WO2012053541A1 - 冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品 - Google Patents

冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品 Download PDF

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秀樹 今高
雅之 堀本
佑介 臼井
裕也 行徳
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住友金属工業株式会社
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    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
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    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to steel for cold forging and nitriding, steel for cold forging and nitriding, and cold forging and nitriding parts. 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 for cold forging and nitriding suitable for use as a material for a cold forging and nitriding component, and a cold forging and nitriding component using the same.
  • nitriding 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.
  • CVT continuously variable transmissions
  • Typical surface hardening treatments include carburizing quenching, induction quenching, and nitriding.
  • Induction hardening is a process of quenching by rapid heating and cooling in a high temperature austenite region of Ac 3 points or higher.
  • 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
  • medium carbon steel having a higher C content than carburizing steel.
  • medium carbon steel has a higher material hardness than low carbon steel, there is a problem that machinability is lowered.
  • 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., which is 1 point or less of Ac, and the processing time is as short as several hours. Since it is time, it is suitable for mass production.
  • nitriding is a process that is ready for the times.
  • the conventional nitriding steel has the following problems ⁇ 1> to ⁇ 3>.
  • Nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching treatment from a high temperature austenite region, that is, a surface hardening treatment that 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.
  • nitriding soft nitriding is maintained 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.
  • Patent Document 1 and Patent Document 2 disclose a technique related to nitriding.
  • 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.
  • the above-mentioned “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 being Fe And an impurity element.
  • 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.
  • the above-mentioned “manufacturing method of nitriding parts” is in 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 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.
  • 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.
  • 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. .
  • 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.
  • 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 cold forging and nitriding steel and a cold forging and nitriding steel that can be provided with a surface hardness and a deep effective hardened layer depth, and are suitable for use as a material for cold forging and nitriding parts. To do.
  • nitriding is a surface hardening treatment that does not perform quenching treatment from the austenite region, that is, a surface hardening treatment that 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.
  • the present inventors first performed a forming process by cold forging as a method for obtaining a machine structural component without performing high temperature holding such as hot forging and carburizing and quenching. Then, a means for securing the core hardness, surface hardness and effective hardened layer depth necessary as a machine structural component was examined by performing surface hardening treatment by nitriding.
  • the amount of alloying elements can be kept to the minimum necessary to ensure excellent cold forgeability, and high core hardness can be obtained through the combined effect of work hardening by cold forging and age hardening at the nitriding temperature. If possible, we have reached the technical idea that both of the conflicting properties of high core hardness and good cold forgeability can be ensured.
  • Fn1 represented by the following formula (1) is 160 or less
  • Fn2 represented by the formula (2) is 20 to 80
  • a steel for cold forging and nitriding characterized by having a chemical composition in which Fn3 is 160 or more and Fn4 represented by the formula (4) is 90 to 170.
  • Fn1 399 ⁇ C + 26 ⁇ Si + 123 ⁇ Mn + 30 ⁇ Cr + 32 ⁇ Mo + 19 ⁇ V
  • Fn2 (669.3 ⁇ log e C ⁇ 1959.6 ⁇ log e N ⁇ 6983.3) ⁇ (0.067 ⁇ Mo + 0.147 ⁇ V)
  • Fn3 140 ⁇ Cr + 125 ⁇ Al + 235 ⁇ V
  • Fn4 511 ⁇ C + 33 ⁇ Mn + 56 ⁇ Cu + 15 ⁇ Ni + 36 ⁇ Cr + 5 ⁇ Mo + 134 ⁇ V (4)
  • C, Si, Mn, Cr, Mo, V, N, Al, Cu, and Ni mean the content in mass% of the element.
  • “Ferrite / pearlite structure” refers to a mixed structure of ferrite and pearlite
  • ferrite / bainite structure refers to a mixed structure of ferrite and bainite
  • ferrite / pearlite / bainite structure refers to ferrite, pearlite and bainite structure. Refers to mixed tissue. “Area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
  • the steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has a high core in a part subjected to cold forging and nitriding treatment. Hardness, high surface hardness and 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.
  • the unit of the dimension in the figure is “mm”. It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the hardness (HV) before cold working in the investigation 1 of an Example. It is the figure which arranged the relationship between Fn1 represented by (1) Formula, and the deformation resistance in the cold forging in the investigation 5 of an Example. 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 6 of an Example. It is the figure which arranged the relationship between Fn2 represented by (2) Formula, and the core part hardness (HV) after nitriding in the investigation 8 of an Example.
  • HV hardness
  • 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. Therefore, an upper limit is set and the C content is set to 0.01 to 0.15%.
  • the C content is preferably 0.03% or more, and more preferably 0.10% or less.
  • 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. Therefore, an upper limit is set and the Mn content is set to 0.10 to 0.90%.
  • the Mn content is preferably 0.10% or more, and preferably 0.70% or less.
  • S 0.030% or less S is an impurity contained in steel.
  • S is positively contained, it combines with Mn to form MnS and has an effect of improving machinability.
  • the content of S is set to 0.030% or less.
  • the S content is preferably 0.015% or less.
  • the S content is preferably 0.003% or more, and more preferably 0.005% or more.
  • 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.
  • the above effect cannot be obtained if the Cr content is less than 0.50%.
  • the content of Cr exceeds 2.0%, it becomes hard and the cold forgeability deteriorates. Therefore, the Cr content 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 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. Therefore, an upper limit is set and the V content is 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 to 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 0.01% or more of Al. However, if the Al content is too high, not only cold forgeability is reduced by forming hard and coarse Al 2 O 3 , but the effective hardened layer in nitriding becomes shallow and bending fatigue strength and pitching strength are 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% or less
  • N is an impurity contained in steel, and together with C, is combined with an element such as V to form a carbonitride. 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.
  • Fn1 160 or less
  • Fn1 expressed by the equation (1) must be 160 or less.
  • C, Si, Mn, Cr, Mo and V in the formula (1) mean the content in mass% of the element.
  • Fn1 is a parameter serving 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 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.
  • the above Fn3 is a parameter serving as an index of surface hardness, bending fatigue strength, and wear resistance after nitriding.
  • Fn3 can generate nitrides and carbonitrides having high hardness in the vicinity of the surface of the cold forged nitrided part during nitriding, and can improve the surface hardness.
  • Fn3 is preferably 170 or more, and preferably 300 or less.
  • the above Fn4 is a parameter serving as an index of machinability after cold working.
  • One of the steel for cold forging and nitriding of the present invention has a chemical composition in which the balance is composed of Fe and impurities in addition to the above elements.
  • impurities in “Fe and impurities” refers to those mixed from ore, scrap, or production environment as raw materials when industrially producing steel materials.
  • 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. Therefore, even if Mo is added to obtain the above effect, Mo Good. 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.
  • the amount of Mo in the case of inclusion is preferably 0.05% or more.
  • Cu and Ni both have the effect of improving the core hardness. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
  • the above Cu and Ni will be described.
  • Cu 0.50% or less
  • Cu has an action of improving the core hardness, so that Cu may be contained in order to obtain the above effect.
  • 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.
  • the amount of Cu is preferably 0.40% or less.
  • the amount of Cu in the case of inclusion is preferably 0.10% or more.
  • Ni 0.50% or less Since Ni has an action of improving the core hardness, Ni may be contained in order to obtain the above effect. 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.
  • the above Cu and Ni can be contained in only one of them or in a composite of two.
  • 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.
  • Ti, Nb, and Zr all have the effect of refining crystal grains and improving the bending fatigue strength. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
  • the Ti, Nb, and Zr will be described.
  • 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 contained to obtain the above effect. 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.
  • the amount of Ti in the case of inclusion is preferably 0.005% or more.
  • 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, Nb may be included to obtain the above effect. 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.
  • the amount of Nb when contained is preferably 0.020% or more.
  • the amount of Zr when contained is preferably 0.002% or more.
  • the above Ti, Nb, and Zr can be contained alone or in combination of two or more thereof.
  • 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 and Sb all have an effect of improving machinability. For this reason, in order to acquire said effect, you may contain these elements.
  • Pb, Ca, Bi, Te, Se, and Sb will be described.
  • Pb 0.50% or less
  • Pb has an effect of improving machinability. Therefore, Pb may be contained in order to obtain the above effect. 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.
