JP6088322B2

JP6088322B2 - 耐焼付き性に優れた歯車

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Publication number: JP6088322B2
Application number: JP2013075191A
Authority: JP
Inventors: 清佳永松; 新堂　陽介; 陽介新堂
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2012-03-30
Filing date: 2013-03-29
Publication date: 2017-03-01
Anticipated expiration: 2033-03-29
Also published as: US20150038380A1; US9587288B2; CN104220621B; TWI507540B; JP2013227674A; WO2013147258A1; EP2832877A1; EP2832877A4; EP2832877B1; CN104220621A; TW201408790A

Description

本発明は、高回転・高すべりの発生する作動部位において使用され、優れた耐焼付き性を有する歯車に関するものであり、特に電気自動車モータ用として有用な歯車に関するものである。

例えば、自動車のトランスミッション用歯車などのような動力伝達部に使用される機械構造部品は、その使用時に、接触面圧の増大によって金属接触部分が剥離損傷するピッチング損傷を起こすことが知られている。そこで、このような用途に使用される鋼部品としては、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等の各種肌焼鋼を用いて、熱間鍛造や切削加工で成形加工した後、浸炭処理や浸炭窒化処理等の表面硬化処理を施し、更に必要によっては、部品表面に二硫化モリブデンなどの固体潤滑皮膜を形成したものが用いられている。

しかしながら、近年では、機械構造部の高出力化、小型軽量化に対する要求が高まっており、これら動力伝達部に使用される機械構造部品にかかる負荷はますます増大する傾向にある。そのため、ＳＣｒ、ＳＣＭ、ＳＮＣＭ等の各種肌焼鋼を表面硬化処理した部品のみならず、固体潤滑皮膜を形成させたとしても、要求される耐ピッチング性を達成することが困難になりつつある。

ところで、近年の環境負荷低減から生産量が拡大しつつある電気自動車においては、モータの回転を減速ギアに直接伝達するため、ガソリン車よりもこれらの部品が高回転下に曝されることになる。また、使用環境における動粘度がガソリン車よりも低い潤滑油が使用されるため、これら動力伝達部を構成する鋼部品の表面に形成される油膜が薄く、場合によっては油膜がほとんど形成されない箇所も局所的に発生する環境下にある。特に、高回転・高すべりとなるに伴い、油温も上昇し、潤滑油の動粘度が低下しやすくなり、ますます油膜切れが発生する部位が増える。そのため、これらの環境下では、鋼部品同士の金属接触による摩耗が生じやすく、また摩擦熱による温度上昇が生じて鋼部品の軟化も生じやすいため、焼付きが早期に発生し易いという問題がある。

上記のような環境下で使用される鋼部材に関連する技術は、これまでにも種々提案されている。例えば、特許文献１では、Ｃ：０．１５〜０．４０％、Ｓｉ：０．５０〜１．５０％、Ｍｎ：０．２０〜１．５０％、Ｃｒ：０．５０〜１．５０％、およびＭｏ：０．０５〜０．５０％を含有し、Ｎｉ：０．５０〜３．５０％、Ｔｉ：０．０３〜０．２０％、Ｎｂ：０．０３〜０．１５％、およびＡｌ：０．０１〜０．１０％から成る群より選ばれた少なくとも１種以上の元素を含有し、Ｐ：０．０１０％以下であり、残部がＦｅおよび不可避不純物である鋼材から成り、この部品表面における転動部位の炭素濃度が０．８〜１．２％である耐高面圧部品が開示されている。

しかしながらこの技術では、浸炭または浸炭窒化処理で炭素濃度を確保しており、窒化処理がなされていないため、表層窒素量は１％にも満たないものである。こうしたことから、より焼付きが発生しやすい環境で使用されると、良好な耐焼付き性が確保できない。

特許文献２では、Ｃ：０．４〜０．７％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：０．２〜１％、Ｃｒ：０．２〜３％、Ｍｏ：０．１〜１％、Ｖ：０．１〜１％、Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００３〜０．０２％、Ｓ：０．０７％以下、Ｔｉ：０．００２％以下を夫々含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなり、該不純物中のＰおよびＯを夫々０．０２％以下、０．００２％以下に抑えてなる鋼を素材とし、該素材を所定の部品形状に成形した後、窒化処理または軟窒化処理を行い、引き続き高周波焼入れ処理を行うことによって、表面から窒素を拡散させ、最表面から少なくとも０．２ｍｍの深さ位置において窒素濃度を０．０５％以上含有させた表面硬化層を形成することを特徴とする疲労強度特に面疲労強度に優れた機械構造用部品の製造方法が開示されている。

しかしながらこの技術では、表面窒素を拡散させる処理があるため、表層窒素濃度を高く維持することができず、また部品表層に炭化物も分散していないため、高滑り環境で良好な耐焼付き性を発揮することができない。

一方、特許文献３には、炭素肌焼鋼やクロムモリブデン肌焼鋼等の肌焼鋼に浸炭焼入れ、焼戻しを行い、更に軟窒化処理を施すことを特徴とするミシンのかまの製造方法が開示されている。しかしながらこの技術では、通常の浸炭処理が行われているのみであり、部品表層に炭化物が分散存在しておらず、高滑り環境で良好な耐焼付き性を発揮することができない。

特開２００５−６８４５３号公報特開平０６−１７２９６１号公報特開昭６２−２１１０９４号公報

本発明はこうした従来技術における課題を解決する為になされたものであって、その目的は、高回転・高すべり、低い動粘度の潤滑油が使用される動力伝達部において、より優れた耐焼付き性を発揮し、電気自動車モータ用として有用な歯車を提供することにある。

上記課題を解決することのできた本発明の歯車とは、Ｃ：０．１５〜０．４５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０２％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、表層部において、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトに、面積率１〜１０％で残留オーステナイトが存在すると共に、炭化物が面積率で５％以上析出している鋼材組織を有し、且つ表面から２０μｍ深さにおける窒素濃度が２．０〜６．０％である点に要旨を有するものである。

