"800~900°Cの温度域で浸炭処理される表層硬化処理用鋼であって、化学成分が、質量で、C:0.10~0.60、Si:0.01~2.50、Mn:0.20~2.00、S:0.0001~0.10、Cr:2.00~5.00、Al:0.001~0.50、N:0.0020~0.020、P:0.001~0.050、及び、O:0.0001~0.0030、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Cr、Si、Mnの合計含有量が、質量で2.0≦CrSiMn≦8.0を満たすことを特徴とする表層硬化処理用鋼。前記化学成分が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載の表層硬化処理用鋼。前記化学成分が、更に、質量で、Mo:0.01~1.00、B:0.0005~0.0050、Cu:0.05~1.00、及び、Ni:0.05~2.00の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の表層硬化処理用鋼。前記化学成分が、更に、質量で、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、及び、Ti:0.005~0.50の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の表層硬化処理用鋼。浸炭処理又は浸炭窒化処理が施された鋼部品であって、前記鋼部品の非浸炭部の鋼の成分が、質量で、C:0.10~0.60、Si:0.01~2.50、Mn:0.20~2.00、S:0.0001~0.100、Cr:2.00~5.00、Al:0.001~0.50、N:0.0020~0.0200、P:0.001~0.050、及び、O:0.0001~0.0030、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、前記非浸炭部の鋼のCr、Si、Mnの合計含有量が、質量で2.0≦CrSiMn≦8.0を満たし、浸炭層の最表面から50μm深さまでの部分である表層部で、炭素濃度の平均値が質量で1.00~6.7であり、前記表層部の炭化物の面積率が15以上であり、前記表層部がCr、Fe23C6及びCr、Fe3Cのうち、1種または2種の析出物を有し、前記表層部で、旧γ粒界に沿った10μm以上の網目状炭化物が2.5個/mm2以下であることを特徴とする表層硬化鋼部品。非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項5に記載の表面硬化鋼部品。非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、Mo:0.01~1.00、B:0.0005~0.0050、Cu:0.05~1.00、及び、Ni:0.05~2.00、の内の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の表層硬化鋼部品。非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、及びTi:0.005~0.50、の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項5または6に記載の表層硬化鋼部品。請求項1または2に記載の表層硬化処理用鋼を加工して鋼部品を成型する成型工程と;処理時間の50以上の時間において、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが0.90以上であるガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を、800~900°Cの温度域で前記鋼部品に施し、浸炭層に、Cr、Fe23C6及びCr、Fe3Cの1種又は2種を析出させる、浸炭工程と;前記浸炭工程に続いて、前記浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を施す焼入れ工程と;を有することを特徴とする表層硬化鋼部品の製造方法。前記浸炭工程の前に、800~1100°Cの温度域で浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが0.40~1.20の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有することを特徴とする請求項9に記載の表層硬化鋼部品の製造方法。本発明は、高い歯面疲労強度を持ち、かつ、二次焼入れに起因する熱処理変形の増加部品の寸法精度の劣化を回避した部品を得ることができる表層硬化処理用鋼及び表面硬化鋼部品とその製造方法を提供することを目的とする。本発明では、浸炭時のC.P.を、通常より高く設定し、二次焼入れを行なわずに、浸炭層に炭化物を微細に分散させることにより、上記課題を達成する。高炭素浸炭処理と通常浸炭処理との区別はあいまいであり、厳密な区別や一般的な定義は存在しない。本発明では、高炭素浸炭処理を全浸炭処理時間の50以上の時間において、C.P.が0.90以上である浸炭処理と定義する。また、本発明では、高炭素ガス浸炭窒化処理を、全浸炭処理時間の50以上の時間において、C.P.が0.90以上である浸炭処理工程のどこかに、表面に積極的に窒素を含有させる工程を加えた処理と定義する。本発明では、質量で、2.00~5.00のCrを含有した鋼材に、800~900°Cの温度域で、高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化処理を施す。