  • the amount of Pb when contained is preferably 0.02% or more.
  • Ca 0.010% or less Ca has an effect of improving machinability. Therefore, Ca may be contained in order to obtain the above effect. 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.
  • the amount of Bi when contained is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Se when contained is preferably 0.005% or more.
  • the amount of Sb when contained is preferably 0.005% or more.
  • the steel for cold forging and nitriding of the present invention has the chemical composition described in the above (A), and the structure is a ferrite pearlite structure, a ferrite bainite structure, or a ferrite pearlite bainite structure, and The area ratio of ferrite is 70% or more, and the V content in the precipitates by extraction residue analysis is specified to be 0.10% or less.
  • the steel for cold forging nitriding has a ferrite-pearlite structure, a ferrite-bainite structure or a ferrite-pearlite-bainite structure
  • the area ratio of low-hardness ferrite decreases, deformation during cold forging As resistance increases, cracking is likely to occur.
  • the area ratio of ferrite in the above structure is 70% or more.
  • the area ratio of ferrite in the above structure is more preferably 80% or more, and preferably 98% or less.
  • the above "area ratio of ferrite” does not include the area ratio of ferrite that forms pearlite together with cementite.
  • the structure is a ferrite-pearlite structure, a ferrite-bainite structure, or a ferrite-pearlite-bainite structure, and the area ratio of ferrite is 70% or more, and the V content in the precipitate by extraction residue analysis
  • hot rolling and / or hot forging for example, heating to 850 to 950 ° C., then cooling to room temperature by forced air cooling Is preferably “normalized” by
  • the cold forged nitriding component of the present invention has a core hardness of 220 or more in HV, a surface hardness of 650 or more in HV, and an effective hardened layer depth. Must be 0.20 mm or more.
  • the core hardness is preferably 230 or more, and 350 or less in HV.
  • the surface hardness is preferably 670 or more in HV, and preferably 900 or less.
  • the effective hardened layer depth is preferably 0.25 mm or more, and preferably 0.50 mm or less.
  • nitriding After performing the cold forging, it is preferable to perform nitriding at 400 to 650 ° C. for 1 to 30 hours in order to utilize the strengthening by age hardening in addition to the strengthening by work hardening.
  • the nitriding temperature 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 is difficult to achieve core hardness improvement by age hardening.
  • the nitriding temperature is high and exceeds 650 ° C.
  • the effective hardened layer of the cold forged nitriding component becomes deep, but the surface hardness is lowered and the core hardness is also lowered.
  • the temperature for nitriding is preferably 450 ° C. or higher, and preferably 630 ° C. or lower.
  • 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 becomes shallow. On the other hand, a long time exceeding 30 hours is not suitable for mass production.
  • the nitriding time is preferably 1 hour or longer, and preferably 20 hours or shorter.
  • the nitriding method for obtaining the cold forged nitriding component of the present invention is not particularly defined, and gas nitriding, salt bath nitriding, ion nitriding, or the like can be used.
  • gas 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.
  • 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, and the surface hardness, core hardness, and effective hardened layer depth described in the above section (C) are set. Obtainable.
  • Steels 1 to 15 in Table 1 are steels according to examples of the present invention whose chemical compositions are within the range specified by the present invention, while Steels 16 to 22 are out of the conditions specified by the present invention for chemical compositions. It is steel of a comparative example.
  • steel 16 is steel corresponding to SCr420H defined in JIS G 4052 (2008).
  • Each ingot was homogenized by holding at 1250 ° C. for 5 hours, and then hot forged to produce 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.
  • a normalized steel bar having a diameter of 35 mm was cut so-called “crossing”, that is, perpendicular to the axial direction (length direction).
  • polishing is performed so that the cut surface has a mirror finish, and it is used for Vickers hardness measurement as normal (ie, before cold working) and for micro A specimen for tissue observation was obtained.
  • test pieces shown in FIG. 1 were cut out in parallel to the axial direction from the center part of the normalized steel bar having a diameter of 35 mm in order to measure deformation resistance at the time of cold forging.
  • five notch test pieces shown in FIG. 2 were cut out in parallel to the axial direction from the center part of the normalized steel bar having a diameter of 35 mm in order to measure the critical compressibility during cold forging.
  • the remainder of the normalized 35 mm diameter steel bar and the normalized 45 mm diameter steel bar were peeled and strained by cold drawing instead of cold forging, and the properties after drawing The properties after cold forging were evaluated.
  • the remainder of the normalized steel bar with a diameter of 35 mm was peeled to a diameter of 28 mm, subjected to pickling and lubrication, and then cold-drawn to a diameter of 15.45 mm.
  • 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.
  • the total area reduction rate when performing a drawing process from a diameter of 28 mm to 15.45 mm is 70%.
  • a cold drawn material having a diameter of 15.45 mm obtained as described above was traversed.
  • 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.
  • 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. 5 is formed in parallel with the axial direction from the center of the cold drawn material (hereinafter referred to as “block test piece”).
  • the normalized 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.
  • the cold-drawn material having 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).
  • 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
  • the block specimen B was nitrided.
  • “gas soft nitriding” by the heat pattern shown in FIG. 7 was performed.
  • 120 ° C. oil cooling indicates that the oil was cooled in oil at an oil temperature of 120 ° C.
  • the unit of dimension in the Ono rotary bending fatigue test piece with a notch shown in FIG. 8 is “mm”, and the two types of finish symbols in the figure are the same as those in FIGS. 1 to 6, respectively. This is a “triangular symbol” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of 0601 (1982).
  • “Waveform symbol” in FIG. 8 means a cloth, that is, the surface remains “gas soft-nitrided”.
  • 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 ⁇ m to collect a residue.
  • 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.
  • the above 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”.
  • Investigation 7 Machinability test After cold drawing to a diameter of 29 mm, the outer periphery of the test piece cut to a length of 300 mm was turned using an NC lathe to investigate the machinability.
  • 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. Using a cutting dynamometer, the machinability after cold working was evaluated by the cutting resistance and chip disposal during turning.
  • the chip disposability was evaluated for each steel by selecting the chip having the maximum chip length shown in FIG. 9 from any 10 chips after turning and measuring the length.
  • the chip disposability is “particularly good ( ⁇ )”, “good ( ⁇ )” and “bad”, respectively, when the chip length is 5 mm or less and exceeds 5 mm and 10 mm or less and exceeds 10 mm. ( ⁇ ) ”.
  • the cutting resistance was small at 640 N or less, and in the case of evaluation ( ⁇ or ⁇ ) that the chip disposability was good or better, it was assumed that machinability was excellent, and this was the target.
  • Investigation 10 Investigation of abrasion resistance The abrasion resistance was investigated by a block-on-ring abrasion test. That is, as shown in FIG. 10, 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.
  • the above-mentioned ring test piece is cut out from a 45 mm diameter steel bar of SCM420 specified 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 using the heat pattern shown, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the shape shown in FIG.
  • the unit of dimension in the above-mentioned ring test piece shown in FIG. 11 is “mm”, and the finishing symbol in the figure is “triangle” indicating the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). Symbol ".
  • “Rq: 0.15 to 0.35 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined by JIS B 0601 (2001) of 0.15 to 0.35 ⁇ m. Means.
  • “Cp” in FIG. 12 represents the carbon potential. Further, “80 ° C. oil cooling” indicates that the oil is cooled in oil at an oil temperature of 80 ° C.
  • the test surface of the block test piece A is measured using 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.
  • Investigation 11 Investigation of deformation resistance Deformation resistance was investigated by an indentation test. That is, as shown in FIG. 14, an indentation test of the shape shown in FIG. 15 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 a 45 mm diameter steel bar of SCM420 specified in JIS G 4053 (2008), as in the case of the ring test piece of the block-on-ring wear test.
  • a test piece was cut into the shape shown in FIG. “Gas carburizing quenching-tempering” by the heat pattern shown in FIG. 12 was performed, and then the outer peripheral portion was ground by 100 ⁇ m and finished to the size and shape shown in FIG.
  • the unit of the dimension in the indentation test jig shown in FIG. 15 is “mm”, and the finishing symbol in the figure indicates the surface roughness described in the explanatory table 1 of JIS B 0601 (1982). "Triangle sign”.
