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、下記の式で表されるFn1が160以下、下記の式で表されるFn2が20~80、下記の式で表されるFn3が160以上で、かつ下記の式で表される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、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×C26×Si123×Mn30×Cr32×Mo19×VFn2=669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3×0.067×Mo0.147×VFn3=140×Cr125×Al235×VFn4=511×C33×Mn56×Cu15×Ni36×Cr5×Mo134×V4ただし、上記の~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。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。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。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。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。前述の特許文献1で開示されている鋼は、必ずしも、冷間鍛造性、冷間鍛造後の被削性、耐変形性、曲げ疲労強度および耐摩耗性の全てにおいて優れるというものではない。また、有効硬化層深さもビッカース硬さ以下、HVということがある。で400以上の深さを意味するものであり、十分な有効硬化層深さを有しているものではなかった。特許文献2で開示されている鋼には、合金元素が多量に含まれている。このため、大きな加工度で冷間鍛造を行うと、必ずしも、十分な冷間鍛造性が確保できず、問題となる場合がある。本発明は、上記現状に鑑みてなされたもので、冷間鍛造性および冷間鍛造後の被削性に優れるとともに、冷間鍛造と窒化を施された部品に、高い芯部硬さ、高い表面硬さおよび深い有効硬化層深さを具備させることが可能であって、冷鍛窒化部品の素材として用いるのに好適な冷鍛窒化用鋼材を提供することを目的とする。具体的には、冷間鍛造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。前述のとおり、窒化はオーステナイト域からの焼入れ処理を行なわない、すなわちマルテンサイト変態を伴う強化ができない表面硬化処理である。このため、窒化部品に所望の芯部硬さを確保させるためには多量の合金元素を含有させる必要があるが、この場合には冷間鍛造で成形加工することが困難である。そこで、本発明者らは、前記した課題を解決するために、先ず、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。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。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。さらには、Moを含有させればより大きな時効硬化量を得ることができる。c一方で、CrおよびVを含有させると冷間鍛造性が低下する。芯部硬さを下げることなく冷間鍛造性を確保するために、個々の成分元素の含有量を制限するには限界がある。しかしながら、Nの含有量を制限したうえで、C、Si、Mn、Cr、MoおよびVの含有量を特定の範囲に制限すれば、CrおよびVを含有していても、優れた冷間鍛造性を確保することができる。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に示すに示す冷鍛窒化用鋼材にある。1質量で、C:0.01~0.15、Si:0.35以下、Mn:0.10~0.90、P:0.030以下、S:0.030以下、Cr:0.50~2.0、V:0.10~0.50、Al:0.01~0.10、N:0.0080以下およびO:0.0030以下を含有し、残部はFeおよび不純物からなり、さらに、下記の式で表されるFn1が160以下、下記の式で表されるFn2が20~80、下記の式で表されるFn3が160以上で、かつ下記の式で表される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、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×C26×Si123×Mn30×Cr32×Mo19×VFn2=669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3×0.067×Mo0.147×VFn3=140×Cr125×Al235×VFn4=511×C33×Mn56×Cu15×Ni36×Cr5×Mo134×V4ただし、上記の~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。2Fe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。3Fe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。4Fe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。5Feの一部に代えて、質量で、Pb:0.50以下、Ca:0.010以下、Bi:0.30以下、Te:0.30以下、Se:0.30以下およびSb:0.30以下から選択される1種以上を含有することを特徴とする、上記1から4までのいずれかに記載の冷鍛窒化用鋼材。残部としてのFeおよび不純物における不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。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。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。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:0.01~0.15C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:0.10~0.90Mnは、冷鍛窒化部品の曲げ疲労強度と芯部硬さを確保する作用および脱酸作用を有する。これらの効果を得るには、0.10以上の含有量が必要である。しかし、Mnの含有量が多すぎると、硬さが高くなり冷間鍛造性が低下する。このため、上限を設け、Mnの含有量を0.10~0.90とした。