これによって、浸炭処理時の表層部にCr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cを析出させ、これらの析出物をセメンタイトの析出核として利用する。この結果、1回の熱処理で、部品表面に、炭化物セメンタイトと、Cr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが微細に分散した組織が得られる。従来は、粗大な炭化物を微細分散化するために、複数回の加熱焼入れの熱処理を要していたが、本発明では、1回の浸炭焼入れ処理で済む。これによって、熱処理回数の増加に伴って生じる諸問題、例えば、部品の熱処理歪みの増大、熱処理コストの増大等を抑制できる。本発明の要旨は、下記の通りである。1本発明の一態様にかかる表層硬化処理用鋼は、800~900°Cの温度域で浸炭処理される表層硬化処理用鋼であって、化学成分が、質量で、C:0.10~0.60、Si:0.01~2.50、Mn:0.20~2.00、S:0.0001~0.10、Cr:2.00~5.00、Al:0.001~0.50、N:0.0020~0.020、P:0.001~0.050、及び、O:0.0001~0.0030、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、Cr、Si、Mnの合計含有量が、質量で2.0≦CrSiMn≦8.0を満たす。2上記1の表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を含有してもよい。3上記1または2の表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量で、Mo:0.01~1.00、B:0.0005~0.0050、Cu:0.05~1.00、及び、Ni:0.05~2.00の1種又は2種以上を含有してもよい。4上記1~3のいずれかの表層硬化処理用鋼で、前記化学成分が、更に、質量で、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、及び、Ti:0.005~0.50の1種又は2種以上を含有してもよい。5本発明の別の一態様にかかる鋼部品は、浸炭処理又は浸炭窒化処理が施された鋼部品であって、前記鋼部品の非浸炭部の鋼の成分が、質量で、C:0.10~0.60、Si:0.01~2.50、Mn:0.20~2.00、S:0.0001~0.100、Cr:2.00~5.00、Al:0.001~0.50、N:0.0020~0.0200、P:0.001~0.050、及び、O:0.0001~0.0030、を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、前記非浸炭部の鋼のCr、Si、Mnの合計含有量が、質量で2.0≦CrSiMn≦8.0を満たし、浸炭層の最表面から50μm深さまでの部分である表層部で、炭素濃度の平均値が質量で1.00~6.7であり、前記表層部の炭化物の面積率が15以上であり、前記表層部がCr、Fe23C6及びCr、Fe3Cのうち、1種または2種の析出物を有し、前記表層部で、旧γ粒界に沿った10μm以上の網目状炭化物が2.5個/mm2以下である。6上記5の鋼部品では、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、Ca:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を含有してもよい。7上記5または6の鋼部品で、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、Mo:0.01~1.00、B:0.0005~0.0050、Cu:0.05~1.00、及び、Ni:0.05~2.00、の内の1種又は2種以上を含有してもよい。8上記5~7のいずれかの鋼部品で、前記非浸炭部の前記鋼の成分が、更に、質量で、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、及びTi:0.005~0.50、の1種又は2種以上を含有してもよい。9本発明の別の一態様にかかる表層硬化鋼部品の製造方法は、上記1~4のいずれかの表層硬化処理用鋼を加工して鋼部品を成型する成型工程と;処理時間の50以上の時間において、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが0.90以上であるガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を、800~900°Cの温度域で前記鋼部品に施し、浸炭層に、Cr、Fe23C6及びCr、Fe3Cの1種又は2種を析出させる、浸炭工程と;前記浸炭工程に続いて、前記浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を施す焼入れ工程と;を有する。10上記9の表層硬化鋼部品の製造方法は、前記浸炭工程の前に、800~1100°Cの温度域で浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが0.40~1.20の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有してもよい。本発明によれば、二次焼入れを廃止しても、部品の浸炭層に炭化物を微細に分散させることが可能となる。これによって、高い歯面疲労強度を持ち、かつ、二次焼入れに起因する熱処理変形の増加部品の寸法精度の劣化を回避した部品を、低コストで得ることができる。