  • “Rq: 0.10 to 0.20 ⁇ m” attached to the triangle symbol has a root mean square roughness “Rq” defined in JIS B 0601 (2001) of 0.10 to 0.20 ⁇ m. Means.
  • Table 2 summarizes the test results of Surveys 1-7
  • Table 3 summarizes the test results of Surveys 8-11.
  • 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 ( ⁇ HV) by nitriding.
  • 19 and 20 show the relationship between Fn2 and the core hardness (HV) after nitriding in Survey 8 and the relationship between Fn2 and the amount of indentation deformation in Survey 11, respectively.
  • 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 Bi-containing steel 13 are all excellent in machinability after cold working.
  • both the C and N contents of the steel 16 used exceeded the range specified in the present invention, and Fn1 was 213, which is “160 or less” of the present invention.
  • Fn1 was 213, which is “160 or less” of the present invention.
  • the area ratio of ferrite in the ferrite / pearlite / bainite structure is 69%, the deformation resistance is 615 MPa, the critical compression ratio is 50%, and the cold forgeability is inferior.
  • the Fn2 of the steel 16 is 0, which is out of “20 to 80” defined in the present invention, and the core hardness after nitriding is 169 at HV lower than the value defined in the present invention.
  • the amount is as large as 6.5 ⁇ m and inferior in deformation resistance.
  • the steel 16 does not contain V, and Fn3 is 124, which is outside the definition of “160 or more” of the present invention, and in addition, the effective hardened layer depth after nitriding is shallower than the value specified by the present invention. Since the surface hardness after nitriding is 566 at HV lower than the value specified in the present invention, the bending fatigue strength is as low as 370 MPa, the wear depth is as large as 12.5 ⁇ m, and the wear resistance is large. Also inferior.
  • Test No. 17 is Fn1 of steel 17 used, which is 178, and deviates from the definition of “160 or less” of the present invention. Therefore, the deformation resistance is 610 MPa, the critical compressibility is 58%, and the cold forgeability is inferior. Yes.
  • Test No. 18 has a Fn2 of 11 used in steel, which is 11 and deviates from “20 to 80” defined in the present invention, the amount of age hardening is small, and the core hardness after nitriding is lower than the value defined in the present invention. It is 209 in HV. Therefore, the amount of indentation deformation is as large as 5.5 ⁇ m, which is inferior in deformation resistance.
  • Test No. 19 has an Fn3 of the steel 19 used of 102, which deviates from the definition of “160 or more” of the present invention. Further, since the surface hardness after nitriding is 560 at HV lower than the value specified in the present invention, the bending fatigue strength is as low as 360 MPa, the wear depth is as large as 13.0 ⁇ m, and the wear resistance is also inferior.
  • Test No. 20 has a V content of 0.55%, which is higher than the value specified in the present invention. Therefore, the V content in the precipitate in the extraction residue is as high as 0.18%, the deformation resistance is 620 MPa, the critical compression ratio is 50%, and the cold forgeability is poor.
  • Test No. 21 has an Fn4 of 86 used in the steel 21 of 86, which is lower than the provision of “90 to 170” of the present invention, so that the chip disposal is poor and the machinability after cold working is inferior.
  • the steel for cold forging and nitriding of the present invention is excellent in cold forgeability and machinability after cold forging, and has a high core in a part subjected to cold forging and nitriding treatment. Hardness, high surface hardness and 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.
  • cold forged and nitrided parts of the present invention are excellent in deformation resistance, bending fatigue strength, and wear resistance, and thus are suitable as parts for machine structures used in automobile transmissions such as gears and pulleys for CVT. Can be used.

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Abstract

　C：0.01～0.15％、Si≦0.35％、Mn：0.10～0.90％、P≦0.030％、S≦0.030％、Cr：0.50～2.0％、V：0.10～0.50、Al：0.01～0.10％、N≦0.0080％及びO≦0.0030％を含み、必要に応じて特定量のMo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、Se、Sbのうちの1種以上を含有し、残部はFe及び不純物からなり、〔399×C＋26×Si＋123×Mn＋30×Cr＋32×Mo＋19×V≦160〕、〔20≦（669.3×logｅC－1959.6×logｅN－6983.3）×（0.067×Mo＋0.147×V）≦80〕、〔140×Cr＋125×Al＋235×V≧160〕及び〔90≦511×C＋33×Mn＋56×Cu＋15×Ni＋36×Cr＋5×Mo＋134×V≦170〕である化学組成を有する冷鍛窒化用鋼は、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、該鋼は冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適である。

Description

冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品
　本発明は、冷鍛窒化用鋼、冷鍛窒化用鋼材および冷鍛窒化部品に関する。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および冷鍛窒化用鋼材、ならびにそれを用いた冷鍛窒化部品に関する。
　本発明でいう「窒化」には、「Ｎを侵入・拡散させる」処理である「窒化」だけではなく、「ＮおよびＣを侵入・拡散させる」処理である「軟窒化」も含む。このため、以下の説明においては、「軟窒化」を含めて単に「窒化」ということがある。
　また、上記の「冷鍛窒化」とは、「冷間鍛造」を行った後、さらに「窒化」処理を施すことを指す。
　歯車、ベルト式無段変速機（以下、「ＣＶＴ」という。）用プーリ等の、自動車のトランスミッションなどに使用される機械構造用部品は、曲げ疲労強度向上、ピッチング強度向上および耐摩耗性向上の点から、通常、表面硬化処理が施される。代表的な表面硬化処理として、浸炭焼入れ、高周波焼入れ、窒化などがある。
　上記のうちで、浸炭焼入れは、一般的に低炭素鋼を使用し、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域でＣを侵入・拡散させた後、焼入れする処理である。浸炭焼入れは、高い表面硬さと深い有効硬化層深さが得られる長所があるが、変態を伴う処理であるため、熱処理変形が大きくなるという問題がある。したがって、高い部品精度が要求される場合には、浸炭焼入れ後に研削、ホーニングなどの仕上加工が必要となる。また、表層に生成する粒界酸化層、不完全焼入れ層などのいわゆる「浸炭異常層」が曲げ疲労などの破壊起点となり、疲労強度を低下させるといった問題もある。
　高周波焼入れは、Ａｃ３点以上の高温のオーステナイト域に急速加熱、冷却して焼入れする処理である。有効硬化層深さの調整が比較的容易である長所があるが、浸炭のようにＣを侵入・拡散させる表面硬化処理ではないため、必要な表面硬さ、有効硬化層深さおよび芯部硬さを得るために、浸炭用鋼に比べＣ量が高い中炭素鋼を使用するのが一般的である。しかしながら、中炭素鋼は素材硬さが低炭素鋼に比べて高いため、被削性が低下する問題があった。また、部品ごとに高周波加熱コイルを作製する必要がある。
　これに対して、窒化は、Ａｃ１点以下の４００～５５０℃前後の温度で、Ｎを侵入・拡散させて高い表面硬さと適度な有効硬化層深さを得る処理である。浸炭焼入れおよび高周波焼入れに比べて処理温度が低いため、熱処理変形が小さい長所がある。
　また、窒化のうちでも軟窒化は、Ａｃ１点以下の５００～６５０℃前後の温度で、ＮおよびＣを侵入・拡散させて高い表面硬さを得る処理であり、処理時間が数時間と短時間であることから大量生産に適した処理である。
　さらに、昨今の地球温暖化抑制を背景とした温室効果ガス削減の潮流に伴い、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温で保持する工程の削減が要望されている。このため、窒化は時代に即応した処理である。
