"円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し,成形後に浸炭処理とその後の高密度エネルギー加熱による焼き入れ処理とを経ている歯車において,素材鋼の化学成分がC:0.1~0.40質量,Si:0.35~3.0質量,Mn:0.1~3.0質量,Cr:0.2質量未満,Mo:0.1質量以下,P:0.03質量以下,S:0.15質量以下,Al:0.05質量以下,N:0.03質量以下,Feおよび不可避不純物:残部,であり,前記歯部の表層部,および,前記円板部における前記歯部同士の間の箇所である歯元部の表層部が,浸炭処理によりC濃度が前記素材鋼のC濃度より高くされるとともに,マルテンサイト組織を含む第1焼き入れ硬化層とされており,前記歯部のうち前記第1焼き入れ硬化層とされている部分以外の部分と,前記円板部のうち前記歯元部の前記第1焼き入れ硬化層の下の部分と,前記円板部のうち前記歯部の下の部分とにわたり,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含む第2焼き入れ硬化層が形成されており,前記円板部における前記第2焼き入れ硬化層より深い領域が,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含まない非焼き入れ層とされていることを特徴とする歯車。請求項1に記載の歯車において,前記第1焼き入れ硬化層のC濃度が,表面にて0.60~0.85質量であるとともに,内部では前記第2焼き入れ硬化層との境界に向かって徐々に低下していることを特徴とする歯車。請求項1または請求項2に記載の歯車において,素材鋼の化学成分にさらに,Ti:0.005~0.2質量,B:0.0006~0.005質量,が含まれることを特徴とする歯車。請求項1から請求項3までのいずれか1つに記載の歯車において,素材鋼の化学成分中のMoの含有量が0.01未満であることを特徴とする歯車。請求項1から請求項4までのいずれか1つに記載の歯車において,素材鋼の化学成分にさらに,Nb:0.01~0.3質量,V:0.01~0.2質量,の1種または2種が含まれることを特徴とする歯車。請求項1から請求項5までのいずれか1つに記載の歯車において,素材鋼の化学成分にさらに,Ni:0.1~3.0質量,が含まれることを特徴とする歯車。円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有する歯車の製造方法において,素材鋼として,化学成分がC:0.1~0.40質量,Si:0.35~3.0質量,Mn:0.1~3.0質量,Cr:0.2質量未満,Mo:0.1質量以下,P:0.03質量以下,S:0.15質量以下,Al:0.05質量以下,N:0.03質量以下,Feおよび不可避不純物:残部,であるものを用い,前記素材鋼で成形された歯車を,大気の酸素濃度より低い酸素濃度の浸炭雰囲気中で,前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する浸炭工程と,前記浸炭工程後の前記歯車を,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で,冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と,前記冷却工程後の前記歯車を高密度エネルギー加熱により加熱することで,前記円板部における芯部を前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させることなく,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とを前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ,その状態から,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とにマルテンサイト組織を形成する焼入工程とを行うことを特徴とする歯車の製造方法。請求項7に記載の歯車の製造方法において,前記浸炭工程を,その浸炭工程の拡散期後における浸炭層内の炭素濃度が0.85質量以下となる条件で行うことを特徴とする歯車の製造方法。請求項7または請求項8に記載の歯車の製造方法において,前記浸炭工程に供する歯車が,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,前記第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いるものであり,前記浸炭工程を,その浸炭工程における拡散期後における前記第1部位の浸炭層内の炭素濃度が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歯車の製造方法。前記従来技術のようにCrの含有率が高い例えば0.2質量以上鋼素材の場合には,浸炭後の徐冷の際に,浸炭層内のパーライト,フェライト中にCr炭化物が生成される。そして,徐冷後の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炭化物はマトリックス中に溶解する。このため,高周波加熱時のオーステナイト変態が均一に起こり,均一な焼き入れ組織が得られる。これにより硬度も均一となる。一方,徐冷後の高周波加熱を比較的低温例えば950°C未満で行うと,Cr炭化物のマトリックス中への溶解があまり起こらない。このためオーステナイト変態が不均一となり,焼き入れ組織も不均一となる。このことが硬度ムラの発生要因となる。また,Moの含有率が高い場合例えば0.1質量以上でも,Crの場合ほどではないが,同じ理由で硬度ムラの発生要因となる。Moも浸炭後の徐冷の際に炭化物を形成するからである。つまり,CrやMoの含有率が高い鋼素材の場合に均一な焼き入れ組織を得るためには,徐冷後の高周波加熱を比較的高温で行う必要があることになる。ここで,鋼部材を歯車に用いる場合には,表層部が高硬度であることが求められる一方で,内層部については硬度よりも高靱性であることが求められる。さらに,高い形状精度も求められる。表層部の高硬度と内層部の高靱性とを両立するためには,高周波焼き入れの際,歯車の表層部のみを輪郭状に加熱して焼き入れる必要がある。これを実現するためには,高周波焼き入れを高出力短時間で行う必要がある。加熱時間を短く抑えることにより,内層部への熱伝導を抑制して輪郭状の加熱とするのである。その分加熱の出力が高いので,表層部は比較的高温となる。特に歯先部分は,溶融気味になることもある。このような加熱方法を用いると,歯先を含む表層部では,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むので均一な焼き入れ組織が得られる。なお,表層部であっても歯元部分は,歯先部に比べればやや低温例えば950°C程度となるが,硬度ムラが生じる程ではない。高周波加熱自体を高出力で行うからである。ところで歯車には,自動車の駆動系,特にデフリングギヤなど,非常に高いトルクを伝達する用途に用いられるものがある。そのような用途では,歯車の表層部ばかりでなく,歯部の内部まで応力が掛かる。そのため表層部ばかりでなく,それより深い深層部においても硬度が求められる。よって,表層部ばかりでなく深層部,特に歯部の内部も,焼き入れの際にオーステナイト変態温度以上まで昇温させる必要がある。しかしながら,歯車全体をオーステナイト変態温度以上まで昇温させてしまうのは妥当でない。歯車全体をオーステナイト変態させてしまうと,その後の急冷時のマルテンサイト変態に伴う体積膨張により,形状精度が低下するからである。