WO2013147259A1 - 耐焼付き性に優れた歯車 - Google Patents

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新堂　陽介
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    • C23C8/52—Solid state diffusion of only non-metal elements into metallic material surfaces; Chemical surface treatment of metallic material by reaction of the surface with a reactive gas, leaving reaction products of surface material in the coating, e.g. conversion coatings, passivation of metals using liquids, e.g. salt baths, liquid suspensions more than one element being applied in one step
    • C23C8/54—Carbo-nitriding

Definitions

  • the present invention relates to a gear that is used in an operation site where high rotation and high slip occur and has excellent seizure resistance, and particularly relates to a gear useful for an electric vehicle motor.
  • Patent Document 1 C: 0.7 to 1.1%, Si: 0.3 to 0.7%, Mn: 0.3 to 0.8%, Ni: 0.5 to 1.2% , Cr: 1.3-1.8%, Mo: 0.1-0.7% and V: 0.2-0.4%, consisting of the balance iron and impurities, Si + Mn: 1.0%
  • it is composed of steel with Ni + Cr: 2.3% or more and Cr + Mo + V: 3.0% or less, a high carbon content layer is formed, the hardness of the surface layer portion is 725 to 800 Hv, and the maximum particle size of carbide in the surface layer portion Is 10 ⁇ m or less, the area ratio is 7 to 20%, the carbon content of the surface layer is 0.2 to 0.4% higher than the inside, and the nitrogen content of the surface layer is 0.1 to 0.5%.
  • -Rolling members for auxiliary machinery are disclosed.
  • the amount of nitrogen in the surface layer is only about 0.5%. Is not enough.
  • Patent Document 2 C: 0.80 to 1.70%, Si: 0.70 to 2.50%, Mn: less than 0.30%, P: 0.050% or less, S: 0.050% or less , O: 0.0030% or less, N: 0.015% or less, steel slab or steel material composed of the balance iron and inevitable impurities, 800 ° C. or higher, 50 ° C. lower than the solidus temperature of the steel slab or steel material Heated to a temperature below the temperature, hot worked, cooled to room temperature, precipitated graphite with an average particle size of 0.5 ⁇ m or more on the obtained hot worked steel material, more than 100 pieces / mm 2 , the metal structure was mainly pearlite A hot-worked steel material and a product excellent in free-cutting property are disclosed. This technique also discloses that it is useful to appropriately add a graphite precipitation promoting element, a pearlite refinement element, a machinability improving element, a quenching promoting element, and the like as necessary.
  • this technique has a pearlite-based structure in order to ensure toughness, and carbides are not properly controlled on the surface layer of the part, and good seizure resistance cannot be exhibited in a high slip environment.
  • Patent Document 3 C: 0.60 to 0.85%, Si: 0.20 to 1.50%, Mn: 0.40 to 1.60%, Cr: more than 0.30 to 1.50 %, V: 0.05 to 0.80%, Mo: 0.05 to 0.50%, and further, if necessary, Al: 0.020 to 0.100%, Ti: 0.010 to 0.100 %, Nb: 0.010 to 0.100%, and B: 0.0005 to 0.0050%, one or more selected from the group, and / or S: 0.040 to 0.130% Steels for soft nitriding in which one or more selected from the group consisting of Pb: 0.030 to 0.350% and Ca: 0.0010 to 0.0100% have been proposed.
  • JP 2009-1848 A Japanese Patent Laid-Open No. 11-293386 JP-A-6-220579
  • the present invention has been made to solve such problems in the prior art, and its purpose is to achieve better seizure resistance in a power transmission section in which lubricating oil with high rotation / slip and low kinematic viscosity is used. It is to provide a gear useful for an electric vehicle motor.
  • the gears of the present invention that have solved the above-mentioned problems include C: more than 0.80% to 1.30% (meaning “mass%”, the same applies to the chemical composition), and Si: 0.05 to 1 %, Mn: 0.1 to 1%, P: 0.05% or less, S: 0.05% or less, Cr: 0.9 to 2%, Al: 0.01 to 0.1%, and N: Steel materials each containing 0.02% or less, the balance being iron and inevitable impurities, and at least one structure of tempered martensite and tempered bainite, and a spherical carbide having an area ratio of more than 5% and 30% or less is precipitated. It has a gist in that it has a structure and the nitrogen concentration at a depth of 20 ⁇ m from the surface is 2.0 to 6.0%.
  • a nitride layer having an iron nitride concentration of 80% by mass or more exists in the surface layer portion from the surface to a depth of 20 ⁇ m, and the nitride layer is a ratio of Fe 4 N in the iron nitride. Is preferably 20% by mass or more.
  • the gear of the present invention includes those having a lubricating film formed on the surface. The gear of the present invention is useful as a gear for an electric vehicle motor.
  • the chemical component composition is appropriately adjusted, and the structure in the surface layer portion is at least one of tempered martensite and tempered bainite while securing a predetermined amount of spherical carbide area ratio, and at a depth of 20 ⁇ m from the surface.
  • the nitrogen concentration is set to 2.0 to 6.0%, it can exhibit better seizure resistance in power transmission parts that use high-speed, high-slip, low kinematic viscosity lubricants. Such gears are extremely useful for electric vehicle motors.
  • the nitrogen concentration at a depth of 20 ⁇ m from the gear surface is 2.0 to 6.0%
  • the area ratio of the spherical carbide in the surface layer portion is 5 More than 30% and 30% or less.
  • the present inventors examined in detail the seizure generation mechanism in the region where the sliding speed is extremely high. As a result, it was found that interatomic bonds, that is, adhesive wear due to wear occurring under high temperature, high pressure, and high slip, are dominant. As a result of further investigation, it is effective to increase the N content (nitrogen concentration) of the gear surface layer part in order to make it difficult to bond between atoms even in an environment where adhesion wear is likely to occur. In addition, it has been found that it is more effective to form a large number of iron nitrides and to appropriately control the composition of iron nitrides than to nitrogen compounds with various additive elements. In addition, it was effective to disperse a predetermined amount of spherical carbide in steel, and it was found that the seizure resistance can be remarkably improved by these synergistic effects, and the invention was completed.
  • the presumed mechanism for improving seizure resistance in the present invention is considered as follows.
  • controlling the N content (nitrogen concentration) of the surface layer as in (i) above can control N to a thermally more stable iron nitride composition, and the interatomic bond even at the metal contact portion. Can be suppressed.