本発明の歯車においては、必要によって更に（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）、等を含有させることも有効であり、含有される成分に応じて歯車の特性が更に改善される。

本発明の歯車においては、表面から２０μｍ深さまでの表層部において、窒化鉄の濃度が８０質量％以上である窒化層が存在しており、当該窒化層は、窒化鉄中のＦｅ₄Ｎの割合が２０質量％以上であることも好ましい要件である。また本発明の電気自動車モータ用歯車には、表面に潤滑皮膜が形成されたものも包含する。本発明の歯車は、電気自動車モータ用として有用である。

本発明では、化学成分組成を適切に調整すると共に、表層部における組織を、炭化物面積率および残留オーステナイトを所定量確保しつつ焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトとし、且つ表面から２０μｍ深さにおける窒素濃度を２．０〜６．０％となるようにしたので、高回転・高すべり、低い動粘度の潤滑油が使用される動力伝達部において、より優れた耐焼付き性を発揮し、このような歯車は電気自動車モータ用として極めて有用である。

実施例で採用した各種高濃度浸炭処理（浸炭過程および炭化物析出過程）パターンを示す模式図である。ローラーピッチング試験に用いた試験片の概略説明図である。

本発明の耐焼付き性に優れた歯車は、（ｉ）歯車表面から２０μｍ深さにおける窒素濃度が２．０〜６．０％であること、（ii）表層部における炭化物の面積率が５％以上であること、（iii）表層部における残留オーステナイトの面積率が１〜１０％であること、等を特徴としている。

主としてガソリン車を対象として発生するピッチング損傷は、油膜切れによる歯車間の金属同士の接触によって摩擦熱が発生し、歯車が熱軟化することによる考えられてきた。そして、耐ピッチング性に優れる歯車部品を実現するには、部品そのものの表面、内部強度、或は焼戻し軟化抵抗の向上が有効であり、高強度化によって耐ピッチング性が改善されてきた。しかしながら、電気自動車モータ用歯車では、従来のガソリン車と比較して、歯面間のすべり速度が数倍以上になり、損傷メカニズムが焼付きへと変化するため、部品そのものの表面、内部強度、或は焼戻し軟化抵抗を向上させることの延長線上では耐焼付き性の改善指針を見出すことができない。

本発明者らは、すべり速度が極めて高い領域での焼付き発生メカニズムを詳細に検討した。その結果、高温・高圧・高すべり環境下で摩耗が生じることによる原子間結合、即ち凝着摩耗が支配的であることが判明した。そして、更に検討を進めた結果、凝着摩耗が発生しやすい環境下においても原子間結合しにくくなるようにするためには、歯車表層部のＮ含有量（窒素濃度）を高めることが有効であり、また各種添加元素との窒素化合物よりも、鉄窒化物を多数形成させると共に、鉄窒化物の組成を適切に制御することが有効であることを見出した。加えて、部品の摺動部（表層）に炭化物を分散させることも有効であり、これらの相乗効果によって、耐焼付き性を著しく向上させることができることを見出し、本発明を完成した。

本発明における耐焼付き性改善の推定メカニズムは、次のように考えられる。即ち、上記（ｉ）のように表層部のＮ含有量（窒素濃度）を制御することは、Ｎを熱的により安定な鉄窒化物組成に制御することができ、金属接触部分でも原子間結合を抑制することができる。また（ii）のように表層部の炭化物量を制御することは、鉄窒化物の効果と同様に、炭化物の化学的安定性によって、その存在で凝着摩耗を抑制することができる。

但し、上記の効果は、（ｉ）または（ii）のいずれか単独では耐焼付き性の著しい向上を発現させることができず、（ｉ）および（ii）の相乗効果によって初めて、耐焼付き性に優れた電気自動車モータ用歯車を実現することができる。また本発明では、上述の（iii）のように、残留オーステナイト量を規定しており、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用することによって、繰り返し衝撃荷重負荷時の亀裂発生および進展を抑制することができる。即ち、上記（ｉ）〜（iii）の要件を満たすことによって、耐焼付き性のみならず、低サイクル疲労特性にも優れた歯車を得ることができる。これらの要件を規定したことによる具体的な作用効果は下記の通りである。

［（ｉ）の要件］
歯車としての耐焼付き性を改善するためには、表面から２０μｍ深さ位置での窒素濃度を２．０〜６．０％となるように制御する必要がある。この部分における窒素濃度が、２．０％未満になると、金属接触による原子間結合が発生しやすくなり、凝着摩耗が生じることになる。一方、窒素濃度が６．０％を超えると、表層近傍の窒化物の原子構造が変化してしまうため、却って凝着摩耗が生じやすくなる。この窒素濃度の好ましい下限は３．２％以上（より好ましくは３．５％以上）であり、好ましい上限は５．８％以下（より好ましくは５．５％以下）である。

［（ii）の要件］
歯車表層部に炭化物を多数析出させることで、高すべり環境下において、耐焼付き性を向上させることができる。また表層部に存在する炭化物は、窒化によって表層部に窒素を著しく濃化させることを援助する作用も有する。そのためには、表層部での炭化物の面積率は５％以上である必要がある。炭化物の面積率が５％に満たない場合には、表層部近傍での窒素の濃化が不十分になるだけでなく、炭化物自身による耐焼付き性改善効果も不足するため、所定の耐焼付き性を得られない。この炭化物の面積率は好ましくは６％以上であり、より好ましくは７％以上である。

［（iii）の要件］
残留オーステナイトは、加工誘起変態することで、繰り返し衝撃荷重負荷時の亀裂発生および進展を抑制することができる。そのためには鋼中に、面積率で１％以上の残留オーステナイトを存在させることが必要である。しかしながら、残留オーステナイトの面積率が１０％を超えて存在すると、歯車部品を軟化させて、凝着摩耗が生じやすくなる。残留オーステナイトの面積率の好ましい下限は２％以上（より好ましくは３％以上）であり、好ましい上限は９％以下（より好ましくは８％以下）である。

