的按质量％计的含量。
(2)根据上述(1)所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有Mo：0.50％以下来替代Fe的一部分。
(3)根据上述(1)或(2)所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自Cu：0.50％以下和Ni：0.50％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
(4)根据上述(1)～(3)中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
(5)根据上述(1)～(4)中任一项所述的冷锻氮化用钢，其特征在于，其按质量％计含有选自Pb：0.50％以下、Ca：0.010％以下、Bi：0.30％以下、Te：0.30％以下、Se：0.30％以下和Sb：0.30％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
(6)一种冷锻氮化用钢材，其特征在于，其具有上述(1)～(5)中任一项所述的化学组成，利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下。
(7)一种冷锻氮化部件，其特征在于，其具有上述(1)～(5)中任一项所述的化学组成，芯部硬度按维氏硬度计为200以上，表面硬度按维氏硬度计为700以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。
作为剩余部分的“Fe和杂质”中的“杂质”，指的是在工业上制造钢铁材料时，从作为原材料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质。
发明的效果
本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻性和冷锻后的切削性尤其是切屑处理性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，因此，适于用作冷锻氮化部件的原材料。
另外，本发明的冷锻氮化部件由于耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，可以适于用作齿轮、CVT用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件。
附图说明
图1为表示实施例中使用的冷锻时的临界压缩率测定用切口试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图2为表示实施例中使用的氮化后的硬度等的测定用圆棒试验片的形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图3为表示从实施例中使用的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的冷拔材切出的状态下的粗制形状的图。除了表示为“3.2S”的部位，图中的尺寸的单位为“mm”。
图4为表示实施例中使用的耐磨耗性调查用块状试验片A的形状的图。图中的没有示出单位的尺寸为“mm”。
图5为表示实施例中使用的耐变形性调查用块状试验片B的形状的图。图中的没有示出单位的尺寸为“mm”。
图6为表示实施例中，对图2～图5所示的试验片实施的软氮化的加热曲线的图。
图7为表示实施例中使用的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片的精加工形状的图。图中的尺寸的单位为“mm”。
图8为对于实施例的使用NC车床进行车削加工而产生的切屑的长度进行说明的图。
图9为对实施例中实施的环块式磨耗试验方法进行说明的图。
图10为表示实施例的环块式磨耗试验中使用的环状试验片的形状的图。图中的没有示出单位的尺寸为“mm”。
图11为表示实施例中对精加工磨削之前的环状试验片和压入试验治具实施的气体渗碳淬火-回火的加热曲线的图。
图12为对实施例中实施的环块式磨耗试验后的磨耗深度的测定方法进行说明的图。
图13为对实施例中实施的压入试验的方法进行说明的图。
图14为表示实施例的压入试验中使用的压入试验治具的形状的图。图中的没有示出单位的尺寸为“mm”。
图15为对式(2)所示的Fn2与实施例的调查6中的氮化后的芯部硬度(HV)的关系进行整理而得到的图。
图16为对式(2)所示的Fn2与实施例的调查9中的压入变形量的关系进行整理而得到的图。
图17为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查6中的氮化后的表面硬度(HV)的关系进行整理而得到的图。
图18为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查7中的旋转弯曲疲劳强度的关系进行整理而得到的图。
图19为对式(3)所示的Fn3与实施例的调查8中的磨耗深度的关系进行整理而得到的图。
具体实施方式
以下对本发明的各特征进行具体说明。需要说明的是，各元素的含量的“％”指的是“质量％”。
(A)化学组成：
C：0.10～0.15％
C是为了确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度而必要的元素，需要0.10％以上的含量。但是，若C的含量过多，则硬度提高，冷锻性和切削性降低。因此，设定上限，使C的含量为0.10～0.15％。C的含量优选为0.13％以下。
Si：0.02％以上且不足0.10％
Si具有脱氧作用。为了得到这种效果，需要0.02％以上的含量。但是，若Si含量过多，则硬度提高，冷锻性降低。因此，设定上限，使Si的含量为0.02％以上且不足0.10％。Si的含量优选为0.03％以上。
Mn：超过0.90％且2.50％以下
