質量で、C:0.75超~1.20、Si:0.002~3.00、Mn:0.20~2.00、S:0.002~0.100、Al:0.050超~3.00を含有し、P:0.050以下、N:0.0200以下、O:0.0030以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、AlおよびNの質量の含有量が、Al-27/14×N>0.050を満足することを特徴とする高周波焼入れ用鋼。質量で、B:0.0005~0.0050を更に含有することを特徴とする請求項1に記載の高周波焼入れ用鋼。質量で、Cr:0.05~0.30未満、Mo:0.01~1.00、Cu:0.05~1.00、Ni:0.05~2.00の内の1種または2種以上を更に含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼。質量で、V:0.005~0.20未満、Nb:0.005~0.10、Ti:0.005~0.10の内の1種または2種以上を更に含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼。質量で、Ca:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を更に含有することを特徴とする請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼。請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼の組成を持つ高周波焼入れ用粗形材であって、前記高周波焼入れ用粗形材に含まれる平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数が40個/mm2以下であることを特徴とする高周波焼入れ用粗形材。請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼を用いて、温間加工または熱間加工、冷却、焼鈍の工程を順次行い、前記焼鈍で焼鈍温度を680~800°C、焼鈍時間を10~360分の条件で行う、ことを特徴とする高周波焼入れ用粗形材の製造方法。請求項7に記載の高周波焼入れ用粗形材の製造方法であって、前記冷却中の、750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度が300°C/時以下であることを特徴とする高周波焼入れ用粗形材の製造方法。請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼を用いて、熱間加工、冷却の工程を順次行い、前記冷却中の、750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度が300°C/時以下であることを特徴とする高周波焼入れ用粗形材の製造方法。請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼を用いて製造した高周波焼入れ鋼部品であって、前記高周波焼入れ鋼部品の最表面から50μm深さの表層硬化部の硬さがHV650以上であり、非高周波焼入れ部の硬さがHV180以上であり、前記非高周波焼入れ部に存在している平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数が40個/mm2以下であることを特徴とする高周波焼入れ鋼部品。本発明は上記の実状を鑑み、高周波焼入れ処理した時の鋼部品の疲労強度歯面疲労強度、歯元疲労強度等が浸炭処理材と同等以上であり、かつ鋼部品の疲労強度の確保と、部品成型時の加工性とを両立することができる高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ用粗形材、その製造方法、及び高周波焼入れ鋼部品を提供することを目的とする。以下の記載中、高周波焼入れ鋼部品を製造する目的で鋳造され、必要に応じて均熱拡散、分塊圧延等の処理を施された鋼を高周波焼入れ用鋼と記載する。この高周波焼入れ用鋼に対して、例えば温間鍛造、熱間鍛造、熱間圧延、除冷、焼鈍等の工程のいずれか一つ又は複数を施すことによって粗成型された中間素材を高周波焼入れ用粗形材鋼素材とも呼ばれる;以下単に粗形材とも記載すると記載する。更に、この粗形材に切削加工および/または冷間鍛造等の加工を施し、高周波焼入れと必要に応じてその他の工程を施すことによって高周波焼入れ鋼部品が製造される。本発明者らは、上記のような課題を解決するため検討を行い、以下の結果を見出した。a炭素量が0.75を超える高炭素鋼素材の強度の支配因子はパーライトの強度である。従って、切削加工や冷間鍛造前の粗形材を製造する際に、適正な条件で焼鈍を行うことによってパーライトの強度が低下して軟質化を図ることができ、被削性及び冷鍛性を向上することができる。bあるいは、粗形材を熱間加工によって製造する場合、熱間加工後の冷却過程において適切な冷却を行うことによってパーライトの強度が低下して軟質化が実現できる。cまた、鋼成分としては、合金元素を過剰に添加せず、なおかつ従来鋼に比べてAl量を大幅に増加することにより、炭素量を増加して切削加工前の粗形材強度が増加しても被削性の低下が抑制できる。