そのため,歯車の使用時におけるノイズの発生等の原因となる。そこで,歯車の内層部をオーステナイト変態温度以上まで昇温させることなく,表層とその下の深層部とのやや厚い範囲の部分をオーステナイト変態温度以上まで昇温させることになる。この場合には,表層から深層部への熱伝導を積極的に利用することになる。このため,前述とは逆に加熱時間をある程度長く取る必要があり,加熱の出力はその分下げることとなる。これにより歯先部の過熱が抑制されるので,比較的温度分布のよい加熱となる。しかしながらこの場合に,以下の2つの課題が生じる。第1に,焼き入れ時に比較的低い温度でオーステナイト変態させることである。このため,CrやMoの含有率が高い場合に,焼き入れの際の加熱によってもCr炭化物やMo炭化物がマトリックス中に溶けきれずに残留する場合がある。この炭化物の残留は,硬度低下や硬度ムラの原因となる。第2に,表層部よりやや深い箇所の問題がある。高周波加熱の場合,深い箇所では表層部より温度が低い。このため,浸炭層の範囲内でも,表層部より深い箇所は,表層部と比較して,前記の炭化物の残留の問題が起こりやすい。このような箇所では表層部と比較して,硬度ムラが発生する可能性が高い。本発明は,かかる問題に鑑みてなされたものであって,硬度ムラがなく,表層部ばかりでなく深層部も高硬度であり,形状精度も高い歯車およびその製造方法を提供することを目的とする。この課題の解決を目的としてなされた本発明の一態様は,歯車の素材鋼として,C:0.1~0.40質量,Si:0.35~3.0質量,Mn:0.1~3.0質量,Cr:0.2質量未満,Mo:0.1質量以下,P:0.03質量以下,S:0.15質量以下,Al:0.05質量以下,N:0.03質量以下,Feおよび不可避不純物:残部,という化学成分のものを用いる。しかして本発明の歯車は,円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有し,成形後に浸炭処理とその後の高密度エネルギー加熱による焼き入れ処理とを経ているものであって,素材鋼の化学成分が前記のものであり,前記歯部の表層部,および,前記円板部における前記歯部同士の間の箇所である歯元部の表層部が,浸炭処理によりC濃度が前記素材鋼のC濃度より高くされるとともに,マルテンサイト組織を含む第1焼き入れ硬化層とされており,前記歯部のうち前記第1焼き入れ硬化層とされている部分以外の部分と,前記円板部のうち前記歯元部の前記第1焼き入れ硬化層の下の部分と,前記円板部のうち前記歯部の下の部分とにわたり,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含む第2焼き入れ硬化層が形成されており,前記円板部における前記第2焼き入れ硬化層より深い領域が,C濃度が前記素材鋼のC濃度とされるとともに,マルテンサイト組織を含まない非焼き入れ層とされているものである。また,本発明の他の態様は,円板部と,前記円板部に円周状に離散的に形成された複数の歯部とを有する歯車を製造する方法であって,素材鋼として,前記の化学成分のものを用い,前記素材鋼で成形された歯車を,大気の酸素濃度より低い酸素濃度の浸炭雰囲気中で,前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度に加熱して表面に浸炭層を形成する浸炭工程と,前記浸炭工程後の前記歯車を,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度より遅い冷却速度で,冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する冷却工程と,前記冷却工程後の前記歯車を高密度エネルギー加熱により加熱することで,前記円板部における芯部を前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させることなく,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とを前記素材鋼のオーステナイト化温度以上の温度まで昇温させ,その状態から,前記素材鋼がマルテンサイト変態する冷却速度以上の冷却速度で冷却することにより,前記円板部における前記芯部より浅い領域と前記歯部とにマルテンサイト組織を形成する焼入工程とを行うことにより歯車を製造する方法である。本発明は,上記のごとく,減圧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成される浸炭鋼部材の歯車及びその製造方法に特化したものである。そして,本発明では,この製造方法によって歯車を作成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レベルにとどめるか,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以下に制限した点である。Crは,0.2未満の添加量では焼入れ性を向上させると共に焼戻し軟化抵抗を上げるのに有効な元素である。一方,Crが0.2以上添加された場合には浸炭処理後の徐冷の際に,浸炭層内のパーライト,フェライト中にCr炭化物が生成されてしまう。このCr炭化物は,その後の焼き入れ工程での際にマトリックス中に溶解させないと,不均一な焼き入れ組織を生じさせて硬度ムラの発生原因となる。しかし本発明のような高密度エネルギーを利用した非常に短時間での加熱を行う場合には,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る。そこで,本発明では,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。これにより,上記した徐冷時におけるCr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が高密度エネルギーを利用した加熱であっても,さらに加熱前にたとえCr炭化物が存在していたとしてもこれをマトリックス中へ確実に固溶させることができ,組織ムラを低減することができる。また,高価なCr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,Moは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。しかしながら,本発明では,SiやMn特にSiの適量添加によって必要な焼き入れ性を確保しているため,Moによる焼き入れ性向上効果に頼ることなく均一なマルテンサイト組織を得ることができる。従って,上述したとおり,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することにより,浸炭処理の生産性向上を可能としつつ,素材コストの低減を図ることができる。また,Mo含有量が多い場合には,Mo炭化物が生成し,これが上記Crによる組織ムラと相俟って,さらに組織ムラを悪化させることがある。そのため,Moの添加を0.1以下という少量に抑え,それにより組織ムラ低減効果を図っている。本発明の歯車では,上記の素材鋼および製造方法により,以下のような効果を得ている。まず,大気より酸素濃度が低い浸炭雰囲気中で浸炭を行うことにより,粒界酸化を抑制していることが挙げられる。また,表層第1焼き入れ硬化層ばかりでなくその下の部分第2焼き入れ硬化層にも焼き入れの効果が及ぶようにしている。これにより,歯部全体が高強度である歯車を実現している。そして,第2焼き入れ硬化層よりさらに深い領域が非焼き入れ層となるように焼き入れの加熱自体は比較的低温かつ比較的長目とすることで,歪みを抑制し,疲労強度を向上させている。