Mn具有确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和芯部硬度的作用和脱氧作用。为了得到这些效果，需要超过0.90％的Mn含量。但是，若Mn的含量过多，则硬度提高，冷锻性和切削性降低。因此，设定上限，使Mn的含量超过0.90％且2.50％以下。Mn的含量优选为1.50％以上，另外优选为2.00％以下。
Cr：0.80～2.0％
Cr在氮化时与N结合而生成氮化物，提高氮化中的表面硬度，具有确保冷锻氮化部件的弯曲疲劳强度和耐磨耗性的效果。但是，Cr的含量不足0.80％时，不能得到前述效果。另一方面，若Cr的含量超过2.0％则变硬而冷锻性和切削性降低。因此，使Cr的含量为0.80～2.0％。Cr的含量优选为0.90％以上，另外优选为1.5％以下。
V：0.05～0.50％
V在氮化时与C或/和N结合而形成碳化物、氮化物和碳氮化物，具有提高表面硬度的效果。另外，通过氮化温度下的时效硬化作用、即形成碳化物，从而具有提高芯部硬度的效果。为了得到这些效果，需要含有0.05％以上的V。但是，若V的含量多，则不仅硬度变得过高，而且冷锻性降低。因此，设定上限，使V的含量为0.05～0.50％。V的含量优选为0.10％以上，另外优选为0.40％以下。
Al：0.01～0.07％
Al具有脱氧作用。另外，在氮化时与N结合而形成AlN，具有提高表面硬度的效果。为了得到这些效果，需要含有0.01％以上的Al。但是，若Al的含量过多，则不仅形成硬质且粗大的Al2O3而冷锻性降低，而且存在氮化中的有效硬化层变浅、结果弯曲疲劳强度和点蚀强度降低的问题。因此，设定上限，使Al的含量为0.01～0.07％。Al的含量优选为0.02％以上，另外，优选为0.06％以下。
本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材的一种方式具有下述化学组成：包含上述C～Al的元素以及剩余部分为Fe和杂质，杂质中的P、S、O和N为P：0.030％以下、S：0.050％以下、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，并且满足后述的对于Fn1～Fn4的条件。需要说明的是，如已经所述，“Fe和杂质”中的“杂质”，指的是在工业上制造钢铁材料时，从作为原材料的矿石、废料、或制造环境等混入的物质。
P：0.030％以下
P是含有在钢中的杂质。若P的含量过多，则在晶界偏析的P有可能使钢脆化。因此，设定上限，使P的含量为0.030％以下。更优选的P的含量为0.020％以下。
S：0.050％以下
S是含有在钢中的杂质。另外，若积极地含有S，则与Mn结合而形成MnS，具有提高切削性的效果。但是，若S的含量超过0.050％，则形成粗大的MnS而冷锻性和弯曲疲劳强度降低。因此，使S的含量为0.050％以下。S的含量优选为0.030％以下。需要说明的是，为了得到提高切削性的效果的情况下，S的含量优选为0.003％以上，进一步优选为0.005％以上。
N：0.0080％以下
N是含有在钢中的杂质。N与C一起与V等元素结合而形成碳氮化物。若热轧时析出碳氮化物，则硬度提高，冷锻性降低。另外，也不能充分得到利用氮化温度下的时效硬化实现的芯部硬度提高效果。因此，需要限制N的含量，使N的含量为0.0080％以下。优选的N的含量为0.0070％以下。
O：0.0030％以下
O是含有在钢中的杂质。O形成氧化物系的夹杂物，成为夹杂物起点的疲劳破坏的原因，使弯曲疲劳强度降低。若O的含量超过0.0030％，则弯曲疲劳强度的降低显著。因此，使O的含量为0.0030％以下。需要说明的是，优选的O含量为0.0020％以下。
本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材的另一种方式具有下述化学组成：含有选自Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb中的一种以上元素来替代上述Fe的一部分，并且满足对于Fn1～Fn4的条件。
以下对作为任意元素的上述Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb的作用效果和含量的限定理由进行说明。
Mo：0.50％以下
Mo在氮化温度下与C结合而形成碳化物，具有通过时效硬化而提高芯部硬度的作用，因此为了得到上述效果，含有Mo为宜。但是若含有超过0.50％的Mo，则变硬而冷锻性和切削性降低。因此，含有Mo时的Mo的量设定为0.50％以下。需要说明的是，含有Mo时的Mo的量优选为0.40％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Mo的效果，含有Mo时的Mo的量优选为0.05％以上。
Cu和Ni均具有提高芯部硬度的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对上述Cu和Ni进行说明。
Cu：0.50％以下
Cu由于具有提高芯部硬度的作用，为了得到上述效果，含有Cu为宜。但是，若Cu的含量增多，则冷锻性和切削性降低，并且在热轧等的高温下，Cu熔融而成为液体。液体化了的Cu浸润晶粒之间，使晶界脆化，成为热轧中的表面缺陷的原因。因此，对于含有Cu时的Cu的量设定上限，使其为0.50％以下。含有Cu时的Cu的量优选为0.40％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Cu的效果，含有Cu时的Cu的量优选为0.10％以上。
Ni：0.50％以下
Ni由于具有提高芯部硬度的作用，为了得到上述效果，含有Ni为宜。但是，若Ni的含量增多，则冷锻性和切削性降低。因此，对于含有Ni时的Ni的量设定上限，使其为0.50％以下。含有Ni时的Ni的量优选为0.40％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Ni的效果，含有Ni时的Ni的量优选为0.10％以上。
