重量で、C:0.27~0.48、Si:0.01~2.2、Mn:0.30~1.0、P:0.035以下、S:0.035以下を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなる全体組成の鋼材に対し、鋼のA3点以上1100°C以下に加熱し、50体積以上のNH3と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる浸窒工程と、次いで20°C/秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで100~400°Cに加熱する焼戻し工程を有することを特徴とする鋼材の表面処理方法。前記浸窒工程において、加熱温度が850~1000°Cであり、かつ加熱時間が15~110分であることを特徴とする請求項1に記載の鋼材の表面処理方法。前記浸窒工程において、前記混合ガス雰囲気のNH3濃度が80~90体積であることを特徴とする請求項1または2に記載の鋼材の表面処理方法。重量で、C:0.27~0.48、Si:0.01~2.2、Mn:0.30~1.0、P:0.035以下、S:0.035以下、残部がFe及び不可避不純物からなる全体組成を有し、表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さが2μm以下であり、かつ横断面において中心部の硬さが500~700HVであり、前記窒素化合物および前記炭素化合物層より内側の厚さ0.1~1.0mmの部分が、前記中心部の硬さより100~500HV大きい高硬度層とされていることを特徴とするばね用鋼。前記高硬度層の厚さが0.3mm~1.0mmであることを特徴とする請求項4に記載のばね用鋼。前記窒素化合物および前記炭素化合物層より内側に、窒素および炭素の平均含有濃度の合計が窒素および炭素の全体組成の合計濃度よりも0.1~1.5重量多い浸窒層を厚さ0.1mm以上有することを特徴とする請求項4または5に記載のばね用鋼。前記浸窒層の厚さが0.1~0.5mmであることを特徴とする請求項4~6のいずれかに記載のばね用鋼。横断面の円相当径が1.5~15.0mmであることを特徴とする請求項4~7のいずれかに記載のばね用鋼。請求項4~8のいずれかに記載のばね用鋼で製造されたばね。したがって、本発明は上記事情に鑑みてなされたもので、高価な添加元素や複雑な温度制御を必要とすることなく低コストに製造することができ、表層の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さを極力薄くするとともに、必要な中心部の硬さと高硬度層の厚さを得ることができるばね用鋼および鋼材の表面処理方法を提供することを目的としている。本発明者らは、ばね用綱およびばねについて、中心部の靭性を損なわず、かつ脆い窒素化合物および炭素化合物をほとんど生成せずに厚い表面高硬度層を形成する方法について鋭意研究した。その結果、特殊な元素を添加しない一般炭素鋼に対して、所定の温度で化学的表面処理を行い、その後焼入れおよび焼戻しを行うことにより、表層に脆い窒素化合物および炭素化合物をほとんど生成せずに厚い表面高硬度層が形成され、かつ中心部も靭性を維持する硬度を有する鋼材が得られるとの知見を得た。本発明の鋼材の表面処理方法は上記知見に基づいてなされたもので、重量で、C:0.27~0.48、Si:0.01~2.2、Mn:0.30~1.0、P:0.035以下、S:0.035以下を満たし、残部が鉄及び不可避不純物からなる鋼材に対し、鋼のA3点以上1100°C以下に加熱し、50体積以上のNH3と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる浸窒工程と、次いで20°C/秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで100~400°Cに加熱する焼戻し工程を有することを特徴とする。また、本発明のばね用鋼およびばねは上記方法によって得られるものであり、重量で、C:0.27~0.48、Si:0.01~2.2、Mn:0.30~1.0、P:0.035以下、S:0.035以下、残部がFe及び不可避不純物からなる全体組成を有し、表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さが2μm以下であり、かつ横断面において中心部の硬さが500~700HVであり、窒素化合物および炭素化合物層より内側の厚さ0.1~1.0mmの部分が、中心部の硬さより100~500HV大きい高硬度層とされていることを特徴とする。