"鋼部材を大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程に引き続き、マルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度により上記鋼部材を冷却し、かつ、冷却による組織変態が完了する温度以下まで上記鋼部材を冷却する冷却工程と、高密度エネルギーによって上記鋼部材における所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後にマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却する焼き入れ工程とを行うことによって製造してなる浸炭鋼部材であって、上記鋼部材の基本化学成分は、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなり、上記焼き入れ工程を施した上記所望部分の表層には、炭素濃度が上記基本化学成分範囲よりも高いと共に、Siによる粒界酸化層が存在しないマルテンサイト組織を含む第1層と、該第1層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含む第2層と、該第2層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含まない第3層とを有することを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1に記載の浸炭鋼部材において、上記第1層は,表面部の炭素濃度が0.6~0.85質量の範囲内にあり、上記第2層との境界に向けて炭素濃度が徐々に上記基本化学成分範囲内に近づくよう低下していることを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1又は2に記載の浸炭鋼部材において、上記第1層の厚みよりも上記第2層の厚みが大きいことを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1~3のいずれか1項に記載の浸炭鋼部材において、上記基本化学成分が、さらに、Ti:0.005~0.2、B:0.0006~0.005を含有することを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1~4のいずれか1項に記載の浸炭鋼部材において、上記基本化学成分のMo含有量が0.01未満であることを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1~5のいずれか1項に記載の浸炭鋼部材において、上記基本化学成分が、さらに、Nb:0.01~0.3、V:0.01~0.2の1種又は2種を含有することを特徴とする浸炭鋼部材。請求項1~6のいずれか1項に記載の浸炭鋼部材において、上記基本化学成分が、さらに、Ni:0.1~3.0を含有することを特徴とする浸炭鋼部材。鋼部材を大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程に引き続き、マルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度により上記鋼部材を冷却し、かつ、冷却による組織変態が完了する温度以下まで上記鋼部材を冷却する冷却工程と、高密度エネルギーによって上記鋼部材における所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後にマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却する焼き入れ工程とを有する浸炭鋼部材の製造方法であって、上記鋼部材の基本化学成分は、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする浸炭鋼部材の製造方法。請求項8に記載の浸炭鋼部材の製造方法において、上記冷却工程は、上記浸炭工程においてオーステナイト中に固溶した炭素を黒鉛粒として析出させないように、上記浸炭工程直後に引き続いて冷却を開始することを特徴とする浸炭鋼部材の製造方法。請求項8又は9に記載の浸炭鋼部材の製造方法において、上記浸炭工程は、拡散後の上記鋼部材の表面浸炭濃度が0.8以下となる条件で行うことを特徴とする浸炭鋼部材の製造方法。請求項8~10のいずれか1項に記載の浸炭鋼部材の製造方法において、上記浸炭工程に供する上記鋼部材が、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第1部位と第2部位とを有し、上記第1部位よりも上記第2部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅いという形状を呈しており、上記浸炭工程は、上記第1部位の表面浸炭濃度が0.65±0.1質量の範囲内となる条件で行うことを特徴とする浸炭鋼部材の製造方法。請求項1に記載の浸炭鋼部材用の肌焼鋼であって、基本化学成分が、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする肌焼鋼。請求項12に記載の肌焼鋼において、上記基本化学成分が、さらに、Ti:0.005~0.2、B:0.0006~0.005を含有することを特徴とする肌焼鋼。請求項12又は13に記載の肌焼鋼において、上記基本化学成分のMo含有量が0.01未満であることを特徴とする肌焼鋼。請求項12~14のいずれか1項に記載の肌焼鋼において、上記基本化学成分が、さらに、Nb:0.01~0.3、V:0.01~0.2の1種又は2種を含有することを特徴とする肌焼鋼。請求項12~15のいずれか1項に記載の肌焼鋼において、上記基本化学成分が、さらに、Ni:0.1~3.0を含有することを特徴とする肌焼鋼。ところで、浸炭焼き入れ処理後の浸炭鋼部材については、少なくとも表面近傍の内部組織が、均一なマルテンサイト組織になっていることが理想である。しかしながら、特に、浸炭処理後の焼き入れ工程の加熱を、高密度エネルギーを利用したような非常に短時間の加熱処理で行う場合には、焼き入れ処理後における内部組織に、マルテンサイト中に合金炭化物等が残存したような組織ムラが生じやすいことがわかった。このような組織ムラは、浸炭鋼部材の耐久性等に影響を及ぼすため好ましくない。