CN1526836A - 滚动部件及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种滚动部件及其制造方法，所述滚动部件，使用至少含有0.5～1.5重量％的碳、及0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散有0.4～4.0体积％的、由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上的钢材，将在滚动面层上实行高频淬火、低温回火的的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.3～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的、所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上。这种滚动部件，改善了齿面的耐烧结性、是用于在300℃的回火硬度为HRC50以上的各种耐高表面压力用的廉价的高频淬火齿轮等的滚动部件。

Description

滚动部件及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用高频淬火、渗碳淬火、渗碳渗氮淬火、渗氮淬火等方法将滚动面层淬火硬化所制造的齿轮等滚动部件及其制造方法。
背景技术
以往，在建筑·土木工程机械的减速器等中，从耐高表面压力性(200kgf/mm2以上)被重视的观点出发，一般使用对SCr、SCM、SNCM类低碳钢实施渗碳淬火或渗碳渗氮淬火处理的齿轮，但在局部以较低的表面压力(～150kgf/mm2)条件使用的内齿轮类中，使用的是对中碳钢及中碳低合金钢(0.45～0.6重量％C)实施高频淬火等热处理的齿轮。
作为用于上述建筑·土木工程机械的齿轮减速器，从更高输出及小型化的观点出发，则要求耐高表面压力并且强度更高、成本更低的齿轮。
另外，上述建筑·土木工程机械，大多或在行驶时跨越岩石或结构物等障碍物，或一边旋转一边挖掘这些障碍物，冲击负荷会作用于这些行驶用、旋转用齿轮减速机的齿轮上，因此有渗碳淬火齿轮损坏的问题。
另一方面，在高频淬火的硬化齿轮上，虽然具有比渗碳淬火齿轮的高韧性，但如前所述，当在150kgf/mm2以上的高表面压力下使用时，有容易发生点状腐蚀、划痕及早期磨损等的耐表面压力强度方面的问题。另外，在渗碳淬火硬化齿轮上，具有在230kgf/mm2以上的高表面压力下使用时没有足够的耐久性、且用于小型化结构时的表面压力不足的问题。
本发明为解决上述问题而开发，其目的在于提供一种滚动部件，这种滚动部件，是在伴随着滑动的滚动条件下使用的齿轮中，对于其耐表面压力强度，着眼于在临界润滑状态下因伴随滑动而产生的聚集于局部的发热、使齿面温度上升到300℃，并且通过将滚动面的高频淬火将奥氏体中几乎不固溶的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的碳化物、氮化物及/或碳氮化物预先分散到齿面上而改善齿面的耐烧结性，以及，使用添加能有效地提高300℃的低温回火中的回火软化抗力的Al及/或Si的钢材，以300℃的回火硬度为HR50以上的各种耐高表面压力用的便宜的高频淬火的齿轮等；并且，其目的还在于提供一种通过在钢材中更适当地复合添加Al及Ni、即使在高硬度状态下也能具有高韧性化的滚动部件及其制造方法。
发明内容
对于实施了渗碳淬火处理的SNCM815、SCM420、SCr420、SMnB420钢(渗碳表面硬化钢)，在表面压力为375～220kgf/mm2的范围内调查其伴随滑动的滚动面压力强度，其结果是确认了由107旋转而开始产生点状腐蚀的表面压力为210kgf/mm2，由各种表面压力而产生点状腐蚀的滚动面最表层的马氏体相的X射线半衰宽度、减少为4～4.2°，并且在滚动面最表层上有明显的软化。
另外，对于将S55C碳素钢用淬火回火处理调整到HRC61～62的碳素钢，预调查其以表面压力为250kgf/mm2的滚动面压力强度，其结果是，由107旋转而开始产生点状腐蚀的表面压力为大约180kgf/mm2，由表面压力250kgf/mm2所产生点状腐蚀的滚动面的马氏体相的X射线半衰宽度、与上述渗碳表面硬化钢的几乎相同地减少为3.6～4.2°。
并且，对共析碳素钢(1)(0.77重量％C)预调查其滚动面压力强度的结果表明：由107旋转而开始产生点状腐蚀的表面压力为230～240kgf/mm2，与由几乎相同含碳量构成的上述渗碳表面硬化钢的滚动面压力强度大致相同，可看出渗碳表面硬化钢、因存在滚动表面的晶界氧化层或不完全淬火层所产生滚动面压力强度的偏差而较为低下。
并且，预调查了将实施了球化处理的共析碳素钢(2)(0.85重量％C、0.43重量％Cr)的滚动面进行高频淬火的滚动面压力强度，其结果表明：由107旋转而开始产生点状腐蚀的表面压力约为260～270kgf/mm2，与上述共析碳素钢(1)(0.77重量％C)的滚动面压力强度相比、被高强度化，其原因是因为在滚动面马氏体相中分散了约2％体积的微细的渗碳体粒子。
并且，从在使上述微细的渗碳体粒子分散(2％体积)的同时提高马氏体硬度的观点出发，预调查了将含有约1.0重量％碳及1.5重量％Cr的SUJ2、从840℃淬火后回火达到HRC62.5的滚动面压力强度，其结果表明：由107旋转开始产生点状腐蚀的表面压力为270kgf/mm2，表示与上述共析钢的几乎相同的强度，由表面压力250kgf/mm2所产生点状腐蚀的滚动面的马氏体相的X射线半衰宽度、与上述渗碳表面硬化钢的几乎相同地减少为4.2～4.5°。另外，为了更多地分散上述微细的渗碳体粒子，将实施了球化处理的SUJ2在加热温度950～980℃下高频淬火材料的滚动面压力强度，与先前的从840℃淬火的相比，改善到了300kgf/mm2，其原因是由于在固溶碳浓度0.35重量％的滚动面马氏体相中分散了约10％体积的微细的渗碳体粒子，并且至少以2％体积、最好为5％体积作为微细的渗碳体粒子的下限分散量、上限分散量为10％体积以上。
而且，调查了将含有0.46、0.55、0.66、0.77、0.85重量％碳的碳素钢从820℃淬火，以100～350℃进行了3小时回火时的硬度及X射线半衰宽度，并且参考了所有公开的与其有关的数据(例如[材料」、第26卷280号、P26)并进行了研究，其结果表明，马氏体相的X射线半衰宽度为4～4.2°的硬度其大致相当于被回火到HRC51～53的状态，例如当参照渗碳表面硬化钢的表面碳浓度被调整到约0.7～0.9重量％时，该回火温度大致相当于300℃。
根据以上的预试验结果得知，在本发明中，因齿轮在高表面压力下嚙合时产生的热，齿面最表面部被回火且被软化而产生点状腐蚀，并且，作为获得渗碳淬火齿轮和点状腐蚀强度的指标，必须以300℃的回火且硬度达到HRC53以上。
另外，在对SCM420钢实施渗碳淬火处理的渗碳硬化层的300℃回火硬度、与仅仅实施淬火处理的共析碳素钢的300℃回火硬度的比较中，由于几乎不能确认Cr、Mo对回火软化抗力的改善，所以为了用高频淬火法赋予渗碳淬火齿轮以上的点状腐蚀强度，必须设计在大致300℃的低温回火中提高回火软化抗力的新合金，以及，能如上述共析碳素钢(2)(0.85重量％C)、SUJ2的滚动面压力强度的改善作用一样地将粒子直径0.1～1.5μm的微细的渗碳体粒子等分散在马氏体相中，能有效地改善表面压力强度，并且表明，作为渗碳体粒子，其平均粒子直径最好在1.5μm以下。
另外，还表明上述渗碳体粒子的分散、改善耐表面压力强度的机理，是在临界润滑状态下的滑动时的滚动面上的耐烧结性、因渗碳体粒子的分散而被明显地改善，能改善滚动面上的最表面温度的降低及耐磨损性(称为硬质粒子分散效果)，为了更有效地改善其耐烧结性，如后所述，最好利用作为其硬质粒子与钢的附着性极少的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf等所形成的MC型碳化物、M(C，N)型碳氮化物、MN型氮化物。
而且，作为耐与由上述的渗碳淬火形成的点状腐蚀强度同等以上(表面压力Pmax＝230kgf/mm2以上)的高频淬火齿轮设计，根据赫兹表面压力的理论分析，设定了耐表面压力值的0.3倍于脉动剪切应力(R＝0)的疲劳强度的硬度，但其计算值大致为HRC53.4，与在上述预试验中从产生点状腐蚀的滚动面的马氏体相X射线半衰宽度求出的硬度(HRC＝53)极其吻合，并且，由于其硬度通过由伴随滑动的滚动而产生的摩擦热、滚动面最表面部在大致升温到300℃的时候产生点状腐蚀，所以设定300℃回火硬度至少用于耐Pmax＝230kgf/mm2的HRC53以上，这样来开发与渗碳淬火齿轮同等以上的高表面压力齿轮。
并且，在实施例2中，如后所述，以下式记述含有0.1～1.0重量％碳的碳素钢其300℃回火马氏体相硬度：
HRC＝36×√C(重量％)+20.9以该硬度作为基准调查各种合金元素对300℃回火马氏体相硬度的影响，其结果表明：以下式记述300℃回火马氏体相的硬度：
HRC＝(36×√C(重量％)+20.9)+4.33×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+3.1×V(重量％)+1.5×Mo(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))