このため、自動車等の動力伝達部品例えば、歯車、軸受、シャフト、CVTシーブ等の回転数や伝達トルクの増加、又は、小型軽量化に極めて有効である。本発明者らは、高炭素浸炭処理における浸炭層の炭化物の分散形態に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を見出した。a高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、鋼中のCr量が多いほど、析出量が多くなる。b高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、鋼中のCr量が2.00未満の場合、主に、オーステナイト粒界に沿って粗大な網目状のセメンタイトとして析出する。これに対して、鋼中のCr量が2.00以上の場合、炭化物は、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物が分散する形態をとる。c高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出量が多くなる。d高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出物が微細になり、かつ、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物として分散する。特に、浸炭処理温度が900°C以下の場合に、炭化物が十分に微細分散した組織を得ることができる。この理由は以下の通りである。eCr量添加量が多いほど、また、浸炭処理温度が低いほど、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細なCr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。また、浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核として、セメンタイトが析出する。また、このことによって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。fガス浸炭方式によって高炭素浸炭処理を行う際、Cr添加量、又は、Cr、Si、Mnの添加量が比較的多く、かつ、浸炭処理温度が高い場合、Cr酸化物、及び、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。このため、浸炭層の炭素量が、目標とする値よりも低下し、実質的に、高炭素浸炭処理を行うことができない場合がある。この現象は、浸炭処理温度が900°Cを超える場合に発生し易い。gガス高炭素浸炭処理に引き続いて、熱処理雰囲気にアンモニアを加える処理である浸窒工程いわゆる、浸炭窒化処理を更に行うことによって、歯面疲労強度を更に向上させることができる。以上より、Cr添加量を増加し、かつ、高炭素浸炭処理の温度を従来技術の温度930~950°C近傍よりも低い温度にして行うことは、浸炭層の炭化物の微細分散に対して極めて効果的である。これによって、炭化物の微細分散のための二次焼入れを行うことなしに部品の寸法精度を劣化させずに、部品の歯面疲労強度を向上させることができる。以下、本発明について詳細に説明する。まず、成分組成の限定理由について説明する。なお、成分の含有量は質量を意味する。C:0.10~0.60Cは、部品の心部の硬さを確保するために添加する。C添加量が少ないと、浸炭処理に要する時間が長くなりすぎ、一方、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、C量を0.10~0.60の範囲にする必要がある。好適なC量の範囲は0.15~0.30である。Si:0.01~2.50Siは、浸炭部品のような低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し軟化抵抗を顕著に増加することによって、歯面疲労強度を向上するのに有効な元素である。本発明では、Siを、0.01以上添加する。しかし、Siを過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が、目標とする値よりも低下する場合がある。また、Siを過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、Si量を0.01~2.50の範囲にする必要がある。好適なSi量の範囲は0.03~1.50、更に好ましくは0.10~1.00である。Mn:0.20~2.00Mnは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために、0.20以上添加する。一方、過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が目標とする値よりも低下する場合がある。また、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて、部品の切削鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。本発明では、Mn量を0.20~2.00の範囲にする必要がある。好適なMn量の範囲は0.40~1.00である。S:0.0001~0.10Sは、Mnと結合してMnSを形成し、添加量を増加するほど、被削性を向上させる効果を持つが、過剰に添加すると、MnSが疲労亀裂の伝播経路となって、歯車の曲げ疲労強度が低下する。