　しかしながら、従来の窒化用鋼には、次の〈１〉～〈３〉に示すような問題があった。
　〈１〉窒化は高温のオーステナイト域からの焼入れ処理を行わない表面硬化処理、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があり、冷間鍛造で成形加工することが困難で、熱間鍛造等による成形加工が必要である。
　〈２〉代表的な窒化用鋼としては、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）に規定されているアルミニウムクロムモリブデン鋼（ＳＡＣＭ６４５）がある。しかし、この鋼はＣｒ、Ａｌなどが表面付近に窒化物を生成するため高い表面硬さを得ることができるものの、有効硬化層が浅いので、高い曲げ疲労強度を確保することができない。
　〈３〉窒化のうちでも軟窒化は、５００～６５０℃前後の温度域で数時間保持するため、部品の芯部は焼戻し軟化しやすい。この結果、高面圧が負荷される部品では、芯部で塑性変形が生じやすくなり、接触面がへこんで変形する。
　そこで、前記した問題点を解消するべく、例えば、特許文献１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。
　特許文献１に、圧延後の硬さがビッカース硬さで２００以下であって、軟窒化性と冷間鍛造性が優れた軟窒化用鋼を提供することを目的とする「冷間鍛造性に優れた軟窒化用鋼」が開示されている。上記の「軟窒化用鋼」は、質量％で、Ｃ：０．０５～０．２５％、Ｓｉ：０．５０％以下、Ｍｎ：０．５５％以下、Ｃｒ：０．５０～２．００％、Ｖ：０．０２～０．３５％およびＡｌ：０．００５～０．０５０％を含有し、必要に応じてさらに、Ｎｂ：０．０２～０．３５％を含有し、残部がＦｅおよび不純物元素からなるものである。
　特許文献２に、表面硬化層が硬く、かつ有効硬化層深さが深く、また必要な心部硬さが得られるとともに切削等機械加工量が少なくてすむ「窒化処理部品の製造方法」が開示されている。上記の「窒化処理部品の製造方法」は、質量％で、Ｃ：０．１０～０．４０％、Ｓｉ：０．１０～０．７０％、Ｍｎ：０．２０～１．５０％、Ｃｒ：０．５０～２．５０％およびＶ：０．０５～０．６０％を含有し、必要に応じてさらに、Ａｌ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｔａ、Ｂ、Ｓ、Ｐｂ、Ｔｅ、Ｓｅ、Ｃａ、ＢｉおよびＳｂのうちの１種又は２種以上を含有し、残部が実質的にＦｅから成る組成の鋼材を窒化処理前においてＶの析出制御熱処理を行い、その後に冷間加工を行ったうえで、さらに窒化処理を施すという技術である。
特開平５－１７１３４７号公報 特開平７－１０２３４３号公報
　前述の特許文献１で開示されている鋼は、必ずしも、冷間鍛造性、冷間鍛造後の被削性、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性の全てにおいて優れるというものではない。また、有効硬化層深さもビッカース硬さ（以下、「ＨＶ」ということがある。）で４００以上の深さを意味するものであり、十分な有効硬化層深さを有しているものではない。
　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。
　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および冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。
　具体的には、本発明は、冷間鍛造前の硬さがＨＶで１６０以下で、冷間鍛造後においては切削抵抗が低く、かつ切屑処理性にも優れ、さらに冷間鍛造と窒化を施した後の芯部硬さがＨＶで２２０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上および有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上の硬さ特性を得ることができ、冷鍛窒化部品の素材として用いることが可能な冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。
　上記の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材を用いた冷鍛窒化部品を提供することもまた、本発明の目的とするところである。
　前述のとおり、窒化はオーステナイト域からの焼入れ処理を行わない表面硬化処理、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、この場合には冷間鍛造で成形加工することが困難である。
　そこで、本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、熱間鍛造および浸炭焼入れのような高温保持を行うことなく機械構造用部品を得る方法として、冷間鍛造により成形加工を施し、窒化により表面硬化処理を行うことによって、機械構造用部品として必要な芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さを確保できる手段について検討した。
　その結果、合金元素量を必要最小限に抑えて優れた冷間鍛造性を確保し、冷間鍛造による加工硬化と窒化温度での時効硬化との複合効果で高い芯部硬さを得ることができれば、高い芯部硬さと良好な冷間鍛造性という相反する特性の双方を確保することができるとの技術的思想に到達した。
　そこで、本発明者らは、上記の技術的思想に基づき、さらに実験を重ね、下記（ａ）～（ｅ）の知見を得た。
　（ａ）鋼にＣｒおよびＡｌを含有させると、窒化によって表面硬さを高めることができる。
　（ｂ）窒化によってさらに高い表面硬さを得るとともに、窒化温度で時効硬化量を大きくするには、鋼中のＮの含有量を制限したうえで、Ｖを含有させることが有効である。さらに、Ｍｏを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。
　（ｃ）一方で、ＣｒおよびＶを含有させると冷間鍛造性が低下する。芯部硬さを下げることなく冷間鍛造性を確保するために、個々の成分元素の含有量を制限するには限界がある。しかしながら、Ｎの含有量を制限したうえで、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶの含有量を特定の範囲に制限すれば、ＣｒおよびＶを含有していても、優れた冷間鍛造性を確保することができる。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。
　（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。
　（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。
　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）に示す冷鍛窒化用鋼、（６）に示す冷鍛窒化用鋼材および（７）に示す冷鍛窒化部品にある。
　（１）質量％で、Ｃ：０．０１～０．１５％、Ｓｉ：０．３５％以下、Ｍｎ：０．１０～０．９０％、Ｐ：０．０３０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｃｒ：０．５０～２．０％、Ｖ：０．１０～０．５０％、Ａｌ：０．０１～０．１０％、Ｎ：０．００８０％以下およびＯ：０．００３０％以下を含有し、残部はＦｅおよび不純物からなり、さらに、下記の(1)式で表されるＦｎ１が１６０以下、(2)式で表されるＦｎ２が２０～８０、(3)式で表されるＦｎ３が１６０以上で、かつ(4)式で表されるＦｎ４が９０～１７０である化学組成を有することを特徴とする、冷鍛窒化用鋼。
  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）
上記の(1)～(4)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　（２）Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、上記（１）に記載の冷鍛窒化用鋼。
　（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。
　（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。
　（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。
　（６）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有し、組織がフェライト・パーライト組織、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、フェライトの面積率が７０％以上であり、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
　（７）上記（１）から（５）までのいずれかに記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで２２０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、冷鍛窒化部品。
　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。
　「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の混合組織を、「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。「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、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。
　また、本発明の冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、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として好適に用いることができる。
実施例で用いた冷間鍛造時の変形抵抗測定用平滑試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた冷間鍛造時の限界圧縮率測定用切欠き試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた窒化後の硬さ等の測定用丸棒試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の冷間引抜き材から切り出したままの粗形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐摩耗性調査用ブロック試験片Ａの形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例で用いた耐変形性調査用ブロック試験片Ｂの形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、図３～６に示す試験片に施した軟窒化のヒートパターンを示す図である。 実施例で用いた切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片の仕上形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例のＮＣ旋盤を用いた旋削加工で生じた切屑の長さについて説明する図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験の方法を説明する図である。 実施例のブロックオンリング式摩耗試験で用いたリング試験片の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 実施例において、仕上研削前のリング試験片に施したガス浸炭焼入れ－焼戻しのヒートパターンを示す図である。 実施例で実施したブロックオンリング式摩耗試験後の摩耗深さの測定方法を説明する図である。 実施例で実施した押し込み試験の方法を説明する図である。 実施例の押し込み試験で用いた押し込み試験治具の形状を示す図である。図中の寸法の単位は「ｍｍ」である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査１における冷間加工前の硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査５における冷間鍛造での変形抵抗の関係を整理した図である。 (1)式で表されるＦｎ１と実施例の調査６における冷間鍛造での限界圧縮率の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査８における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (2)式で表されるＦｎ２と実施例の調査１１における押し込み変形量の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査８における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査９における回転曲げ疲労強度の関係を整理した図である。 (3)式で表されるＦｎ３と実施例の調査１０における摩耗深さの関係を整理した図である。 (4)式で表されるＦｎ４と実施例の調査７における切削抵抗の関係を整理した図である。
