"化学成分が、質量で、C:0.1~0.3、Si:0.7~1.0、Mn:0.2~1.5、Cr:1.0~1.5、S:0.001~0.15、Al:0.001~1、N:0.001~0.03を含有し、かつMn、及びCrの合計含有量が2.5以下を満足し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼からなり、当該鋼の表面に浸炭焼入れ焼戻しを施した鋼部品であって、表面から50μm深さの部分におけるC含有量が0.9~1.1であり、平均径が0.1μm以上の初析セメンタイト及び球状炭化物を含まないか、または含んでもその面積率が1未満であり、さらに、残留オーステナイトを含まないか、または含んでもその面積率が30未満であることを特徴とする焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。さらに、鋼の化学成分が、質量で、Mo:0.02~0.6、Ni:0.1~1.0、B:0.0002~0.005の内の1種または2種以上を含有し、Mn、Cr、Mo、及びNiの合計含有量が2.5以下を満足することを特徴とする請求項1に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。さらに、鋼の化学成分が、質量で、Ti:0.01~0.05、Nb:0.001~0.04、V:0.02~0.1、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または2に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。さらに、鋼の化学成分が、質量で、Ca:0.0002~0.005、Zr:0.0003~0.005、Mg:0.0003~0.005、REM希土類元素:0.0001~0.005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または2に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。さらに、鋼の化学成分が、質量で、Ca:0.0002~0.005、Zr:0.0003~0.005、Mg:0.0003~0.005、REM希土類元素:0.0001~0.005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3に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。特許文献1~6の開示技術は、焼戻し軟化抵抗が不十分であり、300°Cにおける浸炭層表面硬度が維持できない。また、特許文献1~6の開示技術は、新たな製造工程を付加する必要があり、生産性低下や新規設備投資などの問題がある。そこで、本発明はこのような問題を解決して、焼戻し軟化抵抗性に優れた肌焼鋼部品を提供するものである。具体的には、耐ピッチング疲労強度歯車の面圧疲労強度の指標となる300°Cにおける焼戻し軟化抵抗を、ガス浸炭焼入れ焼戻し後、再度300°C×2時間温度保定後焼戻したときの浸炭層表面硬さと定義し、その焼戻し軟化抵抗がHV700以上となる肌焼鋼の提供を課題とする。本発明者らは、上記課題を解決するため鋭意検討を重ねた結果、充分な300°Cにおける焼戻し軟化抵抗を確保するためには以下の事項を全て満足させる必要があることを知見した。a鋼中のSi含有量を0.7以上とすること。b浸炭層中のC含有量を0.9~1.1とし、過共析のC含有量とさせる浸炭処理を施すこと。c浸炭処理後には外径が0.1μm以上となる炭化物初析セメンタイトや球状炭化物を存在させないこと。d浸炭焼入れ焼戻し後の残留オーステナイト量を30未満とすること。言い換えれば、残留オーステナイト以外は焼戻しマルテンサイトとなるため、焼戻しマルテンサイトが70以上となることと同義である。図1に、上記b、c、dを満足させた状態で、300°C焼戻し後の硬さに及ぼすSi含有量とC含有量の影響を示す。図1から明らかなように、過共析の状態での300°C焼戻し後の硬さは、Si含有量依存性が大きいことを本発明者らは明らかにした。通常は、C含有量が0.8である共析点付近となるよう浸炭処理を行う。本発明者らは、敢えてCを過共析とさせるために浸炭層のカーボンポテンシャルを上げた。