質量で、C:0.30~0.60、Si:0.02~2.0、Mn:0.35~1.5、Al:0.001~0.5、Cr:0.05~2.0、Sn:0.001~1.0、S:0.0001~0.021、N:0.0030~0.0055、Ni:0.01~2.0、Cu:0.01~2.0、P:0.030以下、O:0.005以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ、Sn、Cu、Ni、Mn、及び、Sの含有量が、下記式1及び2を満たすことを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。-0.19≦0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.15160≦Mn/S≦3002前記SnとCrの含有量が、下記式3を満たすことを特徴とする請求項1に記載の表面硬化用機械構造用鋼。Sn≧0.2×Cr3前記鋼が、さらに、質量で、B:0.0003~0.005、W:0.0025~0.5、Mo:0.05~1.0、V:0.05~1.0、Nb:0.005~0.3、Ti:0.005~0.2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又は2に記載の表面硬化用機械構造用鋼。前記鋼が、さらに、質量で、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、Zr:0.0005~0.05、Te:0.0005~0.1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1~3のいずれか1項に記載の表面硬化用機械構造用鋼。請求項1~4のいずれか1項に記載の表面硬化用機械構造用鋼を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施して製造した鋼部品であって、a表面から深さ0.4mm以上の表層が窒化層で、かつ、b表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが650以上である、ことを特徴とする機械構造用鋼部品。前記窒化層内の表面から深さ5μm以上の層に、円相当径で0.1~1μmの空孔が5000個/mm2以上存在することを特徴とする請求項5に記載の機械構造用鋼部品。前記窒化層内の表面側の、窒化又は軟窒化で形成した化合物層に対応する層を機械加工で除去したことを特徴とする請求項5又は6に記載の機械構造用鋼部品。請求項1~4のいずれか1項に記載の表面硬化用機械構造用鋼を、鍛造又は/及び切削で、所定の形状に成形し、その後、成形した鋼部材に、550~650°Cで0.5~5時間、窒化又は軟窒化処理を施し、次いで、900~1100°Cで0.05~5秒、高周波加熱して焼入れし、a表面から深さ0.2mm以上の表層に窒化層を形成し、かつ、b表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻したときのビッカース硬さを650以上とすることを特徴とする機械構造用鋼部品の製造方法。前記高周波焼入れの後、表層を、下記式4を満足する研削除去量mmで研削除去することを特徴とする請求項8に記載の機械構造用鋼部品の製造方法。0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化温度°C}×{窒化又は軟窒化時間hr1/3}≦研削除去量≦0.2mm4本発明は、上記課題を踏まえ、高周波焼入れ、又は、軟窒化のみでは、鋼材の表面硬さ及び内部硬さが低いという欠点を補う手法を開発することを課題とし、該課題を解決して、従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られていない高い表面硬さ、焼戻し軟化抵抗、及び、被削性を備え、さらに、稼動面に十分な潤滑膜を備える、面疲労強度と耐食性に優れた機械構造用鋼部品の素材として用いる表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法を提供することを目的とする。鋼部品の面疲労強度を高めるには、i表面硬さの向上、ii鋼硬化層の深さの増大、及び、iii高温化300°C前後する稼動面において高温強度を維持するための軟化抵抗の向上が有効である。また、鋼部品の生産性を低下させないためには、鋼材素材の被削性を高めて、部品加工性を向上させる必要がある。さらに、鋼部品の稼動面同士の焼付きや凝着を防止するためには、鋼部品の稼動面に、十分な潤滑膜を形成することが有効である。そこで、本発明者らは、軟窒化と高周波熱処理の組み合せによる鋼部品の表面硬化と、鋼材の成分組成の調整による被削性と耐食性の向上について検討した。その結果、以下、a~eの知見を得るに至った。a軟化抵抗を増大するためには、N濃度の高い窒化層を形成することが有効である。窒化処理を施すのみでは、化合物層を形成できても、N濃度が高く、かつ、厚い窒化層を形成することは難しく、軟化抵抗を増大することは不可能である。軟化抵抗を増大するためには、軟窒化時に形成される化合物層Fe3N、Fe4N等の窒化物からなる層をN源とし、その後の高周波加熱で窒化物を分解して、鋼材中に十分な量のNを拡散させることが必要である。図1に、軟窒化処理を施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布図中点線参照と、軟窒化処理後、高周波焼入れを施した鋼材の表面から芯部方向の断面における硬さの分布図中実線参照を対比して示す。図1に示すように、軟窒化で、鋼材の最表層には、非常に硬い化合物層が形成されるが、その厚さは薄い。そして、高周波加熱により、最表層の化合物層において窒化物が分解し、Nが内部に拡散し、最表層の硬さはやや低下するが、面疲労強度の向上に有効な硬化層窒化層は増大する図中実線参照。なお、高周波焼入れを施した鋼材において、表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト-パーライトである。軟窒化で、厚さ10μm以上の化合物層を形成すると、高周波焼入れで、N濃度が高く、かつ、厚い窒化層を形成することができる。軟窒化で形成する化合物層は、窒化条件によっては脆いものとなり、機械的性質を劣化させるので、通常は、化合物層の厚さを薄くする。しかし、本発明では、逆に、所要の厚さの化合物層を形成し、この化合物層の特性を積極的に活用する。この点が、本発明の特徴である。即ち、軟窒化で、鋼材の最表層に形成した、所要の厚さの化合物層に高周波焼入れを施すと、鋼材の表層組織が、N濃度が高いマルテンサイトとなり、高温時の軟化抵抗が飛躍的に増大する。