JP5768734B2

JP5768734B2 - 冷鍛窒化用圧延鋼材

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Publication number: JP5768734B2
Application number: JP2012020631A
Authority: JP
Inventors: 雅之堀本; 秀樹今高; 裕也行徳; 佑介臼井
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Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2012-02-02
Filing date: 2012-02-02
Publication date: 2015-08-26
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Also published as: JP2013159794A

Description

本発明は、冷間鍛造窒化用圧延鋼材に関する。詳しくは、事前に熱処理することなく圧延ままの状態で冷間鍛造でき、冷間鍛造後に切削加工が施される場合には切削抵抗が低く被削性に優れ、しかも、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品（以下、「冷鍛窒化部品」という。）に、高い芯部硬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間鍛造窒化用圧延鋼材（以下、「冷鍛窒化用圧延鋼材」という。）に関する。「冷鍛窒化用圧延鋼材」とは、冷間鍛造と窒化を施して用いる圧延ままの状態の鋼材を指す。

本発明でいう「窒化」には「Ｎを侵入・拡散させる」厳密な意味での「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。

自動車の摺動部品は、一般的に、熱間鍛造後に切削加工を施し、その後さらに浸炭焼入れなどの表面硬化熱処理を施して製造されている。しかし、近年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、熱間鍛造や浸炭焼入れのような高い温度での保持を必要とする製法から、冷間鍛造や、窒化、軟窒化のような常温または従来よりも低い温度での熱処理を用いた製法への転換が要望されている。

しかしながら、従来の窒化用鋼には、次に示すような問題があった。

〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入れ処理を行なわない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化熱処理である。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、この場合には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となる。

〈２〉軟窒化は５００〜６５０℃前後の温度域に数時間保持しながら、部品表面から窒素および炭素を侵入・拡散させる表面硬化熱処理である。しかし、部品の芯部はこの温度域に数時間保持されることで焼戻しを受けるため軟化しやすい。このため、軟窒化した部品に高面圧が負荷された場合、内部で、負荷応力が部品の降伏強度を超えてしまうことがある。この時、接触面はへこんで変形する。

そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献１〜４に窒化に関する技術が開示されている。

特許文献１に、圧延後の硬さがビッカース硬さで２００以下であって、軟窒化性と冷間鍛造性が優れた軟窒化用鋼を提供することを目的とする「冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼」が開示されている。上記の「軟窒化用鋼」は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５５％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．００％、Ｖ：０．０２〜０．３５％およびＡｌ：０．００５〜０．０５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．０２〜０．３５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなるものである。

特許文献２に、軟窒化処理前の冷間鍛造性を高め、軟窒化処理後に十分な耐ピッチング性をもつ「冷間鍛造性および耐ピッチング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、Ｃｕ：２．０％以下（０％を含まない）、Ｎｉ：２．０％以下（０％を含まない）を含有する低炭素鋼で、必要に応じてさらに、Ａｌ、Ｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｚｒ、Ｔｅ、ＢｉおよびＰｂのうちの１種以上を含有するものである。

特許文献３に、「冷間鍛造−軟窒化による機械部品の製造方法」が開示されている。上記の「機械部品の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１５〜０．３０％、Ｓｉ：０．２％以下、Ｍｎ：０．４〜１．５％、Ｃｒ：０．６〜１．５％、ｓ−Ａｌ：０．０５〜０．２０％およびＶ：０．０５〜０．３０％を含有し、残部が実質的にＦｅからなる合金組成を有する窒化鋼を、
１）一時均熱：９００±１５℃に加熱
２）中間冷却：１０℃／秒の以下の速度で冷却
３）二次均熱：６８０±３０℃に加熱
した後、冷間鍛造により部品形状を与え、５００〜６５０℃におけるガス軟窒化により表面を硬化させることからなる製造方法である。

特許文献４に、軟窒化処理により、高い表面硬さと深い有効硬化深さを得られ、冷鍛性、疲労寿命、耐ピッチング性において優れた「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：０．２５％以下、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．３０〜０．９０％、Ｓ：０．０２０％以下、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、Ａｌ：０．０３０〜０．５００％、Ｖ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．１０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、残部がＦｅ及び不純物元素から成り、Ｔｉ／Ｎが４以上を満足するものである。

特開平５−１７１３４７号公報特開平１０−３０６３４３号公報特開２００６−６３３７８号公報特開平９−７１８４１号公報

塑性と加工、Ｖｏｌ．２２、Ｎｏ．２４１（１９８１）、ｐｐ．１３９−１４４Ｋ．Ｏｓａｋａｄａｅｔａｌ．：ＡｎｎａｌｓｏｆｔｈｅＣＩＲＰ、ｖｏｌ．３０（１９８１）Ｎｏ．１、ｐ．１３５

前述のとおり「冷鍛窒化部品」には、冷間鍛造および必要に応じて切削加工が施され、その後、窒化処理が施される。なお、部品によっては、冷間鍛造の自由端を、軽切削または研磨によって仕上げることもある。