通常、カーボンポテンシャルを上げすぎるとMs点の低下により残留オーステナイト量が増加しすぎて、部品としての必要硬さが確保できなくなる。また、初析セメンタイトや球状炭化物が析出してしまい、それが破壊起点となりよくない。本発明では各種合金元素の成分範囲を限定することにより初析セメンタイトや球状炭化物を析出させないことができることを見出した。カーボンを増加させた分、マルテンサイトの焼戻しの第1段階で析出するナノサイズオーダーの微細なε炭化物の析出量が増え、300°Cにおける焼戻し軟化抵抗を維持できることが本発明のポイントである。まとめると、高カーボンで初析セメンタイトや球状炭化物を存在させないことにより、マルテンサイト中のナノサイズオーダーのε炭化物を通常よりも多く存在させることが可能となる。更に、高Si材であることによって該ε炭化物が300°Cから焼き戻されたときにもセメンタイトに遷移しにくくなり、これらの相乗効果によって焼戻し軟化抵抗が大きく向上する。図1からわかるように、本発明者らは、焼戻し軟化抵抗としてHV700を確保するためには、浸炭層のC含有量は0.9~1.1、Si含有量は0.7以上であるとよいことを実験から導いた。また、本発明者らは、安定的に過共析のC含有量0.9~1.1に浸炭させるため、ガス浸炭処理におけるスーティング防止の観点から、Si量は1.0以下とする必要があることを見出した。即ち、Si含有量の適正範囲は0.7~1.0となることを導いた。これは、前述の特許文献に記載されたSi含有量範囲と比較して、大幅に狭いことがわかる。さらに、本発明者らは、ガス浸炭処理によって過共析のC含有量0.9~1.1とさせて、なおかつ、約850°Cの焼入れ前保持を行なっても初析セメンタイトを析出させないためには、Cr含有量を1.5以下とする必要があることも見出した。しかしCr含有量が少ないと焼戻し軟化抵抗を低下させる可能性があるので少なくとも1.0は必要である。したがって、Cr含有量の適正範囲は1.0~1.5となる。これも、前述の特許文献に記載されたCr含有量範囲と比較して、大幅に狭いことがわかる。またさらに、本発明者らは、ガス浸炭処理によって過共析のC含有量0.9~1.1の鋼部品を焼入れ焼戻して、なおかつ、残留オーステナイト量が30未満とするためには、Ms点の低下を抑制させるためにMn、Cr、Mo、Niの総量が2.5以下とさせる必要があることを導いた。本発明は以上の新規なる知見に基づいてなされたものであり、本発明の要旨は以下の通りである。1化学成分が、質量で、C:0.1~0.3、Si:0.7~1.0、Mn:0.2~1.5、Cr:1.0~1.5、S:0.001~0.15、Al:0.001~1、N:0.001~0.03を含有し、かつMn、及びCrの合計含有量が2.5以下を満足し、残部が鉄および不可避的不純物よりなる鋼からなり、その表面に浸炭焼入れ焼戻しを施した鋼部品であって、表面から50μm深さの部分におけるC含有量が0.9~1.1であり、平均径が0.1μm以上の初析セメンタイト及び球状炭化物を含まないか、または含んでもその面積率が1未満であり、さらに、残留オーステナイトを含まないか、または含んでもその面積率が30未満もしくは、マルテンサイトの面積率が70以上であることを特徴とする焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。平均径0.1μm以上の初析セメンタイト及び球状炭化物の面積率は、表面から深さ50μmの部分で表面に平行な平面上の10μm四方の範囲内で、その面積率が1未満であることをいう。また、残留オーステナイトの面積率も、同様に表面から深さ50μmの部分で表面に平行な平面上の10μm四方の範囲内で、その面積率が30未満であることをいう。残留オースナイト以外はマルテンサイトでもあるので、換言すれば、マルテンサイトが面積率で70以上存在すると同義である。また、面積率は、走査型電子顕微鏡により2000倍で撮影したのち、画像解析装置にて得ることができる。2さらに、鋼の化学成分が、質量で、Mo:0.02~0.6、Ni:0.1~1.0、B:0.0002~0.005の内の1種または2種以上を含有し、Mn、Cr、Mo、及びNiの合計含有量が2.5以下を満足することを特徴とする上記1記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。