在本发明中所开发的滚动部件，根据上述齿轮材料·热处理设计，上述钢中的各合金成分的含有量(重量％)规定如下：
总之，本发明所开发的滚动部件，其特征在于：使用至少含有0.5～1.5重量％的碳、及0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散有0.4～4.0体积％的、由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上的钢材，将在滚动面层上实行高频淬火、低温回火的的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.3～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的、所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上。
另外，所谓上述硬质粒子分散效果开始作用，通常是指由于在0.1体积％以上、且超过5.0体积％时因摩擦系数的增大而导致耐烧结性减小，并且发现对相配合材料的侵蚀性也显著，所以在本发明中，关于碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上，以更明确地表现上述分散效果的0.4体积％作为下限，以4.0体积％作为上限，但从经济性的观点考虑上述侵蚀性，最好以2.0体积％作为上限值。
另外，考虑到例如在将TiC、V4C3作为上述硬质粒子时，考虑到由于TiC、V4C3的比重大致分别为4.9gr/cm3、5.65gr/cm3，所以通过添加0.2重量％的Ti(形成0.25重量％的TiC)可形成大致0.4重量％TiC、和对于V4C3不能忽视根据高频加热条件V向奥氏体中的固溶(最大为0.3重量％V)，所以，以添加2.0重量％的V能形成2体积％的V4C3，因此将形成上述碳化物、氮化物及碳氮化物的合金元素的添加量定为0.2～2.0的重量％。
并且表明了，在已经预先分散了这些碳化物的钢材中，必须设定与这些碳化物形成所消耗的碳量、及通过上述各种淬火而用于获得在高硬度下的高韧性的马氏体组织母相的固溶碳量(0.3～0.9重量％)适合的钢材碳量，本发明的滚动面层上的碳量被设定为0.5～1.5重量％，并以高频淬火及渗氮、渗碳或渗碳渗氮处理后的高频处理，在将滚动面层淬火硬化的滚动部件上，将所利用的钢的含碳量定为0.5～1.5重量％，但在渗氮、渗碳或渗碳渗氮处理后用油淬火处理、在滚动面层被淬火硬化的滚动部件上，最好调整为0.2～0.8重量％。
另外，为了高效率地改善在上述滚动面上的耐烧结性或耐磨损性，必须使在熔炼上述钢的阶段所析出分散的碳化物、氮化物及/或碳氮化物比较大，作为其平均粒子直径，在上述SUJ2中从渗碳体的分散粒子直径(0.2～1.5μm)到0.2μm以上，并且，在考虑到滑动时对相配合材料的侵蚀性时，希望在5μm以下。(另外表明，虽然由熔炼后的锻造条件也被微细化，但对后述的TiC被均匀地分散调整为5μm以下、对V4C3被均匀地分散调整为2μm以下的尺寸。)
另外，将上述滚动部件作为齿轮应用时，由于以基于上述碳化物、氮化物及/或碳氮化物及上述渗碳体的内部切口作用、而具有降低齿根弯曲疲劳强度的危险，所以在本发明中，通过将上述滚动面层进行短时间的高频加热后的淬火，可将滚动面层的旧奥氏体结晶粒子直径微细化到ASTM10号以上，并残留10～50体积％的残留奥氏体量，通过附加压缩残留应力而形成足够的对策。并且还实施对齿面、齿根的喷丸处理，以便在滚动面层的表面部上可靠地赋予50kgf/mm2以上的压缩残留应力。
可以确认上述硬质粒子分散效果，如后所述，由于在碳素钢(S55C)中分散了TiC、V4C3(No.P7，No.P2)的高频淬火齿轮、显示了几乎与SCM420渗碳齿轮同样的表面压力强度，所以表明其改善效果是改善了齿面的高表面压力下滑动时的耐烧结性，是抑制划痕的发生或齿面温度的上升的原因，因此能制造廉价的高频淬火齿轮。并且，在本发明中，为了进一步提高表面压力强度、且制造小型化的高强度齿轮，如上所述，开发了通过应用在短时间的高频加热(900～1050℃)后实施淬火处理的高频淬火而在滚动面层上的马氏体组织母相中追加1μm以下的微细渗碳体粒子并分散为10体积％以下、以及使用含有提高低温回火软化抗力的Si及/或Al的钢材的滚动部件。
另外，由于上述渗碳体其硬度大致为Hv850～1000，与马氏体组织母相硬度没有很大差异，所以考虑到对相配合材料的侵蚀性小，且上述硬质粒子分散效果的作用量小，上述SUJ2高频淬火滚动面层的渗碳体分散量(10体积％)，虽然10体积％为有效，但从进一步改善表面压力强度的观点出发，最好将渗碳体分散量的上限定为15体积％。
由于上述高频淬火时的加热温度与以炉加热为主体的渗碳淬火等的淬火温度相比、在900～1050℃为极高温度，所以例如在使用作为高频淬火用钢而被广泛使用的碳素钢的滚动部件表面层上难于形成分散了渗碳体的淬火硬化层，另外，在使用低合金钢时，不能形成在固溶作为目标的碳浓度的马氏体组织母相中分散渗碳体的淬火硬化层。为了解决这个问题，在本发明中，在铁素体相(αFe相)及渗碳体共存的状态下，将最显著地浓缩于渗碳体的合金元素Cr、在0.3～1.5重量％的范围内添加于钢材中，并且，将Cr在2.5～10.0重量％的范围内浓缩于渗碳体中，以向淬火温度的快速感应加热来延迟向奥氏体的渗碳体的固溶，并以延迟该渗碳体固溶的方法，实现对固溶于奥氏体中的碳浓度的调整。
另外，供高频淬火处理的钢的渗碳体中的Cr浓度，取决于其前组织的(铁素体+渗碳体)两相组织的对渗碳体的Cr浓缩度，例如，众所周知，当在700℃下将该两相组织充分加热时，表明渗碳体中的Cr浓度被浓缩为铁素体中Cr浓度的28倍(加热到600℃约为35倍)。虽然该浓缩了Cr的渗碳体向加热中的奥氏体固溶，但此时的渗碳体的固溶机理(速度)可以由图1所示的加热温度下的Fe-C-M(合金元素)三元系状态图与该图中所示的碳的等活化曲线图(等碳活度曲线图)的关系得以说明。
图1是作为本发明所使用的钢材主要成分而添加了与碳亲合力强的Cr类似的合金元素的Fe-C-M三元系状态图的、在被感应加热的淬火温度上的等温剖面图的模式图，与图中的A点所表示的组成的钢中的碳活度相等的碳活度，如通过图中A点的细线所示，由于通过添加M元素而碳活度降低，所以等碳活度曲线向右斜上方推移，并与渗碳体的固溶度线相交，是连接交点(B点)与含有平衡M元素的渗碳体组成点(C点)的直线。
其他的等碳活度曲线，是根据各碳活度而计算的结果，碳浓度越高碳活度越大。Fe-C轴(Fe-C二元系)中石墨的固溶度(D点)被定义为碳活度Ac＝1。
在E点、F点提供了在上述图1中使用的钢材成分A点上的、淬火前组织中的铁素体及渗碳体的成分，且被快速加热到淬火温度时，首先，F点组成的渗碳体，在那时残留合金元素M，且只有分散性极大的碳急速地固溶于奥氏体中，但在G点提供了与此时的渗碳体局部平衡的奥氏体界面组成，由于G点的碳活度比钢材成分的A点的碳活度大，所以根据碳的化学势能的斜率碳急速地分散，渗碳体以极短的时间消失，但在渗碳体消失以后，在渗碳体固溶的位置及原铁素体的位置上，随着合金元素朝向图1中的等碳活度曲线上的A点组成均匀化(箭头←→所示)，碳也均匀化(即使用快速的感应加热，渗碳体也容易固溶于奥氏体中的实例)。
但是，当更多地向钢中添加合金元素添加量(H点)、且在渗碳体中更多地浓缩合金元素(J点)时，与渗碳体在那时残留合金元素M并只固溶碳时的渗碳体平衡的奥氏体中的碳活度(K点)，变得比原来的A点组成的碳活度低，所以碳沿通过K点的等碳活度曲线、以极短的时间扩散，但为了进行以上的固溶且完全地固溶渗碳体，只在合金元素M没有从K点向沿渗碳体的固溶度曲线的B点扩散，渗碳体不能固溶，而且渗碳体的固溶一边被合金元素M的扩散控制速度一边急速地变慢。并且，通过原来C点组成的等碳活度曲线与渗碳体固溶度曲线的交点与渗碳体中的B点的合金元素浓度差越大、则用于渗碳体完全固溶的时间越慢，容易进行用高频加热·淬火的渗碳体分散。并且，用通过以渗碳体中的CM浓度决定的K点位置的等碳活度曲线上的原铁素体中的M浓度下的碳浓度，可以调整马氏体母相中的固溶碳浓度。另外，由于以100℃保持加热2秒钟时的合金元素分散的距离，相对于同等条件下碳的扩散距离12μm、为0.03μm左右，另外，由于是0.5μm直径的渗碳体粒子半径的约12％左右的扩散距离，所以渗碳体按照上述结构残留，且碳充分地扩散于奥氏体组织母相中并在速冷后能形成高硬度的马氏体组织母相。
而且，在本发明中，通过实施将从Al温度到感应加热淬火的淬火温度900～1050℃的渗碳体向奥氏体(γ相)的固溶时间、控制在10秒钟以内的感应加热及其后的速冷处理，可使渗碳体在未固溶状态下分散的马氏体组织母相中的碳浓度，如上所述，与相当于通过以碳分散所支配的K点的等碳活度的碳浓度相等，获得与其对应的马氏体硬度，但由于成为其母相γ相的淬火性几乎取决于原来铁素体中的合金元素浓度及上述γ相中的碳浓度，且大大低于根据对钢材的添加浓度计算的淬火性(DI值)，所以通过将该原理适用于齿轮，开发了容易沿齿形形状形成淬火硬化层且能沿齿形产生压缩残留应力并防止淬裂、能进一步提高齿根、齿底部弯曲疲劳强度的齿轮部件。另外，上述淬火性的降低比例，随着浓缩在淬火前组织中的渗碳体中的合金元素越多则越大，且越是易于浓缩于Cr、Mn、Mo的渗碳体的元素、其降低就越明显。
为了更具体地说明，以下探讨使用图2所示的Fe-C-Cr三元系状态图与等碳活度曲线(at1000℃)且快速加热到1000℃并进行淬火处理的高频淬火时的情况。
