JP5682486B2 - Steel for cold forging and nitriding - Google Patents

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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。   The present invention relates to a steel material for cold forging and nitriding. Specifically, it has excellent cold forgeability and machinability after cold forging, as well as high core hardness and surface hardness, and deep effective hardened layer depth on parts that have been subjected to cold forging and nitriding. The present invention relates to a steel material for cold forging and nitriding suitable for use as a material for cold forging and nitriding parts.

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。   The “nitriding” in the present invention includes not only “nitriding” which is a process of “invading and diffusing N” but also “soft nitriding” which is a process of “invading and diffusing N and C”. For this reason, in the following description, “nitriding” including “soft nitriding” may be simply referred to.

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。   Further, the above-mentioned “cold forging and nitriding” refers to performing “nitriding” treatment after performing “cold forging”.

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。   Mechanical structural parts used in automobile transmissions, such as gears and pulleys for belt-type continuously variable transmissions (CVT), are usually surfaced in order to improve bending fatigue strength, pitching strength, and wear resistance. A curing process is performed. Typical surface hardening treatments include carburizing quenching, induction quenching, and nitriding.

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。 Among the above, carburizing and quenching is a process in which low carbon steel is generally used, C is intruded and diffused in a high temperature austenite region of Ac 3 or higher, and then quenched. Although carburizing and quenching has an advantage that a high surface hardness and a deep effective hardened layer depth can be obtained, there is a problem that heat treatment deformation becomes large because it is a process involving transformation. Therefore, when high part accuracy is required, finishing such as grinding and honing after carburizing and quenching is required. In addition, a so-called “carburized abnormal layer” such as a grain boundary oxide layer or an incompletely hardened layer formed on the surface layer becomes a fracture starting point such as bending fatigue, and there is a problem that the fatigue strength is lowered.

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。 Induction hardening is a process of quenching by rapid heating and cooling to a high temperature austenite region of Ac 3 or higher. Although there is an advantage that adjustment of the effective hardened layer depth is relatively easy, it is not a surface hardening treatment that penetrates and diffuses C like carburizing, so the required surface hardness, effective hardened layer depth and core hardness In order to achieve this, it is common to use medium carbon steel having a higher C content than carburizing steel. However, since medium carbon steel has a higher material hardness than low carbon steel, there is a problem that machinability is lowered. Moreover, it is necessary to produce a high-frequency heating coil for each part.

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。 On the other hand, nitriding is a process for obtaining high surface hardness and an appropriate effective hardened layer depth by invading and diffusing N at a temperature of 400 to 550 ° C. below the Ac 1 point. Since the processing temperature is lower than that of carburizing and induction hardening, there is an advantage in that heat treatment deformation is small.

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。 Among the nitriding processes, soft nitriding is a process for obtaining high surface hardness by invading and diffusing N and C at a temperature of about 500 to 650 ° C. below the Ac 1 point, and the processing time is as short as several hours. Since it is time, it is suitable for mass production.

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。   Furthermore, with the current trend of reducing greenhouse gases against the background of global warming suppression, there is a demand for reduction of processes for holding at high temperatures such as hot forging and carburizing and quenching. For this reason, nitriding is a process that is ready for the times.

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。   However, the conventional nitriding steel has problems as shown in the following <1> to <3>.

〈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。   <1> Nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching from a high temperature austenite region, that is, cannot be strengthened with martensitic transformation. For this reason, in order to ensure the desired core hardness in the nitrided part, it is necessary to contain a large amount of alloying elements, which is difficult to form by cold forging and requires forming by hot forging. It is.

〈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。   <2> As a typical nitriding steel, there is an aluminum chrome molybdenum steel (SACM645) defined in JIS G 4053 (2008). In this steel, Cr, Al, etc. generate nitrides near the surface. Therefore, although high surface hardness can be obtained, high effective bending fatigue strength cannot be ensured because the effective hardened layer is shallow.

〈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。   <3> Among nitriding, soft nitriding is held for several hours in a temperature range of about 500 to 650 ° C., so that the core portion of the component is easily tempered and softened. As a result, in a part to which a high surface pressure is applied, plastic deformation is likely to occur at the core, and the contact surface is deformed by being dented.

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および特許文献２に窒化に関する技術が開示されている。   Therefore, in order to solve the above-described problems, for example, Patent Literature 1 and Patent Literature 2 disclose techniques relating to nitriding.

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。   Patent Document 1 discloses that the hardness after rolling is 200 or less in terms of Vickers hardness, and is intended to provide a steel for nitrocarburizing excellent in soft nitriding properties and cold forging properties. An excellent steel for soft nitriding ”is disclosed. Said “steel for soft nitriding” is in mass%, C: 0.05 to 0.25%, Si: 0.50% or less, Mn: 0.55% or less, Cr: 0.50 to 2.00 %, V: 0.02 to 0.35% and Al: 0.005 to 0.050%, and if necessary, Nb: 0.02 to 0.35%, and the balance of Fe And an impurity element.

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。   Patent Document 2 discloses a “nitriding component manufacturing method” in which the hardened surface layer is hard, the effective hardened layer depth is deep, the required core hardness is obtained, and the amount of machining such as cutting is small. Has been. The above-mentioned “manufacturing method of nitriding parts” is mass%, C: 0.10 to 0.40%, Si: 0.10 to 0.70%, Mn: 0.20 to 1.50%, Cr : 0.50 to 2.50% and V: 0.05 to 0.60%, and further, if necessary, Al, Mo, Ti, Nb, Ta, B, S, Pb, Te, Se, A steel material containing one or more of Ca, Bi, and Sb, with the balance being substantially composed of Fe, was subjected to V precipitation control heat treatment before nitriding, and then cold worked. In addition, it is a technique of further performing nitriding treatment.

特開平５−１７１３４７号公報JP-A-5-171347 特開平７−１０２３４３号公報JP-A-7-102343

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。   The steel disclosed in Patent Document 1 is not necessarily excellent in all of cold forgeability, machinability after cold forging, deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance. Moreover, the effective hardened layer depth means a depth of 400 or more in terms of Vickers hardness (hereinafter sometimes referred to as “HV”), and does not have a sufficient effective hardened layer depth. It was.

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。   The steel disclosed in Patent Document 2 contains a large amount of alloying elements. For this reason, if cold forging is performed at a large workability, sufficient cold forgeability cannot always be ensured, which may be a problem.

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。   The present invention has been made in view of the above situation, and is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, as well as high core hardness and high in parts subjected to cold forging and nitriding. An object of the present invention is to provide a steel material for cold forging and nitriding which can be provided with a surface hardness and a deep effective hardened layer depth and is suitable for use as a material for cold forging and nitriding parts.

具体的には、冷間鍛造時に割れが発生しにくく成形加工が可能で、かつ冷間鍛造後の切屑処理性にも優れ、さらに冷間鍛造と窒化によって優れた曲げ疲労強度、耐摩耗性および耐変形性が得られ、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。   Specifically, it is difficult to crack during cold forging and can be molded, and it has excellent chip disposal after cold forging. Furthermore, it has excellent bending fatigue strength, wear resistance and An object of the present invention is to provide a steel material for cold forging and nitriding that can obtain deformation resistance and can be used as a material for cold forging and nitriding parts.

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。   As described above, nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching from the austenite region, that is, cannot be strengthened with martensitic transformation. For this reason, in order to ensure the desired core hardness in the nitrided part, it is necessary to contain a large amount of alloy elements, but in this case, it is difficult to form by cold forging.

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、種々の合金元素量およびミクロ組織を有する鋼材を、冷間鍛造によって成形加工し、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。   Therefore, in order to solve the problems described above, the inventors first formed a steel material having various alloy element amounts and microstructures by cold forging, and by performing surface hardening treatment by nitriding, The means for ensuring the core hardness, surface hardness, and effective hardened layer depth required for machine structural parts were investigated.

その結果、鋼材のミクロ組織を特定のものとするとともに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。   As a result, the microstructure of the steel material is specified and the amount of alloying elements is minimized to ensure excellent cold forgeability, and a combination of work hardening by cold forging and age hardening at the nitriding temperature. If a high core hardness can be obtained by the effect, the technical idea has been reached that both the high core hardness and the contradictory properties of good cold forgeability can be ensured.

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）〜（ｅ）の知見を得た。   Therefore, the present inventors have further experimented based on the above technical idea, and obtained the following knowledge (a) to (e).