对于上述Cu和Ni而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量可以是Cu和Ni的含量分别为上限值时的1.00％，但是优选为0.80％以下。另外，含有Cu时，为了避免前述热轧中的表面缺陷的产生，优选复合Ni来含有。
Ti、Nb和Zr均具有使晶粒微细化而提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对于上述Ti、Nb和Zr进行说明。
Ti：0.20％以下
Ti与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Ti为宜。但是，Ti的含量多时，生成粗大的TiN，因此弯曲疲劳强度反而降低。因此，对于含有Ti时的Ti的量设定上限，使其为0.20％以下。含有Ti时的Ti的量优选为0.10％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Ti的效果，含有Ti时的Ti的量优选为0.005％以上。
Nb：0.10％以下
Nb与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Nb为宜。但是，Nb的含量多时，硬度提高，冷锻性和切削性降低。因此，对于含有Nb时的Nb的量设定上限，使其为0.10％以下。含有Nb时的Nb的量优选为0.07％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Nb的效果，含有Nb时的Nb的量优选为0.020％以上。
Zr：0.10％以下
Zr也与C或/和N结合而形成微细的碳化物、氮化物和碳氮化物，具有使晶粒微细化、提高弯曲疲劳强度的作用。因此，为了得到上述效果，含有Zr为宜。但是，Zr的含量多时，硬度提高，冷锻性和切削性降低。因此，对于含有Zr时的Zr的量设定上限，使其为0.10％以下。含有Zr时的Zr的量优选为0.07％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Zr的效果，含有Zr时的Zr的量优选为0.002％以上。
对于上述Ti、Nb和Zr而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种以上的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量，可以是Ti、Nb和Zr的含量分别为上限值时的0.40％，但是优选为0.24％以下。
Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb均具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有这些元素为宜。以下对上述Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb进行说明。
Pb：0.50％以下
Pb具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Pb为宜。但是，Pb含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Pb时的Pb的量设定上限，使其为0.50％以下。含有Pb时的Pb的量优选为0.20％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Pb的效果，含有Pb时的Pb的量优选为0.02％以上。
Ca：0.010％以下
Ca具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Ca为宜。但是，Ca含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Ca时的Ca的量设定上限，使其为0.010％以下。含有Ca时的Ca的量优选为0.005％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Ca的效果，含有Ca时的Ca的量优选为0.0003％以上。
Bi：0.30％以下
Bi也具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Bi为宜。但是，Bi含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Bi时的Bi的量设定上限，使其为0.30％以下。含有Bi时的Bi的量优选为0.10％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Bi的效果，含有Bi时的Bi的量优选为0.005％以上。
Te：0.30％以下
Te具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Te为宜。但是，Te含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Te时的Te的量设定上限，使其为0.30％以下。含有Te时的Te的量优选为0.10％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Te的效果，含有Te时的Te的量优选为0.003％以上。
Se：0.30％以下
Se也具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Se为宜。但是，Se含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Se时的Se的量设定上限，使其为0.30％以下。含有Se时的Se的量优选为0.10％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Se的效果，含有Se时的Se的量优选为0.005％以上。