また、S量を0.0001以下に制限するには過剰なコストがかかる。従って、本発明では、S量を0.0001~0.10の範囲にする必要がある。S量の好適範囲は0.010~0.02である。Cr:2.00~5.00Crは、添加量が多いほど、高炭素浸炭処理時に、浸炭層に生成する炭化物の析出量が増加する。また、Crの添加量が所定の量以上の場合に、浸炭処理の初期に浸炭層において、微細なCr、Fe23C6、及び/又はCr、Fe3Cが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出するので、炭化物の微細分散化と、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの抑制に対して、極めて有効な元素であるので、比較的多量に添加する。これらの効果は、他の添加元素では代替することが難しいので、本発明においては、Crが最も重要な添加元素である。一方、過剰に添加すると、ガス浸炭時に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行を阻害する。そのため、浸炭層の炭素量が目標とする値よりも低下する。また、過剰に添加すると、素材の硬さの上昇を通じて部品の切削鍛造等の加工を行うときの加工性が顕著に劣化する。従って、本発明ではCr量を、2.00~5.00の範囲にする必要がある。好適なCr量の範囲は2.00~3.50である。更に望ましい範囲は2.25~3.00である。なお、Cr量が上記範囲の場合、浸炭層に十分な炭素量を確保するためには、特に浸炭処理温度を900°C以下に規制することが重要となる。Al:0.001~0.50Alは、鋼の脱酸のために有効な元素であるとともに、鋼中でNと結合してAlNを形成する。AlNは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。Alの添加量が少ないと、上記の効果が得られず、過剰に添加しても効果が飽和する。従って、本発明ではAl量を0.001~0.50の範囲にする必要がある。Al量の好適な範囲は0.020~0.15である。なお、Tiが0.08以上添加される場合には、TiCの量が増加し、ピン止め効果が十分になるので、Al添加量は0.020よりも少なくてよい。N:0.0020~0.020Nは、鋼中でAlと結合してAlNを形成する。AlNは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制して、組織の粗大化を防止する働きをする。Nの添加量が少ないと、上記の効果が得られず、過剰に添加すると、1000°C以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。従って、本発明ではN量を、0.0020~0.020の範囲にする必要がある。N量の好適な範囲は0.0050~0.018である。P:0.050以下Pは、オーステナイト粒界に偏析して、旧オーステナイト粒界を脆化させて、粒界割れの原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。そのため、本発明では、P量を0.050以下の範囲にする必要がある。P量の好適な範囲は0.015以下である。P量を0.001以下に制限するには過剰なコストがかかる。従って、P量の好適な下限は0.001である。O:0.0030以下Oは、酸化物系介在物を形成する。O含有量が多い場合は、疲労破壊の起点となる大きな介在物が増加し、疲労特性の低下の原因となるので、できるだけ低減することが望ましい。そのため、本発明ではO量を0.0030以下に制限する必要がある。O量の好適範囲は0.0015以下である。O量を0.0001以下に制限するには過剰なコストがかかる。そのため、好適なO量の下限は0.0001である。Ca、Mg、Zr:0.0005~0.0030Ca、Mg、Zrは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Ca、Mg、ZrはMnSの形態制御、及び切削時の切削工具表面における保護被膜形成を通じて鋼の被削性を向上する働きがある。この効果を得るために、Ca、Mg、Zrのうちの1種または2種以上を各0.0005以上添加してもよい。一方、0.0030を超えて添加すると、粗大な酸化物や硫化物を形成して部品の疲労強度に悪影響を与える場合がある。従って本発明では、Ca、Mg、Zrのうちの1種または2種以上をそれぞれ0.0005~0.0030の範囲で添加してもよい。好適範囲は0.0008~0.0020である。本願発明のような比較的Cr添加量の多い鋼種の場合、通常の浸炭用鋼JISG4053のSCR420、SCM420等よりも素材の硬さが高めになる。従って、部品を切削加工で成型する場合に、切削工具の寿命が短くなることによって、切削に関わるコストが高くなる場合がある。すなわち、Ca、Mg、Zrを添加することによって切削工具の寿命を延長することができるため、本願発明の高炭素浸炭用にCa、Mg、Zrを添加することは実生産上の効果が大きい。Mo:0.01~1.00Moは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Moは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Moは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では酸化物を形成せず、窒化物を形成し難いので、Mo添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという優れた特徴がある。