（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。   (A) When Cr and Al are contained in steel, the surface hardness can be increased by nitriding.

（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、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。   (B) In order to obtain a higher surface hardness by nitriding and to increase the age hardening amount at the nitriding temperature, it is effective to contain V after limiting the N content in the steel. Furthermore, if Mo is contained, a larger age hardening amount can be obtained.

（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。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。   (C) On the other hand, when Cr and V are contained, cold forgeability is lowered. In order to ensure cold forgeability without lowering the core hardness, there is a limit to restricting the content of individual component elements. However, if the content of C, Si, Mn, Cr, Mo and V is limited to a specific range after limiting the N content, excellent cold forging is possible even if Cr and V are contained. Sex can be secured. As a result, since cold forging can be performed with a large degree of processing, strengthening by work hardening can be achieved.

（ｄ）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。   (D) Furthermore, if the contents of C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in steel are limited to a specific range, excellent machinability can be imparted after cold forging.

（ｅ）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。   (E) By the above work hardening and age hardening, it is possible to ensure a high core hardness necessary as a machine structural component.

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。   This invention is completed based on said knowledge, The summary exists in the steel materials for cold forge nitriding shown to the following (1)-(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・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、ベイナイトの面積率が３０％を超えて９５％以下であり、吸引ろ過のフィルタメッシュサイズを０．２μｍとした抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下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×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）
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。 (1) By mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.10 to 0.90%, P: 0.030% or less, S: 0.030 %: Cr: 0.50 to 2.0%, V: 0.10 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.0080% or less, and O: 0.0030% The remainder is composed of Fe and impurities. Further, Fn1 represented by the following formula (1) is 160 or less, Fn2 represented by the following formula (2) is 20 to 80, and the following (3 Fn3 represented by the formula is 160 or more and Fn4 represented by the following formula (4) is 90 to 170, and the structure is ferrite bainite structure or ferrite pearlite bainite structure. and the area ratio of bainite is more than 30% and 95% or less, filter Messi suction filtration Wherein the V content of precipitates by extraction residue analysis was 0.2μm size is less than 0.10%, cold鍛窒of steel material.
Fn1 = 399 × C + 26 × Si + 123 × Mn + 30 × Cr + 32 × Mo + 19 × V (1)
Fn2 = (669.3 × log e C−1959.6 × log e N−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)
However, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, N, Al, Cu and Ni in the above formulas (1) to (4) mean the content in mass% of the element.

（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。   (2) The steel material for cold forging and nitriding according to (1) above, which contains, by mass%, Mo: 0.50% or less instead of part of Fe.

（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。   (3) The above (1), characterized in that, instead of a part of Fe, by mass%, at least one selected from Cu: 0.50% or less and Ni: 0.50% or less is contained. Or the steel material for cold forge nitriding as described in (2).

（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。   (4) Instead of a part of Fe, it contains at least one selected from Ti: 0.20% or less, Nb: 0.10% or less, and Zr: 0.10% or less in mass%. The steel material for cold forging and nitriding according to any one of (1) to (3), characterized in that it is characterized.

（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。   (5) Instead of a part of Fe, in mass%, Pb: 0.50% or less, Ca: 0.010% or less, Bi: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Se: 0 The steel material for cold forging and nitriding according to any one of (1) to (4) above, comprising at least one selected from 30% or less and Sb: 0.30% or less.

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。   The “impurities” in the remaining “Fe and impurities” refer to those mixed from ore as a raw material, scrap, or the manufacturing environment when the steel material is industrially produced.

「フェライト・ベイナイト組織」とは、フェライトとベイナイトの混合組織を、「フェライト・パーライト・ベイナイト組織」とは、フェライト、パーライトとベイナイトの混合組織を指す。   The “ferrite bainite structure” refers to a mixed structure of ferrite and bainite, and the “ferrite pearlite bainite structure” refers to a mixed structure of ferrite, pearlite, and bainite.

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。   The steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has high core hardness and high surface hardness on parts subjected to cold forging and nitriding treatment. And a deep effective hardened layer depth can be provided. For this reason, it is suitable for using as a raw material of cold forging nitriding components.

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。It is a figure which shows the shape of the notch test piece for the limit compressibility measurement at the time of the cold forging used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。It is a figure which shows the shape of the round bar test piece for measurement, such as the hardness after nitriding used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。It is a figure which shows the rough shape as cut out from the cold drawing material of the Ono type | formula rotation bending fatigue test piece with a notch used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。It is a figure which shows the shape of the block test piece A for abrasion resistance investigation used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。It is a figure which shows the shape of the block test piece B for a deformation resistance investigation used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 実施例において、図２〜５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。In an Example, it is a figure which shows the heat pattern of the soft nitriding given to the test piece shown in FIGS. 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。It is a figure which shows the finishing shape of the Ono-type rotary bending fatigue test piece with a notch used in the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。It is a figure explaining the length of the chip | tip produced by the turning process using the NC lathe of an Example. 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。It is a figure explaining the method of the block on ring type abrasion test implemented in the Example. 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。It is a figure which shows the shape of the ring test piece used by the block on-ring-type abrasion test of an Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. 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。In an Example, it is a figure which shows the heat pattern of the gas carburizing quenching-tempering performed to the ring test piece before finish grinding. 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。It is a figure explaining the measuring method of the wear depth after the block on-ring-type wear test implemented in the Example. 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。It is a figure explaining the method of the indentation test implemented in the Example. 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。It is a figure which shows the shape of the indentation test jig | tool used by the indentation test of the Example. The unit of the dimension in the figure is “mm”. (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。It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the limit compression rate in the cold forging in the investigation 5 of an Example. (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査７における芯部硬さの関係を整理した図である。It is the figure which arranged the relationship between Fn2 represented by (2) Formula, and the core hardness in the investigation 7 of an Example. (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。It is the figure which arranged the relationship between Fn2 represented by (2) Formula, and the amount of indentation deformation in the investigation 10 of an Example. (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。It is the figure which arranged the relationship between Fn3 represented by (3) Formula, and the surface hardness (HV) after nitriding in the investigation 7 of an Example. (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査８における小野式回転曲げ疲労強度の関係を整理した図である。It is the figure which arranged the relationship between Fn3 represented by (3) Formula, and Ono type | formula rotation bending fatigue strength in the investigation 8 of an Example. (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。It is the figure which arranged the relationship between Fn3 represented by (3) Formula, and the wear depth in the investigation 9 of an Example.

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。   Hereinafter, each requirement of the present invention will be described in detail. In addition, “%” of the content of each element means “mass%”.

（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。 (A) Chemical composition:
C: 0.01 to 0.15%
C is an essential element for ensuring the bending fatigue strength and core hardness of the cold forged and nitrided parts, and a content of 0.01% or more is necessary. However, if the C content is too large, the hardness increases and cold forgeability decreases. For this reason, the upper limit was set and the C content was set to 0.01 to 0.15%. The C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.10% or less.

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。 Si: 0.35% or less Si is an element contained as an impurity in steel. On the other hand, it is also an element having a deoxidizing action. When there is too much content of Si, hardness will become high and cold forgeability will fall. For this reason, an upper limit is set, and the Si content is set to 0.35% or less. In order to obtain a deoxidizing action, the Si content is preferably 0.02% or more. The Si content is preferably 0.02% or more, and preferably 0.15% or less.

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。 Mn: 0.10-0.90%
Mn has the action of ensuring the bending fatigue strength and core hardness of the cold forged and nitrided parts and the deoxidizing action. In order to obtain these effects, a content of 0.10% or more is necessary. However, when there is too much content of Mn, hardness will become high and cold forgeability will fall. For this reason, an upper limit was set and the Mn content was set to 0.10 to 0.90%. The Mn content is preferably 0.10% or more, and preferably 0.70% or less.

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。 P: 0.030% or less P is an impurity contained in steel. When there is too much content of P, P segregated to the grain boundary may make steel embrittle. For this reason, an upper limit is set and the P content is set to 0.030% or less. A more preferable content of P is 0.020% or less.

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。 S: 0.030% or less S is an impurity contained in steel. Further, if S is positively contained, it combines with Mn to form MnS and has an effect of improving machinability. However, if the S content exceeds 0.030%, coarse MnS is formed, and hot workability and bending fatigue strength are reduced. Therefore, the content of S is set to 0.030% or less. The S content is preferably 0.015% or less. In addition, when obtaining the machinability improvement effect, the S content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.