  • the influence of the abrasive wear due to the peeled iron pieces is also taken into account, so controlling the amount of spherical carbide in the surface layer as shown in (ii) disperses the hard spherical carbide By doing so, abrasive wear can be suppressed.
  • Spherical carbides present in the component surface layer can improve seizure resistance in a high slip environment.
  • the spherical carbide existing in the surface layer portion also has an action of assisting the nitrogen concentration in the surface layer portion by nitriding.
  • the area ratio of the spherical carbide in the surface layer portion needs to be more than 5% (more than 5%).
  • the area ratio of the spherical carbide is 5% or less, not only the concentration of nitrogen in the vicinity of the surface layer is insufficient, but also the effect of improving the seizure resistance by the carbide itself is insufficient, so that a predetermined seizure resistance can be obtained. Absent.
  • the spherical carbide is precipitated in a state dispersed in steel by annealing, spheroidizing annealing, quenching and tempering, and the aspect ratio (minor axis / major axis) is 0.4 or more (minor axis / major axis ⁇ 1. (In the range of 0).
  • the composition includes an Fe—C compound, a compound of carbon and an alloy element, a composite compound of Fe—C—alloy element, and the like.
  • the preferable lower limit of the area ratio of the spherical carbide is 6% or more (more preferably 7% or more), and the preferable upper limit is 28% or less (more preferably 25% or less).
  • the spherical carbide is precipitated in tempered martensite or tempered bainite which is substantially a base structure, or a composite structure thereof (structure made of tempered martensite and tempered bainite).
  • tempered martensite or tempered bainite which is substantially a base structure, or a composite structure thereof (structure made of tempered martensite and tempered bainite).
  • a structure other than these base structures such as ferrite, pearlite, bainitic ferrite, as-quenched martensite, or as-quenched bainite may be formed in the steel. Since these structures adversely affect the characteristic variation and seizure resistance of the gear, it is desirable that these structures be not generated as much as possible.
  • the area ratio of the spherical carbide becomes constant regardless of the place in the entire steel material.
  • iron nitride iron nitride
  • spherical carbide is not visible (cannot be measured).
  • the area ratio at the “20 ⁇ m depth position from the surface” where iron nitride cannot be obtained is measured. It is considered that the value is equivalent to the area ratio of the spherical carbide in the surface layer before nitriding.
  • C is an element necessary for forming a predetermined amount or more of a spherical carbide that improves seizure resistance. It is also effective in increasing the quenching hardness and maintaining the strength at room temperature and high temperature to impart wear resistance. In order to exhibit such an effect effectively, it is necessary to contain more than 0.80% at least. However, if the C content is excessive, giant carbides are likely to be formed in the core and the seizure resistance is deteriorated, so it is necessary to be 1.30% or less.
  • the preferable lower limit of the C content is 0.85% or more (more preferably 0.95% or more), and the preferable upper limit is 1.25% or less (more preferably 1.15% or less).
  • Si 0.05 to 1%
  • Si exhibits the effect of increasing the temper softening resistance and suppressing the decrease in hardness. In order to exhibit such an effect, it is necessary to contain 0.05% or more. However, when the Si content is excessive, the die life at the time of cold forging is reduced and the machinability is also deteriorated.
  • the preferable lower limit of the Si content is 0.10% or more (more preferably 0.15% or more), and the preferable upper limit is 0.8% or less (more preferably 0.5% or less).
  • Mn has an effect of improving solid solution strengthening and hardenability of the matrix. In order to exhibit this effect, it is necessary to contain 0.1% or more. However, if the Mn content is excessive, the concentration of MnO, which is a lower oxide, is increased and the fatigue characteristics are deteriorated, and the workability and machinability are remarkably lowered.
  • the preferable lower limit of the Mn content is 0.15% or more (more preferably 0.20% or more), and the preferable upper limit is 0.95% or less (more preferably 0.90% or less).
  • P 0.05% or less
  • P segregates at the grain boundaries and shortens the fatigue life, so it is necessary to reduce it as much as possible. In particular, when the content exceeds 0.05%, the fatigue life is significantly reduced. For these reasons, the P content is set to 0.05% or less.
  • the P content is preferably 0.045% or less, more preferably 0.040% or less.
  • S is an element that forms sulfides. If the content exceeds 0.05%, coarse sulfides are generated, and thus the fatigue life is shortened. Therefore, the S content is 0.05% or less.
  • the S content is preferably 0.045% or less, and more preferably 0.040% or less.
  • Cr 0.9-2%
  • Cr effectively acts to improve strength and improve seizure resistance through improving hardenability and forming stable carbides.
  • it is necessary to contain Cr by 0.9% or more.
  • the Cr content is excessive, the carbides become coarse and the fatigue characteristics and machinability are deteriorated, so the content needs to be 2% or less.
  • a preferable lower limit of the Cr content is 1.0% or more (more preferably 1.1% or more), and a preferable upper limit is 1.9% or less (more preferably 1.8% or less).
  • Al 0.01 to 0.1%
  • Al is preferably added in an appropriate amount in order to act as a deoxidizer and to reduce the amount of oxide inclusions and enhance the internal quality of the steel material.
  • the Al content is set to 0.01% or more.
  • the preferable lower limit of the Al content is 0.015% or more (more preferably 0.020% or more), and the preferable upper limit is 0.08% or less (more preferably 0.06% or less).
  • N 0.02% or less
  • N combines with Al to form AlN and has the effect of refining the crystal grain size.
  • the N content is preferably 0.018% or less, and more preferably 0.016% or less.
  • the basic components in the gear of the present invention are as described above, and the balance is iron and inevitable impurities (for example, Sb, Mg, etc.).
  • the gear of the present invention if necessary, (a) Mo: 0.5% or less (not including 0%), (b) V: 0.2% or less (not including 0%), Ti: 0.0. One or more selected from the group consisting of 1% or less (excluding 0%) and Nb: 0.2% or less (not including 0%), (c) Cu: 5% or less (not including 0%) And Ni: One or more selected from the group consisting of 5% or less (not including 0%) may be included, and the characteristics of the gear are further improved depending on the type of element to be included.
  • the reason for setting a preferable range of these elements is as follows.