(1)渗碳体快速固溶时(渗碳体中的Cr浓度低时)
若将图2中的A点(0.8重量％C、0.4重量％Cr)所示的钢(渗碳体+铁素体)在共存区域的700℃充分加热，则成为B点(渗碳体、2.6重量％Cr)及C点(铁素体、0.09重量％Cr)的组成，例如，当在该状态下以高频加热快速加热到奥氏体状态的1000℃时，B点、C点朝向A点且均匀化，但如上所述，在B点的渗碳体中的合金元素几乎没有扩散到奥氏体中的期间，碳在具有铁素体组成的奥氏体(C点)上一边经过D点一边如箭头(↑↓)所示快速地扩散，在将渗碳体固溶之后，以通过A点的碳的等活度曲线(等碳活度曲线)平均化，通过其后的加热，Cr元素向A点均匀化，以此可以实现更迅速的渗碳体的固溶，马氏体母相中的碳浓度也变成与A点大致相同的碳浓度，并能获得更高硬度的马氏体。
(2)渗碳体的固溶大大被延迟的情况1
若将图2中用E点(0.8重量％C、1重量％Cr)所示的钢以铁素体和渗碳体共存区域的700℃充分加热，则成为G点(铁素体、0.24重量％Cr)及F点(渗碳体、6.61重量％Cr)的组成，例如，当在该状态下以高频加热快速加热到奥氏体状态的1000℃时，如上述的实例所述，F点朝向H点固溶，但由于H点(渗碳体固溶时的渗碳体与等碳活度的有关系的奥氏体界面)上的碳活度变得比原来E点的碳活度低，所以首先渗碳体以碳的扩散控制速度机理是迅速固溶到H点以后，再以持续长时间的加热、一边随着渗碳体与平衡的γ相组成(H点)沿渗碳体的固溶度曲线、在E点与等碳活度有关系的渗碳体固溶度曲线上的I点上Cr的扩散，一边将渗碳体固溶，且在奥氏体(γ)组成到达I点的时刻，渗碳体完全地固溶。从而，短时间的加热、淬火后的马氏体组织母相中的碳浓度，为与通过H点的等碳活度曲线上的G点几乎相同的以Cr浓度(0.24重量％)的碳浓度约为0.6重量％，在非常硬质的马氏体中，约有3％体积的渗碳体以未固容状态分散。
(3)渗碳体的固溶大大被延迟的情况2
上述(2)情况的H点，虽假定与渗碳体不同的Cr7C3碳化物与奥氏体(γ相)平衡，非平衡的渗碳体与奥氏体(γ相)的二相平衡，在渗碳体的固溶过程中成立，但是在该渗碳体的固溶过程中，到通过Cr7C3碳化物的固溶度曲线上的J点的等碳活度曲线(约0.2)，渗碳体以碳扩散控制速度固溶，但其后的渗碳体的固溶，由于奥氏体(γ相)界面组成被附加了至少没有析出Cr7C3碳化物也可以的(奥氏体(γ相)+渗碳体+Cr7C3)达到三相共存区域的K点的约束条件、而使渗碳体的固溶更迟缓，以便在渗碳体消失之前没有形成Cr7C3碳化物的必要性。此时以上述高频加热·淬火所获得的马氏体母相中的碳浓度约为0.45重量％，硬质(HRC57～61)马氏体母相中约5体积％的渗碳体以未固溶状态分散。
另外，根据上述探讨结果，得知发生渗碳体的明显延迟的临界点、在1000℃的加热条件下是渗碳体中的Cr浓度浓缩到约3重量％(J点)时，由于以900℃的加热时约为2.5重量％，所以，例如，将含有C：0.55重量％、Cr：0.3重量％的钢以700℃加热时的渗碳体中的[Cr浓度]＝αKCr×钢中的Cr浓度/(1-(钢中的碳浓度/6.67)×(1-αKCr))，计算为2.6重量％，因此，Cr的下限添加量大致为0.3重量％，最好在0.4重量％以上。此时，αKCr是表示铁素体相与渗碳体之间的Cr浓缩性的分配系数，分配系数被定义为αKM＝渗碳体中的M元素浓度(重量％)÷铁素体中的M元素浓度(重量％)，各个合金元素的分配系数(700℃时的)已知为：
αKCr＝28，αKMn＝10.5，αKv＝9.0，αKMo＝7.5，αKW＝2.0，αKNi＝0.34，αKSi、Al0，表明Cr是各种合金中最能向渗碳体浓缩。
并且，为了将以上述900～1050C高频加热·淬火法适用于滚动部件，在该淬火后必须将140℃以上的回火处理的马氏体母相硬度提高到至少HRC55以上，所以为了将马氏体母相中的碳浓度提高到0.3重量％、最好提高到0.4重量％以上，必须调整以使渗碳体中的Cr浓度为10重量％以下。因此，在本发明中，最好在2.5～10重量％的范围内调整渗碳体中的Cr浓度。
另外，由于当以上述碳扩散控制速度分散时的马氏体母相中的碳浓度达到约0.9重量％以上时容易提高上述高频加热·淬火时的淬裂性，所以最好将其碳浓度调整为0.3～0.8重量％，因此若以未固溶渗碳体量作为2～15体积％，则钢材含碳量以0.5～1.5重量％可以适用。
因而，作为添加0.5～1.5重量％碳时的Cr量，最好为1.8重量％以下，但从经济的观点出发最好调整为1.5重量％以下。并且，如后所述，在适用于齿轮用钢材时，为了抑制淬火性，最好在1.0重量％以下使用。
并且，与上述碳的亲和力大、且铁素体与渗碳体之间的分配系数αKM大的V、Cr、Mo、W，不仅向渗碳体的浓缩倾向大，也如以上述(3)的关系所记载的与Cr7C3碳化物的存在一样，由于存在Fe21Mo2C6、V4C3、WC特殊碳化物，所以做了与Cr7C3同样的探讨，其表明渗碳体中的V、Mo、W浓度分别调整为0.3重量％V、1重量％Mo、1重量％W以上，其结果是通过添加V：0.1重量％以上，Mo：0.3重量％以上及W：0.5重量％以上而发现上述渗碳体的固容延迟，所以在本发明中至少添加Cr为0.3重量％以上及/或V为0.1重量％以上，而根据需要复合添加Mo、W。
另外，如上所述，由于V若超过0.3重量％、则V4C3碳化物残留在高频淬火后的马氏体母相中，并且，V4C3发挥了明显的上述硬质粒子分散效果，所以作为V添加量范围最好为0.1～2.0重量％。
已知Mo、V、W，可以分别在渗碳体中固溶到Mo：约2重量％、V：约0.6重量％、W：约1.5重量％，但在上述Mo：1重量％以下、V：0.3重量％以下、W：1重量％以下的范围时，表明因以上述(2)的关系而与渗碳体的固溶延迟作用有关，所以要加上在上述(2)关系的Cr作用，其表明最好将渗碳体中的(Cr+V+Mo+W)浓度调整到2.5～10重量％。
另外，Mn其αKMn比Mo大，是能明显地浓缩于渗碳体中的元素，但由于不存在奥氏体状态下的特殊碳化物，并且，在被通常添加的钢组成范围(～1.5重量％)内(渗碳体中～8.5重量％Mn)、没有根据上述(2)的关系的渗碳体的固溶延迟作用，所以表明Mn能以1.5重量％以下为适量。
另外，上述渗碳体与铁素体之间的分配系数αKM，如前所述，是在以700℃充分加热时的数据，例如将加热温度降到600℃时，其分配系数变得更大，Cr、Mn、V、Mo进一步被浓缩于渗碳体中，但由于当该加热在时间过短时不能充分地浓缩，所以表明最好预先以钢的共析温度以下进行加热处理。
并且，表明在上述滚动面层的马氏体母相中，珠光体组织的板状渗碳体或粗大渗碳体粒子分散不利于强度，作为高频淬火的前处理，可将渗碳体粒状化，最好将平均粒子直径微细化到1μm以下，但其渗碳体粒子的微细化需要添加αKM大的元素，最好添加向渗碳体的浓缩倾向最大的Cr。
向上述渗碳体的合金浓缩，是(铁素体+渗碳体)二相组织中的热处理，但由于以Al以上温度在(奥氏体+渗碳体)二相组织中加热也能实现向渗碳体的合金元素的浓缩，所以，例如可以用以800℃时的、渗碳体中的合金元素M的浓度÷奥氏体中的合金元素M的浓度＝γKM来定义的γKM(渗碳体/奥氏体间的合金元素M的分配系数。例如，γKCr：8.5，γKV：13，γKMo：4.2，γKMn：2.4。)调整渗碳体中的合金浓度。
另外，如上所述，在快速、短时间加热时溶解的渗碳体的位置周边或末溶解渗碳体的周边，从上述的图1、图2的等碳活度曲线的关系可以理解，将Ms温度明显地降低的C、Mn、Cr、Mo浓缩、并在其周边容易形成残留奥氏体相，特别是，可恢复在分散了容易产生内部切口的上述特殊碳化物、氮化物、碳氮化物或渗碳体的滚动面层上的韧性，且改善表面压力强度，在本发明中将残留奥氏体相调整在10～50体积％的范围内。
残留奥氏体的下限值，可参考以往的用渗碳淬火的残留奥氏体相量，上限的残留奥氏体相量，由于知道当为50体积％以上时耐磨性显著地降低，所以定为50体积％。
另外，如上所述，在将高频淬火前的组织变成渗碳体球状化组织时，当通过原料调质(淬火回火热处理)实现球状化时，一旦为了必须形成深的马氏体层，必然需要使用淬火性高的钢，但在本发明中以球状化退火处理而实施，尤其是在大量添加了显著提高共析温度的Si、Al、的钢中，具有能大幅度缩短其热处理时间的特征。
实施并利用上述高频淬火的滚动部件，大多此时的加热均匀时间在数秒以内，如上所述，当将Cr、Mo、V、Mn等浓缩于渗碳体并实施高频淬火时，由于马氏体母相内的合金元素的均匀化几乎没有进展，所以根据回火软化性降低，而没有充分地发现对上述滚动面强度的由渗碳体而产生的粒子分散效果，与渗碳淬火滚动部件相比，具有表面压力强度得不到改善的危险，所以在本发明中，使用几乎不浓缩于渗碳体中而有效地残留于马氏体母相中、将能提高马氏体母相的回火软化抗力的Si、Al至少在上述钢材中含有Si：0.5～3.0重量％或Al：0.20～1.5重量％的任何一方或(Si+Al)：0.5～3.0重量％、并且还含有V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf、Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、W、B、Ca的一种以上的合金元素及P、S、N、O等不可避免的杂质元素、其余的实质上是Fe构成的钢材。并且，最好使用能被调整为满足5≤4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+3.1×V(重量％)+1.5×Mo(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))关系的钢材，以便在将由上述钢材构成的滚动面层淬火处理或高频淬火处理后实施300℃以下的回火处理，且即使用300℃回火，其淬火硬化层也能在HRC50以上。