Mnの含有量は0.10以上とすることが好ましく、また0.70以下とすることが好ましい。P:0.030以下Pは、鋼に含有される不純物である。Pの含有量が多すぎると、結晶粒界に偏析したPが鋼を脆化させる場合がある。このため、上限を設け、Pの含有量を0.030以下とした。より好ましいPの含有量は0.020以下である。S:0.030以下Sは、鋼に含有される不純物である。また、Sを積極的に含有させれば、Mnと結合してMnSを形成し、被削性を向上させる効果を有する。しかしながら、Sの含有量が0.030を超えると、粗大なMnSを形成して、熱間加工性および曲げ疲労強度が低下する。そのため、Sの含有量を0.030以下とした。Sの含有量は、0.015以下とすることが好ましい。なお、被削性の向上効果を得る場合には、Sの含有量は0.003以上とすることが好ましく、0.005以上とすることが一層好ましい。Cr:0.50~2.0Cr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:0.10~0.50V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:0.01~0.10Alは、脱酸作用を有する。また、窒化時にNと結合してAlNを形成し、表面硬さを向上させる効果を有する。これらの効果を得るには、Alを0.01以上含有させる必要がある。しかし、Alの含有量が多すぎると、硬質で粗大なAl2O3を形成して冷間鍛造性が低下するばかりか、窒化での有効硬化層が浅くなり曲げ疲労強度およびピッチング強度が低下する問題が生じる。そのため、上限を設け、Alの含有量を0.01~0.10とした。Alの含有量は0.02以上とすることが好ましく、また0.07以下とすることが好ましい。N:0.0080以下Nは、Cとともに、Vなどの元素と結合して、炭窒化物を形成する。熱間圧延時に炭窒化物が析出してしまうと、硬さが高くなり、冷間鍛造性が低下する。また、窒化温度での時効硬化による芯部硬さの向上効果も十分に得られなくなる。そのため、Nの含有量は制限する必要があり、0.0080以下とした。好ましいNの含有量は0.0070以下である。O:0.0030以下Oは、酸化物系の介在物を形成し、介在物起点の疲労破壊の原因となり、曲げ疲労強度を低下させる。Oの含有量が0.0030を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しい。そのため、Oの含有量を0.0030以下とした。なお、好ましいOの含有量は0.0020以下である。本発明の冷鍛窒化用鋼材の一つは、上述のCからOまでの元素を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、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。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。以下、任意元素である上記Mo、Cu、Ni、Ti、Nb、Zr、Pb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbの作用効果と、含有量の限定理由について説明する。Mo:0.50以下Moは、窒化温度でCと結合して炭化物を形成し、時効硬化により芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、0.50を超えてMoを含有すると、硬くなって冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のMoの量を0.50以下とした。なお、含有させる場合のMoの量は0.40以下であることが好ましい。一方、前記したMoの効果を安定して得るためには、Moの量は0.05以上であることが好ましい。CuおよびNiは、いずれも、芯部硬さを向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のCuおよびNiについて説明する。Cu:0.50以下Cuは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Cuの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下し、加えて、熱間圧延などの高温下ではCuが溶融して液体となる。液体化したCuは結晶粒間に浸潤し、粒界を脆化させ、熱間圧延での表面疵の原因となる。したがって、含有させる場合のCuの量に上限を設け、0.50以下とした。含有させる場合のCuの量は、0.40以下であることが好ましい。一方、前記したCuの効果を安定して得るためには、Cuの量は0.10以上であることが好ましい。Ni:0.50以下Niは、芯部硬さを向上させる作用を有するので、含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が多くなると、冷間鍛造性が低下する。したがって、含有させる場合のNiの量に上限を設け、0.50以下とした。含有させる場合のNiの量は、0.40以下であることが好ましい。一方、前記したNiの効果を安定して得るためには、Niの量は0.10以上であることが好ましい。上記のCuおよびNiは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、CuおよびNiの含有量がそれぞれ上限値である場合の1.00であってもよいが、0.80以下であることが好ましい。また、Cuを含有させる場合には、前記した熱間圧延での表面疵の発生を避けるために、Niを複合して含有させることが好ましい。Ti、NbおよびZrは、いずれも、結晶粒を微細化して曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のTi、NbおよびZrについて説明する。Ti:0.20以下Tiは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Tiを含有させてもよい。しかしながら、Tiの含有量が多い場合には、粗大なTiNが生成するので、却って曲げ疲労強度が低下する。そのため、含有させる場合のTiの量に上限を設け、0.20以下とした。含有させる場合のTiの量は、0.15以下であることが好ましい。一方、前記したTiの効果を安定して得るためには、Tiの量は0.005以上であることが好ましい。Nb:0.10以下Nbは、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Nbを含有させてもよい。しかしながら、Nbの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のNbの量に上限を設け、0.10以下とした。含有させる場合のNbの量は、0.07以下であることが好ましい。