JP2008133501A

JP2008133501A - 真空浸炭歯車用鋼

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Publication number: JP2008133501A
Application number: JP2006319925A
Authority: JP
Inventors: Masayuki Horimoto; 雅之堀本; Naoyuki Sano; 直幸佐野
Original assignee: Sumitomo Metal Industries Ltd
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 2006-11-28
Filing date: 2006-11-28
Publication date: 2008-06-12
Anticipated expiration: 2026-11-28
Also published as: JP4821582B2

Abstract

【課題】１０００℃を超える高い温度で真空浸炭した場合にも面圧疲労強度及び曲げ疲労強度に優れ、異常粒成長も生じず、被削性も良好な真空浸炭歯車用鋼の提供。
【解決手段】Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＶが０．００５％以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。
【選択図】なし

Description

本発明は、真空浸炭歯車用鋼に関する。詳しくは、歯車に対して従来８５０〜９８０℃程度で行われていたガス浸炭処理を真空浸炭処理に変更し、１０００℃を超えるような高温で浸炭して生産効率を向上させた場合にも、従来のガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度を確保することが可能で、しかも、低サイクル曲げ疲労強度は従来と同等以上で、異常粒成長も生じず、更に、その被削性が良好な真空浸炭歯車用鋼に関する。

自動車や産業機械などの歯車用の素材としては、一般に、炭素の含有量が０．２質量％程度、Ｓｉの含有量が０．３質量％程度、Ｍｎの含有量が０．８質量％程度、Ｃｒ及びＭｏなどの合金元素を含んだＳＣＭ４２０鋼やＳＣｒ４２０鋼等の低炭素合金鋼が使用されている。

上記の鋼は、切削加工などの加工によって所定の歯車形状に成形された後、「浸炭焼入れ−焼戻し処理」が施され、この処理によって、表層に硬化層が形成され、更に、芯部硬さが確保され、最終製品である歯車に所望の耐摩耗性や強度が付与されている。

従来、上記の浸炭処理は、浸炭ガス雰囲気中で８５０〜９８０℃程度のオーステナイト領域において実施されており、十分な厚さの表層硬化層を得るためには、数時間から数十時間の長時間処理が必要であった。

このため、浸炭処理時間を短縮して生産効率を高めることができる技術が要望されている。

浸炭処理時間の短縮のためには、従来よりも高温で処理すればよいものの、従来のガス浸炭炉を用いた場合には炉壁の損傷が生じる。したがって、従来、９８０℃を超える温度でのガス浸炭処理はほとんど行われていない。

しかも、従来のガス浸炭処理では雰囲気に酸化性のガスが存在するため、被処理材の表層に、粒界酸化層が生成して、浸炭処理材の曲げ疲労強度や面圧疲労強度を低下させることがある。

素材鋼のＳｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量を低減するとともに、ＭｏやＮｉなどを含有させることによって、前記の粒界酸化層の生成を抑制することが可能であることが知られているが、高価な合金元素を多量に含んだ鋼を素材鋼として用いた場合には、製品コストの大幅な上昇を招いてしまう。

したがって、粒界酸化層が発生しないので曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下が生じず、しかも、１０００℃を超える高い温度で浸炭処理することができて生産効率の向上も可能な浸炭処理として、真空浸炭処理が注目されている。

しかしながら、前記したガス浸炭処理の素材鋼として用いられる通常の低炭素合金鋼であるＳＣＭ４２０鋼やＳＣｒ４２０鋼では、これを１０００℃を超えるような高温で浸炭処理すると異常粒成長を生じてしまう。

このため、１０００℃を超えるような高温で真空浸炭処理した場合にも、異常粒成長を生じず、しかも、曲げ疲労強度、なかでも、低サイクル曲げ疲労強度は従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上で、かつ、面圧疲労強度は従来の低炭素合金鋼と同等以上で、更に、被削性が良好で所定の歯車形状に成形する場合の切削加工が容易な鋼に対する要望が極めて大きくなっている。

そこで、前記した要望に応えるべく、特許文献１〜６に、種々の技術が提案されている。

具体的には、特許文献１に、１．００〜３．０％のＭｎを含有させることによって残留オーステナイト量を高め、また、０．５０〜３．０％のＳｉを含有量させることによって残留オーステナイトを安定化し、更に、Ａｌ、Ｎｂ及びＮを含有させることによって旧オーステナイト粒径を微細にして疲労強度を向上させた「浸炭・ショットピーニング用鋼」が開示されている。

特許文献２に、Ｃ含有量を０．２６〜０．３３％とすることによって９００〜９３０℃で浸炭処理する際の浸炭時間を短縮し、更に、芯部硬さを過大とせず、かつ、熱処理ひずみも低減できる「浸炭用鋼」が開示されている。

特許文献３に、Ｓｉ含有量の増量による焼戻し硬さの向上とＮｉとＭｏを単独又は複合で含有させることによる浸炭層及び心部の破壊靭性値を向上させることで面圧強度を向上させる「浸炭および浸炭窒化用鋼」が開示されている。