本発明で規定する組織は上記の通りであって、残部となる基地組織は実質的に焼戻しマルテンサイトまたは焼戻しベイナイト、或はそれらの複合組織（焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトからなる組織）である。しかし、窒化処理後には、鋼中にこれら基地組織以外の組織、例えばフェライトやパーライト、ベイニティックフェライト、焼入れままマルテンサイト、焼入れままベイナイト等の組織が形成される場合がある。これらの組織は、歯車の特性バラつき、耐焼付き性に悪影響を及ぼすため、極力生成しないことが望まれる。但し、フェライトやパーライト、ベイニティックフェライト、焼入れままマルテンサイト、焼入れままベイナイト等の組織が、面積率で５％以下の割合で存在する場合に限って、本発明の作用に悪影響を与えないため、許容される。

本発明の歯車においては、最終製品（歯車部品）としての特性を発揮させるために、その化学成分組成をも適切に調整する必要がある。その化学成分組成における各成分（元素）の範囲限定理由は次の通りである。

［Ｃ：０．１５〜０．４５％］
Ｃは、機械構造用鋼部品としての芯部硬さを確保するのに必要な元素であり、Ｃ含有量が０．１５％未満では芯部硬さが不足し、機械構造用鋼部品として強度が不足する。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、浸炭時の炭素浸入量が減って炭化物の析出量が少なくなるだけでなく、芯部硬さが過度に高くなって冷鍛加工性や被削性も劣化するので、０．４５％以下に抑える必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．１８％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．４０％以下（より好ましくは０．３５％以下）である。

［Ｓｉ：０．０５〜１．０％］
Ｓｉは、焼戻し軟化抵抗を高めて硬さの低下を抑制する効果を発揮する。こうした効果を発揮させるためには、０．０５％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｓｉ含有量が過剰になると、冷間鍛造時の金型寿命を低下させるとともに、被削性も劣化させるため、１．０％以下とする必要がある。Ｓｉ含有量の好ましい下限は０．１０％以上（より好ましくは０．１５％以上）であり、好ましい上限は０．８％以下（より好ましくは０．５％以下）である。

［Ｍｎ：１．０〜２．０％］
Ｍｎは、マトリクスの固溶強化および焼入れ性を向上させると共に、残留オーステナイトを生成させ易くする効果がある。これらの効果を発揮させるためには、１．０％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｍｎ含有量が過剰になると、低級酸化物であるＭｎＯ濃度が上昇し、疲労特性を悪化させる他、加工性や被削性が著しく低下するので、２．０％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）であり、好ましい上限は１．８％以下（より好ましくは１．７％以下）である。

［Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｐは、結晶粒界に偏析して疲労寿命を短くするのでできるだけ低減する必要がある。特に、その含有量が０．０５％を超えると、疲労寿命の低下が著しくなる。こうしたことから、Ｐ含有量は０．０５％以下とした。Ｐ含有量は好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。

［Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）］
Ｓは、硫化物を形成する元素であり、その含有量が０．０５％を超えると、粗大な硫化物が生成するため疲労寿命を短くする。従って、Ｓの含有量は０．０５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０４５％以下であり、より好ましくは０．０４０％以下である。

［Ｃｒ：０．９〜２％］
Ｃｒは、焼入れ性の向上と安定な炭化物の形成を通じて、強度の向上および耐焼付き性を向上させるのに有効に作用する。こうした効果を発揮させるためには、Ｃｒは０．９％以上含有させる必要がある。しかしながら、Ｃｒの含有量が過剰になると、炭化物が粗大化し、疲労特性および切削性を低下させるため、その含有量は２％以下とする必要がある。Ｃｒ含有量の好ましい下限は１．１％以上（より好ましくは１．２％以上）であり、好ましい上限は１．９％以下（より好ましくは１．８％以下）である。

［Ａｌ：０．０１〜０．１％］
Ａｌは、脱酸剤として作用し、酸化物系介在物量を低減して鋼材の内部品質を高める作用を発揮するため適量添加することが好ましい。こうした観点から、Ａｌ含有量は０．０１％以上とした。しかしながら、Ａｌ含有量が過剰になると、粗大で硬い介在物（Ａｌ₂
Ｏ₃）が生成し、疲労特性を低下させるので０．１％以下とする必要がある。Ａｌ含有量
の好ましい下限は０．０１５％以上（より好ましくは０．０２０％以上）であり、好ましい上限は０．０８％以下（より好ましくは０．０６％以下）である。

［Ｎ：０．０２％以下（０％を含まない）］
Ｎは、Ａｌと結合してＡｌＮを形成し、結晶粒径を微細化する効果も有するが、その一方でＮ含有量が多すぎると、圧延時に割れが発生しやすくなるので０．０２％以下に制限する必要がある。Ｎ含有量は、好ましくは０．０１８％以下であり、より好ましくは０．０１６％以下である。

本発明の歯車における基本成分は上記の通りであり、残部は鉄および不可避的不純物（例えば、Ｓｂ，Ｍｇ等）である。本発明の歯車には、必要によって、（ａ）Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）、（ｂ）Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、（ｃ）Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）、（ｄ）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）、等を含有させてもよく、含有させる元素の種類に応じて、歯車の特性が更に改善される。これらの元素の好ましい範囲設定理由は下記の通りである。

［Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）］
Ｍｏは、焼入れ時の焼入性を著しく向上させる効果を持つのに加え、衝撃強度の向上に有効な元素である。しかしながら、Ｍｏ含有量が過剰になると、素材硬さが高くなるため被削性が不良となり、更には高価な元素であるためコストアップの要因となることから０．５％以下とすることが好ましい。より好ましくは、０．４５％以下であり、更に好ましくは０．４０％以下である。尚、Ｍｏによる効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０７％以上（更に好ましくは０．１０％以上）である。

［Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、歯車の表面硬さを向上させることによって、耐焼付き性を向上させるのに有効な元素である。これらにおける詳細な作用効果は次の通りである。