一方、前記したNbの効果を安定して得るためには、Nbの量は0.020以上であることが好ましい。Zr:0.10以下Zrも、Cまたは/およびNと結合して、微細な炭化物、窒化物および炭窒化物を形成して結晶粒を微細化し、曲げ疲労強度を向上させる作用を有する。したがって、Zrを含有させてもよい。しかしながら、Zrの含有量が多い場合には、硬さが上昇し、冷間鍛造性が低下する。そのため、含有させる場合のZrの量に上限を設け、0.10以下とした。含有させる場合のZrの量は、0.07以下であることが好ましい。一方、前記したZrの効果を安定して得るためには、Zrの量は0.002以上であることが好ましい。上記のTi、NbおよびZrは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、Ti、NbおよびZrの含有量がそれぞれ上限値である場合の0.40であってもよいが、0.24以下であることが好ましい。Pb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbは、いずれも、被削性を向上させる作用を有する。このため、これらの元素を含有させてもよい。以下、上記のPb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbについて説明する。Pb:0.50以下Pbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Pbを含有させてもよい。しかしながら、Pbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のPbの量に上限を設け、0.50以下とした。含有させる場合のPbの量は、0.20以下であることが好ましい。一方、前記したPbの効果を安定して得るためには、Pbの量は0.02以上であることが好ましい。Ca:0.010以下Caは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Caを含有させてもよい。しかしながら、Caの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のCaの量に上限を設け、0.010以下とした。含有させる場合のCaの量は、0.005以下であることが好ましい。一方、前記したCaの効果を安定して得るためには、Caの量は0.0003以上であることが好ましい。Bi:0.30以下Biも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Biを含有させてもよい。しかしながら、Biの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のBiの量に上限を設け、0.30以下とした。含有させる場合のBiの量は、0.10以下であることが好ましい。一方、前記したBiの効果を安定して得るためには、Biの量は0.005以上であることが好ましい。Te:0.30以下Teは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Teを含有させてもよい。しかしながら、Teの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のTeの量に上限を設け、0.30以下とした。含有させる場合のTeの量は、0.10以下であることが好ましい。一方、前記したTeの効果を安定して得るためには、Teの量は0.003以上であることが好ましい。Se:0.30以下Seも、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Seを含有させてもよい。しかしながら、Seの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSeの量に上限を設け、0.30以下とした。含有させる場合のSeの量は、0.15以下であることが好ましい。一方、前記したSeの効果を安定して得るためには、Seの量は0.005以上であることが好ましい。Sb:0.30以下Sbは、被削性を向上させる作用を有する。したがって、Sbを含有させてもよい。しかしながら、Sbの含有量が多い場合には、熱間加工性が低下し、さらに、冷鍛窒化部品の靱性低下も招く。そのため、含有させる場合のSbの量に上限を設け、0.30以下とした。含有させる場合のSbの量は、0.15以下であることが好ましい。一方、前記したSbの効果を安定して得るためには、Sbの量は0.005以上であることが好ましい。上記のPb、Ca、Bi、Te、SeおよびSbは、そのうちのいずれか1種のみ、または、2種以上の複合で含有させることができる。これらの元素を複合して含有させる場合の合計量は、0.50以下であることが好ましく、0.30以下であれば一層好ましい。Fn1:160以下本発明の冷鍛窒化用鋼材は、Fn1=399×C26×Si123×Mn30×Cr32×Mo19×Vで表されるFn1が160以下でなければならない。ただし、式におけるC、Si、Mn、Cr、MoおよびVは、その元素の質量での含有量を意味する。上記のFn1は、冷間鍛造性の指標となるパラメータである。Fn1が160以下であれば、冷間鍛造前の硬さが低くなって、良好な冷間鍛造性が確保できる。一方、Fn1が160を超えると、冷間鍛造前の硬さが高くなり過ぎ、冷間鍛造性が低下する。Fn1は、80以上であることが好ましく、また150以下であることが好ましい。Fn2:20~80本発明の冷鍛窒化用鋼材は、Fn2=669.3×logeC-1959.6×logeN-6983.3×0.067×Mo0.147×Vで表されるFn2が20~80でなければならない。ただし、式におけるC、N、MoおよびVは、その元素の質量での含有量を意味する。上記のFn2は、冷間鍛造後の窒化による時効硬化量、すなわち、窒化による芯部硬さの向上代の指標となるパラメータである。Fn2が20以上であれば、窒化後の時効硬化量が大きくなり芯部硬さが向上する。しかしながら、Fn2が80を超えると、上記の効果が飽和する。Fn2は、30以上であることが好ましく、また80以下であることが好ましい。Fn3:160以上本発明の冷鍛窒化用鋼材は、Fn3=140×Cr125×Al235×Vで表されるFn3が160以上でなければならない。ただし、式におけるCr、AlおよびVは、その元素の質量での含有量を意味する。上記のFn3は、窒化後の、表面硬さ、曲げ疲労強度および耐摩耗性の指標となるパラメータである。Cr、AlおよびVは、窒化中に冷鍛窒化部品の表面近傍に硬さの高い、窒化物および炭窒化物を生成し、表面硬さを向上させることができる。Fn3を160とすることで、表面硬さはHVで650以上となり、浸炭焼入れ材と同等の曲げ疲労強度と耐摩耗性が得られる。Fn3が160より小さい場合、表面硬さが低く、浸炭焼入れ材に比べて曲げ疲労強度および耐摩耗性が劣る。