另外，上述S55C碳素钢的300℃回火硬度为HRC47，当上述硬质粒子分散于该马氏体母相中时，考虑到大致与渗碳淬火齿轮的表面压力强度匹敌，在本发明中用300℃回火处理也能使马氏体母相的硬度为HRC50以上，但作为进一步提高表面压力强度的滚动部件，其硬度最好为HRC53以上。
另外，在本发明中，由于大量地添加了Si、Al等的铁素体稳定化元素，所以在高频淬火时必须首先探讨铁素体相残留于淬火硬化层的危险性，如图3所示，在添加了3重量％Si的钢中通过添加0.35重量％以上碳量、最好添加0.45重量％以上碳量，在高频淬火时的加热温度(900～1050℃)可充分地实现奥氏体化。另外，表明在取代Si而添加Al时，由于Al具有Si两倍以上的铁素体稳定化能力，所以在本发明中以1.5重量％作为Al的上限添加量。
作为上述高频淬火的前组织，当即使是(铁素体+珠光体)组织且存在粗大的铁素体时，也难于用短时间的高频加热均匀化，所以如本发明所述，含有上述Ti、V、Zr、Nb、Ta、Hf的碳化物、碳氮化物，且能使(铁素体+珠光体)组织细化并抑制粗大渗碳体发生或将钢中的含碳量调整到0.6重量以上。
另外，由于Cr、Mn、Mo在显著提高钢的淬火性、且含有高浓度碳素的钢中，可提高高频淬火时的淬裂性，所以在Al温度(共析温度)～550℃加热状态下，将Cr、Mn、Mo充分地浓缩于渗碳体中，并为了使其残留于该渗碳体而通过高频淬火，可大幅度降低奥氏体的淬火性，是理想的，特别是由于发现了Mn是最能提高钢的淬火性的元素，如前所述，用Cr的添加使Mn浓缩于残留的渗碳体中，有降低由高频淬火导致的降低奥氏体的淬火性的作用，所以用高频加热·淬火法沿齿形将齿轮淬火硬化的轮廓淬火是合适的，但最好是，将钢材中的Mn添加量限制在0.2～0.5重量％，本发明中，作为用于滚动部件的钢，至少含有Cr：0.3～1.5重量％及/或V：0.1～0.3重量％，并且，最好含有Mn：0.2～0.5重量％、Mo：0.5重量％以下、W：0.5重量％以下的一种以上。
另外，在本发明中，开发了耐高表面压力强度显著的滚动部件，其特征为，在将由上述V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及/或碳氮化物或平均粒子直径为1.5μm以下的渗碳体粒子分散了的滚动面层上，用渗碳、渗碳渗氮或者渗氮处理，可新析出分散由上述V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2μm以下的氮化物及/或碳氮化物，并将其滚动面层的含碳量调整为C：0.65～1.5重量％及/或含氮量调整为N：0.1～0.7重量％。
如上所述，对预先分散了由V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及/或碳氮化物的钢，在实施了渗碳、渗碳渗氮、渗氮处理时，固溶于母体中的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf，作为更微细的氮化物或碳氮化物而析出，或固溶于母体中的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf，作为固溶度小的碳氮化物，预先分散的碳化物变化为碳氮化物，并且部分地一旦再固溶而作为更稳定的碳氮化物的0.2μm以下微细地析出，表明该滚动面层的耐烧结性被如期地改善，同时也改善了耐表面压力强度。
另外，由于其分散作用在滑动面上的耐烧结性的改善及滚动面层的回火软化集中在最表面层部以及齿轮部件等的滚动面磨损寿命决定于100μm的范围内，所以从经济的观点出发，以上述渗碳、渗碳渗氮、渗氮处理而新分散极细的碳化物、氮化物及/或碳氮化物的层深度，最好为100μm以下。
作为上述滚动面层的淬火方法，以高频淬火为前提，虽然有与廉价的滚动部件相关的开发，但是将由上述V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及/或碳氮化物预先分散，并在分散了1μm以下的渗碳体粒子的滚动面层上，进行渗碳、渗碳渗氮或渗氮处理，以此新析出分散由V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2μm以下的碳化物、氮化物及/或碳氮化物而改善滚动面层的耐表面压力强度的方法，虽然有用渗碳淬火、渗碳渗氮淬火的方法也能适用，但在渗碳、渗碳渗氮后实施上述的高频淬火处理，以此实现微细的渗碳体粒子的分散、赋予大的压缩残留应力、旧奥氏体结晶粒子的微细化、通过马氏体母相的固溶碳浓度调整来改善强韧性化等。
并且，当应用在实施渗碳、渗碳渗氮或渗氮处理后将滚动面层高频淬火以便强化滚动面层的方法时，使用至少含有C：0.2～0.8重量％并且含有Si：0.5～3.0重量％或Al：0.2～1.5重量％的任何一方或者(Si+Al)：0.5～3.0重量％并且还含有Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、V、Cu、W、Ti、Nb、B、Zr、Ta、Hf、Ca的一种以上的合金元素及P、S、N、O等不可避免的杂质元素、其余的实质上是Fe构成的钢材，表明因其机械加工的经济性、在高频淬火后沿齿形的淬火硬化层的形成、上述大压缩残留应力的更有效的产生、上述微细渗碳体粒子的分散、旧有奥氏体结晶粒子的微细化等，作为齿轮部件更理想。
在实施了上述渗碳或渗碳渗氮处理的滚动部件所使用的钢材中，将V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf作为碳化物，是将除去为了预先分散所必要的含碳量的残留含碳量调整到0.1～0.3重量％的钢材，当大量添加了Si时，由于在高频淬火时由渗碳或渗碳渗氮层靠近内部位置容易残留铁素体相，并有难于形成足够强度的马氏体的危险，所以最好将使奥氏体相稳定化的Mn、Ni以(Mn+Ni)：1.0～2.5重量％将淬火温度降低，并且使其含有用于将上述渗碳体分散的Cr：0.5～1.5重量％、用于提高淬火性的Mo：0.35重量％以下、B：0.0005～0.005重量％。
另外，在本发明中，将通过使上述添加量的Al及Ni：0.3～1.5重量％共存，所发现的显著的强韧性作用全部在特愿2002-135274号中报告，特别是，在含有0.6重量％及1.2重量％碳的高硬度马氏体组织中也显示出优越的摆锤冲击特性，是有效地可以如期地改善齿轮的耐冲击负荷的齿轮材料。在本发明中由于添加Ni使钢材更昂贵，所以定为1.5重量％以下。
上述滚动部件，即使是渗碳淬火、渗碳渗氮淬火、或者渗碳或渗碳渗氮处理后高频淬火的齿轮部件，为了抑制因上述碳化物、氮化物及/或碳氮化物以及渗碳体等的内部切口作用产生的齿根弯曲强度的下降，最好是用喷丸硬化等物理加工方法，以在齿根部至少残留50kgf/mm2以上的压缩残留应力的齿轮部件。
另外，关于与上述各发明相关的各合金元素的作用现归纳如下：
V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf：0.2～2.0重量％
由于上述合金元素与钢中的碳、氮反应并形成MC型碳化物、氮化物及M(CN)型碳氮化物，另外，在钢中的固溶度极小，所以，在制钢阶段容易在钢中微细地分散析出，但这些物质，与钢的淬火硬化层相比具有极其硬质(维克斯硬度为1500以上)下的显著的热、化学的稳定性，通过这些元素的微量分散以改善滑动时的耐烧结性，例如能如超硬、如金属陶瓷那样作为应付极高温度的工具也显示出优秀的耐磨损性及耐烧结性，但在大量地分散时，则有滑动时的摩擦系数变大、耐烧结性恶化及对相配合材料的侵蚀性变的显著的问题。因此，在本发明中将分散量限定为0.4～4体积％的范围，并使耐烧结性的改善适当化。
在上述合金元素中，由于V4C3碳化物对奥氏体的固溶度比较大，且根据高频加热条件，相当于0.3重量％V的量固溶，所以V添加量最好为0.4～2重量％，并且，通过添加0.1重量％以上的V以延缓由高频加热产生的渗碳体的固溶，且渗碳体粒子能有效地残留于滚动面层，所以以0.1重量％作为V添加量的下限值。另外，如上所述，V在提高低温回火的软化抗力的同时，显示了在更高温度的回火软化抗力方面比Si、Al更显著的软化抗力，所以最好是积极地添加0.2重量％以上。
另外，在高频淬火的加热时即使过热也能通过在奥氏体中分散上述碳化物、氮化物及/或碳氮化物而可以极其理想地防止奥氏体结晶粒子的粗大化。
Si：0.5～3.0重量％
Si是显著提高在350℃以下的低温回火温度区域的回火软化抗力的元素，作为提高其回火软化抗力的机理，能使低温析出的ε碳化物更稳定化，并能将渗碳体的析出提高到更高温度侧以防止软化。
Si的下限添加量，由于其每1重量％的Si的300℃回火的软化抗力ΔHRC为4.3，由0.55重量％碳求出的300℃回火的基础硬度为HRC47.6，所以用于确保300℃回火硬度HRC50的Si添加量约为0.5重量％，并且，在0.15重量％的Si为共存时的Al添加量，由于软化抗力ΔHRC为7.3，所以将Si、Al添加量下限设定为约0.25重量％。