前述の特許文献１で開示されている鋼は、大きな加工度で冷間鍛造を行うと、必ずしも表面粗さを小さくすることができない。このため、表面粗さが大きい場合には、部品によっては、冷間鍛造の自由端に生じた凹凸を、軽切削や研磨によって除去できないことがある。

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

特許文献３で開示されている製造方法は、圧延後の鋼材に対して前記１）〜３）という熱処理を施してから部品形状に冷間鍛造し、その後ガス軟窒化して表面を硬化させる技術である。つまり、冷間鍛造前に、圧延後の鋼材を熱処理する必要があるので、工程が複雑になることに加えて、コストも嵩んでしまう。

特許文献４で開示されている鋼は、冷間鍛造時の変形抵抗に関する検討はなされているものの、大きな加工度で冷間鍛造を行うと、必ずしも表面粗さを小さくすることができない。このため、表面粗さが大きい場合には、部品によっては、冷間鍛造の自由端に生じた凹凸を、軽切削や研磨によって除去できないことがある。

なお、冷間鍛造で成形加工された部品の場合には、コスト削減のために切削加工の工程を省略することが望ましい。しかしながら、全ての冷間鍛造後の部品について、切削加工の工程を省略することは難しい。したがって、冷間鍛造後の部品は、切削抵抗が低く被削性に優れるものであることも求められる。

本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、事前に熱処理することなく圧延ままの状態で冷間鍛造でき、冷間鍛造後の表面粗さが小さく、さらに冷間鍛造後に切削加工が施される場合には切削抵抗が低くて被削性に優れ、しかも、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さを具備させることが可能で、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圧延鋼材を提供することを目的とする。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々調査、研究を重ねた。その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｈ）の知見を得た。

（ａ）事前に熱処理することなく圧延ままの状態で冷間鍛造できるという優れた冷間鍛造性を付与するためには、鋼材の硬さを低くしてビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」ということがある。）で１６０以下にすればよい。

（ｂ）圧延ままの鋼材の硬さをＨＶで１６０以下にするには、ミクロ組織をフェライトとパーライトからなる混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」ともいう。）にすればよい。

（ｃ）冷間鍛造後の表面粗さには冷間鍛造前の鋼材のフェライト粒径が影響する。フェライト粒径を小さくすることによって、冷間鍛造の自由端に生じた凹凸を軽切削または研磨で除去することができる。

（ｄ）冷間鍛造、冷間引抜きなど冷間加工の種類を問わず、真ひずみで０．５以上の冷間加工を加えれば、圧延ままの鋼材の硬さに拘わらず、加工硬化によるＨＶの増分（以下、ＨＶの増分を「ΔＨＶ」という。）は５０以上となって、冷間加工前と比べて、切削加工時の切削抵抗が低減する。しかし、冷間加工前の鋼材の硬さが過度に低い場合は、冷間加工後も硬さが低く「むしれ」が生じやすくなるため、上記冷間加工による切削抵抗低減効果は小さく、また、却って切削抵抗が高くなることさえあって、この場合には被削性が低下する。なお、「むしれ」とは、切削加工時に被処理材が刃物に粘着しやすくなり、そのままむしり取られる現象をいう。

（ｅ）鋼材のＨＶは、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮの含有量で規定される式と相関を有する。そして、その式の値を特定の範囲に調整すれば、圧延ままの鋼材に優れた冷間鍛造性を具備させることができ、また、冷間鍛造後に切削加工する際に「むしれ」の発生が抑制されて切削抵抗を低減することができるので、良好な被削性が確保される。

（ｆ）前述した自動車の摺動部品には、摺動時に塑性変形し難いことが要求され、塑性変形のし難さは、部品の芯部硬さに依存する。そして、その芯部硬さは、冷間鍛造時の加工硬化により増大させることができ、上記のように、真ひずみで０．５以上の冷間加工を加えれば、圧延ままの鋼材の硬さに拘わらず、加工硬化によるΔＨＶは５０以上になる。

（ｇ）軟窒化処理温度である５００〜６５０℃での数時間の保持中に部品は焼戻しされることになるので、上記の加工硬化によるΔＨＶは低下する。しかし、上記５００〜６５０℃の温度域でＶＣやＭｏ₂Ｃを析出させれば、それらの析出硬化作用によって、逆に芯部の硬さを上昇させることができる。

（ｈ）上記窒化処理温度での析出硬化作用を活用して、つまり、ＶをＶＣとしておよび／またはＭｏをＭｏ₂Ｃとして析出させ、窒化処理による芯部のΔＨＶを適正な範囲に維持して芯部硬さを高めるには、Ｃ、ＭｏおよびＶの含有量で規定される式の値を特定の範囲に調整すればよい。