Fn3は、170以上であることが好ましく、また300以下であることが好ましい。Fn4:90~170本発明の冷鍛窒化用鋼材は、Fn4=511×C33×Mn56×Cu15×Ni36×Cr5×Mo134×Vの式で表されるFn4が90~170でなければならない。ただし、式におけるC、Mn、Cu、Ni、Cr、MoおよびVは、その元素の質量での含有量を意味する。上記のFn4は、冷間加工後の被削性の指標となるパラメータである。Fn4が90~170であれば、冷間鍛造後の旋削において、切屑処理性が良く、優れた被削性を有する。Fn4が90より小さい場合と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。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。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。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。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。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、10AA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10AA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。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°Cに加熱してから焼入れし、その後、150~200°C程度で焼戻し処理することが好ましい。上記850~1000°C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。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°C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。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°Cで1~30時間とすることが好ましい。窒化を行う温度が低く400°C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°C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°C以上とすることがより好ましく、また630°C以下とすることがより好ましい。窒化を施す時間は、冷鍛窒化部品に必要とされる有効硬化層の深さによって変わってくるが、1時間未満の場合には、有効硬化層が浅くなることがある。一方、30時間を超える長時間の場合は、大量生産に適さないことが多い。窒化を行う時間は、2時間以上とすることがより好ましく、また20時間以下とすることがより好ましい。所望の冷鍛窒化部品を得るための窒化方法は、特に規定されるものではなく、ガス窒化、塩浴窒化、イオン窒化等を用いることができる。軟窒化の場合には、例えばNH3に加えてRXガスを併用し、NH3とRXガスが1:1の雰囲気において処理を行えばよい。窒化を施す時間は処理温度により異なるが、例えば、軟窒化を590°C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。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1~19を180kg真空溶解炉によって溶製し、インゴットに鋳造した。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。上記の比較例の鋼のうちで鋼14は、JISG40522008に規定されたSCr420Hに相当する鋼である。各インゴットは、1250°C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1~13および鋼15~19の棒鋼には、950°C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。一方、Vを含有しない鋼14の棒鋼は、920°C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。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°Cで30分加熱保持した後に70°Cの油で焼入れを施し、その後170°Cで1時間の焼戻しを施した。一方、鋼14の場合は920°Cで30分加熱保持した後、同様に70°Cの油で焼入れを施し、その後170°Cで1時間の焼戻しを施した。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。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。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。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。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。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。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。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。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、JISB06011982の解説表1に記載されていた表面粗さを示す三角記号である。▽▽▽に付した3.2Sは、最大高さRmaxで3.2μm以下であることを意味する。▽に付したRq:0.10~0.20μmは、JISB06012001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。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°C油冷却は油温120°C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。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、JISB06011982の解説表1に記載されていた表面粗さを示す三角記号である。