3さらに、鋼の化学成分が、質量で、Ti:0.01~0.05、Nb:0.001~0.04、V:0.02~0.1、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上記1または2に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。4さらに、鋼の化学成分が、質量で、Ca:0.0002~0.005、Zr:0.0003~0.005、Mg:0.0003~0.005、REM希土類元素:0.0001~0.005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上記1~3のいずれか1項に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼部品。5上記1~4内のいずれか1項に記載の焼戻し軟化抵抗性に優れた鋼を用いて製造したベルト式無段変速機用プーリー。本発明によれば焼戻し軟化抵抗がHV700以上となる肌焼鋼が得られ、高温での耐チッピング疲労性の良好な歯車などの部品を得ることができる。これは極めて焼戻し軟化抵抗性に優れた肌焼鋼部品である。この肌焼鋼部品を用いれば、自動車用途の無段変速機用プーリーや歯車などの高強度化が可能となり、部品の小型化できる。それによって車両の軽量化を通じた燃費向上等によるCO2排出量の削減が達成でき、地球温暖化防止や省資源化が図れる。本発明による産業上の効果は極めて顕著なるものがある。以下、本発明を実施するための形態として、焼戻し軟化抵抗性に優れた肌焼鋼部品について詳細に説明する。まず、本発明の鋼の化学成分の限定理由について説明する。以下、特に断りの無い限り、組成における質量は単にと記載する。C:0.1~0.3Cは、鋼に必要な強度を与えるのに有効な元素であるが、0.1未満では必要な強度を確保することができず、0.3を越えると切削加工前の素材の硬さが増大して被削性が劣化するため、0.1~0.3の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.15~0.25である。Si:0.7~1.0Siは、本発明鋼において最も重要な元素である。すなわち、Siは300°Cの温度域における軟化抵抗を向上させるのに最も有効な元素である。浸炭層のMs点マルテンサイト変態温度は、高C含有量であると低下する。そのため、焼戻しにより残留オーステナイトが増える。浸炭層のC含有量を0.9~1.1の過共析とする場合、図1からSiの適正範囲は、0.7以上必要であることがわかる。しかしながら、Siは浸炭性を阻害する元素でもあり、ガス浸炭炉のスーティング防止の観点から、安定的に0.9~1.1と過共析の高C含有量に浸炭させるためには、Si量は1.0を上限とする必要があることが経験的に知られている。以上の理由から、Siの含有量を0.7~1.0の範囲内にする必要がある。Si含有量の下限の好適範囲は、焼戻し軟化抵抗を確保する観点から、0.75が好ましく、0.8であれば更に好ましい。Siの上限は、スーティング限界から決まるので、余裕マージンを考慮して0.98であれば好ましく、0.95であれば更に好ましい。Mn:0.2~1.5Mn、は鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼に必要な強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。0.2未満ではその効果を十分引き出すことはできない。また、1.5を超えるとその効果は飽和するのみならず、切削加工前の素材の硬さが増大して被削性が劣化する。そのため、0.2~1.5の範囲内にする必要がある。Mn含有量の下限は、効果を引き出す観点から余裕マージンを考慮して、好ましくは0.3、さらに好ましくは0.4であるとよい。Mn含有量の上限は、飽和による経済的観点から、好ましくは1.4、さらに好ましくは1.3であるとよい。また、Mnは鋼のMs点を低下させる元素でもある。この他Ni、Cr、MoなどもMs点を低下させる元素である。これらMs点低下促進元素が多く添加されている場合には、マルテンサイトへの変態が抑制され、ガス浸炭処理後の残留オーステナイト量が30を超えてしまうことがある。