  • Mo 0.5% or less (excluding 0%)
  • Mo is an element effective for improving the impact strength in addition to the effect of significantly improving the hardenability during quenching.
  • Mo content is excessive, the material hardness increases and machinability becomes poor.
  • it is preferably 0.5% or less. . More preferably, it is 0.45% or less, More preferably, it is 0.40% or less.
  • 0.05% or more is preferably contained, more preferably 0.07% or more (more preferably 0.10% or more).
  • V 0.2% or less (not including 0%)
  • Ti 0.1% or less (not including 0%)
  • Nb 0.2% or less (not including 0%)
  • V, Ti and Nb are effective elements for improving the seizure resistance by improving the surface hardness of the gear. The detailed effects of these are as follows.
  • V improves surface hardness by combining with intrusion N and intrusion C due to soft nitriding to deposit fine V carbon / nitride (carbide, nitride or carbonitride containing V) on the surface layer. And improve seizure resistance.
  • V content becomes excessive and exceeds 0.2%, the V charcoal / nitride tends to be coarsened, and the surface hardness is lowered and the fatigue strength is deteriorated. More preferably, it is 0.19% or less, More preferably, it is 0.18% or less.
  • the content is preferably 0.05% or more, more preferably 0.06% or more (more preferably 0.07% or more).
  • Ti combines with intrusion N and intrusion C due to soft nitriding to improve surface hardness by precipitating fine Ti charcoal / nitride (Ti-containing carbide, nitride or carbonitride) on the surface layer. Improves seizure resistance.
  • Ti content becomes excessive and exceeds 0.1%, Ti charcoal / nitride tends to be coarsened, and the surface hardness is lowered and the fatigue strength is deteriorated. More preferably, it is 0.09% or less, More preferably, it is 0.08% or less.
  • the content is preferably 0.03% or more, more preferably 0.04% or more (more preferably 0.05% or more).
  • Nb combines with intrusion N and intrusion C by soft nitriding to improve surface hardness by precipitating fine Nb carbon / nitride (carbide, nitride or carbonitride containing Nb) on the surface layer. Improves seizure resistance.
  • the Nb content becomes excessive and exceeds 0.2%, the Nb charcoal / nitride tends to be coarsened, reducing the surface hardness and deteriorating the fatigue strength. More preferably, it is 0.19% or less, More preferably, it is 0.18% or less.
  • it is preferably contained in an amount of 0.05% or more, more preferably 0.06% or more (more preferably 0.07% or more).
  • Cu dissolves in steel and effectively acts to improve the surface layer and internal hardness and to improve seizure resistance. Moreover, it precipitates finely at the time of nitriding, and exhibits the effect
  • the Cu content is preferably 5% or less. More preferably, it is 4% or less, More preferably, it is 3% or less.
  • Ni has the effect of strengthening the solid solution. Moreover, the Cu precipitation hardening effect
  • the gear of the present invention is manufactured by using a steel material having the above-described chemical composition, spheroidizing annealing, processing into a predetermined gear shape, quenching and tempering, and then performing nitriding treatment.
  • this manufacturing process it is only necessary to adopt a generally used method until it is processed into a gear shape, and the gear processing is also hot forging, cold forging, warm forging, various forging / forging, rolling, Alternatively, it is manufactured by cutting, grinding, or a combination of these methods.
  • Quenching is performed for the purpose of homogenizing the structure and increasing solid solution C for precipitation of carbides during nitriding. Quenching may be performed by a general method, and is heated to 780 ° C. or higher (however, if the heating temperature is too high, the austenite grains are too coarsened, and the upper limit is set to 1100 ° C.), and rapidly cooled to the martensite transformation start temperature Ms or lower. .
  • the entire tissue becomes uniform by holding for about 1 to 180 minutes. If the heating time at this time is too long, the effect of decarburization becomes significant, so the upper limit is 180 minutes.
  • the rapid cooling rate is not particularly limited as long as it is faster than a cooling rate that does not cause ferrite transformation and incomplete firing. From the above viewpoint, the lower limit is 1 ° C./second or more. Even if residual austenite remains at the time of quenching, it can be decomposed during the nitriding treatment, so that no particular problem occurs.
  • Tempering is performed from the viewpoint of preventing cracking. When nitriding is performed immediately after quenching, tempering can be omitted. For example, if the tempering process is performed in a temperature range of 100 to 300 ° C. for about 1 to 180 minutes, it is possible to prevent cracking.
  • the important processes for manufacturing the gear of the present invention are (A) spheroidizing annealing process and (B) nitriding process.
  • (A) Spheroidizing annealing treatment step In the spheroidizing annealing process, it is necessary to form a spheroidized structure in advance in order to control the spherical carbide area ratio after nitriding to a predetermined amount. Any known method may be applied to the spheroidizing annealing step, and examples thereof include a slow cooling method, a repeating method, and a high temperature tempering method. In the present invention, a slow cooling method was applied in order to precipitate spherical carbide stably.
  • the spheroidizing annealing process is subdivided into a heating / holding process in which pearlite is decomposed to leave undissolved carbides that become spheroidizing nuclei and a slow cooling process in which spherical carbides are grown.
  • the above heating temperature is controlled in the temperature range of 750 to 850 ° C.
  • the heating temperature is less than 750 ° C.
  • the decomposition of pearlite is insufficient, and residual pearlite is present even after slow cooling, which is not appropriate from the viewpoint of suppressing seizure resistance.
  • this heating temperature exceeds 850 ° C.
  • undissolved carbides are remarkably reduced and regenerated pearlite is generated after slow cooling, which is not appropriate from the viewpoint of suppressing seizure resistance.
  • the undissolved carbide can be controlled to an appropriate shape using the core of the spherical carbide.
  • the holding time after heating is shorter than 2 hours, the decomposition of pearlite is insufficient, and when it exceeds 20 hours, undissolved carbides are remarkably reduced.
  • an appropriate cooling rate range is about 1 to 50 ° C./hour (preferably about 5 to 30 ° C./hour).
  • the cooling stop temperature may be not higher than the Ar 1 transformation point, but is preferably about 600 to 700 ° C. from the viewpoint of productivity. Cooling after the cooling stop temperature may be appropriately selected according to production, such as air cooling, natural cooling, furnace cooling, and the like.
  • the purpose is to impregnate N into the steel, so that any known method may be applied.
