JP5682485B2 - 冷鍛窒化用鋼材 - Google Patents

Description

本発明は、冷鍛窒化用鋼材に関する。詳しくは、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さおよび表面硬さ、ならびに深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適な冷鍛窒化用鋼材に関する。

本発明でいう「窒化」には、「Ｎを侵入・拡散させる」処理である「窒化」だけではなく、「ＮおよびＣを侵入・拡散させる」処理である「軟窒化」も含む。このため、以下の説明においては、「軟窒化」を含めて単に「窒化」ということがある。

また、上記の「冷鍛窒化」とは、「冷間鍛造」を行った後、さらに「窒化」処理を施すことを指す。

歯車、ベルト式無段変速機（ＣＶＴ）用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品は、曲げ疲労強度向上、ピッチング強度向上および耐摩耗性向上の点から、通常、表面硬化処理が施される。代表的な表面硬化処理として、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化などがある。

上記のうちで、浸炭焼入れは、一般的に低炭素鋼を使用し、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入れする処理である。浸炭焼入れは、高い表面硬さと深い有効硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入れ後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入れ層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。

高周波焼入れは、Ａｃ₃点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入れする処理である。有効硬化層深さの調整が比較的容易である長所があるが、浸炭のようにＣを侵入・拡散させる表面硬化処理ではないため、必要な表面硬さ、有効硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べＣ量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べて高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要がある。

これに対して、窒化は、Ａｃ₁点以下の４００〜５５０℃前後の温度で、Ｎを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な有効硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入れおよび高周波焼入れに比べて処理温度が低いため、熱処理変形が小さい長所がある。

また、窒化のうちでも軟窒化は、Ａｃ₁点以下の５００〜６５０℃前後の温度で、ＮおよびＣを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、処理時間が数時間と短時間であることから大量生産に適した処理である。

さらに、昨今の地球温暖化抑制を背景とした温室効果ガス削減の潮流に伴い、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温で保持する工程の削減が要望されている。このため、窒化は時代に即応した処理である。

しかしながら、従来の窒化用鋼には、次の〈１〉〜〈３〉に示すような問題があった。

〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入れ処理を行なわない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があり、冷間鍛造で成形加工することが困難で、熱間鍛造等による成形加工が必要である。

〈２〉代表的な窒化用鋼としては、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）があるが、この鋼はＣｒ、Ａｌなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができるものの、有効硬化層が浅いので、高い曲げ疲労強度を確保することができない。

〈３〉窒化のうちでも軟窒化は、５００〜６５０℃前後の温度域で数時間保持するため、部品の芯部は焼戻し軟化しやすい。この結果、高面圧が負荷される部品では、芯部で塑性変形が生じやすくなり、接触面がへこんで変形する。

そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献１〜３に窒化に関する技術が開示されている。

特許文献１に、圧延後の硬さがビッカース硬さで２００以下であって、軟窒化性と冷間鍛造性が優れた軟窒化用鋼を提供することを目的とする「冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼」が開示されている。上記の「軟窒化用鋼」は、質量％で、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％およびＡｌ：０．００５〜０．０５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．０２〜０．３５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなるものである。

特許文献２に、表面硬化層が硬く、かつ有効硬化層深さが深く、また必要な心部硬さが得られるとともに切削等機械加工量が少なくてすむ「窒化処理部品の製造方法」が開示されている。上記の「窒化処理部品の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１０〜０．４０％、Ｓｉ：０．１０〜０．７０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜２．５０％およびＶ：０．０５〜０．６０％を含有し、必要に応じてさらに、Ａｌ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｓ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｃａ、ＢｉおよびＳｂのうちの１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅから成る組成の鋼材を窒化処理前においてＶの析出制御熱処理を行い、しかる後冷間加工を行ったうえで、さらに窒化処理を施すという技術である。

特許文献３に、熱間圧延または熱間鍛造ままの硬さがＨｖで２００以下であって、冷間鍛造性と軟窒化性に優れた「軟窒化用鋼」が開示されている。上記の「軟窒化用鋼」は、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．０１〜１．００％、Ｍｎ：０．１〜１．５％、Ｃｒ：０．１〜２．０％、Ａｌ：０．１０％超〜１．００％、Ｖ：０．０５〜０．４０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｍｏ：０．１０〜１．００％およびＴｉ：０．０１０〜１．００％のうちの１種または２種を含有し、残部が鉄および不可避的な不純物からなるものである。

特開平５−１７１３４７号公報 特開平７−１０２３４３号公報 特開平９−２７９２９５号公報

前述の特許文献１で開示されている鋼は、必ずしも、冷間鍛造性、冷間鍛造後の被削性、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性の全てにおいて優れるというものではない。また、有効硬化層深さもビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」ということがある。）で４００以上の深さを意味するものであり、十分な有効硬化層深さを有しているものではなかった。

特許文献２で開示されている鋼には、合金元素が多量に含まれている。このため、大きな加工度で冷間鍛造を行うと、必ずしも、十分な冷間鍛造性が確保できず、問題となる場合がある。