そのため、こうしたMs点低下促進元素の総量を2.5以下に制限する必要がある。Ms点低下を抑制する観点から、好ましくは2.3、更に好ましくは2.0以下とするとよい。Cr:1.0~1.5Crは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与えるのに有効な元素である。その効果を得るためには1.0以上が必要である。しかし、過共析のC含有量0.9~1.1とする浸炭処理条件で、なおかつ、約850°Cの焼入れ前保持を行なっても初析セメンタイトを析出させないようにするためには、Cr量は1.5未満とする必要がある。以上の理由から、Cr含有量を1.0~1.5の範囲内にする必要がある。Cr含有量の下限は、効果を引き出す観点から余裕マージンを考慮して、好ましくは1.05、さらに好ましくは1.1であるとよい。Cr含有量の上限は、セメンタイト析出抑制の観点から、好ましくは1.4、さらに好ましくは1.3であるとよい。従来、Crはガス浸炭処理時にSiと共に被処理物表層において酸化物を形成し、浸炭性を低下させる弊害が指摘されている例えば特許文献1。しかし、本発明は高C含有量0.9~1.1に制御したガス浸炭処理を施すことが特徴であり、この場合、被処理物の表面のC含有量が0.8となることを目標とする一般的なガス浸炭処理よりも浸炭雰囲気中の酸素濃度は20~50低下する例えば、プロパン変成による930°Cでのガス浸炭中の炉内の酸素濃度は、カーボンポテンシャル0.8のときで1.8×10-20atm。カーボンポテンシャル0.9のときで1.4×10-20atm。カーボンポテンシャル1.0のときで1.1×10-20atm。カーボンポテンシャル1.1のときで0.9×10-20atmである。。このため、Crが酸化物を形成する弊害は顕在化せず、Cr含有量が1.0~1.5の範囲内で問題ないことを確認した。S:0.001~0.15Sは、鋼中でMnSを形成し、これによる被削性の向上を目的として添加するが、0.001未満ではその効果は不十分である。一方、0.15を超えるとその効果は飽和し、むしろ粒界偏析を起こし粒界脆化を招く。以上の理由から、Sの含有量を0.001~0.15の範囲内にする必要がある。被削性を重視する場合の好適範囲は0.005~0.15であり、粒界強度を重視する場合の好適範囲は0.001~0.030であり、被削性と粒界強度の両方を重視する場合の好適範囲は0.005~0.070である。Al:0.001~1Alは、脱酸材及び被削性向上の目的で添加する。0.001未満では脱酸の効果は不十分である。Al鋼中の全Alは、一部はNと結びついてAlNとして析出し、残りは固溶Alとして存在する。固溶Alは被削性向上に有効に作用するため、被削性を重視する場合には0.05超とする必要があるが、1を超えると変態特性に大きく影響を与えるため、上限を1.0とした。被削性を重視する場合の好適範囲は0.05~1であり、被削性をそれほど重視しない場合の好適範囲は0.02~0.05である。N:0.001~0.03Nは、不可避的に混入する元素であるが、AlとNとの化合物を形成することによる結晶粒微細化の効果もあるため0.001以上は必要である。但し0.03を超えると鍛造性を著しく阻害するため0.03を上限とした。好適範囲は0.004~0.015である。更に好適な範囲は、0.005~0.012である。P:0.03以下に制限Pは、不可避的に混入する不純物元素であり、粒界に偏析して靭性を低下させるため0.03以下に制限する必要がある。好適範囲は0.015以下である。更に好適な範囲は、0.01以下にするとよい。O:0.005以下に制限Oは、不可避的に混入する不純物元素であり、粒界偏析を起こして粒界脆化を起こしやすくするとともに、鋼中で硬い酸化物系介在物を形成して脆性破壊を起こしやすくする元素である。Oは0.005以下に制限する必要がある。好適範囲は0.0025以下である。更に好適な範囲は、0.001以下にするとよい。前述したように、Mn、Cr、Mo、及びNiはいずれもMs点を低下させる元素である。これら元素の合計含有量が増えるにしたがってMs点が低下し、浸炭焼入れ焼戻し後の残留オーステナイトが増加する傾向となる。