したがって,本発明によって得られた歯車は,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,本発明にて使用する鋼素材の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。C:0.1~0.40,Cは鋼素材の強度,特に深層部の強度を確保するために添加する元素である。そこで,本発明ではCの添加量の下限を0.1として内部の強度を確保している。しかし,Cの添加量が0.40を超えると,次の2点の不利がある。1つは,硬さが増加する一方で靱性が低下することである。もう1つは,鋼素材の切削性が悪化することである。このため,Cの添加量の上限を0.40とした。より好ましい添加量の範囲は0.15~0.3である。Si:0.35~3.0,Siは製鋼過程での脱酸に有効な元素であるとともに,鋼素材に必要な強度,焼入れ性を与え,焼戻し軟化抵抗を向上させるのに有効な元素である。本発明は,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き戻し軟化抵抗が必要とされる部品については,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,Siの含有によるこの効果は3.0程度で飽和するので,それ以上Siを含有させる積極的な意味はない。Si含有率が3.0を超えていると,むしろ硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。そこでSi含有量を0.35~3.0の範囲内にする必要がある。より好ましい範囲は0.45超~1.5である。また,Siを多く添加した鋼素材を使用すると,ガス浸炭処理で酸化性の雰囲気ガスを使用する場合,当該浸炭工程にて表層に粒界酸化と浸炭異常層が生じる。Siが酸化物を形成しやすいからである。このため,浸炭層の強度が低下して,曲げ疲労強度や面圧疲労強度の低下をきたす。これに対し,本発明では,減圧して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,後述するごとく粒界酸化の問題を無くすことができる。このため,積極的にSi含有量を高めた鋼素材を使用することが可能となっている。Mn:0.1~3.0,Mnは製鋼過程での脱酸に有効な元素であるとともに,焼き入れ性を向上させるのに有効な元素である。ただし,含有量が0.1未満ではその効果は不十分である。しかし,Mnの含有によるこの効果は3.0程度で飽和するので,それ以上Mnを含有させる積極的な意味はない。Mn含有率が3.0を超えていると,むしろ硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。そこでMn含有量を0.1~3.0の範囲内にする必要がある。より好ましい範囲は0.5~1.5である。P:0.03以下,Pは鋼中で粒界に偏析して靱性を低下させる作用を有する。このため極力低減する必要がある。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を形成するので,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の含有によるこの効果は,0.15程度で飽和するので,それ以上Sを含有させる積極的な意味はない。S含有率が0.15を超えていると,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では再結晶が起こり,粗大化したオーステナイト組織が微細化される。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は高い強度が必要とされない場合には,Alを含有させることは必須ではない。しかし,高密度エネルギーで加熱しない領域に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る。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不十分である。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および高密度エネルギー焼入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,Alのところで述べたのと同様の理由により,高密度エネルギーで加熱しない領域にも高い強度が必要とされる場合にのみ,Nの含有が必須となる。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不十分である。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,Crは,0.2未満の添加量では焼入れ性,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,0.2以上の添加量では浸炭後の徐冷時に,浸炭層内のパーライト,フェライト中にCr炭化物が生成されてしまう。特に浸炭時のC濃度が0.5~0.8未満の亜共析組成の場合にこれが顕著である。徐冷後の高密度エネルギーによる加熱を比較的高温例えば950°C以上で行うと,このCr炭化物はマトリックス中に溶解する。このため,高周波加熱時のオーステナイト変態が均一に起こり,均一な焼き入れ組織が得られる。これにより硬度も均一となる。一方,徐冷後の高密度エネルギーによる加熱を比較的低温例えば950°C未満で行うと,Cr炭化物のマトリックス中への溶解があまり起こらない。このためオーステナイト変態が不均一となり,焼き入れ組織も不均一となる。このことが硬度ムラの発生要因となる。そのため浸炭時のC濃度が0.5~0.8未満のときはCr量を必要最小限に抑え,Cr炭化物の生成自体を抑えることが好ましい。また,Cr量を必要最小限とすることで,焼き入れ工程で高密度エネルギーにより所望部分をオーステナイト領域まで加熱する際に,Cr炭化物のマトリックス中への溶解が容易となる。このため,高密度エネルギー加熱時の投入エネルギー温度が変態点以上である期間における加熱温度の積分値を少なくできる。このため同工程を省エネルギ化低コスト化できる。Crの含有量が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炭化物の生成をかなり抑制できることが知られている。しかしそれでも,上記硬さムラを抑制するには十分とは言えない。Cr含有量のより好ましい範囲は0.1以下である。なお,Crの含有量の低減は,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を低下させてしまう要因となるが,本発明では上述の通り,Si,Mnの適量の含有により,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を確保している。Mo:0.1以下,本発明は,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つの目的としている。ただし,きわめて少量であればMoを添加してもかまわない。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,Crの場合ほど顕著ではないが,Crと同じ理由で硬度ムラの発生要因となる。Moも浸炭後の徐冷の際に炭化物を形成するからである。このため,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や焼戻し軟化抵抗を確保できるのであれば,Moを添加しないことが望ましい。