また、横断面の円相当径が1.5~15.0mmであることが好ましい。なお、横断面とは、ばね用鋼およびばねの長手方向と直交する断面である。以下、上記数値限定の根拠を本発明の作用とともに説明する。まず、本発明に用いる鋼の化学成分の限定理由について説明する。なお、以下の説明においては重量を意味する。[C:0.27~0.48]Cは焼入れ焼戻しによりばねに必要な荷重に耐え得る鋼の強度を確保するために必要な元素である。鋼材の硬さはCの濃度の増加に伴って高くなる傾向があるが、本発明の表面処理方法において400°Cの焼戻し後でも鋼材の中心部の硬さを500HV以上とするためには、Cの濃度を0.27以上とすることが必要である。一方、Cの濃度が過剰になると、焼入れ後の中心部の硬さが700HVを超え、靭性が著しく低下する。これに対し400°Cを超える高温の焼戻しにより中心部の硬さ低下させることはできるが、同時に窒素および炭素の固溶層において窒素化合物や炭素化合物が生じてしまう。そこで、窒素化合物や炭素化合物を生じさせない程度の低温焼戻しを行っても鋼材の中心部の硬さを700HV以下とするためにCの濃度は0.48以下とする。[Si:0.01~2.2]Siは鋼精錬において有用な脱酸元素であり0.01以上を添加する必要がある。また、Siは固溶強化元素でもあり、高強度を得るために有効な元素であるが、Siの濃度が過剰であると加工性の低下を招くため2.2以下とする。[Mn:0.30~1.0]Mnは脱酸元素として添加されるが、固溶強化や焼入れ性の向上にも寄与するため、0.30以上を添加する。一方、Mnの濃度が過剰であると偏析が生じ加工性が低下し易くなるため、1.0以下とする。[P:0.035以下、S:0.035以下]PおよびSは、粒界偏析による粒界破壊を助長する元素であるため、濃度は低いほうが望ましく、上限は0.035とする。PおよびSの濃度は、0.01以下であることが好ましい。次に、高硬度層を得るための工程について説明する。本発明の高硬度層は、鋼のA3点以上1100°C以下に加熱し、50体積以上のNH3と残部が不活性ガスおよび不可避不純物からなる混合ガス雰囲気に接触させることで窒素および炭素を表層に濃化させる浸窒工程と、次いで20°C/秒以上の速度で室温まで冷却する焼入れ工程と、次いで100~400°Cに加熱する焼戻し工程を施すことによって生成される。A3点以上に加熱する前の鋼材の組織については特に制限されない。たとえば、熱間鍛造や線引き加工した条鋼材を素材として使用できる。以下に、各工程における限定理由を説明する。[浸窒工程]鋼材の中心部をオーステナイト化するため、鋼材をA3点以上に加熱する必要がある。一方、加熱温度が高過ぎると、NH3ガスが導入後直ちに分解され、被処理材への窒素および炭素の侵入炭素の侵入については後述するが著しく抑制されるため、加熱温度は1100°Cを上限とする。望ましくは850~1000°Cが良い。また、窒素および炭素を表層に濃化させるために、鋼材を50体積以上のNH3と残部が不活性ガスからなる混合ガス雰囲気に接触させる必要がある。混合ガス雰囲気中のNH3濃度が50体積未満の場合、窒素および炭素の単位時間当たりの侵入量が少なく、高硬度層の所望の厚さを得るためには長時間を要し、実際の操業上問題となる。NH3の濃度が90体積を超えると、窒素化合物および炭素化合物が形成しやすくなるので、80~90体積が好ましい。浸窒工程での加熱時間は15~110分とすることが望ましい。加熱時間が15分未満では高硬度層の所望の厚さを得られない場合があり、加熱時間が110分を超えると表層に2μmより厚い窒素化合物や炭素化合物が形成し易く、これが亀裂の起点となる。また、2μmより厚い窒素化合物や炭素化合物が形成されると、ショットピ-ニングを行ってもそれら化合物を完全に除去することは非常に困難である。このように、浸窒工程の温度、混合ガス組成および時間は、鋼材表面に侵入した窒素および炭素が素早く内部に拡散することで表層に窒素化合物および炭素化合物の形成を抑制し、かつ厚い高硬度層を形成するために重要な条件である。ここで、鋼材にNH3と不活性ガスからなる混合ガスを接触させることで、鋼材表層に炭素が濃縮することについて説明する。