另外，该Si的上限量，是在上述马氏体母相中的固溶含碳量0.3～0.8重量％的范围Ac3变态温度不超过900℃，且为了不使高频淬火温度随便地提高而定为3.0重量％，当在渗碳、渗碳渗氮处理后进行油淬火时，由于该钢材的含碳量需要设定在0.2～0.8重量％，所以将其上限值抑制在2重量％以便淬火温度不会随意地过高。
Al：0.25～1.5重量％
由于Al显示了的强脱氧作用以及具有从结晶晶界排斥钢中所含的作为杂质元素的P、S的作用是强有力的，所以有利于钢材的清洁化，并且，在本发明中，确认了Al是比Si更能提高低温回火软化抗力的元素(ΔHRC＝7.3)，其特征是单独添加Al时的添加量为0.25～1.5重量％，利用以0.15～1.5重量％的Al置换Si的一部分时为(Si+Al)：0.5～3.0重量％，但如上所述，由于Al是比Si更强力的铁素体稳定化元素，与Si相比具有使Ac3温度提高1.6倍的作用，所以将最大添加量定为1.5重量％以下(2.5重量％/1.6)。并且，在渗碳、渗碳渗氮处理后进行油淬火或高频淬火时，由于必须将其钢材的含碳量定为0.2～0.8重量％，所以最好将其上限值控制在1重量％，以使淬火温度不会随意地过高。
Ni：
在特愿2002-240976号中全部公开了发现通过使上述添加量的Al及Ni：0.3～2.5重量％共存而具有显著的强韧性作用，特别是，含有0.6重量％及1.2重量％碳的高硬度马氏体组织所显示的显著摆锤冲击特性，表明了作为齿轮材料能有效如期地改善齿轮的耐冲击负荷。在本发明中，由于添加Ni使钢材更昂贵，所以将其定为1.5重量％以下。另外，Ni是使奥氏体稳定化的元素，由于其添加在与Si、Al共存时降低了淬火温度，所以在实施渗碳、渗碳渗氮处理并使滚动面层硬化的滚动部件上，最好与Mn添加量配合利用，其标准是，例如在添加了最大3重量Si时，最好为(M+Ni)：2.5重量％。
Cr：
Cr是能显著提高淬火性的元素，但在利用高频淬火法并将齿轮齿面部淬火硬化时，由于只将用高频加热被加热到Ac3变态温度以上的表面层部快速地冷却即可，所以作为齿轮材料的淬火性(DI值)，没有超过通常的碳素钢水平的淬火性DI值：2.0inch以上的必要性，因此如上所述，作为没有分散渗碳体的齿轮材料，为了减轻其淬裂性，大多将Cr调整到0.5重量％以下，但如上所述，在用高频淬火法分散渗碳体时，为了使渗碳体微细化，最好添加0.3～1.5重量％Cr。另外，此时通过渗碳体的球化处理，将Cr充分地浓缩于渗碳体中，并抑制在高频加热时产生的向奥氏体中的合金元素的固溶，且因实质地控制了奥氏体相的淬火性而能抑制淬裂性，但因对淬火性几乎没有影响的V可以实现渗碳体的分散，且将Cr添加量限于0.5重量％以下。另外，从确保淬火性的观点出发，在渗碳、渗碳渗氮处理后进行油淬火的滚动部件中，Cr最好在1.5重量％以下。
Mn：
Mn，不仅显示了明显的脱硫作用，而且如上所述，是使奥氏体稳定化的元素，并且，是有效提高钢的淬火性的元素，所以，可根据目的适当地添加，但在含有0.3～0.8重量％上述马氏体母相中的固溶含碳量的滚动部件中，考虑到奥氏体可由碳而充分地稳定化，其Mn下限量为0.2重量％，另外，由于在实施渗碳、渗碳渗氮处理并高频淬火的滚动面层的滚动部件中，将奥氏体充分地稳定化的含碳量少，所以例如在添加了最大3重量％的稳定铁素体的Si时，最好将廉价的Mn添加到最大2重量％左右，或与Ni添加量配合为(Mn+Ni)：2.5重量％。
Mo：
由于Mo是能提高钢的淬火性的有效元素，并且是抑制回火脆性的元素，所以在本发明中，在与通常表面硬化SCM钢同等水平的0.35重量％以下的范围内添加，但在应用上述的高频淬火法的滚动部件中，通过0.3重量％以上的添加延缓了高频加热时的渗碳体向奥氏体的固溶，但从其作用及经济的观点考虑，并不是不可缺的元素，关于W也大致一样。
另外，在本发明中，滚动部件的制造方法，其特征在于：使用至少含有0.5～1.5重量％的碳、及0.3～1.5重量％的Cr、和0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散0.4～4.0体积％由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、7.5～20体积％渗碳体的钢材，将被感应加热淬火并被低温回火的滚动面层的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.3～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、2～15体积％的渗碳体。
在本发明中，最好通过使用将渗碳体中的Cr浓度调整为2.5～10重量％、且实施了使渗碳体粒状化的热处理的钢材，将马氏体组织母相的固溶碳浓度调整到0.35～0.8重量％，并将其母相中平均粒子直径为1.5μm以下的粒子状渗碳体分散2～15体积％，进而，使残留奥氏体残留10～50体积％。
另外，在上述发明的滚动面层感应加热淬火中，最好用在10秒钟内从钢材的Al温度快速加热到900～1050℃的淬火温度以后快速冷却的感应加热淬火的操作方法制造。
在上述发明的感应加热淬火中，最好通过至少将从Al温度到所述淬火温度的加热速度设定为150℃/sec以上、来制造沿齿型形成淬火硬化层的高频轮廓淬火齿轮。
并且，在本发明中，滚动部件的制造方法，其特征在于：使用至少含有0.2～0.8重量％的碳以及0.5～1.5重量％的Cr、和0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散了0.4～4.0体积％的由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上的钢材，对其滚动面层实施渗碳、渗碳渗氮或渗氮处理，且新析出分散由V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2μm以下的氮化物及/或碳氮化物，将其滚动面的含碳量调整为0.65～1.5重量％及/或将含氮量调整为0.1～0.7重量％，并分散7.5～20体积％的渗碳体，再将对其滚动面层实行感应加热淬火、低温回火的滚动面层的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.35～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、2～15体积％的渗碳体。
在上述发明中，为了提高滚动面层上的压缩残留应力，最好实施喷丸硬化等的物理加工。
另外，其特征还在于：在利用高频淬火法将齿轮齿面部淬火硬化时，由于只要将由高频加热而被加热到Ac3变态温度以上的表面层淬火硬化即可，所以作为齿轮材料的淬火性(DI值)，没有超过通常碳素钢水平的淬火性2.0inch以上的必要性，并可以利用廉价的钢材；所以在本发明中可以更低地调整Mn、Cr添加量，并调整Si、Al、Ni、Mo、V等合金元素，使钢材的DI值达到2.0inch以下。
作为使用上述钢材的高频淬火方法，是从在室温或Al温度以下从预热的状态、由感应加热超过Al温度并达到850～1100℃的淬火温度在10秒钟内的快速加热后速冷的高频淬火作业，这样至少将滚动面层淬火硬化。如后所述，根据调查，将充分球化处理的SUJ2(1.01重量％C-1.5重量％Cr、Hv200)以6℃/sec的加热速度加热到各淬火温度后速冷时的淬火硬化层硬度、渗碳体残留量、马氏体相的固溶含碳量，其结果表明，在充分硬质的马氏体母相中充分形成了以高密度分散了5体积％以上的渗碳体的组织，但得知此时的适当的加热温度为900～1000℃，但表明在比SUJ2降低了Cr浓度时，渗碳体中的Cr浓度下降了，适当的加热下限温度变为1100℃左右。另外，在根据至少6℃/sec的加热速度进行推断时，在为本发明的宗旨的齿轮部件上，由于难于产生大的压缩残留应力或形成沿齿形的淬火硬化层，所以使用适合于由滚动面层内部发热的快速加热的高频(感应)加热方式，特别是根据高频加热速度换算而将上述高频加热时间定为10秒以内。
并且，将滚动部件的滚动面层预热到300℃～Al温度，在60kHz以下的频率、加热速度为150℃/sec以上的条件下快速地高频加热到900～1000℃的淬火温度后，速冷，以更低变形而沿齿形形成淬火硬化层的滚动部件更为理想，从生产的经济性出发，最好用加热速度的上限为2500℃/sec、3秒钟以内的快速加热的高频淬火方法。
附图说明
图1是使用Fe-C-M系状态图与碳的等碳活度量曲线图的向γ相的固溶机理图。
图2是Fe-C-Cr系等碳活度量曲线图(at1000℃)。
图3是表示对Fe-3重量％Si的合金元素的影响的状态图。
图4(a)(b)是表示辊式点状腐蚀试验用试验片的图，图4(a)是小辊试验片，图4(b)是大辊试验片。
图5是表示辊式点状腐蚀强度的预备试验结果的曲线图。
图6是表示回火硬度的实测值与计算值比较(at300℃)的曲线图。
图7是表示本发明滚动部件的点状腐蚀强度的曲线(1)图。
图8是表示No.P6的滚动面层的金属组织的照片。
图9是表示渗碳淬火回火处理的热处理方式图。
图10是表示本发明滚动部件的点状腐蚀强度的曲线(2)图。
图11是表示对No.G3实施渗碳渗氮淬火处理的滚动面层的用X射线微观分析仪分析的Ti分布状况的照片。
图12是表示对No.G3实施渗碳渗氮淬火处理的滚动面层的金属组织的照片。
图13是定速摩擦磨损试验片的形状图。