  • any known method include gas nitriding, gas soft nitriding, salt bath nitriding, salt bath carbonitriding, ion nitriding, plasma nitriding, taffle treatment, gas carbonitriding, and the like.
  • plasma soft nitriding treatment and plasma nitriding treatment are applied as an example of nitriding treatment.
  • the plasma soft nitriding treatment is nitriding by glow discharge in a nitrogen-hydrogen-carbon mixed gas
  • the plasma nitriding treatment is nitriding by glow discharging in a nitrogen-hydrogen mixed gas.
  • finishing such as machining it may be performed before nitriding, or after nitriding as long as it does not affect the nitrided layer.
  • Nitriding temperature 350-650 ° C
  • a predetermined amount of spherical carbide is precipitated in the nitriding treatment, the diffusion of N into the steel material is promoted, and the iron nitride composition is controlled so that interatomic bonds are less likely to occur. Can be obtained.
  • the lower limit of the processing temperature is set to 350 ° C., when the nitriding temperature is too low, the diffusion rate of N decreases, the processing time becomes longer, and the time for obtaining a predetermined spherical carbide is also longer. This is because the production time is hindered.
  • nitriding temperature in the range of 350 to 650 ° C., various characteristics as a gear part can be satisfied, and excellent seizure resistance can be exhibited even in a high slip environment such as an electric vehicle motor.
  • a more preferable lower limit of the nitriding temperature is 400 ° C. or higher (more preferably 450 ° C. or higher), and a more preferable upper limit is 625 ° C. or lower (more preferably 600 ° C. or lower).
  • Nitriding time 3 to 30 hours
  • the nitriding time (holding time during nitriding) is required for growing carbide and diffusing N into the steel to form iron nitride. Is. Normally, the amount of carbide, the amount of N diffusion, and the amount of iron nitride are determined in conjunction with temperature and time, but in the present invention, ranges for obtaining a predetermined structure stably are set by temperature and time, respectively. .
  • the nitriding time By setting the nitriding time to 3 to 30 hours, a desired structure can be obtained, and excellent seizure resistance can be exhibited even in a high slip environment such as an electric vehicle motor.
  • the nitriding time is shorter than 3 hours, sufficient spherical carbide and iron nitride cannot be obtained, and in order to achieve the desired structure in less than 3 hours, if the temperature is raised too high, the matrix matrix There is a harmful effect of softening. On the other hand, even when the nitriding time exceeds 30 hours, the matrix matrix becomes soft, and when trying to treat at low temperature to prevent this, spherical carbide does not precipitate sufficiently, and N also diffuses sufficiently in the steel. There is no evil.
  • Nitriding atmosphere nitrogen gas concentration 30-80%
  • Nitrogen gas concentration (N 2 fraction) in the nitriding atmosphere can obtain excellent seizure resistance by diffusing N into the steel and controlling it to an iron nitride composition in which interatomic bonds are less likely to occur. it can. If the N 2 fraction in the atmosphere is less than 30%, N cannot be sufficiently diffused into the steel, and desired gear characteristics cannot be obtained. On the other hand, if the N 2 fraction exceeds 80% and the diffusion amount of N is excessively increased, the composition changes again to iron nitride that is easy to bond between atoms, and therefore seizure resistance cannot be improved.
  • a more preferable lower limit of the N 2 fraction is 35% or more (more preferably 40% or more), and a more preferable upper limit is 78% or less (more preferably 75% or less).
  • a nitride layer having a concentration of iron nitride (iron nitride) of 80% by mass or more exists in the surface layer portion from the surface to a depth of 20 ⁇ m.
  • the ratio of Fe 4 N in iron nitride is preferably 20% by mass or more. Satisfaction resistance is further improved by satisfying these requirements. The reason why such an effect is exhibited can be considered as follows.
  • Adhesion wear occurs due to interatomic bonds due to metal contact, but by increasing the proportion of iron nitride, interatomic bonds are less likely to occur and adhesion wear can be suppressed.
  • iron nitride generated on the surface layer by nitriding treatment includes Fe 2-3 N, Fe 4 N, and the like, but among them, the one that hardly causes adhesive wear is Fe 4 N.
  • the seizure resistance is further improved by increasing the proportion of Fe 4 N.
  • the concentration of iron nitride (iron nitride) in the nitride layer is more preferably 85% by mass or more, and still more preferably 90% by mass or more.
  • the ratio of Fe 4 N in iron nitride is more preferably 25% by mass or more, and further preferably 30% by mass or more.
  • Cr, Al and Mo are elements that are easily combined with nitrogen. When the content of these elements increases, the diffusion rate of nitrogen decreases and the amount of Fe 2-3 N increases. Appropriate amounts of these elements added (Cr is preferably 1.3% or less, more preferably 1.2% or less, Al is preferably 0.040% or less, more preferably 0.030% or less, and Mo is preferably 0 or less. .30% or less, and more preferably 0.20% or less), the surface layer portion becomes a nitride layer containing a large amount of Fe 4 N, and adhesion wear can be prevented (for example, test No. 29 in Example 2 described later). To 31).
  • the nitrogen concentration in the surface layer portion becomes high, and Fe 2 to 3 N is easily formed as compared with the nitriding treatment.
  • it is more suitable to perform nitriding (see Experiment Nos. 25 and 26 in Example 2 described later).
  • the nitriding temperature about 560 to 625 ° C., preferably about 570 to 600 ° C.
  • nitrogen diffuses moderately and the proportion of Fe 4 N increases (Test No. 2 in Example 2 described later). 25 and 27).
  • Lubricant coating treatment includes, for example, soft metals such as copper, zinc and lead, metal oxides such as lead oxide, sulfides such as molybdenum disulfide and tungsten disulfide, fluorides, nitrides, graphite, manganese phosphate, etc. Typical examples are used, and general processing types and processing methods are adopted.
  • Example 1 Steel ingots having various chemical composition compositions shown in Tables 1 and 2 below were produced in a melting furnace and then hot forged to a diameter of 32 mm. Spherical annealing in which these steel materials are heated and held in a temperature range of 760 to 820 ° C. for 2 to 8 hours, then cooled to 625 to 675 ° C. at a cooling rate of 10 to 200 ° C./hour, and then allowed to cool to the atmosphere. Processing was carried out. Thereafter, it was processed into a predetermined shape and subjected to quenching (840 ° C. ⁇ 30 minutes), tempering (160 ° C. ⁇ 120 minutes), and nitriding treatment (plasma soft nitriding treatment).