Ｖは、軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結合して表面層に微細なＶ炭・窒化物（Ｖを含有する炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出することにより、表面硬さを向上させ、耐焼付き性を向上させる。しかしながら、Ｖ含有量が過剰になって０．２％を超えると、Ｖ炭・窒化物が粗大化しやすくなり、表面硬さを低下させるとともに、疲労強度を劣化させる。より好ましくは、０．１９％以下であり、更に好ましくは０．１８％以下である。尚、Ｖによる効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０６％以上（更に好ましくは０．０７％以上）である。

Ｔｉは、軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結合して表面層に微細なＴｉ炭・窒化物（Ｔｉを含有する炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出することにより表面硬さを向上させ、耐焼付き性を向上させる。しかしながら、Ｔｉ含有量が過剰になって０．１％を超えると、Ｔｉ炭・窒化物が粗大化しやすくなり、表面硬さを低下させるとともに、疲労強度を劣化させる。より好ましくは、０．０９％以下であり、更に好ましくは０．０８％以下である。尚、Ｔｉによる効果を有効に発揮させるためには、０．０３％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０４％以上（更に好ましくは０．０５％以上）である。

Ｎｂは、軟窒化による侵入Ｎおよび侵入Ｃと結合して表面層に微細なＮｂ炭・窒化物（Ｎｂを含有する炭化物、窒化物若しくは炭窒化物）を析出することにより表面硬さを向上させ、耐焼付き性を向上させる。しかしながら、Ｎｂ含有量が過剰になって０．２％を超えると、Ｎｂ炭・窒化物が粗大化しやすくなり、表面硬さを低下させるとともに、疲労強度を劣化させる。より好ましくは、０．１９％以下であり、更に好ましくは０．１８％以下である。尚、Ｎｂによる効果を有効に発揮させるためには、０．０５％以上含有させることが好ましく、より好ましくは０．０６％以上（更に好ましくは０．０７％以上）である。

［Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）］
Ｂは、焼入性を著しく向上させる効果を有するだけでなく、衝撃強度の向上にも有効である。しかしながら、Ｂ含有量が過剰になると、Ｂ化合物が過剰に析出して粒界強度を低下させるため、疲労強度が劣化する。こうした観点から、０．０１％以下とすることが好ましい。より好ましくは０．００７％以下であり、更に好ましくは０．００４％以下である。

［Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）］
Ｃｕは、鋼中に固溶し、表層および内部硬さを向上させ、耐焼付き性を向上させるのに有効に作用する。また窒化処理時に微細に析出して、鋼材を硬化させる作用を発揮する。しかしながら、Ｃｕ含有量が過剰になると、鋼材を脆化させるのでＣｕ含有量は５％以下とすることが好ましい。より好ましくは４％以下であり、更に好ましくは３％以下である。

Ｎｉは、鋼材を固溶強化させる作用を有する。また、Ｃｕと複合添加することで、Ｃｕの析出硬化作用をより発揮させることができる。しかしながら、Ｎｉ含有量が過剰になると、その効果が飽和するのでＮｉ含有量は５％以下とすることが好ましい。より好ましくは４％以下であり、更に好ましくは３％以下である。

本発明の歯車は、上記のような化学成分組成の鋼材を用い、必要に応じて焼なまし等の熱処理を施した後、所定の歯車形状に加工し、高濃度浸炭焼入れ、焼戻しを行い、その後窒化処理を施すことで製造される。この製造工程において、歯車形状に加工するまでは一般的に用いられている方法を採用すればよく、歯車加工も熱間鍛造、冷間鍛造、温間鍛造等、各種鍛造・圧造、転造、或は切削、研削、これらの方法の組み合わせによって製造される。

高濃度浸炭焼入れは、炭化物の析出を目的に実施される重要な工程であり、その内容は、浸炭工程と炭化物析出工程に分けられる。上記の化学成分組成の鋼材に対し、所定の高濃度浸炭焼入れ処理を施すことで、所定の組織形態を得ることができる。焼戻しは置き割れ防止の観点で行われるが、焼入れ後に直ちに窒化処理する場合には、省略することも可能である。焼戻し処理は、例えば１００〜３００℃の温度範囲で１〜１８０分程度で行えば、置き割れを防止することができる。

この後に行われる窒化処理も重要な工程であり、上記の化学成分組成および高濃度浸炭により、表層部に炭化物が分散した組織を有する鋼材に窒化処理を施すことで、所定の組織形態とすることができ、耐焼付き性を改善することができる。この窒化処理は、公知のいずれの方法を適用してもよく、例えば、ガス窒化、ガス軟窒化、塩浴窒化、塩浴浸炭窒化、イオン窒化、プラズマ窒化、タフライド処理、ガス浸炭窒化、等が挙げられる。尚、本発明においては、窒化処理の一例として、プラズマ軟窒化処理、およびプラズマ窒化処理を適用した。プラズマ軟窒化処理は、窒素―水素−炭素混合ガス（Ｃ混合ガス）中でグロー放電させることによって、窒化処理するものであり、プラズマ窒化処理は、窒素−水素混合ガス中でグロー放電させることによって窒化処理するものである。機械加工等の仕上げ加工が必要な場合は、窒化処理前に行ってもよいし、窒化層に影響を与えない範囲においては、窒化処理後に行ってもよい。

上記のような窒化処理を行った歯車においては、表面から２０μｍ深さまでの表層部において、窒化鉄（鉄窒化物）の濃度が８０質量％以上である窒化層が存在しており、当該窒化層は、窒化鉄中のＦｅ₄Ｎの割合が２０質量％以上であることが好ましい。こうした要件を満足させることによって、耐焼付き性が更に向上するものとなる。こうした効果が発揮される理由は、次のように考えることができる。

凝着摩耗は金属接触による原子間結合によって起こるが、窒化鉄の割合を増やすことで原子間結合が起こりにくくなり、凝着摩耗を抑制することができる。また、窒化処理によって表層に生成される窒化鉄にはＦｅ_2〜3Ｎ、Ｆｅ₄Ｎ等などの種類があるが、この中でもっとも凝着摩耗を起こしにくいものがＦｅ₄Ｎであるため、Ｆｅ₄Ｎの割合を増やすことで耐焼付き性は更に向上する。窒化層中の窒化鉄（鉄窒化物）の濃度は、より好ましくは８５質量％以上であり、更に好ましくは９０質量％以上である。また窒化鉄中のＦｅ₄Ｎの割合は、より好ましくは２５質量％以上であり、更に好ましくは３０質量％以上である。