Sb：0.30％以下
Sb具有提高切削性的作用。因此，为了得到上述效果，含有Sb为宜。但是，Sb含量多时，热加工性降低，进而也导致冷锻氮化部件的韧性降低。因此，对于含有Sb时的Sb的量设定上限，使其为0.30％以下。含有Sb时的Sb的量优选为0.10％以下。
另一方面，为了稳定地得到前述Sb的效果，含有Sb时的Sb的量优选为0.005％以上。
对于上述Pb、Ca、Bi、Te、Se和Sb而言，可以仅含有其中的任意一种或以两种以上的复合形式含有。复合这些元素来含有时的总量，优选为0.50％以下，进一步优选为0.30％以下。
Fn1：35～200
对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，
Fn1＝Mn/S (1)
所示的Fn1必须为35～200。其中，(1)式中的Mn和S指的是该元素的按质量％计的含量。
上述Fn1为成为MnS生成和中心偏析的指标的参数。Fn1不足35的情况下，S含量过量而不能避免粗大的MnS的生成。另一方面，Fn1的值超过200的情况下，Mn的含量过量而在中心偏析部生成粗大的MnS。因此，任意一种情况下，都导致弯曲疲劳强度的降低，并且难以避免冷锻时的裂纹。Fn1优选为40以上，另外优选为190以下。
Fn2：20～80
对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，
Fn2＝(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V) (2)
所示的Fn2必须为20～80。其中，(2)式中的C、N、Mo和V指的是该元素的按质量％计的含量。
上述Fn2是成为利用冷锻后的氮化实现的时效硬化量、即利用氮化实现的芯部硬度的提高量的指标的参数。若Fn2为20以上，则氮化后的时效硬化量增大，芯部硬度提高。但是，若Fn2超过80，则不仅上述效果饱和，而且冷锻性降低。Fn2优选为30以上。
Fn3：160以上
对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，
Fn3＝140×Cr+125×Al+235×V (3)
所示的Fn3必须为160以上。其中，(3)式中的Cr、Al和V指的是该元素的按质量％计的含量。
上述Fn3是成为氮化后的表面硬度、弯曲疲劳强度和耐磨耗性的指标的参数。
Cr、Al和V在氮化过程中于冷锻氮化部件的表面附近生成硬度高的氮化物和碳氮化物，可以提高表面硬度。通过使Fn3为160，表面硬度按HV计为700以上，能够得到与渗碳淬火材同等的弯曲疲劳强度和耐磨耗性。Fn3小于160时，表面硬度低，与渗碳淬火材相比，弯曲疲劳强度和耐磨耗性差。Fn3优选为170以上，另外优选为350以下。
Fn4：150～200
对于本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材而言，
Fn4＝511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V (4)
所示的Fn4必须为150～200。其中，(4)式中的C、Mn、Cu、Ni、Cr、Mo和V指的是该元素的按质量％计的含量。
上述Fn4是成为冷加工后的切削性的指标的参数。
若Fn4为150～200，则在冷锻后的车削中，切屑处理性良好，并且具有优异的切削性。Fn4小于150时，车削中的切屑变长，切屑处理性差。另外，Fn4大于200时，车削中的切削阻力提高，成为工具寿命降低的原因。Fn4优选为160以上，另外，优选为190以下。
(B)利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量：
本发明的冷锻氮化用钢材，除了具有前项(A)中记载的化学组成之外，规定利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下。
冷锻氮化用钢材中，若析出大量的微细的V析出物、即V的碳化物、氮化物和碳氮化物，则铁素体被强化而硬度提高，冷锻性易降低。因此，为了确保冷锻性，利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下。上述析出物中的V含量优选为0.08％以下。
利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量例如可以如下求出：采集适当的试验片，在10％AA系溶液中恒定电流电解，用网眼尺寸0.2μm的过滤器过滤所提取的溶液，对于过滤物进行一般性化学分析，由此可以求出析出物中的V含量。上述10％AA系溶液指的是四甲基氯化铵、乙酰丙酮和甲醇以1:10:100混合而成的溶液。
如上所述，在热轧或热锻的状态下有可能析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物而冷锻性不充分。因此，为了得到利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下的冷锻氮化用钢材，优选在热轧或/和热锻后，例如加热到850～950℃后，强制风冷而冷却至室温，由此进行“正火”。
若在上述温度区域下加热后，在大气中自然冷却或缓慢冷却，冷却至室温，由此进行“正火”，则冷却过程中再次析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物而硬度提高，冷锻性有可能降低。因此，加热后优选例如通过800～500℃的温度范围内的平均冷却速度为0.5～5.0℃/秒的强制风冷进行冷却，以不会析出V的碳化物、氮化物和碳氮化物。
(C)冷锻氮化部件：
本发明的冷锻氮化部件，除了具有前述(A)项中记载的化学组成之外，芯部硬度按HV计为200以上、表面硬度按HV计为700以上、有效硬化层深度为0.20mm以上是必须的。