しかし、添加コストが高価であるので、過剰の添加は望ましくない。そのため、本発明では、Mo量を0.01~1.00の範囲にしてもよい。好適なMo量の範囲は0.10~0.60である。B:0.0005~0.0050Bは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Bは、オーステナイト中に固溶している状態において、微量で、鋼の焼入れ性を大きく高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。添加量が少なすぎると、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。従って、本発明ではB量を、0.0005~0.0050の範囲にしてもよい。好適なB量の範囲は0.0010~0.0025である。なお、鋼中に一定量以上のNが存在している場合、BがNと結合してBNが生成し、固溶B量が減少して、焼入れ性向上効果が得られない場合がある。Bを添加する場合には、Nを固定するTiやAlを、同時に適量添加することが望ましい。Cu:0.05~1.00Cuは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Cuは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Cuは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では、酸化物や窒化物を形成しない元素であるので、Cu添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという特徴がある。しかし、過剰にCuを添加すると、1000°C以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造、圧延時の歩留まり低下の原因になる。従って、本発明では、Cuを0.05~1.00の範囲で添加してもよい。Cu量の好適範囲は0.010~0.50である。なお、高温域の延性を改善するために、Cuを添加する場合には、Cu添加量の1/2以上の量のNiを、同時に添加することが望ましい。Ni:0.05~2.00Niは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Niは、鋼の焼入れ性を高める効果があるので、浸炭焼入れ時に、マルテンサイト組織を得るために添加してもよい。Niは、ガス浸炭の雰囲気ガス雰囲気では、酸化物や窒化物を形成しない元素であるので、Ni添加鋼は、浸炭層表面の酸化物層や窒化物、それに起因する浸炭異常層を生成し難いという特徴がある。しかし、添加コストが高価であるので、過剰のNi添加は望ましくない。そのため、本発明では、Niを0.05~2.00の範囲で添加してもよい。好適なNi量の範囲は0.40~1.60である。V:0.005~0.50Vは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Vは、鋼中で、N、Cと結合して、VC、Nを形成する。VC、Nは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Vを0.005~0.50の範囲で添加してもよい。V量の好適な範囲は0.05~0.20である。Nb:0.005~0.10Nbは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Nbは、鋼中で、N、Cと結合してNbC、Nを形成する。NbC、Nは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Nbを0.005~0.10の範囲で添加してもよい。Nbの好適な範囲は0.010~0.050である。Ti:0.005~0.50Tiは必要に応じて本発明の表層硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。Tiは、鋼中で、N、Cと結合して、TiC、Nを形成する。TiC、Nは、オーステナイト結晶粒界をピン止めして粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きをする。添加量が少ないと、上記の効果が得られず、一方、過剰に添加しても、効果が飽和する。本発明では、Tiを0.005~0.50の範囲で添加してもよい。Ti量の好適な範囲は0.015~0.15である。2.0≦CrSiMn≦8.0鋼中のCr、Si、Mnの各元素量に応じて、ガス浸炭時に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭雰囲気から鋼材中への炭素の移行が阻害される。従って、高炭素浸炭において部品の表層部の炭素量を確保し、Cr、Fe23C6やCr、Fe3Cを析出させるためには、これら3成分の合計量を一定の範囲で規制するのが望ましい。本発明では、上記3成分の合計含有量を2.0~8.0とする。より望ましい上記3成分の合計含有量は3.0~4.5である。本発明では、上記成分の他、本発明の効果を損なわない範囲で、Pb、Te、Zn、Sn等を添加することができる。Pb、Te、Zn、Snは必要に応じて本発明の表面硬化処理用鋼に添加可能な任意成分である。これらの元素を添加することによって、切削加工性等を改善することができる。本発明の効果を損なわないためには、これらの添加成分の添加量の上限をそれぞれ、Pb:0.50以下、Te:0.0030以下、Zn:0.50以下、Sn:0.50以下、とすればよい。