~は波形記号であり、生地であること、すなわち、ガス軟窒化した表面のままであることを意味する。上記のようにして作製した各試験片を用いて、次に示す試験を行った。調査1:冷間加工前のビッカース硬さ試験鏡面仕上した冷間加工前のビッカース硬さ測定用試験片の中心部1点とR/2部4点の計5点のHVを、JISZ22442009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。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10AA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。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、JISZ22442009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。調査6:被削性試験直径29mmに冷間引抜き後、長さ300mmに切断した試験片の外周部を、NC旋盤を用いて旋削加工して被削性を調査した。旋削加工は、チップブレーカのないWCを主体とした超硬工具を使用し、切削速度:150m/min、切込み:0.2mm、送り:0.8mm/revとし、水溶性潤滑剤で潤滑を施した状態で実施した。切屑処理性によって冷間加工後の被削性を評価した。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。切屑処理性が良好以上の評価◎または○の場合に、被削性が優れるとして、これを目標とした。調査7:窒化ガス軟窒化後の芯部硬さ、表面硬さおよび有効硬化層深さの測定ガス軟窒化した前記直径10mmの丸棒試験片を横断し、切断面が被検面になるように樹脂に埋め込んだ後、前記面が鏡面仕上げになるように研磨し、ビッカース硬さ試験機を使用して、芯部硬さを測定した。また、マイクロビッカース硬さ測定機を使用して、表面硬さおよび有効硬化層深さを調査した。具体的には、JISZ22442009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JISZ22442009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、JISZ22442009に準拠して、マイクロビッカース硬さ測定機によって、試験力を1.96Nとして鏡面仕上げした試験片の表面から順次HVを測定し、硬さの分布図を作成した。そして、HVで550となる位置までの表面からの距離を有効硬化層深さとした。調査8:小野式回転曲げ疲労試験窒化軟窒化後に仕上加工した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、下記の試験条件によって小野式回転曲げ疲労試験を実施し、繰返し数が107回において破断しない最大の強度を回転曲げ疲労強度とした。回転曲げ疲労強度が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。温度:室温、雰囲気:大気中、回転数:3000rpm。調査9:耐摩耗性の調査ブロックオンリング式摩耗試験によって、耐摩耗性を調査した。すなわち、図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。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°C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、JISG40532008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。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、JISB06011982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、JISB06012001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11中のCpはカーボンポテンシャルを表す。また、80°C油冷却は油温80°C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。上記の非接触部と接触部は、リング試験片との非接触部と接触部を指す。調査10:耐変形性の調査押し込み試験によって、耐変形性を調査した。すなわち、図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、JISG40532008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。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。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、JISB06011982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、JISB06012001に規定される二乗平均平方根粗さRqが0.10~0.20μmであることを意味する。表2に調査1~6の各試験結果を、表3に調査7~10の各試験結果を、それぞれ、まとめて示す。ただし、表3には、調査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。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。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。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。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。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。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。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。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。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。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。