本発明者らは、上記の技術を適切に活用することによって本発明を完成したものであり、その要旨は下記の通りである。1本発明の一態様に係る高周波焼入れ用鋼は、質量で、C:0.75超~1.20、Si:0.002~3.00、Mn:0.20~2.00、S:0.002~0.100、Al:0.050超~3.00を含有し、P:0.050以下、N:0.0200以下、O:0.0030以下に制限し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、AlおよびNの質量の含有量が、Al-27/14×N>0.050を満足する。2上記1に記載の高周波焼入れ用鋼は、質量で、B:0.0005~0.0050を更に含有してもよい。3上記1または2に記載の高周波焼入れ用鋼は、質量で、Cr:0.05~0.30未満、Mo:0.01~1.00、Cu:0.05~1.00、Ni:0.05~2.00の内の1種または2種以上を更に含有してもよい。4上記1から3のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼は、質量で、V:0.005~0.20未満、Nb:0.005~0.10、Ti:0.005~0.10の内の1種または2種以上を更に含有してもよい。5上記1から4のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼は、質量で、Ca:0.0005~0.0030、Zr:0.0005~0.0030、Mg:0.0005~0.0030の内の1種または2種以上を更に含有してもよい。6本発明の一態様に係る高周波焼入れ用粗形材は、上記1から5のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼の組成を持ち、前記高周波焼入れ用粗形材に含まれる平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数が40個/mm2以下である。7本発明の一態様に係る高周波焼入れ用粗形材の製造方法は、上記1から5いずれかに記載の高周波焼入れ用鋼を用いて、温間加工または熱間加工、冷却、焼鈍の工程を順次行い、前記焼鈍で焼鈍温度を680~800°C、焼鈍時間を10~360分の条件で行う。8上記7に記載の高周波焼入れ鋼部品の製造方法で、前記冷却中の、750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度が300°C/時以下であってもよい。9本発明の一態様に係る高周波焼入れ用粗形材の製造方法は、上記1から5いずれかに記載の高周波焼入れ用鋼を用いて、熱間加工、冷却の工程を順次行い、前記冷却中の、750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度が300°C/時以下である。10本発明の一態様に係る高周波焼入れ鋼部品は、上記1から5いずれかに記載の高周波焼入れ用鋼を用いて製造され、前記高周波焼入れ鋼部品の最表面から50μm深さの表層硬化部の硬さがHV650以上であり、非高周波焼入れ部の硬さがHV180以上であり、前記非高周波焼入れ部に存在している平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数が40個/mm2以下である。本発明の各態様に係る高周波焼入れ用鋼、高周波焼入れ用粗形材、その製造方法、及び高周波焼入れ鋼部品によれば、高周波焼入れ処理した鋼部品の疲労強度歯面疲労強度、歯元疲労強度等が浸炭処理材と同等以上であり、同時に部品成型時の加工性も高い。このため、浸炭処理を高周波処理によって代替することが可能となる。これにより、表面硬化処理を連続化でき、環境への負担を低化でき、部品精度を向上できる。このため、自動車等の動力伝達部品たとえば、歯車、軸受、シャフト、CVTシーブ等の生産方法の改良を介して、自動車等の低コスト化、環境負荷低減、高性能化に大きく貢献できる。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、高周波焼入れ鋼で浸炭鋼に匹敵する疲労強度を実現する方法を考察した結果、以下の知見を得た。a高周波焼入れ処理を行う粗形材の炭素量を増加するほど300°C焼戻し硬さが上昇し、0.75を超えてCを添加すると浸炭部品に匹敵する300°C焼戻し硬さが得られる。これによって、高周波焼入れ処理された部品においても浸炭処理部品に匹敵する歯面疲労強度を確保することができる。b鋼の炭素量が0.75を超える場合、部品成型加工切削、冷鍛前の粗形材の組織はほとんどがパーライト組織となる。このため、粗形材の硬さに対して、パーライト組織の強度パーライトラメラ間隔に関係するが支配的な影響を持つ。c部品成型加工前の粗形材の製造過程で適切な焼鈍を施すことによって、微細なパーライトラメラを崩して軟質化することができ、加工性を改善することができる。d一方、部品成型加工前の粗形材を熱間加工によって製造する場合、熱間加工後の冷却を適切に行うことによって、パーライトラメラ間隔を大きくし、軟質化することができ、加工性を改善することができる。