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。 Cr: 0.50 to 2.0%
Cr combines with N during nitriding to form nitrides, improves the surface hardness during nitriding, and has the effect of ensuring the bending fatigue strength and wear resistance of cold forged nitriding parts. However, the above effect cannot be obtained if the Cr content is less than 0.50%. On the other hand, if the content of Cr exceeds 2.0%, it becomes hard and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the content of Cr is set to 0.50 to 2.0%. The Cr content is preferably 0.70% or more, and more preferably 1.5% or less.

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。 V: 0.10 to 0.50%
V combines with C and / or N during nitriding to form carbides, nitrides and carbonitrides, and has the effect of improving surface hardness. In addition, there is an effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature, that is, by forming a carbide. In order to obtain these effects, it is necessary to contain 0.10% or more of V. However, if the content of V is large, not only the hardness becomes too high, but also the cold forgeability decreases. For this reason, the upper limit was provided and the content of V was set to 0.10 to 0.50%. The V content is preferably 0.15% or more, and more preferably 0.40% or less.

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。 Al: 0.01-0.10%
Al has a deoxidizing action. Moreover, it combines with N at the time of nitriding, forms AlN, and has the effect of improving surface hardness. In order to acquire these effects, it is necessary to contain Al 0.01% or more. However, if there is too much Al content, hard and coarse Al 2 O 3 will be formed and the cold forgeability will be lowered, and the effective hardened layer in nitriding will become shallow and the bending fatigue strength and pitting strength will be reduced. Problems arise. Therefore, an upper limit is set, and the Al content is set to 0.01 to 0.10%. The Al content is preferably 0.02% or more, and preferably 0.07% or less.

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。 N: 0.0080% or less N, together with C, combines with elements such as V to form carbonitrides. If carbonitride precipitates during hot rolling, the hardness increases and cold forgeability decreases. Further, the effect of improving the core hardness by age hardening at the nitriding temperature cannot be sufficiently obtained. Therefore, the N content needs to be limited and is set to 0.0080% or less. A preferable N content is 0.0070% or less.

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。 O: 0.0030% or less O forms oxide-based inclusions, causes fatigue failure at the starting point of inclusions, and reduces bending fatigue strength. When the O content exceeds 0.0030%, the bending fatigue strength is significantly reduced. Therefore, the content of O is set to 0.0030% or less. A preferable O content is 0.0020% or less.

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り、かつ後述するＦｎ１〜Ｆｎ４についての条件を満足する化学組成を有するものである。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。   One of the steel materials for cold forging and nitriding according to the present invention contains the above-described elements from C to O, the balance is made of Fe and impurities, and has a chemical composition that satisfies the conditions for Fn1 to Fn4 described later. It is. As already described, “impurities” in “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.

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し、かつＦｎ１〜Ｆｎ４についての条件を満足する化学組成を有するものである。   Another one of the steel materials for cold forging and nitriding of the present invention is selected from Mo, Cu, Ni, Ti, Nb, Zr, Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb instead of a part of the above-mentioned Fe And having a chemical composition satisfying the conditions for Fn1 to Fn4.

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。   Hereinafter, the effects of the optional elements Mo, Cu, Ni, Ti, Nb, Zr, Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb and the reasons for limiting the content will be described.

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。 Mo: 0.50% or less Mo combines with C at the nitriding temperature to form carbides, and has the effect of improving the core hardness by age hardening, so it may be contained. However, if it exceeds 0.50% and contains Mo, it will become hard and cold forgeability will fall. Therefore, the amount of Mo in the case of inclusion is set to 0.50% or less. In addition, it is preferable that the quantity of Mo in the case of making it contain is 0.40% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Mo described above, the amount of Mo is preferably 0.05% or more.

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。   Both Cu and Ni have the effect of improving the core hardness. For this reason, you may contain these elements. Hereinafter, the above Cu and Ni will be described.

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。 Cu: 0.50% or less Cu has an effect of improving the core hardness, so may be contained. However, when the Cu content increases, the cold forgeability decreases, and in addition, Cu melts and becomes liquid at high temperatures such as hot rolling. The liquefied Cu infiltrates between crystal grains, embrittles grain boundaries, and causes surface defects in hot rolling. Therefore, an upper limit is set for the amount of Cu in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Cu is contained, the amount of Cu is preferably 0.40% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Cu described above, the amount of Cu is preferably 0.10% or more.

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。 Ni: 0.50% or less Ni has an effect of improving the core hardness, and may be contained. However, when the Ni content increases, the cold forgeability decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ni in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Ni is contained, the amount of Ni is preferably 0.40% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Ni described above, the amount of Ni is preferably 0.10% or more.

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。   Said Cu and Ni can be contained only in any 1 type or 2 types of composites. The total amount in the case of containing these elements in combination may be 1.00% when the Cu and Ni contents are the upper limit values, respectively, but is preferably 0.80% or less. . In addition, when Cu is contained, it is preferable to contain Ni in combination in order to avoid the occurrence of surface flaws in the hot rolling described above.

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, Nb, and Zr all have the effect of refining crystal grains and improving the bending fatigue strength. For this reason, you may contain these elements. Hereinafter, the Ti, Nb, and Zr will be described.

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。 Ti: 0.20% or less Ti combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Ti may be included. However, when the Ti content is large, coarse TiN is generated, so that the bending fatigue strength decreases. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ti in the case of inclusion, and it is set to 0.20% or less. When Ti is contained, the amount of Ti is preferably 0.15% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Ti described above, the amount of Ti is preferably 0.005% or more.

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。 Nb: 0.10% or less Nb combines with C or / and N to form fine carbides, nitrides, and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, you may contain Nb. However, when there is much content of Nb, hardness will rise and cold forgeability will fall. Therefore, an upper limit is set for the amount of Nb in the case of inclusion, and the content is made 0.10% or less. When Nb is contained, the amount of Nb is preferably 0.07% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Nb described above, the amount of Nb is preferably 0.020% or more.

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。 Zr: 0.10% or less Zr also has an action of combining with C or / and N to form fine carbides, nitrides and carbonitrides to refine crystal grains and improve bending fatigue strength. Therefore, Zr may be contained. However, when there is much content of Zr, hardness will rise and cold forgeability will fall. Therefore, an upper limit is set for the amount of Zr in the case of inclusion, and the content is made 0.10% or less. The amount of Zr when contained is preferably 0.07% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Zr described above, the amount of Zr is preferably 0.002% or more.

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。   Said Ti, Nb, and Zr can be contained only in any one of them, or 2 or more types of composites. The total amount when these elements are contained in combination may be 0.40% when the contents of Ti, Nb and Zr are the upper limit values, but should be 0.24% or less. Is preferred.

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, Ca, Bi, Te, Se, and Sb all have an effect of improving machinability. For this reason, you may contain these elements. Hereinafter, the above Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb will be described.

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。 Pb: 0.50% or less Pb has an effect of improving machinability. Therefore, Pb may be included. However, when the content of Pb is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged nitriding part is reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Pb in the case of inclusion, and it is set to 0.50% or less. When Pb is contained, the amount of Pb is preferably 0.20% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Pb described above, the amount of Pb is preferably 0.02% or more.

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。 Ca: 0.010% or less Ca has an effect of improving machinability. Therefore, Ca may be contained. However, when there is much content of Ca, hot workability falls and also the toughness fall of cold forge nitriding components is caused. Therefore, an upper limit is set for the amount of Ca in the case of inclusion, and it is set to 0.010% or less. When Ca is contained, the amount of Ca is preferably 0.005% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Ca described above, the amount of Ca is preferably 0.0003% or more.

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。 Bi: 0.30% or less Bi also has an effect of improving machinability. Therefore, Bi may be included. However, when the Bi content is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged and nitrided parts is also reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Bi in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Bi is preferably 0.10% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Bi described above, the amount of Bi is preferably 0.005% or more.

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。 Te: 0.30% or less Te has an effect of improving machinability. Therefore, Te may be included. However, when the content of Te is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged and nitrided parts is reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Te in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When Te is contained, the amount of Te is preferably 0.10% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Te described above, the amount of Te is preferably 0.003% or more.