图14(a)是表示高频加热温度与淬火硬度关系的曲线图、(b)是表示高频加热温度与马氏体C浓度(6℃/sec)关系的曲线图、及(c)是表示高频加热温度与θ相体积％关系的曲线图。
图15是表示粒状渗碳体分散的淬火硬化组织的照片。
图16是表示加热温度与淬火硬度、残留Y量的关系的曲线图。
图17是表示珠光体组织状渗碳体分散的淬火硬化组织的照片。
图18是表示用淬火回火进行形成的渗碳体球状化处理的No.W2合金的淬火硬化组织的照片。
具体实施方式
以下，参照附图说明本发明的滚动部件及其制造方法的具体实施例。
[实施例1：淬火回火碳素钢及渗碳淬火表面硬化钢的点状腐蚀强度(预备试验)]
在本实施例中，为了调查随着齿轮的齿面上的滑动的滚动疲劳强度，实施了用图4所示的试验片实施辊式点状腐蚀试验，调查了各种淬火回火碳素钢及渗碳淬火表面硬化钢的点状腐蚀强度。表1是本实施例所用的各种碳素钢、表面硬化钢的化学成分，各种钢材在被加工成图4(a)的小辊子形状后，用于供No.1、2、4以820℃加热30分钟后水淬火并以160℃回火3小时的试验。另外，No.3是在原材料调质处理后将滚动面用40kHz高频电源淬火硬化，并实施了与上述同样的回火处理。并且，No.5是以930℃渗碳处理5小时(碳势0.8)后冷却到850℃，并以850℃保持30分钟后在60℃的淬火油中淬火后，实施与上述同样的回火处理。
                            表1
    C     Si     Mn   Ni     Cr     Mo     备注
    No.1    0.55    0.23     0.71 S55C
    No.2    0.77    0.21     0.74 共析碳素钢(1)
    No.3    0.85    0.22     0.81   0.43 共析碳素钢(2)
    No.4    0.98    0.27     0.48   1.47 SUJ2
    No.5    0.19    0.22     0.75   0.97   0.15 SCM420H
另外，大辊子使用的是将No.4的SUJ2材料以820℃加热30分钟后水淬火以160℃回火3小时的材料，辊式点状腐蚀试验是一边用70℃的#30发动机油润滑、一边使小辊子以1050rpm、大辊子(负荷辊)以292rpm施加40％滑动率，并以表面压力为375～220kgf/mm2的各种条件施加负荷。
图5是将在各种表面压力下产生点状腐蚀的重复次数归纳的图，图中的实线表示连接作为基准的渗碳表面硬化钢的各种表面压力的最小重复次数的寿命线，当将点状腐蚀发生重复次数达到107次时的表面压力定义为滚动面疲劳强度时，表明其点状腐蚀强度约为210kgf/mm2。另外，若以同样的处理方法研究，则No.1：175kgf/mm2、No.2：240kgf/mm2、No.3(高频淬火)：260kgf/mm2、No.4：270kgf/mm2、以及No.4(高频淬火)：290kgf/mm2，通过高频淬火，将渗碳体粒子分散约2体积％C、约10体积％的No.3、No.4的滚动面疲劳强度明显地得到改善。并且，渗碳表面硬化钢，其偏差多少有点大，是由于在滚动面的渗碳时的晶界氧化或不完全淬火层的存在或残留奥氏体量多等原因，所以在以平均的点状腐蚀发生重复次数进行比较时，与No.2的点状腐蚀强度没有变化。
另外，调查发生点状腐蚀的滚动面马氏体相的X射线半衰宽度的结果是，No.1：3.6～4.0°、No.2：4～4.2°、No.3：4.2～4.4°、No.4：4.3～4.6°、No.5：4～4.2°。
并且，调查将实施上述热处理的No.1～5的试验片以250～350℃各回火了3个小时后的X射线半衰宽度的结果，与上述发生点状腐蚀滚动面的半衰宽度大致与以300℃回火的半衰宽度一致，另外，还表明与[材料，第26卷，280号，P26」中所报告的各种含碳浓度的碳素钢的回火硬度与半衰宽度的关系也几乎一致。
[实施例2：回火软化抗力的确认]
表2表示的是本实施例中所使用的合金组成。热处理是调查以810～870℃加热30分钟后水冷，以300℃、350℃回火3小时的试验片的洛氏硬度HRC，并且，分析各合金元素添加量对其硬度的影响。
                                 表2
    TPNo.     C     Si     Al     Mn     Ni     Cr     Mo     V     B
    No.6     0.45     1.45     0.46     1.49     0.52     0.14     0.0018
    No.7     0.49     1.45     0.46     1.01     1.03     0.15     0.0019
    No.8     0.47     0.31     0.46     2.01     1.03     0.15     0.0019
    No.9     0.49     0.29     0.45     1.5     1.49     0.23     0.0019
    No.10     0.36     1.77     0.6     0.62     0.11     0.0026
    No.11     0.45     0.95     0.66   0.01     1.29     0.5     0.0029
    No.12     0.39     0.93     1.02   0.08     0.97     0.95     0.5
    No.13     0.43     0.26     0.44     1.01     0.48     0.001
    No.14     0.47     0.25     0.4     1.01     1.05     0.0018
    No.15     0.46     1.5     0.4     1     0.51     0.002
    No.16     0.45     0.24     0.4     1.02     0.48     0.31     0.0011
    No.17     0.45     1.46     0.39     0.96     0.98     0.001
    No.18     0.41     0.25     0.35     1     0.49     0.0017
    No.19     0.52     2.3     0.57     0.11
    No.20     0.98     0.27     0.48     1.47
    No.21     0.55     0.23     0.71
    No.22     0.77     0.21     0.74
    No.23     0.45     0.21     1.26     0.53     1.51     0.21
    No.24     0.6     0.25     0.97     0.93   0.98     1.04     0.35
另外，作为预备试验，也调查了含有0.1～1.0重量％碳及0.3～0.9重量％Mn的碳素钢，并作为上述合金元素影响的解析基础数据。结果表明其近似：
250℃时，HRC＝34×√C(重量％)+26.5
300℃时，HRC＝36×√C(重量％)+20.9
350℃时，HRC＝38×√C(重量％)+15.3
另外，以该碳素钢为基础分析了合金元素的影响，其结果表明：回火软化阻抗ΔHRC，例如在300℃时，可如下式所示：
ΔHRC＝4.3×Si(重量％)+7.3×Al(重量％)+1.2×Cr(重量％)×(0.45÷C(重量％))+1.5×Mo(重量％)+3.1×V(重量％)
根据该结果，发现Al具有Si的1.7倍的回火软化抗力，表明作为改善滚动面压力强度的元素是极其有效的。
图6表示了根据上述解析结果求出的回火硬度与实测的回火硬度的一致性，其偏差幅度可以预测在HRC±1的精度较好的范围。另外，关于实施例1的SCM420(No.5)的渗碳层(0.8重量％碳)的300℃回火硬度，也以图6的☆符号表示，表明它与计算值充分地一致。
[实施例3：用回火软化抗力显著钢材的点状腐蚀强度的改善1]
表3是本实施例所使用的钢材的合金成分。No.P1～No.P3是从850～920℃淬火后实施了160℃回火3小时的处理，No.P4～No.P9是以与实施例1相同的高频加热条件实施了高频淬火的供辊式点状腐蚀试验的钢材。
表3
  C   Si   Al   Mn   Ni   Cr   Mo     V     Ti 烧结表面压力(kgf/cm2)
No.P1   0.43   0.21   1.47   1.17   0.17   0.11     350
No.P2   0.41   1.5   0.026   0.71   0.32   0.16   0.3     300
No.P3   0.61   0.25   1.47   0.93  0.98   1.04   0.35     325
No.P4   0.83   1.01   0.31   0.55   0.96   0.38     375
No.P5   0.71   0.21   0.025   0.63   0.16   0.04   0.93     475