e上記cdの組み合わせにより、粗形材を更に軟質化することができ、さらなる加工性の改善、あるいは焼鈍時間の短縮が可能となる。f従来鋼よりもAl添加量を大幅に増加し、同時にN量を抑制して、固溶Al量を確保することによって、切削加工時の工具寿命を大幅に増加し、粗形材の被削性を改善することができる。従来の技術では鋼の炭素量を増加すると粗形材の硬さが上昇して切削加工ができなくなっていた。一方、本発明によると、十分な固溶Al量を確保することによって、粗形材の硬さが上昇しても切削加工が可能となり、鋼の炭素量を増加することが可能となる。gCrはθ炭化物セメンタイト中に濃化してθ炭化物を安定化することによって、高周波焼入れ時に炭化物のオーステナイトへの溶け込みを阻害し、硬化層の硬さムラの原因となる。このため、Crを添加する場合は、その添加量を制限する。V、Nb、Tiを添加する場合、過剰の添加はCrと同様に硬化層の硬さムラの原因となるのみならず、粗形材硬さも上昇し、加工性が低下するので添加量を制限する。h高周波焼入れ用鋼から粗形材を製造する際の焼鈍の条件によっては、粗形材内に黒鉛粒が発生する場合がある。上記粗形材に対して切削加工及び/または冷間加工を行う際に、粗形材内に一定以上のサイズの黒鉛粒が一定量以上存在していると、高周波焼入れの短時間加熱では黒鉛粒がオーステナイト中に十分に溶け込まないため、硬化層の硬さムラの原因となる。更に、黒鉛粒がオーステナイトに溶け込んだ場合でも、黒鉛粒の存在していた位置にボイドが残り、部品の特性を低下させる場合がある。これらの理由により、粗形材内の黒鉛の析出量を制限する必要がある。以下、本発明について詳細に説明する。まず、本発明の一態様に係る高周波焼入れ用鋼の各成分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:0.75超~1.20Cは高周波焼入れ後の表面硬さを確保する作用と、部品の心部の硬さを確保するために添加する。通常、浸炭処理された部品の表面炭素量は0.80程度である。高周波焼入れ鋼部品において浸炭部品と同等の歯面疲労強度300°C焼戻し硬さを得るためには、高周波焼入れ用鋼の炭素量を従来の場合よりも増加する必要がある。添加量が少ないと浸炭部品に匹敵する歯面疲労強度が得られないので、炭素量は0.75を超えて添加する必要がある。Cを1.20を超えて添加すると粗形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、0.75超~1.20の範囲にする必要がある。C量の好適な範囲は0.76~0.90である。Si:0.002~3.00Siは高炭素鋼に添加された場合、焼戻し時に析出するε炭化物から比較的粗大なθ炭化物への遷移を抑制し、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。これによって鋼の歯面疲労強度が向上する。この効果を得るために、本発明の高周波焼入れ用鋼には、Siを0.002以上添加する必要がある。この効果はSiの添加量が多いほど大きいが、3.00を超えて添加すると粗形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。また、Siはフェライトを安定化するため、3.00を超えて添加すると高周波焼入れ時にフェライトが残留し、均一なオーステナイト相が得られなくなり、この結果として、焼入れ後に均一なマルテンサイト組織が得られなくなる。従って、Si量を0.002~3.00の範囲にする必要がある。Si量の好適な範囲は0.20~1.50である。特に黒鉛量を規制する必要がある場合は、Si量を0.50未満にしてもよい。Mn:0.20~2.00Mnは鋼の焼入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有効である。この効果を得るために、本発明の高周波焼入れ用鋼にはMnを0.20以上添加する必要がある。一方、2.00を超えて添加すると粗形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、Mn量を0.20~2.00の範囲にする必要がある。Mn量の好適な範囲は0.30~1.00である。S:0.002~0.100S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。この効果を得るために、本発明の高周波焼入れ用鋼にはSを0.002以上添加する必要がある。一方、0.100を超えて添加するとMnSが疲労亀裂の伝播経路となることによって歯車等の製品の曲げ疲労強度が低下する。従って、S量を0.002~0.100の範囲にする必要がある。S量の好適な範囲は0.010~0.050である。Al:0.050超~3.00Alが粗形材中において固溶状態にある場合、粗形材の切削加工において工具寿命を顕著に改善する効果を持つ。これは、粗形材の固溶Alが切削中に酸素と反応して硬質のAl2O3の被膜を形成し、この被膜が工具の摩耗を抑制するためである。この工具を保護するAl2O3の被膜は、粗形材の固溶Alが大気中の酸素、又は切削油中の酸素、又は工具表面のホモ処理膜Fe3O4中の酸素と反応して形成される。