本発明者等が鋼材の内部方向の炭素の分布状態を調査した結果、浸窒工程前後で鋼材内部の炭素量に変化は認められていないことから、この表層に濃縮した炭素は鋼材の内部から移動したものとは考え難い。現時点で表層に炭素が濃縮する原因は不明であるが、以下のように推察される。すなわち、鋼材表面のNH3は上記条件の下でFeが触媒となりN原子とH原子に分解される。原子状となったNは不対電子を持ったラジカル状態となっていると予想される。このラジカルNは鋼中に侵入し固溶していても何らかの理由でラジカル状態を維持し、発明を実施するための形態に記載した元素分析に用いた電子線マイクロアナライザ-島津製作所製EPMA-1600において、本来Nから得られる特性X線の波長に何らかの変化が生じ、これが分析上炭素として検出されている可能性があると考えられる。[焼入れ工程]浸窒工程後の焼入れ工程では、室温までの冷却速度は速いほど良く、20°C/秒以上の冷却速度で行う必要がある。冷却速度が20°C/秒未満では、冷却途中でパ-ライトが生成し、焼入れが不完全となって所望の硬さを得ることができない。室温までの冷却速度は、50°C/秒以上であることが好ましい。[焼戻し工程]鋼材の中心部が焼入れ後のマルテンサイト組織では、焼入れによって生じたひずみにより置き割れなどの不具合が生じるとともに、靭性が著しく低くばねとしての耐荷重を確保できないため焼戻しを行う。焼戻しは、鋼材の中心部のひずみを低減するため100°C以上で行う必要がある。一方、焼戻し温度が400°Cを超えると、鋼材の中心部の硬度が低くなりばねの荷重に耐えられない。また、固溶していた窒素や炭素が化合物を形成するため好ましくない。次に、本発明のばね用鋼およびばねの物理的特性の限定理由について説明する。[表面の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さ]窒素化合物や炭素化合物は脆く靭性が乏しいため、それらを表面に形成すると亀裂の発生を促進する。したがって、窒素化合物および炭素化合物はある程度許容されるものの、それらの厚さの上限は2μmであり、1μm以下が好ましい。[鋼材中心部の硬さ]鋼材中心部の硬さは、ばねに必要な荷重に耐え得る強度を確保するために500HV以上必要である。一方、硬さが過剰に高い場合は鋼材自体の切欠き感受性が増加し、疲労強度が低下するため、700HV以下に抑える。[高硬度層の硬さと中心部硬さの差]表層の高硬度層は亀裂の発生を抑制するために非常に効果的であり、高硬度層の硬さは中心部の硬さより100HV以上大きいことが必要である。しかしながら、高硬度層の硬さが高過ぎると著しく脆くなるため、増加幅の上限は500HV以下である。[高硬度層の厚さ]高硬度層の厚さは、亀裂の発生を抑制するため0.1mm以上必要であり、望ましくは0.3mm以上が良い。一方、上記高硬度層の厚さが厚過ぎると鋼材自体の靭性低下を招くため厚さは1.0mm以下に抑制する。[浸窒層における窒素および炭素の合計濃度]本発明では、窒素化合物および炭素化合物層より内側に、窒素および炭素の平均含有濃度の合計が窒素および炭素の全体組成の合計濃度よりも0.1~1.5重量多い浸窒層を有することが望ましい。また、この浸窒層の厚さは、0.1mm以上であることが望ましく、0.1~0.5mmであることがより望ましい。なお、この浸窒層は、高硬度層と必ずしも一致する必要はない。浸窒層における窒素および炭素の合計濃度を鋼材の平均濃度より0.1以上多くすることにより、窒素および炭素の固溶強化による硬さの増加をもたらす。本発明は表層に窒素および炭素を固溶していることが特徴の一つであるが、窒素は炭素よりも鋼に対する最大固溶濃度が高いため、窒素をより多く含むことが厚い高硬度層を得るために効率的である。一方、窒素および炭素濃度の増加はマルテンサイト変態開始温度MS点の低下を招き、これにより焼入れ後に過剰な残留オ-ステナイトを生成し硬さを低下させる。このため、表層における窒素および炭素の合計濃度の増加は1.5以下が望ましい。浸窒層の厚さは、0.1mm未満であると、上記効果を十分に得難い。なお、浸窒層の厚さが0.5mmを超えると、鋼材自体の靭性の低下を招き易くなるため、0.5mm以下がより望ましい。本発明によれば、高価な添加元素や複雑な温度制御を必要とすることなく低コストに製造することができ、表層の窒素化合物層および炭素化合物層の厚さを極力薄くするとともに、必要な中心部の硬さと高硬度層の厚さを得ることができる等の効果が得られる。