No.P6   0.89   0.22   0.029   0.65   0.23   0.05   1.94     500
No.P7   0.64   0.23   0.031   0.65   0.24   0.05   0.26     450
No.P8   0.96   0.23   0.029   0.64   0.23   0.05   1.45     650
No.P9   0.69   0.81   0.45   0.75   0.49   0.99     450
SCM420+GCQT     300
SCM440+QT     275
SUJ2+QT     400
S55C+QT     275
另外，在与实施例1大致相同的条件下实施点状腐蚀强度的试验，其结果如图7所示。并且用图7的实线表示用该图中的实线在实施例1中求出的点状腐蚀发生线，并且，用虚线表示在本实施例中求出的点状腐蚀发生线。
根据该结果，通过Al、Si的单独、或复合添加，然后再根据No.P4～9的比较，表明因添加V、Ti能如期显著地改善滚动面的耐点状腐蚀强度。另外，根据分散的渗碳体No.4、No.9和No.5、No.6的比较，可知通过渗碳体的分散，耐点状腐蚀强度得到了显著的改善。
图8是表示在添加了1.94重量％的V的No.P6合金中分散的V4C3碳化物的图，表明其粒子直径大致在1.5μm以下均匀地分散。
[实施例4：用回火软化抗力显著钢材的点状腐蚀强度的改善2]
表4表示了本实施例所使用的钢材的合金成分。No.G1～No.G5如图9所示，在实施了以950℃碳势(CP)1.2重量％C的2小时渗碳期、以CP＝0.8的4小时分散期构成的渗碳处理后降温到850℃，并在60℃的淬火油中淬火，然后，在180℃实施3小时的回火处理(渗碳淬火回火处理)。再实施2小时图9中的850℃恒温期，在该恒温期添加氨气并进行实施渗氮处理的渗碳渗氮淬火回火处理，在进行了这样的准备以后，以与先前实施例同样的条件进行辊式点状腐蚀试验。
                         表4
C   Si   Al   Mn   Ni   Cr   Mo   V   Ti 烧结表面压力(kgf/cm2)     -
 No.G1  0.28  0.22  0.024  0.74  0.03  1.01  0.16  0.31     500     550
 No.G2  0.34  0.24  0.028  0.73  0.01  0.98  0.15  0.61     625     750
 No.G3  0.61  0.23  0.029  0.73  0.02  0.97  0.15  1.51     675     725
 No.G4  0.41  0.25  0.031  0.74  0.02  0.99  0.16   1.1     550     600
 No.G5  0.55  0.23  0.027  0.76  0.02  0.96  0.16   1.92     550     650
图10中表示了辊式点状腐蚀试验结果。其结果表明，在渗碳淬火回火处理试验片上，因添加Ti、V而明显地提高了滚动面强度，并且，表明实施了渗碳渗氮淬火回火处理的水平，更强化了滚动面。
图11是用X射线微观分析仪调查对No.G3渗碳渗氮处理的滚动面层的Ti分布状况图，图12是滚动面层的电子显微镜照片，其表明除了预先被分散的TiC之外，因对滚动面层的C、N分散渗透处理而极其微细地分散析出新的TiCN。
[实施例5：通过分散碳化物、氮化物、碳氮化物而对滑动性的改善1]
本实施例使用与实施例3、4同样的钢材，用图13所示的定速摩擦磨损滑动试验片，另外，使用对对象材料的SCM420实施渗碳淬火回火处理、将表面硬度调整到HRC60的材料，一边用80℃的#30发动机油润滑，一边以线速度10m/sec保持5分钟同样的押紧压力，且每次增加25kgf/cm2押紧压力并测定出急剧增大摩擦系数的时刻(烧结状态)的押紧压力(kgf/cm2)。
本发明的表3中的滑动试验片使用的是从870℃淬火、以160℃回火3小时的试验片，并且表4中的滑动试验片，是实施了实施例4的热处理，另外，作为比较材料，使用对SCM420的渗碳淬火回火的(SCM420+GCQT)、SCM44040(SCM440+QT)、S55C(S55C+QT)、SUJ2(SUJ2+QT)实施淬火回火的材料
其结果符合表3、表4，表明在No.P4～9、No.G1～5上，因硬质粒子的分散效果而显著地改善了耐烧结性。特别是通过添加Ti而对于耐烧结性的改善较为显著。
[实施例6：渗碳体粒子的分散条件与耐磨损性的确认]
在本实施例中，为了验证渗碳体以高密度分散于上述马氏体母相中，并显著地改善伴随滑动的滚动部件的耐磨损性，而使用表1所示的钢材，一边调整高频淬火前组织，一边实施各种条件下的高频淬火，在进行该淬火组织观察的同时调查耐磨损性。
图14(a)(b)(c)，是在将表1中的No.4钢材(相当于SUJ2)实施以810℃加热2小时，渐渐冷却到600℃的渗碳体球状化处理(渐冷法)后，在由高频加热并以6℃/sec的加热速度加热到800～1000℃的各个温度后进行水淬火，根据淬火层硬度调查马氏体中的碳浓度与未固溶渗碳体量关系的结果。如该图所表明，因Cr向渗碳体的浓缩(约9重量％Cr)，应延迟加热时的渗碳体向奥氏体的固溶，作为滚动部件，为了得到必要足够硬度的马氏体，必须至少将加热温度设定在900℃以上，此时的马氏体中的碳浓度约为0.3重量％，且应分散12体积％的硬质渗碳体粒子等，所以显示出作为齿轮部件的耐烧结性(耐划伤性)、耐点状腐蚀性、耐磨损性的优越特性。
另外，还表明即使在将高频加热温度设定为1000℃时，也能获得约6体积％的渗碳体分散于0.7重量％C的马氏体母相中的极其硬质的淬火硬化层，但因残留奥氏体相变多，则淬火硬化层的硬度饱和，所以作为滚动部件，考虑到淬裂性而必须满足高频淬火温度在1050℃以下、马氏体中的含碳量为0.7重量％以下、渗碳体分散量应为2体积％以上的任何条件。
另外，将Fe-0.98重量％C-0.55重量％Si-1.11重量％Mn-1.08重量％Cr(后述的表5，No.W3)与上述球状化处理过的材料以820℃保持1.5小时后空冷，分散了珠光体状渗碳体及粒状渗碳体的材料，准备了这样的材料，并对用比通常的高频加热速度快的极快的1000℃/sec加热速度加热到900～1100℃的各个温度后、淬火的滑动面的组织进行了调查。
图15表示的是上述球状化处理(渐冷法)过的材料从1000℃的加热温度进行淬火的组织，粒状渗碳体高密度地分散，并且，如图16所示，表明其淬火层中的硬度，虽然残留的奥氏体含有30～45体积％，但被显著地被硬化到最大Hv830，作为残留奥氏体量，即使含有到50体积％，也可以在耐磨损性方面没有问题地利用。另外，表明将SUJ3与以往的从炉加热830℃后的油淬火热处理中的残留奥氏体相比可以确认明显的增量。
另外，图17表示的是将分散了上述珠光体状渗碳体及粒状渗碳体的材料以1000℃/sec的加热速度加热后淬火的滑动面的组织图，其表明，珠光体组织状的板状渗碳体分散在马氏体母相中，比图15的组织硬度(Hv880)被显著地(Hv940)硬化。
并且，使用含有珠光体前组织的原钢材，调查了珠光体状渗碳体分散的加热速度与加热温度的关系，其结果表明，在加热速度150℃/sec、加热温度900℃的淬火组织中、也分散珠光体状渗碳体时的淬火硬化层的硬度，显著地硬化达到Hv945，在为了至少稳定渗碳体并分散而将850℃作为加热温度下限时，需要100℃/sec以上的加热速度，但其表明了加热速度最好为150℃/sec以上。另外，超过Al温度并达到1050℃的淬火温度的快速加热时间最好在3秒钟以内。
另外，在图15、图17中，表示了在电子显微镜内部用EDAX(EnergyDispersive Analysis of X-ray)分析的渗碳体中的Cr浓度，其表明在珠光体状渗碳体中也观察到了明显的Cr的浓缩，但由于其是比粒状渗碳体低浓度的Cr，所以成为珠光体状渗碳体容易固溶的结果，通过在淬火前组织中实施使Cr浓缩于珠光体状渗碳体中的加热处理，可以将珠光体状渗碳体更稳定地分散。
并且，从快速加热淬火的No.1钢材的马氏体相的晶格常数测定求出的马氏体中的碳浓度为0.5重量％，与先前的No.1的结果(0.7重量％)比较，表明用急速的高频加热而降低固溶碳浓度、增加渗碳体分散量，意味着改善了滚动部件的耐表面压力强度及耐磨性，是一种理想的方法。
另外，将后述的表5中的含有0.53重量％碳的No.W2(相当于SCM453)的球状化处理材料、以1000℃/sec的感应加热速度加热到1000℃淬火处理的组织，如图18所示，其表明为了改善使用低碳钢材的滚动部件(齿轮部件)的耐表面压力强度、耐烧结性、耐磨损性，残留了足够的平均粒子直径为0.2μm左右的微细渗碳体。
表5，是使用分散了与上述同样地以1000℃/sec加热温度加热到1000℃以后淬火的各种渗碳体的钢材，并使用上述施加滑动的辊式点状腐蚀试验法，以表面压力为240kgf/mm2、以2×106次试验后的小辊子的磨损深度(μm)来评价滚动面层的耐磨损性的结果，表明因2体积％以上的渗碳体的分散提高了耐磨性，在与以往渗碳淬火的滚动面(表5中的SCM420+渗碳淬火)的耐磨性比较时，表明2体积％以上的渗碳体的分散更为理想。
另外，在马氏体母相中渗碳体分散成珠光体状的组织，与分散了粒状渗碳体时的相比其耐磨性显著。