特許文献３で開示されている鋼は、冷間鍛造前の組織がフェライトおよびベイナイトの混合組織であり、冷間鍛造前硬さが高く、冷間鍛造性に優れているとは言い難い。またＡｌ含有量が多く、窒化時の有効硬化層深さもビッカース硬さで４００となる表面からの深さを意味するものであり、十分な有効硬化層深さを有しているものではなかった。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適な冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。

具体的には、冷間鍛造前の硬さがＨＶで１３０以下で、冷間鍛造後においては切削抵抗が低く、かつ切屑処理性にも優れ、さらに冷間鍛造と窒化を施した後の芯部硬さがＨＶで２００以上、表面硬さがＨＶで６５０以上および有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上の硬さ特性を得ることができ、冷鍛窒化部品の素材として用いることが可能な冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。

前述のとおり、窒化はオーステナイト域からの焼入れ処理を行なわない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、この場合には冷間鍛造で成形加工することが困難である。

そこで、本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温保持を行うことなく機械構造用部品を得る方法として、冷間鍛造により成形加工を施し、窒化により表面硬化処理を行うことによって、機械構造用部品として必要な芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さを確保できる手段について検討した。

その結果、合金元素量を必要最小限に抑えて、優れた冷間鍛造性を確保し、冷間鍛造による加工硬化と窒化温度での時効硬化との複合効果で高い芯部硬さを得ることができれば、高い芯部硬さと良好な冷間鍛造性という相反する特性の双方を確保することができるとの技術的思想に到達した。

そこで、本発明者らは、上記の技術的思想に基づき、さらに実験を重ね、下記（ａ）〜（ｆ）の知見を得た。

（ａ）鋼にＣｒおよびＡｌを含有させると、窒化によって表面硬さを高めることができる。

（ｂ）窒化によってさらに高い表面硬さを得るとともに、窒化温度で時効硬化量を大きくするには、鋼中のＮの含有量を制限したうえで、鋼にＶを含有させることが有効である。さらには、Ｍｏを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。

（ｃ）一方で、ＣｒおよびＶを含有させると冷間鍛造性が低下する。芯部硬さを下げることなく冷間鍛造性を確保するために、個々の成分元素の含有量を制限するには限界がある。しかしながら、Ｎの含有量を制限したうえで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を特定の範囲に制限すれば、ＣｒおよびＶを含有していても、優れた冷間鍛造性を確保することができる。

（ｄ）そして、鋼材中の炭化物の分布を適切な状態にすることにより、冷間鍛造性をより向上させることができ、その結果、大きな加工度で冷間鍛造することができるので、加工硬化による強化を図ることができる。

（ｅ）さらに、鋼のＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を特定の範囲に制限すれば、冷間鍛造後に優れた被削性を付与することができる。

（ｆ）上記の加工硬化と時効硬化により、機械構造用部品として必要な高い芯部硬さを確保することができる。

本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記（１）〜（５）に示すに示す冷鍛窒化用鋼材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が１６０以下、下記の(2)式で表されるＦｎ２が２０〜８０、下記の(3)式で表されるＦｎ３が１６０以上で、かつ下記の(4)式で表されるＦｎ４が９０〜１７０である化学組成を有し、組織が、フェライトおよび炭化物の混合組織であり、該炭化物は、粒径が３．０μｍ以下であり、該炭化物のうち粒径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下であるものは、平均アスペクト比が５．０以下、かつ母材組織中に占める面積率が０．２〜８．０％であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
Ｆｎ１＝３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ・・・(1)
Ｆｎ２＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−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）
ただし、上記の(1)〜(4)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉは、その元素の質量％での含有量を意味する。

（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の冷鍛窒化用鋼材。

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）または（２）に記載の冷鍛窒化用鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）から（３）までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼材。

（５）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、上記（１）から（４）までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼材。

残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

炭化物の「粒径」は、円相当径を指す。

本発明の冷鍛窒化用鋼材は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。

実施例で用いた冷間鍛造時の変形抵抗測定用平滑試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた冷間鍛造時の限界圧縮率測定用切欠き試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた窒化後の硬さ等の測定用丸棒試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の冷間引抜き材から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐摩耗性調査用ブロック試験片Ａの形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐変形性調査用ブロック試験片Ｂの形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、図３〜６に示す試験片に施した軟窒化のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例のＮＣ旋盤を用いた旋削加工で生じた切屑の長さについて説明する図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験の方法を説明する図である。 実施例のブロックオンリング式摩耗試験で用いたリング試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、仕上研削前のリング試験片に施したガス浸炭焼入れ−焼戻しのヒートパターンを示す図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験後の摩耗深さの測定方法を説明する図である。 実施例で実施した押し込み試験の方法を説明する図である。 実施例の押し込み試験で用いた押し込み試験治具の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査４における冷間鍛造での変形抵抗の関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査５における冷間鍛造での限界圧縮率の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査７における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査１０における押し込み変形量の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査７における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査８における回転曲げ疲労強度の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査９における摩耗深さの関係を整理した図である。 (4)式で表されるＦｎ４と実施例の調査６における切削抵抗の関係を整理した図である。