特許文献４に、使用する鋼材の成分組成に応じて浸炭焼入れ条件を制御することで、適正な表面硬さと残留オーステナイト量を確保し、優れた耐面圧性を有する浸炭部品を得ることができる技術、具体的には、高温強度を高めるためのＳｉ含有量、残留オーステナイト量を確保するためのＭｎやＣｒの含有量などを規定し、更に、表層硬度を維持するために、浸炭時の雰囲気のカーボンポテンシャルを規定した「耐高面圧浸炭部品の製法」が開示されている。

特許文献５に、浸炭或いは浸炭窒化工程後の温度範囲を制御することで、部品の芯部組織をフェライトとオーステナイトの二相組織とし、更にその後の焼入れで芯部組織をフェライトとマルテンサイトの二相組織とすることによって部品の焼入れひずみを低減する「熱処理歪みの少ない肌焼用鋼」が開示されている。

特許文献６に、重量比にして、Ｃ：０．１０〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．３０〜１．００％、Ｐ:０．０３５％以下、Ｓ：０．０３５％以下、Ｃｒ：０．２０〜０．５０％未満、Ｍｏ：０．３５〜０．８０％、Ａｌ：０．０２０〜０．０６０％、Ｎ：０．００８０〜０．０２００％を含有し、更に、必要に応じて、特定量のＮｂを含有し、かつ、１．５≦３×Ｓｉ（％）−Ｍｎ（％）＋Ｃｒ（％）／４＋Ｍｏ（％）であり、残部Ｆｅ及び不純物からなる鋼を浸炭処理し、歯車は、Ｃ濃度が０．６０％以上、残留オーステナイト量が２０％以下の浸炭層を有し、その外層には最大深さ５〜１３μｍの不完全焼入れ組織よりなる浸炭異常層を有し、更に、最大深さ位置から表面までの断面における浸炭異常層の占める面積率７０％以上である「歯元曲げ強度と耐ピッチング性に優れる高強度歯車及びその製造方法」が開示されている。

特開平２−１９４１４９号公報特開昭５５−８９４５６号公報特開２００１−１９２７６５号公報特開平９−５９７５６号公報特開平９−１３７２６６号公報特開２００３−２７１４２号公報

１０００℃を超えるような高温での真空浸炭処理の前組織は、特に、旧オーステナイト粒径に大きな影響を及ぼすが、前述の特許文献１〜３で開示された技術は、いずれも高温での真空浸炭処理を対象とする技術ではなく、高温での異常粒成長対策が十分になされたものではない。このため、特許文献１〜３で開示された技術の場合、１０００℃を超えるような高い温度で真空浸炭処理する場合には、異常粒成長の抑制に対して十分な効果が得られるというものではなかった。

特許文献４で開示された技術は、浸炭処理の際の雰囲気炭素濃度の制御技術が確立されているガス浸炭においては効果が発揮されるものの、１０００℃を超える温度域での異常粒成長については考慮されていない。このため、従来のガス浸炭よりも高い１０００℃を超えるような高い温度での真空浸炭処理に対しては必ずしも異常粒成長の抑制に対して十分であるというものではなかった。

特許文献５で開示された技術は、部品の焼入れひずみの絶対値が小さくなるという効果が得られるものの、芯部にフェライトが生成して芯部硬度が低い。このため、従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上の低サイクル曲げ疲労強度を確保できないものであった。更に、面圧疲労強度の向上に有効な残留オーステナイト量について配慮されていないので、必ずしも従来の低炭素合金鋼をガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度が得られるというものでもなかった。

特許文献６で開示された技術は、従来のガス浸炭焼入れを実施したものでは、耐ピッチング性を向上するという効果が得られるものの、真空浸炭焼入れを実施し、浸炭異常層を全く生成させない場合には、試験途中に曇り帯の生成が激しく生じ、凝着摩耗起点のピッチング破壊が生じ、面圧疲労強度が低下するというものであった。

そこで、本発明の目的は、１０００℃を超えるような高温で真空浸炭処理が施される歯車の素材であって、従来８５０〜９８０℃程度で行われていたガス浸炭処理を上記１０００℃を超えるような高温での真空浸炭処理に変更して生産効率を向上させた場合にも、炭素の含有量が０．２質量％程度である従来の低炭素合金鋼を用いてガス浸炭処理した場合と同等以上の面圧疲労強度を確保することが可能で、しかも、曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度は従来と同等以上で、異常粒成長も生じず、更に、その被削性が良好な真空浸炭歯車用鋼を提供することである。

本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行い、その結果、先ず、下記（ａ）〜（ｉ）の知見を得た。

（ａ）浸炭時に酸化性ガスを使用するガス浸炭処理の場合には、酸化物を形成しやすいＭｎやＳｉによって表層に粒界酸化を生じるため、浸炭層の強度が低下して、曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下をきたす。これに対して、酸化性ガスを使用しない真空浸炭処理の場合には、粒界酸化が生じないので、従来のガス浸炭処理の場合にはその含有量を制限する必要があったＳｉやＭｎを活用することができる。

（ｂ）歯車の歯面では転がりすべり応力が繰り返されることにより、ピッチングと呼ばれる疲労損傷が生じることがあり、この発生要因の一つとして、歯面同士の相対すべりで生じる摩擦熱による鋼材の軟化が考えられる。したがって、粒界酸化が生じない真空浸炭処理の場合には、Ｓｉの含有量を増やして鋼の焼戻し軟化抵抗を高めることでピッチングの発生を抑制することが可能である。