ホモ処理膜とは水蒸気処理とも言われ、工具に耐食性などを付与するために、水蒸気中で熱処理を行うことによって生成された、厚さ数μmの鉄酸化膜である参考:日本熱処理技術協会編著:熱処理技術便覧日刊工業新聞社、東京、2000年発行、P569記載。工具を保護するこの被膜が存在することにより、被切削物粗形材と工具との直接接触が妨げられ、工具の凝着摩耗が抑制される。従来技術においては、粗形材の硬さが上昇すると工具摩耗が顕著に増加するため、粗形材の炭素量の増加は実用上不可能であった。一方、本発明では、Alを多量に添加することによって粗形材の硬さの上昇に対する工具摩耗の増加量が抑制されるため、従来技術よりも高周波焼入れ用鋼の炭素量を増加しても工業生産が可能となる。また、Alは低温焼戻しマルテンサイト鋼の焼戻し挙動に対してSiと同様の効果を持ち、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である。この効果を得るために、本発明の高周波焼入れ用鋼には、Alを0.050超、添加する必要がある。一方、Alはフェライトを安定化するため、3.00を超えて添加すると高周波焼入れ時にフェライトが残留し、均一なオーステナイト相が得られなくなる。この結果として、焼入れ後に均一なマルテンサイト組織が得られなくなる。従って、Al量を0.050超~3.00の範囲にする必要がある。Al量の好適な範囲は0.100~1.00である。P:0.050以下Pは、不可避的不純物であり、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ることによっ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。このため、本発明では、高周波焼入れ用鋼のP量を0.050以下の範囲にする必要がある。本発明の課題に関して特にP量の下限は無いが、P量を0.001以下に制限するには過剰なコストがかかる。したがって、P量の好適な範囲は0.001~0.015である。N:0.0200以下Nは鋼中でAlと結合してAlNを形成し、AlNがオーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって粒成長を抑制し、組織の粗大化を防止する働きがある。一般に、高周波加熱は加熱時間が極めて短時間であるため、積極的にAlNを利用しない場合でも結晶粒は粗大化しにくい。しかしながら結晶粒の微細化を積極的に図りたい場合はNを積極的に添加しても良い。一方、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。このため、本発明では、高周波焼入れ用鋼のN量を0.0200以下に制限する必要がある。N量の好適な範囲は0.0050~0.0120である。O:0.0030以下Oは酸化物系介在物を形成し、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。このため本発明では、高周波焼入れ用鋼のO量を0.0030以下に制限する必要がある。本発明の課題に関して特にO量の下限は無いが、O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、O量の好適な範囲は0.0001~0.0015以下である。B:0.0005~0.0050Bは必要に応じて本発明の高周波焼入れ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、微量で鋼の焼入性を大きく高める効果があるため、浸炭焼入れ時にマルテンサイト組織を得るために有効な元素である。この効果を得るために、本発明では、高周波焼入れ用鋼に0.0005以上のBを添加してもよい。一方、0.0050を超えて添加しても効果が飽和する。従ってBを添加する場合、B量を0.0005~0.0050の範囲にする。B量の好適な範囲は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を形成し、固溶B量が減少することによって焼入性を高める効果が得られない場合があるため、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。Cr:0.05~0.30未満Crは必要に応じて本発明の高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。Crはパーライト変態にあたって、ラメラ間隔を顕著に微細化させる効果があるので、粗形材の硬さが大きく増加し、加工性を劣化させる。また、θ炭化物中に濃化して安定化することによって、高周波焼入れ時の炭化物のオーステナイトへの溶け込みを阻害し、硬化層の硬さムラの原因となる。従って、Crを添加する場合は、Cr添加量を0.30未満に制限する。一方、Si、Al添加量が多く、かつ焼鈍時間が長い場合にはθ炭化物が黒鉛化し、高周波焼入れ性が低下する場合がある。このため、これを防ぐ目的で、本発明では、高周波焼入れ用鋼にCrを少量添加しても良い。黒鉛化の防止に必要なCr量の下限値は0.05である。従って、Crを添加する場合は、Cr添加量を0.05~0.30未満の範囲にする。