满足上述条件时，冷锻氮化部件的耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，可以适于用作齿轮、CVT用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件。
芯部硬度按HV计优选为210以上，另外优选为400以下。表面硬度按HV计优选为710以上，另外优选为900以下。有效硬化层深度优选为0.25mm以上，另外优选为0.50mm以下。
(D)冷锻氮化部件的制造方法：
上述(C)项的冷锻氮化部件例如可以如下制造：原材料具有圆筒状的形状时，对于具有前述(A)项中记载的化学组成和前述(B)项中记载的利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量的冷锻氮化用钢材，以30％以上的压缩率进行冷锻后，在400～650℃下实施1～30小时的氮化，由此可以制造上述(C)项的冷锻氮化部件。压缩率指的是冷锻之前的原材料的高度为H0、冷锻之后的部件的高度为H时，以{(H0-H)/H0}×100表示的值。
为了提高冷锻氮化部件的芯部硬度，优选增大冷锻中的加工度、即增大应变，从而有效利用通过加工硬化实现的强化。
进行上述冷锻后，为了不仅有效利用通过加工硬化实现的强化，还有效利用通过时效硬化实现的强化，优选在400～650℃下实施1～30小时的氮化。
进行氮化的温度低、低于400℃时，虽然可以对冷锻氮化部件赋予高的表面硬度，但是有效硬化层变浅，进而难以通过时效硬化来达成芯部硬度提高。另一方面，进行氮化的温度高、超过650℃时，虽然冷锻氮化部件的有效硬化层变深，但是表面硬度降低，进而芯部硬度也降低。进行氮化的温度优选为450℃以上，另外优选为630℃以下。
实施氮化的时间根据冷锻氮化部件所需要的有效硬化层的深度不同而改变，不足1小时的情况下，有效硬化层变浅。另一方面，超过30小时的长时间的情况下，不适于大量生产。进行氮化的时间优选为1小时以上，另外优选为20小时以下。
对于用于得到本发明的冷锻氮化部件的氮化方法没有特别规定，可以使用气体氮化、盐浴氮化、离子氮化等。软氮化的情况下，例如可以并用NH3和RX气体，在NH3与RX气体为1:1的气氛中进行处理即可。
实施氮化的时间根据处理温度不同而异，例如在590℃下进行软氮化时，用9小时就可以得到前述(C)项中所述的表面硬度、芯部硬度和有效硬化层深度。
另外，想要抑制脆弱的化合物的形成时，优选作为利用NH3进行氮化的前处理使用氟气体，或者氮化使用NH3与H2的混合气体。
以下，通过利用气体软氮化进行处理的实施例对本发明进行更具体的说明，但是本发明不被这些实施例所限定。
实施例
通过真空熔化炉将180kg具有表1所示的化学成分的钢1～22熔炼，铸造成钢锭。
表1中的钢1～13为化学组成处于本发明中规定的范围内的本发明例的钢。另一方面，钢14～22为化学组成在本发明中规定的条件之外的比较例的钢。需要说明的是，(2)式所示的Fn2中的Mo和V、(3)式所示的Fn3中的V、以及(4)式所示的Fn4中的Cu、Ni、Mo和V，在表1中记载为“-”的情况下为“0(零)”。
上述比较例的钢中，钢14为相当于JIS G 4052(2008)中规定的SCr420H的钢。
对于各钢锭，实施在1250℃下保持5小时的均匀化处理后，通过热锻制作直径为35mm、长度为1000mm的棒钢和直径为45mm、长度为1000mm的棒钢。
对于上述棒钢中钢1～13和钢15～22的棒钢，在920℃下保持1小时后，强制风冷而冷却至室温，由此进行“正火”。将热电偶插入到棒钢中进行测定，结果强制风冷的800～500℃的温度范围内的平均冷却速度，在直径35mm的棒钢的R/2部(“R”表示棒钢的半径)为1.40℃/秒，另外在直径45mm的棒钢的R/2部为0.74℃/秒。
另一方面，对于不含有V的钢14的棒钢，在920℃下保持1小时后，在大气中自然放冷而冷却至室温，由此进行“正火”。
对于各钢，从如上所述进行了正火的直径35mm的棒钢的一部分采集各种试验片。
具体而言，对于各钢，将经过正火的直径35mm的棒钢进行所谓“横断”、即对于轴向(长度方向)垂直地切断。接着，使切断面成为被检面来埋入到树脂后，进行研磨以对切断面进行镜面精加工，作为正火状态下(即冷加工之前)的维氏硬度测定用和显微组织观察用的试验片。
另外，对于各钢，从经过正火的直径35mm的棒钢的R/2部切出10mm×10mm×10mm的试样用于提取残渣分析。
进而，对于各钢，从经过正火的直径35mm的棒钢的中心部与轴向平行地各切出5个图1所示的切口试验片用于冷锻时的临界压缩率测定。
另外，对于各钢，替代冷锻，通过冷拔加工赋予应变，以该拉拔加工后的特性对冷锻后的特性进行评价。
即，对经过正火的直径35mm的棒钢的剩余部分，剥皮至直径30mm，并进行酸洗和润滑处理后，实施冷拔加工以使直径成为24mm。
拉拔加工中使用的拉模直径依次为28.7mm、26.5mm和24mm。需要说明的是，从直径30mm拉拔加工至24mm时的总断面收缩率为36％。
对于各钢，将如上所述得到的直径为24mm的冷拔材横断。接着，使切断面成为被检面来埋入到树脂后，进行研磨以对切断面进行镜面精加工，制作拉拔加工后(即冷加工后)的维氏硬度测定用试验片。
进而，对于各钢，从直径24mm的冷拔材的中心部与轴向平行地切出图2所示的直径10mm的圆棒试验片用于氮化后的硬度等的测定，同时切出图3所示的粗制形状的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片。
同样地，从上述冷拔材的中心部与轴向平行地切出图4所示的长度15.75mm、宽度10.16mm且厚度6.35mm的块状试验片(以下称为“块状试验片A”)和图5所示的长度25mm、宽度5mm且厚度12.5mm的块状试验片(以下称为“块状试验片B”)。
图1～图5所示的上述各切出试验片中没有示出单位的尺寸除了表示为“3.2S”的部位之外全部为“mm”。图中的三种倒三角形的精加工记号为JIS B 0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角形记号”。