（ｃ）しかしながら、単に高Ｓｉ化して焼戻し軟化抵抗を上昇させるだけでは、表面硬さが非常に高くなって凝着摩耗を起因としたピッチングが発生するので、却って面圧疲労強度の低下を生じることがある。

（ｄ）これに対し面圧疲労強度を上昇させるためには、表面におけるいわゆる「なじみ性」を確保するために、浸炭層に残留オーステナイトを分散させればよい。

（ｅ）Ｍｎは、Ｍｓ点を降下させる元素である。このため、Ｍｎの含有量を増やすことによって、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることが可能である。

（ｆ）また、真空浸炭時の炭素浸入量を増加する元素であるＣｒ含有量を増やすことによっても、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることが可能である。

（ｇ）このことから、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値で７．２％以上となるようにすれば、真空浸炭処理後の焼入れで浸炭層内に残留オーステナイトを確保して表面の「なじみ性」を高め、良好な面圧疲労強度を確保することができる。なお、最近の歯車は非常に高面圧で使用されるため、上記の場合の残留オーステナイトは、なじみの過程で加工誘起マルテンサイト変態して硬化するので破壊の起点とはならず、面圧疲労強度の向上に有効に働くと考えられる。

（ｈ）しかしながら、Ｍｎ及びＣｒの含有量が過多の場合、或いはＳｉの含有量が少ない場合には、浸炭層内における残留オーステナイト量が過多となって十分な表層硬さが確保できないので、面圧疲労強度は却って低下する。

（ｉ）真空浸炭処理後の焼入れで浸炭層内に残留オーステナイトを過多に生成させず、良好な面圧疲労強度を確保するためには、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値で９．０％以下となるようにすればよい。

上記（ａ）〜（ｉ）の知見に基づいて真空浸炭処理する歯車の素材鋼の成分設計を行えば、面圧疲労強度を確保することが可能であるが、自動車や産業機械などの歯車用の素材鋼は、切削加工によって所定の歯車形状に成形された後、「浸炭焼入れ−焼戻し処理」が施されることが多い。このため、真空浸炭歯車用の素材鋼は、良好な被削性が得られるように成分設計する必要がある。

しかしながら、上記の面圧疲労強度を高める元素であるＳｉやＭｎは、フェライトの硬さを高める元素でもあることから、その含有量が過剰である場合には被削性の低下を招くこととなる。

そこで次に、本発明者らは、切削加工前に焼準処理を行う工程を想定して、焼準処理における冷却速度を種々に変化させて組織及び硬さが異なるように調整して、切削加工することを試みた。

その結果、下記（ｊ）及び（ｋ）の知見が得られた。

（ｊ）鋼の切削加工前の硬さ、つまり、焼準後の硬さが、ビッカース硬さ（以下、「Ｈｖ硬さ」ともいう。）で２４０以下であれば、良好な被削性を確保することができる。

（ｋ）焼準後の硬さをビッカース硬さで２４０以下とするためには、その組織をフェライトとパーライトの混合組織（以下、「フェライト・パーライト組織」という。）にすればよい。

なお、鋼の焼準後のフェライト・パーライト組織の硬さには焼準材のフェライトの量と硬さが影響するので、本発明者らは更に、フェライトを強化するＳｉ及びＭｏ、並びに、フェライトを強化するとともにフェライトの生成核となるＭｎＳ量に影響を及ぼすＭｎの含有量を種々に変えて、焼準後の硬さについて調査した。

その結果、下記（ｌ）及び（ｍ）の知見を得た。

（ｌ）Ｍｎの含有量が少ない場合にはＭｎＳの生成量が少なくなるため、粒内フェライトの生成量が減少してＨｖ硬さで２４０以下とならない。

（ｍ）Ｍｏ非含有鋼の場合には、Ｓｉ及びＭｎの含有量についての「Ｓｉ＋Ｍｎ」の値を２．５０％以下に、また、特定量のＭｏを含有した鋼の場合には、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏの含有量についての「Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ」の値を２．８０％以下にすることによって、焼準後の鋼の硬さをＨｖ硬さで２４０以下とすることができる。

なお、鋼の切削加工前の硬さ、つまり、焼準後の硬さは、焼準処理における冷却速度によっても変化するので、本発明者らは次に、焼準処理における冷却速度を種々に変えて、フェライト・パーライト組織におけるフェライト粒径及び硬さを変更した鋼を用いて、従来のガス浸炭よりも高温となる１０５０℃で真空浸炭処理を実施した。その結果、下記の重要な知見（ｎ）が得られた。

（ｎ）浸炭処理前の焼準後のフェライト・パーライト組織において、フェライト粒径が大きい場合には高温での真空浸炭処理で異常粒成長が生じる。そして、異常粒成長が生じないためには、高温での浸炭処理前のフェライト・パーライト組織にけるフェライト粒径を１００μｍ以下とする必要がある。

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）及び（２）に示す真空浸炭歯車用鋼にある。

（１）質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＶが０．００５％以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。