　以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量の「％」は「質量％」を意味する。
　（Ａ）化学組成：
　Ｃ：０．０１～０．１５％
　Ｃは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さ確保のために必須の元素であり、０．０１％以上の含有量が必要である。しかし、Ｃの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｃの含有量を０．０１～０．１５％とした。Ｃの含有量は０．０３％以上とすることが好ましく、また０．１０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．３５％以下
　Ｓｉは、鋼に不純物として含有される元素である。一方で、脱酸作用を有する元素でもある。Ｓｉの含有量が多すぎると硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｓｉの含有量を０．３５％以下とした。脱酸作用を得るには、Ｓｉは０．０２％以上の含有量とするのが好ましい。Ｓｉの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、また０．１５％以下とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．１０～０．９０％
　Ｍｎは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、０．１０％以上の含有量が必要である。しかし、Ｍｎの含有量が多すぎると、硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｍｎの含有量を０．１０～０．９０％とした。Ｍｎの含有量は０．１０％以上とすることが好ましく、また０．７０％以下とすることが好ましい。
　Ｐ：０．０３０％以下
　Ｐは、鋼に含有される不純物である。Ｐの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したＰが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Ｐの含有量を０．０３０％以下とした。より好ましいＰの含有量は０．０２０％以下である。
　Ｓ：０．０３０％以下
　Ｓは、鋼に含有される不純物である。一方、Ｓを積極的に含有させれば、Ｍｎと結合してＭｎＳを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Ｓの含有量が０．０３０％を超えると、粗大なＭｎＳを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Ｓの含有量を０．０３０％以下とした。Ｓの含有量は、０．０１５％以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Ｓの含有量は０．００３％以上とすることが好ましく、０．００５％以上とすることが一層好ましい。
　Ｃｒ：０．５０～２．０％
　Ｃｒは、窒化の際にＮと結合して窒化物を生成し、窒化での表面硬さを向上させ、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と耐摩耗性を確保する効果がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が０．５０％未満では前記の効果を得ることができない。一方、Ｃｒの含有量が２．０％を超えると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。そのため、Ｃｒの含有量を０．５０～２．０％とした。Ｃｒの含有量は０．７０％以上とすることが好ましく、また１．５％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．１０～０．５０％
　Ｖは、窒化の際にＣまたは／およびＮと結合して、炭化物、窒化物および炭窒化物を形成し、表面硬さを向上する効果を有する。また、窒化温度における時効硬化作用により、すなわち炭化物を形成することにより、芯部硬さを向上させる効果がある。これらの効果を得るには、Ｖを０．１０％以上含有する必要がある。しかし、Ｖの含有量が多いと硬さが高くなりすぎるばかりか、冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Ｖの含有量を０．１０～０．５０％とした。Ｖの含有量は０．１５％以上とすることが好ましく、また０．４０％以下とすることが好ましい。
　Ａｌ：０．０１～０．１０％
　Ａｌは、脱酸作用を有する。また、窒化時にＮと結合してＡｌＮを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Ａｌを０．０１％以上含有させる必要がある。しかし、Ａｌの含有量が多すぎると、硬質で粗大なＡｌ２Ｏ３を形成して冷間鍛造性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Ａｌの含有量を０．０１～０．１０％とした。Ａｌの含有量は０．０２％以上とすることが好ましく、また０．０７％以下とすることが好ましい。
　Ｎ：０．００８０％以下
　Ｎは、鋼に含有される不純物であり、Ｃとともに、Ｖなどの元素と結合して、炭窒化物を形成する。熱間圧延時に炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Ｎの含有量は制限する必要があり、０．００８０％以下とした。好ましいＮの含有量は０．００７０％以下である。
　Ｏ：０．００３０％以下
　Ｏ（酸素）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、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。
　Ｆｎ１：１６０以下
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
　Ｆｎ１＝３９９×Ｃ＋２６×Ｓｉ＋１２３×Ｍｎ＋３０×Ｃｒ＋３２×Ｍｏ＋１９×Ｖ・・・(1)
の(1)式で表されるＦｎ１が１６０以下でなければならない。ただし、(1)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ１は、冷間鍛造性の指標となるパラメータである。Ｆｎ１が１６０以下であれば、冷間鍛造前の硬さが低くなって、良好な冷間鍛造性が確保できる。一方、Ｆｎ１が１６０を超えると、冷間鍛造前の硬さが高くなり過ぎ、冷間鍛造性が低下する。Ｆｎ１は、８０以上であることが好ましく、また１５０以下であることが好ましい。
　Ｆｎ２：２０～８０
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
　Ｆｎ２＝（６６９．３×ｌｏｇｅＣ－１９５９．６×ｌｏｇｅＮ－６９８３．３）×（０．０６７×Ｍｏ＋０．１４７×Ｖ）・・・(2)
の(2)式で表されるＦｎ２が２０～８０でなければならない。ただし、(2)式におけるＣ、Ｎ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ２は、冷間鍛造後の窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Ｆｎ２が２０以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Ｆｎ２が８０を超えると、上記の効果が飽和する。Ｆｎ２は、３０以上であることが好ましく、また８０以下であることが好ましい。
　Ｆｎ３：１６０以上
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
　Ｆｎ３＝１４０×Ｃｒ＋１２５×Ａｌ＋２３５×Ｖ・・・(3)
の(3)式で表されるＦｎ３が１６０以上でなければならない。ただし、(3)式におけるＣｒ、ＡｌおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ３は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。
　Ｃｒ、ＡｌおよびＶは、窒化中に冷鍛窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Ｆｎ３を１６０とすることで、表面硬さはＨＶで６５０以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Ｆｎ３が１６０より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Ｆｎ３は、１７０以上であることが好ましく、また３００以下であることが好ましい。
　Ｆｎ４：９０～１７０
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、
　Ｆｎ４＝５１１×Ｃ＋３３×Ｍｎ＋５６×Ｃｕ＋１５×Ｎｉ＋３６×Ｃｒ＋５×Ｍｏ＋１３４×Ｖ・・・(4)
の(4)式で表されるＦｎ４が９０～１７０でなければならない。ただし、(4)式におけるＣ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＶは、その元素の質量％での含有量を意味する。
　上記のＦｎ４は、冷間加工後の被削性の指標となるパラメータである。
　Ｆｎ４が９０～１７０であれば、冷間鍛造後の旋削において、切屑処理性が良く、かつ安定して低い切削抵抗が得られ、優れた被削性を有する。Ｆｎ４が９０より小さい場合は、旋削での切屑が長くなり、切屑処理性に劣る。また、Ｆｎ４が１７０より大きい場合は、旋削での切削抵抗が高くなり、工具寿命低下の原因となり得る。Ｆｎ４は、１００以上であることが好ましく、また１６０以下であることが好ましい。
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材の一つは、上記元素のほか、残部がＦｅおよび不純物からな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。
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材の化学組成の他の一つは、Ｆｅの一部に代えて、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂから選択される１種以上の元素を含有するものである。
　以下、任意元素である上記Ｍｏ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。
　Ｍｏ：０．５０％以下
　Ｍｏは、窒化温度でＣと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記効果を得るために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。したがって、含有させる場合のＭｏの量を０．５０％以下とした。なお、含有させる場合のＭｏの量は０．４０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＭｏの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＭｏの量は０．０５％以上であることが好ましい。
　ＣｕおよびＮｉは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＣｕおよびＮｉについて説明する。
　Ｃｕ：０．５０％以下
　Ｃｕは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにＣｕを含有させてもよい。しかしながら、Ｃｕの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではＣｕが溶融して液体となる。液体化したＣｕは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のＣｕの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＣｕの量は、０．４０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＣｕの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣｕの量は０．１０％以上であることが好ましい。
　Ｎｉ：０．５０％以下
　Ｎｉは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、上記の効果を得るためにＮｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｉの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のＮｉの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＮｉの量は、０．４０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＮｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｉの量は０．１０％以上であることが好ましい。