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）〜（４）に示す冷鍛窒化用圧延鋼材にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％およびＡｌ：０．０２５〜０．０９０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下であり、さらに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が５．０〜１０．０、下記の(2)式で表されるＦｎ２が１．８〜９．０である化学組成を有し、ミクロ組織がフェライト・パーライト組織で、フェライトの面積割合が７０％以上であり、かつ、フェライトの平均粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用圧延鋼材。
Ｆｎ１＝３５（Ｃ＋Ｎ）＋５（Ｓｉ＋Ｍｎ）＋Ｃｒ＋３（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋４（Ｍｏ＋Ｖ）・・・(1)
Ｆｎ２＝｛Ｖ＋（９／２０）Ｍｏ｝／Ｃ・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。

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

（３）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＺｒ：０．５０％以下のうちの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圧延鋼材。

（４）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの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圧延鋼材。

なお、残部としての「Ｆｅおよび不純物」における「不純物」とは、鋼材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。

「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトからなる混合組織を指す。

本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、鋼材を事前に熱処理することなく圧延のままで冷間鍛造でき、冷間鍛造後の表面粗さが小さく、さらに冷間鍛造後に切削加工が施される場合には切削抵抗が低くて被削性に優れ、しかも、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さを具備させることが可能である。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。

実施例で冷間鍛造性および冷間鍛造後の側面の表面粗さを測定するのに用いた平滑試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。実施例で軟窒化処理後の芯部硬さを測定するのに用いたブロック状試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は、「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」と記載の箇所を除いて「ｍｍ」である。実施例で図２のブロック状試験片に施した、ガス軟窒化処理のヒートパターンを示す図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査１における圧延後の鋼材の硬さ（ＨＶ）との関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査５における冷間引抜き加工後の切削抵抗（主分力）との関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と、実施例の調査５および調査６におけるガス軟窒化処理前後のΔＨＶ、つまり「軟窒化処理後のＨＶ−冷間引抜き加工後のＨＶ」との関係を整理した図である。

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

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．０６〜０．１５％
Ｃは、冷鍛窒化部品の強度確保のために必須の元素であり、０．０６％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すぎて冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設けて、Ｃの含有量を０．０６〜０．１５％とした。冷間鍛造性がより重視されるときは、Ｃの含有量は０．１３％以下にすることが好ましい。

Ｓｉ：０．０２〜０．３５％
Ｓｉは、脱酸作用を有する。この効果を得るには、０．０２％以上のＳｉ含有量が必要である。しかし、Ｓｉの含有量が多すぎると、フェライトが硬くなり冷間鍛造性を低下させる。このため、上限を設けて、Ｓｉの含有量を０．０２〜０．３５％とした。なお、Ｓｉの含有量は０．１５％以下にすることが好ましい。

Ｍｎ：０．１０〜０．９０％
Ｍｎは、冷鍛窒化部品の強度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Ｍｎ含有量が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、フェライトの硬さが高くなりすぎて冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設けて、Ｍｎの含有量を０．１０〜０．９０％とした。なお、冷間鍛造性が重視される場合には、Ｍｎの含有量は０．７０％以下にすることが好ましい。

Ｓ：０．０３０％以下
Ｓは、鋼に不純物として含有される元素である。また、Ｓは含有すると、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる作用を有するものの、その含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．０３０％とした。なお、Ｓの含有量は、被削性がより重視されるときは、０．０１０％以上にすることが好ましく、また冷間鍛造性が重視される場合は、０．０１５％以下とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．５０〜２．０％
Ｃｒは、窒化での表面硬さを高め、冷鍛窒化部品の耐摩耗性を向上させる効果がある．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。なお、冷間鍛造性がより重視される場合には、Ｃｒの含有量は１．５％以下とすることが好ましい。

Ｖ：０．１０〜０．５０％
Ｖは、窒化温度域でＣと結合し、ＶＣとして析出することで、窒化後の芯部硬さを向上させる効果がある。この効果を得るには、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くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、上限を設けて、Ｖの含有量を０．１０〜０．５０％とした。なお、Ｖの含有量は０．４０％以下とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１０〜０．０９０％
Ａｌは、窒化での表面硬さを高め、冷鍛窒化部品の耐摩耗性を向上させる効果がある。この効果を得るには、Ａｌを０．０１０％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、窒化での硬化層が浅くなり耐摩耗性が低下する問題が生じる。そのため、上限を設けて、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０９０％とした。なお、Ａｌの含有量は、０．０２０％以上とすることが好ましく、また０．０５０％以下とすることが好ましい。

本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材の一つは、上述のＣからＡｌ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およびＦｎ２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、鋼材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。

ただし、本発明においては、不純物中のＰ、ＮおよびＯは、厳しく制限する必要があり、その含有量をそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下にする必要がある。

以下、このことについて説明する。

Ｐ：０．０３０％以下
Ｐは、鋼に含有される不純物であり、結晶粒界に偏析して鋼を脆化させ、特に、Ｐの含有量が０．０３０％を超えると、脆化の程度が顕著になる場合がある。したがって、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。なお、Ｐの含有量は０．０２０％以下とすることが好ましい。