本発明の鋼材成分のうち、Ｃｒ，ＡｌおよびＭｏは、窒素と結びつきやすい元素である。これらの元素の含有量が多くなると、窒素の拡散速度が遅くなり、Ｆｅ_2〜3Ｎの量が多くなる。これらの元素を適量添加（Ｃｒで好ましくは１．３％以下、より好ましくは１．２％以下、Ａｌで好ましくは０．０４０％以下、より好ましくは０．０３０％以下、Ｍｏで好ましくは０．３０％以下、より好ましくは０．２０％以下）することで、表層部はＦｅ₄Ｎが多い窒化層となり、凝着摩耗を防ぐことができる（例えば、後記実施例２の試験Ｎｏ．２８〜３０参照）。

また軟窒化処理を行うと表層部の窒素濃度が高くなり、窒化処理に比べてＦｅ_2〜3Ｎができやすくなる。Ｆｅ₄Ｎの割合を増やすためには、窒化処理を行う方が適している（後記実施例２の試験Ｎｏ．２４と２５を参照）。窒化温度を高めにすること（５５０〜６３０℃程度、好ましくは５６０〜６００℃程度）で、窒素が適度に拡散し、Ｆｅ₄Ｎの割合が増えることになる（後記実施例２の試験Ｎｏ．２４と２６を参照）。

窒化処理条件におけるガス分率において、Ｎ₂分率を多くするとＦｅ_2〜3Ｎが多くなり、減らしていくとＦｅ₄Ｎが増えることになる。好ましい窒化鉄量、およびＦｅ₄Ｎ量を確保するためには、適正なＮ₂分率（３５〜５５％程度、好ましくは４０〜４５％程度）に調整することが好ましい（後記実施例２の試験Ｎｏ．２４と２７を参照）。

本発明の歯車において、耐焼付き性を向上させるためには、歯車表面に潤滑皮膜を形成することも有効である。潤滑皮膜処理は、金属接触を抑制し、温度上昇を抑制すると共に、凝着摩耗の発生を抑制することができる。潤滑皮膜処理は、例えば、銅、亜鉛、鉛等の軟質金属、酸化鉛等の金属酸化物、二硫化モリブデン、二硫化タングステン等の硫化物、フッ化物、窒化物、グラファイト、リン酸マンガン等が代表的なものとして例示され、その処理の種類、処理方法は一般的なものが採用される。

以下に、歯車の組織を作り込むための高濃度浸炭条件（浸炭条件、炭化物析出条件）および窒化条件を詳細に説明する。

[高濃度浸炭条件]
１．浸炭条件
（１）加熱温度（浸炭温度）：９００〜９８０℃
鋼部品に十分な浸炭を施すには、浸炭温度を９００℃以上とすることが好ましく、これより低温である場合には、浸炭に要する時間が長くなり生産性が低下するので好ましくない。より好ましくは９１０℃以上であり、更に好ましは９２０℃以上である。一方、浸炭温度が高すぎても結晶粒が粗大化し、鋼部品の靭性が劣化するので、浸炭温度は９８０℃以下とするのがよい。より好ましくは９７０℃以下であり、更に好ましくは９５０℃以下である。この浸炭温度での保持時間（浸炭時間）は、特に制約されるものではなく所望の浸炭層深さが得られる時間とすればよいが、コスト面からは１時間以上、１０時間以下の範囲内で適宜設定するのがよい。

（２）加熱雰囲気：Ｃｐ（カーボンポテンシャル）０．９〜１．５％
加熱雰囲気は、Ｃｐが０．９％以上、１．５％以下となるように制御するのがよい。この工程におけるＣｐが低過ぎると、鋼部品表層の炭素濃度が低くなり、次工程の炭化物析出工程で十分な炭化物を析出させることができず、結果として所望の耐焼付き性を確保することが困難となる。一方、Ｃｐの上限には特に制約はないが、高すぎると「スーティング」と呼ばれる「すす」が鋼部品表面に付着して浸炭が阻害されるので、１．５％以下とすることが好ましい。Ｃｐのより好ましい下限は０．９５％以上（更に好ましくは１．０％以上）であり、より好ましい上限は１．３％以下（更に好ましくは１．２％以下）である。

尚、前記Ｃｐの測定は、Ｏ₂センサ法や赤外線分析計によるＣＯ₂法、露点測定法、鉄線を用いたカーボンポテンショメータ等、一般に用いられる方法によって測定可能であるが、特に、Ｃｐコイルと呼ばれる鉄線を炉内雰囲気に放置し、このＣｐコイルを用いて赤外線吸収法等によって定量分析する方法が測定精度の面で最も優れている。

（３）平均冷却速度：１０℃／分〜４２００℃／分
前記浸炭温度で一定時間保持した後は、平均冷却速度１０℃／分以上で冷却するのがよい。その理由は、次工程である炭化物析出工程で微細な炭化物を析出させるには、前記浸炭温度で一定時間保持した後、浸炭した炭素を析出させず過飽和に固溶した状態で一旦Ａｒ_１変態点以下まで冷却しなければならず、平均冷却速度が１０℃／分未満では、過飽和状態にある炭素が結晶粒界に拡散する時間的余裕があり、析出時に炭化物が網目状に析出して各種強度が低下するからである。平均冷却速度の上限には特に制約はないが、あまり急速に冷却しても鋼部品に変形や割れが生じ易くなるので、４２００℃／分以下とするのがよい。この平均冷却速度のより好ましい下限は１３℃／分以上（更に好ましくは１５℃／分以上）であり、より好ましい上限は３６００℃／分以下（更に好ましくは３０００℃／分以下）である。