　上記のＣｕおよびＮｉは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、ＣｕおよびＮｉの含有量がそれぞれ上限値である場合の１．００％であってもよいが、０．８０％以下であることが好ましい。また、Ｃｕを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Ｎｉを複合して含有させることが好ましい。
　Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒについて説明する。
　Ｔｉ：０．２０％以下
　Ｔｉは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｉの含有量が多い場合には、粗大なＴｉＮが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のＴｉの量に上限を設け、０．２０％以下とした。含有させる場合のＴｉの量は、０．１５％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＴｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｎｂ：０．１０％以下
　Ｎｂは、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＮｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｎｂの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のＮｂの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＮｂの量は、０．０７％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＮｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＮｂの量は０．０２０％以上であることが好ましい。
　Ｚｒ：０．１０％以下
　Ｚｒも、Ｃまたは／およびＮと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＺｒを含有させてもよい。しかしながら、Ｚｒの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のＺｒの量に上限を設け、０．１０％以下とした。含有させる場合のＺｒの量は、０．０７％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＺｒの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＺｒの量は０．００２％以上であることが好ましい。
　上記のＴｉ、ＮｂおよびＺｒは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ｔｉ、ＮｂおよびＺｒの含有量がそれぞれ上限値である場合の０．４０％であってもよいが、０．２４％以下であることが好ましい。
　Ｐｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、上記の効果を得るために、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂについて説明する。
　Ｐｂ：０．５０％以下
　Ｐｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＰｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｐｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＰｂの量に上限を設け、０．５０％以下とした。含有させる場合のＰｂの量は、０．２０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＰｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＰｂの量は０．０２％以上であることが好ましい。
　Ｃａ：０．０１０％以下
　Ｃａは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＣａを含有させてもよい。しかしながら、Ｃａの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＣａの量に上限を設け、０．０１０％以下とした。含有させる場合のＣａの量は、０．００５％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＣａの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＣａの量は０．０００３％以上であることが好ましい。
　Ｂｉ：０．３０％以下
　Ｂｉも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＢｉを含有させてもよい。しかしながら、Ｂｉの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＢｉの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＢｉの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＢｉの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＢｉの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｔｅ：０．３０％以下
　Ｔｅは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＴｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｔｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＴｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＴｅの量は、０．１０％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＴｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＴｅの量は０．００３％以上であることが好ましい。
　Ｓｅ：０．３０％以下
　Ｓｅも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｅを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｅの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｅの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｅの量は、０．１５％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＳｅの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｅの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｓｂ：０．３０％以下
　Ｓｂは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、上記の効果を得るためにＳｂを含有させてもよい。しかしながら、Ｓｂの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のＳｂの量に上限を設け、０．３０％以下とした。含有させる場合のＳｂの量は、０．１５％以下であることが好ましい。
　一方、前記したＳｂの効果を安定して得るためには、含有させる場合のＳｂの量は０．００５％以上であることが好ましい。
　上記のＰｂ、Ｃａ、Ｂｉ、Ｔｅ、ＳｅおよびＳｂは、そのうちのいずれか１種のみ、または、２種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、０．５０％以下であることが好ましく、０．３０％以下であれば一層好ましい。
　（Ｂ）鋼材の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・パーライト組織、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、フェライトの面積率が７０％以上であり、しかも、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下と規定する。
　冷鍛窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、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っても、硬さが低いフェライトの面積率が少なくなると、冷間鍛造時の変形抵抗が高くなるとともに、割れが生じやすくなり、特に、フェライトの面積率が７０％未満になると、冷間鍛造性の著しい低下が生じやすい。そのため、上記組織におけるフェライトの面積率が７０％以上であることとした。上記組織におけるフェライトの面積率は８０％以上であることが一層好ましく、また９８％以下であることが好ましい。
　既に述べたように、上記「フェライトの面積率」には、セメンタイトとともにパーライトを構成するフェライトの面積率は含まない。
　冷鍛窒化用鋼材は、その組織が、フェライト・パーライト組織、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、フェライトの面積率が７０％以上であっても、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％以下であることが好ましい。析出物中のＶ含有量は、０．０８％以下であることがより一層好ましい。
　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。
　上述のように、熱間圧延または熱間鍛造のままでは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・パーライト組織、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、フェライトの面積率が７０％以上であり、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、８５０～９５０℃に加熱した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」することが好ましい。
　上記温度域で加熱した後、大気中で放冷して、または徐冷して、室温まで冷却することによって「焼準」を行うと、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、８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度が０．５～５．０℃／秒となる強制風冷によって冷却することが好ましい。
　（Ｃ）冷鍛窒化部品：
　本発明の冷鍛窒化部品は、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有することに加えて、芯部硬さがＨＶで２２０以上、表面硬さがＨＶで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上でなければならない。
　上記の条件を満たす場合に、冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れ、歯車、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として好適に用いることができる。
　芯部硬さは、ＨＶで２３０以上であることが好ましく、また３５０以下であることが好ましい。表面硬さは、ＨＶで６７０以上であることが好ましく、また９００以下であることが好ましい。有効硬化層深さは、０．２５ｍｍ以上であることが好ましく、また０．５０ｍｍ以下であることが好ましい。
　（Ｄ）冷鍛窒化部品の製造方法
　上記（Ｃ）項の冷鍛窒化部品は、例えば、素材が円筒状の形状を有する場合、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する冷鍛窒化用鋼材に対して、好ましくは、前記（Ａ）項に記載の化学組成と前記（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に対して、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、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。
　冷鍛窒化部品の芯部硬さを向上させるには冷間鍛造での加工度、すなわちひずみを大きくして、加工硬化による強化を活用することが好ましい。
　上記冷間鍛造を行った後は、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時間の窒化を施すことが好ましい。