以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。

（Ａ）化学組成：
Ｃ：０．０１〜０．１５％
Ｃは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さ確保のために必須の元素であり、０．０１％以上の含有量が必要である。しかし、Ｃの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｃの含有量を０．０１〜０．１５％とした。Ｃの含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、また０．１０％以下とすることが好ましい。

Ｓｉ：０．３５％以下
Ｓｉは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Ｓｉの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｓｉの含有量を０．３５％以下とした。脱酸作用を得るには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とするのが好ましい。Ｓｉの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、また０．１５％以下とすることが好ましい。

Ｍｎ：０．１０〜０．９０％
Ｍｎは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．１０％以上の含有量が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｍｎの含有量を０．１０〜０．９０％とした。Ｍｎの含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、また０．７０％以下とすることが好ましい。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したＰが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼に含有される不純物である。また、Ｓを積極的に含有させれば、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．０３０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Ｓの含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることが一層好ましい。

Ｃｒ：０．５０〜２．０％
Ｃｒは、窒化の際にＮと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５０％未満では前記の効果を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｃｒの含有量を０．５０〜２．０％とした。Ｃｒの含有量は０．７０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、窒化の際にＣまたは／およびＮと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Ｖを０．１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｖの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｖの含有量を０．１０〜０．５０％とした。Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．４０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１〜０．１０％
Ａｌは、脱酸作用を有する。また、窒化時にＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、硬質で粗大なＡｌ₂Ｏ₃を形成して冷間鍛造性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Ａｌの含有量を０．０１〜０．１０％とした。Ａｌの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、また０．０７％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、Ｃとともに、Ｖなどの元素と結合して、炭窒化物を形成する。熱間圧延時に炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Ｎの含有量は制限する必要があり、０．００８０％以下とした。好ましいＮの含有量は０．００７０％以下である。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とした。なお、好ましいＯの含有量は０．００２０％以下である。

本発明の冷鍛窒化用鋼材の一つは、上述のＣからＯまでの元素を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる。なお、既に述べたように、「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。

本発明の冷鍛窒化用鋼材の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂから選択される１種以上の元素を含有するものである。

以下、任意元素である上記Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、窒化温度でＣと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、０．５０％を超えてＭｏを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの量は０．４０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、Ｍｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。

ＣｕおよびＮｉは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＮｉについて説明する。

Ｃｕ：０．５０％以下
Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではＣｕが溶融して液体となる。液体化したＣｕは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．４０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、Ｃｕの量は０．１０％以上であることが好ましい。

Ｎｉ：０．５０％以下
Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．４０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、Ｎｉの量は０．１０％以上であることが好ましい。

上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、ＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれ上限値である場合の１．００％であってもよいが、０．８０％以下であることが好ましい。また、Ｃｕを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Ｎｉを複合して含有させることが好ましい。

Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒについて説明する。

Ｔｉ：０．２０％以下
Ｔｉは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多い場合には、粗大なＴｉＮが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のＴｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＴｉの量は、０．１５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、Ｔｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｎｂ：０．１０％以下
Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０７％以下であることが好ましい。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、Ｎｂの量は０．０２０％以上であることが好ましい。

Ｚｒ：０．１０％以下
Ｚｒも、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のＺｒの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＺｒの量は、０．０７％以下であることが好ましい。

一方、前記したＺｒの効果を安定して得るためには、Ｚｒの量は０．００２％以上であることが好ましい。

上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの含有量がそれぞれ上限値である場合の０．４０％であってもよいが、０．２４％以下であることが好ましい。

Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂについて説明する。

Ｐｂ：０．５０％以下
Ｐｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｐｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＰｂの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＰｂの量は、０．２０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＰｂの効果を安定して得るためには、Ｐｂの量は０．０２％以上であることが好ましい。

Ｃａ：０．０１０％以下
Ｃａは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｃａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＣａの量に上限を設け、０．０１０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、Ｃａの量は０．０００３％以上であることが好ましい。

Ｂｉ：０．３０％以下
Ｂｉも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｂｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＢｉの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＢｉの効果を安定して得るためには、Ｂｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｔｅ：０．３０％以下
Ｔｅは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｔｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＴｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＴｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。

一方、前記したＴｅの効果を安定して得るためには、Ｔｅの量は０．００３％以上であることが好ましい。

Ｓｅ：０．３０％以下
Ｓｅも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｓｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｅの量は、０．１５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＳｅの効果を安定して得るためには、Ｓｅの量は０．００５％以上であることが好ましい。

Ｓｂ：０．３０％以下
Ｓｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Ｓｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｂの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｂの量は、０．１５％以下であることが好ましい。