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。 Se: 0.30% or less Se also has an effect of improving machinability. Therefore, Se may be contained. However, when the Se content is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged and nitrided parts is also reduced. Therefore, an upper limit is set for the amount of Se in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Se is preferably 0.15% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Se described above, the amount of Se is preferably 0.005% or more.

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。 Sb: 0.30% or less Sb has an effect of improving machinability. Therefore, Sb may be included. However, when the Sb content is large, the hot workability is lowered, and further, the toughness of the cold forged nitriding component is also lowered. Therefore, an upper limit is set for the amount of Sb in the case of inclusion, and it is set to 0.30% or less. When contained, the amount of Sb is preferably 0.15% or less.

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。   On the other hand, in order to stably obtain the effect of Sb described above, the amount of Sb is preferably 0.005% or more.

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。   Said Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb can be contained only in one of them, or 2 or more types of composites. The total amount when these elements are combined and contained is preferably 0.50% or less, and more preferably 0.30% or less.

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。 Fn1: 160 or less The steel material for cold forging and nitriding of the present invention is
Fn1 = 399 × C + 26 × Si + 123 × Mn + 30 × Cr + 32 × Mo + 19 × V (1)
Fn1 represented by the following must be 160 or less. However, C, Si, Mn, Cr, Mo and V in the formula (1) mean the content in mass% of the element.

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。   Said Fn1 is a parameter used as an index of cold forgeability. If Fn1 is 160 or less, the hardness before cold forging becomes low, and good cold forgeability can be ensured. On the other hand, if Fn1 exceeds 160, the hardness before cold forging becomes too high, and cold forgeability deteriorates. Fn1 is preferably 80 or more, and preferably 150 or less.

Ｆｎ２：２０〜８０
本発明の冷鍛窒化用鋼材は、
Ｆｎ２＝（６６９．３×ｌｏｇeＣ−１９５９．６×ｌｏｇeＮ−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。 Fn2: 20-80
The steel for cold forging and nitriding of the present invention is
Fn2 = (669.3 × log e C−1959.6 × log e N−6983.3) × (0.067 × Mo + 0.147 × V) (2)
Fn2 represented by must be 20-80. However, C, N, Mo and V in the formula (2) mean the content in mass% of the element.

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。   Fn2 is a parameter that serves as an index for the amount of age hardening by nitriding after cold forging, that is, an allowance for improving the core hardness by nitriding. If Fn2 is 20 or more, the amount of age hardening after nitriding is increased, and the core hardness is improved. However, if Fn2 exceeds 80, the above effect is saturated. Fn2 is preferably 30 or more, and preferably 80 or less.

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。 Fn3: 160 or more The steel material for cold forging and nitriding of the present invention is
Fn3 = 140 × Cr + 125 × Al + 235 × V (3)
Fn3 represented by the following must be 160 or more. However, Cr, Al, and V in the formula (3) mean the content of the element in mass%.

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。   Said Fn3 is a parameter used as a parameter | index of the surface hardness, bending fatigue strength, and abrasion resistance after nitriding.

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。   Cr, Al and V can generate nitrides and carbonitrides having high hardness in the vicinity of the surface of the cold forging nitrided part during nitriding, and can improve the surface hardness. By setting Fn3 to 160, the surface hardness becomes 650 or more in HV, and bending fatigue strength and wear resistance equivalent to those of the carburized and quenched material can be obtained. When Fn3 is smaller than 160, the surface hardness is low, and the bending fatigue strength and wear resistance are inferior to those of the carburized and quenched material. Fn3 is preferably 170 or more, and preferably 300 or less.

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。 Fn4: 90-170
The steel for cold forging and nitriding of the present invention is
Fn4 = 511 × C + 33 × Mn + 56 × Cu + 15 × Ni + 36 × Cr + 5 × Mo + 134 × V (4)
Fn4 expressed by the formula (4) in the formula must be 90 to 170. However, C, Mn, Cu, Ni, Cr, Mo and V in the formula (4) mean the content in mass% of the element.

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。   Said Fn4 is a parameter used as a parameter | index of the machinability after cold working.

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より小さい場合と１７０より大きい場合には、旋削での切屑が長くなり、切屑処理性に劣る。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。   If Fn4 is 90-170, in the turning after cold forging, chip disposal is good and it has excellent machinability. When Fn4 is smaller than 90 and larger than 170, the chips in turning become longer and the chip disposability is poor. Fn4 is preferably 100 or more, and preferably 160 or less.

（Ｂ）組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量：
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・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、ベイナイトの面積率が３０％を超えて９５％以下であり、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下でなければならない。 (B) V content in precipitates by structure and extraction residue analysis:
The steel material for cold forging and nitriding of the present invention has the chemical composition described in the above section (A), the structure is a ferrite bainite structure or a ferrite pearlite bainite structure, and the area ratio of bainite is It must be more than 30% and 95% or less, and the V content in the precipitate by the extraction residue analysis must be 0.10% or less.

冷鍛窒化用鋼材は、その組織にマルテンサイトが混在すると、硬さが上昇し、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性が低下する。そのため、本発明の冷鍛軟窒化用鋼材は、その組織がマルテンサイトより硬さが低い組織、すなわち、フェライト、パーライト、ベイナイト組織の混合組織とする必要がある。硬さが低いフェライトは冷間鍛造性の確保のため、フェライトより硬さが高いベイナイトは疲労強度確保のために必要なため、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織であることとした。   When the steel for cold forging nitriding contains martensite in the structure, the hardness increases, and cold forgeability and machinability after cold forging decrease. Therefore, the steel for cold forging soft nitriding of the present invention needs to have a structure whose structure is lower in hardness than martensite, that is, a mixed structure of ferrite, pearlite, and bainite structure. Since ferrite with low hardness is necessary for securing cold forgeability and bainite having higher hardness than ferrite is necessary for ensuring fatigue strength, the ferrite / bainite structure or ferrite / pearlite / bainite structure was selected.

なお、上記組織におけるベイナイトの割合が少なすぎると曲げ疲労強度が低くなり、一方、ベイナイトの割合が多すぎると冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性が低下する。そのため、ベイナイトの面積率を３０％を超えて９５％以下とした。ベイナイトの面積率は、４０％以上９０％以下であることが好ましい。   In addition, when the ratio of bainite in the above structure is too small, the bending fatigue strength is lowered. On the other hand, when the ratio of bainite is too large, cold forgeability and machinability after cold forging are lowered. Therefore, the area ratio of bainite is set to more than 30% and not more than 95%. The area ratio of bainite is preferably 40% or more and 90% or less.

冷鍛窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、ベイナイトの面積率が３０％を超えて９５％以下であっても、微細なＶ析出物、すなわちＶの、炭化物、窒化物および炭窒化物が多く析出すると、フェライトが強化されて硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下しやすくなる。したがって、冷間鍛造性を確保するために、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は０．１０％以下でなければならない。上記析出物中のＶ含有量は、０．０８％以下であることが好ましい。   The steel material for cold forging and nitriding has a microstructure of ferrite bainite or ferrite pearlite bainite, and even if the area ratio of bainite is more than 30% but not more than 95%, fine V precipitates, That is, when a large amount of carbide, nitride, and carbonitride of V is precipitated, the ferrite is strengthened and the hardness is increased, and the cold forgeability is liable to be lowered. Therefore, in order to ensure cold forgeability, the V content in the precipitate by the extraction residue analysis must be 0.10% or less. The V content in the precipitate is preferably 0.08% or less.

抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量は、例えば、適宜の試験片を採取し、１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解し、抽出した溶液をメッシュサイズ０．２μｍのフィルターでろ過して、ろ過物について一般的な化学分析を行うことによって求めることができる。上記の１０％ＡＡ系溶液とは、テトラメチルアンモニウムクロライド、アセチルアセトンおよびメタノールを１：１０：１００で混合した溶液である。   V content in the precipitate by extraction residue analysis is, for example, collecting an appropriate test piece, subjecting it to constant current electrolysis in a 10% AA-based solution, and filtering the extracted solution through a filter having a mesh size of 0.2 μm. Thus, it can be obtained by conducting a general chemical analysis on the filtrate. The 10% AA-based solution is a solution obtained by mixing tetramethylammonium chloride, acetylacetone and methanol at 1: 10: 100.