图3中附加到精加工记号的“3.2S”指的是按最大高度Rmax计为3.2μm以下。图4和图5中附加到精加工记号的“Rq：0.10～0.20μm”指的是JIS B 0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.10～0.20μm。
另一方面，对于经过正火的直径45mm的棒钢，剥皮至直径35mm，并进行酸洗和润滑处理后，实施冷拔加工以使直径成为28mm。
拉拔加工中使用的拉模直径依次为32.88mm、31mm和28mm。需要说明的是，从直径35mm拉拔加工至28mm时的总断面收缩率为36％。
对于各钢，将如上所述得到的直径28mm的冷拔材切断成长度300mm，作为拉拔加工后(即冷加工后)的切削性调查用试验片。
拉拔加工中使用的拉模直径依次为32.88mm、31mm和28mm。需要说明的是，从直径35mm拉拔加工至28mm时的总断面收缩率为36％。
对于各钢，将如上所述得到的直径28mm的冷拔材切断成长度300mm，作为拉拔加工后(即冷加工后)的切削性调查用试验片。
对如上所述制作的试验片中、氮化后的硬度等的测定用的直径10mm的圆棒试验片、粗制形状的带切口的小野式旋转弯曲疲劳试验片、块状试验片A和块状试验片B实施氮化。具体而言，通过图6所示的加热曲线实施“气体软氮化”。需要说明的是，“120℃油冷却”表示投入到油温120℃的油中来进行冷却。
对实施了“气体软氮化”的上述粗制形状的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片进行精加工，制作图7所示的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片。
图7所示的带切口小野式旋转弯曲疲劳试验片中的尺寸的单位为“mm”。另外，图中的两种倒三角形的精加工记号与先前的图1～5中相同，分别为JIS B 0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角形记号”。
图7中的“～(波形记号)”为“波形记号”，指的是基体、即指的是经过“气体软氮化”的表面保持原样。
使用如上所述制作的各试验片，进行如下所示的试验。
调查1：冷加工之前的维氏硬度试验
对于经过镜面精加工的冷加工之前的维氏硬度测定用试验片的中心部1点和R/2部4点总计5点的HV，根据JIS Z 2244(2009)中记载的“维氏硬度试验-试验方法”，使试验力为9.8N、用维氏硬度试验机进行测定，将5点的算术平均值作为冷加工之前的硬度。
调查2：提取残渣分析
将用于提取残渣分析而切出的10mm×10mm×10mm的试样在10％AA系溶液中恒定电流电解。即，为了去除表面的附着物，首先在电流：1000mA、时间：28分钟的条件下对试样进行预电解。然后，在醇中进行超声波洗涤而从试样去除试样表面的附着物，测定去除了附着物的试样的质量，作为接着进行的电解之前的试样的质量。
接着，在电流：173mA、时间：142分钟的条件下将试样电解。取出经过电解的试样，在醇中进行超声波洗涤而从试样去除试样表面的附着物(残渣)。然后，用网眼尺寸0.2μm的过滤器抽滤电解后的溶液和超声波洗涤中使用的溶液而采集残渣。对于去除了附着物(残渣)的试样测定质量，作为电解后的试样的质量。然后，由电解前后的试样的质量的测定值之差，求出“被电解的试样的质量”。
将在上述过滤器上采集得到的残渣转移到皿中并进行干燥，测定质量后，进行酸分解处理。
通过ICP发射光谱分析装置(高频电感耦合等离子体发射光谱分析装置)对上述酸分解得到的溶液进行分析，求出“残渣中的V的质量”。
然后，对于各钢，用如上所述求出的“残渣中的V的质量”除以“被电解的试样的质量”，以百分率表示的值作为“利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量”。
调查3：冷加工之后的维氏硬度试验
与前述“调查1”的情况同样地，根据JIS Z 2244(2009)，对于经过镜面精加工的冷加工之后的维氏硬度测定用试验片的中心部1点和R/2部4点总计5点的HV，使试验力为9.8N、用维氏硬度试验机进行测定，将5点的算术平均值作为冷加工之后的硬度。
调查4：冷锻中的临界压缩率测定
对图1所示的切口试验片进行冷压直至肉眼观察到切口部产生裂纹，求出产生裂纹时的压缩率。然后，对于5个试验片分别求出产生裂纹时的压缩率，将从该压缩率低者算起第三个试验片的压缩率作为临界压缩率。并且，该临界压缩率为60％以上时，冷锻性优异，将其作为目标。
调查5：切削性试验
对于冷拔至直径28mm后、切断成长度300mm的试验片的外周部，使用NC车床进行车削加工，对切削性进行调查。
车削加工如下实施：使用没有断屑槽的以WC作为主体的硬质工具，在切削速度：150m/分钟、切深：0.2mm、进给量：0.8mm/rev下，在用水溶性润滑剂实施了润滑的状态下实施车削加工。通过车削加工时的切屑处理性对冷加工之后的切削性进行评价。
切屑处理性如下评价：对于各钢，选择车削后的任意10个切屑中图8所示的切屑长度最大的切屑，测定其长度，由此对切屑处理性进行评价。对于切屑处理性而言，切屑长度为5mm以下的情况、超过5mm且为10mm以下的情况以及超过10mm的情况，分别评价为“特别良好(○○)”、“良好(○)”和“不好(×)”。
切屑处理性为良好以上的评价(○○或○)时，切削性优异，将其作为目标。
调查6：氮化后的芯部硬度、表面硬度和有效硬化层深度的测定
将经过气体软氮化的前述直径10mm的圆棒试验片横断，使切断面成为被检面来埋入到树脂后，进行研磨以对前述面进行镜面精加工，使用维氏硬度试验机测定芯部硬度。另外，使用微型维氏硬度测定机调查表面硬度和有效硬化层深度。
具体而言，根据JIS Z 2244(2009)，对于经过镜面精加工的试验片的中心部1点和R/2部4点总计5点的HV，使试验力为9.8N、用维氏硬度试验机进行测定，将5点的算术平均值作为“芯部硬度”。