Cr量の好適な範囲は0.10~0.20である。Mo:0.01~1.00Moは必要に応じて本発明の高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。Moは鋼の焼入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有効な元素である。この効果を得るために、Moを0.01以上添加してもよい。一方、1.00を超えて添加すると添加コストが過大となるとともに、粗形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ため、工業生産上望ましくない。従ってMoを添加する場合、Mo量を0.01~1.00の範囲にする。Mo量の好適な範囲は0.10~0.60である。また、特に切削鍛造時の加工性を少しでも劣化させずに、できるだけ焼入れ性を高めたいという場合は、Moを微量に添加することが好ましい。すなわち、添加量を0.01~0.05未満の範囲にすれば、粗形材の硬さの上昇による加工性の低下は実質上無視できるほど小さなものとなり、なおかつ明確な焼入れ性向上効果も得られる。この理由は、Moは少量の添加でも比較的大きな焼入れ性向上効果を示す元素であるからである。特にBを複合添加すれば、微量の添加でも焼入れ性向上効果に対して大きな複合添加効果が得られる。Cu:0.05~1.00Cuは必要に応じて本発明の高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。Cuは鋼の焼入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有効である。この効果を得るために、Cuを0.05以上添加してもよい。しかしながら1.00を超えて添加すると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、Cuを添加する場合、添加量を0.05~1.00の範囲にする。添加Cu量の好適な範囲は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高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。Niは鋼の焼入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有効な元素である。この効果を得るために、Niを0.05以上添加してもよい。一方、2.00を超えて添加すると添加コストが過大となり、工業生産上望ましくない。従って、Niを添加する場合、添加量を0.05~2.00の範囲にする。Ni量の好適な範囲は0.40~1.60である。V:0.005~0.20未満Vは必要に応じて本発明の高周波焼入れ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を形成し、VC、Nがオーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るために、Vを0.005以上添加してもよい。一方、0.20以上添加すると粗形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。また、VC、Nの生成量が過大となり、高周波焼入れ時に硬化層の硬さムラの原因となる。従って、Vを添加する場合、添加量を0.005~0.20未満の範囲にする。V量の好適な範囲は0.05~0.10である。Nb:0.005~0.10Nbは必要に応じて本発明の高周波焼入れ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を形成し、NbC、Nがオーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るために、Nbを0.005以上添加してもよい。一方、0.10を超えて添加すると粗形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。また、NbC、Nの生成量が過大となり、高周波焼入れ時に硬化層の硬さムラの原因となる。従って、Nbを添加する場合、添加量を0.005~0.10の範囲にする。Nb量の好適な範囲は0.010~0.050である。Ti:0.005~0.10Tiは必要に応じて本発明の高周波焼入れ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を形成し、TiC、Nがオーステナイト結晶粒界をピン止めすることによって粒成長を抑制することによって組織の粗大化を防止する働きがある。この効果を得るために、Tiを0.005以上添加してもよい。一方、0.10を超えて添加すると粗形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。また、TiC、Nの生成量が過大となり、高周波焼入れ時に硬化層の硬さムラの原因となる。従って、Tiを添加する場合、添加量を0.005~0.50の範囲にする。Ti量の好適な範囲は0.015~0.050である。