（２）質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物中からなり、不純物中のＶが０．００５％以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。

なお、「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指す。

また、フェライト・パーライト組織における「フェライト粒径」とは、倍率２００倍の光学顕微鏡写真（面積で２００μｍ×３００μｍの領域に相当）を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値を指す。なお、上記フェライトにはパーライト中のフェライトは含まない。

以下、上記（１）及び（２）の真空浸炭歯車用鋼に係る発明を、それぞれ、「本発明（１）」及び「本発明（２）」という。また、総称して「本発明」ということがある。

本発明の真空浸炭歯車用鋼を用いれば、従来８５０〜９８０℃程度で行われていたガス浸炭処理を１０００℃を超えるような高温での真空浸炭処理に変更して生産効率を向上させた場合にも、炭素の含有量が０．２質量％程度である低炭素合金鋼を用いてガス浸炭処理した従来の場合と同等以上の面圧疲労強度及び従来と同等以上の曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度が得られ、しかも、異常粒成長が抑止できるので、浸炭時間の短縮による製造コストの合理化が行える。なお、この真空浸炭歯車用鋼は被削性にも優れているので、切削加工によって容易に所定の歯車形状に成形することができる。

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

（Ａ）化学組成
Ｃ：０．１３〜０．３０％
Ｃは、鋼の強度に大きな影響を及ぼす元素であるが、強度と被削性には強い相関があって、強度が高い場合には被削性が低下し、特に、Ｃの含有量が０．３０％を超えると、強度が高くなりすぎて被削性が著しく低下する。一方、Ｃの含有量が少なすぎると強度が低くなって、切削時に「むしれ」等の悪影響を生じ、更に、部品強度の確保もできなくなり、特に、Ｃの含有量が０．１３％を下回ると、強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃの含有量を、０．１３〜０．３０％とした。なお、Ｃ含有量の望ましい範囲は０．１３〜０．２７％であり、更に望ましい範囲は０．１５〜０．２５％である。

Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下
Ｓｉは、３００℃付近の焼戻し軟化抵抗を高め、ピッチングの発生を抑制する作用を有する。この効果を得るためには、Ｓｉは０．５０％を超える含有量が必要である。しかしながら、Ｓｉの含有量が過剰になると、浸炭焼入れ時に芯部がフェライトとマルテンサイトの二相組織となるので芯部硬さが確保できず静的曲げ強度が低下し、特に、１．５０％を超えると、静的曲げ強度の低下が著しくなる。したがって、Ｓｉの含有量を０．５０％を超えて１．５０％以下とした。更に望ましいＳｉの含有量は、０．５５〜１．００％である。

なお、Ｓｉの含有量は上記の範囲において、後述する「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％」を満たすとともに、本発明例（１）の場合には「Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下」を、また、本発明（２）の場合には「Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下」をも満たす必要がある。

Ｍｎ：０．７０〜１．５０％
Ｍｎは、焼準時に粒内フェライトの核となるＭｎＳを形成するための必須元素であるとともに、浸炭層に残留オーステナイトを生成して真空浸炭処理した場合の表面における「なじみ性」を高めて十分な面圧疲労強度を確保するために有効な元素である。これらの効果を十分に得るためには、Ｍｎは０．７０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎの含有量が過剰になると、残留オーステナイト量が過多となって表層硬さが低下するため面圧疲労強度が低下し、更に、焼準後の硬さが高くなりすぎて被削性が低下し、特に、その含有量が１．５０％を超えると、面圧疲労強度と被削性の低下が著しくなる。したがって、Ｍｎの含有量を０．７０〜１．５０％とした。Ｍｎの含有量は０．８０〜１．３０％とすることが好ましい。

なお、Ｍｎの含有量は上記の範囲において、後述する「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％」を満たすとともに、本発明例（１）の場合には「Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下」を、また、本発明（２）の場合には「Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下」をも満たす必要がある。

Ｐ：０．１０％以下
Ｐは、脆化元素であり被削性を向上させる効果がある。しかしながら、Ｐの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、特に、０．１０％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Ｐの含有量を０．１０％以下とした。なお、Ｐの被削性向上作用は、その含有量が０．０１％以上の場合に大きくなる。したがって、Ｐの含有量は０．０１〜０．１０％とすることが好ましく、０．０１〜０．０２％とすれば一層好ましい。

Ｓ：０．０１〜０．０５％
Ｓは、ＭｎとともにＭｎＳを形成するための必須元素である。一定量のＭｎを含有させた状態で形成されるＭｎＳは被削性を確保するために必要であるばかりか、焼準時に粒内フェライトの核として働く。これらの効果を得るためには、Ｓの含有量は０．０１％以上とする必要がある。しかしながら、Ｓの含有量が過剰になると熱間延性が低下し、特に、その含有量が０．０５％を超えると、熱間延性の低下が著しくなる。したがって、Ｓの含有量を０．０１〜０．０５％とした。なお、Ｓの含有量は０．０１〜０．０３％とすることが好ましい。