  • quenching 840 ° C. ⁇ 30 minutes
  • tempering 160 ° C. ⁇ 120 minutes
  • nitriding treatment plasma soft nitriding treatment
  • test piece shape (roller pitching test piece shape) shown in FIG. 1 was processed to obtain a test piece.
  • the conditions for plasma soft nitriding were performed in the following range. [Plasma soft nitriding conditions] Nitriding temperature: 300-670 ° C Retention time: 1 to 25 hours N 2 fraction: 20 to 85%, C mixed gas fraction (C 3 H 8 ): 1% (remainder: H 2 fraction)
  • nitriding treatment conditions the spheroidizing treatment conditions and plasma soft nitriding treatment (hereinafter sometimes simply referred to as “nitriding treatment conditions”) in each test are shown in Tables 3 and 4 below (Test Nos. 1 to 24).
  • the area ratio of the spherical carbide in the structure and the nitrogen concentration at a depth of 20 ⁇ m from the surface were measured by the following method, and the component characteristics (seizure resistance) were evaluated by the following method.
  • the area ratio of the spherical carbide in the structure was measured using a scanning electron microscope (SEM) at a position 20 ⁇ m deep from the surface of the test piece. At this time, a sample obtained by cutting the test piece after nitriding in a cross section, embedding in a resin, mirror polishing, and etching was used.
  • SEM scanning electron microscope
  • the nitrogen concentration in the surface layer portion (20 ⁇ m depth position from the surface) was measured by cutting the test piece in a cross section, embedding it in a resin, polishing, and then polishing the nitrogen concentration from the surface layer portion to the inside. It was measured by analysis using a Probe Microanalyzer (EPMA).
  • EPMA Probe Microanalyzer
  • Part characteristics evaluation method As an evaluation method for component characteristics, a roller pitching test was performed. The roller pitching test was performed by a roller pitching tester using the test piece (small roller) and a large roller (counter material) made of high carbon chromium bearing steel SUJ2. The test conditions were as follows: rotational speed: 1000 rpm, relative slip ratio: 700%, oil temperature: 90 ° C., and the number of revolutions until the test apparatus stopped due to vibration caused by the occurrence of seizure was determined. At this time, 20000 ⁇ 10 3 times was set as the upper limit, and the seizure generation life was assumed. Those having no seizure up to 10,000 ⁇ 10 3 times were evaluated as having excellent seizure resistance.
  • Test No. No. 17 is a steel type with a low Cr content (steel type Q). Even if the production conditions are appropriate, stable spherical carbide does not sufficiently precipitate, and the spherical carbide area ratio and surface layer nitrogen concentration are low. Insufficient seizure resistance has deteriorated. Test No. No. 18 has an excessive amount of nitrogen gas (N 2 fraction) during nitriding, so that nitrogen is excessively concentrated on the surface layer and the seizure resistance is deteriorated.
  • N 2 fraction nitrogen gas
  • Test No. 19 since the amount of nitrogen gas (N 2 fraction) during nitriding is too small, the nitrogen concentration in the surface layer portion cannot be secured, and the seizure resistance is deteriorated.
  • Test No. No. 20 since the nitriding temperature is low, the spherical carbide area ratio cannot be secured, the surface layer nitrogen concentration is insufficient, and the seizure resistance is deteriorated.
  • Test No. No. 21 has a high nitriding temperature, so that the internal diffusion of nitrogen in the surface layer portion is easy to proceed, the nitrogen concentration in the surface layer portion cannot be secured, and the seizure resistance is deteriorated.
  • Test No. No. 22 has a short retention time during the nitriding treatment, so that the nitrogen concentration in the surface layer portion can be secured, and the seizure resistance is deteriorated.
  • Test No. 23 the cooling rate during the spheroidizing treatment was too fast, and the regenerated pearlite structure was formed over the entire structure, so that the spherical carbide area ratio could not be ensured, and the seizure resistance deteriorated.
  • Test No. No. 24 is obtained by subjecting JIS SCM420 equivalent steel to a lubrication film treatment after carburizing, but since the spheroidizing annealing treatment and nitriding treatment were not performed, the spherical carbide area ratio could not be secured, and the surface layer nitrogen Since the concentration is also lowered, the seizure resistance is extremely deteriorated.
  • Example 2 Steel ingots (steel types N, AA, AB, AC: among these, steel type N is the same as steel type N shown in Table 1) shown in Table 7 below were prepared in a melting furnace, and the diameter: Hot forged to 32 mm. Spherical annealing in which these steel materials are heated and held in a temperature range of 760 to 820 ° C. for 2 to 8 hours, then cooled to 625 to 675 ° C. at a cooling rate of 10 to 200 ° C./hour, and then allowed to cool to the atmosphere. Processing was carried out. Thereafter, it was processed into a predetermined shape and subjected to quenching (840 ° C. ⁇ 30 minutes), tempering (160 ° C.
  • quenching 840 ° C. ⁇ 30 minutes
  • tempering 160 ° C.
  • Example 1 A roller pitching test was conducted in the same manner as in Example 1.
  • the spheroidizing treatment conditions and nitriding treatment conditions (plasma soft nitriding treatment or plasma nitriding treatment) in each test are shown in Table 8 below (Test Nos. 25 to 31).
  • the ratio of iron nitride in the surface layer is the total relative of Fe 4 N and Fe 2 to 3 N with respect to the total relative concentration (100% by mass) of all the components present in the surface layer of the specimen, which was confirmed as a result of X-ray diffraction. is the concentration ratio (mass%), the proportion of Fe 4 the ratio of the N, Fe 4 N relative concentrations to the total relative concentration of Fe 4 N and Fe 2 ⁇ 3 N of nitride in the iron (wt%) The value is calculated by the following formula.
  • All components present on the surface layer of the specimen are Fe 4 N, Fe 2 to 3 N, Fe 5 C 2 , Fe 3 C, ⁇ -Fe, ⁇ -Fe, etc.
  • the total ratio is 100%, but other components (for example, Fe 2 C, Fe 22 C, Fe 7 C 3 etc.) may be contained in a small amount (5% or less). The total of these components is 100%).
  • the gear of the present invention has a predetermined chemical composition, and has a steel material structure in which at least one of tempered martensite and tempered bainite and a spherical carbide having an area ratio of more than 5% and 30% or less are precipitated.