本発明の表層硬化処理鋼部品は、上記本発明の表面硬化処理用鋼を用い、浸炭処理又は浸炭窒化処理が施されている。鋼部品中で、浸炭処理又は浸炭窒化処理の影響を受けない、部品の中央部芯部をここでは非浸炭部と呼ぶ。この非浸炭部の化学組成は、部品の材料となる表層硬化処理鋼部品の化学組成と実質的に同一である。鋼部品の浸炭層のうち、表面から50μm深さの領域をここでは表層部と呼ぶ。本発明の表層硬化処理鋼部品で、浸炭層の表層部の炭素濃度の平均値は質量で1.00~6.7である。表層部の炭素濃度が1.00未満では歯面疲労強度の向上が不十分であり、6.7で表層部の全てがセメンタイトになるため、これ以上の炭素濃度にはならない。また、上記表層部表面から50μm深さの領域の炭化物の面積率は15以上である。炭化物の面積率が15未満の場合は、歯面疲労強度の向上が不十分である。炭化物の面積率の好適範囲は20~80である。表層部はCr、Fe23C6及びCr、Fe3Cのうち、1種または2種の析出物を100μm2あたり100個以上有する。本発明の高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化条件は、先に述べた本発明における高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化の定義に従うものであればよい。例えば、全浸炭時間を通してC.P.を0.90以上で浸炭してもよい。前半の時間のC.P.を0.80とし、後半のC.P.を、高炭素浸炭雰囲気である0.90以上で浸炭しても良い。逆に、前半の時間のC.P.を0.90以上の高炭素浸炭雰囲気とし、後半のC.P.を0.80程度で行ってもよい。このように、C.P.を種々変えることによって、部品の浸炭層の炭化物分率や、残留オーステナイト量を、任意に制御してもよい。高炭素浸炭雰囲気のC.P.が高い方が、浸炭層において微細なCr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが析出し易くなるので、1.0以上に設定することが望ましい。好適範囲は1.1~1.6である。また、浸炭に引き続いて行う焼入れ処理は、一般に、油冷却、塩浴冷却、ガス冷却等が実施されているが、いずれの方法でもよい。例えば、油冷却の場合、焼入れ油の温度の好適範囲は50~180°Cである。焼入れ処理に伴う熱処理変形を最小限にしたい場合は、冷却速度が小さい焼入れ油の温度が高い方が望ましく、表面の不完全焼入れ層を最小限にして疲労強度を高めたい場合は、冷却速度が大きい焼入れ油の温度が低い方が望ましい。浸炭処理によって製造される表層硬化鋼部品には、通常、浸炭焼入れの後に、低温焼戻し300°C以下が施される。低温焼戻しは、部品の心部の靭性の回復や、寸法精度材質の安定化を目的に行われる。通常、焼戻しの温度が、100°C未満であると、上記の効果が得られず、300°Cを超えると、硬化層の軟化が著しくなり、疲労強度が低下するおそれがあるので、低温焼戻しは100~300°Cの範囲で行なうことが多い。本発明の表層硬化鋼部品においても、勿論、通常どおり、浸炭焼入れの後に、低温焼戻しを施すことができる。本発明における焼戻しの好適温度は120~200°Cであり、好適時間は30~180分である。本発明に係る方法では、高炭素ガス浸炭、又は、高炭素ガス浸炭窒化処理の温度域を800~900°Cとする。高炭素ガス浸炭又は、高炭素ガス浸炭窒化処理に続いて、浸炭処理を行った温度のまま、又は、浸炭処理温度以下の温度域に冷却した後に、焼入れ処理を行う。この理由を説明する。本発明では、炭化物の微細分散のための二次焼入れを行うことなしに部品の寸法精度を劣化させずに、部品の歯面疲労強度を向上させることができる。このためには、高温浸炭処理時に、浸炭層に生成する炭化物を多量微細に分散した形態に制御する必要がある。高炭素浸炭処理時に浸炭層に生成する炭化物は、浸炭処理温度が低いほど、析出物が微細になり、かつ、オーステナイト粒内に、粒状、又は、針状の微細な炭化物が分散する形態をとる。本発明に係る成分組成の鋼に対して高炭素浸炭処理を行った場合、浸炭処理温度が低いほど、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細なCr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが、オーステナイト粒内に析出し易くなり、また、析出量も増加する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核として、セメンタイトが析出する。また、上記処理によって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。特に、浸炭処理温度が900°C以下の場合に、炭化物が十分に微細分散した組織を得ることができる。また、全体の炭化物の析出量も、浸炭処理温度が低いほど多くなるため、歯面疲労強度を向上する上で有利である。一方、浸炭処理温度が低すぎると、所望の浸炭硬化層深さを得るために要する時間が長くなりすぎ、生産性が大きく低下する。従って、本発明では、浸炭処理を行う温度は、800~900°Cの範囲にする必要がある。浸炭処理を行う温度の好適範囲は820~880°Cである。一般的な技術で、浸炭後に焼入れ処理を行う場合は、焼入れの前に、部品の熱処理変形を低減する目的で、浸炭温度からある程度低い温度まで降温した後に焼入れ処理を行う。本発明に係る浸炭処理では、もともと浸炭処理温度が低いため、降温する必要はなく、浸炭処理を行った温度から焼入れを行っても問題はない。