Ca、Zr、Mg:0.0005~0.0030Ca、Zr、Mgは必要に応じて本発明の高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。Ca、Zr、Mgは、共に、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、Zr、Mgのいずれか1種又は2種以上をそれぞれ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、Ca、Zr、Mgを添加する場合、添加量は0.0005~0.0030の範囲にする。Ca、Zr、Mg合計添加量の好適な範囲は0.0008~0.0020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高周波焼入れ用鋼に添加可能な任意成分である。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。Al-27/14×N>0.050前述のように、Alは鋼中において固溶状態にある場合、鋼部品の切削加工において工具寿命を顕著に改善する効果を持つので、0.050超~3.00の範囲で添加する。一方、Alは鋼中のNと結びついてAlNを形成し、析出物の形態を取る場合がある。しかしながら析出物として存在しているAlは工具寿命の改善に有効ではない。特に本発明のように、熱間鍛造後に徐冷を行う場合や、切削加工前に焼鈍を施す場合は、熱間鍛造後に放冷する工程に比べてAlNが析出しやすい。従って、固溶状態のAl量を確実に確保するためには、AlをAlNを形成すると予測される量よりも過剰に添加する必要があり、そのためにはAlとNとの関係式を規定する必要がある。すなわち、固溶Al量の指標の式であるAl-27/14×Nの値が0.050を超えていれば、確実に工具寿命の改善効果を得ることができる。本発明の高周波焼入れ用鋼についてAl-27/14×Nの理論的な上限値は3.00であり、好適範囲は0.100~1.00である。本発明の一態様に係る高周波焼入れ用粗形材では、鋼成分および焼鈍条件の調整によって、十分な歯面疲労強度と加工性を両立する。また、粗大な黒鉛粒の発生を抑制し、平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数を40個/mm2以下とする。粗形材中の黒鉛粒の量がこの範囲であれば、この粗形材に高周波焼入れを行った後、硬化層の硬度が均一になり、黒鉛粒に起因するボイドの発生を抑制できる。本発明に係る高周波焼入れ用鋼を用いて粗形材を製造する際に、適切な条件で焼鈍を行えば、平均粒径0.5μm以上の黒鉛粒の個数を0個/mm2とすることも可能である。つまり、鋼組成によっては、鋳造後、過度の除冷を行ったり、焼鈍温度600°C~720°Cの温度域で、300分以上の焼鈍を行うと黒鉛が生成する可能性があるので、このような温度域で過度に長時間の焼鈍を行うことを避ければ、黒鉛の生成を抑制することができる。高温、長時間の焼鈍を行う場合、高周波焼入れ用鋼の組成を調整し、下の1式で規定される黒鉛化定数CEを1.8以下にすることが好ましい。特に高温の焼鈍を行う場合は、CEを1.28以下にすることが更に好ましい。CE=CSi/3-Mn/12Al/6Cu/9Ni/9-Cr/9-Mo/9B...1なお、式1で、C、Si、Mn、Al、Cu、Ni、Cr、Mo、Bは、高周波焼入れ用鋼に含まれる各元素の質量を示す。本発明の一態様に係る高周波焼入れ粗形材の製造方法では、上記の組成を持つ高周波焼入れ用鋼に対して、温間加工または熱間加工、冷却、焼鈍、の工程を順次行う。上記焼鈍の加熱温度は680~800°C、加熱時間は10~360分の条件で行う。これらの条件を用いる理由を以下に説明する。温間加工の例としては温間鍛造、熱間加工の例としては熱間鍛造、或いは熱間圧延が挙げられる。従来技術に係る炭素量が比較的少ない鋼に温間加工または熱間加工を施して粗形材を製造すると、この粗形材の組織は主に95以上フェライト又はパーライト組織となる。この場合、粗形材の硬さは軟質なフェライトの量や、フェライト自体の硬さに大きく影響を受ける。このような粗形材を軟質化させる対策としては、加工と熱処理を組み合わせてフェライト分率を大きくする方法や、フェライトを固溶強化する元素の添加量を抑制する方法等がある。これに対して、本発明の高周波焼入れ用鋼では炭素量が0.75を超える。このため、この鋼を用いて、粗形材を温間鍛造、熱間鍛造、または熱間圧延のいずれによって製造しても、粗形材の組織は大部分がパーライトでごく少量のフェライト組織を含むか、又は実質的に全て95以上がパーライト組織となる。従って、このような粗形材の強度にはパーライト組織の強度が支配的な影響を持つ。パーライト組織の強度はパーライトのラメラ間隔に関係する。パーライトを主に含む鋼の軟質化のためには焼鈍によって微細なパーライトラメラの形態を変化させ、θ炭化物が粗分散した組織にすることが極めて有効である。すなわち、焼鈍による軟質化の効果は、低中炭素鋼のフェライト及びパーライト組織の場合よりも、高炭素鋼のパーライト組織の場合の方が大きい。また、焼鈍の加熱温度が低いとパーライトラメラの形態がほとんど変化しないために十分な軟質化効果が得られない。