Ｃｒ：０．７０〜１．５０％
Ｃｒは、真空浸炭時に浸炭性を促進するとともに焼入れ性を向上させ、また、浸炭焼入れ後の内部硬さを高める元素である。Ｃｒは、浸炭層内に残留オーステナイトを分散させることによって表面の「なじみ性」を高め、十分な面圧疲労強度を確保する作用も有する。こうした効果を得るためには、Ｃｒを０．７０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過度になると、残留オーステナイト量が過多となって十分な表層硬さが確保できず、面圧疲労強度が低下するし、表層の粒界にセメンタイトを生成して浸炭層の粒界強度の低下をきたし、特に、Ｃｒの含有量が１．５０％を超えると、面圧疲労強度の低下及び浸炭層の粒界強度の低下が著しくなる。したがって、Ｃｒの含有量を０．７０〜１．５０％とした。

なお、Ｃｒの含有量は上記の範囲において、後述する「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％」を満たす必要がある。

Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％
Ｎｂは、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより浸炭層の靱性を向上させるとともに、面圧疲労強度を向上させる作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｎｂは少なくとも０．０１０％の含有量が必要である。しかしながら、Ｎｂの含有量が多くなって０．０５０％を超えると、これらの効果が飽和してコストが嵩むばかりでなく、粗大な析出物を生成して異常粒成長が生じやすくなる。したがって、Ｎｂの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。

Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％
Ａｌは、鋼中のＮと結合しＡｌＮを形成し、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ａｌは少なくとも０．０１０％の含有量が必要である。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０５０％を超えると、硬質のＡｌ₂Ｏ₃形成による切削性の低下をきたす。したがって、Ａｌの含有量を０．０１０〜０．０５０％とした。なお、Ａｌの含有量は０．０１０〜０．０４０％とすることが好ましい。

Ｎ：０．０１００〜０．０２５０％
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、真空浸炭後の結晶粒を微細化することにより、浸炭層の靱性を向上させる作用がある。この効果を得るためには、Ｎは少なくとも０．０１００％の含有量が必要である。しかしながら、０．０２５０％を超えて含有させても、上記の効果が飽和するとともに、溶製の際、内部にいわゆる「巣」ができやすくなる。したがって、Ｎの含有量を、０．０１００〜０．０２５０％とした。

４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％
既に述べたように、Ｍｎ及びＣｒは、浸炭層内の残留オーステナイトの生成に有効な元素であり、また、Ｓｉは、浸炭層内の残留オーステナイトの生成を抑制する作用を有する。しかしながら、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値で９．０％を上回ると、浸炭層内における残留オーステナイト量が過多となって表層硬さが低下するため面圧疲労強度が低下する。一方、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値で７．２％を下回ると、残留オーステナイト量が少なくなり、真空浸炭処理の場合における表面の「なじみ性」が低下するので、十分な面圧疲労強度を得ることができない。したがって、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値で７．２〜９．０％を満たすこととした。

Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下
既に述べたように、Ｓｉは、３００℃付近の焼戻し軟化抵抗を高め、ピッチングの発生を抑制する作用を有し、また、Ｍｎは、浸炭層に残留オーステナイトを生成して真空浸炭処理した場合の表面における「なじみ性」を高めて十分な面圧疲労強度を確保するする作用を有する。

しかしながら、Ｓｉ及びＭｎの含有量が、「Ｓｉ＋Ｍｎ」の値で２．５０％を超えると、焼準後の鋼の硬さがＨｖ硬さで２４０を超えるので被削性が低下する。

したがって、Ｍｏ非含有の本発明（１）の場合には、Ｓｉ及びＭｎは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Ｓｉ＋Ｍｎ」の値で２．５０％以下を満たすこととした。

Ｖ：０．００５％以下
本発明においては、Ｖは不純物として、その含有量は０．００５％以下に抑えなければならない。すなわち、Ｖは、ＣやＮと結合しＶＣやＶＣＮを形成し、これらの炭化物や炭窒化物は真空浸炭処理の昇温過程の初期にはオーステナイト粒を微細化するのに有効であるものの、温度上昇が進んだ段階、また、浸炭処理温度に保持される段階では、マトリックス（素地）に固溶して異常粒成長の要因となる。更に、Ｖは、焼準後のフェライトを硬化するため、被削性の低下を招く。特に、Ｖの含有量が０．００５％を超えると、異常粒成長及び被削性の低下が顕著になる。したがって、本発明においては、不純物中のＶの含有量を０．００５％以下とした。

上記の理由から、本発明（１）に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成を、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＶが０．００５％以下を満たすことと規定した。

なお、本発明に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成は、０．１０〜０．５０％のＭｏを含み、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下であってもよい。以下、このことについて説明する。

Ｍｏ：０．１０〜０．５０％
Ｍｏは、フェライトを強化する作用及び浸炭層の焼戻し軟化抵抗を高める作用を有する。これらの効果を得るためには、Ｍｏは０．１０％以上の含有量が必要である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．５０％を超えると真空浸炭前の組織中にベイナイト組織の生成が認められ、被削性の低下をきたす。したがって、本発明（２）においては、Ｍｏの含有量を０．１０〜０．５０％とした。なお、Ｍｏを含有する場合、その含有量は、０．１０〜０．４０％とすることが好ましい。

Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下
Ｍｏ含有の場合には、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏの含有量が、「Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ」の値で２．８０％を超えると、焼準後の鋼の硬さがＨｖ硬さで２４０を超えるので被削性が低下する。