その場合には,積極的には添加していないといえる条件である0.01未満とするのがよい。なお,Moの含有量の低減も,Crの場合と同様に,焼入れ性および焼戻し軟化抵抗を低下させてしまう要因となるが,本発明では上述の通り,Si,Mnの含有によりこれに対処している。また,本発明にて使用する鋼素材は,さらに,Ti:0.005~0.2,B:0.0006~0.005を含有していてもよい。Ti:0.005~0.2,TiはNと結合しやすい元素である。このため,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。また,炭窒化物として鋼中に析出分散するので,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。ただし,0.005未満ではその効果は顕著でない。しかし,0.2を超えていると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため上限を0.2とした。Tiの添加量の最も好ましい範囲は0.01~0.03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。ただし,0.0006未満ではその効果は顕著でない。しかし,0.005程度でこの効果は飽和するので,それ以上添加することに積極的な意味はない。よって,0.0006~0.005が好ましい範囲である。最も好ましい範囲は0.001~0.003である。また,本発明で使用する鋼素材は,さらに,Nb:0.01~0.3,V:0.01~0.2の1種または2種を含有していてもよい。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元素である。このため,浸炭処理時およ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である。ただし,Nb,Vともに0.01未満ではその効果は顕著でない。しかし,添加量が多すぎると析出物が粗大化して鋼を脆化させる。このため上限を,Nbは0.3,Vは0.2とした。最も好ましくは,Nbは0.01~0.02の範囲内で,Vは0.01~0.05の範囲内で添加するのがよい。また,本発明で使用する鋼素材は,さらに,Ni:0.1~3.0を含有することもできる。Ni:0.1~3.0Niは靱性を向上させるのに有効な元素である。ただし,0.1未満ではその効果は顕著でない。しかし,3.0程度でこの効果は飽和するので,それ以上添加することに積極的な意味はない。3.0を超えるNiを含んでいるとむしろ,硬さの上昇を招き素材の切削性が悪化する。このため,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。本形態に係る歯車8は,図1に示すように,円形の円板部82の周縁に等間隔に歯部81を設けたものである。なお,図1に示される円板部82は円板状というよりは環状のものであるが,このようなものでも円板に含まれることとする。図2に示すように歯部81は,歯壁面811と,歯頂面812とを有している。歯壁面811と歯頂面812との間の角状の辺を,歯先角部813という。また,歯部81と歯部81との間には歯元部815が存在している。本形態の歯車8の用途としては例えば,自動車の駆動系における種々の歯車が挙げられる。自動車の駆動系の歯車には,低コスト化に加えて強度面および形状精度面で厳しい要求があるが,本発明はその要求を満たす上で非常に有効である。上記の駆動系の歯車としては例えば,自動変速機や差動装置等における歯車が挙げられる。この種の用途に用いられる歯車8では,使用時には歯部に非常に強い応力が掛かる。このことを図3により説明する。図3は,歯車8の断面における,使用時の応力分布のシミュレーション結果を示す。図3では,歯部81の右側の歯壁面811に駆動力が掛かっている状況を示している。図3では,領域71が,最も強い応力が掛かっている領域である。以下順に,領域72,73,74と応力が弱くなる。図3に見るように,駆動時に応力が集中する箇所は2箇所あることがわかる。1箇所は歯壁面811と歯元部815との境目付近である。ここには主として曲げ応力が掛かる。もう1箇所は,歯壁面811のうち,歯元部815からの距離よりも歯先角部813からの距離の方がやや短い辺りの位置である。ここには主としてせん断応力が掛かる。これらの2箇所のいずれにおいても,歯車8の表層付近のみならずかなり深い部位まで,強い応力が掛かっている。領域71だけでも,一般的な浸炭層の深さより深い。よって,この種の用途に用いられる歯車8では,歯部81の表面硬度が高いことだけでなく,歯部81の内部の靱性も求められるのである。本形態の歯車8の原素材は,上記の範囲内の化学成分の熱間圧延鋼材である。この素材鋼を出発材として,熱間鍛造による粗成形を行い,その後に焼鈍処理を施し,さらに切削加工により歯部81を形成する。これにより,外形的には歯車8が出来上がる。しかし本形態の歯車8は,これに対してさらに,次の工程の処理を施したものである。1.浸炭工程浸炭雰囲気中にて歯車8を加熱することにより,歯車8の表層部に浸炭層を形成する処理を行う工程である。2.冷却工程浸炭工程後の歯車8を冷却する工程である。この冷却は,少なくとも,浸炭後の温度降下による組織変態が完了するまで行う必要がある。3.焼き入れ工程冷却工程後の歯車8を,高密度エネルギーによってオーステナイト領域まで局所的に加熱し,加熱した後に急冷して硬化する工程である。1.の浸炭工程についてさらに説明する。まず,浸炭工程については,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こと,つまり,減圧浸炭工程とする。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。このため,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場合のような長時間の加熱処理が不要である。このため,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,上記の減圧浸炭工程を適用した場合には,本発明でCrを積極的には添加しない任意成分とし,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,あらかじ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,歯車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,侵入した炭素の拡散速度に部位によって差異がある。このため,得られる表面の炭素濃度が部位によってばらつく。すなわち浸炭ムラが生じる。したがって,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。素材鋼のCr含有量が多いと,このように通常のガス浸炭の場合よりも大きな浸炭度合いのばらつきが生じた場合に,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。本発明ではCr含有率を低く抑えているので,このようなCr炭化物の生成が抑制される。この点で,Crを制限することの効果は,減圧浸炭工程を採用していることにより特に有効である。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になる。