　窒化を行う温度が低く４００℃未満の場合、冷鍛窒化部品に高い表面硬さを付与できるものの、有効硬化層が浅くなり、さらに時効硬化による芯部硬さ向上を達成し難い。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。窒化を行う温度は、４５０℃以上であることが好ましく、また６３０℃以下であることが好ましい。
　窒化を施す時間は、冷鍛窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変えるが、１時間未満の場合には、有効硬化層が浅くなる。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。窒化を行う時間は、１時間以上であることが好ましく、また２０時間以下であることが好ましい。
　本発明の冷鍛窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、例えばＮＨ３に加えてＲＸガスを併用し、ＮＨ３とＲＸガスが１：１の雰囲気において処理を行えばよい。
　窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を５９０℃で行う場合には９時間で、前記（Ｃ）項で述べた表面硬さ、芯部硬さおよび有効硬化層深さを得ることができる。
　また、脆弱な化合物の形成を抑制したい場合には、ＮＨ３による窒化の前処理としてフッ素ガスを使用したり、窒化にＮＨ３とＨ２との混合ガスを使用することが好ましい。
　以下、ガス軟窒化で処理した実施例によって本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例に限定されるものではない。
　表１に示す化学成分を有する鋼１～２２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１～１５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１６～２２は、化学組成が本発明で規定する条件から外れた比較例の鋼である。
　上記の比較例の鋼のうちで鋼１６は、ＪＩＳ　Ｇ　４０５２（２００８）に規定されたＳＣｒ４２０Ｈに相当する鋼である。
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　各インゴットは、１２５０℃で５時間保持する均質化処理を施した後、熱間鍛造によって、直径が３５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼および直径が４５ｍｍで長さが１０００ｍｍの棒鋼を作製した。
　上記棒鋼のうち、鋼１～１５および鋼１７～２２の棒鋼には、９５０℃で１時間保持した後、強制風冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。熱電対を棒鋼に挿入して測定した結果、強制風冷の８００～５００℃の温度範囲での平均冷却速度は直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部（「Ｒ」は棒鋼の半径を表す。）で１．５１℃／秒であり、また直径４５ｍｍの棒鋼のＲ／２部で０．８２℃／秒であった。
　一方、Ｖを含有しない鋼１６の棒鋼は、９２０℃で１時間保持した後、大気中で放冷して室温まで冷却することによって「焼準」を行った。
　各鋼について、上記のようにして焼準した直径３５ｍｍの棒鋼の一部から、各種の試験片を採取した。
　具体的には、各鋼について、焼準した直径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、焼準まま（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。
　また、各鋼について、焼準した直径３５ｍｍの棒鋼のＲ／２部から、抽出残渣分析用として、１０ｍｍ×１０ｍｍ×１０ｍｍの試料を切り出した。
　さらに、各鋼について、焼準した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の変形抵抗測定用として、軸方向に平行に、図１に示す平滑試験片を６個ずつ切り出した。同様に、焼準した直径３５ｍｍの棒鋼の中心部から、冷間鍛造時の限界圧縮率測定用として、軸方向に平行に、図２に示す切欠き試験片を５個ずつ切り出した。
　各鋼について、焼準した直径３５ｍｍの棒鋼の残りおよび焼準した直径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。
　すなわち、焼準した直径３５ｍｍの棒鋼の残りは、直径２８ｍｍにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が１５．４５ｍｍとなるよう冷間で引抜き加工を施した。
　引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に２６．５ｍｍ、２３．５ｍｍ、２１．５ｍｍ、１９．９５ｍｍ、１８．１７ｍｍおよび１５．４５ｍｍである。なお、直径２８ｍｍから１５．４５ｍｍに引抜き加工を行った際の総減面率は７０％である。
　各鋼について、上記のようにして得た直径が１５．４５ｍｍの冷間引抜き材を横断した。次いで、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、切断面が鏡面仕上となるように研磨して、引抜き加工後（すなわち、冷間加工後）のビッカース硬さ測定用試験片を作製した。
　さらに、各鋼について、直径１５．４５ｍｍの冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、窒化後の硬さ等の測定用として図３に示す直径１０ｍｍの丸棒試験片を切り出し、さらに、図４に示す粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を切り出した。
　同様に、上記冷間引抜き材の中心部から、軸方向に平行に、図５に示す長さ１５．７５ｍｍ、幅１０．１６ｍｍで厚さ６．３５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ａ」という。）および、図６に示す長さ２５ｍｍ、幅５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍのブロック試験片（以下、「ブロック試験片Ｂ」という。）を切り出した。
　図１～６中に示した上記の各切り出し試験片における寸法の単位は全て「ｍｍ」であり、図中の３種類の仕上記号は、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。
　図４中の「３．２Ｓ」は、　最大高さＲｍａｘで３．２μｍ以下であることを意味する。また、図５および図６中の「Ｒｑ：０．１０～０．２０μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０～０．２０μｍであることを意味する。
　一方、焼準した直径４５ｍｍの棒鋼は、直径３４．７ｍｍにピーリングし、酸洗および潤滑処理を行った後、直径が２９ｍｍとなるよう冷間で引抜き加工を施した。
　引抜き加工に用いたダイスの直径は、順に３２．８８ｍｍ、３０．５ｍｍおよび２９ｍｍである。なお、直径３４．７ｍｍから２９ｍｍに引抜き加工を行った際の総減面率は３０％である。
　各鋼について、上記のようにして得た直径２９ｍｍの冷間引抜き材を、長さ３００ｍｍに切断し、引抜き加工後（すなわち、冷間加工後）の被削性調査用試験片とした。
　上記のようにして作製した試験片のうち、窒化後の硬さ等の測定用である直径１０ｍｍの丸棒試験片、粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片、ブロック試験片Ａおよびブロック試験片Ｂに窒化を施した。具体的には、図７に示すヒートパターンによる「ガス軟窒化」を施した。なお、「１２０℃油冷却」は油温１２０℃の油中に投入して冷却したことを示す。
　「ガス軟窒化」を施した上記粗形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を仕上加工して、図８に示す切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片を作製した。
　図８に示した切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の２種類の仕上記号は、先の図１～６におけると同様、それぞれ、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。
　図８中の「波形記号」は生地であること、すなわち、「ガス軟窒化」した表面のままであることを意味する。
　上記のようにして作製した各試験片を用いて、次に示す試験を行った。
　調査１：冷間加工前のビッカース硬さ試験
　鏡面仕上した冷間加工前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に記載の「ビッカース硬さ試験－試験方法」に準拠して、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を冷間加工前の硬さとした。
　調査２：冷間加工前のミクロ組織観察
　鏡面仕上した冷間加工前のミクロ組織観察用試験片をナイタルで腐食し、倍率を４００倍として光学顕微鏡でＲ／２部を５視野観察して、「相」を同定した。また、得られたミクロ組織写真から画像解析ソフトを用いて、各視野におけるフェライトの面積率を算出し、５視野の算術平均値をフェライトの面積率とした。
　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、次に行う電気分解前の試料の質量とした。
　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。
　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。
　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。
　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。
　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。
　調査５：冷間鍛造での変形抵抗測定
　図１に示した平滑試験片を１０％、２０％、３０％、４０％、５０％および６０％の各圧縮率で、端面拘束圧縮により冷間圧縮し、その際の変形抵抗を測定した。各変形抵抗は、社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」（１９９７年、初版第２刷、コロナ社）の１５８ページの表５．２に記載の方法にしたがって、平均変形抵抗（公称圧力／見掛けの拘束係数）を算出した。
　次いで、各鋼について、横軸を対数ひずみ、縦軸を変形抵抗とし、６点のプロットから近似曲線を作成した。得られた近似曲線から、対数ひずみが１．０となる場合の変形抵抗を求め、その値が６００ＭＰａ以下である場合、冷間鍛造性に優れるとして、これを目標とした。上記でいう「対数ひずみ」とは、前記社団法人日本塑性加工学会編の「鍛造」１５８ページ表５．２の平均対数ひずみεを指す。
　調査６：冷間鍛造での限界圧縮率測定
　図２に示した切欠き試験片を、切欠き部に肉眼で割れが発生するまで冷間圧縮し、割れが発生した時の圧縮率を求めた。そして、５個の試験片について、各々割れが発生した時の圧縮率を求め、この圧縮率の低い方から３番目の試験片の圧縮率を限界圧縮率とした。そして、その限界圧縮率が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。
　調査７：被削性試験
　直径２９ｍｍに冷間引抜き後、長さ３００ｍｍに切断した試験片の外周部を、ＮＣ旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。
　旋削加工は、チップブレーカのないＷＣを主体とした超硬工具を使用し、切削速度：１５０ｍ／ｍｉｎ、切込み：０．２ｍｍ、送り：０．８ｍｍ／ｒｅｖとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切削動力計を用いて、旋削加工時の切削抵抗と切屑処理性によって冷間加工後の被削性を評価した。
　切削抵抗は、主分力、送り分力および背分力の合力を、
切削抵抗＝（主分力２＋送り分力２＋背分力２）０．５
の式によって求めて評価した。切削抵抗が６４０Ｎ以下であれば、切削抵抗が小さいとして、これを目標とした。
　切屑処理性は、各鋼について、旋削後の任意１０個の切屑のうちで、図９に示す切屑長さが最大となる切屑を選び、その長さを測定することにより評価した。切屑処理性は、切屑長さが、５ｍｍ以下の場合、５ｍｍを超えて１０ｍｍ以下の場合および１０ｍｍを超える場合について、それぞれ、「特に良好（○○）」、「良好（○）」および「不良（×）」と評価した。
　切削抵抗が６４０Ｎ以下で小さく、かつ、切屑処理性が良好以上の評価（○○、または○）の場合に、被削性が優れるとして、これを目標とした。
　調査８：窒化（ガス軟窒化）後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定
　ガス軟窒化した前記直径１０ｍｍの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。
　具体的には、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、鏡面仕上した試験片の中心部１点とＲ／２部４点の計５点のＨＶを、試験力を９．８Ｎとしてビッカース硬さ試験機で測定し、５点の算術平均値を「芯部硬さ」とした。