２．炭化物析出条件
前述した様に、上記浸炭工程にて過飽和に炭素を固溶した浸炭層内から、微細な炭化物を析出させることによって、歯車部品の耐焼付き性を向上させることができる。次に、炭化物析出条件について詳述する。

（１）加熱温度：８００〜８６０℃
炭化物析出は、８００℃以上、８６０℃以下の温度範囲内で行うのがよい。加熱温度が８６０℃を超えると、炭素量の固溶限界が大きくなり、析出する炭化物量が減少する。一方、加熱温度が８００℃未満になると、析出する炭化物が微細化し過ぎて耐焼付き性向上に対する寄与が小さくなる。この加熱温度のより好ましい下限は８２０℃以上（更に好ましくは８３０℃以上）であり、より好ましい上限は８５５℃以下（更に好ましくは８５０
℃以下）である。

（２）加熱雰囲気：Ｃｐ（カーボンポテンシャル）０．７〜１．１％
炭化物析出工程では、Ｃｐが０．７％以上、１．１％以下の雰囲気で炭化物の析出を行うのがよい。Ｃｐが０．７％未満になると、前記加熱温度保持中に脱炭してしまい、析出する炭化物量が減少する。一方、Ｃｐが１．１％を超えると、前記加熱温度保持中に浸炭が進んで炭化物が粗大化し、ピッチング等の各種強度が低下するので好ましくない。Ｃｐのより好ましい下限は０．７２％以上（更に好ましくは０．７５％以上）であり、より好ましい上限は１．０５％以下（更に好ましくは１．０％以下）である。尚、前記Ｃｐは、前述した方法で測定することができる。

[窒化条件]
（１）窒化処理温度：３５０〜６５０℃
本発明では、窒化処理において所定量の炭化物を析出させると共に、Ｎの鋼材への拡散を促進させ、原子間結合の発生しにくい鉄窒化物組成へと制御することによって、優れた耐焼付き性を得ることが可能となる。処理温度の下限を３５０℃としたのは、窒化処理温度が低過ぎる場合には、Ｎの拡散速度が低下してしまい、処理時間が長時間化してしまうためである。また、上限を６５０℃としたのは、窒化処理温度が高すぎる場合、Ｎの拡散促進のためには有効であるが、母相マトリクスの焼戻しが進行し過ぎて内部硬さが低下し、歯車部品としての特性を得られなくなるためである。従って、窒化温度を３５０〜６５０℃の範囲とすることにより、歯車部品としての諸特性を満足すると共に、電気自動車モータ等の高すべり環境下においても優れた耐焼付き性を発揮することができる。窒化温度のより好ましい下限は４００℃以上（更に好ましくは４５０℃以上）であり、より好ましい上限は６３０℃以下（更に好ましくは６００℃以下）である。

（２）窒化処理時間：３〜３０時間
窒化処理時間（窒化処理時の保持時間）は、Ｎを鋼中に拡散させ、鉄窒化物を形成させるために必要とされるものである。通常は温度と時間が連動してＮの拡散量、鉄窒化物量が決まるものであるが、本発明では、安定に所定の組織を得るための範囲を、温度、時間で夫々設定した。窒化時間を３〜３０時間とすることで、所望の組織を得ることができ、電気自動車モータ等の高すべり環境下においても優れた耐焼付き性を発揮することができる。この窒化時間が３時間未満の短時間では、十分な鉄窒化物を得ることができず、３時間未満で所望の組織を達成するために温度を上げ過ぎると、母相マトリクスが軟質化してしまう弊害がある。一方、窒化時間が３０時間を超える場合にも母相マトリクスが軟質化してしまい、これを防ぐために低温で処理しようとすると、Ｎが十分に鋼中に入り込まれず、十分な鉄窒化物を生成できない弊害がある。

（３）窒化処理雰囲気：窒素ガス濃度３０〜８０％
窒化処理雰囲気における窒素ガス濃度（Ｎ₂分率）は、Ｎを鋼中に拡散させ、原子間結合の発生しにくい鉄窒化物組成へと制御することによって、優れた耐焼付き性を得ることができる。雰囲気中のＮ₂分率が３０％未満では、Ｎを鋼中に十分含有させることができず、所望の歯車特性が得られない。一方、Ｎ₂分率が８０％を超え、鋼中のＮの含有量が増え過ぎると、原子間結合しやすい鉄窒化物へと組成が再び変化するため、耐焼付き性を改善できない。このＮ₂分率のより好ましい下限は３５％以上（更に好ましくは４０％以上）であり、より好ましい上限は７５％以下（更に好ましくは７０％以下）である。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。

（実施例１）
下記表１、２に示す各種化学成分組成の鋼材（鋼種Ｖは、ＪＩＳＳＣＭ４２０相当鋼）を、小型炉によって溶製し、熱間鍛造後に溶体化処理および焼きならし処理を行い、引き継き、機械加工により直径：２６ｍｍ×長さ：１３０ｍｍのローラーピッチング試験片の形状に粗加工した。粗加工後の試験片に、図１に示す各種パターン［図１（ａ）〜（ｆ）］で、高濃度浸炭処理（浸炭、および炭化物析出処理）を行った。

図１において、第１段階では高いカーボンポテンシャル（Ｃｐ）雰囲気で放置することにより高濃度浸炭し、更に第２段階で再加熱を行うことによって表層の浸炭部に微細な炭化物を析出させた。このとき、高濃度浸炭後の平均冷却速度は、５０℃／秒とした。その後焼戻し処理を行い、プラズマ軟窒化処理（以下、単に「窒化条件」と呼ぶことがある）を行って表層部に窒素を高濃度に含有する組織を形成した。窒化処理後、仕上げ加工を行い、試験片とした。図２にローラーピッチング試験片の形状（仕上げ加工後）を示す。

このときの窒化処理条件［加熱温度、保持時間およびＮ₂分率（Ｎ₂分率以外は、Ｃ混合ガス（Ｃ₃Ｈ₈）：１％、残部Ｈ₂分率）］を、図１に示した各種パターン［添字（ａ）〜（ｆ）で表す］と共に、下記表３、４に示す（試験Ｎｏ．１〜２３）。