このため,雰囲気中の酸素濃度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。なお,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方法もある。このような方法によっても,浸炭層の粒界酸化を防ぐことができる。なお,浸炭とは一般的に,炭化水素系のガス浸炭ガス,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導入して,その雰囲気内に対象鋼材ここでは歯車8を置いて加熱することで,対象鋼材の表層に炭素を侵入させて浸炭層を形成する処理のことである。この浸炭処理では,まず拡散期に,浸炭ガスの分子が鋼の表面に接触して分解し,活性な炭素が発生する。この活性な炭素が鋼の表面に供給されることで炭化物が形成される。これにより鋼の表面に炭素が蓄えられる。続く拡散期には炭化物が分解し,蓄えられていた炭素がマトリックスに溶解する。これによって,炭素が内部に向って拡散していき浸炭層が形成される。炭素の進入ルートは,炭化物経由のルートに限らず,活性な炭素のマトリックスへの直接の溶解というルートも存在する。また,上記減圧浸炭工程における雰囲気圧力は,1~100hPaの範囲内とすることが好ましい。減圧浸炭工程における雰囲気圧力を1hPa未満にまで下げることとすると,真空度の実現および維持のために高価な設備が必要となる。一方,100hPaを超える高圧である場合には浸炭中に煤が発生する。これにより,浸炭ムラが生じるという問題が生じる可能性がある。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,拡散期後の鋼材の表面の炭素濃度が0.85以下となる条件で行うことが好ましい。このようにすれば,浸炭層を共析鋼以下の炭素量とすることとなる。このため,後の焼き入れ時の加熱によりオーステナイト変態させその後に急冷することで,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。また本形態の歯車は,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部位炭素容易拡散部位よりも上記第2部位炭素難拡散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いるものである。上記浸炭工程は,上記第1部位の表面の炭素濃度が0.65±0.1の範囲内となる条件で行うことが好ましい。ここで図3において,歯壁面811,歯元部815,および歯頂面812歯先角部813を含まずが第1部位に相当し,歯先角部813が第2部位に相当する。上述したごとく,減圧浸炭処理は非平衡反応である。このため,歯車8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る。このため,得られる表面の炭素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,減圧浸炭処理が非平衡反応であることから,得られる表面の炭素濃度は,浸炭を進める浸炭期直後とその後に内部に侵入している炭素の拡散を進める拡散期を経た後とで異なる。上記浸炭層の炭素濃度は,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層の炭素濃度は,すべて,浸炭期直後ではなく拡散期を経た後の炭素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歯車8についての減圧浸炭工程を行う場合の条件を,上記のごとく,第1部位の表面の炭素濃度が0.65±0.1の範囲内となる条件とすることが最適であることが有効であることが見出された。本発明の発明者は,このような条件で減圧浸炭処理を行うことによって,得られる歯車8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炭素濃度が第1部位よりも高くなる部位の表面の炭素濃度を,0.85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したのである。そして,これにより,歯車8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の炭素濃度を0.60~0.85の範囲内に収めることができる。この範囲内に表面の炭素濃度を収め,さらに,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,表面の炭素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,表面の炭素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る。こうして,焼き入れ後に優れた改質面が得られるのである。上記浸炭条件の実施に当たっての,減圧浸炭処理工程における温度,浸炭ガスの種類,圧力,処理時間などの条件は,上記第1部位の表面の炭素濃度が上記特定の範囲となるように調整される必要がある。そのためには,これらの条件を様々に変更して複数回の予備実験を行って適正な条件を見つけ,その条件で実施することが好ましい。なお,被処理材である歯車8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,歯車8における上記第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炭素濃度を測定して判断することができる。また,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よい。かかる浸炭工程により,図4の断面図に示す,鋼の炭素濃度よりも炭素濃度が高い浸炭層91が形成される。すなわち,鋼の表面に供給された炭素が拡散により表面から内部に侵入して,表層部に浸炭層91が形成される。浸炭層の炭素濃度は,表面では上述のように0.60~0.85の範囲内とされるが,内部にいくに従って素材鋼の炭素濃度まで徐々に低下していく。浸炭層91は,歯部81および歯元部815の表層に形成されている。浸炭層91の厚さは,0.7~1.3mm程度である。なお図4では,浸炭層91の下に焼き入れ硬化層92が存在するかのように描かれている。ただし焼き入れ硬化層92は,後述する焼き入れ工程を経て形成されるものである。よってこの段階では焼き入れ硬化層92は未だ形成されていない。次に,2.の冷却工程について説明する。冷却工程は,徐冷条件で行う。より具体的には少なくとも,歯車8の鋼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冷却速度で,冷却による組織変態が完了する温度以下の温度まで冷却する。これにより,マルテンサイト変態に伴うひずみの発生を抑制することができる。したがって,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。さらに具体的には,少なくとも歯車8の温度がその素材鋼のA1変態点温度以上にある間については,0.1°C/秒~3.0°C/秒の範囲内の冷却速度で徐冷することが好ましい。A1変態点温度を下回らないうちに3.0°C/秒を超える冷却速度とする場合には,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,温度がA1変態点まで下がるまでに長時間を要する結果となる。このことは,浸炭により浸炭層に進入した炭素が,その間にも鋼材全体へ向かって拡散してしまうことを意味する。