b軟窒化で、厚い化合物層を形成するために、FeとNの結合を妨げるSの量を低減する。鋼材中にSが単独で固溶していると、Sは鋼材表面へ濃化し、Nの侵入を阻害する。Sの鋼材表面への濃化を防止するため、鋼材に所要量のMnを添加して、SをMnSとして固定する。Mn量は、Mn/S≧70を満たす量が好ましい。c鋼材の被削性を高めるために、表面硬化処理後の面疲労強度が劣化しない程度に、鋼材の硬さの上昇を抑制し、さらに、面疲労強度の向上にも寄与する快削性元素を添加する。鋼材の硬さの上昇を抑制するためには、Mn、N等の合金元素を過剰に添加しないことが有効である。さらに、面疲労強度の向上にも寄与しつつ、被削性を向上させるAlとBを複合添加する。Bは、鋼材中のNと結合してBNを形成し、鋼材の加工時、被削性の向上に寄与する。Bは、冷却速度が遅い冷却、例えば、鍛造後の冷却の途中でBNを形成し、鋼材を硬くしないので、被削性を劣化させることはない。高周波加熱時に、BNが分解して固溶Bが生成し、焼入れ時、鋼材の表層硬さが向上して、鋼材表層の面疲労強度が向上する。Alは、固溶状態で存在して、鋼材の被削性を著しく向上させる。Alも、鋼材の硬さの上昇には影響しない。Alは、軟窒化時にNと結合してAlNを形成し、表層近傍のN濃度を高めるので、面疲労強度の向上にも寄与する。さらに、AlとBを複合添加すると、Bが、被削性の向上に有効なBNを形成して、鋼材中のNを消費し、その結果、より多くの固溶Alが、鋼材中に存在することになり、被削性が相乗的に向上する。d鋼部品の稼動面で焼付きや凝着を防止するには、潤滑剤の油膜を途切れなく形成する油溜まりを設けることが有効である。本発明では、軟窒化で、鋼材表層に化合物層を形成し、その後、高周波加熱でオーステナイト化し、焼入れを施して窒化層を形成する。図2に、鋼材の表層に形成した窒化層の組織態様を示す。図2aに、光学顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示し、図2bに、走査型電子顕微鏡で観察した窒化層の組織態様を示す。窒化層は、化合物層の分解により、油溜まりとして機能する空孔が多数形成されて存在する硬質な多孔質層である。鋼材の表層に、硬質の多孔質層が存在するので、鋼材表層における潤滑効果が向上し、耐摩耗性及び耐久性が一層向上する。軟窒化条件及び高周波加熱条件を制御することにより、表面から5μm以上の深さ領域において、油溜りとして有効に機能する円相当径で0.1~1μmの空孔を、5000個/mm2以上形成することができる。e鋼部品の表面の耐食性を向上させるには、窒化又は軟窒化処理で、表層部のN濃度を高めることが有効であり、さらに、CrとSnの複合添加が有効である。鋼部品の表面の凹部において、鋼から溶け出したNと使用環境中の水分が反応してアンモニウムイオンが生成し、鋼部品の表面の凹凸に堆積する。この堆積で、鋼材表面のpHが上昇して腐食し難くなる。このことと、CrとSnの複合添加で、鋼部品の表面に生成する不動態皮膜が、高いpHであるほど安定化することの相乗効果で、鋼部品の表面の耐食性が向上する。なお、CrとSnを複合添加する場合、Crが0.05以上あること、及び、SnがCrの20以上あることが好ましい。本発明は、上記知見に基づいて完成したものであり、その要旨は、以下の通りである。1質量で、C:0.30~0.60、Si:0.02~2.0、Mn:0.35~1.5、Al:0.001~0.5、Cr:0.05~2.0、Sn:0.001~1.0、S:0.0001~0.021、N:0.0030~0.0055、Ni:0.01~2.0、Cu:0.01~2.0、P:0.030以下、O:0.005以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ、Sn、Cu、Ni、Mn、及び、Sの含有量が、下記式1及び2を満たすことを特徴とする表面硬化用機械構造用鋼。-0.19≦0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.15160≦Mn/S≦30022前記SnとCrの含有量が、下記式3を満たすことを特徴とする前記1に記載の表面硬化用機械構造用鋼。Sn≧0.2×Cr33前記鋼が、さらに、質量で、B:0.0003~0.005、W:0.0025~0.5、Mo:0.05~1.0、V:0.05~1.0、Nb:0.005~0.3、Ti:0.005~0.2の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1又は2に記載の表面硬化用機械構造用鋼。4前記鋼が、さらに、質量で、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、Zr:0.0005~0.05、Te:0.0005~0.1の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~3のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼。5前記1~4のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施して製造した鋼部品であって、a表面から深さ0.4mm以上の表層が窒化層で、かつ、b表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが650以上である、ことを特徴とする機械構造用鋼部品。6前記窒化層内の表面から深さ5μm以上の層に、円相当径で0.1~1μmの空孔が5000個/mm2以上存在することを特徴とする前記5に記載の機械構造用鋼部品。7前記窒化層内の表面側の、窒化又は軟窒化で形成した化合物層に対応する層を機械加工で除去したことを特徴とする前記5又は6に記載の機械構造用鋼部品。8前記1~4のいずれかに記載の表面硬化用機械構造用鋼を、鍛造又は/及び切削で、所定の形状に成形し、その後、成形した鋼部材に、550~650°Cで0.5~5時間、窒化又は軟窒化処理を施し、次いで、900~1100°Cで0.05~5秒、高周波加熱して焼入れし、a表面から深さ0.2mm以上の表層に窒化層を形成し、かつ、b表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻したときのビッカース硬さを650以上とすることを特徴とする機械構造用鋼部品の製造方法。9前記高周波焼入れの後、表層を、下記式4を満足する研削除去量mmで研削除去することを特徴とする前記8に記載の機械構造用鋼部品の製造方法。