本発明では残留オーステナイト量が30以下とすることが必要であり、そのためにはMn、Cr、Mo、及びNiの合計含有量が2.5以下であることが必要である。Ms点低下を抑制する観点から、好ましくは2.3以下、更に好ましくは2.0以下とするとよい。次に、本発明の請求項2では、請求項1に加えて、焼入れ性を向上させるためにMo、Ni、Bの1種又は2種以上を含有する。Mo:0.02~0.6Moは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があるが、0.02未満はその効果が不十分である。但し、0.6を越えて添加するとその効果は飽和するのみならず、切削加工前の素材の硬さが増大して被削性が劣化するため、0.02~0.6の範囲内にする必要がある。好適範囲は下限が0.15、上限が0.25である。更に好適な範囲は、下限が0.17、上限が0.23である。Ni:0.1~1.0Niは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があるが、0.1未満はその効果が不十分である。但し、1.0を越えて添加するとその効果は飽和する。また、添加量に応じて切削加工前の素材の硬さが増大して被削性が劣化する。したがってNiは0.1~1.0の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.2~0.5未満、さらに好ましくは0.2~0.3の範囲である。B:0.0002~0.005Bは、添加することによって、鋼に強度、焼入れ性を与える効果があるが、その効果を得るためには0.0002以上必要である。しかしながら、0.005を超えてBを添加するとその効果は飽和し、かえって衝撃強度劣化等の悪影響が懸念されるので、その含有量を0.005以下の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.0010~0.003、さらに好ましくは0.0015~0.0025の範囲である。次に、本発明の請求項3では、請求項1又は2に加えて、結晶粒の微細化を図ることを目的としてTi、Nb、Vの1種又は2種以上を含有する。Ti:0.01~0.05Tiは、鋼中のC、Sと結びついて数ナノメートル~数十ナノメートルのサイズの微細なTiC、TiCSを生成させ、これにより浸炭時のオーステナイト結晶粒の微細化を図るために添加する。しかしながら、0.01未満ではその効果は不十分である。しかし、Tiを0.05を超えて添加すると、TiCによるCのロスにより300°C焼戻し後の硬さが低下するため、上限を0.05とした。好適範囲は、0.015~0.04、さらに好ましくは0.02~0.03の範囲である。Nb:0.001~0.04Nbは、鋼中のC、Nと結びついて数ナノメートル~数十ナノメートルのサイズの微細なNbCNを形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であるが、その効果を得るためには0.001以上が必要である。ただし、0.04を越えて添加するとNbCNによるCのロスにより300°C焼戻し後の硬さが低下するため、上限を0.04とした。以上の理由から、その含有量を0.001~0.04の範囲内にする必要がある。好適範囲は、0.005~0.03、さらに好ましくは0.01~0.025の範囲である。V:0.02~0.1Vは、鋼中のC、Nと結びついて数ナノメートル~数十ナノメートルのサイズの微細なVCNを形成し、結晶粒の粗大化抑制に有効な元素であるが、その効果を得るためには0.02以上が必要である。ただし、0.1を越えて添加するとVCNの生成によるCのロスにより300°C焼戻し後の硬さが低下するため、上限を0.1とした。以上の理由から、その含有量を0.02~0.1の範囲内にする必要がある。好適範囲は0.03~0.08、さらに好ましくは0.05~0.07の範囲である。次に、本発明の請求項4では、請求項1~3のいずれか1項に加えて、被削性の改善のために、Ca、Zr、Mg、REMの1種又は2種以上を含有する。Ca:0.0002~0.005Caは酸化物を低融点化し、切削加工環境下の温度上昇により軟質化することで、被削性を改善するが、0.0002未満では効果が無く、0.005を超えるとCaSを多量に生成し、被削性を低下するためCa量を0.0002~0.005とするのが望ましい。