Ｎ：０．００８０％以下
Ｎは、鋼に含有される不純物であり、フェライト中に固溶することにより、フェライト硬さを増大させ、冷間鍛造性を低下させる。また、Ｖと結合して固溶温度の高いＶＮを形成するため、固溶Ｖ量が低減し、窒化温度でのＶＣの析出硬化の効果が得にくくなる。そのため、上限を設けて、Ｎの含有量を０．００８０％以下とした。なお、Ｎの含有量は０．００７０％以下とすることが好ましい。

Ｏ：０．００３０％以下
Ｏは、鋼に含有される不純物であり、酸化物系の介在物を形成し、冷間鍛造時の割れの原因となることがある。特に、Ｏの含有量が０．００３０％を超えると、粗大な酸化物が生成して冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｏの含有量を０．００３０％以下とした。なお、Ｏの含有量は０．００２０％以下とすることが好ましい。

本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材の他の一つは、上述のＦｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、ＣｕおよびＮｉのうちの１種以上の元素を含有し、かつＦｎ１およびＦｎ２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。

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

Ｍｏ：０．５０％以下
Ｍｏは、窒化温度でＣと結合して、炭化物（Ｍｏ₂Ｃ）を形成し、窒化後の芯部硬さを増大させる効果がある。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。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。そのため、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、冷間鍛造性が重視される場合、含有させる場合のＭｏの量は０．４０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、いずれも、表面硬さを高める作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒについて説明する。

Ｔｉ：０．５０％以下
Ｔｉは、窒化中に表面から侵入、拡散するＮと結合して窒化物を生成することで表面硬さを高めるのに有効な元素である。したがって、Ｔｉを含有させてもよい。しかしながら、０．５０％を超える量のＴｉを含有させても上記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。そのため、含有させる場合のＴｉの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＴｉの量は０．２０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は０．０５％以上とすることが好ましい。

Ｎｂ：０．５０％以下
Ｎｂは、窒化中に表面から侵入、拡散するＮと結合して窒化物を生成することで表面硬さを高めるのに有効な元素である。したがって、Ｎｂを含有させてもよい。しかしながら、０．５０％を超える量のＮｂを含有させても上記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。そのため、含有させる場合のＮｂの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＮｂの量は０．１０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．０２％以上とすることが好ましい。

Ｚｒ：０．５０％以下
Ｚｒも窒化中に表面から侵入、拡散するＮと結合して窒化物を生成することで表面硬さを高めるのに有効な元素である。したがって、Ｚｒを含有させてもよい。しかしながら、０．５０％を超える量のＺｒを含有させても上記の効果は飽和してコストが嵩むばかりである。そのため、含有させる場合のＺｒの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＺｒの量は０．１０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＺｒの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＺｒの量は０．０２％以上とすることが好ましい。

上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。含有させる場合の合計量は、１．５０％以下であってもよいが、０．４０％以下とすることが好ましい。

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

Ｃｕ：０．３０％以下
Ｃｕは、芯部硬さを増大させる作用を有する。したがって、Ｃｕを含有させてもよい。しかしながら、０．３０％を超えてＣｕを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下することに加えて、熱間脆性が生じやすくなる。そのため、含有させる場合のＣｕの量を０．３０％以下とした。なお、冷間鍛造性が重視される場合、含有させる場合のＣｕの量は０．２０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．１０％以上とすることが好ましい。

Ｎｉ：０．２０％以下
Ｎｉは、芯部硬さを増大させる作用を有する。Ｎｉには、Ｃｕによる熱間脆性の発生を抑制する作用もある。したがって、Ｎｉを含有させてもよい。しかしながら、０．２０％を超えてＮｉを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のＮｉの量を０．２０％以下とした。なお、含有させる場合のＮｉの量は０．１０％以下とすることが好ましい。

一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．０５％以上とすることが好ましい。

上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。ＣｕとＮｉを複合して含有させる場合の合計量は、０．５０％以下であってもよいが、０．３０％以下とすることが好ましい。また、Ｃｕを含有させる場合には、前記したＣｕによる熱間脆性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。

Ｆｎ１：５．０〜１０．０
本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、
Ｆｎ１＝３５（Ｃ＋Ｎ）＋５（Ｓｉ＋Ｍｎ）＋Ｃｒ＋３（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋４（Ｍｏ＋Ｖ）・・・(1)
で表されるＦｎ１が５．０〜１０．０でなければならない。ただし、(1)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ１は、圧延後の鋼材の硬さ（ＨＶ）の指標となるパラメータであり、Ｆｎ１が大きいとＨＶも高くなる。Ｆｎ１が大きくなって、特に、１０．０を超えると、硬さが高くなり過ぎ、冷間鍛造性が低下する。さらに、冷間鍛造後の切削抵抗が増大して、被削性の低下も生じる。しかしながら、Ｆｎ１が１０以下の場合には、圧延後の鋼材の硬さが安定してＨＶで１６０以下になって、事前に熱処理することなく冷間鍛造できるという優れた冷間鍛造性が得られる。一方、Ｆｎ１が過度に小さくなって、特に、５．０を下回ると、圧延後の鋼材の硬さは容易にＨＶで１００を下回るので冷間鍛造性には優れるものの、冷間鍛造後に切削加工する際に「むしれ」が生じやすくなり、切削抵抗が増大して被削性が低下することになる。これらのことから、Ｆｎ１を５．０〜１０．０とした。Ｆｎ１は、６．０以上であることが好ましく、また９．５以下であることが好ましい。