0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化温度°C}×{窒化又は軟窒化時間hr1/3}≦研削除去量≦0.2mm4本発明によれば、従来の軟窒化高周波焼入れ鋼部品では得られていない高い表面硬さ、焼戻し軟化抵抗、及び、被削性を備え、さらに、稼動面に十分な潤滑膜を備える、面疲労強度と耐食性に優れた機械構造用鋼部品の素材として用いる表面硬化用機械構造用鋼と、該鋼で製造した機械構造用鋼部品、及び、該部品の製造方法を提供することができる。特に、本発明の表面硬化用機械構造用鋼は、自動車等の動力伝達用部品に適用でき、腐食環境下で高い面圧疲労強度を必要とする、歯車、無段変速機、等速ジョイント、ハブ、軸受等の素材として好適で、自動車の高出力化及び低コスト化等に大きく寄与する。本発明の表面硬化用機械構造用鋼以下本発明鋼ということがある。は、腐食環境下でも高い面疲労強度が要求される鋼部品を製造するため、鋼部品用の鋼材に、Mn、B、Al、Nを適正量添加して被削性を向上させ、さらに、軟窒化後に高周波焼入れを施すことにより、N濃度の高い窒化層を厚く形成して、硬さ及び軟化抵抗を向上させ、さらに、Cr及びSnに加え、表層部に存在するNで、耐食性を向上させることを基本思想とする。具体的に、本発明鋼は、質量で、C:0.30~0.60、Si:0.02~2.0、Mn:0.35~1.5、Al:0.001~0.5、Cr:0.05~2.0、Sn:0.001~1.0、S:0.0001~0.021、N:0.0030~0.0055、Ni:0.01~2.0、Cu:0.01~2.0、P:0.03以下、O:0.0050以下を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、かつ、Sn、Cu、Ni、Mn、及び、Sの含有量が、下記式1及び2を満たすことを特徴とする。-0.19≦0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.15160≦Mn/S≦3002さらに、本発明鋼は、前記SnとCrの含有量が、下記式3を満たすことを特徴とする。Sn≧0.2×Cr3まず、本発明鋼の成分組成の限定理由を説明する。以下、成分組成に係るは質量を意味する。C:0.30~0.60Cは、鋼の強度を得るために重要であり、特に、高周波焼入れの前組織としてのフェライトの分率を低減し、高周波焼入れ時の硬化能を向上させ、硬化層を深く形成するために必要である。0.30未満では、フェライト分率が高くなり、高周波焼入れ時の硬化が不足するので、下限を0.30とする。0.60を超えると、部品製作時の切削性や鍛造性が著しく低下し、さらに、高周波焼入れ時に焼割れが発生する可能性が大きくなるので、上限を0.60とする。好ましくは0.34~0.56である。Si:0.02~2.0Siは、焼入れ層の軟化抵抗を高めて、面疲労強度を向上させる作用をなす。添加効果を得るため0.02以上を添加する。好ましくは0.07以上である。2.0を超えると、鍛造時の脱炭が著しくなるので、2.0を上限とした。製造性を考慮すると、1.3以下が好ましい。Mn:0.35~1.5Mnは、焼入れ性の向上、及び、軟化抵抗の増大による面疲労強度の向上に有効である。また、Mnは、鋼中のSをMnSとして固定して、Sの鋼材表面への濃化に起因するN侵入阻害現象の発現を防止し、軟窒化による厚い化合物層の形成を促進する。さらに、Mnは、高周波焼入れの前組織のフェライトの分率を低下させ、高周波焼入れ時の硬化能を高める作用をなす。添加効果を得るため、0.35以上を添加するが、SをMnSとして確実に固定して無害化するために、Mn/S≧60を満たす量を添加する。好ましくは0.50以上である。Mnを多量に添加すると、高周波焼入れ時の焼入れ性が向上して硬さが上昇し、面疲労強度は向上するが、1.5を超えると、鋼材自体の硬さが大幅に上昇して、軟窒化前の鋼材の切削加工性が著しく劣化する。その結果、生産性が低下するので、上限を1.5とする。好ましくは1.2以下である。60≦Mn/S≦300Sに対し、Mnを一定比で添加してMnSを形成して、Sの鋼材表面への濃化を防止し、Sの鋼材表面への濃化に起因するN侵入阻害現象の発現を防止して、軟窒化で、厚い化合物層を形成することは、本発明において重要なことである。そこで、本発明者らは、軟窒化したときのMn/Sと化合物層の厚さの関係を調査した。その結果を図3に示す。Mn/Sが60未満であると、MnSの生成が不十分となり、鋼材表面にSが濃化する。その結果、軟窒化時、Nの侵入が阻害され、厚さ10μm以上の化合物層の形成が妨げられるので、下限を60とする。好ましくは90以上である。Mn/Sが60以上、好ましくは90以上であれば、軟窒化で、厚さ10μm以上の化合物層を形成でき、添加効果は著しいが、300を超えると、添加効果がほぼ飽和し、また、多量添加の弊害が現れるので、上限を300とする。好ましくは250以下である。鋼材の被削性を考慮すると、223以下がより好ましい。Al:0.001~0.5Alは、窒化物として鋼中に析出し分散して、高周波焼入れ時、オーステナイトを細粒化し、さらに、焼入れ性を高めて、硬化層の厚さを厚くする。また、Alは、軟窒化時に窒化物を形成し、表層近傍のN濃度を高めて、面疲労強度の向上に寄与するとともに、被削性の向上にも寄与する。添加効果を得るため、0.001以上を添加するが、面疲労強度の向上の点からは、0.01以上が好ましい。より好ましくは0.05以上である。0.5を超えると、析出した窒化物が粗大化して、鋼材が脆化するので、上限を0.5とする。好ましくは0.3以下、より好ましくは0.1以下である。Cr:0.05~2.0Crは、不動態皮膜を形成して、耐食性の向上に寄与するとともに、窒化特性と焼入層の軟化抵抗を向上させ、面圧疲労強度の向上に寄与する。また、Crが適正量のSnと共存すると、不動態皮膜がより安定して、腐食環境下での耐食機能が強化され、その結果、腐食環境下での面疲労強度が向上する。軟窒化後、高周波焼入れを施す鋼部品においては、鋼部品の表層のN濃度が増加して摺動面のpHが上昇する。この高pH環境下では、Crの不動態皮膜が生成し易く、さらに、後述のSn添加で、Crの不動態皮膜はより安定化する。即ち、高N濃度環境とSn添加で、少量のCrでも安定な不動態皮膜が生成し、耐食性が向上する。添加効果を得るため0.05以上を添加する。好ましくは0.10以上である。2.0を超えると、鋼材の切削性が悪化するので、2.0を上限とする。好ましくは1.5以下である。Sn:0.001~1.0、Sn/Cr≧0.2Snは、Crと共存して、Cr酸化物の不動態皮膜を安定化し、鋼材の耐食性の向上に寄与する。この耐食性向上効果を得るため0.001以上を添加する。好ましくは0.002以上、より好ましくは0.003以上である。Snを多量に添加すると熱間延性が低下し、鋼材製造時の鋳造及び/又は圧延で疵が発生するので、上限を1.0とする。疵発生を確実にする点で、好ましくは0.3以下、より好ましくは0.1以下である。