  • the nitrogen concentration at a depth of 20 ⁇ m from the surface is 2.0 to 6.0%, it is more excellent in a power transmission section in which lubricating oil with high rotation / slip and low kinematic viscosity is used. Exhibits seizure resistance.

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Description

耐焼付き性に優れた歯車
　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する。
　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：０．７～１．１％、Ｓｉ：０．３～０．７％、Ｍｎ：０．３～０．８％、Ｎｉ：０．５～１．２％、Ｃｒ：１．３～１．８％、Ｍｏ：０．１～０．７％およびＶ：０．２～０．４％を含有し、残部鉄および不純物からなり、Ｓｉ＋Ｍｎ：１．０％以下、Ｎｉ＋Ｃｒ:２．３％以上、Ｃｒ＋Ｍｏ＋Ｖ：３．０％以下である鋼から構成され、高炭素含有層が形成され、その表層部の硬度は７２５～８００Ｈｖ、表層部の炭化物の最大粒径は１０μｍ以下、面積率は７～２０％、表層部は内部よりも炭素量が０．２～０．４％だけ高く、表層部の窒素量は０．１～０．５％である自動車電装・補機用転動部材が開示されている。
　しかしながら、この技術を電気自動車用のモータに適用する場合、より焼付きが発生しやすい環境であるため、焼付きを抑制するためには、表層部の窒素量を０．５％程度にするだけでは不十分である。
　特許文献２では、Ｃ：０．８０～１．７０％、Ｓｉ：０．７０～２．５０％、Ｍｎ：０．３０％未満、Ｐ：０．０５０％以下、Ｓ：０．０５０％以下、Ｏ：０．００３０％以下、Ｎ：０．０１５％以下、残部鉄および不可避不純物からなる成分の鋼片、鋼材を、８００℃以上、その鋼片、鋼材の固相線温度より５０℃低い温度以下の温度に加熱し、熱間加工し、室温まで冷却し、得られた熱間加工鋼材に平均粒径０．５μｍ以上の黒鉛を１００個／ｍｍ2以上析出させ、金属組織をパーライト主体とする快削性に優れた熱間加工鋼材および製品が開示されている。また、この技術では、必要によって、黒鉛析出促進元素、パーライト微細化元素、被削性向上元素、焼入れ促進元素等を適宜添加することが有用であることも開示されている。
　しかしながらこの技術では、靭性を確保するためにパーライト主体の組織となっており、部品表層に炭化物が適切に制御されておらず、高すべり環境では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では、Ｃ：０．６０～０．８５％、Ｓｉ：０．２０～１．５０％、Ｍｎ：０．４０～１．６０％、Ｃｒ：０．３０超～１．５０％、Ｖ：０．０５～０．８０％、Ｍｏ：０．０５～０．５０％、更に、必要に応じ、Ａｌ：０．０２０～０．１００％、Ｔｉ：０．０１０～０．１００％、Ｎｂ：０．０１０～０．１００％、およびＢ：０．０００５～０．００５０％から成る群から選んだ１種または２種以上、および／またはＳ：０．０４０～０．１３０％、Ｐｂ：０．０３０～０．３５０％、およびＣａ：０．００１０～０．０１００％から成る群から選んだ１種または２種以上、を配合した軟窒化用鋼が提案されている。
　しかしながらこの技術では、炭化物を適切に制御するための球状化処理がなされていないため、部品表層に球状炭化物が分散しておらず、高すべ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２００９－１８４８号公報 特開平１１－２９３３８６号公報 特開平６－２２０５７９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：０．８０％超～１．３０％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５～１％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．９～２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、およびＮ：０．０２％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの少なくとも一方の組織と、面積率５％超、３０％以下の球状炭化物が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）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、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の歯車として有用である。
　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、球状炭化物面積率を所定量確保しつつ焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの少なくとも一方の組織とし、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することができ、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。
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）表層部における球状炭化物の面積率が５％超、３０％以下であること、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と考えられてきた。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、所定量の球状炭化物を鋼中に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、著しく耐焼付き性を向上させることができることを見出し、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。但し、金属接触部分では、凝着摩耗以外にも剥離鉄片によるアブレシブ摩耗の影響も加味されるので、（ii）のように表層部の球状炭化物量を制御することは、硬質の球状炭化物を分散させることによって、アブレシブ摩耗を抑制することができる。こうした効果は、（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。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２．２％以上（より好ましくは２．５％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］
　部品表層に存在する球状炭化物は、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、表層部に存在する球状炭化物は、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、表層部の球状炭化物の面積率は５％よりも多く（５％超）する必要がある。球状炭化物の面積率が５％以下の場合、表層部近傍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。一方、球状炭化物の面積率が３０％を超えると、表層部近傍に窒素が濃化しすぎて窒化物の構造が変化してしまうため、耐焼付き性が劣化する。ここで球状炭化物とは、焼きなまし、球状化焼鈍、焼入れ焼戻し等の処理によって鋼中に分散した状態で析出し、アスペクト比（短径／長径）が０．４以上（短径／長径≦１．０の範囲において）の炭化物のことを意味する。またその組成としては、Ｆｅ－Ｃ化合物や炭素と合金元素の化合物、Ｆｅ－Ｃ－合金元素の複合化合物等を含むものである。この球状炭化物の面積率の好ましい下限は６％以上（より好ましくは７％以上）であり、好ましい上限は２８％以下（より好ましくは２５％以下）である。
　上記球状炭化物は、実質的に基地組織となる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）に析出している。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。
　本発明の歯車を得るための球状化処理（後述する）を行うと、球状炭化物の面積率は、鋼材全体で場所によらず一定となる。しかし、その後窒化処理を行うと、最表面には窒化鉄（鉄窒化物）ができて球状炭化物が見えなく（測定できなく）なる。このため、後の実施例においては、製品（窒化品）の最表面での球状炭化物の面積率が図れないので、窒化鉄ができない「表面から２０μｍ深さ位置」での面積率を測り、この値が窒化前の表層での球状炭化物の面積率と同等であるとみなしている。
　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）による範囲限定理由は次の通りである。
　［Ｃ：０．８０％超～１．３０％］
　Ｃは耐焼付き性を向上させる球状炭化物を所定量以上形成させるのに必要な元素である。また焼入れ硬さを増大させ、室温、高温における強度を維持して耐摩耗性を付与するためにも有効である。そのような効果を有効に発揮させるためには、少なくとも、０．８０％よりも多く含有させる必要がある。しかしながら、Ｃ含有量が過剰になると、芯部に巨大炭化物が生成し易くなり、耐焼付き性が劣化するので１．３０％以下とする必要がある。Ｃ含有量の好ましい下限は０．８５％以上（より好ましくは０．９５％以上）であり、好ましい上限は１．２５％以下（より好ましくは１．１５％以下）である。
　［Ｓｉ：０．０５～１％］
　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％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：０．１～１％］