例えば、従来から高硬度で高精度な鋼部材を得るために用いられてきたCrの含有率が高い例えばCr:0.2質量以上の鋼材を用いて上述した浸炭徐冷高周波焼き入れ処理を採用した場合、浸炭処理後徐冷した際に、浸炭層にCr炭化物が生成される。浸炭処理及び徐冷処理に続く、高周波加熱を比較的高温例えば950°C以上で行うと、このCr炭化物がマトリックス中に溶け込み、均一なオーステナイト変態となり、均一な焼入れ組織が得られ、硬度も均一となる。一方、比較的低温例えば950°C未満で加熱した場合には、Cr炭化物がマトリックス中に溶け込み難く、均一なオーステナイト変態が得られ難く、硬度ムラが生じる場合がある。Moの含有率が高い場合例えば、0.1重量以上も、Crほどではないが、Mo炭化物が生成され、Crと同様の硬度ムラを引き起こす一因になる。高周波加熱等の高密度エネルギーによる加熱の際に、被処理品の浸炭層が何度まで昇温されて焼入れされるかは、部品の形状や、要求される特性などによって変わる。例えば、高精度が要求され、かつ、表層部を高硬度とし、内部を靭性が高い低硬度とする必要がある歯車の場合には、高周波焼入れにおいて、歯車の表層部のみを輪郭状に加熱した後焼き入れする必要がある。これを実現するためには高出力で短時間の高周波加熱を実施する必要がある。短時間で加熱を済ませることにより内部への熱伝導を抑え輪郭状の加熱とすることができる。その際、高出力の加熱とするために、表層部は、全体的に比較的高温となり、特に歯先部は、溶融点近くの温度になる場合もある。この加熱方法では、上述のように、Cr炭化物やMo炭化物がマトリックス中に溶け込みやすく、表層部に均一な硬度の焼入れ組織が得られる。一方、例えば、デフリングギヤのような高トルク伝達歯車は、その使用時に、表層だけでなく歯部の内部まで応力が掛かるため、内部硬度も高くする必要がある。そのため、高トルク伝達歯車を高周波加熱する場合には、表層だけではなく、歯車の内部もオーステナイト変態温度以上に加熱する必要がある。この場合、内部への熱伝導を積極的に利用し、内部まで加熱することになるので、前者とは逆に、低出力で比較的長時間の加熱を採用する。すると、歯先の温度上昇も抑制でき、比較的温度分布のよい加熱が可能となる。しかし、比較的低い温度でオーステナイト変態させるため、特に、昇温されにくい歯元部などにおいて、Cr炭化物やMo炭化物が多く存在すると、オーステナイト中に完全に溶け込めず残留してしまい、その場合、硬度低下やムラを引き起こす場合がある。このような問題に対し、浸炭焼き入れ処理における各処理の方法を最適化することは重要である。しかし、浸炭鋼部材の化学成分そのものを最適化し、処理条件が異なっても組織ムラやこれによる硬度ムラを抑制することも強く求められている。本発明は、かかる問題に鑑みてなされたものであって、浸炭焼き入れ処理条件に関わらず、硬度ムラを抑制することができる化学成分を積極的に採用した浸炭鋼部材の製造方法、さらには、一歩進んで、その化学成分を活かすさらに好適な製造条件を含む浸炭鋼部材の製造方法を提供しようとするものである。本発明の第1の側面は、鋼部材を大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程に引き続き、マルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度により上記鋼部材を冷却し、かつ、冷却による組織変態が完了する温度以下まで上記鋼部材を冷却する冷却工程と、高密度エネルギーによって上記鋼部材における所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後にマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却する焼き入れ工程とを行うことによって製造してなる浸炭鋼部材であって、上記鋼部材の基本化学成分は、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなり、上記焼き入れ工程を施した上記所望部分の表層には、炭素濃度が上記基本化学成分範囲よりも高いと共に、Siによる粒界酸化層が存在しないマルテンサイト組織を含む第1層と、該第1層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含む第2層と、該第2層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含まない第3層とを有することを特徴とする浸炭鋼部材にある。第2の側面は、鋼部材を大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中においてオーステナイト化温度以上に加熱して表層に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程に引き続き、マルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い冷却速度により上記鋼部材を冷却し、かつ、冷却による組織変態が完了する温度以下まで上記鋼部材を冷却する冷却工程と、高密度エネルギーによって上記鋼部材における所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後にマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度により冷却する焼き入れ工程とを有する浸炭鋼部材の製造方法であって、上記鋼部材の基本化学成分は、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする浸炭鋼部材の製造方法にある。第3の側面は、上記浸炭鋼部材用の肌焼鋼であって、基本化学成分が、質量において、C:0.1~0.4、Si:0.35~3.0、Mn:0.1~3.0、P:0.03以下、S:0.15以下、Al:0.05以下、N:0.03以下を含有し、Cr含有量は0.2未満、Mo含有量は0.1以下であり、残部がFe及び不可避的不純物よりなることを特徴とする肌焼鋼にある。本発明は、上記のごとく、低酸素濃度雰囲気下で行う浸炭工程と、上記特定の条件で徐冷する冷却工程と、上記高密度エネルギーでの加熱を採用した焼き入れ工程とを経て作製される浸炭鋼部材及びその製造方法に特化したものである。そして、この製造方法によって作製する場合に最適な化学成分として、上記範囲の化学成分を採用した。