熱間圧延または熱間鍛造のままでは、上述のように、Ｖの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して、冷間鍛造性が十分でない場合がある。したがって、その組織が、フェライト・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、ベイナイトの面積率が３０％を超えて９５％以下であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下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、８５０〜１０００℃に加熱してから焼入れし、その後、１５０〜２００℃程度で焼戻し処理することが好ましい。   If hot-rolling or hot-forging remains, V carbide, nitride and carbonitride precipitate as described above, and cold forgeability may not be sufficient. Therefore, the structure is a ferrite bainite structure or a ferrite pearlite bainite structure, and the area ratio of bainite is more than 30% but not more than 95%, and the V content in the precipitate by extraction residue analysis In order to obtain a steel for cold forging and nitriding having a nitrous content of 0.10% or less, after hot rolling and / or hot forging, for example, heating to 850 to 1000 ° C. followed by quenching, then about 150 to 200 ° C. It is preferable to temper with.

上記８５０〜１０００℃に加熱した後、大気中で放冷して、または徐冷して、室温まで冷却すると、冷却過程で再度Ｖの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出して硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する場合がある。そのため、加熱した後は、Ｖの、炭化物、窒化物および炭窒化物が析出しないように、例えば、油焼入れしてから室温まで冷却することが好ましい。   After heating to 850 to 1000 ° C., the mixture is allowed to cool in the air or gradually cooled to room temperature, and V carbide, nitride and carbonitride precipitate again in the cooling process, and the hardness May increase and cold forgeability may decrease. Therefore, after heating, for example, it is preferable to cool to room temperature after quenching with oil so that carbides, nitrides, and carbonitrides of V do not precipitate.

（Ｃ）冷鍛窒化部品の製造方法：
前記（Ａ）項に記載の化学組成ならびに（Ｂ）項に記載の組織および抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量を有する冷鍛窒化用鋼材を素材として、例えば、素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、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、冷間鍛造前の素材の高さを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。 (C) Manufacturing method of cold forged nitriding parts:
The steel composition for cold forging and nitriding having the chemical composition described in the item (A) and the structure described in the item (B) and the V content in the precipitate obtained by the extraction residue analysis, for example, the material is in a cylindrical shape In this case, after cold forging is performed at a compression rate of 50% or more, nitriding is performed at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours, whereby a desired cold forging and nitriding part can be manufactured. And compression ratio, the height of the pre-cold forging material H 0, if the height of the component after cold forging and is H, represented by {(H 0 -H) / H 0} × 100 value It is.

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。   As described above, the nitriding conditions to be applied after cold forging are preferably set at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours in order to utilize strengthening by age hardening in addition to strengthening by work hardening. .

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。   When the temperature for nitriding is low and less than 400 ° C., a high surface hardness can be imparted to the cold forged nitriding component, but the effective hardened layer becomes shallow, and it may be difficult to achieve core hardness improvement by age hardening. On the other hand, when the temperature for nitriding is high and exceeds 650 ° C., the effective hardened layer of the cold forged nitriding component becomes deep, but the surface hardness may be lowered and the core hardness may also be lowered. . The temperature for nitriding is more preferably 450 ° C. or higher, and more preferably 630 ° C. or lower.

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。   The nitriding time varies depending on the depth of the effective hardened layer required for the cold forged nitriding component, but if it is less than 1 hour, the effective hardened layer may become shallow. On the other hand, a long time exceeding 30 hours is often not suitable for mass production. The time for nitriding is more preferably 2 hours or more, and more preferably 20 hours or less.

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。 The nitriding method for obtaining the desired cold forged nitriding component is not particularly defined, and gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding, or the like can be used. In the case of soft-nitriding, for example a combination of RX gas in addition to NH 3, NH 3 and RX gas 1: processing may be performed in one of an atmosphere.

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２５０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。   The nitriding time varies depending on the processing temperature. For example, when soft nitriding is performed at 590 ° C., the nitriding time is 9 hours, the surface hardness is 650 or more in HV, the core hardness is 250 or more in HV, and 0.20 mm or more. The effective hardened layer depth can be obtained.

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。 When it is desired to suppress the formation of brittle compounds, or using fluorine gas as a pretreatment for nitridation by NH 3, it is preferable to use a mixed gas of NH 3 and H 2 to nitriding.

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。   Hereinafter, the present invention will be described in more detail by way of examples treated with gas soft nitriding, but the present invention is not limited to these examples.

表１に示す化学成分を有する鋼１〜１９を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。   Steels 1 to 19 having chemical components shown in Table 1 were melted by a 180 kg vacuum melting furnace and cast into an ingot.

表１中の鋼１〜１３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１４〜１９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。   Steels 1 to 13 in Table 1 are steels according to examples of the present invention whose chemical composition is within the range defined by the present invention, while Steels 14 to 19 are out of the conditions defined by the present invention for chemical composition. It is steel of a comparative example.

上記の比較例の鋼のうちで鋼１４は、ＪＩＳ Ｇ ４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。   Among the steels of the above comparative examples, the steel 14 is steel corresponding to SCr420H defined in JIS G 4052 (2008).

Figure 0005682486
Figure 0005682486

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。   Each ingot was homogenized by holding at 1250 ° C. for 5 hours, and then hot forging produced a steel bar having a diameter of 35 mm and a length of 1000 mm and a steel bar having a diameter of 45 mm and a length of 1000 mm.

上記棒鋼のうち、鋼１〜１３および鋼１５〜１９の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、大気中で室温まで冷却する「焼準」を行なった。   Among the steel bars, steels 1 to 13 and steels 15 to 19 were subjected to “normalization” in which the steel bars were held at 950 ° C. for 1 hour and then cooled to room temperature in the atmosphere.

一方、Ｖを含有しない鋼１４の棒鋼は、９２０℃で１時間保持した後、大気中で室温まで冷却する「焼準」を行なった。   On the other hand, the steel 14 steel bar not containing V was held at 920 ° C. for 1 hour and then “normalized” to be cooled to room temperature in the atmosphere.

上記のようにして焼準した棒鋼に対して、鋼１〜１３および鋼１５〜１９の場合は、９５０℃で３０分加熱保持した後に７０℃の油で焼入れを施し、その後１７０℃で１時間の焼戻しを施した。一方、鋼１４の場合は９２０℃で３０分加熱保持した後、同様に７０℃の油で焼入れを施し、その後１７０℃で１時間の焼戻しを施した。   In the case of steels 1 to 13 and steels 15 to 19 with respect to the steel bars normalized as described above, after heating and holding at 950 ° C. for 30 minutes, quenching with oil at 70 ° C. and then at 170 ° C. for 1 hour Tempered. On the other hand, in the case of steel 14, after being heated and held at 920 ° C. for 30 minutes, it was similarly quenched with oil at 70 ° C. and then tempered at 170 ° C. for 1 hour.

各鋼について、上記のようにして焼入れ−焼戻しを施した直径３５ｍｍの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。   About each steel, various test pieces were extract | collected from a part of 35 mm diameter steel bar which gave the quenching and tempering as mentioned above.

具体的には、各鋼について、焼入れ−焼戻しした直径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、焼入れ−焼戻しまま（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。   Specifically, for each steel, a steel bar having a diameter of 35 mm that had been quenched and tempered was cut so-called “crossing”, that is, perpendicular to the axial direction (length direction). Next, after embedding in the resin so that the cut surface becomes the test surface, the cut surface is polished so as to have a mirror finish, and is used for Vickers hardness measurement with quenching and tempering (ie, before cold working) and It was set as the test piece for microstructure observation.

また、各鋼について、焼入れ−焼戻しした直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）から、抽出残渣分析用として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を切り出した。   Moreover, about each steel, the sample of 10 mm x 10 mm x 10 mm was cut out from R / 2 part ("R" represents the radius of a steel bar) of the steel bar 35 mm in diameter quenched and tempered for analysis of extraction residue.

さらに、各鋼について、焼入れ−焼戻しした直径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１に示す切欠き試験片を５個ずつ切り出した。   Further, for each steel, five notch test pieces shown in FIG. 1 are cut out in parallel to the axial direction from the center of a quenched and tempered steel bar having a diameter of 35 mm for measuring the critical compressibility during cold forging. It was.

各鋼について、焼入れ−焼戻しした直径３５ｍｍの棒鋼の残りおよび焼入れ−焼戻しした直径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。   For each steel, the remainder of the quenched and tempered steel bar with a diameter of 35 mm and the hardened and tempered steel bar with a diameter of 45 mm were peeled and strained by cold drawing instead of cold forging. The characteristics after cold forging were evaluated.