Ｆｎ２：１．８〜９．０
本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、
Ｆｎ２＝｛Ｖ＋（９／２０）Ｍｏ｝／Ｃ・・・(2)
で表されるＦｎ２が１．８〜９．０でなければならない。ただし、(2)式におけるＣ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。

上記のＦｎ２は、冷間鍛造後の窒化による芯部の硬さの増分、つまり、窒化による芯部のΔＨＶの指標となるパラメータである。Ｆｎ２が１．８〜９．０であれば、窒化中に芯部でΔＨＶが２０〜６０という適度の析出硬化が生じるため、冷鍛窒化部品の摺動時における塑性変形量を低減することができる。

Ｆｎ２が１．８未満の場合は、鋼材のＣ含有量に対してＶおよびＭｏの含有量が少なく十分な析出硬化が生じないため、ΔＨＶが２０を下回り、冷鍛窒化部品の摺動時における塑性変形量が大きくなってしまう。また、Ｆｎ２が９．０を超える場合は、鋼材のＶ、Ｍｏの含有量に対して、Ｃの含有量が少なく、やはり十分な析出硬化が生じないため、ΔＨＶが２０を下回って、冷鍛窒化部品の摺動時における塑性変形量が大きくなってしまう。Ｆｎ２は、２．０以上であることが好ましく、また８．０以下であることが好ましい。

（Ｂ）ミクロ組織
（Ｂ−１）相
本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、ミクロ組織（相）が、フェライト・パーライト組織でなければならない。たとえ、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有していても、ミクロ組織に、低温変態組織、具体的には、ベイナイトまたは／およびマルテンサイトが含まれる場合には、硬さが高いため、事前に熱処理しなければ冷間鍛造することができないし、冷間鍛造できたとしても、その後の切削加工時の被削性が極めて低下してしまうからである。

フェライト・パーライト組織に占めるパーライトの面積割合が多くなって、特に、５０％を超えると、圧延後の鋼材の硬さがＨＶで１６０を超えて、冷間鍛造性が低下する場合があるため、フェライト・パーライト組織における主相（つまり、面積割合で５０％を超える相）は、フェライトであることが好ましい。フェライト・パーライト組織において、フェライトの面積割合が７０％以上であれば、極めて好ましい。

なお、鋼が前記（Ａ）項に記載の化学組成を有している場合、、例えば、後述する製造方法によれば、フェライト・パーライト組織に占めるフェライトの面積割合の上限は、８５％程度となる。既に述べたように、「フェライト・パーライト組織」とは、フェライトとパーライトからなる混合組織を指す。

上記の「相」は、例えば、圧延材から試料を切り出し、適宜の切断面が被検面になるように鏡面研磨した後、ナイタルで腐食してミクロ組織を現出させて、光学顕微鏡を用いて観察することによって同定することができる。また、フェライトの面積割合は、上記の光学顕微鏡観察して撮影した写真を通常の方法で画像処理して求めることができる。

（Ｂ−２）フェライトの平均粒径
本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、ミクロ組織であるフェライト・パーライト組織におけるフェライトの平均粒径が５０μｍ以下でなければならない。たとえ、ミクロ組織が、フェライト・パーライト組織であっても、フェライトの平均粒径が５０μｍを超えると、冷間鍛造後の表面粗さが大きくなるため、冷間鍛造の自由端に生じた凹凸を軽切削または研磨で除去することができないからである。上記フェライトの平均粒径は３０μｍ以下であることが好ましい。

なお、鋼が前記（Ａ）項に記載の化学組成を有している場合、例えば、後述する製造方法によれば、フェライト・パーライト組織におけるフェライトの平均粒径の下限は、１６μｍ程度となる。

上記「フェライトの平均粒径」は、例えば、圧延材から試料を切り出し、適宜の切断面が被検面になるように鏡面研磨した後、ナイタルで腐食してミクロ組織を現出させ、次いで、光学顕微鏡を用いて、倍率１０００倍でランダムに５視野観察して撮影した写真を通常の方法で画像処理して個々のフェライト粒の面積を算出し、円形に換算することによって求めることができる。

本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、例えば、次に述べる方法によって製造することができる。

通常の方法によって、（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼を溶製した後、連続鋳造して鋳片とし、次いで、その鋳片を１２５０℃以上の温度で加熱して分塊圧延して、鋼片を作製する。燃料費が嵩むため、分塊圧延の加熱温度は１３５０℃以下が好ましい。

このようにして得た鋼片を、１０００〜８５０℃の温度域で熱間圧延を開始し、総減面率が５０％以上となるように熱間圧延して仕上げ圧延を行った後、８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度が０．８〜１．５℃／ｓとなる条件で冷却する。なお、上記の「総減面率」は、鋼片面積からの減面率を指す。