上記化学成分において注目すべき点は、Cr及びMoについて不純物としての含有か、添加するとしてもその含有量をそれぞれ0.2未満及び0.1以下に制限し、かつ、Si含有量を0.35~3.0の範囲にまで増やした点である。Crは、焼入れ性を向上させると共に焼き戻し軟化抵抗を上げるのに有効な元素であるが、0.2以上添加された場合には、浸炭処理後の徐冷時にCr炭化物が生成しやすくなる。一旦Cr炭化物が生成すると、その後の高密度エネルギーを利用した加熱の際にマトリックス中に固溶させることが困難な場合が生じる。また、Moも焼き入れ性向上及び焼き戻し軟化抵抗を上げるのに有効な元素であるが、0.1を超えて添加された場合には、浸炭処理後の徐冷時にMo炭化物が生成しやすくなる。一旦Mo炭化物が生成すると、その後の高密度エネルギーを利用した加熱の際にマトリックス中に固溶させることが困難な場合が生じる。Cr炭化物やMo炭化物が組織中に残存した場合には、組織ムラの原因となり、最終的に硬度ムラが生じてしまう。そこで、上記のごとく、積極的にCrを任意成分とし、仮に含有させるとしてもその含有量を0.2未満に制限する。同様に、Moを任意成分とし、仮にこれを含有させるとしても0.1以下に制限する。そして、Cr及びMoを添加した場合の焼き入れ性や焼き戻し軟化抵抗の向上効果は、それらの作用を発揮しうるSiの含有量を0.35~3.0の範囲にまで増やすことにより賄う。これにより、焼き入れ性および焼き戻し軟化抵抗性を確保したうえで、浸炭処理後の徐冷時におけるCr炭化物及びMo炭化物の生成が抑制される。そのため、上記焼き入れ工程の加熱手段を高密度エネルギーを利用した加熱に限定した場合であっても、また、その加熱条件が比較的低温であったとしても、もともとCr炭化物及びMo炭化物の生成自体が抑制されているので、これらの存在による組織ムラを低減することができると共に、所望の硬度を得ることができる。また、高価なCr及びMoの添加量を低減することによって、素材コストを下げることも可能となる。また、Si含有量の増加は、従来においては、浸炭処理時にSiに起因する粒界酸化が生じるおそれがあった。これに対して、上述したごとく、浸炭工程の処理条件を、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中において行うよう制限することにより、粒界酸化の発生を抑制することができ、Si含有量増加に伴う組織性状の低下を防止することが可能となる。そしてその結果、得られる浸炭鋼部材は、上記焼き入れ工程を施した上記所望部分の表層に、炭素濃度が上記基本化学成分範囲よりも高いと共に、Siによる粒界酸化層が存在しないマルテンサイト組織を含む第1層と、該第1層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含む第2層と、該第2層よりも内部側に位置し、炭素濃度が上記基本化学成分範囲内にあると共にマルテンサイト組織を含まない第3層とを有するものとなる。なお、上記第2層の厚み表面からの深さ方向における寸法は、上記第1層の厚みよりも大きいことが好ましい。これにより、浸炭層の内部側における硬度も比較的広い範囲において高硬度化することができる。なお、上記第2層、つまり、浸炭層よりも内部側の母材の炭素濃度のまま焼き入れ組織が得られた層の厚みを大きくするためには、焼き入れ工程における加熱を比較的低温で長時間行って、奥深くまでオーステナイト化する必要がある。この場合においても、上述したごとく、Cr炭化物やMo炭化物の生成を抑制できるので、組織ムラの低減を図ることができる。したがって、得られた浸炭鋼部材は、組織ムラの低減により硬さのムラを低減し、かつ、コストパフォーマンスに優れたものとなる。まず、上記基本化学成分の限定理由について説明する。以下、組成における質量は、単にと記載する。ここで、基本化学成分という表現は、浸炭処理によって表層の炭素濃度が増える前の母材、つまり鋼そのものの基本的な化学成分を意味する。C:0.1~0.4、Cは鋼の強度、特に心部の強度を確保するために添加する元素である。そこで、C量の下限を0.1として内部の強度を確保する。しかし、その含有量が0.4を超えると硬さが増加することに起因して靭性が低下するため、並びに素材の切削性が悪化するため上限を0.4とした。最も好ましい添加量は0.15~0.3である。Si:0.35~3.0、Siは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、上述したごとく、鋼に必要な強度、焼入れ性を与え、焼戻し軟化抵抗を向上するのに有効な元素である。本開発鋼は高価なCrやMoを大幅に削減できることを特徴としているが、歯車のピッチング強度のように焼戻し軟化抵抗が必要とされる部品には従来鋼であるCrMo鋼に対し、CrやMoの削減は不利となる場合がある。よって、CrやMoを削減しても必要とする焼き戻し軟化抵抗を得るために、Siを0.35以上含有させることとした。しかし、3.0を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化するので、0.35~3.0の範囲内にする必要がある。最も好ましい範囲は0.45超~1.5である。また、Siを多量に添加した材料を使用すると、酸化性ガスを使用するガス浸炭処理の場合、浸炭工程にて、酸化物を形成しやすいSiによって表層に粒界酸化と浸炭異常層が生じるため、浸炭層の強度が低下して、曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下をきたす。ここで、上記浸炭鋼部材の製造方法においては、上述したごとく、酸素濃度を下げた浸炭雰囲気中において浸炭処理を行う工程を採用する。これによって、粒界酸化の問題を無くすことができるので積極的にSi含有量を高めることが可能となる。Mn:0.1~3.0、Mnは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、焼入れ性を向上させるのに有効な元素であるが、0.1未満ではその効果は不十分である。しかし、3.0を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化するので、0.1~3.0の範囲内にする必要がある。最も好ましい範囲は0.5~1.5である。P:0.03以下、Pは粒界に偏析して靭性を低下させるため極力低減する必要があり、0にすることは困難であるが0.03以下に制限する必要がある。