一方、前記したＳｂの効果を安定して得るためには、Ｓｂの量は０．００５％以上であることが好ましい。

上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であれば一層好ましい。

本発明の冷鍛窒化用鋼材は、上述した各元素の含有量に加えて、次に示すＦｎ１〜Ｆｎ４に関する条件を満足するものである。

Ｆｎ１：１６０以下
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、
Ｆｎ１＝３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ・・・(1)
で表されるＦｎ１が１６０以下でなければならない。ただし、(1)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ１は、冷間鍛造性の指標となるパラメータである。Ｆｎ１が１６０以下であれば、冷間鍛造前の硬さが低くなって、良好な冷間鍛造性が確保できる。一方、Ｆｎ１が１６０を超えると、冷間鍛造前の硬さが高くなり過ぎ、冷間鍛造性が低下する。Ｆｎ１は、８０以上であることが好ましく、また１５０以下であることが好ましい。

Ｆｎ２：２０〜８０
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、
Ｆｎ２＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(2)
で表されるＦｎ２が２０〜８０でなければならない。ただし、(2)式におけるＣ、Ｎ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ２は、冷間鍛造後の窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Ｆｎ２が２０以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｆｎ２が８０を超えると、上記の効果が飽和する。Ｆｎ２は、３０以上であることが好ましく、また８０以下であることが好ましい。

Ｆｎ３：１６０以上
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、
Ｆｎ３＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(3)
で表されるＦｎ３が１６０以上でなければならない。ただし、(3)式におけるＣｒ、ＡｌおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ３は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。

Ｃｒ、ＡｌおよびＶは、窒化中に冷鍛窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Ｆｎ３を１６０とすることで、表面硬さはＨＶで６５０以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Ｆｎ３が１６０より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Ｆｎ３は、１７０以上であることが好ましく、また３００以下であることが好ましい。

Ｆｎ４：９０〜１７０
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、
Ｆｎ４＝５１１×Ｃ＋３３×Ｍｎ＋５６×Ｃｕ＋１５×Ｎｉ＋３６×Ｃｒ＋５×Ｍｏ＋１３４×Ｖ・・・(4)
の(4)式で表されるＦｎ４が９０〜１７０でなければならない。ただし、(4)式におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ４は、冷間加工後の被削性の指標となるパラメータである。

Ｆｎ４が９０〜１７０であれば、冷間鍛造後の旋削において、切屑処理性が良く、優れた被削性を有する。Ｆｎ４が９０より小さい場合は、旋削での切屑が長くなり、切屑処理性に劣る。また、Ｆｎ４が１７０より大きい場合は、旋削での切削抵抗が高くなり、工具寿命低下の原因となり得る。Ｆｎ４は、１００以上であることが好ましく、また１６０以下であることが好ましい。

（Ｂ）組織：
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、組織が、フェライトおよび炭化物の混合組織であり、該炭化物は、粒径が３．０μｍ以下、平均アスペクト比が５．０以下、かつ母材組織中に占める面積率が０．２〜８．０％でなければならない。

組織が、フェライトおよび炭化物の混合組織であれば、マルテンサイトのような硬質相を含まない。このため、硬さが高くなって、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性が低下することがない。

なお、鋼材の組織に占める「相」は、例えば、鏡面研磨した面をナイタルで腐食し、４００倍程度の倍率で光学顕微鏡で観察することによって、容易に同定することができる。

炭化物の粒径が３．０μｍを超えると、強度が高くなり冷間鍛造性を低下させる。また、粒径が３．０μｍ以下の炭化物でも平均アスペクト比が５．０を超えると、強度が高くなり冷間鍛造性を低下させる。さらに、炭化物について、粒径が３．０μｍ以下で平均アスペクト比が５．０以下であっても、母材組織中に占める面積率が８．０％を超えると、硬さが高くなり、冷間鍛造性および被削性が低下する原因となる。一方、炭化物が母材組織中に占める面積率は少なければ少ない方が望ましいが、本発明の化学組成では炭化物の形成を皆無とすることはできない。このため、母材組織中に占める炭化物の面積率について、０．２％以上とした。

炭化物の粒径は、２．０μｍ以下であることが好ましい。また、炭化物の平均アスペクト比は３．０以下であることが好ましく、１．０であれば最も好ましい。さらに、より冷間鍛造性を重視する場合には、炭化物が母材組織中に占める面積率は、６．０％以下であることが好ましく、５．０％以下であることが一層好ましい。

なお、粒径が０．１μｍ未満の炭化物は、母材硬さに対する寄与度が小さいため、冷間鍛造性に及ぼす影響は小さい。したがって、炭化物についての、平均アスペクト比および母材組織中に占める面積率は、例えば、上述のナイタルで腐食した面を、３０００倍程度の倍率で走査型電子顕微鏡（以下、「ＳＥＭ」という。）により観察して、粒径が０．１μｍ以上の炭化物について求めれば十分である。