そして、本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材を素材として、冷間鍛造によって、例えば、真ひずみで０．５以上、好ましくは０．７以上の加工を施して部品形状にし、必要に応じて切削加工、研磨を施し、その後、通常の方法で４００〜６５０℃で１〜３０時間の窒化処理を施すことによって、冷鍛窒化部品を製造することができる。

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

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

表１中の鋼１〜１１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であり、一方、鋼１２〜２１は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。

各インゴットは、１２５０℃で５時間保持する溶体化処理を施して均質化した後、熱間鍛造によって、直径が５５ｍｍで長さが３００ｍｍの丸棒を製作した。

次いで上記の直径５５ｍｍの各丸棒を、１２５０℃に３０分保持し、孔型圧延機を用いて、鋼５に関しては、１２００〜８５０℃の種々の温度から圧延を開始して、また、その他の鋼に関しては、９００℃から圧延を開始して、いずれも直径３８ｍｍの丸棒に仕上げ、その後空冷した。この時の丸棒表面の８００〜５００℃の温度域における平均冷却速度は０．８〜１．５℃／ｓであった。なお、上記直径５５ｍｍの丸棒を熱間圧延して直径３８ｍｍの丸棒に仕上げた際の総減面率は５２％である。

このようにして得た鋼１〜２１の直径が３８ｍｍの各丸棒から、圧延ままの状態で各種試験片を採取した。

先ず、丸棒を軸方向に対して垂直に切断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨し、この試料を圧延後の硬さ測定および組織観察に供した。

また、冷間鍛造性および冷間鍛造後の側面の表面粗さを測定するために、図１に示す形状の平滑試験片を、丸棒と試験片の軸方向を揃えて軸心部分から切り出した。なお、図１中の寸法の単位は「ｍｍ」であり、また、仕上記号「▽▽」および「▽▽▽」は、ＪＩＳＢ０６０１（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。

さらに、上記のようにして得た鋼１〜２１の直径が３８ｍｍの各丸棒を、圧延ままの状態で直径３５ｍｍにピーリング加工し、酸洗および潤滑処理を施した後、直径が２４．０ｍｍとなるよう冷間で引抜き加工（以下、引抜き加工を単に「引抜き」という。）を施した。なお、直径３５ｍｍから２４．０ｍｍに引抜きした際の総減面率は５３％（平均の真ひずみは０．９に相当）である。

冷間引抜き後の丸棒は、硬さ測定および旋削による切削抵抗測定に供した。さらに、上記引抜き後の丸棒からは、図２に示す形状のブロック状試験片を切り出し、図３に示すヒートパターンでガス軟窒化処理した後、芯部硬さの測定に供した。

なお、図２中の寸法の単位は、「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」と記載の箇所を除いて「ｍｍ」である。また、仕上記号「▽」は、ＪＩＳＢ０６０１（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」を、そして、「▽」に付した「Ｒｑ：０．１０〜０．２０μｍ」は、ＪＩＳＢ０６０１（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。

また、図３における「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。

以下、調査内容について詳しく説明する。

調査１：圧延後の硬さ測定
圧延後の鋼１〜２１の直径３８ｍｍの丸棒の、前記樹脂に埋め込んで鏡面研磨した断面の中心部１点とＲ／２部（「Ｒ」は丸棒の半径を表す。）４点の計５点について、ＪＩＳＺ２２４４（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を測定し、５点の算術平均値を圧延後のＨＶと定義した。なお、圧延後の硬さは、ＨＶで１００〜１６０を目標とした。

調査２圧延後のミクロ組織観察
圧延後の鋼１〜２１の直径３８ｍｍの丸棒の、前記樹脂に埋め込んで鏡面研磨した断面をナイタルで腐食し、倍率を１０００倍として光学顕微鏡で径方向に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を通常の方法で画像処理して、各視野でのフェライトの面積割合を求め、さらに、個々のフェライト粒の面積を算出して円形に換算することで、各視野での平均フェライト粒径を算出した。そして、上記５視野の平均フェライト粒径を算術平均して、フェライトの平均粒径を求めた。

調査３：圧延後の変形抵抗測定
圧延後の鋼１〜２１の直径３８ｍｍの丸棒から採取した図１に示す形状の平滑試験片を冷間圧縮（冷間鍛造）して、変形抵抗を調査した。この時、圧縮面の滑りを拘束するため日本塑性加工学会の冷間据え込み試験法の暫定基準である非特許文献１を参考に、同心円溝付きの圧縮板を用いた。１０％刻みで１０〜７０％の圧縮率（平均の真ひずみは０．１３〜１．４０に相当）で冷間圧縮し、プレスに取り付けられたロードセルでそのときの荷重を計測した。荷重は小坂田らの提案した非特許文献２に準拠して応力に換算した。なお、試験片中心部の相当塑性ひずみの値が１となるときの応力を変形抵抗として定義した。なお、圧延後の変形抵抗は５５０ＭＰａ以下を目標とした。