　同じ埋め込み試料を用いて、上記の場合と同様にＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を０．９８Ｎとして試験片の表面から０．０１ｍｍの深さ位置における任意の１０点のＨＶを測定し、その値を算術平均して「表面硬さ」とした。
　さらに、同じ埋め込み試料を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４４（２００９）に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を１．９６Ｎとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次ＨＶを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、ＨＶで５５０となる位置までの表面からの距離を「有効硬化層深さ」とした。
　調査９：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４５０ＭＰａ以上である場合、回転曲げ疲労強度が優れるとして、これを目標とした。
　・温度：室温、
　・雰囲気：大気中、
　・回転数：３０００ｒｐｍ。
　調査１０：耐摩耗性の調査
　ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図１０に示すように、窒化（軟窒化）したブロック試験片Ａの長さ１５．７５ｍｍで厚さ６．３５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）をリング試験片に押し付けて、リング試験片を回転させて摩耗試験を実施した。
　具体的には、試験チャンバー内に潤滑油として市販のオートマティックトランスミッション油を１００ミリリットル入れ、９０℃まで昇温させた後、試験力１０００Ｎでブロック試験片Ａの試験面をリング試験片に押し付け、０．１ｍ／秒のすべり速度で、総すべり距離が８０００ｍになるまでリング試験片を回転させた。
　上記のリング試験片には、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１１に示す形状に試験片を切り出し、図１２に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ－焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１１に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
　図１１に示した上記のリング試験片における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、該三角記号に付した「Ｒｑ：０．１５～０．３５μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１５～０．３５μｍであることを意味する。
　図１２中の「Ｃｐ」はカーボンポテンシャルを表す。また、「８０℃油冷却」は油温８０℃の油中に投入して冷却したことを表す。
　ブロックオンリング式摩耗試験終了後、ブロック試験片Ａの試験面を表面粗さ計を用いて、図１３の矢印１、矢印２および矢印３に示すように、非接触部、接触部、非接触部と連続して測定し、断面曲線において非接触部と接触部の最大の差を摩耗深さとした。なお、各３箇所ずつ測定し、その平均値を摩耗深さとした。このときの摩耗深さが１０．０μｍ以下であれば耐摩耗性に優れると判断し、これを目標とした。
　上記の「非接触部」と「接触部」は、リング試験片との「非接触部」と「接触部」を指す。
　調査１１：耐変形性の調査
　押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図１４に示すように、窒化（軟窒化）したブロック試験片Ｂの長さ２５ｍｍで厚さ１２．５ｍｍの面（以下、「試験面」という。）に図１５に示す形状の押し込み試験治具を押し込んで、耐変形性を調査した。押し込み試験治具は、ブロックオンリング式摩耗試験のリング試験片と同様に、ＪＩＳ　Ｇ　４０５３（２００８）で規定されたＳＣＭ４２０の直径４５ｍｍの棒鋼から、その棒鋼と軸方向を揃えて、概ね図１５に示す形状に試験片を切り出した。図１２に示すヒートパターンによる「ガス浸炭焼入れ－焼戻し」を施し、その後、外周部を１００μｍ研削して、図１５に示す寸法形状に仕上げたものを使用した。
　具体的には、油圧サーボ試験機を用いて、試験力５０００Ｎでブロック試験片Ｂの試験面に押し込み試験治具を押し込んだ。試験力を解除した後、ブロック試験片Ｂの試験面における押し込み変形量を調査１０と同様に表面粗さ計で各３箇所ずつ測定し、３箇所の平均値を押し込み変形量とした。押し込み変形量が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。
　図１５に示した上記の押し込み試験治具における寸法の単位は「ｍｍ」であり、図中の仕上記号は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（１９８２）の解説表１に記載されていた表面粗さを示す「三角記号」である。また、該三角記号に付した「Ｒｑ：０．１０～０．２０μｍ」は、ＪＩＳ　Ｂ　０６０１（２００１）に規定される二乗平均平方根粗さ「Ｒｑ」が０．１０～０．２０μｍであることを意味する。
　表２に調査１～７の各試験結果を、表３に調査８～１１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。
　上記の各試験結果のうち、Ｆｎ１と調査１における冷間加工前の硬さ（ＨＶ）の関係、Ｆｎ１と調査５における冷間鍛造での変形抵抗の関係およびＦｎ１と調査６における冷間鍛造での限界圧縮率の関係を整理して、それぞれ、図１６～１８に示す。
　図１９と図２０に、それぞれ、Ｆｎ２と調査８における窒化後の芯部硬さ（ＨＶ）の関係およびＦｎ２と調査１１における押し込み変形量の関係を整理して示す。
　図２１～２３に、それぞれ、Ｆｎ３と調査８における窒化後の表面硬さ（ＨＶ）の関係、Ｆｎ３と調査９における回転曲げ疲労強度の関係およびＦｎ３と調査１０における摩耗深さの関係を整理して示す。
　図２４に、Ｆｎ４と調査７における切削抵抗の関係を整理して示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　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１～１５の場合、冷間鍛造性および冷間加工後の被削性に優れており、しかも、窒化後に本発明で規定する芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化深さの全てを満たすため、耐変形性に優れ、高い回転曲げ疲労強度および優れた耐摩耗性を有している。
　上記の本発明例のうちでも、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も優れることが明らかである。
　これに対して、比較例の試験番号１６は、用いた鋼１６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２１３で、本発明の「１６０以下」という規定から外れており、さらに、フェライト・パーライト・ベイナイト組織におけるフェライトの面積率が６９％であるため、変形抵抗が６１５ＭＰａ、かつ限界圧縮率が５０％であって冷間鍛造性が劣っている。また、鋼１６のＦｎ２は０で、本発明で規定する「２０～８０」から外れ、しかも、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで１６９であるため、押し込み変形量が６．５μｍと大きく耐変形性にも劣っている。さらに、鋼１６はＶを含有しておらず、Ｆｎ３も１２４で、本発明の「１６０以上」という規定から外れ、加えて窒化後の有効硬化層深さが本発明で規定する値より浅い、０．１０ｍｍであり、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで５６６であるため、曲げ疲労強度が３７０ＭＰａと低く、摩耗深さが１２．５μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。
　試験番号１７は、用いた鋼１７のＦｎ１が１７８で、本発明の「１６０以下」という規定から外れるため、変形抵抗が６１０ＭＰａ、かつ限界圧縮率が５８％であって冷間鍛造性が劣っている。
　試験番号１８は、用いた鋼１８のＦｎ２が１１で、本発明で規定する「２０～８０」から外れ、時効硬化量が小さく、窒化後の芯部硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで２０９である。そのため、押し込み変形量が５．５μｍと大きく耐変形性に劣っている。
　試験番号１９は、用いた鋼１９のＦｎ３が１０２で、本発明の「１６０以上」という規定から外れるため、窒化後の有効硬化層深さは本発明で規定する値より浅い０．１５ｍｍで、また、窒化後の表面硬さが本発明で規定する値より低いＨＶで５６０であるため、曲げ疲労強度が３６０ＭＰａと低く、摩耗深さが１３．０μｍと大きく耐摩耗性にも劣っている。
　試験番号２０は、用いた鋼２０のＶ含有量が０．５５％と本発明で規定する値より高い。そのため、抽出残渣における析出物中のＶ含有量が０．１８％と高く、変形抵抗が６２０ＭＰａ、限界圧縮率が５０％であって、冷間鍛造性に劣っている。
　試験番号２１は、用いた鋼２１のＦｎ４が８６で、本発明の「９０～１７０」という規定より低いため、切屑処理性が悪く、冷間加工後の被削性に劣っている。
　試験番号２２は、用いた鋼２２のＶ含有量が０．５９％と本発明で規定する値より高い。そのため、抽出残渣における析出物中のＶ含有量が０．２０％と高く、変形抵抗が６３０ＭＰａ、限界圧縮率が４８％であって、冷間鍛造性に劣っている。また、Ｆｎ４が１７３で、本発明の「９０～１７０」という規定より高いため、切削抵抗が高く、冷間加工後の被削性にも劣っている。
　本発明の冷鍛窒化用鋼および冷鍛窒化用鋼材は、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。
　また、本発明の冷鍛窒化部品は、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性に優れているため、歯車、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として好適に用いることができる。
 
 

Claims (7)

  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、(2)式で表されるＦｎ２が２０～８０、(3)式で表されるＦｎ３が１６０以上で、かつ(4)式で表されるＦｎ４が９０～１７０である化学組成を有することを特徴とする、冷鍛窒化用鋼。
    　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）
    上記の(1)～(4)式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎ、Ａｌ、ＣｕおよびＮｉは、その元素の質量％での含有量を意味する。
  2. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｍｏ：０．５０％以下を含有することを特徴とする、請求項１に記載の冷鍛窒化用鋼。
  3. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｃｕ：０．５０％以下およびＮｉ：０．５０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の冷鍛窒化用鋼。
  4. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｔｉ：０．２０％以下、Ｎｂ：０．１０％以下およびＺｒ：０．１０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から３までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
  5. 　Ｆｅの一部に代えて、質量％で、Ｐｂ：０．５０％以下、Ｃａ：０．０１０％以下、Ｂｉ：０．３０％以下、Ｔｅ：０．３０％以下、Ｓｅ：０．３０％以下およびＳｂ：０．３０％以下から選択される１種以上を含有することを特徴とする、請求項１から４までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼。
  6. 　請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有し、組織がフェライト・パーライト組織、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、フェライトの面積率が７０％以上であり、抽出残渣分析による析出物中のＶ含有量が０．１０％以下であることを特徴とする、冷鍛窒化用鋼材。
  7. 　請求項１から５までのいずれかに記載の化学組成を有し、芯部硬さがビッカース硬さで２２０以上、表面硬さがビッカース硬さで６５０以上、有効硬化層深さが０．２０ｍｍ以上であることを特徴とする、冷鍛窒化部品。
     
     
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