さらに,冷却中の温度は歯車8中の部位によっても異なるので,拡散の程度にも部位によるばらつきが生じる。その結果,炭素濃度に部位によるばらつきが生じる。また,冷却工程は,大気圧よりも低く減圧した冷却雰囲気中で行うことが好ましい。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。その理由は,鋼材と雰囲気との間の熱交換速度を低減できることにある。鋼材と雰囲気との間の熱交換のため,雰囲気中の風の流れの風上と風下とでは雰囲気温度に差があり,風下の位置での雰囲気温度の方が高い。雰囲気の圧力が大気圧ほどもあると,熱交換速度が速いため,この温度差が顕著である。このために歯車8中の部位によって温度差が生じ,熱歪みを生じさせるのである。これに対し減圧冷却工程とすることで,そもそも熱交換速度が遅くなる。このため,風上と風下とでの温度差も小さく,比較的均一に冷却が進むことになる。したがって熱歪みが抑制されるのである。また,無風状態で冷却する場合でも,大気圧での冷却よりも減圧冷却の方が熱歪みは少ない。温度の異なる冷却雰囲気の滞留による冷却速度の差が小さいからである。このような減圧冷却工程の効果により,浸炭後の冷却の際の歪みを抑制できる。これにより,高い寸法精度を維持したまま次の工程,すなわち焼き入れ工程へ進むことができる。この効果は,冷却工程を減圧かつ徐冷で行うことにより最も高く得られる。そして,次の焼き入れ工程を高密度エネルギー加熱で行うことによるメリットと合わせて,焼き入れ後の歯車8を,歪みの少ない高形状精度のものとすることができる。また,浸炭工程と冷却工程とをともに減圧下で行う場合には,両工程間での圧力差が小さい。このため実際の設備において,浸炭室と徐冷室とを直接繋ぎ,両工程を連続して行うことができる。つまり両室の間に圧力調整のための予備室等を設ける必要がない。すなわち,減圧浸炭処理を終えた製品を大気圧状態に晒すことなく減圧徐冷処理に供することができる。このことも歪みの低減に貢献している。また,冷却工程での雰囲気圧力は,具体的には100hPa~650hPaの範囲内が好ましい。冷却時の圧力が650hPaより高い場合には,減圧による効果が不十分である。一方,100hPa未満まで減圧することには,設備構成上の難点がある。冷却時の圧力のより好ましい範囲は,100hPa~300hPaである。続いて,3.の焼き入れ工程について説明する。焼き入れ工程で重要なことは,歯車8の所望部分を部分的にオーステナイト化温度以上まで加熱し,その後の急冷で少なくとも浸炭層の部分をマルテンサイト変態させることである。このため加熱を,高密度エネルギー加熱で行う必要がある。また急冷を,マルテンサイト変態のための臨界冷却速度以上の冷却速度で行う必要がある。高密度エネルギー加熱としては,例えば,電子ビームやレーザビームといった高密度エネルギーのビームを照射することによる加熱が挙げられる。あるいはビーム照射以外のものとしては,高周波加熱も高密度エネルギー加熱に含まれる。高密度エネルギー加熱を利用することで,加熱時間が短縮される。また,本形態ではオーステナイト化しやすい低Crの鋼種を用いていることもあり,確実で十分に歯車8を硬化することができる。また,高密度エネルギー加熱の中でも最も好ましいのは高周波加熱である。高周波加熱では,非接触で誘導加熱により所望部分を精度よく加熱できる。また,高効率である。高周波加熱自体の方法としては,公知の方法を用いることができる。また,焼き入れ工程での急冷は,水冷により行うことが好ましい。すなわち,急冷前の加熱を,ガス加熱等ではなく高密度エネルギー加熱で行っているため,その後に非常に冷却速度の速い水冷を行っても,焼き入れ歪みの発生が少ないのである。高密度エネルギー加熱では,歯車8の全体ではなく部分的な加熱を精度よくできるからである。そして,水冷による優れた急冷によって,高い焼き入れ効果が得られる。すなわち,焼き入れ部分のさらなる高強度化が達成される。また,この高い焼き入れ効果により,浸炭処理の簡素化,つまり浸炭時間の短縮,すなわち浸炭層の薄層化をしても,必要な強度を確保できる場合がある。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ができる。また,高周波加熱による加熱に当たっては歯車8を1個流しで処理するとともに,加熱後の水冷時には歯車8を回転させながら周囲から冷却水を歯車8に向かって噴射して冷却することが好ましい。このようにすれば,均一に急冷することができる。このため,急冷時における歪みの発生が抑制される。また,焼き入れ工程における高密度エネルギー加熱は,歯車8の表面を溶融させることなく,かつ,表面から比較的深い部分までをオーステナイト化させる条件で行う。そのためには,高密度エネルギー加熱の投入エネルギーを小さめにしてその代わりに加熱時間を少し長目例えば15~25秒程度にすればよい。つまり,加熱目標温度を,当該鋼素材のオーステナイト領域としては比較的低い範囲内の温度例えば750°C~960°Cに設定してその分少し長く加熱するのである。こうすることで,表面からの熱伝導により,深さ2~5mmを超えるやや厚い領域全体を加熱できる。これにより,浸炭層の領域だけでなく,それより深い領域でも焼き入れ効果を得ることができる。また,高密度エネルギー加熱でのオーステナイト化を比較的低い温度にとどめることで,その後の水冷時の歪みが抑制される効果もある。なお,このような比較的低温で比較的長時間の加熱を行う場合には,Cr含有量を本発明の範囲内に限定しなければ,前述のように硬度ムラが生じるおそれがある。このため,本発明でCr含有量を低く限定していることは,この硬度ムラを防止する観点からも有益なことなのである。また,本形態では歯車8を対象物としている。歯車8のように突出した歯部81を有するものが対象物である場合には,上記の高密度エネルギー加熱を,歯部81の表面および内部の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8においては,歯部81の表面硬度が高いことと,内部の靱性が高いこととの両立が求められるからである。歯車8では加えて,歯部81の形状精度も高いことが求められる。そのため上記のように,焼き入れ工程での加熱を,比較的低温かつ比較的長目とすることが有効である。浸炭層の部分のみならず歯部81全体に焼き入れ効果が及ぶとともに,歪みの抑制による高い形状精度が得られるからである。こうして,図4に示したような焼き入れ硬化層92が形成される。図4では,歯車8の表層の浸炭層91の下に焼き入れ硬化層92が存在している。特に,歯部81の内部は,その全体が焼き入れ硬化層92となっている。また,円板部82においても,歯元部815の表層の浸炭層91の下の部分や歯部81の下の部分は,焼き入れ硬化層92となっている。歯元部815の位置の部位では,浸炭層91と焼き入れ硬化層92との合計の厚みが2~5mm程度である。焼き入れ硬化層92は前述のことから,マルテンサイト組織を含んでいる。もちろん,浸炭層91も焼き入れの効果を受けた層であり,マルテンサイト組織を含んでいる。歯車に係る請求項においては,浸炭層91を第1焼き入れ硬化層と呼び,焼き入れ硬化層92を第2焼き入れ硬化層と呼んでいる。図3に領域71,72,73として示した領域はすべて,図4では浸炭層91または焼き入れ硬化層92となっている。すなわち駆動時に応力が集中する領域のすべてに焼き入れの効果が及んで硬度が上げられている。こうして,歯部81の表面硬度が高いことと,内部の靱性が高いこととの両立が実現されている。さらに,焼き入れ硬化層92の下には,非焼き入れ層93が存在している。非焼き入れ層93は,マルテンサイト組織を含んでいない。