一般に、熱間圧延または熱間鍛造のままでは、炭化物の平均アスペクト比が５．０を超えてしまう。したがって、その組織が、フェライトおよび炭化物の混合組織であり、該炭化物は、粒径が３．０μｍ以下、平均アスペクト比が５．０以下、かつ母材組織中に占める面積率が０．２〜８．０％である冷鍛窒化用鋼材を得るには、熱間圧延または／および熱間鍛造後に、例えば、７００〜８５０℃に加熱して５〜１０時間保持した後、５〜１０時間かけて６５０℃まで徐冷し、その後放冷する処理を行えばよい。

（Ｃ）冷鍛窒化部品の製造方法：
前記（Ａ）項に記載の化学組成および（Ｂ）項に記載の組織を有する冷鍛窒化用鋼材を素材として、例えば、鋼材が円筒状の形状を有する場合、５０％以上の圧縮率で冷間鍛造を行った後、４００〜６５０℃で１〜３０時間の窒化を施すことによって、容易に所望の冷鍛窒化部品を製造することができる。圧縮率とは、冷間鍛造前の鋼材の高さをＨ₀、冷間鍛造後の部品の高さをＨとした場合、{（Ｈ₀−Ｈ）／Ｈ₀}×１００で表わされる値である。

上記のように、冷間鍛造を行った後に施す窒化の条件は、加工硬化による強化に加えて、時効硬化による強化を活用するために、４００〜６５０℃で１〜３０時間とすることが好ましい。

窒化を行う温度が低く４００℃未満の場合、冷鍛窒化部品に高い表面硬さを付与できるものの、有効硬化層が浅くなり、さらに時効硬化による芯部硬さ向上を達成し難いことがある。一方、窒化を行う温度が高く６５０℃を超える場合、冷鍛窒化部品の有効硬化層は深くなるものの、表面硬さが低くなり、さらに芯部硬さも低くなってしまうことがある。窒化を行う温度は、４５０℃以上とすることがより好ましく、また６３０℃以下とすることがより好ましい。

窒化を施す時間は、冷鍛窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変わってくるが、１時間未満の場合には、有効硬化層が浅くなることがある。一方、３０時間を超える長時間の場合は、大量生産に適さないことが多い。窒化を行う時間は、２時間以上とすることがより好ましく、また２０時間以下とすることがより好ましい。

所望の冷鍛窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、例えばＮＨ₃に加えてＲＸガスを併用し、ＮＨ₃とＲＸガスが１：１の雰囲気において処理を行えばよい。

窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を５９０℃で行う場合には９時間で、ＨＶで６５０以上の表面硬さ、ＨＶで２００以上の芯部硬さおよび０．２０ｍｍ以上の有効硬化層深さを得ることができる。

また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、ＮＨ₃による窒化の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化にＮＨ₃とＨ₂との混合ガスを使用することが好ましい。

以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。

表１に示す化学成分を有する鋼１〜２１を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。

表１中の鋼１〜１４は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある本発明例の鋼であり、一方、鋼１５〜２１は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

上記の比較例の鋼のうちで鋼１５は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。

各インゴットは、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、熱間鍛造によって、直径が３５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼および直径が４５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼を作製した。

上記棒鋼のうち、鋼１〜１４および鋼１６〜２１の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行なった。

一方、Ｖを含有しない鋼１５の棒鋼は、９２０℃で１時間保持した後、放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。

上記のように焼準を行った各棒鋼について、鋼１〜１８および鋼２０〜２１の場合は７６０℃に加熱して１０時間保持した後、９時間かけて６５０℃まで冷却し、その後放冷することによって「球状化焼鈍」を行った。一方、鋼１９の場合は７６０℃に加熱して３時間保持した後、５時間かけて６５０℃まで冷却し、その放冷することによって「球状化焼鈍」を行った。

各鋼について、上記のようにして焼準後に球状化焼鈍を施した直径３５ｍｍの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。

具体的には、各鋼について、焼準後に球状化焼鈍を施した直径３５ｍｍの棒鋼を、いわゆる「横断」、すなわち、軸方向（長さ方向）に対して垂直に切断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、球状化焼鈍したまま（すなわち、冷間加工前）のビッカース硬さ測定用およびミクロ組織観察用の試験片とした。

さらに、各鋼について、焼準後に球状化焼鈍した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の変形抵抗測定用として、軸方向に平行に、図１に示す平滑試験片を６個ずつ切り出した。同様に、焼準後に球状化焼鈍した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の限界圧縮率測定用として、軸方向に平行に、図２に示す切欠き試験片を５個ずつ切り出した。

各鋼について、焼準後に球状化焼鈍を施した、直径３５ｍｍの棒鋼の残りおよび直径４５ｍｍの棒鋼は、ピーリングした後、冷間鍛造の代わりに冷間での引抜き加工によりひずみを与え、その引抜き加工後の特性で冷間鍛造後の特性を評価した。

すなわち、焼準後に球状化焼鈍を施した直径３５ｍｍの棒鋼の残りは、直径２８ｍｍにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が１５．４５ｍｍとなるよう冷間で引抜き加工を施した。

引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に２６．５ｍｍ、２３．５ｍｍ、２１．５ｍｍ、１９．９５ｍｍ、１８．１７ｍｍおよび１５．４５ｍｍである。なお、直径２８ｍｍから１５．４５ｍｍに引抜き加工を行った際の総減面率は７０％である。