更に、熱処理変形を低減する必要がある場合は、浸炭処理温度よりも低い温度に降温してから焼入れを行ってもよいが、その温度が低すぎる場合は、C.P.の制御や雰囲気の安全性に問題が出る。焼入れ開始温度の好適範囲は760~850°Cである。本発明にかかる表層硬化鋼部品の製造方法は、上記のような800~900°Cの高炭素浸炭処理の前に、800~1100°Cの温度域で、浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルが0.40~1.20の条件でガス浸炭処理又はガス浸炭窒化処理を前記鋼部品に施す、予備浸炭工程を更に有してもよい。前述のように、高炭素浸炭処理を行った場合、浸炭処理温度が低いほど浸炭処理の初期に浸炭層において微細なCr,Fe23C6、又は/及びCr,Fe3Cがオーステナイト粒内に析出しやすくなり、また析出量も増加する。そして、浸炭処理の後期にはこれらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出する。他方、浸炭処理温度が低い場合は炭素の拡散距離が短いため、有効硬化層深さが浅めになり、所望の有効硬化層深さを得るための浸炭時間が長めになるという欠点がある。しかし、この低温高炭素浸炭処理の前に、予備浸炭工程を行うことが出来る。この予備浸炭工程は、粗大な網目状のセメンタイトが析出しない浸炭条件であれば、どのような条件で浸炭を行っても、引き続いて行う低温高濃度浸炭処理に悪影響は与えない。従って、炭素をより深い位置まで拡散させるために、まず通常の条件で浸炭又は浸炭窒化を行い、引き続いて800~900°Cの範囲に降温して高濃度浸炭又は高濃度浸炭窒化処理を施してもよい。この場合、有効硬化層深さの向上と高濃度浸炭による歯面疲労強度の向上が両立できるので、浸炭時間の短縮につながり、生産性の向上を図ることができる。通常浸炭の条件は800~1100°Cの温度範囲で行う必要がある。800°C未満では硬化層深さ向上の効果が得られず、意味がない。1100°Cを超えると結晶粒が顕著に粗大化し、浸炭部品としての特性を損なう。好適な温度範囲は900~1000°Cである。浸炭雰囲気のカーボンポテンシャルは0.40~1.20の条件で行う必要がある。0.40未満では硬化層深さ向上の効果が小さく、1.20を超えると低温高濃度浸炭処理を施す前に粗大な網目状セメンタイトが析出し、その後消えることはないため、浸炭部品としての特性を損なう。好適なカーボンポテンシャルの範囲は0.60~1.00である。本発明にかかる表層硬化鋼部品の製造方法では、高炭素低温浸炭処理時の浸炭層に、Cr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cを析出させる。上述のように、本発明の鋼に対して高炭素浸炭処理を施した場合、浸炭処理の初期に、浸炭層において、微細なCr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが、オーステナイト粒内に析出する。浸炭処理の後期には、これらの微細析出物を核としてセメンタイトが析出し、その結果、浸炭層に生成する炭化物が多量微細に分散した形態に制御することができる。また、このことによって、オーステナイト粒界に沿った粗大な網目状のセメンタイトの生成量も抑制される。従って、浸炭処理時の浸炭層に、Cr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cを析出させる必要がある。なお、ここでいうCr,Fe23C6はCrとFeが主たる構成元素である炭化物であるが、純粋にCrとFeとCのみを含むものに限るわけではなく、MoやMnといった他の合金元素を含んでも良い。本発明の鋼によって製造された表面硬化処理部品に対して、浸炭処理後に、ショットピーニング処理を施してもよい。ショットピーニング処理によって導入される部品表層の圧縮残留応力の増加は、疲労亀裂の発生及び進展を抑制するので、本発明の鋼によって製造された部品の歯元、及び、歯面疲労強度を、更に向上させることができる。ショットピーニング処理は、直径が0.7mm以下のショット粒を用い、アークハイトが0.4mm以上の条件で行うことが望ましい。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得る。実施例表1、2に示す成分組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造により製造し、必要に応じて、均熱拡散処理を施し、分塊圧延工程を経て、162mm角の圧延素材とした。次に、熱間圧延によって、直径が35mmの棒鋼形状とした。表1、表2中で各元素の-は無添加を意味する。表中の下線は、その数値が本発明の範囲外であることを示す。次に、歯車の製造工程熱履歴をシミュレートするため、熱間圧延鋼材に対して、1250°C×30分の加熱を施し、その後、空冷する条件で、熱間鍛造シミュレートを行った。引き続いて、925°C×60分加熱し、その後、徐冷する条件で、焼準処理を行った。こうして作製した素材から、大径部試験部26φのローラーピッチング試験片、及び、平滑部8φの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を、機械加工により、それぞれ、20本作製した。作製した試験片に対し、図1A~図1Oに示すパターンのガス浸炭処理、又は、ガス浸炭窒化処理を施した。図1A~図1I及び図1Nと図1Oは本願発明の条件に合致する浸炭パターンであり、図1K、図1L及び図1Mは比較のための浸炭パターンである。