すなわち、焼入れ−焼戻しした直径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。   That is, the remainder of the 35 mm diameter steel bar quenched and tempered was peeled to a diameter of 28 mm, pickled and lubricated, and then cold-drawn to a diameter of 15.45 mm.

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。   The diameters of the dies used for the drawing are 26.5 mm, 23.5 mm, 21.5 mm, 19.95 mm, 18.17 mm and 15.45 mm in this order. In addition, the total area reduction rate when performing a drawing process from a diameter of 28 mm to 15.45 mm is 70%.

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。   For each steel, a cold drawn material having a diameter of 15.45 mm obtained as described above was traversed. Next, after embedding in the resin so that the cut surface becomes the test surface, the sample is polished so that the cut surface has a mirror finish, and after the drawing process (that is, after the cold working), a test piece for Vickers hardness measurement Was made.

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２に示す直径１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、さらに、図３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。   Furthermore, for each steel, from the center of the cold drawn material having a diameter of 15.45 mm, a 10 mm diameter round bar test piece shown in FIG. 2 was cut out in parallel to the axial direction for measurement of hardness after nitriding, Further, a coarse notched Ono type rotating bending fatigue test piece shown in FIG. 3 was cut out.

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４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５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。   Similarly, a block test piece having a length of 15.75 mm, a width of 10.16 mm and a thickness of 6.35 mm shown in FIG. 4 is formed in parallel with the axial direction from the center of the cold drawn material (hereinafter referred to as “block test piece”). A ”) and a block test piece (hereinafter referred to as“ block test piece B ”) having a length of 25 mm, a width of 5 mm, and a thickness of 12.5 mm shown in FIG.

図１〜５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。   The unit of dimensions in each of the above-described cut specimens shown in FIGS. 1 to 5 is “mm”, and the finish symbols “▽”, “▽▽” and “▽▽▽” in the figures are JIS B 0601. (1982) is a “triangular symbol” indicating the surface roughness described in Table 1.

「▽▽▽」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。   “3.2S” attached to “▽▽▽” means that the maximum height Rmax is 3.2 μm or less. “Rq: 0.10 to 0.20 μm” attached to “▽” means that the root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) is 0.10 to 0.20 μm. To do.

一方、焼入れ−焼戻しした直径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。   On the other hand, the quenched and tempered steel bar having a diameter of 45 mm was peeled to a diameter of 34.7 mm, subjected to pickling and lubrication, and then cold-drawn to a diameter of 29 mm.

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。   The diameters of the dies used for drawing are 32.88 mm, 30.5 mm, and 29 mm in this order. In addition, the total area reduction rate when performing a drawing process from a diameter of 34.7 mm to 29 mm is 30%.

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。   For each steel, the cold-drawn material with a diameter of 29 mm obtained as described above was cut into a length of 300 mm, and used as a test piece for machinability investigation after drawing (that is, after cold working).

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６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。   Among the test pieces produced as described above, a round bar test piece having a diameter of 10 mm, which is used for measuring the hardness after nitriding, an ono type rotary bending fatigue test piece having a rough notch, a block test piece A, and The block specimen B was nitrided. Specifically, “gas soft nitriding” by the heat pattern shown in FIG. 6 was performed. Note that “120 ° C. oil cooling” indicates that the oil was cooled in oil at an oil temperature of 120 ° C.

「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７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。   The above-notched Ono-type rotating bending fatigue test piece with notches having been subjected to “gas soft nitriding” was finished to produce the Ono-type rotating bending fatigue test piece with notches shown in FIG.

図７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１〜５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。   The unit of dimensions in the notched Ono rotary bending fatigue test piece shown in FIG. 7 is “mm”, and the finish symbols “▽” and “▽▽▽” in the figure are the same as those in FIGS. These are “triangular symbols” indicating the surface roughness described in Table 1 of JIS B 0601 (1982).

「〜」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。   “˜” is a “waveform symbol”, meaning that it is a dough, that is, it remains a “gas soft-nitrided” surface.

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。   The following tests were performed using the test pieces prepared as described above.

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。 Investigation 1: Vickers hardness test before cold working Five points of HV, JIS Z 2244, of one center part and four R / 2 parts of a Vickers hardness measurement specimen before mirror working that was mirror finished. In accordance with “Vickers hardness test-test method” described in (2009), the test force was measured with a Vickers hardness tester at 9.8 N, and the arithmetic average value of 5 points was calculated as the hardness before cold working. did.

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、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるベイナイトの面積率を算出し、５視野の算術平均値をベイナイトの面積率とした。 Investigation 2: Microstructural observation before cold working Corrosion-finished specimen for microstructural observation before cold working was corroded with nital, magnification was 400 times, and R / 2 part was observed in five fields of view with an optical microscope. A “phase” was identified. Moreover, the area ratio of bainite in each visual field was calculated from the obtained microstructure photograph using image analysis software, and the arithmetic average value of five visual fields was defined as the area ratio of bainite.

調査３：抽出残渣分析
抽出残渣分析用として切り出した１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を１０％ＡＡ系溶液中で定電流電気分解した。すなわち、表面の付着物を除去するため、先ず、電流：１０００ｍＡ、時間：２８分の条件で試料について予備電気分解を行なった後、試料表面の付着物をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去し、付着物を除去された試料の質量を測定し、次いで行う電気分解前の試料の質量とした。 Investigation 3: Extraction residue analysis A 10 mm × 10 mm × 10 mm sample cut out for extraction residue analysis was subjected to constant current electrolysis in a 10% AA-based solution. That is, in order to remove the deposits on the surface, first, preliminary electrolysis was performed on the sample under the conditions of current: 1000 mA, time: 28 minutes, and then the deposit on the sample surface was ultrasonically washed in alcohol from the sample. The mass of the sample from which the adhering material was removed was measured, and then the mass of the sample before electrolysis to be performed was used.

次いで、電流：１７３ｍＡ、時間：１４２分の条件で試料を電気分解した。電気分解した試料を取り出し、試料表面の付着物（残渣）をアルコール中で超音波洗浄して試料から除去した。その後、電気分解後の溶液および超音波洗浄に用いた溶液を、メッシュサイズ０．２μｍのフィルターで吸引ろ過して残渣を採取した。付着物（残渣）を除去された試料については質量を測定し、電気分解後の試料の質量とした。そして電気分解前後の試料の質量の測定値の差から、「電気分解された試料の質量」を求めた。   Next, the sample was electrolyzed under the conditions of current: 173 mA and time: 142 minutes. The electrolyzed sample was taken out, and the deposit (residue) on the sample surface was ultrasonically washed in alcohol to remove it from the sample. Thereafter, the electrolyzed solution and the solution used for ultrasonic cleaning were suction filtered with a filter having a mesh size of 0.2 μm to collect a residue. About the sample from which the deposit | attachment (residue) was removed, mass was measured and it was set as the mass of the sample after electrolysis. The “mass of the electrolyzed sample” was determined from the difference in the measured values of the mass of the sample before and after electrolysis.

上記のフィルター上に採取した残渣は、シャーレに移して乾燥させ、質量を測定した後、酸分解処理した。   The residue collected on the filter was transferred to a petri dish, dried, measured for mass, and then subjected to an acid decomposition treatment.

上記の酸分解した溶液を、ＩＣＰ発光分析装置（高周波誘導結合プラズマ発光分光分析装置）によって分析し、「残渣中のＶの質量」を求めた。   The acid-decomposed solution was analyzed with an ICP emission spectrometer (high-frequency inductively coupled plasma emission spectrometer) to determine “the mass of V in the residue”.

そして、各鋼について、上記のようにして求めた「残渣中のＶの質量」を、「電気分解された試料の質量」で除し、百分率表示したものを、「抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量」とした。   Then, for each steel, the “mass of V in the residue” obtained as described above is divided by the “mass of the electrolyzed sample” and expressed as a percentage. V content ”.

調査４：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。 Investigation 4: Vickers hardness test after cold working In the same manner as in the above "Investigation 1", according to JIS Z 2244 (2009), a test piece for measuring Vickers hardness after cold working after mirror finishing was used. HV of 5 points in total, 1 point in the center and 4 points in the R / 2 part, was measured with a Vickers hardness tester with a test force of 9.8 N, and the arithmetic average value of 5 points was the hardness after cold working .