好適範囲は0.0005~0.004、さらに好ましくは0.001~0.003の範囲である。Zr:0.0003~0.005Zrは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでMnSとの相互関係を有する元素であり、被削性の改善に有効である。Zr系酸化物はMnSの晶出/析出の核になりやすい。そのためMnSの分散制御に有効である。Zr添加量として、MnSの球状化を狙うためには0.003を超えた添加が好ましいが、微細分散させるためには逆に0.0003~0.005の添加が好ましい。製品としては後者のほうが、製造上、品質安定性成分歩留まり等の観点から後者、すなわちMnSを微細分散させる0.0003~0.005の方が現実的に好ましい。0.0002以下ではZr添加効果はほとんど認められない。好適範囲は0.0005~0.004、さらに好ましくは0.001~0.003の範囲である。Mg:0.0003~0.005Mgは脱酸元素であり、酸化物を生成するが、硫化物も生成することでMnSとの相互関係を有する元素であり、被削性の改善に有効である。Mg系酸化物はMnSの晶出/析出の核になりやすい。また硫化物がMnとMgの複合硫化物となることで、その変形を抑制し、球状化する。そのためMnSの分散制御に有効であるが、0.0003未満ではその効果が無く、0.005を超えるとMgSを大量に生成し、被削性が低下するためMg量を0.0003~0.005とするのが望ましい。好適範囲は0.0005~0.004、さらに好ましくは0.001~0.003の範囲である。REM希土類元素:0.0001~0.005REM希土類元素は添加することによってMnSを微細分散させる作用を有する元素であり、被削性の改善に有効である。その効果を得るためには0.0001以上は必要である。但し、0.005を超えるとその効果は飽和する。好適範囲は0.0005~0.003である。好適範囲は0.0005~0.004、さらに好ましくは0.001~0.003の範囲である。次に、浸炭層内部のセメンタイトおよび炭化物の面積率の限定について説明する。浸炭層の焼戻し軟化抵抗指標である300°Cにおける浸炭層表面硬度ビッカース硬さを得るためには、初析セメンタイトや球状炭化物の生成を抑制し、その代わりにナノサイズオーダーの微細なε炭化物が析出させるとよい。これにより、破壊の起点とならず300°Cにおける焼戻し軟化抵抗を維持できることができるからである。したがって、初析セメンタイトや球状炭化物の量を規定することにより、浸炭層表面硬度を維持できる。発明者らは、浸炭層表面硬度が浸炭層表面から50μmの深さ部分に、平均径0.1μm以上の初析セメンタイト及び球状炭化物が生成しないことが望ましく、生成していてもその面積が占める割合面積率で1未満に抑えればよいことを見出した。さらに、浸炭層の強度を確保するために残留オーステナイト量を抑制し、マルテンサイト化させるとよい。そのため、浸炭層表面から50μmの深さ部分の残留オーステナイトが存在していないことが望ましく、存在していても30未満に抑えればよいことを見出した。このように限定した理由を以下に述べる。ガス浸炭処理を施した肌焼鋼部品は、浸炭処理雰囲気中の微量酸素約10~20atmにより表面から酸化が起こる。その時にSi、Mn,Crなどの合金が酸化物となり、鋼中から抜けるため合金ロス20μm~40μm程度の不完全焼入れ層が不可避的に生成する。この不完全焼入れ層は部品使用時の極初期に摩耗するので、部品の強度はその直下の浸炭層性状が支配因子となる。この直下浸炭層性状の指標として表面から50μm深さ部分の初析セメンタイト及び球状炭化物、残留オーステナイト量を規定した。本発明は、Siを0.7以上に高めた鋼を用いて、C含有量を0.9~1.1、好ましくは0.95超~1.1と過共析とする。そのとき、初析セメンタイト及び球状炭化物が実質的に存在しない状態とし、なおかつ残留オーステナイト量が30未満になるよう浸炭焼入れ焼戻しを行なうと、焼戻し軟化抵抗が大きく向上する。残留オーステナイト量は0であっても良い。浸炭層のC含有量が0.9未満であると300°C焼戻し後の硬さがHV700以上を満足できないことがあるので、C含有量は0.9を下限とした。C含有量が1.1を超えると、浸炭処理後に引き続き行われる約850°Cの焼入れ前保持の段階で初析セメンタイトが析出する。