調査４：冷間鍛造した場合の側面の表面粗さ測定
圧延後の鋼１〜２１の直径３８ｍｍの丸棒から採取した図１に示す形状の平滑試験片を高さ４．２ｍｍまで８０％の圧縮率（平均の真ひずみは２．２３に相当）で冷間圧縮（冷間鍛造）した。この時、圧縮板には平滑な板を用い、圧縮板には事前に二硫化モリブデンを塗布した。高さ４．２ｍｍまで冷間圧縮した試験片は、超音波洗浄した後、側面部の表面粗さを軸方向に測定した。なお、触針先端半径２μｍ、測定長さは１．０ｍｍ、測定速度は０．３ｍｍ／ｓ、傾斜補正は最小自乗曲線補正とし、粗さ曲線を採取した。得られた粗さパラメータのうち、ＪＩＳＢ０６０１（２００１）に記載の最大高さ粗さ（「Ｒ_Z」）を冷間鍛造後の側面の表面粗さとした。なお、冷間鍛造した場合の側面の表面粗さは、Ｒ_Zが１０μｍ以下であることを目標とした。

調査５：冷間引抜き後の硬さ測定
冷間引抜きした直径が２４ｍｍの丸棒を軸方向に対して垂直に切断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、鏡面研磨し、断面の中心部１点とＲ／２部４点の計５点について、ＪＩＳＺ２２４４（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を測定し、５点の算術平均値を冷間引抜き後のＨＶとした。なお、冷間引抜き後の硬さは、ＨＶで２００以上を目標とした。

調査６：冷間引抜き後の切削抵抗測定と「むしれ」発生の調査
冷間引抜きした直径が２４ｍｍの丸棒から長さ４００ｍｍの円柱状試験片を切り出し、旋削加工を実施して、切削抵抗を測定するとともに「むしれ」の発生を調査した。切削条件は、Ｐ２０種の超硬工具を使用して、２０倍に希釈した水溶性エマルジョンによる湿式加工（供給量：２０Ｌ／ｍｉｎ）、切削速度を１５０ｍ／ｍｉｎ、送りを０．２０ｍｍ／ｒｅｖ、切り込み量を０．８ｍｍとした。なお、旋削加工中に超硬工具にかかる反力のうち、円周方向反力である主分力の値を切削動力計で測定し、これを切削抵抗とした。なお、冷間引抜き後の切削抵抗は６００Ｎ以下を目標とした。また、「むしれ」の発生がないことを目標とした。

調査７：ガス軟窒化後の芯部硬さ測定
冷間引抜きした直径が２４ｍｍの丸棒から採取後、図３に示すヒートパターンでガス軟窒化処理した、図２に示す形状のブロック状試験片を中央部で横断し、樹脂に埋め込んで鏡面研磨した。軟窒化表面から３ｍｍ位置にある任意の５点について、ＪＩＳＺ２２４４（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２．９４Ｎとしてビッカース硬さを測定し、５点の算術平均値を軟窒化後の芯部のＨＶとした。なお、軟窒化後の芯部硬さはＨＶで２５０以上を目標とした。

表２に、上記の各試験結果をまとめて示す。なお、表２には、直径５５ｍｍの丸棒を１２５０℃に３０分保持し、孔型圧延機を用いて直径３８ｍｍの丸棒に仕上げた際の圧延開始温度を併記した。

図４に、(1)式で表されるＦｎ１と調査１における圧延後の硬さ（ＨＶ）との関係を整理して、また、図５に、Ｆｎ１と調査５における冷間引抜き後の切削抵抗（主分力）との関係を整理して、それぞれ示す。さらに、図６に、(2)式で表されるＦｎ２と、調査５および調査６における軟窒化処理前後のＨＶの増分（ΔＨＶ）、つまり「軟窒化処理後のＨＶ−冷間引抜き後のＨＶ」との関係を整理して示す。

表２から、本発明で規定する条件を満たす試験記号Ｃ〜Ｐの「本発明例」の場合は、圧延後の特性（硬さ（ＨＶ）、変形抵抗）、冷間鍛造した場合の側面の表面粗さ、冷間引抜き後の特性（硬さ（ＨＶ）、切削抵抗および「むしれ」）、軟窒化処理後の芯部硬さ（ＨＶ）の全てが目標を達成していることが明らかである。

これに対して、本発明で規定する条件から外れた「比較例」の試験記号Ａ、ＢおよびＱ〜Ｚは、目標とする圧延後の特性（硬さ（ＨＶ）、変形抵抗）、冷間鍛造した場合の側面の表面粗さ、冷間引き抜き後の特性（硬さ（ＨＶ）、切削抵抗および「むしれ」）、軟窒化処理後の芯部硬さ（ＨＶ）のいずれかが達成できていない。

すなわち、試験記号ＡおよびＢは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼５を用いて圧延したものであるが、圧延後の平均フェライト粒径がそれぞれ、９７．３μｍおよび８１．５μｍと大きく、本発明で規定する条件から外れているため、冷間鍛造した場合の側面の表面粗さが大きい。