S:0.15以下、Sは鋼中でMnSを形成し、これによる素材の切削性の向上を目的として添加される元素である。ただし、Sの含有による効果は0.15を超えると飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。このため,Sの含有量を0.15以下にする必要がある。なお,S量が0.001未満であると切削性向上効果が顕著でない。このため,下限を規定するのであれば0.001以上とする。より好ましい範囲は0.005~0.06の範囲内である。Al:0.05以下、Alは窒化物として鋼中に析出分散する。このことによりAlは,浸炭処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効な元素とされている。ただし、0.05を超えていると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため、0.05を上限とする。なお、高密度エネルギー焼入処理が行われた部位は再結晶され、粗大化したオーステナイト組織は微細化される。このため、高密度エネルギー焼入処理が行われる部位だけ高い強度が必要とされ、高密度エネルギーで加熱しない領域で高い強度が必要とされない場合には、Alを含有させる必要性はない。しかし、高密度エネルギーで加熱しない領域も高い強度が必要とされる場合には、Alを含有させる必要性があり、その場合には、Al量が0.005未満であるとオーステナイト組織の粗大化防止効果が顕著でない。このため,下限を規定するのであれば0.005以上とする。より好ましい範囲は0.02~0.04である。N:0.03以下、Nは各種の窒化物を形成して浸炭処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止する効果がある。しかし、0.03を超えていると鍛造性が著しく悪くなる。このため、0.03を上限とする。なお、高密度エネルギー焼入処理が行われた部位は再結晶され、粗大化したオーステナイト組織は微細化される。このため、高密度エネルギー焼入処理が行われる部位だけ高い強度が必要とされ、高密度エネルギーで加熱しない領域で高い強度が必要とされない場合には、Nを含有させる必要性はない。しかし、高密度エネルギーで加熱しない領域も高い強度が必要とされる場合には、Nを含有させる必要性があり、その場合には、N量が0.003未満であるとオーステナイト組織の粗大化防止効果が顕著でない。このため,下限を規定するのであれば0.003以上が必要である。より好ましい範囲は0.005~0.02である。Cr:0.2未満、上述したごとく、Crは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素であるが、0.2以上の添加量では浸炭徐冷時にCr炭化物が生成しやすくなる。特に浸炭徐冷後に行う焼き入れ工程時の加熱温度が比較的低い場合には、一旦生成したCr炭化物をマトリックス中に固溶させることが困難となり、組織ムラの発生およびこれに基づく硬さムラが生じやすくなる。Cr量を必要最小限とすることにより、Cr炭化物の生成自体を抑制することができるので、その後の高密度エネルギーによる加熱条件が種々変化したとしても、Cr炭化物による組織への亜悪影響を防ぐことが可能である。Crが0.2以上の場合でも、[Si][Ni][Cu]-[Cr]>0.5の条件を満たす化学成分とすることでCr炭化物の生成はかなり抑制できるものの、上記硬さムラを抑制するには十分とは言えない。Crの最も好ましい範囲は0.1以下である。Mo:0.1以下、本願は、レアメタルでありその中でも比較的高価なMoを削減させることを1つの目的としたものではあるが、きわめて少量であればMoを添加することもできる。Moは焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。しかし、Moの多量の含有はコストが上昇するだけでなく、前記したとおり、硬さムラの問題が生じるおそれがあるため、上限を0.1とする必要がある。他の元素によって必要な焼き入れ性を確保できるのであれば、Moを添加しないことが好ましく、その場合は積極添加しない条件となる0.01未満とするのがよい。また、上記基本化学成分は、さらに、Ti:0.005~0.2、B:0.0006~0.005を含有することが好ましい。Ti:0.005~0.2、TiはNと結合しやすい元素であるため、BがBNとなってBの焼き入れ性向上効果が消失するのを防止する効果があると共に、炭窒化物として鋼中に析出分散することにより、浸炭処理時及び高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効な元素であるが、0.005未満ではその効果は不十分である。しかし、0.2を超えると析出物が粗大化して鋼を脆化させるため上限を0.2とした。最も好ましい範囲は0.01~0.03添加することである。B:0.0006~0.005、Bは添加することによって焼入れ性を与え、粒界強度を強化するのに有効な元素であるが、0.0006未満ではその効果は不十分である。しかし、0.005を超えるとその効果は飽和するので、0.0006~0.005の範囲内にする必要がある。最も好ましい範囲は0.001~0.003である。また、上記基本化学成分が、さらに、Nb:0.01~0.3、V:0.01~0.2の1種又は2種を含有することが好ましい。Nb:0.01~0.3、V:0.01~0.2、Nb、Vは炭窒化物として鋼中に析出分散することにより、浸炭処理時及び高周波焼入処理時のオーステナイト組織の粗大化を防止するのに有効な元素であるが、Nb、V共に0.01未満ではその効果は不十分である。しかし、添加量を増加しすぎると析出物が粗大化して鋼を脆化させるため上限をNbは0.3、Vは0.2とした。最も好ましくは、Nbは0.01~0.02、Vは0.01~0.05添加することである。また、上記基本化学成分が、さらに、Ni:0.1~3.0を含有することもできる。Ni:0.1~3.0Niは靭性を向上させるのに有効な元素であるが、0.1未満ではその効果は不十分である。しかし、3.0を超えるとその効果は飽和するのみならず、硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化するので、0.1~3.0の範囲内にする必要がある。最も好ましい範囲は0.5~1.5である。次に、上記製造方法における各工程は、以下のようにすることが好ましい。