このため、C含有量は1.1を上限とした。Cはε炭化物として存在することによって焼戻し軟化抵抗の向上に寄与する。Cが初析セメンタイトや球状炭化物として結びつくとその分だけε炭化物が減少するので、初析セメンタイト及び球状炭化物が実質的に存在しない状態とすることが望ましい。ここで初析セメンタイトとは、過共析鋼を高温から冷却する際に、共析変態に先立ってオーステナイトから析出するセメンタイトであり、JISG0201で定義されるものである。球状炭化物とは、球状となった炭化物のことをいい、ここでは光学顕微鏡で識別可能な径粒子の長径と短径の平均値で求める平均径が0.1μm以上のサイズのものをいう。径が0.1μm以上のサイズの初析セメンタイト及び球状炭化物が面積率で1未満0を含むであれば、存在しない状態と同様の効果が得られる。平均径0.1μm以上の初析セメンタイト及び球状炭化物の面積率は、表面から深さ50μmの部分で表面に平行な平面上の10μm四方の範囲内で、その面積率が1未満であることをいう。面積率は、例えば走査型電子顕微鏡で2000倍の倍率で撮影したのち、画像解析装置にて面積率を測定し得ることができる。その他、面積率の測定方法は、前記方法に限定されるものでなく、初析セメンタイト及び球状炭化物が識別できるものであれば、その方法は問わない。図1に示すように過共析の状態での300°C焼戻し後の硬さは、Si含有量依存性が大きいことを本発明者らは明らかにした。また、過共析状態C含有量0.9~1.1の高C含有量で浸炭した場合、組織はマルテンサイトと残留オーステナイトの2相となる。そして、浸炭層の残留オーステナイト量を少なくするつまりマルテンサイト量を多くするガス浸炭条件とすることによりマルテンサイト中のε炭化物を通常のC含有量0.8のときよりも多く存在させることができる。更に、Si含有量が高いことによってε炭化物が300°Cで焼き戻されたときにもセメンタイトに遷移しにくい。これらの相乗効果によって焼戻し軟化抵抗が大きく向上する。このとき、高C化によりMs点が低下するので、Ms点が低下しすぎないようにMn、Cr、Mo、Niの合計含有量を2.5以下に規制するとよい。また、ガス浸炭処理方法に関しては、上述したような本発明の肌焼鋼部品を得ることができれば特に限定されるものではない。しかし、安定的に表面から50μm深さ部分をC含有量が0.9~1.1の範囲内にするためには、浸炭時間は30分以上を確保することが望ましい。ガス浸炭処理後の焼入れ時の油温は、130°Cのような一般的なホットクエンチや、60°Cのようないわゆるコールドクエンチいずれでもよい。本発明者らが130°C油焼入れ品と60°C焼入れ品を比較したところでは、130°C油焼入れ品の方が、数パーセントほど残留オーステナイト量が多くなる傾向があった。しかし、焼入れ条件を適宜設定することにより、残留オーステナイト量が30未満に調整することは可能なため、油温は制限されない。自動車部品用途のガス浸炭処理は、一般的には950°C前後の温度の浸炭処理に引き続き、約850°Cまで降温して焼入れ前保持を行い、その後油焼入れを行う。しかし、一部では結晶粒の微細化などを目的として、浸炭処理後に再度、850°C以上のオーステナイト域に加熱して焼入れする、いわゆる二次焼入れが行われている。本発明のガス浸炭処理でのC含有量は0.9~1.1の過共析状態であるため、一般的な共析C含有量0.8とは異なり、浸炭処理後に再度、850°C以上のオーステナイト域に加熱すると球状炭化物が析出する問題がある。このため、二次焼入れは推奨しない。どうしても二次焼入れを行いたい場合には、再加熱温度を900°C以上、好ましくは930°Cと高め、再加熱時に析出した炭化物を再びオーステナイトに固溶させる必要がある。むしろ、本発明に係る肌焼鋼の場合、二次焼入れをせずとも、マルテンサイト組織中に微細なε炭化物を析出させることができることも、大きな特徴である。すなわち、本発明の成分範囲であれば、一般的なガス浸炭処理のまま過共析における浸炭条件とすることにより、初析セメンタイト及び球状炭化物が実質的に存在せず、なおかつ残留オーステナイト量が30未満とすることができる。以下に本発明を実施例によっ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。