得られた各試験片について、表層部の各組織（炭化物の面積率、残留オーステナイトの面積率）および表面から２０μｍ深さの窒素濃度を、下記の方法によって測定すると共に、部品特性（耐焼き付き性）を下記の方法によって評価した。

［表層部の炭化物面積率の測定方法］
組織中（主組織は焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト）の炭化物の面積率は、窒化処理後の試験片を横断面で切断、樹脂に埋め込み、鏡面研磨、エッチングしたサンプルを用い、その表面から深さ２０μｍの位置を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定した。高濃度浸炭を行うと、炭素が表層から内部に向けて拡散する。その結果、表層部から内部に向かって炭素の濃化層が形成され、それに伴って炭化物も形成される。ここでは、表面近傍における炭化物が重要であり、表面近傍における炭化物が面積率で５％以上あることが必要である。しかしながら、表面近傍の炭化物を直接測定することは困難であるため、ここでは表面近傍とほぼ同じ面積率になっている表面から２０μｍ深さ位置における炭化物を表面近傍の炭化物と定義し、その面積率が５％以上であることを本発明の要件とした。任意の９μｍ×１２μｍの視野を、倍率８０００倍で観察し、画像解析ソフトで炭化物の部分を識別し、その面積率を求めた。このとき測定は３視野行い、それら３視野の算術平均を炭化物の面積率とした。

［残留オーステナイトの面積率の測定方法］
試験片の一部を採出し、表面から深さ２００μｍの位置までの範囲を、５０μｍピッチ間隔（５箇所）で、微小部Ｘ線測定装置を用いて測定し、得られた残留オーステナイト量（残留γ面積率）の総和を５（測定箇所数）で除した値を採用した。

［表面から２０μｍ深さの窒素濃度の測定方法］
表層部（表面から２０μｍ深さ位置）における窒素濃度は、前記試験片を横断面で切断、樹脂に埋め込み、鏡面研磨後、表層部から内部に向かって窒素濃度を、電子線マイクロプローブ分析計（ＥｌｅｃｔｒｏｎＰｒｏｂｅＭｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ：ＥＰＭＡ）を用いた分析によって測定した。

［部品特性の評価方法］
部品特性の評価方法として、ローラーピッチング試験を実施した。ローラーピッチング試験は、前記試験片（小ローラー）と、高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２で作製された大ローラー（相手材）とを用いて、ローラーピッチング試験機によって行った。試験条件は、回転速度：１０００ｒｐｍ、相対すべり率：７００％、油温：９０℃で行い、焼付きの発生によって生じた振動で試験装置が停止するまでの回転数を求めた。このとき２００００×１０³回を上限とし、焼付き発生寿命とした。１００００×１０³回までに焼付きが発生しなかったものを、耐焼付き性に優れると評価した。

これらの結果（炭化物面積率、残留γ面積率、表層部窒素濃度、焼付き発生寿命）を、潤滑皮膜（潤滑皮膜はリン酸マンガンを使用）の有無と共に、下記表５、６に示す。尚、表６の焼付き発生寿命の項において「＞２００００」と表示したのは、２００００×１０³回においても焼付きが発生しなかったことを意味する。

これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１〜１５は、鋼材の化学成分組成および製造条件が共に適正な範囲で制御されているため、炭化物面積率、残留γ面積率および表層部窒素濃度のいずれも本発明で規定する範囲内に制御することができる。その結果、凝着抑制効果に優れ、優れた耐焼付き性を発揮することができる。また、潤滑皮膜を形成しても、優れた耐焼付き性を得ることができることが分かる。

これに対し、試験Ｎｏ．１６〜２３は、鋼材の化学成分組成や製造条件が適正な範囲で制御されていないため、いずれも耐焼付き性が劣化している。即ち、試験Ｎｏ．１６は、窒化処理の際の窒素ガス濃度（Ｎ₂分率）が低過ぎるため、表層部窒素濃度が不足し、耐
焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．１７は、炭化物析出時の加熱温度が８８０℃と高すぎるため［熱処理パターン図１（ｅ）］、炭化物面積率が確保できず、耐焼付き性が劣化している。

試験Ｎｏ．１８は、窒化処理の際の窒素ガス濃度（Ｎ₂分率）が高過ぎるため、表層部
に窒素が濃化しすぎて耐焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．１９は、浸炭時のカーボンポテンシャル（Ｃｐ）が低いため［熱処理パターン図１（ｄ）］、炭化物面積率が確保できず、耐焼付き性が劣化している。

試験Ｎｏ．２０は、Ｃｒ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｓ）を用いたものであり、製造条件が適切であっても、炭化物面積率が確保できず、耐焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．２１は、Ｃ含有量が過剰な鋼種（鋼種Ｔ）を用いたものであり、浸炭時の炭素浸入量不足となって炭化物面積率が確保できず、また表層の窒素濃度も低くなるため、耐焼付き性が劣化している。

試験Ｎｏ．２２は、高濃度浸炭処理を省略したため、炭化物面積率が確保できず、また表層の窒素濃度も低くなるため、耐焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．２３は、ＪＩＳＳＣＭ４２０相当鋼に、浸炭後、潤滑皮膜処理を行ったものであるが、高濃度浸炭、窒化処理を行っていないため［熱処理パターン図１（ｆ）］、炭化物面積率が確保できず、また表層の窒素濃度も低くなり、更に残留γ量も多く存在するため、耐焼付き性が極端に
劣化している。

（実施例２）
下記表７に示す各種化学成分組成の鋼材（鋼種Ｂ、Ｗ、Ｘ、Ｙ：このうち鋼種Ｂは、前記表１に示した鋼種Ｂと同じ）を、小型炉によって溶製し、熱間鍛造後に溶体化処理および焼きならし処理を行い、引き継き、機械加工により直径：２６ｍｍ×長さ：１３０ｍｍのローラーピッチング試験片の形状に粗加工した。粗加工後の試験片に、前記図１（ａ）に示した熱処理パターンで、高濃度浸炭処理（浸炭、および炭化物析出処理）を行った。このとき、高濃度浸炭後の平均冷却速度は、５０℃／秒とした。その後焼戻し処理を行い、窒化処理（プラズマ軟窒化処理またはプラズマ窒化処理）を行って、表層部に窒素を高濃度に含有する組織を形成した。窒化処理後、仕上げ加工を行い、試験片とした。実施例１と同様にローラーピッチング試験を行なった。