焼き入れ工程での加熱の際にオーステナイト化温度まで昇温しなかった部分だからである。なお,浸炭層91における表面のC濃度は前述のように浸炭により0.60~0.85の範囲内にある。そして内部にいくに従って,C濃度はもとの鋼素材のC濃度まで徐々に低下していく。これに対し焼き入れ硬化層92および非焼き入れ層93のC濃度は,もとの鋼素材のC濃度であり,0.1~0.40の範囲内にある。歯車の製造方法に係る請求項では,非焼き入れ層93となるべき箇所を芯部と呼んでいる。また,上述したように本発明における浸炭工程,冷却工程,焼き入れ工程を含む熱処理は,歪みの発生を抑制する処理方法である。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こる冷却速度より低い冷却速度で冷却する。これにより,浸炭層だけでなく,浸炭層より深い芯部においても,マルテンサイト組織が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。したがって,冷却工程での冷却ではマルテンサイト変態歪みが発生せず,歯車8の形状精度が低下しない。また,冷却工程後の焼き入れ工程での加熱には高密度エネルギー加熱を用いている。これにより歯車8の,所望の部分の,かつ,表面から所望の深さの領域のみを加熱することができる。すなわち,歯車8の全体のボリュームに対してごく小さい領域のみを加熱することができる。このため,その後の急冷時にマルテンサイト変態する範囲も,歯車8の全体ではなく一部分である。これにより,マルテンサイト変態歪みが低減されており,焼き入れ後における形状精度が高い。以下,本発明およびその比較例に係る実施例の歯車およびその製造方法について,具体的に説明する。これらの発明例は,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。本実施例では,表1発明例,試験No.1~23および表2比較例,試験No.24~33に示す化学成分の熱間圧延鋼材を素材として用い,機械加工により歯車8デフリングギアを製作した。この機械加工を,鋼素材の切削性を判定する試験切削試験として利用した。表2の比較例の各素材の化学成分は,表中に太斜体字で示した点にて,次のように本発明の範囲から外れている。試験No.24では,Siが不足している。試験No.25では,Cが過剰である。試験No.26~28では,Crが過剰である。試験No.29では,Pが過剰である。試験No.30では,Sが過剰である。試験No.31では,Siが不足しており,CrとMoが過剰である。試験No.32では,CrとMoが過剰である。このうちの試験No.32,33は,従来鋼であるJIS-SCM420クロモリ鋼を素材として用いた例である。続いて,これらの機械加工後の歯車8に,前述の浸炭工程と,その後の冷却工程と,その後の焼き入れ工程とを施した。これらの工程後の歯車8について,材質調査と疲労試験とを行った。ここで,本実施例において,上記浸炭工程から焼き入れ工程までを実施するのに使用した熱処理設備について簡単に説明する。図5に示すように,本実施例で用いた熱処理設備5は,前洗槽51と,減圧浸炭徐冷装置52と,高周波焼き入れ機53と,磁気探傷装置54とを有している。前洗槽51は,熱処理開始前に歯車8を洗浄する部分である。減圧浸炭徐冷装置52は,加熱室521と,減圧浸炭室522と,減圧徐冷室523とを備えている。加熱室521で歯車8を昇温させ,引き続き減圧浸炭室522での減圧浸炭と,減圧徐冷室523での減圧徐冷とが行われるようになっている。減圧浸炭室522と減圧徐冷室523との間に予備室はない。高周波焼き入れ機53は,減圧徐冷後の歯車8に対し,高周波加熱とその後の水冷とを行う部分である。磁気探傷装置54は,焼き入れ後の歯車8の欠陥検査を行う部分である。続いて,図5の熱処理設備5にて行った各工程について説明する。まず,減圧浸炭徐冷装置52の減圧浸炭室522での減圧浸炭工程について説明する。本実施例での浸炭処理は前述のように,大気圧より低い圧力に減圧した浸炭ガス中で行う減圧浸炭処理である。この減圧浸炭処理,およびその後の減圧徐冷処理におけるヒートパターンを図6に示す。図6では,横軸に時間を,縦軸に温度を取っている。図6中,aで示されるのは,加熱室521での加熱期間である。b1およびb2で示されるのが,減圧浸炭室522での保持期間である。保持期間の前期b1は,浸炭処理における浸炭期であり,それに続く後期b2は,浸炭処理における拡散期である。本実施例では,浸炭温度,すなわち保持期間b1およびb2における保持温度を,鋼素材のオーステナイト化温度以上の温度である950°Cとした。そして,加熱期間aで歯車8をこの保持温度まで昇温させた。また,保持期間b1およびb2では,歯車8の温度を一定の温度,すなわち前述の保持温度に維持した。本実施例では,減圧浸炭処理における浸炭ガスの圧力を,1~3.5hPaの範囲内とした。また,浸炭期b1における浸炭ガスとして,アセチレンを用いた。また,浸炭条件については,あらかじめ行った予備実験を通じて次のように定めた。すなわち,本実施例の歯車8はデフリングギアであり,その形状に起因して,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している。歯車8においては,図2に示した歯元部815および歯壁面811が第1部位であり,歯先角部813が第2部位である。本実施例では,第1部位である歯元部815の表層の炭素濃度が0.65±0.05の範囲内となる条件を採用した。続いて,減圧浸炭処理に引き続いて行われる,減圧徐冷室523での減圧徐冷工程について説明する。本実施例での徐冷処理は前述のように,大気圧より低い圧力に減圧した雰囲気中で行う減圧徐冷処理である。図6では,cで示される期間が徐冷期間である。本実施例では,減圧徐冷処理における雰囲気圧力を,600hPaとした。雰囲気のガス種は,N2ガスとした。減圧徐冷処理における冷却速度は,0.1~3.0°C/秒の範囲内の速度とした。この冷却速度で,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変態点より低い温度である150°Cとなるまで冷却した。なお,図6に示したヒートパターンは1つの例であり,適宜予備試験を行うことにより,使用する鋼素材の種類に対して最適な条件に変更可能である。続いて,高周波焼き入れ機53での焼き入れ工程について説明する。本実施例の焼き入れ工程では,高密度エネルギー加熱の手段として高周波加熱を用いた。また,急冷手段として水冷を用いた。本実施例の焼き入れ工程のヒートパターンを図7に示す。図7でも図6と同様に,横軸に時間を,縦軸に温度を取っている。図7中,d1で示されるのが昇温期間であり,d2で示されるのが急冷期間である。昇温期間d1では高周波加熱により,歯車8の外周側の歯部81を,オーステナイト化温度以上の温度に加熱する。その後の急冷期間d2では水の噴射により,歯車8を,その浸炭層において臨界冷却速度以上の冷却速度で急冷する。臨界冷却速度とは前述のように,オーステナイト化している鋼素材,特にその浸炭層の部分がマルテンサイト変態するために必要な冷却速度である。昇温期間d1での高周波加熱は,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めにし,その分加熱時間を比較的長目の15~25秒として行った。これにより,歯部81の表面付近のみならずその内部も含めた全体が750°C~960°Cの範囲内の温度となるようにした。また,歯元部815の表面における到達温度は,920°C~940°Cの範囲内であった。図8は,昇温期間d1での,歯元部815の表面での実際の昇温チャートである。