各鋼について、上記のようにして得た直径が１５．４５ｍｍの冷間引抜き材を横断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、引抜き加工後（すなわち、冷間加工後）のビッカース硬さ測定用試験片を作製した。

さらに、各鋼について、直径１５．４５ｍｍの冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、窒化後の硬さ等の測定用として図３に示す直径１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、さらに、図４に示す粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。

同様に、上記冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、図５に示す長さ１５．７５ｍｍ、幅１０．１６ｍｍで厚さ６．３５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ａ」という。）および、図６に示す長さ２５ｍｍ、幅５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ｂ」という。）を切り出した。

図１〜６中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」、「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。

「▽▽▽」に付した「３．２Ｓ」は、 最大高さＲｍａｘで３．２μｍ以下であることを意味する。「▽」に付した「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０〜０．２０μｍであることを意味する。

一方、焼準後に球状化焼鈍を施した直径４５ｍｍの棒鋼は、直径３４．７ｍｍにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が２９ｍｍとなるよう冷間で引抜き加工を施した。

引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に３２．８８ｍｍ、３０．５ｍｍおよび２９ｍｍである。なお、直径３４．７ｍｍから２９ｍｍに引抜き加工を行った際の総減面率は３０％である。

各鋼について、上記のようにして得た直径２９ｍｍの冷間引抜き材を、長さ３００ｍｍに切断し、引抜き加工後（すなわち、冷間加工後）の被削性調査用試験片とした。

上記のようにして作製した試験片のうち、窒化後の硬さ等の測定用である直径１０ｍｍの丸棒試験片、粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片、ブロック試験片Ａおよびブロック試験片Ｂに窒化を施した。具体的には、図７に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化」を施した。なお、「１２０℃油冷却」は油温１２０℃の油中に投入して冷却したことを示す。

「ガス軟窒化」を施した上記粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を仕上加工して、図８に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。

図８に示した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」および「▽▽▽」は先の図１〜６におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。

「〜」は「波形記号」であり、生地であること、すなわち、「ガス軟窒化」した表面のままであることを意味する。

上記のようにして作製した各試験片を用いて、次に示す試験を行った。

調査１：冷間加工前のビッカース硬さ試験
鏡面仕上した冷間加工前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部１点とＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）４点の計５点のＨＶを、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を冷間加工前の硬さとした。

調査２：冷間加工前のミクロ組織観察
鏡面仕上した冷間加工前のミクロ組織観察用試験片をナイタルで腐食し、倍率を４００倍として光学顕微鏡でＲ／２部を５視野観察して、「相」を同定した。

また、上述のナイタルで腐食した面を、ＳＥＭで倍率を３０００倍としてＲ／２部にて３０μｍ×３０μｍの５視野について画像解析することにより、炭化物の粒径を求め、さらに、炭化物について、平均アスペクト比および母材組織中に占める面積率を算出した。

具体的には、通常の画像解析による円相当径から個々の炭化物の粒径を求めて、５視野における粒径最大の炭化物を決定し、これによって、炭化物粒径を評価した。

炭化物の平均アスペクト比は、次のようにして求めた。

先ず、各視野毎に、粒径が０．１μｍ以上であった個々の炭化物について、〔長径／短径〕からアスペクト比を求め、これを算術平均して当該視野における炭化物の平均アスペクト比とした。次いで、上記のようにして求めた５視野についての各炭化物の平均アスペクト比をさらに算術平均して、組織全体における炭化物の平均アスペクト比とした。

また、各視野毎に、粒径が０．１μｍ以上であった炭化物が母材組織中に占める面積率を求め、これを算術平均して、炭化物が母材組織中に占める面積率とした。

調査３：冷間加工後のビッカース硬さ試験
前記「調査１」の場合と同様に、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、鏡面仕上した冷間加工後のビッカース硬さ測定用試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を冷間加工後の硬さとした。

調査４：冷間鍛造での変形抵抗測定
図１に示した平滑試験片を１０％、２０％、３０％、４０％、５０％および６０％の各圧縮率で、端面拘束圧縮により冷間圧縮し、その際の変形抵抗を測定した。各変形抵抗は、社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」（１９９７年、初版第２刷、コロナ社）の１５８ページの表５．２に記載の方法にしたがって、平均変形抵抗（公称圧力／見掛けの拘束係数）を算出した。

次いで、各鋼について、横軸を対数ひずみ、縦軸を変形抵抗とし、６点のプロットから近似曲線を作成した。得られた近似曲線から、対数ひずみが１．０となる場合の変形抵抗を求め、その値が５００ＭＰａ以下である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。上記でいう「対数ひずみ」とは、前記社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」１５８ページ表５．２の平均対数ひずみεを指す。

調査５：冷間鍛造での限界圧縮率測定
図２に示した切欠き試験片を、切欠き部に肉眼で割れが発生するまで冷間圧縮し、割れが発生した時の圧縮率を求めた。そして、５個の試験片について、各々割れが発生した時の圧縮率を求め、この圧縮率の低い方から３番目の試験片の圧縮率を限界圧縮率とした。そして、その限界圧縮率が７０％以上である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。