使用相同的埋入试样，与上述情况同样地根据JIS Z 2244(2009)，利用微型维氏硬度测定机，使试验力为0.98N，测定距离试验片的表面0.01mm深度的位置的任意的10点的HV，将其值算术平均作为“表面硬度”。
进而，使用相同的埋入试样，根据JIS Z 2244(2009)，利用微型维氏硬度测定机，使试验力为1.96N，由经过镜面精加工的试验片的表面依次测定HV，制成硬度的分布图。并且，将从表面到按HV计为550的位置的距离作为“有效硬化层深度”。
调查7：小野式旋转弯曲疲劳试验
使用气体软氮化后经过精加工的小野式旋转弯曲疲劳试验片，通过下述试验条件实施小野式旋转弯曲疲劳试验，重复数为107次中不会断裂的最大强度作为“旋转弯曲疲劳强度”。旋转弯曲疲劳强度为500MPa以上时，旋转弯曲疲劳强度优异，将其作为目标。
·温度：室温、
·气氛：大气中、
·转速：3000rpm。
调查8：耐磨耗性的调查
通过环块式磨耗试验调查耐磨耗性。即，如图9所示，将经过气体软氮化的块状试验片A的长度15.75mm、厚度6.35mm的面(以下称为“试验面”)按压到环状试验片，旋转环状试验片，实施磨耗试验。
具体而言，向试验腔室内加入作为润滑油的市售的自动变速箱油100毫升，升温至90℃后，以1000N试验力将块状试验片A的试验面按压到环状试验片，以0.1m/秒的滑移速度旋转环状试验片直至总滑移距离为8000m。
上述环状试验片使用如下得到的试验片：从JIS G 4053(2008)中规定的SCM420的直径45mm的棒钢、使该棒钢与轴向一致、并以大致图10所示的形状切出试验片，实施通过图11所示的加热曲线进行的“气体渗碳淬火-回火”，然后将外周部磨削100μm，精加工为图10所示的尺寸形状，得到试验片。
图10所示的上述环状试验片中的没有示出单位的尺寸为“mm”。图中的倒三角形的精加工记号为JIS B 0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角形记号”。另外，附加到该精加工记号的“Rq：0.15～0.35μm”指的是JIS B 0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.15～0.35μm。
图11中的“Cp”表示碳势。另外，“80℃油冷却”表示投入到油温80℃的油中进行冷却。
环块式磨耗试验结束后，如图12的箭头1、箭头2和箭头3所示，使用表面粗糙度计对块状试验片A的试验面连续测定非接触部、接触部、非接触部，断面曲线中非接触部与接触部的最大之差作为磨耗深度。需要说明的是，各测定3个位置，将其平均值作为磨耗深度。若此时的磨耗深度为10.0μm以下则判断耐磨耗性优异，将其作为目标。
上述“非接触部”和“接触部”指的是与环状试验片的“非接触部”和“接触部”。
调查9：耐变形性的调查
通过压入试验调查耐变形性。即，如图13所示，向经过气体软氮化的块状试验片B的长度25mm、厚度12.5mm的面(以下称为“试验面”)压入图14所示形状的压入试验治具，调查耐变形性。压入试验治具使用下述得到的治具：与环块式磨耗试验的环状试验片同样地，从JIS G 4053(2008)中规定的SCM420的直径45mm的棒钢、与该棒钢轴向一致、并以大致图14所示的形状切出试验片，实施通过图11所示的加热曲线进行的“气体渗碳淬火-回火”，然后将外周部磨削100μm，精加工为图14所示的尺寸形状，得到治具。
具体而言，使用油压伺服试验机，以5000N试验力向块状试验片B的试验面压入压入试验治具。解除试验力后，与调查8同样地用表面粗糙度计各测定3个位置的块状试验片B的试验面的压入变形量，将3个位置的平均值作为压入变形量。若压入变形量为5.0μm以下，则判断耐变形性优异，将其作为目标。
图14所示的上述压入试验治具中的没有示出单位的尺寸为“mm”，图中倒三角形的精加工记号为JIS B 0601(1982)的说明表1中记载的表示表面粗糙度的“三角形记号”。另外，附加到该精加工记号的“Rq：0.10～0.20μm”指的是JIS B 0601(2001)中规定的均方根粗糙度“Rq”为0.10～0.20μm。
表2汇总示出调查1～9的各试验结果。需要说明的是，使用不含有V的钢14的情况下，利用提取残渣分析测得析出物中没有发现V。因此，试验编号14的析出物中的V含量栏记载为“-”。另外，以利用氮化实现的时效硬化量(ΔHV)示出氮化后的芯部硬度(HV)与作为氮化前的硬度的冷加工之后的硬度(HV)之差。
另外，对Fn2与调查6中的氮化后的芯部硬度(HV)的关系以及Fn2与调查9中的压入变形量的关系进行整理并分别示于图15和图16。
对Fn3与调查6中的氮化后的表面硬度(HV)的关系、Fn3与调查7中的旋转弯曲疲劳强度的关系以及Fn3与调查8中的磨耗深度的关系进行整理并分别示于图17～19。
由表2可知，氮化之前的原材料满足本发明中规定的条件的本发明例的试验编号1～13的情况，冷锻性和冷加工之后的切削性优异，并且氮化后满足本发明中规定的芯部硬度、表面硬度和有效硬化深度的全部条件，因此耐变形性优异，具有高的旋转弯曲疲劳强度和优异的耐磨耗性。
上述本发明例中，使用了含有Pb和Ca的钢8的试验编号8、使用了含有Se和Sb的钢9的试验编号9、使用了含有Te的钢12的试验编号12、使用了含有Bi的钢13的试验编号13，它们冷加工之后的切削性均特别优异。
与此相对，对于比较例的试验编号14而言，所使用的钢14的C、Si和N的含量都多而超过本发明中规定的范围，因此临界压缩率低、为58％，冷锻性差。另外，钢14的Fn2为0、在本发明中规定的“20～80”之外，并且氮化后的芯部硬度低于本发明中规定的值、按HV计为195，因此压入变形量大、为5.6μm，耐变形性也差。进而，钢14的Mn含量小于本发明中规定的范围，进而不含有V，Fn3为135，分别在本发明中规定的条件之外，并且氮化后的表面硬度低于本发明中规定的值、按HV计为552，氮化后的有效硬化层深度比本发明中规定的值浅、为0.16mm，因此，旋转弯曲疲劳强度低、为360MPa，磨耗深度大、为12.6μm，耐磨耗性也差。