したがって、Ｍｏ含有の本発明（２）の場合には、Ｓｉ、Ｍｎ及びＭｏは、それぞれ、前述の含有量範囲で、しかも、「Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ」の値で２．８０％以下を満たすこととした。

上記の理由から、本発明（２）に係る真空浸炭歯車用鋼の化学組成をＣ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物中からなり、不純物中のＶが０．００５％以下を満たすことと規定した。

（Ｂ）真空浸炭処理前の組織
本発明においては、真空浸炭処理前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることが必要である。以下、このことについて説明する。

先ず、真空浸炭処理前の組織をフェライト・パーライト組織と規定するのは、切削加工前の組織である真空浸炭処理前の組織をフェライト・パーライト組織にすることによって、切削加工前の硬さが安定してビッカース硬さで２４０以下となって、良好な被削性を確保することができるからである。

次に、真空浸炭処理前のフェライト・パーライト組織におけるフェライト粒径を１００μｍ以下と規定するのは、前記フェライト粒径を１００μｍ以下とすることによって、１０００℃を超えるような高温で真空浸炭処理での異常粒成長を抑止できるからである。

なお、上記フェライト粒径は小さいほど好ましく、望ましくは５０μｍ以下、更に望ましくは３０μｍ以下とする。

上記フェライト・パーライト組織における「フェライト粒径」が、倍率２００倍の光学顕微鏡写真（面積で２００μｍ×３００μｍの領域に相当）を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値を指すこと、また、上記フェライトにはパーライト中のフェライトは含まないことは、既に述べたとおりである。

なお、前記（Ａ）項に記載の化学組成を有する鋼は、例えば、これに１２５０℃以上に昇温後、３０分以上保持の後、放冷し、更に９００〜９５０℃に昇温後、３０〜１８０分保持し、１０〜３０℃／分の速度で冷却する処理を行うことで、容易にその真空浸炭処理前の組織を、「フェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であるもの」とすることができ、１１００℃程度までの高温での真空浸炭における異常粒成長を抑止できる。

以下、実施例により本発明を更に詳しく説明する。

〔実施例１〕
表１に示す化学組成を有する鋼１を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。

なお、上記の鋼１は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。

上記のインゴットに、１２５０℃で３０分保持の処理を施した後、熱間鍛造を行って直径３５ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

次いで、上記の直径３５ｍｍの丸棒を１２５０℃に加熱し、６０分保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。

このようにして得た直径３５ｍｍの丸棒の横断面中心から１０ｍｍの位置を基準にして、直径が８ｍｍで長さが３０ｍｍの試験片を５本切り出した。

上記の直径が８ｍｍで長さが３０ｍｍの各試験片を真空熱処理炉で９２５℃に加熱し、１２０分保持してから、組織が変わるように６００〜５℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。

上記冷却後の各試験片を長さ１０ｍｍと長さ２０ｍｍに分割し、このうち長さ１０ｍｍの各試験片を樹脂に埋め込み、鏡面研磨してからナイタールで腐食し、組織及びフェライト粒径を調査した。

なお、「フェライト粒径」は、倍率２００倍の光学顕微鏡写真（面積で２００μｍ×３００μｍの領域に相当）を画像処理することによって求めた各フェライト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。

また、分割した残りの長さ２０ｍｍの各試験片は、真空浸炭炉に装入後、１時間で１０５０℃まで昇温し、浸炭時間を７分、拡散時間を２０分の浸炭処理を行った後、３０分で８５０℃まで降温し、更に３０分間保持した後に油温６０℃の油中に焼入れした。なお、この時の浸炭深さの目標は１．０ｍｍとした。

次いで、上記のようにして得た各試験片の横断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して、オーステナイト結晶粒径を測定し、異常粒成長の有無を調査した。

なお、「オーステナイト粒径」も上記「フェライト粒径」と同様に、倍率２００倍の光学顕微鏡写真（面積で２００μｍ×３００μｍの領域に相当）を画像処理することによって求めた各オーステナイト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。そして、上記のようにして得た「オーステナイト粒径」の３倍以上の粒径のオーステナイト粒が存在する場合に、異常粒成長していると判定した。

表２に、上記の各調査結果を示す。

表２から、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼であっても、真空浸炭前の組織におけるフェライト粒径が１００μｍ以上の場合には、異常粒成長が生じることが明らかである。

〔実施例２〕
表３に示す化学組成を有する鋼１〜２０を１８０ｋｇ真空溶解炉によって溶解し、インゴットを作製した。

表３中の鋼１〜８は、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼９〜２０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。

なお、鋼１は前記表１に示した鋼そのもので、表３に再掲したものである。

上記の各インゴットに、１２５０℃で３０分保持の処理を施した後、熱間鍛造を行って直径３５ｍｍの丸棒とした。なお、熱間鍛造の仕上げ温度は１０００℃を下回らないようにし、熱間鍛造後の冷却は大気中での放冷とした。

このようにして得た各鋼の直径３５ｍｍの丸棒を１２５０℃に加熱し、６０分保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。この後更に、９２５℃に加熱し、１２０分保持してから、１０〜３０℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。