調査６：被削性試験
直径２９ｍｍに冷間引抜き後、長さ３００ｍｍに切断した試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。

旋削加工は、チップブレーカのないＷＣを主体とした超硬工具を使用し、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切込み：０．２ｍｍ、送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切削動力計を用いて、旋削加工時の切削抵抗と切屑処理性によって冷間加工後の被削性を評価した。

切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力²＋送り分力²＋背分力²）^0.5
の式によって求めて評価した。切削抵抗が６２０Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。

切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意１０個の切屑のうちで、図９に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、５ｍｍ以下の場合、５ｍｍを超えて１０ｍｍ以下の場合および１０ｍｍを超える場合について、それぞれ、「特に良好（◎）」、「良好（○）」および「不良（×）」と評価した。

切削抵抗が６２０Ｎ以下で小さく、かつ、切屑処理性が良好以上の評価（◎または○）の場合に、被削性が優れるとして、これを目標とした。

調査７：窒化（ガス軟窒化）後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定
ガス軟窒化した前記直径１０ｍｍの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。

具体的には、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、鏡面仕上した試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を「芯部硬さ」とした。

同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様にＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を０．９８Ｎとして試験片の表面から０．０１ｍｍの深さ位置における任意の１０点のＨＶを測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。

さらに、同じ埋め込み試料を用いて、ＪＩＳ Ｚ ２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を１．９６Ｎとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次ＨＶを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、ＨＶで５５０となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。

調査８：小野式回転曲げ疲労試験
窒化（軟窒化）後に仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が１０⁷回において破断しない最大の強度を「回転曲げ疲労強度」とした。回転曲げ疲労強度が４００ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。

・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。

調査９：耐摩耗性の調査
ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図１０に示すように、窒化（軟窒化）したブロック試験片Ａの長さ１５．７５ｍｍで厚さ６．３５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。

具体的には、試験チャンバー内に潤滑油として市販のオートマティックトランスミッション油を１００ミリリットル入れ、９０℃まで昇温させた後、試験力１０００Ｎでブロック試験片Ａの試験面をリング試験片に押し付け、０．１ｍ／秒のすべり速度で、総すべり距離が８０００ｍになるまでリング試験片を回転させた。

上記のリング試験片には、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１１に示す形状に試験片を切り出し、図１２に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ−焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１１に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。

図１１に示した上記のリング試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、「▽」に付した「Ｒｑ：０．１５〜０．３５μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１５〜０．３５μｍであることを意味する。

図１２中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「８０℃油冷却」は油温８０℃の油中に投入して冷却したことを表す。

ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片Ａの試験面を表面粗さ計を用いて、図１３の矢印１、矢印２および矢印３に示すように、非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各３箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが１０．０μｍ以下であれば耐摩耗性に優れると判断し、これを目標とした。

上記の「非接触部」と「接触部」は、リング試験片との「非接触部」と「接触部」を指す。

調査１０：耐変形性の調査
押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図１４に示すように、窒化（軟窒化）したブロック試験片Ｂの長さ２５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）に図１５に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、ＪＩＳ Ｇ ４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１５に示す形状に試験片を切り出した。図１２に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ−焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１５に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。

具体的には、油圧サーボ試験機を用いて、試験力５０００Ｎでブロック試験片Ｂの試験面に押し込み試験治具を押し込んだ。試験力を解除した後、ブロック試験片Ｂの試験面における押し込み変形量を調査１０と同様に表面粗さ計で各３箇所ずつ測定し、３箇所の平均値を押し込み変形量とした。押し込み変形量が６．０μｍ以下であれば、耐変形性に優れると判断し、これを目標とした。

図１５に示した上記の押し込み試験治具における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号「▽」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、「▽」に付した「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」は、ＪＩＳ Ｂ ０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０〜０．２０μｍであることを意味する。

表２に調査１〜６の各試験結果を、表３に調査７〜１０の各試験結果を、それぞれ、まとめて示す。ただし、表３には、調査３の冷間加工後の硬さ（ＨＶ）も示し、窒化（ガス軟窒化）後の芯部硬さ（ＨＶ）と上記冷間加工後の硬さ（ＨＶ）の差を、窒化による時効硬化量（ΔＨＶ）として示した。

上記の各試験結果のうち、Ｆｎ１と調査４における冷間鍛造での変形抵抗の関係およびＦｎ１と調査５における冷間鍛造での限界圧縮率の関係を整理して、それぞれ図１６と図１７に示す。

図１８と図１９に、それぞれ、Ｆｎ２と調査７における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係およびＦｎ２と調査１０における押し込み変形量の関係を整理して示す。

図２０〜２２に、それぞれ、Ｆｎ３と調査７における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係、Ｆｎ３と調査８における回転曲げ疲労強度の関係およびＦｎ３と調査９における摩耗深さの関係を整理して示す。