すなわち、まず、上記浸炭工程は、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気において行う。具体的な方法としては、大気圧よりも低く減圧した減圧下の浸炭ガス中において行う方法がある。つまり、減圧浸炭工程を採用することが有効である。減圧浸炭工程では、高温の浸炭炉の内部を減圧状態に維持しながら比較的少量の浸炭ガスによって浸炭処理を行うことができるので、従来よりも効率よく浸炭処理を行うことができる。また、従来の大型の熱処理炉を用いた長時間の加熱処理が不要となるので、処理時間の短縮および消費エネルギーの低減、さらには、浸炭焼入れ設備そのものの小型化を図ることができる。そして、上記減圧浸炭工程を適用した場合には、Crを積極的に任意成分とし、その上限値を制限したことによる効果が特に有効に発揮される。すなわち、通常のガス浸炭の場合は平衡反応にて浸炭を行うので、予めカーボンポテンシャルを計算して条件設定することができる。しかし、減圧浸炭処理は非平衡反応であるため、そのような計算による条件設定が難しい。また、例えばギヤのように凹凸部分を有する鋼部材を減圧浸炭処理した場合には、部位によって侵入した炭素の拡散速度に差異が生じ、得られる表面の浸炭濃度が部位によってばらつき、浸炭処理によって表面改質すべき部位に所望の改質効果が得られない場合が生じる。このような浸炭度合いのばらつきが通常のガス浸炭の場合よりも大きくなった場合に、Crが多量に含まれていると、上述したCr炭化物の生成がより顕著に進む可能性がある。したがって、Crの含有量の制限は、減圧浸炭工程を採用した場合に特に有効である。また減圧浸炭を採用することより、浸炭工程において、浸炭雰囲気を大気圧に対して減圧することで、雰囲気中の酸素量を低く抑えることができる。これにより浸炭層の粒界酸化を防ぐことができる。また、大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気において行う浸炭方法としては、上記の減圧浸炭方法に限られず、例えば、雰囲気を減圧することなく、窒素ガスや不活性ガスを充填することで、雰囲気中の酸素量を低く抑えることにより、浸炭層の粒界酸化を防ぐ方法も採用可能である。上記減圧浸炭は、真空浸炭ともいい、炉内の雰囲気を減圧して、浸炭ガスとして炭化水素系のガス例えばメタン,プロパン,エチレン,アセチレン等を直接炉内に挿入して行う浸炭処理である。減圧浸炭処理は、一般的に、浸炭ガスが鋼の表面に接触した際に分解して発生する活性な炭素が鋼の表面において炭化物となって鋼中に蓄えられる浸炭期と、炭化物が分解し、蓄えられていた炭素がマトリックスに溶解して内部に向って拡散していく拡散期とにより構成される。なお、炭素の供給ルートは、炭化物経由のルートによるものに限らず、直接マトリックスに溶解するルートを通るものも存在すると言われている。また、上記浸炭工程は、1~100hPaの減圧条件下において行うことが好ましい。減圧浸炭工程における浸炭時の減圧が1hPa未満の場合には真空度維持のために高価な設備が必要となるという問題が生じる可能性がある。一方、100hPaを超える場合には浸炭中にススが発生し、浸炭濃度ムラが生じるという問題が生じるおそれがある。また、上記浸炭ガスとしては、例えば、アセチレン、プロパン、ブタン、メタン、エチレン、エタン等の炭化水素系のガスを適用することができる。また、上記浸炭工程は、拡散後の上記鋼部材の表面浸炭濃度が0.8以下となる条件で行うことが好ましい。この場合には、浸炭層を共析鋼以下の炭素量とすることとなり、焼入れ時の加熱により、オーステナイト変態させ、その後の急冷にて、セメンタイトを析出させず、マルテンサイト組織とすることができる。また、上記浸炭工程に供する上記鋼部材が、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第1部位と第2部位とを有し、上記第1部位よりも上記第2部位の方が侵入した炭素の拡散速度が遅いという形状を呈しており、上記浸炭工程は、上記第1部位の表面浸炭濃度が0.65±0.1質量の範囲内となる条件で行うことが好ましい。上述したごとく、減圧浸炭処理は非平衡反応であるため、例えばギヤのように凹凸部分を有する鋼部材を減圧浸炭処理した場合には、部位によって侵入した炭素の拡散速度に差異が生じ、得られる表面の浸炭濃度が部位によってばらつき、浸炭処理によって表面改質すべき部位に所望の改質効果が得られない場合が生じることがわかった。なお、減圧浸炭処理は非平衡反応であるので、得られる表面の浸炭濃度は、浸炭を進める浸炭期直後とその後に内部に進入している炭素の拡散を進める拡散期を経た後では変化する。上記浸炭濃度は、あくまでも拡散期を経た後の値を用いて表現してある。したがって、本願明細書における浸炭濃度は、すべて、浸炭期直後ではなく拡散期を経た後の浸炭濃度の値である以下、同様。このような事情に鑑み、形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第1部位炭素容易拡散部位と第2部位炭素難拡散部位とを有する鋼部材の減圧浸炭工程を行う場合の条件を最適条件にするために、上記のごとく第1部位の表面浸炭濃度が0.65±0.1質量の範囲内となる条件で行うことが有効であることが見出された。このような条件で減圧浸炭処理を行うことによって、得られる鋼部材の第2部位、つまり、拡散速度が第1部位よりも遅くて浸炭処理後の表面の浸炭濃度が第1部位よりも高くなる部位の表面浸炭濃度を、0.85質量以下の範囲に抑制することができるということを多くの実験の結果はじめて見出されたのである。そして、これにより、鋼部材の浸炭処理によって表面改質しようとする部位のほぼ全面の表面炭素濃度を0.55~0.85質量の範囲内に収めることができる。この範囲内に表面炭素濃度を収めることにより、その後の高周波エネルギーを利用した加熱の後に急冷するという特殊な焼き入れ工程を施すことによって、表面浸炭濃度が下限に近い部分第1部位においても焼き入れ効果が十分に得られ、かつ、表面浸炭濃度が上限に近い部分第2部位においては過剰炭素による不具合を抑制することができ、焼き入れ後に優れた改質面が得られるのである。上記浸炭条件は、減圧浸炭処理工程における温度、浸炭ガスの種類、圧力、処理時間などを変更して複数回の予備実験を行い、上記第1部位の表面浸炭濃度が上記特定の範囲となる条件を見つけることが必要である。