试验编号15，由于所使用的钢15的C含量多、为0.16％、超过本发明中规定的范围，因此临界压缩率低、为55％，冷锻性差。另外，由于Fn4大、为218、超过本发明中规定的范围，因此车削中的切削阻力升高，工具寿命有可能降低。
试验编号16，由于所使用的钢16的Fn1为30、在本发明中规定的范围之外，因此旋转弯曲疲劳强度低、为480MPa，另外，临界压缩率低、为58％，冷锻性也差。
试验编号17，由于所使用的钢17的Fn1为281、在本发明中规定的范围之外，因此旋转弯曲疲劳强度低、为490MPa，另外，临界压缩率低、为58％，冷锻性也差。
试验编号18，由于所使用的钢18的Fn2为19、在本发明中规定的范围之外，并且氮化后的芯部硬度低于本发明中规定的值、按HV计为197，因此，压入变形量大、为5.2μm，耐变形性差。
试验编号19，由于所使用的钢19的Fn2为92、在本发明中规定的范围之外，因此，临界压缩率低、为56％，冷锻性差。
试验编号20，由于所使用的钢20的Fn3小、为156、在本发明中规定的范围之外，另外氮化后的表面硬度低于本发明中规定的值、按HV计为678，因此，旋转弯曲疲劳强度低、为440MPa，磨耗深度也大、为10.7μm，耐磨耗性也差。
试验编号21，由于所使用的钢21的Fn4小、为145、在本发明中规定的范围之外，因此切屑处理性差。
试验编号22，由于所使用的钢22的V含量高、为0.52％、在本发明中规定的范围之外，进而利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量高、为0.13％、在本发明中规定的范围之外，因此，临界压缩率低、为53％，冷锻性差。
产业上的可利用性
本发明的冷锻氮化用钢和冷锻氮化用钢材，其冷锻性和冷锻后的切削性尤其是切屑处理性优异，同时能够使实施了冷锻和氮化的处理的部件具备高的芯部硬度、高的表面硬度和深的有效硬化层深度，因此，适于用作冷锻氮化部件的原材料。
另外，本发明的冷锻氮化部件由于耐变形性、弯曲疲劳强度和耐磨耗性优异，因此可以适于用作齿轮、CVT用滑轮等汽车的变速箱等中使用的机械结构用部件。

Claims (10)

1.一种冷锻氮化用钢材，其特征在于，其具有下述化学组成：
包含：按质量％计、C：0.10～0.15％、Si：0.02％以上且不足0.10％、Mn：超过0.90％且2.50％以下、Cr：0.80～2.0％、V：0.05～0.50％和Al：0.01～0.07％；以及
剩余部分为Fe和杂质，
杂质中的P、S、N和O为P：0.030％以下、S：0.050％以下、N：0.0080％以下和O：0.0030％以下，
进而下述(1)式所示的Fn1为35～200、(2)式所示的Fn2为20～80、(3)式所示的Fn3为160以上、并且(4)式所示的Fn4为150～200，
利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下，
Fn1＝Mn/S (1)
Fn2＝(669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3)×(0.067×Mo+0.147×V) (2)
Fn3＝140×Cr+125×Al+235×V (3)
Fn4＝511×C+33×Mn+56×Cu+15×Ni+36×Cr+5×Mo+134×V (4)
上述(1)～(4)式中的C、Mn、S、Cr、Mo、V、N、Al、Cu和Ni指的是该元素的按质量％计的含量。
2.根据权利要求1所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有Mo：0.50％以下来替代Fe的一部分。
3.根据权利要求1所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Cu：0.50％以下和Ni：0.50％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
4.根据权利要求2所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Cu：0.50％以下和Ni：0.50％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
5.根据权利要求1所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
6.根据权利要求2所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
7.根据权利要求3所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
8.根据权利要求4所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Ti：0.20％以下、Nb：0.10％以下和Zr：0.10％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
9.根据权利要求1～8中任一项所述的冷锻氮化用钢材，其特征在于，其按质量％计含有选自Pb：0.50％以下、Ca：0.010％以下、Bi：0.30％以下、Te：0.30％以下、Se：0.30％以下和Sb：0.30％以下中的一种以上来替代Fe的一部分。
10.一种冷锻氮化部件，其特征在于，其具有权利要求1～9中任一项所述的化学组成且利用提取残渣分析测得的析出物中的V含量为0.10％以下，芯部硬度按维氏硬度计为200以上，表面硬度按维氏硬度计为700以上，有效硬化层深度为0.20mm以上。
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