　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効果がある。この効果を発揮させるためには、０．１％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、１％以下とする必要がある。Ｍｎ含有量の好ましい下限は０．１５％以上（より好ましくは０．２０％以上）であり、好ましい上限は０．９５％以下（より好ましくは０．９０％以下）である。
　［Ｐ：０．０５％以下］
　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］
　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１．０％以上（より好ましくは１．１％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（Ａｌ2Ｏ3）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］
　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）Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上、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。
　［Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：５％以下（０％を含まない）よりなる群から選ばれる１種以上］
　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、球状化焼鈍した後、所定の歯車形状に加工し、焼入れ、焼戻しをした後、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。
　焼入れは、組織均一化、窒化における炭化物析出のための固溶Ｃの増加を目的に実施される。焼入れは一般的な方法でよく、７８０℃以上まで加熱し（但し、加熱温度が高すぎるとオーステナイト粒が粗大化しすぎるため、上限を１１００℃とする）、マルテンサイト変態開始温度Ｍｓ以下まで急冷する。
　加熱後は１～１８０分程度までの保持によって、組織全体が均一になる。このときの加熱時間が長過ぎると、脱炭の影響などが顕著になるため、上限は１８０分とする。急冷速度は、フェライト変態、不完全焼きが出ない程度の冷却速度よりも速ければよく、特に上限は定めない。下限は上記の観点から、１℃／秒以上とする。尚、焼入れ時点で残留オーステナイトが残っていても、窒化処理時に分解できるため、特に問題は生じない。焼戻しは置き割れ防止の観点で行われる。焼入れ後、直ちに窒化処理する場合には、焼戻しを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。
　本発明の歯車を製造する上で重要な工程は、（Ａ）球状化焼鈍処理工程と、（Ｂ）窒化処理工程である。上記の化学成分組成の鋼材に対し、所定の球状化焼鈍処理と窒化処理を施すことで、所定の組織形態を得ることができ、耐焼付き性を改善することができる。
　［（Ａ）球状化焼鈍処理工程］
　球状化焼鈍処理工程では、窒化後の球状炭化物面積率を所定量に制御するため、前もって球状化組織を形成させておく必要がある。この球状化焼鈍工程は、公知のいずれの方法を適用してもよく、例えば、徐冷法、繰り返し法、高温焼戻し法等が挙げられる。尚、本発明においては、安定に球状炭化物を析出させるため、徐冷法を適用した。球状化焼鈍処理工程は、パーライトを分解し、球状化の核となる未固溶炭化物を残存させる加熱・保持工程と、球状炭化物を成長させる徐冷工程に細分される。
　上記の加熱温度は、７５０～８５０℃の温度範囲に制御される。加熱温度が７５０℃未満になると、パーライトの分解が不足し、徐冷後も残存パーライトが存在することになるため、耐焼付き性抑制の観点からも適切でない。一方、この加熱温度が８５０℃を超えると、未固溶炭化物が著しく減少し、徐冷後に再生パーライトが生成することになるため、耐焼付き性抑制の観点でも適切でない。加熱後は２～２０時間程度で保持することよって、未固溶炭化物を球状炭化物の核として、適切な形に制御することができる。加熱後の保持時間が２時間よりも短いと、パーライトの分解が不足し、２０時間を超えると未固溶炭化物が著しく減少してしまう。
　その後の徐冷工程では、球状炭化物を成長させるという観点からすれば、冷却速度は遅ければ遅いほど良いが、その分生産性を阻害することになる。また冷却速度が速過ぎる場合には、Ａｒ１変態点までに球状炭化物が十分に成長できないため、再生パーライトの生成を招くことになる。炭化物の成長と生産性を両立させるという観点からして、適正な冷却速度範囲は、１～５０℃／時間程度（好ましくは５～３０℃／時間程度）である。また冷却停止温度は、Ａr1変態点以下であれば良いが、生産性の観点からして６００～７００℃程度であることが好ましい。また冷却停止温度以降での冷却は、空冷、放冷、炉冷等、生産にあわせて適宜選択すればよい。
　［（Ｂ）窒化処理工程］
　窒化処理工程では、Ｎを鋼中に含侵させることが目的であるため、その方法は公知のいずれの方法を適用してもよい。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。
　（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球状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すると共に、所定の球状炭化物を得る時間も長時間化し、生産性を阻害してしまうためである。また、上限を６５０℃としたのは、窒化処理温度が高過ぎる場合、炭化物の成長、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こと、および表層窒素の内部への拡散反応も大きくなるため、表層部で窒素を濃化するのを妨げることによる。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６２５℃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、炭化物を成長させると共に、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炭化物の量、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。窒化処理時間を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。この窒化処理時間が３時間未満の短時間では、十分な球状炭化物と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、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、窒化処理時間が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、球状炭化物が十分に析出せず、Ｎも十分に鋼中に拡散しない弊害がある。
　（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を鋼中に十分拡散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、Ｎの拡散量が増え過ぎると、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、耐焼付き性を改善することができない。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７８％以下（更に好ましくは７５％以下）である。
　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Ｆｅ2～3Ｎ、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、Ｆｅ2～3Ｎ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．２９～３１参照）。
　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Ｆｅ2～3Ｎ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の実験Ｎｏ．２５と２６を参照）。窒化温度を高めにすること（５６０～６２５℃程度、好ましくは５７０～６００℃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．２５と２７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Ｆｅ2～3Ｎ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．２５と２８を参照）。
　本発明の歯車においては、耐焼付き性を更に向上させるために、歯車表面に潤滑皮膜処理することも有効である。この潤滑皮膜処理は、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挙げられ、その処理の種類、処理方法は一般的なものが採用される。
　本願は、２０１２年３月３０日に出願された日本国特許出願第２０１２－０８２６１４号に基づく優先権の利益を主張するものである。２０１２年３月３０日に出願された日本国特許出願第２０１２－０８２６１４号の明細書の全内容が、本願に参考のため援用される。
　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塊を、溶解炉にて作製後、直径：３２ｍｍに熱間鍛造した。これらの鋼材を、７６０～８２０℃の温度範囲で２～８時間加熱・保持した後に、１０～２００℃／時間の冷却速度で、６２５～６７５℃まで冷却してから大気放冷する球状化焼鈍処理を実施した。その後、所定の形状に加工し、焼入れ（８４０℃×３０分）、焼戻し（１６０℃×１２０分）、および窒化処理（プラズマ軟窒化処理）を実施した。熱処理後、仕上げ加工を行い、図１に示す試験片形状（ローラーピッチング試験片形状）に加工し、試験片とした。尚、プラズマ軟窒化処理の条件は、以下の範囲で実施した。