試験記号Ｑは、用いた鋼１２のＣ含有量が０．０２％、Ｆｎ１が４．８であり、いずれも本発明で規定する範囲よりも低いので、圧延後の硬さもＨＶで９８と低い。このため、冷間引抜き後の硬さもＨＶで１９５と低くなって、旋削加工時に「むしれ」が生じて、切削抵抗は７４４Ｎと高い。また、前記鋼１２のＦｎ２が１１．０で、本発明で規定する範囲よりも大いので、軟窒化後の芯部硬さがＨＶで２１３と低い。

試験記号Ｒは、用いた鋼１３のＣｕ含有量が０．５０％、Ｎｉ含有量が０．３０％、Ｆｎ１が１１．１であり、いずれも本発明で規定する範囲よりも高い。このため、圧延後の硬さがＨＶで１８３と高く、また、変形抵抗が５６０ＭＰａと高い。さらに、切削抵抗も６１８Ｎと高い。

試験記号Ｓは、、用いた鋼１４のＮ含有量が０．０１２０％で本発明で規定する範囲よりも高く、Ｆｎ２が１．３で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化後の芯部硬さがＨＶで２１１と低い。

試験記号Ｔは、用いた鋼１５のＶ含有量が０．０５％、Ｆｎ２が０．４であり、いずれも本発明で規定する範囲よりも低い。この結果、軟窒化後の芯部硬さがＨＶで１８９と低い。

試験記号Ｕは、用いた鋼１６のＣ含有量が０．１７％、Ｖ含有量が０．６０％、Ｆｎ１が１２．７であり、いずれも本発明で規定する範囲よりも高い。このため、圧延後の硬さがＨＶで１７５と高く、また、変形抵抗が５５９ＭＰａと高い。さらに、切削抵抗も６０７Ｎと高い。

試験記号Ｖは、用いた鋼１７のＣ含有量が０．１７％、Ｍｎ含有量が１．００％、Ｆｎ１が１４．２であり、いずれも本発明で規定する範囲よりも高い。このため、圧延後の硬さがＨＶで１７８と高く、また、変形抵抗が５９１ＭＰａと高い。さらに、切削抵抗も６１３Ｎと高い。

試験記号Ｗは、用いた鋼１８のＦｎ１が１２．４で本発明で規定する範囲よりも高い。このため、圧延後の硬さがＨＶで１７８と高く、また、変形抵抗が５７７ＭＰａと高い。さらに、切削抵抗も６２０Ｎと高い。

試験記号Ｘは、用いた鋼１９のＦｎ２が１．３で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化処理時の析出硬化量が小さくなって、軟窒化後の芯部硬さは、ＨＶで２３０と低い。

試験記号Ｙは、用いた鋼２０のＦｎ２が１０．４で本発明で規定する範囲よりも高い。このため、軟窒化処理時の析出硬化量が小さくなって、軟窒化後の芯部硬さは、ＨＶで２３０と低い。

試験記号Ｚは、用いた鋼２１のＦｎ１が４．９で本発明で規定する範囲よりも低いので、圧延後の硬さがＨＶで９８と低い。このため、冷間引抜き後の硬さがＨＶで１９６と低くなり、旋削加工時に「むしれ」が生じて、切削抵抗は６６０Ｎと高い。

本発明の冷鍛窒化用圧延鋼材は、鋼材を事前に熱処理することなく圧延ままの状態で冷間鍛造でき、冷間鍛造後の表面粗さが小さく、さらに冷間鍛造後に切削加工が施される場合には切削抵抗が低くて被削性に優れ、しかも、冷間鍛造と窒化の処理を施された部品に、高い芯部硬さを具備させることが可能である。このため、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．０６〜０．１５％、Ｓｉ：０．０２〜０．３５％、Ｍｎ：０．１０〜０．９０％、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０〜２．０％、Ｖ：０．１０〜０．５０％およびＡｌ：０．０２５〜０．０９０％を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、不純物中のＰ、ＮおよびＯがそれぞれ、Ｐ：０．０３０％以下、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下であり、さらに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が５．０〜１０．０、下記の(2)式で表されるＦｎ２が１．８〜９．０である化学組成を有し、ミクロ組織がフェライト・パーライト組織で、フェライトの面積割合が７０％以上であり、かつ、フェライトの平均粒径が５０μｍ以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用圧延鋼材。
Ｆｎ１＝３５（Ｃ＋Ｎ）＋５（Ｓｉ＋Ｍｎ）＋Ｃｒ＋３（Ｃｕ＋Ｎｉ）＋４（Ｍｏ＋Ｖ）・・・(1)
Ｆｎ２＝｛Ｖ＋（９／２０）Ｍｏ｝／Ｃ・・・(2)
ただし、上記の(1)式および(2)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮは、その元素の質量％での含有量を意味する。
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圧延鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．５０％以下、Ｎｂ：０．５０％以下およびＺｒ：０．５０％以下のうちの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圧延鋼材。
Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．３０％以下およびＮｉ：０．２０％以下のうちの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圧延鋼材。