鋼材から溶け出したNと使用環境中の水分からアンモニウムイオンが生成して鋼部品の表面の凹凸に堆積し、表面のpHが上昇し腐食し難くなること、及び、鋼部品の表面に生成する不動態皮膜が、pHが高いほど安定化することの相乗で耐食性が向上する。鋼材の耐食性は、CrとSnの少量添加でも向上するが、Cr量に対し、Sn/Cr≧0.2を満たす量のSを添加すれば、より少量のCr添加で、安定した不動態皮膜を形成することができる。なお、Snは、Cuと同様に熱間延性を低下させる元素であるので、鋼材の熱間延性を確保するため、熱間延性を改善する元素のNiを含めて、下記式1を満たす必要がある。この点については後述する。-0.19≦0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.151Ni:0.01~2.0Niは、靭性の向上に寄与する。靭性向上効果を得るため、0.01以上を添加する。好ましくは0.07以上である。2.0を超えると、鋼材の切削性が悪化するので、2.0を上限とする。好ましくは1.6以下である。また、Niは、熱間延性を改善するので、上記式1を満たす必要がある。Cu:0.01~2.0Cuは、フェライトを強化して焼入れ性を高め、さらに、耐食性を高める。0.01未満では、添加効果が発現しないので、下限を0.01とする。好ましくは0.08以上である。2.0を超えると、機械的性質の向上が飽和するので、上限を2.0とする。好ましくは1.6以下である。また、Cuは、Snと同様に熱間延性を低下させる元素であるので、上記式1を満たす必要がある。Snは、耐食性を高める一方で熱間加工性を低下させる元素である。Cuは、Snと同様に、熱間加工性を低下させる元素である。一方、Niは、熱間加工性を高める元素である。Sn、Cu、及び、Niを同時に含有する本発明鋼において、所要の熱間加工性を維持し、鋼材の製造、連続鋳造、熱間圧延、及び、熱間鍛造において、割れや疵の発生を防止して、生産性を確保するためには、Sn量、Cu量、及び、Ni量を適正にバランスさせることが重要である。即ち、上記式1は、Sn量、Cu量、及び、Ni量の適正なバランスのもとで、必要な熱間加工性を確保することを意味する組成関係式である。なお、Snの係数0.12は、熱間延性を阻害する程度をCuと比較して定めた係数であり、Niの係数0.1は、熱間延性を改善する程度を経験的に定めた係数である。上記式1において、下限は、Sn及びCuの最小量、及び、Niの最大量から定まるが、上限は、生産性の確保に必要な熱間加工性を維持する観点から、0.15と設定した。上記式1について、以下に詳細に説明する。Snは、高温加工時の割れ、疵の原因となる元素である。SnとCuが共存すると、高温延性が著しく低下して、高温加工時に割れや、疵が発生し、不良品が発生する。即ち、Sn添加で耐食性の向上を図ろうとすると、鋼材の製造性が損なわれる場合がある。それ故、実際の鋼材製造工程中、鋳片を分塊圧延する工程において、割れと疵の発生が問題となる。Sn含有鋳片の熱間加工性は、一般の鋳片の熱間加工性より劣るので、本発明では、最も厳しい分塊圧延を模擬して熱間加工性を評価して、棒鋼圧延時の割れ、及び、圧延後の疵を防止するための、Sn、Cu、及び、Niの量を変数とする組成関係式の上限を決定する。供試鋼は、質量で、C:0.28~0.63、Si:0.01~2.10、Mn:0.30~2.10、Al:0.010~5.50、Cr:0.10~2.50、S:0.005~0.022、N:0.0031~0.0060、B:0.0001~0.0052を基本組成とし、1.05以下のSn、1.50以下のCu、2.10以下のNiを、種々の組合せで添加した鋼を、真空溶解にて溶解し、15kgのインゴットに鋳造して、熱間圧延性を評価した。インゴットから、断面が80mm角の試験材を切削加工で切り出し、試験材の中心部に熱電対を取り付けた。この試験材を、1050°Cの電気炉に装入し、試験材の中心部が1045°Cに達してから30分間後に取り出し、表面温度が1000°Cに達した時点で、試験材に圧延加工を施した。圧延加工は、3パス連続で行い、厚さ80mmを、順次、64mm、51mm、41mmに減厚し、空冷で室温まで冷却した。圧延加工で試験材が割れた場合は、割れた時点で圧延加工を中断した。割れなかった試験材については、冷却後、試験材の断面を切り出して、表面疵の有無を観察した。表面疵の判定は、深さ100μm未満を疵無しとし、深さ100μm超を疵有りとした。上記観察結果から、0.12×SnCu-0.1×Niの値が0.15を超えると、鋼材の製造工程、又は、鋼部品の製造工程で割れ及び疵が発生することが判明した。即ち、本発明鋼において、Sn、Cu、及び、Niの量を、個々の組成範囲の内で、かつ、0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.15を満足すように定めれば、鋼材の製造工程、又は、鋼部品の製造工程で、割れ及び疵の発生を防止することができる。S:0.0001~0.021Sは、被削性を向上させるが、一方で、鋼材表面に濃化して、軟窒化時、Nの鋼材への侵入を妨げ、軟窒化を阻害する元素である。被削性向上のため添加するが、0.021を超えると、軟窒化を阻害する程度が著しくなり、さらに、鍛造性が劣化するので、上限を0.021とする。好ましくは0.015以下である。下限は、工業的に限界の0.0001とする。好ましくは0.001以上である。また、Sを、MnSとして固定し無害化するために、Mn/S≧70を満たすこがより好ましい。N:0.0030~0.0055Nは、各種の窒化物を形成して、高周波焼入処理時のオーステナイト組織を細粒化する。細粒化効果を得るため、0.0030以上を添加する。好ましくは0.0035以上である。Nを多量に添加すると、硬さが上昇し、また、AlNが生成して、被削性向上に有効な固溶Alが減少し、被削性が劣化する。また、高温域の延性が低下し、さらに、粗大AlNや粗大BNが生成して、鋼材が著しく脆化し、圧延や鍛造時に割れが発生する。それ故、上限を0.0055とする。好ましくは0.0050以下である。P:0.030以下Pは、不可避的に混在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。それ故、極力低減する必要があり、0.030以下とする。好ましくは0.015以下である。下限は特に定めないが、0.0001未満に低減することは、工業的に困難であるので、不可避的に0.0001以上混入することになる。O:0.005以下Oは、不可避的に、Al2O3やSiO2等の酸化物系介在物として存在する元素である。Oが多いと、上記酸化物が大型化して、動力伝達用部品の破損の起点として機能するので、0.005以下とする。好ましくは0.002以下である。