　[プラズマ軟窒化条件]
　窒化温度：３００～６７０℃
　保持時間：１～２５時間
　Ｎ2分率：２０～８５％、Ｃ混合ガス分率（Ｃ3Ｈ8）：１％、（残部：Ｈ2分率）
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　このとき、各試験における球状化処理条件およびプラズマ軟窒化処理（以下、単に「窒化処理条件」と呼ぶことがある）を下記表３、４に示す（試験Ｎｏ．１～２４）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた各試験片について、組織中の球状炭化物の面積率および表面から２０μｍ深さの窒素濃度を、下記の方法で測定すると共に、部品特性（耐焼付き性）を下記の方法によって評価した。
　［球状炭化物の面積率の測定方法］
　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）の球状炭化物の面積率は、試験片の表面から深さ２０μｍの位置を、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて測定した。このとき、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、画像解析ソフトでアスペクト比０．４以上を閾値とし、球状炭化物の部分を識別し、その面積率を求めた。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。
　［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、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（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ　Ｐｒｏｂｅ　Ｍｉｃｒｏａｎａｌｙｚｅｒ：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（球状炭化物面積率、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５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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　これらの結果から、次のように考察できる。まず試験Ｎｏ．１～１４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、球状炭化物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．１５～２４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．１５は、Ｃ含有量が過剰な鋼種（鋼種Ｏ）を用いたものであり、表層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．１６は、Ｃ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｐ）を用いたものであり、球状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．１７は、Ｃｒ含有量が少ない鋼種（鋼種Ｑ）を用いたものであり、製造条件が適切であっても、安定な球状炭化物が十分に析出せず、球状炭化物面積率、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．１８は、窒化処理の際の窒素ガス量（Ｎ2分率）が多過ぎるため、表層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、窒化処理の際の窒素ガス量（Ｎ2分率）が少な過ぎるため、表層部の窒素濃度が確保できず、耐焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．２０は、窒化処理温度が低いため、球状炭化物面積率が確保できず、また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．２１は、窒化処理温度が高いため、表層部の窒素の内部拡散が進みやすく、表層部での窒素濃度が確保できず、耐焼付き性が劣化している。試験Ｎｏ．２２は、窒化処理時の保持時間が短いため、表層部の窒素濃度が確保できす、耐焼付き性が劣化している。
　試験Ｎｏ．２３は、球状化処理時の冷却速度が速すぎて、再生パーライト組織が組織全体にわたって形成されたため、球状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．２４は、ＪＩＳ　ＳＣＭ４２０相当鋼に、浸炭後、潤滑皮膜処理を行ったものであるが、球状化焼鈍処理および窒化処理を行っていないため、球状炭化物面積率が確保できず、また表層部の窒素濃度も低くなるため、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塊（鋼種Ｎ、ＡＡ、ＡＢ、ＡＣ：このうち鋼種Ｎは、前記表１に示した鋼種Ｎと同じ）を、溶解炉にて作製後、直径：３２ｍｍに熱間鍛造した。これらの鋼材を、７６０～８２０℃の温度範囲で２～８時間加熱・保持した後に、１０～２００℃／時間の冷却速度で、６２５～６７５℃まで冷却してから大気放冷する球状化焼鈍処理を実施した。その後、所定の形状に加工し、焼入れ（８４０℃×３０分）、焼戻し（１６０℃×１２０分）、および窒化処理（プラズマ軟窒化処理またはプラズマ窒化処理）を実施した。熱処理後、仕上げ加工を行い、図１に示す試験片形状（ローラーピッチング試験片形状）に加工し、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　このとき、各試験における球状化処理条件および窒化処理条件（プラズマ軟窒化処理またはプラズマ窒化処理）を下記表８に示す（試験Ｎｏ．２５～３１）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　得られた各試験片について、組織中の球状炭化物の面積率および表面から２０μｍ深さの窒素濃度、および部品特性（耐焼付き性）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Ｆｅ2～3Ｎ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Ｆｅ2～3Ｎ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、Ｆｅ2～3Ｎ、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Ｆｅ2～3Ｎ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％）＋Ｆｅ2～3Ｎの相対濃度（質量％)］}×１００（％）
　その結果を、一括して下記表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　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、球状炭化物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．２６～２８、３０、３１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を得られていることが分かる。
　本発明の歯車は、所定の化学成分組成を有し、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの少なくとも一方の組織と、面積率５％超、３０％以下の球状炭化物が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％であるものとすることによって、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する。

Claims (7)

  1. 　Ｃ：０．８０％超～１．３０％（「質量％」の意味、化学成分組成について以下同じ）、Ｓｉ：０．０５～１％、Ｍｎ：０．１～１％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０５％以下、Ｃｒ：０．９～２％、Ａｌ：０．０１～０．１％、およびＮ：０．０２％以下を夫々含有し、残部が鉄および不可避不純物からなり、焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイトの少なくとも一方の組織と、面積率５％超、３０％以下の球状炭化物が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％であることを特徴とする耐焼付き性に優れた歯車。
  2. 　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。
  3. 　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に記載の歯車。
  4. 　更に、Ｃｕ：５％以下（０％を含まない）およびＮｉ：５％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に記載の歯車。
  5. 　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に記載の歯車。
  6. 　表面に潤滑皮膜が形成されたものである請求項１に記載の歯車。
  7. 　電気自動車モータ用である請求項１に記載の歯車。
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