なお、被処理材である鋼部材が同じ形状のものであれば、データの積み重ねによって、予備実験の回数を減少させることも可能である。また、上記鋼部材の上記第1部位と第2部位の決定は、上記予備実験で実際に複数箇所の浸炭濃度を測定して判断しても良いが、形状から比較的容易に判断できるので、形状の観察によって決定しても良い。また、上記冷却工程は、少なくとも上記鋼部材が冷却中にマルテンサイト変態する冷却速度よりも遅い徐冷条件で行う。これにより、マルテンサイト変態に伴う歪みの発生を抑制することができ、形状精度に優れた状態で浸炭処理を終えることができる。より具体的には、上記冷却工程は、少なくとも上記鋼部材の温度がA1変態点温度以上にある間の冷却速度が0.1°C/秒~3.0°C/秒となる徐冷条件で行うことが好ましい。上記冷却工程の冷却速度が鋼部材のA1変態点温度以上の期間に3.0°C/秒を超える場合には、冷却時の歪み発生抑制効果が十分に得られないおそれがある。一方、冷却工程の冷却速度が鋼部材のA1変態点温度以上の期間に0.1°C/秒未満とすることは、A1変態点温度へ到達するまでに長時間を費やし、その間にも浸炭した炭素が鋼材中で拡散が進んでしまう。冷却中の拡散は部位により温度差があり、拡散スピードもバラツキが発生し、結果的に炭素量のバラツキが生じるおそれがある。また、上記冷却工程は、冷却ガス中において、該冷却ガスを大気圧よりも低く減圧した状態で行うこと、つまり、減圧冷却工程とすることが好ましい。これにより、冷却時の歪み発生をよりいっそう抑制することができる。即ち、冷却時に冷却ガスを撹拌する場合には、冷却ガスを減圧状態とすることによって、大気圧状態の場合に比べ、循環する冷却ガスの風上と風下での冷却速度の差を低減させることができる。つまり、大気圧で冷却する場合、大気圧中の冷却ガスに被冷却部材を接触させただけで熱交換が進み被冷却部材の冷却が開始する。この場合、積極的なガス攪拌または熱によるガス対流により風上と風下が生じ、冷却速度差が生じる。冷却速度差により被冷却部材の温度差が生じ、熱処理歪を発生する。これに対し、冷却ガスを減圧状態とすることによって、風上風下のいずれであっても、そもそも熱交換速度が遅く、冷却速度差が生じ難い。それ故、冷却ガスを減圧状態とする減圧冷却を採用した場合には、比較的均一に冷却が進む為、熱処理歪の発生が少ない。また、撹拌を全くしない場合であっても、減圧状態の場合には、大気圧の場合よりも、温度の異なる冷却ガスの滞留による冷却速度の差を低減させることができる。このような冷却ガスの減圧による効果を利用することにより、上記減圧冷却工程を施した鋼部材は、歪み発生を抑制することができ、高精度の寸法精度を維持したまま上記焼き入れ工程に進めることができる。この効果は、冷却速度を遅くした徐冷を採用し、減圧徐冷工程とした場合に最も高くなる。そして、これにより、上述した高密度エネルギーを利用した焼き入れ工程によるメリットを活かして、焼入れ後の鋼部材も歪みの少ない高精度のものとすることができる。また、上記浸炭工程として上記減圧浸炭工程を採用し、冷却工程として上記減圧冷却工程を採用し、これらを連続で行うことにより、実際の設備では、減圧浸炭室と徐冷室とを直接繋ぐことができ、両者の間に減圧度を調整するような予備室等を設ける必要がない。すなわち、上記減圧浸炭工程と上記徐冷工程とが両方とも減圧状態で行われるので、両者の間の圧力差を小さくすることができる。そのため、減圧浸炭処理を終えた製品を常圧状態に晒すことなく減圧徐冷処理することができ、歪み発生を抑制した効率のよい処理が可能である。また、上記冷却工程の上記冷却ガスの減圧条件は、より具体的には、100hPa~650hPaであることが好ましい。上記の減圧冷却処理は、この場合の圧力が100~650hPaの範囲よりも高い場合には、減圧による効果が十分に得られない場合があり、一方、この範囲よりも低くすることは設備構成上困難となるおそれがある。そのため、より好ましくは、上記徐冷工程における上記冷却ガスの減圧状態は、100hPa~300hPaの範囲とするのがよい。また、上記焼き入れ工程は、上記鋼部材の所望部分を高密度エネルギーを利用してオーステナイト化温度以上に加熱し、その後少なくとも上記浸炭層においてマルテンサイト変態する急冷臨界冷却速度以上で急冷することにより行うことが重要である。上記高密度エネルギーとしては、例えば電子ビーム、レーザビーム等の高密度エネルギービーム、また、ビームではないが高周波加熱などの高密度エネルギーがある。高密度エネルギーを利用することで、短時間加熱が可能になると共に、Cr量の低減によりオーステナイト化しやすい成分に調整しているので、確実に十分な硬化効果を得ることができる。また、上記焼き入れ工程における加熱は高周波加熱により行うことが好ましい。この場合には、高周波加熱を採用することにより、非接触で誘導加熱により精度よく加熱することができ、また、高効率化を図ることができる。また、上記高周波加熱としては、公知の方法を適用できる。また、上記急冷は水冷により行うことが好ましい。すなわち、高密度エネルギーを利用すれば、部品全体ではなく部分的な加熱を精度よくできるので、その後、非常に冷却効果の高い水を用いて水焼き入れしても、従来のガス加熱の場合に比べて焼入れ歪みの発生を大幅に抑えることができる。そして、水冷による優れた急冷効果によって、焼入れ特性を高くすることができ、焼入れ部分のさらなる高強度化を図ることができる。また、この高強度化を利用して、浸炭処理の簡易化処理時間の短縮、つまり、浸炭層の薄肉化をしても要求強度を具備することができる場合があり、この場合には熱処理工程全体のさらなる時間短縮を図ることも可能である。また、上記高周波加熱による加熱は、上記鋼部材を1個流しで処理し、加熱後の冷却時には、鋼部材を回転させながら、周囲から冷却水を上記鋼部材に向かって噴射して冷却することが好ましい。この場合には、冷却時に均一に冷やすことができ、さらに歪みの発生を抑えることができる。また、上記焼き入れ工程における加熱は、表面が溶融することなく表面から深さ1mm以上の範囲全体がオーステナイト化する条件で行うことが好ましい。高密度エネルギーによる加熱は、例えば10秒以内の極めて短時間に非常に高い密度のエネルギーを投入することによって、鋼部材のごく表面のみを加熱することができる。そのため、表面から深さ1mm未満の領域のみを所望の高温まで加熱することも可能である。