表1に示す化学成分を有する鋼塊を鍛伸後、均熱処理と焼準を施してからφ15×45mmの丸棒試験片を各鋼種2本加工した。該丸棒試験片を、変成式ガス浸炭炉プロパン変成で930°C×5時間の浸炭処理を施し、引き続き850°C×30分の焼入れ前保持を行なった後、130°Cの油焼入れを行なった。ここで浸炭処理中の純鉄に対するカーボンポテンシャルは0.9~1.2で処理することにより、試験片の表面近傍表面から50μm深さのC含有量を0.8~1.1になるように調整した。130°C油焼入れ後には150°C×2時間の焼戻し処理を施し、実際の肌焼鋼部品相当の試験片とした。ここで試験片の各2本の内の各1本は、表面から50μm深さまで電解研磨後、微小領域X線回折装置にて残留オーステナイト量を測定した。さらに、軸方向中心部から切断し、表面から50μm深さ部分のC含有量をEPMAにて測定し、また、走査型電子顕微鏡で2000倍に化下して炭化物の存在状態を観察した。平均粒径0.1μm以上のサイズの初析セメンタイト及び球状炭化物が面積率で1以上であれば、有とすると共に、マイクロビッカース硬度計荷重300gfにて表面から50μm深さ部分の硬さを測定した。前述したように、面積率は、例えば走査型電子顕微鏡で2000倍の倍率で撮影したのち、画像解析装置にて面積率を測定し得ることができる。該残留オーステナイト量、該C含有量測定結果、該炭化物の存在状態の調査結果を表2に示す。試験片の各2本の内、もう1本はさらに300°C×2時間の焼戻しを施して、実部品の部品環境を再現した。その後、軸方向中心部から切断し、表面から50μm深さ部分をマイクロビッカース硬度計にて硬さを測定した。測定結果を表2に示す。表2に示すように、本発明例の試験No.1~32は表面近傍表面から50μm深さ部分の300°C焼戻し後硬さがHV700以上と焼戻し軟化抵抗性に優れる結果を得た。これに対し、比較例の試験No.33は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV685と低かった。これは鋼材のSiが0.7を下回ったことに起因して焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。比較例の試験No.34は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV696と低かった。これは鋼材のSiが1.0を上回ったことに起因して浸炭性が低下し、表面近傍表面から50μm深さのC含有量が0.9未満となったことを通じて焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。比較例の試験No.35は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV680と低かった。これは鋼材のCrが1.0を下回ったことに起因して焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。比較例の試験No.36は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV671と低かった。これは鋼材のCrが1.5を上回ったことに起因して、850°C×30分の焼入れ前保持のときに初析セメンタイトが生じ、該初析セメンタイトよるε炭化物の減少を通じて焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。比較例の試験No.37は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV675と低かった。これは鋼材のMn、Cr、Mo、及びNiの合計含有量が2.5を超えたため、150°C焼戻し材の残留オーステナイト量が30以上となったことに起因して焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。比較例の試験No.38は表面近傍表面から50μm深さの300°C焼戻し後硬さがHV671と低かった。これは鋼材のMn及びCrの合計含有量が2.5を超えたため、150°C焼戻し材の残留オーステナイト量が30以上となったことに起因して焼戻し軟化抵抗性が不足したためである。"