高寿命を指向する場合は、0.001以下が好ましい。下限は特に定めないが、0.0001未満に低減することは、工業的に困難であるので、不可避的に0.0001以上混入することになる。次に、本発明鋼の選択成分の組成を限定する理由について説明する。[鋼材強化元素]B:0.0003~0.005Bは、鋼中のNと結合し、鋼材加工時にBNとして存在して、被削性の向上に寄与する。また、Bは、冷却速度の遅い冷却中にBNを形成するので、鋼材を硬化させない作用をなす。さらに、鋼材の加工後に施す高周波加熱時に、BNが分解してBが生成し、焼入れ性が大きく向上して、面疲労強度が向上する。添加効果を得るため、0.0003以上を添加する。好ましくは0.0008以上である。0.005を超えると、添加効果は飽和し、さらに、圧延や鍛造時の割れの原因ともなるので、0.005を上限とする。好ましくは0.004以下である。W:0.0025~0.5Wは、焼入れ性を高め、面疲労特性の向上に寄与するが、一方で、硬さを上昇させて、被削性を劣化させる。それ故、Wの添加量は制限される。添加効果を得るため、0.0025以上を添加するが、面疲労強度の大幅な向上を達成するためには、0.01以上を添加する。好ましくは0.03以上である。0.5を超えると、添加効果が飽和するとともに、被削性が劣化するので、0.5を上限とする。好ましくは0.2以下である。Mo:0.05~1.0Moは、焼入れ層の軟化抵抗を高めて、面圧疲労強度の向上に寄与し、また、焼入れ層を強靭にして、曲げ疲労強度の向上に寄与する。添加効果を得るため0.05以上を添加する。好ましくは0.10以上である。1.0を超えると、添加効果は飽和するので1.0を上限とする。好ましくは0.7以下である。V:0.05~1.0Vは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため0.05以上を添加する。好ましくは0.10以上である。1.0を超えると、添加効果は飽和するので、上限を1.0とする。好ましくは0.7以下である。Nb:0.005~0.3Nbは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため0.005以上を添加する。好ましくは0.010以上である。0.3を超えると、添加効果は飽和するので、上限を0.3とする。好ましくは0.1以下である。Ti:0.005~0.2Tiは、窒化物として鋼材中に析出分散して、高周波焼入れ時のオーステナイト組織の細粒化に寄与する。添加効果を得るため0.005以上を添加する。好ましくは0.010以上である。0.2を超えると、析出物が粗大化して、鋼材を脆化させるので、上限を0.2とする。好ましくは0.1以下である。[曲げ強度向上元素]鋼部品において、曲げ疲労強度の向上が求められる場合、Ca:0.0005~0.01、Mg:0.0005~0.01、Zr:0.0005~0.05、及び、Te:0.0005~0.1の1種又は2種以上を添加する。これらの元素は、いずれも、MnSの延伸を抑制して、曲げ疲労強度をより高め、歯車の曲げ疲労破壊や、軸部品のスプライン底の疲労破壊を防止する。MnSの延伸抑制効果を得るため、Ca、Mg、Zr、及び、Teを、0.0005以上を添加する。好ましくは、いずれの元素も0.0010以上である。多量に添加しても、添加効果は飽和するので、上限を、Ca及びMgは0.01、Zrは0.05、Teは0.1とする。好ましくは、Ca及びMgは0.005以下、Zrは0.01以下、Teは0.05以下である。また、本発明鋼は、上記成分の他、特性を損なわない範囲で、Pb、Bi、Zn、REM、Sb等を含有してもよい。次に、本発明の機械構造用鋼部品以下本発明鋼部品ということがある。の窒化層の厚さと硬さについて説明する。本発明鋼部品は、本発明鋼を窒化又は軟窒化し、次いで、高周波焼入れを施した鋼部品であって、a表面から深さ0.4mm以上の表層が窒化層で、かつ、b表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻し処理をしたときのビッカース硬さが650以上である。鋼部品の表層を研削加工して使用する場合、窒化又は軟窒化で生成した窒素化合物層を完全に除去せずに、鋼部品の表層に、表面硬さの確保及び耐食性の向上に寄与するN含有層を残留させるために、表面から深さ0.4mm以上の表層を窒化層とする。窒化層の厚さが不十分であると、十分な硬さを有する表層の厚さが薄くて、表面起点で破壊する前に内部破壊のスポーリングが発生し、低寿命となり、また、耐食性向上効果が発現しない。面疲労破壊は、高温化300°C前後する稼動面における、表面起点の破壊であるので、面疲労強度を高めることで、面疲労破壊を防止することができる。面疲労強度の向上には、高温強度の維持、つまり、焼戻し軟化抵抗の増大が有効である。それ故、鋼部品の表面から深さ0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻し処理したときのビッカース硬さを650以上とする。鋼部品の表面から0.2mmまでの表層において、300°Cで焼戻し処理したときのビッカース硬さが650未満であると、高い面圧に耐えることができない。実際の鋼部品において、軟窒化後に高周波焼入れを施した鋼部品であることは、鋼部品からミクロサンプルを採取して、ナイタール腐食液で腐食した後、光学顕微鏡で観察した組織と、表面から芯部における硬さ分布、さらに、EPMAで測定した表面から芯部におけるN分布により判別することができる。次に、本発明鋼部品の表層組織について説明する。本発明鋼部品は、窒化又は軟窒化後、高周波焼入れを施した鋼部品であって、表面から深さ5μm以上の層に、円相当径で0.1~1μmの空孔が5000個/mm2以上存在する。転がりによる面疲労が原因で破壊する鋼部品歯車では、稼動面の潤滑が重要である。稼動面での潤滑が十分でないと、鋼材同士の接触で焼付きや凝着が生じて、面疲労強度が低下する。稼動面に、十分な潤滑膜を形成するためには、稼動面に、潤滑剤油膜が途切れなく形成されるように、油溜まりを設けることが有効である。本発明鋼部品では、鋼材表層に、軟窒化で、Fe3N、Fe4N等のFe窒化物を主体とする化合物層を形成し、その後、高周波加熱でオーステナイト化して焼入れして窒化層を形成することを特徴とする。窒化層は、軟窒化時に生成した化合物層の分解で生成したN、及び、軟窒化時、鋼材中に拡散浸透したNにより形成する。この時、化合物層は、高周波焼入れ後に、多数の空孔が分散して存在する硬質な多孔質層ポーラス層となる。この空孔ポーラスが油溜りとして機能して、潤滑効果が向上し、耐摩耗性、及び、耐久性が、一層向上する。円相当径0.1~1μmの空孔が、表面から5μm以上の深さの層に、5000個/mm2以上存在すると、空孔が油溜りとして有効に機能する。