浸炭に引き続いて、全ての試験片について、150°C×90分加熱し、その後、空冷する条件で、焼戻しを行った。その後、疲労試験の試験精度を向上するため、ローラーピッチング試験片、平滑小野式回転曲げ疲労試験片のつかみ部に、仕上げ加工を施した。各試験水準のローラーピッチング試験片のうち、1本の大径部を切断し、断面の組織観察を行なった。組織観察は、断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食を行い、400~1000倍の倍率で光学顕微鏡写真を撮影し、その後、画像解析装置を用いて、表面から50μm深さの位置における炭化物の面積率を測定した。また、最表面~200μm深さにわたって、組織観察を行い、旧γ粒界に沿って網目状のセメンタイトが存在している場合は、網目状炭化物ありと判定した。判定では上記の観察位置において400倍の倍率で0.5mm2相当の視野を各サンプル5視野検査した。判定の基準は、旧γ粒界に長さ10μm以上の炭化物が5個以上存在している視野が1つでもある場合網目状炭化物ありと判定した。この方法で網目状炭化物ありと判定される場合、網目状炭化物の平均密度は2.5個/mm2以上になる。網目状のセメンタイトが存在している組織の例を、図2のa部に示し、網目状セメンタイトが存在せず、微細な炭化物が多量に分散している良好な高炭素浸炭組織の例を、図2のb部に示す。また、組織観察用試験片について、SEMによる観察を行い、表面から50μm深さの位置における微細析出物の観察、及び、EDSによる組成分析を行った。また、更に、この微細析出物について、抽出レプリカ法によるTEM観察を行い、電子線回折により析出物を同定した。同定の結果、Cr、Fe23C6、及び/又は、Cr、Fe3Cが100μm2あたり100個以上確認された場合は、Cr、Fe23C6、又は、Cr、Fe3Cの析出ありと判定した。Cr、Fe23C6とCr、Fe3Cが浸炭層に析出している例を、図3に示す。ローラーピッチング試験は、大ローラー:SCM420浸炭品クラウニング150R、回転数:2000rpm、潤滑油:トランスミッション油、油温80°C、すべり率-40、最大1000万回の条件で行い、S-N線図を作成して疲労限を求め、ローラーピッチング疲労強度とした。ローラーピッチング疲労強度が3000MPaに達しないものは、歯面疲労強度が劣ると判定した。また、平滑小野式回転曲げ疲労試験は、回転数:3000rpmの条件で行い、S-N線図を作成して疲労限を求め、回転曲げ疲労強度とした。平滑小野式回転曲げ疲労強度が600MPaに達しないものは、歯元曲げ疲労強度が劣ると判定した。これらの評価結果を表3に示す。製造No.1~21、及び製造No.31~45の発明例は、いずれも、目標を達成しており、優れた歯面疲労強度を持ち、かつ、回転曲げ疲労強度も十分である。製造No.9は、高炭素浸炭に加え、浸炭窒化処理も施しているので、ローラーピッチング疲労強度が、特に高い。表3中、鋼No、浸炭パターン、炭化物面積率、Cr,Fe23C6とCr,Fe3Cの析出有無の欄で、下線はその数値が本発明の範囲外であることを意味する。また、網目状炭化物の有無、ローラーピッチング疲労強度、回転曲げ疲労強度の下線は、その数値が目標未達成であることを意味する。一方、製造No.22では、通常の浸炭パターンを用いたため、処理温度が高く、また、C.P.も低い。この結果、表層部に炭化物の析出がなく、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造No.23では、C.P.が高いため、部品の表層部に炭化物が析出している。しかし、処理温度が高いので、旧γ粒界に沿った網目状のセメンタイトが存在している。この網目状セメンタイトが、疲労強度を低下させるので、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分であった。製造No.24では、処理温度は適正であるが、C.P.が低い。この結果、部品の表層部に炭化物の析出がなく、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造No.25と26では、Cr添加量が本発明の範囲より少ない。この結果、部品中の炭化物の分率が少なく、また、網目状セメンタイトも抑制できなかった。このため、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに不十分であった。製造No.27では、表層部に十分な炭化物が析出し、かつ、網目状セメンタイトも抑制できていた。この結果、ローラーピッチング疲労強度は優れていた。一方、素材のC量が少なすぎるので、心部の硬さが低く、回転曲げ疲労強度が不十分だった。製造No.28、29、及び、30では、それぞれ、Si添加量、Mn添加量、及び、Cr添加量が、本発明の範囲より多い。この結果、ガス浸炭中に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭層の炭素量が顕著に低下し、その結果、炭化物の析出量が不十分だった。更に、浸炭部品としての表層の硬さ自体も不足して、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分だった。製造No.46は鋼中のCr、Si、Mnの合計添加量が多すぎるため、ガス浸炭時に、Cr、Si、Mnの複合酸化物が鋼材表面に生成し、浸炭処理後も表面の炭素濃度が全く増加していなかった。このため炭化物も全く析出せず、浸炭部品としての表層の硬さ自体も不足して、ローラーピッチング強度、回転曲げ疲労強度ともに、不十分だった。"