調査５：冷間鍛造での限界圧縮率測定
図１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６０％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。 Investigation 5: Limit compression ratio measurement in cold forging The notch test piece shown in FIG. 1 was cold-compressed until the crack was visually observed in the notch, and the compression ratio when the crack occurred was obtained. . And about 5 test pieces, the compression rate when a crack generate | occur | produced was calculated | required, and the compression rate of the 3rd test piece from the one where this compression rate is low was made into the limit compression rate. And when the critical compression ratio was 60% or more, this was set as the target because it was excellent in cold forgeability.

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。 Investigation 6: Machinability test The outer periphery of a test piece cut to a length of 300 mm after cold drawing to a diameter of 29 mm was turned using an NC lathe to investigate the machinability.

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。切屑処理性によって冷間加工後の被削性を評価した。   Turning uses a carbide tool mainly made of WC without chip breaker, cutting speed: 150 m / min, cutting depth: 0.2 mm, feeding: 0.8 mm / rev, and lubrication with water-soluble lubricant It carried out in the state. The machinability after cold working was evaluated by chip disposal.

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８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。   The chip disposability was evaluated for each steel by selecting the chip having the maximum chip length shown in FIG. 8 from any 10 chips after turning and measuring the length. The chip disposability is defined as “particularly good (」) ”,“ good (◯) ”and“ bad ”(when the chip length is 5 mm or less and over 10 mm or less and over 10 mm, respectively). X) ".

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。   In the case where the chip disposability was evaluated as good or better (◎ or ○), the machinability was considered excellent, and this was the target.

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。 Survey 7: Measurement of core hardness, surface hardness and effective hardened layer depth after nitriding (gas soft nitriding) Crossing the 10 mm diameter round bar test piece that has been gas soft nitrided, the cut surface becomes the test surface After being embedded in the resin, the surface was polished so as to have a mirror finish, and the core hardness was measured using a Vickers hardness tester. Moreover, the surface hardness and the effective hardened layer depth were investigated using the micro Vickers hardness measuring machine.

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。   Specifically, in accordance with JIS Z 2244 (2009), a Vickers hardness with a test force of 9.8 N, a total of 5 HVs of 1 center part and 4 parts of R / 2 part of the mirror-finished test piece. Measured with a thickness tester, the arithmetic average value of 5 points was defined as “core hardness”.

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。   Using the same embedded sample, in accordance with JIS Z 2244 (2009) in the same manner as above, a micro Vickers hardness tester sets the test force to 0.98 N and a depth of 0.01 mm from the surface of the test piece. Arbitrary 10 points of HV at the position were measured, and the values were arithmetically averaged to obtain “surface hardness”.

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。   Furthermore, using the same embedded sample, HV was measured sequentially from the surface of the test piece mirror-finished with a test force of 1.96 N using a micro Vickers hardness measuring machine in accordance with JIS Z 2244 (2009). A distribution map was created. And the distance from the surface to the position which becomes 550 in HV was made into the "effective hardened layer depth."

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４４０ＭＰａ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。 Survey 8: Ono type rotating bending fatigue test Using the Ono type rotating bending fatigue test piece finished after nitriding (soft nitriding), the Ono type rotating bending fatigue test was conducted under the following test conditions, and the number of repetitions was 10 7 times. The maximum strength at which fracture does not occur was defined as “rotary bending fatigue strength”. When the rotational bending fatigue strength was 440 MPa or more, the rotational bending fatigue strength was considered to be excellent, and this was targeted.

・温度：室温、
・雰囲気：大気中、
・回転数：３０００ｒｐｍ。 ・ Temperature: Room temperature,
・ Atmosphere: In air
-Number of rotations: 3000 rpm.

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９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。 Investigation 9: Investigation of wear resistance The wear resistance was investigated by a block-on-ring wear test. That is, as shown in FIG. 9, a nitrided (soft-nitrided) block test piece A having a length of 15.75 mm and a thickness of 6.35 mm (hereinafter referred to as “test surface”) is pressed against the ring test piece. The wear test was carried out by rotating the ring specimen.

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。   Specifically, after putting 100 ml of a commercially available automatic transmission oil as a lubricating oil in the test chamber and raising the temperature to 90 ° C., the test surface of the block test piece A is pressed against the ring test piece with a test force of 1000 N. The ring specimen was rotated at a sliding speed of 1 m / sec until the total sliding distance reached 8000 m.

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１０に示す形状に試験片を切り出し、図１１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１０に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。   The above-mentioned ring test piece is cut out from a 45 mm diameter steel bar of SCM420 defined in JIS G 4053 (2008), with the steel bar aligned in the axial direction, and cut into a shape generally shown in FIG. “Gas carburizing and quenching-tempering” was performed according to the heat pattern shown, and then the outer peripheral portion was ground by 100 μm and finished to the shape shown in FIG.

図１０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。   The unit of dimension in the above-mentioned ring test piece shown in FIG. 10 is “mm”, and the finish symbol “▽” in the figure represents the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). This is a “triangular symbol”. In addition, “Rq: 0.15 to 0.35 μm” attached to “▽” means that the root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) is 0.15 to 0.35 μm. Means.

図１１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。   “Cp” in FIG. 11 represents a carbon potential. Further, “80 ° C. oil cooling” indicates that the oil is cooled by being put into oil having an oil temperature of 80 ° C.

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１２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。   After completion of the block-on-ring wear test, the test surface of the block test piece A is measured with a surface roughness meter, as shown by arrows 1, 2 and 3 in FIG. The maximum difference between the non-contact portion and the contact portion in the cross-sectional curve was taken as the wear depth. In addition, it measured for each three places and made the average value the wear depth. If the wear depth at this time was 10.0 μm or less, it was judged that the wear resistance was excellent, and this was the target.

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。   The above “non-contact part” and “contact part” refer to “non-contact part” and “contact part” with the ring test piece.

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１３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１４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１４に示す形状に試験片を切り出した。図１１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１４に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。 Investigation 10: Investigation of deformation resistance Deformation resistance was investigated by an indentation test. That is, as shown in FIG. 13, an indentation test having the shape shown in FIG. 14 is performed on a surface (hereinafter referred to as “test surface”) having a length of 25 mm and a thickness of 12.5 mm of the nitrided (soft-nitrided) block test piece B. The jig was pushed in and the deformation resistance was investigated. The indentation test jig is similar to the ring test piece of the block-on-ring wear test, and is made of a steel bar of 45 mm in diameter of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008). A test piece was cut into the shape shown in FIG. “Gas carburizing and quenching-tempering” by the heat pattern shown in FIG. 11 was performed, and then the outer peripheral portion was ground by 100 μm and finished to the size and shape shown in FIG.

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９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５．０μｍ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。   Specifically, the indentation test jig was pushed into the test surface of the block test piece B with a test force of 5000 N using a hydraulic servo tester. After releasing the test force, the amount of indentation deformation on the test surface of the block test piece B was measured at each of three locations with a surface roughness meter in the same manner as in Investigation 9, and the average value of the three locations was taken as the amount of indentation deformation. If the indentation deformation amount was 5.0 μm or less, it was judged that the deformation resistance was excellent, and this was the target.

図１４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。   The unit of the dimension in the above indentation test jig shown in FIG. 14 is “mm”, and the finish symbol “▽” in the figure is the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). Is a “triangular symbol”. In addition, “Rq: 0.10 to 0.20 μm” attached to “▽” means that the root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) is 0.10 to 0.20 μm. Means.

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４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。   Table 2 shows the test results of the surveys 1 to 6 and Table 3 collectively shows the test results of the surveys 7 to 10, respectively. However, Table 3 also shows the hardness (HV) after the cold working in Investigation 4, the core hardness (HV) after nitriding (gas soft nitriding) and the hardness after the cold working (HV). Is shown as age hardening amount (ΔHV) by nitriding.

上記の各試験結果のうち、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、図１５に示す。   Of the above test results, the relationship between Fn1 and the critical compression ratio in cold forging in Investigation 5 is summarized and shown in FIG.

図１６と図１７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。   FIGS. 16 and 17 respectively show the relationship between Fn2 and the core hardness (HV) after nitriding in Survey 7 and the relationship between Fn2 and the amount of indentation deformation in Survey 10.