油溜とし有効に機能する空孔を形成するためには、軟窒化条件、及び/又は、高周波加熱条件を制御する必要がある。軟窒化だけでも、化合物層に空孔を形成することができ、空孔は油溜まりとして機能するが、化合物層は極めて脆く、大きな荷重に耐えられないので、面疲労強度は向上しない。空孔が粗大であると、ピッチング等の面疲労の起点となり、面疲労強度が低下するので、空孔の円相当径は1μm以下とした。空孔の円相当径が小さ過ぎると、油溜りとして十分に機能しないので、円相当径の下限を0.1μmとした。空孔の数が少なすぎると、全体的に、油溜りとして有効に機能しないので、鋼部品の表面から5μm以上の深さの層において、5000個/mm2以上存在する必要がある。歯車の歯面等の摺動面は、正常運転のもとで寿命に至るまでの期間に、通常、5μm以上摩耗するので、鋼部品の寿命の延長を図るために、鋼部品の表面から5μm以上の深さの層において、円相当径0.1~1μmの空孔が、5000個/mm2以上存在する必要がある。空孔の大きさと個数は、軟窒化条件及び/又は高周波加熱条件に依存する。有効に機能する多孔質層を形成するためには、高い面疲労強度が得られる軟窒化条件及び/又は高周波焼入れ条件を選択する必要がある。550~650°Cで、0.5~5時間、窒化又は軟窒化処理を行い、その後、900~1100°Cで、0.05~5秒、高周波加熱を行うことが好ましい。本発明鋼部品において、表層はマルテンサイトであるが、芯部はフェライト-パーライトのままとする必要がある。表層のみを焼入れてマルテンサイトにすると、表層に圧縮応力が残留し、面疲労強度が向上する。芯部までマルテンサイトにすると、表層に残留する圧縮応力が減少して、面疲労強度が低下する。本発明鋼部品において、窒化層内の窒素化合物層に対応する層を機械加工で除去することが好ましい。窒化又は軟窒化時に窒素化合物層が生成した部位は、その後の高周波焼入れで、空孔を含むマルテンサイトとなるが、窒素化合物層よりも内部の層以下窒素拡散層というは、空孔を含まないマルテンサイトとなり、両組織は硬さの点で相違する。本発明鋼部品においては、熱処理後に、歪除去を目的として研削加工を施す場合があるが、研削加工が不十分であると、窒素化合物層のマルテンサイトと、窒素拡散層のマルテンサイトが、研削後の表面上に混在して顕れ、表面硬さがばらつくことになる。そこで、本発明鋼部品の表面を研削加工して使用する場合には、表面硬さのばらつきを解消するため、窒素化合物層の厚さ以上の研削量を確保する必要がある。窒素化合物層を除去する研削量ついて説明する。窒素化合物層の厚さは、窒化又は軟窒化の温度及び/又は時間に依存する。そこで、窒化又は軟窒化の温度及び/又は時間と、窒化又は軟窒化後に測定した窒素化合物層の厚みとの関係を調査した。結果、図4に示す。横軸は、窒化又は軟窒化における温度°Cと時間hrの影響を調査した結果に基づいて、0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化温度°C}×{窒化又は軟窒化時間hr1/3}とした。図4に示すように、窒素化合物層の厚さmm=0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化処理温度°C}×{窒化又は軟窒化処理時間hr1/3}の関係式が得られた。それ故、鋼部品の表面の研削除去においては、上記関係式で求まる厚さmm以上の研削除去量を確保すれよい。また、研削除去量は、窒化又は軟窒化で、鋼材へのN添加の効果が発現し得る0.2mmを上限とした。したがって、窒素化合物層を除去する研削量は、下記式4を満足することが好ましい。0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化温度°C}×{窒化又は軟窒化時間hr1/3}≦研削除去量mm≦0.2mm4次に、本発明鋼部品の製造方法について説明する。本発明鋼部品は、本発明鋼を鍛造及び/又は切削して所定の形状に成形し、成形した鋼部材に窒化又は軟窒化を施して製造される。N濃度の高い窒化層を形成して、高い面疲労強度を得るため、高周波加熱時に分解してN供給源となる化合物層主に、Fe3N、Fe4N等のFe窒化物からなる層を、軟窒化で鋼表面に形成する。鋼材中に十分な量のNを拡散させ、硬くて、かつ、焼戻し軟化抵抗の高い窒化層を厚く形成するためには、軟窒化後の化合物層の厚さを10μm以上とする必要がある。軟窒化温度が高温であると、化合物層が薄くなり、さらに、化合物層中のN濃度が低くなるので、軟窒化温度は650°C以下とする。軟窒化温度が650°C以下であると、鋼材の熱処理変形や、粒界酸化等を防止することができる。好ましくは620°C以下である。厚い化合物層を形成するため、軟窒化温度の下限は550°Cとする。好ましくは580°C以上である。窒化層の厚さは、軟窒化時間とともに厚くなるので、軟窒化時間は、少なくとも0.5時間は必要である。5時間を超えると、窒化層の厚さの増大は飽和するので、軟窒化時間は5時間以下とする。好ましくは1~4時間である。軟窒化後の冷却は、空冷、N2ガス冷却、油冷等の方法で行う。軟窒化は、ガス軟窒化、又は、塩浴軟窒化を用いることができる。鋼材表面に窒素を供給し、鋼材表層に10μm以上の化合物層を形成す方法は、軟窒化、又は、窒化のいずれでもよい。本発明における窒化は、軟窒化のように、NH3とCO2場合によっては、N2も含むの混合雰囲気で処理する方法ではなく、NH3のみで長時間処理する表面硬化方法として、工業的に区別されている方法のことである。軟窒化で鋼材表層に形成した化合物層を分解し、生成したNを鋼材中へ拡散させて、N濃度の高い窒化層を、表面から深さ0.4mm以上の領域層に形成し、表面から深さ0.2mmまでの層において、300°Cで焼戻ししたときのビッカース硬さが650以上の高い硬度を得るためには、軟窒化後に、高周波加熱でオーステナイト化して焼入れすることが必要である。高周波焼入れ時の加熱については、窒素化合物層の分解固溶を考慮しなければならない。オーステナイトが単相で、かつ、窒素化合物層が固溶した状態を確保するためには、加熱温度は900~1100°Cとし、保持時間は0.05~5秒とする必要がある。加熱温度が900°C未満であると、窒素化合物の分解固溶が不十分となり、必要な硬さを確保することができなくなる。加熱温度が1100°Cを超えると、Nの拡散が内部まで拡大して、表面のN濃度が0.5未満となり、300°Cで焼戻ししたとき、ビッカース硬さ650以上を確保できず、さらに、酸化層の増大により、機械的性質が劣化する。保持時間が0.05秒より短いと、化合物層の分解や、生成したNの拡散が不十分となり、一方、5秒を超えると、Nの拡散が内部まで拡大し、表面のN濃度が0.5未満となり、300°Cで焼戻ししたとき、ビッカース硬さ650以上を確保できない。