しかし、鋼のオーステナイト化温度としては比較的低い範囲の温度例えば750°C~950°Cを選択し、高密度エネルギーの投入エネルギーも比較的小さくすることにより、加熱時間を比較的長い時間例えば10秒を超える程度にまで長くすることにより、伝熱によって表面から深さ1mm以上の深い部分まで加熱することができる。このいわば高密度エネルギーによる低温長時間加熱を行って、浸炭層の領域だけでなく、深さ1mmを超えるような奥深くまで焼き入れ効果を得ることができると共に、オーステナイト化温度が低温であるほど焼き入れ工程での歪みを抑制する効果が高まることがわかった。なお、この場合でも、Cr含有量を上記特定の範囲に限定しなければ組織ムラが生じるおそれがあることを考えると、Cr低減による効果は大きい。また、上記浸炭鋼部材が、突出した歯部を多数備えた歯車部品である場合には、上記加熱は、上記歯部の表面及び内部全体がオーステナイト化する条件で行うことが好ましい。歯車部材は、歯部の表面硬度を高め、内部の靱性を高めることが望まれ、かつ、歯部の形状精度に優れることが望まれる。そのため、上記のごとく、上記焼き入れ工程の加熱を、鋼のオーステナイト化温度としては比較的低い範囲の温度例えば750°C~950°Cを選択し、高密度エネルギーの投入エネルギーも比較的小さくして、加熱時間を比較的長い時間にまで長くすることにより、浸炭層の領域だけでなく、その奥深くまで焼き入れ効果を得ることができ、かつ、歪み抑制効果も高められ、非常に好適である。また、上記浸炭鋼部材としては、自動車の駆動系部品がある。自動車の駆動系部品は、低コスト化に加え、強度面及び寸法形状精度面で厳しい要求があるが、その要求を満たすために、上記製造方法が非常に有効である。上記自動車の駆動系部品としては、例えば自動変速機におけるギヤ、リング状部材、その他の部品がある。また、上述したように上記浸炭工程、冷却工程及び焼き入れ工程を含む熱処理は、歪の発生を抑えることができる処理方法である。すなわち、浸炭後の冷却工程では、マルテンサイト変態が起る速度よりも遅い速度で冷却する。これにより、浸炭層だけでなく、芯部にもマルテンサイト組織は生成されず、フェライト、パーライト、ベイナイトのいずれか、または、それらの混合組織となる。従って、冷却工程での冷却ではマルテンサイト変態が起らず、マルテンサイト変態による歪が発生しないので、熱処理歪による製品精度の悪化を防ぐことができる。また、冷却工程の後には、高周波焼入れ等の高密度エネルギーを利用した焼入れを行うが、高周波加熱等の高密度エネルギーを利用した加熱は、表面からの所定深さのみ、かつ、一部分のみの加熱が可能で、製品のボリュームに対して、一部分を加熱することができるので、その後の急冷によるマルテンサイト変態による硬化する範囲を減らすことができ、マルテンサイト変態による歪の発生を減らすことができ、製品精度の悪化を防ぐことができる。以下に上記浸炭鋼部材の製造方法の実施例について具体的に説明する。なお、これらの実施例は本発明を説明するためのものであって、本発明の範囲を限定するものではない。本例では、表1に示す基本化学成分試験No.1~32を有する熱間圧延素材を準備し、熱間鍛造後に焼鈍処理を施した後、図4に示すごとく、機械加工により鋼部材デフリングギア8を製作した。この機械加工を鋼部材の切削性を判定する試験切削試験として利用した。素材の基本化学成分は、表1から知られるように、試験No.1~23が実施例であり、試験No.24~32は比較例である。比較例のうち、試験No.31、32は従来鋼であるSCM420を素材として用いた例である。次に、機械加工後の鋼部材8に、浸炭雰囲気中において加熱して表面に浸炭層を形成する浸炭工程と、該浸炭工程後に、少なくとも、冷却による組織変態が完了する温度以下まで冷却する冷却工程と、高密度エネルギーによって所望部分をオーステナイト領域まで加熱した後に急冷する焼き入れ工程とを施した。得られた鋼部材浸炭鋼部材8について、材質調査及び疲労試験を行なった。まず、上記浸炭工程から焼き入れ工程までを行うための熱処理設備5について簡単に説明する。図1に示すごとく、熱処理設備5は、浸炭焼入れ処理前に鋼部材を洗浄するための前洗槽51と、加熱室521、減圧浸炭室522、および減圧徐冷室523を備えた減圧浸炭徐冷装置52と、高周波焼き入れ機53と、欠陥を検査するための磁気探傷装置54とを備えたものである。次に、上記熱処理設備5を用いて行う浸炭工程および冷却工程について説明する。本例の浸炭工程は、大気圧よりも低く減圧した減圧下の浸炭ガス中において行う減圧浸炭工程である。この工程におけるヒートパターンAを図2に示す。同図は、横軸に時間を、縦軸に温度を取ったものである。同図より知られるごとく、浸炭工程のヒートパターンAは、昇温領域aにおいて浸炭温度まで昇温し、次に、保持領域b1、b2において温度を一定に保持した。保持温度はオーステナイト化温度以上の温度である950°C一定とした。この保持領域の最初の領域b1は、浸炭処理における浸炭期の領域であり、その後の領域b2は浸炭処理における拡散期の領域である。本例では、減圧浸炭処理の減圧条件は、1~3.5hPaとし、上記浸炭期の領域b1での浸炭ガスとしてアセチレンを用いた。また、浸炭条件は、予め予備実験により確認した条件を採用し、以下のように行った。即ち、本例の鋼部材8はデフリングギアであり、その形状に起因して浸炭処理時に侵入した炭素の拡散速度が異なる第1部位炭素容易拡散部位と第2部位炭素難拡散部位とを有する。図5に示すごとく、第1部位は、歯底815及び歯面811であり、該第1部位よりも侵入した炭素の拡散速度が遅い第2部位は、歯先角部813歯面811と歯先812との間の角部である。本例では、第1部位である歯底815の表面浸炭濃度が0.65±0.05質量の範囲内となる条件を採用した。次に、減圧浸炭処理の拡散期を終えた後、冷却工程としての冷却領域cを行う。本例では減圧徐冷工程を採用し、その減圧条件は600hPaとした。また、冷却雰囲気ガスは窒素N2とした。また、減圧徐冷工程の冷却速度は、浸炭処理直後のオーステナイト化温度以上の温度からA1変態点よりも低い150°Cの温度となるまで、冷却速度は0.1~3.0°C/秒の範囲内となる条件とした。なお、ここで示すヒートパターンA及び他の条件は一つの例であって、適宜予備試験等によって処理する鋼部材にとって最適な条件に変更可能である。次に、上記熱処理設備5を用いて行う焼き入れ工程について説明する。本例の焼き入れ工程は、その加熱手段として高周波加熱を採用し、急冷手段として水冷を採用した。このヒートパターンBを図3に示す。