表1に記載の平均化学成分からなるAおよびBの直径4mmの丸棒鋼材に対して表2に記載の条件で浸窒処理を行った後、20°C/秒以上の速度で室温まで冷却して焼入れ、次いで焼戻しを60分間行った。このようにして得られた鋼材に対し、以下の要領で諸性質を調査した。[表面の窒素化合物および炭素化合物の厚さ]丸棒の外周側面に対しX線回折プロファイルを測定し、窒素化合物および炭素化合物に相当するピ-クの有無から鋼材の表面における化合物の有無を判定した。また、その厚さは、EPMAを用いた窒素および炭素の元素分布から測定した。[中心部の硬さ]横断面において、鋼材の中心の位置で硬さを測定した。[高硬度層の厚さ]横断面において、鋼材の外周表面から中心に向かって硬さを測定し、中心部の硬さより100~500HV大きい高硬度層に対し、表面からの深さを測定した。[高硬度層の平均硬さ]上記高硬度層について、鋼材の外周表面から中心に向かって0.025mm間隔で硬さを測定しその平均値を求めた。[表層における窒素および炭素の合計濃度増加領域の厚さ浸窒層厚さ]鋼材の横断面において、EPMAを用いて窒素および炭素の元素分布定量値をそれぞれ測定し、両元素の合計量が窒素および炭素の全体組成の合計鋼材中心部の合計濃度よりも0.1~1.5多くなる領域浸窒層に対し厚さを測定した。以上の測定結果を表2に示す。本発明の条件を満たすNo.4~14では、厚い高硬度層を有する。これに対し、No.1~3比較例では浸窒処理における処理温度がA3点より低く、オ-ステナイト化が不十分であるため焼入れが不完全となった。このため、中心部の硬さが低く、ばねに必要な荷重に耐えることができない。また、No.3では、浸窒処理の時間が長過ぎるため、表面に窒素化合物や炭素化合物が厚さ10μm形成されており、これが亀裂の発生を促進する。No.15比較例では、浸窒処理における処理温度が1100°Cを超えているため、表層に窒素および炭素がほとんど浸み込んでおらず、高硬度層の必要な厚さ0.1~1.0mmが得られていない。また、浸窒層も得られていない。No.16比較例では、鋼材の炭素濃度が本発明の範囲を超え、しかも焼戻しを実施していないため、中心部の硬さが高過ぎ、鋼材の靭性が劣る。また、No.16では、現時点で原因は不明であるが、処理温度が比較的高いことと鋼の含有元素およびその濃度によって窒素の侵入が抑制され、表層に窒素および炭素がほとんど浸み込んでおらず、高硬度層と浸窒層が得られていない。No.17~19比較例では、鋼材の炭素濃度が本発明の範囲を超え、しかも焼戻しを実施していないため、中心部の硬さが高過ぎ、鋼材の靭性が劣る。また、浸窒時間が100分を超えているため、表層に窒素化合物および炭素化合物が8μm以上形成しており、これが亀裂の発生を促進する。No.20比較例では、雰囲気ガス中のNH3の濃度が比較的低く、窒素および炭素の侵入量が少ないため、表層に窒素化合物および炭素化合物が形成されず、しかも厚さが0.3mmの高硬度層と浸窒層を所望の厚さで得られたが、鋼材の炭素濃度が本発明の範囲を超え、しかも焼戻しを実施していないため、中心部の硬さが高過ぎ、鋼材の靭性が劣る。No.21比較例では、雰囲気ガス中のNH3の濃度が比較的低く、窒素および炭素の侵入量が少ないため、表層に窒素化合物および炭素化合物が形成されなかったが、鋼材の炭素濃度が本発明の範囲を超え、しかも焼戻しを実施していないため、中心部の硬さが高過ぎ、鋼材の靭性が劣る。また、窒素および炭素の侵入量が少なく、高硬度層と所望の厚さの浸窒層は得られなかった。No.22~25比較例では、鋼材の炭素濃度が本発明の範囲を超えているものの、焼戻しを行ったために中心部の硬さは500~700HVである本発明の範囲内となった。しかしながら、No.22、23では、浸窒時間が100分を超えているため、表層に窒素化合物および炭素化合物が8μm以上形成された。さらに、No.22、23では、雰囲気ガス中のNH3の濃度が比較的高いため窒素および炭素の侵入深さが深く、浸窒層は所望の厚さで形成されたが、窒素および炭素濃度の増加によりマルテンサイト変態開始温度MS点が低下した結果、表層に軟質な残留オーステナイトが生成し、高硬度層は形成されないか形成されても厚さが足りなかった。No.24、25では、雰囲気ガス中のNH3の濃度が比較的低く、窒素および炭素の侵入量が少ないため、表層に窒素化合物および炭素化合物が形成されず、高硬度層も形成されなかった。また、No.25では、同じ理由により浸窒層の所望の厚さが得られなかった。