このようにして得た直径３５ｍｍの丸棒を端から１００ｍｍの位置で切断し、切断面の組織及びフェライト粒径を測定するとともにビッカース硬さを測定した。なお、鋼１については、実施例１で直径が８ｍｍで長さが３０ｍｍの試験片を５本切り出したのとは反対側の端から１００ｍｍの位置で切断した。

組織、フェライト粒径及びビッカース硬さの測定は、前記の切断面が被検面となるように樹脂埋めし、鏡面研磨してから実施した。

すなわち、組織とフェライト粒径については、鏡面研磨した面をナイタールで腐食して調査した。

一方、ビッカース硬さの測定は、JIS Z 2244(2003)における「ビッカース硬さ試験−試験方法」に準拠して、鏡面研磨した断面の中心から直径の１／４の位置にある４点について、試験力を９８Ｎとして実施し、上記４点における平均値をもってビッカース硬さとした。

なお、上記のビッカース硬さは２４０以下であることを目標とした。これは、既に述べたように、ビッカース硬さが２４０以下であれば、良好な被削性を確保することができるためである。

また、前記のようにして得た直径３５ｍｍの丸棒の中心部から、図１に示す形状の二円筒転がり疲労試験に用いる小ローラ試験片及び図２に示す形状の四点曲げ試験片を切り出した。

上記の試験片は、いずれも、試験面を研削した後、真空浸炭処理した。具体的には、真空浸炭炉に装入後、１時間で１０２０℃まで昇温し、浸炭時間を６分、拡散時間を１２分の浸炭処理を行った後、３０分で８５０℃まで降温し、更に３０分保持した後に油温６０℃の油中に焼入れした。なお、この時の浸炭深さの目標は０．８ｍｍとした。

焼入れ後、各試験片は１７０℃の無酸化焼戻し炉で１２０分保持した後、窒素ガスを吹き付けて冷却した。

以上のようにして、試験番号１〜２０の試験片を作製した。

また、比較のため、鋼１９を用いてガス浸炭処理を行った上記の小ローラ試験片及び四点曲げ試験片を、試験番号２１として作製した。すなわち、真空浸炭処理品と同様に試験面を研削した後、９３０℃でガス浸炭処理し、油温６０℃の油中に焼入れした。なお、処理時間は１８０分であり、浸炭深さの目標は０．８ｍｍとした。

焼入れ後、各試験片は１７０℃の大気中で１２０分保持した後、空冷の焼戻しを行った。

上記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した小ローラ試験片を用いて、浸炭焼入れ−焼戻し後の浸炭層における残留オーステナイト量を測定した。すなわち、小ローラ試験片の表面から１０μｍを電解研磨により除去した後、Ｘ線回折を用いて、マルテンサイト相による回折線の積分強度とオーステナイト相による回折線の積分強度を比較することにより残留オーステナイト量を求め、浸炭焼入れ−焼戻し後の浸炭層における残留オーステナイト量を決定した。

二円筒転がり疲労試験に用いる小ローラ試験片は、上記の焼戻し後に、その掴み部を仕上げ、表４に示す条件で二円筒転がり疲労試験を実施し、面圧疲労強度を調査した。

なお、二円筒転がり疲労試験に用いる大ローラ試験片には、JIS G 4053(2003)で規定されたＳＣＭ８２２を機械加工後、ガス浸炭焼入れし、更に表層を５０ミクロン研削したものを使用した。

具体的には、素材を直径１５０ｍｍに熱間鍛造後、１２５０℃に加熱し、６０分間保持した後、室温まで大気中放冷する熱処理を行った。この後更に、９２５℃に加熱し、１２０分間保持した後、１０℃／分の冷却速度で室温まで冷却した。

次いで、上記の処理を施した素材を機械加工し、半径１５０ｍｍのクラウニングをもつ直径が１３０ｍｍで幅が２０ｍｍの形状のローラに加工した。上記ローラには、全浸炭深さの目標を１．５ｍｍとして、９３０℃でガス浸炭処理を施した後、油温６０℃の油中に焼入れした。焼入れ後、ローラは１７０℃の大気中で１２０分保持した後、空冷の焼戻しを行った。その後、クラウニング面を５０ミクロン研磨して、大ローラ試験片に仕上げた。

なお、面圧疲労強度は、前記表４に示すように、小ローラの回転数を１０００ｒｐｍとし、大ローラのすべり率が８０％となる条件で試験中の荷重が一定となる条件で、二円筒転がり疲労試験を実施した。この際、市販のＡＴＦ（オートマティックトランスミッション油）を、油温４０℃、２リットル／分の条件で接触部に試験片の回転逆方向から吐出した。

各試験荷重において、疲労剥離が生じるまで、或いは、疲労剥離が生じない場合には２×１０⁷回に至るまで、二円筒転がり疲労試験を継続し、２×１０⁷回まで疲労剥離が生じなかった条件のうち、最大の荷重となった場合の計算ヘルツ応力を面圧疲労強度とした。なお、この面圧疲労強度の目標は３０００ＭＰａ以上とし、面圧疲労強度が目標とする３０００ＭＰａ以上の場合に、面圧疲労強度に優れるものとした。