同図は、横軸に時間を、縦軸に温度を取ったものである。同図に示すごとく、本例の焼き入れ工程は、高周波加熱によって鋼部材8の外周部である歯形部81を、オーステナイト化温度以上の温度に加熱する昇温領域d1と、その後、浸炭層においてマルテンサイト変態する急冷臨界冷却速度以上の冷却速度が容易に得られるように、水を噴射して水焼入れする急冷領域d2とからなる。昇温領域d1は、通常の高周波加熱において行われる条件よりもエネルギー投入量を小さくし、比較的長時間の26.8秒をかけて行い、歯形部81の内部全体が750°C~960°Cの範囲の温度となるように行った。急冷領域d2は、13秒程度で行い、その冷却速度は50~65°C/秒とした。上記高周波加熱による加熱は、鋼部材8を1個単位で流して運搬して1個ずつ加熱処理し、加熱後の冷却時には、鋼部材8を回転させながら、周囲から冷却水を上記鋼部材8に向かって噴射して1個ずつ冷却して、歪みの発生を最も抑えられる方法をとった。ここで示すヒートパターンB及び他の条件も一つの例であって、適宜予備試験等によって処理する鋼部材にとって最適な条件に変更可能である。次に、上記鋼部材について行った各試験の条件について説明する。<切削性試験>切削性試験は、上述したごとく、機械加工によって鋼部材8を所望形状に切削した際に行った。切削性試験の条件は、超硬工具を用いて、周速250m/min、送り0.3mm/rev、切り込み1.5mmのドライ環境による旋削を行うという条件とした。また、試験の評価は、鋼部材8を10個製作し、超硬工具の欠けがなかった場合を良好、欠けが生じた場合を不良とした。<材質調査>材質調査は疲労試験に供しない鋼部材8の歯面811からサンプルを採取して行った。硬度は、サンプルの表面から0.05mmおきに荷重2.9Nでビッカース硬さを測定して、JISG0557で規定する有効硬化層深さを測定した。結晶粒に関しては、サンプルの表面から0.4mm深さにおいてJISG0551で規定するオーステナイト結晶粒度番号を求めて評価した。評価の判断は、有効硬化層深さが0.8mm以上確保され、全ての隣接する測定点におけるビッカース硬さの差がHV50未満と硬さムラが無く、なおかつオーステナイト結晶粒度番号が6以上の細粒であるものを良好と判断した。但し、疲労試験で低強度であったものについては破面をSEM観察して、粒界が脆性破面となっているかどうかを確認した。<疲労試験>疲労試験としては、動力循環式歯車試験機にて行った。供試歯車の諸元は、モジュール2.03、圧力角18°、ねじれ角27°である。歯元曲げ疲労強度Nmは、潤滑油温80°C、回転数2000rpmの条件にて1000万回耐久する入力トルクにて評価した。潤滑油はATFを用いた。ピッチングNm強度は、潤滑油温120°C、回転数4000rpmの条件にて、5000万回供試後ピッチング面積率が全歯当り面積の3以下となる入力トルクにて評価した。潤滑油はATFを用いた。上記各試験の結果を表2に示す。表2に示すように、実施例の試験No.1~23のリングギアは素材の切削性は良好で、材質特性や疲労強度に優れることが明らかになった。特に従来鋼SCM420試験No.31、32と比較すると、実施例は、歯元疲労強度は全て大きく上回っており、ピッチング強度も同等か上回る強度を有していた。これに対し、比較例の試験No.24は低疲労強度であった。鋼材のSiが0.35未満であることに起因して、焼き入れ性が低く、焼戻し軟化抵抗の向上も十分に得られなかったためである。比較例の試験No.25は素材の切削性が悪かった。これは鋼材のCが0.4を超えたことに起因して素材が硬くなりすぎたためである。比較例の試験No.26~28は低疲労強度であった。鋼材のCrが0.2を超えたことに起因して、材質調査ではCr炭化物の生成が認められ、硬さムラを生じたことが低疲労強度の原因である。比較例の試験No.29は低疲労強度であった。鋼材のPが0.03を超えたことに起因して、粒界脆性破面となったことが低疲労強度の原因である。比較例の試験No.30は低疲労強度であった。鋼材のSが0.15を超えたことに起因して、粒界脆性破面となったことが低疲労強度の原因である。比較例の試験No.31、32は、従来鋼であるJISのSCM420に対し同様の処理を行った例であるが、Cr、Moを両方共に含み、成分の最適化がされていないため、硬さムラが生じたものである。また、実施例とこれらとの比較から、実施例の浸炭鋼部材は、従来のCr-Mo合金鋼に比べCr、Mo含有量を減らし、素材コストを低減させても、歯元疲労強度に優れ、他の特性も同等以上となることが明らかになった。<第1~第3層の観察>試験No.3の鋼部材の断面の金属組織観察を行って、第1~第3層の厚さを測定した。金属組織は、鋼部材を硝酸3~5のアルコール溶液で腐食し、光学顕微鏡で観察した。金属組織の写真を図6に示すと共に、各層の構成を分かりやすく示すために作成した説明図を図7に示す。同図において、第1層は符号S1、第2層は符号S2、第3層は符号S3によりそれぞれ示してある。第1層S1は、上記焼き入れ工程を施した部分の最外層の部分であって、表面の炭素濃度が0.60~0.85質量である部位であり、内部にいくに従って、炭素濃度が母材の炭素濃度基本化学成分範囲内まで徐々に低下していると共に、Siによる粒界酸化層が存在しないマルテンサイト組織を含む層である。この第1層S1が存在することが観察され、かつ、この層の厚みが0.7mm~1.3mmの範囲にあることが分かった。第2層S2は、第1層S1よりも内部側に位置し、炭素濃度が0.1~0.4質量、つまり、母材の炭素濃度基本化学成分範囲内であると共に、マルテンサイト組織を含む層である。この第2層S2が存在することが観察され、かつ、この層の厚みが2mm~5mmの範囲にあることが分かった。第3層S3は、第2層S2よりも内部側に位置し、炭素濃度が0.1~0.4質量、つまり、母材の炭素濃度基本化学成分範囲内であると共に、マルテンサイト組織を含まない層である。この第3層S3が存在することが確認された。上記組織観察の結果、試験No.3の鋼部材は、第1層S1の厚みよりも第2層S2の厚みの方が大きいことが明らかになった。なお、上記第1~第3層のいずれにおいても、黒鉛粒の生成はなかった。黒鉛粒の生成は、浸炭処理に引き続いて鋼部材の温度を例えば650~720°Cの温度範囲にある程度の時間保持することによって生成することが知られているが、少なくとも、上述したように、浸炭処理後に直ちに徐冷を行った場合には、黒鉛粒の生成を防止することができる。"