図２５に、Ｆｎ４と調査６における切削抵抗の関係を整理して示す。

表２および表３から、本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜１４の場合、冷間鍛造性、冷間加工後の被削性および耐変形性に優れ、しかも、高い回転曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を有している。

上記の本発明例のうちでも、ＳｅおよびＳｂを含有する鋼８を用いた試験番号８、ＰｂおよびＣａを含有する鋼１１を用いた試験番号１１、Ｂｉを含有する鋼１２を用いた試験番号１２、Ｔｅを含有する鋼１３を用いた試験番号１３は、いずれも、冷間加工後の被削性にも優れることが明らかである。

これに対して、比較例の試験番号１５は、用いた鋼１５のＣとＮの含有量がともに本発明で規定する範囲を超えて多く、Ｆｎ１も２１１で、本発明の「１６０以下」という規定から外れているため、球状化焼鈍したまま（すなわち、冷間加工前）の硬さがＨＶで１３０を超え、変形抵抗が５３８ＭＰａ、かつ限界圧縮率が６２％と冷間鍛造性が劣っている。さらに、Ｆｎ２が０と本発明の「２０〜８０」という規定から外れており、窒化後の芯部硬さがＨＶで１５２と低く、押込み変形量が６．９μｍと大きくなって、耐変形性に劣っている。また、鋼１５はＶを含有しておらず、Ｆｎ３が１４０と本発明で規定する「１６０以上」という規定から外れており、窒化後の表面硬さがＨＶで５６３と低く、さらに有効硬化層深さも０．１３ｍｍと浅く、曲げ疲労強度が３６０ＭＰａと低い。さらに、上記窒化後の表面硬さがＨＶで５６３と低いため、摩耗深さが１２．８μｍと大きく、耐摩耗性にも劣っている。

試験番号１６は、用いた鋼１６のＦｎ１が１７５と、本発明の「１６０以下」という規定から外れているため、球状化焼鈍したままである冷間加工前の硬さがＨＶで１３０を超え、変形抵抗が５１２ＭＰａ、限界圧縮率が６３％と冷間鍛造性が劣っている。

試験番号１７は、用いた鋼１７のＦｎ２が１３と本発明の「２０〜８０」という規定から外れており、窒化後の芯部硬さが、ＨＶで１６７と低く、押込み変形量が６．２μｍと大きくなって、耐変形性に劣っている。

試験番号１８は、用いた鋼１８のＶ含有量が、０．５１％と本発明で規定するより多いため、球状化焼鈍したままである冷間加工前の硬さがＨＶで１３０を超え、変形抵抗が５０１ＭＰａ、限界圧縮率が６９％と冷間鍛造性が劣っている。

試験番号１９は、用いた鋼１９の鋼材中の炭化物の粒径および平均アスペクト比が本発明で規定する範囲を満たしていないため、冷間加工前の硬さがＨＶで１３０を超え、変形抵抗が５３７ＭＰａ、限界圧縮率が６３％と冷間鍛造性が劣っている。また、Ｆｎ３が１１３と、本発明で規定する「１６０以上」という規定から外れており、窒化後の表面硬さがＨＶで６３２と低く、曲げ疲労強度が３８０ＭＰａと劣り、さらに、摩耗深さが１２．３μｍと大きく、耐摩耗性にも劣っている。

試験番号２０は、用いた鋼２０のＦｎ４が１７５と本発明の「９０〜１７０」という規定より高いため、切削抵抗が６４１Ｎと高く、被削性に劣る。

試験番号２１は、用いた鋼２１のＦｎ３が１２２と、本発明で規定する「１６０以上」という規定から外れており、窒化後の表面硬さがＨＶで６３８と低く、曲げ疲労強度が３２０ＭＰａと劣り、さらに、摩耗深さが１１．８μｍと大きく、耐摩耗性に劣っている。また、Ｆｎ４が７６と本発明の「９０〜１７０」という規定より低いため、切屑処理性が悪く、被削性にも劣る。

本発明の冷鍛窒化用鋼材は、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることができる。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。

Claims (5)

1. 質量％で、Ｃ：０．０１〜０．１５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が１６０以下、下記の(2)式で表されるＦｎ２が２０〜８０、下記の(3)式で表されるＦｎ３が１６０以上で、かつ下記の(4)式で表されるＦｎ４が９０〜１７０である化学組成を有し、組織が、フェライトおよび炭化物の混合組織であり、該炭化物は、粒径が３．０μｍ以下であり、該炭化物のうち粒径が０．１μｍ以上３．０μｍ以下であるものは、平均アスペクト比が５．０以下、かつ母材組織中に占める面積率が０．２〜８．０％であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
   Ｆｎ１＝３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ・・・(1)
   Ｆｎ２＝（６６９．３×ｌｏｇ_eＣ−１９５９．６×ｌｏｇ_eＮ−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）
   ただし、上記の(1)〜(4)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉは、その元素の質量％での含有量を意味する。
2. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載の冷鍛窒化用鋼材。
3. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の冷鍛窒化用鋼材。
4. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼材。
5. Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼材。

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