このときの窒化処理条件（加熱温度、保持時間、およびガス分率（Ｎ₂、Ｈ₂、Ｃ混合ガスの分率）を、下記表８に示す（試験Ｎｏ．２４〜３０）。

得られた各試験片について、表層部の各組織（炭化物の面積率、残留γ面積率）、表面から２０μｍ深さの窒素濃度（表層部窒素濃度）、および部品特性（耐焼き付き性）を、実施例１に示した方法によって測定すると共に、窒化層組成を下記の方法によって評価した。

（窒化層組成の測定方法）
試験片の一部を採出し、試験片表層部（表面から２０μｍ深さまでの表層部）において、以下に示す測定条件でＸ線回折を行った。

（Ｘ線回折の測定条件）
分析装置：２次元微小部Ｘ線回折装置「ＲＩＮＴ−ＲＡＰＩＤ II」株式会社リガク社製
（１）分析条件
管球：Ｃｏ、単色化：モノクロメータを使用（Ｋα線）、管球出力：４０ｋＶ−２６ｍＡ、検出器：イメージングプレート（２次元）
（２）反射法
コリメータ：φ３００μｍ、ω角(Ｘ線入射角)：２２°〜３０°揺動（１°／秒）、
φ角(面内回転)：固定、測定時間（露光）：３０分

得られたＸ線回折プロファイルから、試験片表層に存在する化合物を同定した。また、同定された化合物（成分）について、ピーク分離による半定量方法により、各成分の相対濃度を得た。表層の窒化鉄割合とは、Ｘ線回折の結果確認された、試験片表層に存在する全ての成分の相対濃度の合計（１００質量％）に対する、Ｆｅ₄ＮとＦｅ_2〜3Ｎの合計相対濃度の割合（質量％）であり、窒化鉄中でのＦｅ₄Ｎとの割合とは、Ｆｅ₄ＮとＦｅ_2〜3Ｎの合計相対濃度に対するＦｅ₄Ｎの相対濃度の割合（質量％）のことであり、以下の式によって値を算出したものである。尚、試験片表層に存在する全ての成分とは、Ｆｅ₄Ｎ、Ｆｅ_2〜3Ｎ、Ｆｅ₅Ｃ₂、Ｆｅ₃Ｃ、γ−Ｆｅ、α−Ｆｅ等であり、基本的にはこれらの合計割合が１００％となるのであるが、他の成分（例えば、Ｆｅ₂Ｃ、Ｆｅ₂₂Ｃ、Ｆｅ₇Ｃ₃等）が少量（５％以下）含まれていてもよい（含まれている場合には、これらの成分も合わせて１００％となる）。
窒化鉄割合（質量％）＝{表層中のＦｅ₄Ｎの相対濃度（質量％）＋表層中のＦｅ_2〜3Ｎの相対濃度（質量％）}
窒化鉄中でのＦｅ₄Ｎの割合（質量％）＝{Ｆｅ₄Ｎの相対濃度（質量％）／［Ｆｅ₄Ｎの相対濃度（質量％）＋Ｆｅ_2〜3Ｎの相対濃度（質量％)］}×１００（％）

その結果を、一括して下記表９に示す。

この結果から明らかなように、いずれの場合においても、鋼材の化学成分組成および製造条件が共に適正な範囲で制御されているため、炭化物面積率、残留γ面積率および表層部窒素濃度のいずれも本発明で規定する範囲内に制御することができる。その結果、凝着抑制効果に優れ、優れた耐焼付き性を発揮することができる。このうち、特に試験Ｎｏ．２５〜２７、２９、３０では、窒化層組成の好ましい要件をも満足するものであり、特に優れた耐焼付き性が得られていることが分かる。

Claims

Ｃ：０．１５〜０．４５％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｐ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０５％以下（０％を含まない）、Ｃｒ：０．９〜２％、Ａｌ：０．０１〜０．１％、およびＮ：０．０２％以下（０％を含まない）を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、表面から深さ２００μｍの位置までの範囲において、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトに、面積率１〜１０％で残留オーステナイトが存在すると共に、表面から深さ２０μｍの位置に、炭化物が面積率で５％以上析出している鋼材組織を有し、且つ表面から２０μｍ深さにおける窒素濃度が２．０〜６．０％であり、更に、
ローラーピッチング試験機を用い、試験片を小ローラー、かつ相手材を高炭素クロム軸受鋼ＳＵＪ２で作製された大ローラーとし、回転速度：１０００ｒｐｍ、相対すべり率：７００％、油温：９０℃の試験条件でローラーピッチング試験を実施したときに、１００００×１０ ³ 回までに焼付きが発生しないことを特徴とする耐焼付き性に優れた歯車。
更に、Ｍｏ：０．５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１に記載の歯車。
更に、Ｖ：０．２％以下（０％を含まない）、Ｔｉ：０．１％以下（０％を含まない）およびＮｂ：０．２％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１または２に記載の歯車。
更に、Ｂ：０．０１％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜３のいずれかに記載の歯車。
更に、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）および／またはＮｉ：５％以下（０％を含まない）を含有する請求項１〜４のいずれかに記載の歯車。
表面から２０μｍ深さまでの表層部において、窒化鉄の濃度が８０質量％以上である窒化層が存在しており、当該窒化層は、窒化鉄中のＦｅ₄Ｎの割合が２０質量％以上である請求項１〜５のいずれかに記載の歯車。
表面に潤滑皮膜が形成されたものである請求項１〜６のいずれかに記載の歯車。
電気自動車モータ用である請求項１〜７のいずれかに記載の歯車。