また、前記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した四点曲げ試験片を用いて、切欠部に常に引張応力がかかるように、応力比０．１、繰返し速度５Ｈｚの条件で四点曲げ疲労試験を実施して低サイクル曲げ疲労特性を調査し、Ｓ−Ｎ線図から１０００回曲げ疲労強度を求めた。なお、この１０００回曲げ疲労強度の目標は１０００ＭＰａ以上とし、１０００回曲げ疲労強度が目標とする１０００ＭＰａ以上の場合に、低サイクル曲げ疲労強度に優れるものとした。

更に、前記の「浸炭焼入れ−焼戻し」を施した小ローラ試験片の横断面を鏡面研磨し、界面活性剤を添加したピクリン酸飽和水溶液で腐食して、オーステナイト結晶粒径を測定し、異常粒成長の有無を調査した。

なお、「オーステナイト粒径」も前記「フェライト粒径」と同様に、倍率２００倍の光学顕微鏡写真（面積で２００μｍ×３００μｍの領域に相当）を画像処理することによって求めた各オーステナイト粒の面積から計算したいわゆる「相当円直径」の平均値から求めた。そして、上記のようにして得た「オーステナイト粒径」の３倍以上の粒径のオーステナイト粒が存在する場合に、異常粒成長していると判定した。

表５に、上記の各調査結果を示す。

表５から、本発明の条件を満たす試験番号１〜８の場合、従来のガス浸炭用鋼である試験番号２１と同等以上の３０００ＭＰａ以上の面圧疲労強度と１０００ＭＰａ以上の１０００回曲げ疲労強度を有し、面圧疲労強度と曲げ疲労強度、なかでも低サイクル曲げ疲労強度に優れており、しかも、異常粒成長も生じていない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番号９〜２０の場合、本発明の目標に達していない。

試験番号９の場合、鋼９の「Ｓｉ＋Ｍｎ」の値が本発明で規定する範囲を超えるため、Ｈｖ硬さが２４０を超え、被削性が低下する。更に、「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値も本発明で規定する範囲を超えるため浸炭層における残留オーステナイト量が過多となり、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達していない。

試験番号１０の場合も、鋼１０の「Ｓｉ＋Ｍｎ」の値が本発明で規定する範囲を超えるため、Ｈｖ硬さが２４０を超え、被削性が低下する。

試験番号１１の場合、鋼１１の「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の値が本発明で規定する範囲を下回るため、浸炭層における残留オーステナイト量の生成が少なく、いわゆる「なじみ性」が確保されないので、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達していない。

試験番号１２の場合、鋼１２の「４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ」の範囲が本発明で規定する範囲を超えるため浸炭層における残留オーステナイト量が過多となり、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達していない。

試験番号１３の場合、鋼１３のＳｉの含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度が３０００ＭＰａに達していない。

試験番号１４〜１７の場合、鋼１４〜１７のＭｎ含有量が、いずれも本発明で規定する範囲を下回るため、浸炭層における残留オーステナイト量が少なく、いわゆる「なじみ性」が確保できず凝着摩耗起因のピッチングが生じるため、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達していない。

試験番号１８の場合、鋼１８のＣｒ含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、真空浸炭焼入れ後の浸炭層の粒界に網目状のセメンタイトが生成して、低サイクル曲げ疲労強度（１０００回曲げ疲労強度）が低く、曲げ疲労強度は目標に達していない。

試験番号１９の場合、鋼１９はＳｉの含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達していない。

試験番号２０の場合、鋼２０のＳｉ含有量が本発明で規定する範囲を下回るため、焼戻し軟化抵抗が低く、面圧疲労強度は３０００ＭＰａに達しておらず、また、Ｖ含有量が本発明で規定する範囲を上回るため、真空浸炭処理時に異常粒成長が生じるため、低サイクル曲げ疲労強度（１０００回曲げ疲労強度）が低く、曲げ疲労強度は目標に達していない。

なお、既に述べたように、試験番号２１は、鋼１９をガス浸炭処理した比較材である。

実施例の二円筒転がり疲労試験に用いた小ローラ試験片の形状を示す図である。実施例の四点曲げ試験に用いた四点曲げ試験片の形状を示す図である。

Claims

質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ及びＣｒの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ：２．５０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物からなり、不純物中のＶが０．００５％以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。
質量％で、Ｃ：０．１３〜０．３０％、Ｓｉ：０．５０％を超えて１．５０％以下、Ｍｎ：０．７０〜１．５０％、Ｐ：０．１０％以下、Ｓ：０．０１〜０．０５％、Ｃｒ：０．７０〜１．５０％、Ｎｂ：０．０１０〜０．０５０％、Ｍｏ：０．１０〜０．５０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０５０％及びＮ：０．０１００〜０．０２５０％を含有するとともに、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が、Ｓｉ＋Ｍｎ＋４Ｍｏ：２．８０％以下及び４Ｍｎ＋４Ｃｒ−Ｓｉ：７．２〜９．０％を満たし、残部はＦｅ及び不純物中からなり、不純物中のＶが０．００５％以下の化学組成を有し、かつ、真空浸炭前の組織がフェライト・パーライト組織で、そのフェライト粒径が１００μｍ以下であることを特徴とする真空浸炭歯車用鋼。