図8は,歯車8の幅方向について第1の端部Rr,中央部Mid,第2の端部Frの3箇所での測定結果を示している。3箇所とも,昇温開始後15~25秒でも920°C~940°Cの範囲内まで温度が上昇していることがわかる。なお,昇温の途中で,幅方向位置による昇温速度のばらつきが見られるが,これは,加熱時の加熱コイルとの位置関係によると考えられる。それでも,昇温終了までの時間と到達温度には大差がない。この高周波加熱は,歯車8を1個単位で流しつつ運搬しつつ,1個ずつ個別に行った。急冷期間d2での水冷は,13秒程度とし,その間の冷却速度は50~65°C/秒とした。この水冷の際には,歯車8を回転させ,周囲から冷却水を歯車8に向かって吹き付けることにより,1個ずつ冷却した。こうして,歪みの発生を最も抑制できる方法で焼き入れ工程を行った。図7のヒートパターンもまた,1つの例であり,適宜予備試験を行うことにより,使用する鋼素材の種類に対して最適な条件に変更可能である。例えば図9に示すように,昇温後の冷却を2段階に分けて行うようにしてもよい。次に,歯車8について行った各試験について説明する。本実施例では歯車8について,切削性試験と,材質調査と,疲労試験との3種類の試験を行った。<切削性試験>切削性試験は上述のように,機械加工により熱延鋼材から歯車8を製作した際に行った。切削性試験の条件は,超硬工具を用いて,周速250m/分,送り量0.3mm/rev,切り込み1.5mmのドライ環境による旋削を行う条件とした。この条件で歯車8を10個製作し,超硬工具に欠けが生じなかった場合を良好とし,欠けが生じた場合を不良とした。<材質調査>材質調査は,熱処理完了後の歯車8であって後述する疲労試験に供していないものの歯壁面811から採取したサンプルについて行った。調査した項目は,硬度と結晶粒度の2つである。硬度については,サンプルの表面から0.05mmおきに各深さにて,荷重2.9Nでの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。結晶粒度については,サンプルの表面から0.4mmの深さの箇所において,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。材質の評価の判定は,次の基準により行った。良好次の3つの条件をすべて満たしているものを良好と判定した。有効硬化層深さが0.8mm以上確保されていること。ビッカース硬さにムラがないこと。具体的にはすべての隣接する測定点間での差がHV50未満であること。オーステナイト粒度番号が6以上の細粒であること。不良上記の3つの条件のうちいずれか1つでも満たしていないものは不良と判定し,どの条件で不良となったかを特定した。なお,後述する疲労試験で著しく低強度であったものについては,破面をSEM走査型電子顕微鏡で観察して,粒界脆性破面となっているか否かを確認した。<疲労試験>疲労試験としては,動力循環式歯車試験機で,歯元曲げ疲労強度Nmとピッチング強度Nmとを測定した。試験に供した歯車8の諸元は,モジュール2.03,圧力角18°,ねじれ角27°である。歯元曲げ疲労強度は,潤滑油温80°C,回転数2000rpmの条件下で1000万回耐久する入力トルクにて評価した。ピッチング強度は,潤滑油温120°C,回転数4000rpmの条件下で5000万回供試後に,ピッチング面積率が全歯当たり面積の3以下となる入力トルクにて評価した。いずれにおいても,潤滑油としてはATFオートマチックトランスミッションフルードを用いた。上記各試験の結果を表3発明例および表4比較例に示す。表3に示すように,本発明例の歯車8試験No.1~23のいずれもが,切削性,材質ともに良好であった。また,疲労試験でも優れた結果を示した。特に,比較例のうち従来鋼SCM420を用いた試験No.31,32と比較して,すべての発明例が,歯元疲労強度で凌駕しており,ピッチング強度ではほぼ同等ないし凌駕していた。図10に,本発明例の1つである試験No.3についてのビッカース硬さの測定結果の詳細を示す。図10では,縦軸にビッカース硬さを取り,横軸に表面歯元部815からの深さを取っている。図10によれば,表面で800程度のビッカース硬さがあり,深さが増すとともにビッカース硬さが減少している。そして,深さ2.6mm以上では,ビッカース硬さがほぼ一定となっている。これよりこの例では,表面から深さ2.6mmまでの部分に焼き入れの効果が及んでおり,深さ約2.6mm以上の部分が非焼き入れ層93であることがわかる。さらに,表面から深さ2.6mmまでの範囲内でも,深さ約0.9mmのところでビッカース硬さに段差がある。これよりこの例では,表面から深さ0.9mmまでの範囲内が浸炭層91であり,深さ0.9mmから深さ2.6mmまでの範囲が焼き入れ硬化層92であることがわかる。このように本発明例では,浸炭層91のみならずその下の焼き入れ硬化層92においても,焼き入れにより硬さが上昇しているのである。これに対し比較例では,試験No.24~32のいずれにも,結果のよくない事項があった。表4では,結果のよくなかったところを太斜体字で示している。個別には以下の通りである。試験No.24では,ピッチング強度が低かった。鋼素材中のSi量が0.35に満たないことに起因して,焼き戻し軟化抵抗の向上が不十分であったためと考えられる。試験No.25では,素材の切削性が悪く,試験片である歯車8を製作することができなかった。鋼素材中のC量が0.40を超えていることに起因して,素材が硬すぎたためと考えられる。試験No.26~28では,硬さムラが見られ,疲労強度が低かった歯元,ピッチングとも。鋼素材中のCr量が0.2を超えていることによりセメンタイトの溶け込み不良が発生したためと考えられる。試験No.29では,疲労強度が著しく低かった歯元,ピッチングとも。このため破面のSEM観察をしたところ,粒界脆性破面となっていることが確認された。鋼素材中のP量が0.03を超えていることにより,Pの粒界偏析が生じて粒界脆性を起こしたためと考えられる。試験No.30では,疲労強度が著しく低かった歯元,ピッチングとも。このため破面のSEM観察をしたところ,粒界脆性破面となっていることが確認された。鋼素材中のS量が0.15を超えていることにより,Sの粒界偏析が生じて粒界脆性を起こしたためと考えられる。試験No.31,32では,硬さムラが見られ,歯元疲労強度が低かった。これらの比較例は従来鋼SCM420クロモリ鋼を用いたものであり,Cr量とMo量とがともに過剰であるためにセメンタイトの溶け込み不良が発生したためと考えられる。特に試験No.33ではピッチング強度もやや低かった。これは,鋼素材中のSi量が不足していることによると考えられる。本発明例とこれら比較例との比較から,本発明の歯車8およびその製造方法では,従来のクロモリ鋼に比べてCr量,Mo量を減らして素材コストを低減させているがそれでも,歯元疲労強度に優れ,その他の諸特性でも同等以上となることが明らかとなった。なお,本実施の形態および実施例は単なる例示にすぎず,本発明を何ら限定するものではない。したがって本発明は当然に,その要旨を逸脱しない範囲内で種々の改良,変形が可能である。例えば,上記の実施例では,歯車8として,歯部81が外向きに形成されている外歯歯車の例を説明した。しかし本発明は外歯歯車に限定されない。図11に示すような内歯歯車例えば遊星歯車装置のリングギヤ等にも適用できる。あるいは,傘歯歯車などにも適用できる。ただし,内歯歯車の場合には,焼き入れ硬化層などの位置関係に関して,半径方向の外側ほど,下あるいは深いに相当することとなる。なお,図11は一部を省略して描いている図であるが,実際にはむろん,歯形が全周にわたって形成されている。"