高周波の周波数は、小型の鋼部品であれば400kHz前後、大型の鋼部品であれば5kHz前後である。焼入に用いる冷媒は、水、ポリマー焼入材など、水系で冷却能が大きなものが好ましい。高周波焼入れ後は、一般的な浸炭焼入れ品に準じ、150°C前後の低温焼戻しを施して、鋼部品の靭性を確保することが好ましい。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ものである。実施例1表1と表2表1の続き発明例、及び、表3比較例に示す成分組成の鋼材を製造した。鋼材の熱間圧延性を評価するため、鋼材から、断面80mm角の試験材を切削加工で切り出し、中心部に熱電対を取り付け、1050°Cの電気炉に装入した。試験材の中心部が1045°Cに達してから、30分間後に電気炉から取り出し、表面温度が1000°Cとなった時点で圧延加工した。圧延加工は3パス連続で行い、板厚80mmを、順次、64mm、51mm、41mmに減厚し、空冷で室温まで冷却した。圧延で割れた試験材については、割れた時点で試験を中断し、他の試験材については、冷却後、圧延材の断面を切り出して表面疵を観察した。疵判定は、深さ100μm未満を疵無しとし、100μm超を疵有りとした。観察の結果、表1及び表2表1の続きに示す成分組成の鋼材発明例1~46については疵無しであったので、次に、機械特性を評価した。表3に示す成分組成の鋼材に係る実施例53、及び、56~58では疵有りであった。表3に示すように、実施例53、56、及び、58の鋼材は、Sn、Cu、及び、Niが、0.12×SnCu-0.1×Ni≦0.15を満たしていない。実施例57では、B選択元素が、本発明範囲の上限0.005を超えている表3、参照。熱間圧延で疵有りと判定した実施例53、及び、56~58については、鋼材製造段階での疵の発生が著しく、製造性に課題があるので、以後の特性評価を実施しなかった表6、参照。実施例55では、鋼材の熱間鍛造段階で脱炭が顕著となり、その後、軟窒化、高周波焼入れを施しても、表層部の硬さが不十分であるので、以後の特性評価を実施しなかった。他の実施例については、鍛造と焼鈍を施した後、被削性評価用に、直径45mm、長さ100mmの円筒試験片を作製し、被削性を評価した。なお、被削性評価用の試験片は、鍛造後、焼鈍を施したままとして、鍛造、焼鈍後の鋼材の状態で、被削性を評価した。被削性は、歯車やクランクシャフト等の自動車部品の生産に用いるNCマシニングセンタにより、MQLMinimumQuantityLubrication:最少量潤滑で深穴穿孔試験を行って評価した。表4に穿孔条件を示す。表4に示す穿孔条件で穿孔し、ドリルが折損するまでの穴個数を計測した。1000個以上の穴開けを達成した場合は、被削性良好として、試験を打ち切った。表5及び表6に、被削性評価試験の結果を示す。表5に示すように、実施例1~46の発明例では、いずれも、削孔個数が1000個を超えていて、被削性が良好である。一方、表6に示すように、実施例50~52、及び、59の比較例では、削孔個数が1000個に達せず、被削性が不十分である。ローラーピッチング試験片として、直径26mm、幅28mmの円筒部を有する小ローラー試験片と、直径130mm、幅18mmの大ローラー試験片を作製して、面疲労強度を評価した。300°C焼戻し硬さ測定用試験片として、直径26mm、長さ100mmの円筒試験片を作製し、焼戻し軟化抵抗を評価した。小ローラー試験片、大ローラー試験片、及び、円筒試験片については、軟窒化窒化ガス組成:N20.45Nm3/hrNH30.5Nm3/hrCO20.05Nm3/hrで窒化、窒化後、N2ガスで冷却を施し、続いて、高周波焼入れ周波数:100kHzを施した。高周波焼入れ時の冷媒は、水道水、又は、ポリマー焼入剤を用いた。焼入れ後、試験片に、150°Cで1hrの焼戻しを施した。軟窒化により、試験片の最表層に、Fe-N化合物が形成され、その内部に、窒素拡散層が形成される。Fe-N化合物は、主として、ε化合物及びγ’化合物である。ε化合物は、試験片の表面に沿って、ほぼ均質な膜状で生成して、母相とは明確な境界を形成する。表面から境界まで深さを窒素化合物層の厚みとする。窒素は、窒素化合物層より内部にも拡散して浸透し、N濃度の高い領域を形成する。N濃度が軟窒化前のN濃度と同じになるまでの領域を、窒化層とする。Nの拡散浸透領域は、光学顕微鏡で区分できないので、EPMAによる線分析でN濃度を測定して、定量的に区分する。窒素化合物層及び窒化層の厚さは、軟窒化が高温及び/又は長時間であるほど厚くなる。高周波加熱で、Fe-N化合物及び母相はオーステナイトに変態し、続く焼入れでマルテンサイトに変態する。軟窒化で導入した窒素は、加熱の段階でオーステナイト中に固溶し、短時間の高周波加熱では、表面を除き、内部の窒素濃度は、軟窒化時とほとんど変わらないので、マルテンサイトには、軟窒化時とほぼ同じ濃度で窒素が固溶することになる。マルテンサイト中の窒素濃度は、EPMAによる線分析で測定できる。鋼材中の窒素濃度が高くなると、硬さ、300°C焼戻し硬さ、及び、耐食性が向上する。ローラーピッチング試験での鋼材の耐久性は、300°C焼戻し硬さと正の相関があり、本発明では、目標下限値を、ビッカース硬さで650とした。上述の熱処理により、表層部には、微細な空孔が形成される。この空孔は、鋼部品の表面において、潤滑油を含ませるピットとして機能し、潤滑性を向上させる。本発明では、十分な潤滑性を確保するために、空孔密度の下限を5000個/mm2と設定した。空孔は、使用環境により、除去したほうが、機械特性を向上させる場合がある。例えば、異物混入した使用環境では、空孔を含む領域の靭性が不十分となり、剥離破壊の起点となる場合がある。即ち、軟窒化で生成した化合物層を、高周波焼入れ後に研削除去して使用することが好適な場合がある。ただし、窒化層を全て研削除去すると、軟窒化の効果がなくなるので、窒化層を所定の厚さで残す必要がある。300°C焼戻し硬さを測定する円筒試験片に、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で軟窒化を施し、次いで、高周波焼入れを施した。その後、300°Cで600分の焼戻しを施した試験片の切断断面において、表面から芯部への硬さをビッカース硬度計にて測定した。表層はマルテンサイトで、芯部はフェライト-パーライトであった。表面から0.2mm位置の窒素濃度をEPMAで測定した。円相当径で0.1~1μmの空孔の密度は、小ローラー試験片及び大ローラー試験片の場合と同じ条件で軟窒化と高周波焼入れを施した試験片を、圧延方向と直角な面で切断し、切断面を樹脂に埋め込み、鏡面研摩した後、最表層組織を画像処理して求めた。