図１８〜２０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。   18 to 20, the relationship between the surface hardness (HV) after nitriding in Fn3 and Survey 7, the relationship between Fn3 and rotational bending fatigue strength in Survey 8, and the relationship between Fn3 and wear depth in Survey 9 are arranged. Show.

Figure 0005682486
Figure 0005682486

Figure 0005682486
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表２および表３から、窒化前の素材が本発明で規定する条件を満たす本発明例の試験番号１〜１３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。   From Table 2 and Table 3, in the case of Test Nos. 1 to 13 of the present invention example where the material before nitriding satisfies the conditions specified in the present invention, cold forgeability, machinability after cold working and deformation resistance It has excellent and high rotational bending fatigue strength and excellent wear resistance.

上記の本発明例のうちでも、ＰｂおよびＣａを含有する鋼８を用いた試験番号８、ＳｅおよびＳｂを含有する鋼９を用いた試験番号９、Ｔｅを含有する鋼１２を用いた試験番号１２、Ｂｉ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一層優れることが明らかである。   Among the examples of the present invention, test number 8 using steel 8 containing Pb and Ca, test number 9 using steel 9 containing Se and Sb, test number using steel 12 containing Te. 12 and test number 13 using steel 13 containing Bi are all clearly superior in machinability after cold working.

これに対して、比較例の試験番号１４は、用いた鋼１４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１７５で、本発明の「１６０以下」という規定から外れており、さらに、組織がベイナイトとマルテンサイトの混合組織であるため、限界圧縮率が３５％であって冷間鍛造性に劣っているとともに、冷間加工後の被削性にも劣っている。また、鋼１４のＦｎ２は０で、本発明で規定する「２０〜８０」から外れるため、押し込み変形量が５．３μｍと大きく耐変形性にも劣っている。さらに、鋼１４はＶを含有しておらず、Ｆｎ３も１２２で、本発明の「１６０以上」という規定から外れるため、曲げ疲労強度が３７０ＭＰａと低く、また、摩耗深さが１２．８μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。   On the other hand, in the test number 14 of the comparative example, both the C and N contents of the steel 14 used exceeded the range specified in the present invention, and Fn1 was 175, which is “160 or less” of the present invention. Furthermore, because the structure is a mixed structure of bainite and martensite, the critical compression ratio is 35%, which is inferior in cold forgeability, and also in machinability after cold working. Inferior. Moreover, since Fn2 of steel 14 is 0 and deviates from “20 to 80” defined in the present invention, the amount of indentation deformation is as large as 5.3 μm and inferior in deformation resistance. Furthermore, since the steel 14 does not contain V and Fn3 is 122, which is outside the definition of “160 or more” of the present invention, the bending fatigue strength is as low as 370 MPa, and the wear depth is as large as 12.8 μm. It is inferior in wear resistance.

試験番号１５は、用いた鋼１５のＦｎ１が１８１で、本発明の「１６０以下」という規定から外れるため、限界圧縮率が３３％であって冷間鍛造性が劣っている。   In Test No. 15, Fn1 of the steel 15 used is 181 and is out of the definition of “160 or less” of the present invention, so that the critical compression ratio is 33% and the cold forgeability is inferior.

試験番号１６は、用いた鋼１６のＦｎ２が１４で、本発明で規定する「２０〜８０」から外れ、時効硬化量が小さく、押し込み変形量が５．２μｍと大きく耐変形性に劣っている。   Test No. 16 has 14 Fn2 of the steel 16 used, which is out of “20-80” defined in the present invention, has a small age-hardening amount, a large indentation deformation amount of 5.2 μm, and is inferior in deformation resistance. .

試験番号１７は、用いた鋼１７のＦｎ３が９７で、本発明の「１６０以上」という規定から外れるため、曲げ疲労強度が３７０ＭＰａと低く、さらに、摩耗深さが１３．０μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。   Test No. 17 is Fn3 of steel 17 used, which is 97 and deviates from the definition of “160 or more” of the present invention. Therefore, the bending fatigue strength is as low as 370 MPa, and the wear depth is as large as 13.0 μm. Also inferior.

試験番号１８は、用いた鋼１８のＶ含有量が０．５９％と本発明の範囲から外れ、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．２０％と本発明の範囲から外れるため、限界圧縮率が５５％であって冷間鍛造性が劣っている。   Test No. 18 is because the V content of the steel 18 used is 0.59%, which is out of the range of the present invention, and the V content in the precipitate by the extraction residue analysis is 0.20%, out of the range of the present invention. The critical compressibility is 55% and the cold forgeability is inferior.

試験番号１９は、用いた鋼１９のＦｎ２が１９と本発明の範囲から外れるため、押し込み変形量が５．１μｍと大きく耐変形性に劣っている。また、Ｆｎ３が１２５と本発明の範囲から外れるため、摩耗深さが１１．０μｍと大きく耐摩耗性に劣っている。さらにＦｎ４が６１と本発明の範囲から外れるため、冷間加工後の被削性にも劣っている。そして、ベイナイトの面積率が５％と本発明の範囲から外れるため、曲げ疲労強度も４３０ＭＰａであり、目標に達しなかった。   In Test No. 19, Fn2 of the steel 19 used was 19 and deviated from the scope of the present invention, so that the indentation deformation amount was as large as 5.1 μm and the deformation resistance was poor. Moreover, since Fn3 is out of the range of the present invention of 125, the wear depth is as large as 11.0 μm and the wear resistance is poor. Further, since Fn4 is 61, which is out of the scope of the present invention, the machinability after cold working is also inferior. And since the area ratio of bainite is 5%, which is out of the range of the present invention, the bending fatigue strength is also 430 MPa, which did not reach the target.

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。   The steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has high core hardness and high surface hardness on parts subjected to cold forging and nitriding treatment. And a deep effective hardened layer depth can be provided. For this reason, it is suitable for using as a raw material of cold forging nitriding components.

Claims (5)

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・ベイナイト組織またはフェライト・パーライト・ベイナイト組織で、かつ、ベイナイトの面積率が３０％を超えて９５％以下であり、吸引ろ過のフィルタメッシュサイズを０．２μｍとした抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下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×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）
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。 In mass%, C: 0.01 to 0.15%, Si: 0.35% or less, Mn: 0.10 to 0.90%, P: 0.030% or less, S: 0.030% or less, Cr: 0.50 to 2.0%, V: 0.10 to 0.50%, Al: 0.01 to 0.10%, N: 0.0080% or less and O: 0.0030% or less The balance consists of Fe and impurities. Further, Fn1 represented by the following formula (1) is 160 or less, Fn2 represented by the following formula (2) is 20 to 80, and the following formula (3) is used. Fn3 represented is 160 or more and Fn4 represented by the following formula (4) has a chemical composition of 90 to 170, the structure is a ferrite bainite structure or a ferrite pearlite bainite structure, and area ratio of bainite is 95% or less than 30% of the suction filtration filter mesh rhino Wherein the V content of precipitates by extraction residue analysis was 0.2μm to is less than 0.10%, cold鍛窒of steel material.
Fn1 = 399 × C + 26 × Si + 123 × Mn + 30 × Cr + 32 × Mo + 19 × V (1)
Fn2 = (669.3 × log e C−1959.6 × log e N−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)
However, C, Si, Mn, Cr, Mo, V, N, Al, Cu and Ni in the above formulas (1) to (4) mean the content in mass% of the element. 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。   The steel for cold forging and nitriding according to claim 1, characterized in that, in place of a part of Fe, by mass%, Mo: 0.50% or less is contained. 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。   It replaces with a part of Fe and contains 1 or more types selected from Cu: 0.50% or less and Ni: 0.50% or less by the mass%, The claim 1 or 2 characterized by the above-mentioned. Steel for cold forging and nitriding. 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。   Instead of a part of Fe, it contains one or more selected from Ti: 0.20% or less, Nb: 0.10% or less, and Zr: 0.10% or less in mass%. The steel material for cold forging and nitriding according to any one of claims 1 to 3. 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。   Instead of a part of Fe, in mass%, Pb: 0.50% or less, Ca: 0.010% or less, Bi: 0.30% or less, Te: 0.30% or less, Se: 0.30% The steel material for cold forging and nitriding according to any one of claims 1 to 4, further comprising at least one selected from the following and Sb: 0.30% or less.
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