                               表5
    C     Si     Al     Mn    Ni     Cr     Mo 渗碳体体积％ 磨损量(μm)
No.W1     0.46     0.22     0.018     0.76     0.8   1.2(粒状)     4.1
No.W2     0.53     0.21     0.021     0.78     0.98     0.16   2.5(粒状)     2.3
No.W3     098     0.55     0.023     1.11     1.08   5.8(粒状)     0.9
No.W3  6.2(珠光体状)     0.4
No.W4     0.84     1.12     0.019     0.4     0.91  5.8(珠光体状)     0.7
No.W5     0.5     0.88     0.022     0.75     0.12     0     8.9
S55C     0.55     0.23     0.025     0.71     0     12
S80C     0.79     0.22     0.75     0.13     0     7.3
 SCM420渗碳淬火     0.23     0.024     0.78     1.01     0.17     0     3.8

Claims (25)

1.一种滚动部件，其特征在于：
使用至少含有0.5～1.5重量％的碳、及0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散有0.4～4.0体积％的、由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上的钢材，将在滚动面层上实行高频淬火、低温回火的的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.3～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上。
2.根据权利要求1所述的滚动部件，其特征在于：在所述滚动面层的马氏体组织母相中，以平均组分分散2～15体积％的含有2.5～10重量％Cr的渗碳体粒子。
3.根据权利要求2所述的滚动部件，其特征在于：将淬火硬化层上的旧奥氏体结晶粒子直径微细化到ASTM10号以上，并使残留的奥氏体量在10～50体积％的范围。
4.根据权利要求1所述的滚动部件，其特征在于：作为所述钢材，使用含有Si：0.5～3.0重量％或Al：0.20～1.5重量％的任何一方或者(Si+Al)：0.5～3.0重量％、并且还含有Mn、Ni、Cr、Mo、Cu、W、B、Ca的一种以上的合金元素及P、S、N、O等不可避免的杂质元素、其余实质上是由Fe构成的钢材。
5.根据权利要求4所述的滚动部件，其特征在于：在含有0.2重量％以上的所述Al的钢材中，添加0.3～1.5重量％的Ni。
6.根据权利要求5所述的滚动部件，其特征在于：在使用所述钢材的淬火硬化层中，分散有渗碳体及残留奥氏体。
7.根据权利要求4所述的滚动部件，其特征在于：作为所述钢材，至少含有Cr：0.3～1.5重量％，并且，含有Mn：0.2～1.5重量％、Mo：0.5重量％以下、W：0.5重量％以下的一种以上。
8.根据权利要求7所述的滚动部件，其特征在于：在使用所述钢材的淬火硬化层中分散有渗碳体及残留奥氏体。
9.根据权利要求1～8中任意一项所述的滚动部件，其特征在于：通过超过钢材的Al温度以感应加热加热到900～1050℃的淬火温度、并通过在10秒钟内快速加热后快速冷却的高频淬火作业而形成被淬火硬化的滚动面层。
10.根据权利要求9所述的滚动部件，其特征在于：用所述感应加热的淬火，沿齿形形成淬火硬化层。
11.根据权利要求9所述的滚动部件，其特征在于：是伴随滑动的齿轮部件，在齿根部至少残留了50kgf/mm2以上的压缩残留应力。
12.根据权利要求11所述的滚动部件，其特征在于：为了产生所述压缩残留应力，使用喷丸硬化等的物理加工机构。
13.一种滚动部件，其特征在于：
使用至少含有0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散有0.4～4.0体积％、由这些合计元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上的钢材，在滚动面层上，通过渗碳、渗碳渗氮或者渗氮处理，新析出并分散由所述V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2μm以下的氮化物及/或碳氮化物，并将其滚动面层的含碳量调整为C：0.65～1.5重量％及/或含氮量调整为N：0.1～0.7重量％。
14.根据权利要求13所述的滚动部件，其特征在于：将至少含有C：0.2～0.8重量％、并且含有Si：0.5～3.0重量％或Al：0.2～1.5重量％的任何一种或者(Si+Al)：0.5～3.0重量％、还含有Mn、Ni、Cr、Mo、V、Cu、W、Ti、Nb、B、Zr、Ta、Hf、Ca的一种以上的合金元素及P、S、N、O等不可避免的杂质元素、其余实质上是由Fe构成的钢材，实施渗碳、渗碳渗氮或渗氮处理后进行淬火回火。
15.根据权利要求14所述的滚动部件，其特征在于：在含有0.2重量％以上的所述Al的钢中，添加0.3～1.5重量％的Ni。
16.根据权利要求13所述的滚动部件，其特征在于：通过将所述滚动面层实行高频淬火处理而被马氏体组织化，成为将旧奥氏体结晶粒子微细化的组织。
17根据权利要求14所述的滚动部件，其特征在于：在所述钢材中，含有(Mn+Ni)：1.0～2.5重量％、Cr：0.5～1.5重量％、Mo：0.35重量％以下，或者还含有B：0.0005～0.005重量％。
18.根据权利要求13所述的滚动部件，其特征在于：是伴随滑动的齿轮部件，在齿根部至少残留了50kgf/mm2以上的压缩残留应力。
19.根据权利要求13～18中任意一项所述的滚动部件，其特征在于：为了产生所述压缩残留应力，使用喷丸硬化等的物理加工机够。
20.一种滚动部件的制造方法，其特征在于：
使用至少含有0.5～1.5重量％的碳、及0.3～1.5重量％的Cr、和0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散0.4～4.0体积％由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、7.5～20体积％渗碳体的钢材，将被感应加热淬火并被低温回火的滚动面层的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.3～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、2～15体积％的渗碳体。
21.根据权利要求20所述的滚动部件的制造方法，其特征在于：通过使用将所述渗碳体中的Cr浓度调整为2.5～10重量％、且实施了使渗碳体粒状化的热处理的钢材，将马氏体组织母相的固溶碳浓度调整到0.35～0.8重量％，并将其母相中平均粒子直径为1.5μm以下的粒子状渗碳体分散2～15体积％，进而，使残留奥氏体残留10～50体积％。
22.根据权利要求21所述的滚动部件的制造方法，其特征在于：在所述滚动面层感应加热淬火中，用在10秒钟内从钢材的Al温度快速加热到900～1050℃的淬火温度以后快速冷却的感应加热淬火的操作方法制造。
23.根据权利要求22所述的滚动部件的制造方法，其特征在于：在所述感应加热淬火中，通过至少将从Al温度到所述淬火温度的加热速度设定为150℃/sec以上、来制造沿齿型形成淬火硬化层的高频轮廓淬火齿轮。
24.一种滚动部件的制造方法，其特征在于：
使用至少含有0.2～0.8重量％的碳以及0.5～1.5重量％的Cr、和0.2～2.0重量％的V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf中的一种以上的合金元素、并且分散了0.4～4.0体积％的由这些合金元素构成的平均粒子直径为0.2～5μm的碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、7.5～20体积％的渗碳体的钢材，对其滚动面层实施渗碳、渗碳渗氮或渗氮处理，且新析出分散由V、Ti、Zr、Nb、Ta、Hf的一种以上的合金元素构成的平均粒子直径为0.2μm以下的氮化物及/或碳氮化物，将其滚动面的含碳量调整为0.65～1.5重量％及/或将含氮量调整为0.1～0.7重量％，并分散7.5～20体积％的渗碳体，再将对其滚动面层实行感应加热淬火、低温回火的滚动面层的马氏体组织母相的固溶碳浓度调整为0.35～0.8重量％，在其母相中分散0.4～4.0体积％的所述碳化物、氮化物及碳氮化物的一种以上、2～15体积％的渗碳体。
25.根据权利要求20～24中任意一项所述的滚动部件的制造方法，其特征在于：为了提高所述滚动面层上的压缩残留应力，实施喷丸硬化等的物理加工。
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