測定は、3000倍で1視野50μm2を40視野以上行い、測定値を1mm2当たりの空孔数に換算し、空孔が5000個以上有るかどうかを判定した。表5に示すように、実施例1~46の発明例においては、EPMAで測定した窒化層の厚さが0.4mm以上であり、目標とする300°C焼戻し硬さ、及び、空孔密度が得られている。そして、窒化層の厚さが0.4mm以上であるので、最大研削量の0.2mmを研削除去しても、厚さ0.2mm以上を確保でき、300°C焼戻し硬さ、及び、耐食性を維持することができる。また、実施例1~46の発明例においては、30含水潤滑油環境下でのローラーピッチング疲労試験で、3500MPaの応力条件下で、100万回106回の耐久性を確保している。一方、表6に示すように、実施例47~64の比較例のうち、実施例47~48、51、54、及び、60~64においては、上記応力条件下で100万回に達する前に損傷が発生したので、腐食環境での耐久性が不十分である。上記熱処理を施した大ローラー試験片と小ローラー試験片を用いて、標準的な面疲労試験であるローラーピッチング疲労試験を行った。ローラーピッチング疲労試験は、小ローラー試験片に、種々のヘルツ応力の面圧で、大ローラー試験片を、両ローラーの周速方向を同一とし押し付け、接触部での滑り率を-40大ローラー試験片の周速が、小ローラー試験片の周速より、40大きいとして回転させて行った。上記接触部に供給する潤滑油ギア油の温度は90°Cとし、大ローラー試験片と小ローラー試験片との接触応力は3500MPaとした。試験打切り回数を100万回106回とし、小ローラー試験片において、ピッチングが発生せずに100万回の回転数に達した場合、小ローラーの耐久性が確保されていると評価した。ピッチングの検出は試験機に備え付けた振動計で行い、振動を検出した後、両ローラーの回転を停止して、ピッチングの発生と回転数を確認した。なお、試験片が腐食し易い環境で試験を行えば、実際の腐食環境下での耐久性を評価できると考え、潤滑油には30の水を混合した。表5に示すように、実施例1~46の発明例は、いずれも、30の水を含む潤滑油環境腐食環境下で、100万回106回の耐久を示している。一方、表6に示すように、実施例47~64の比較例のうち、実施例47~49、51、58、及び、60~64は、100万回に達する前に損傷が発生し、30の水を含む潤滑油環境腐食環境下での耐久性が不十分である。実施例1~46で用いた鋼材の成分組成は、表1及び表2に示すように、本発明の範囲内にあり、また、軟窒化及び高周波加熱焼入れの条件も、本発明の範囲内である。一方、実施例47~64で用いた鋼材の成分組成は、表3に示すように、1又は2以上の成分が、本発明の範囲から外れている。特に、300°C焼戻し硬さに寄与する成分、例えば、C、Si等が不足する鋼材、及び、耐食性に寄与する成分組成及び熱処理条件が本発明の範囲から外れる鋼材例えば、Sn/Crが本発明の範囲を満たさない鋼材、窒化条件が本発明の範囲を満たさない鋼材においては、30の水を含む潤滑環境腐食環境下でのローラーピッチング試験の結果が目標に達せず、耐久性が劣る結果となっている。また、Mn/Sが70未満の場合、及び、軟窒化条件温度、時間が、本発明の範囲にない場合においては、軟窒化でのNの侵入量が不足し、同様に、耐久性に劣る結果となっている。結局、実施例47~64の比較例においては、表6に示すように、a腐食環境下での面疲労強度が目標の100万回106回に達しない、b良好な耐久性を示しても被削性が不十分である、又は、c鋼材製造時に疵が多発し又は脱炭が顕著となり、機械特性を評価できない、のいずれかの結果となっている。実施例49、51、及び、62では、Sn/Crが低いことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分な結果の一因と考えられる。実施例48、49、63、及び、64では、Mn/Sが低くてSの表面濃化を防止できず、そのため、軟窒化時の化合物層の厚さが薄く、高周波焼入れ後の鋼部品の窒化層の厚さは0.4mm未満と薄くなり、表面から深さ0.2mmまでにおいてN濃度は低く、300°C焼戻しでのビッカース硬さが650未満であり、このことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分な結果の原因の一つと考えられる。実施例47では、C濃度が低いことで300°C戻し硬さが不足し、実施例62では、Si濃度が低いことで300°C戻し硬さ不足し、このことが、腐食環境での疲労耐久性が不十分である原因の一つと考えられる。実施例54では、Crが本発明の範囲の下限を下回ったため、耐食性が不十分となり、腐食環境下での疲労耐久性が不足したと考えられる。実施例60では、Alが本発明の範囲の上限を超えたため、Al析出物が粗大化し、腐食環境下での面疲労強度が目標に達しなかったと考えられる。実施例61では、酸素濃度が本発明の範囲の上限を超えたため、酸化物が過剰に生成し、該酸化物が疲労試験時の疲労破壊の起点として作用し、耐久性不足になったと考えられる。被削性は、表4に示す条件で、ドリル穿孔試験を行って評価した。実施例50~52、及び、59では、目標に達しかった。実施例50では、Cが本発明の範囲を超え、実施例51及び52では、Mnが本発明の範囲を超え、実施例59では、Niが本発明の範囲を超えていることが、常温での硬さを上昇させ、ドリル被削性の低下の原因と考えられる。実施例2鋼材の成分組成が本発明の範囲内であっても、軟窒化の温度及び時間が、本発明の範囲を満たさない場合、軟窒化でのNの侵入量が不足し、耐久性が劣る結果となる。表7に実施例発明例と比較例を示す。実施例63の比較例では、軟窒化温度が低いため、十分な厚みの窒化層が形成されず、腐食環境下での疲労耐久性が不十分な結果となっている。実施例64の比較例では、高周波焼入れ温度が900°C未満であり、十分な硬さが得られず、腐食環境下での疲労耐久性が不十分な結果となっている。実施例7及び9の発明例では、腐食環境下での疲労耐久性が十分である。前述のとおり、軟窒化時に生成した窒素化合物層を機械加工で除去する場合、窒素化合物層から生成したマルテンサイトと窒素拡散層から生成したマルテンサイトが、表面上で混在すると、表面硬さがばらつく原因となるので、鋼材の表層を研削加工して使用する場合は、窒素化合物層の厚み以上の研削量を確保することが必要となる。図4に、実施例のデータに基づいて作成した、軟窒化又は窒化条件と化合物層の厚さの関係を示す。図4に示すように、窒素化合物層の厚みは、0.05×{1-0.006×600-窒化又は軟窒化処理温度°C}×{窒化又は軟窒化処理時間hr1/3}で求まる値を超えないから、この値以上で0.2mm以下の研削量を確保すれば、軟窒化で鋼材にNを添加する効果が発現することが解る。