このため、680°C以上の温度で焼鈍を行う必要がある。一般に、加熱温度が高いほど微細なパーライトラメラが崩れるとともにθ炭化物が粗分散する。しかし焼鈍温度が800°Cを超える場合は、オーステナイトの生成量が多くなり、焼鈍温度から冷却されるときに再び微細なラメラを持つパーライトに変態するため、軟質化効果が得られなくなる。従って、焼鈍温度を680~800°Cの範囲にする必要がある。好適な焼鈍温度の範囲は700~770°Cである。焼鈍の加熱時間が短すぎるとパーライトラメラの形態がほとんど変化しないために十分な軟質化効果が得られないため、焼鈍の加熱を10分以上行う必要がある。他方、焼鈍の加熱を360分を超えて行う場合は生産性が低下するため、工業生産上望ましくない。従って、焼鈍の加熱時間は10~360分の範囲にする必要がある。焼鈍の加熱時間の好適な範囲は30~300分である。なお、焼鈍後の冷却条件については特に規定しないが、小さい冷却速度で冷却徐冷した方が鋼がより軟質化されるため、必要に応じて徐冷を行うことが望ましい。750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度の好適な範囲は300°C/時以下である。本発明の別の一態様に係る高周波焼入れ用粗形材の製造方法では、上記の組成を持つ高周波焼入れ用鋼に対して、熱間加工、冷却、の工程を順次行う。上記熱間加工に引き続く冷却工程において、750~650°Cの温度範囲の平均冷却速度が300°C/時以下とする。この態様では、必ずしも焼鈍は行わない。この冷却条件を用いる理由を、以下に述べる。上述のように、粗形材の硬さはパーライト組織の強度の影響パーライトラメラ間隔が支配的であり、その軟質化のためには焼鈍が極めて有効である。しかしながら、部品の製造コストや生産性の改善のためには、焼鈍を省略した方が有利である。このため、熱間鍛造、或いは熱間圧延の熱間加工に引き続く冷却速度を調整し、パーライト変態温度域を徐冷し、高温でパーライト変態をさせることによってパーライトラメラ間隔を増加させ、鋼組織を軟質化することもできる。また、このような徐冷を行うことによって、パーライト変態が完了した後にも引き続いて高温域に滞留することになるため、焼鈍と同様の効果も得ることができる。徐冷を行う温度範囲が750°Cを超える場合はパーライト変態が起こり得ない温度域を徐冷することになるので軟質化の効果が得られない。また徐冷を行う温度範囲が650°C未満の場合は、パーライト変態が低温で開始することになる。このため、パーライトラメラ間隔の増加が不十分となり、軟質化も不十分となるだけでなく、徐冷によるパーライト変態後の焼鈍効果も小さくなる。従って、徐冷を行う温度範囲を750~650°Cの範囲にする必要がある。徐冷を行う温度範囲の好適な範囲は740~680°Cの範囲である。また、平均冷却速度が300°C/時を超える場合はパーライト変態が完了した後に引き続いて高温域に滞留させる時間が不足して焼鈍効果が小さくなる。従って、徐冷を行う温度範囲での平均冷却速度を300°C/時以下にする必要がある。徐冷を行う温度範囲での平均冷却速度の好適な範囲は200°C/時以下である。上記で限定した冷却速度は750~650°Cの間の平均冷却速度であって、必ずしも連続的に冷却を行う必要はなく、上記の諸条件を満足する条件であれば冷却の過程で一定温度に保定期間があっても良い。生産性を確保するため、平均冷却速度の下限は80°C/時以上が好ましい。上記のように徐冷を行う場合、冷却後の焼鈍を行わなくても良いが、徐冷に前述の条件の焼鈍を組み合わせて行っても良い。この場合、徐冷や焼鈍を単独で行う場合よりもさらに大きな軟質化の効果が得られる。本発明の一態様に係る高周波焼入れ鋼部品は、上記のいずれかの製造方法で製造した高周波焼入れ用粗形材に対して、切削加工および/または冷間加工、高周波焼入れを施し、必要に応じて更に低温焼戻し処理を施して製造する。この鋼部品は、最表面から50μm深さの表層硬化部の硬さがHV650以上、かつ非高周波焼入れ部の硬さがHV180以上となるように製造する。これらの限定の理由を以下に説明する。本発明の鋼部品の例としては、自動車、建機農機、発電用風車、その他の産業機械等に使用されている動力伝達部品たとえば、歯車、軸受、CVTシーブ、シャフト等が挙げられる。CVTシーブ、軸受類といった部品には、疲労特性や耐摩耗性を与えるために、表面硬化処理が施される。本発明に係る鋼部品では、高周波焼入れ処理がこの表面硬化処理に相当する。この処理によって浸炭部品に匹敵する疲労特性や耐摩耗性を確保するためには、表層の硬さを浸炭部品の程度に高める必要がある。表層の硬さの代表値として最表面から50μmの深さの硬さを選んだ。この部位の硬さがHV650以上であれば通常の浸炭部品に匹敵する硬さと判断でき、この場合、浸炭部品に匹敵する疲労特性や耐摩耗性を得ることができる。本発明に係る鋼組成及び製造方法で得られる部品の高周波焼入れ部の硬さの好適な上限はHV950程度である。上記部位の硬さの好適な範囲はHV700以上である。高周波焼入れ電磁誘導焼入れの処理条件の詳細は部品形状等によって異り、公知の一般的方法を用いることが出来る。本発明に適合する高周波焼入れの例として、例えば、リング状のコイルを用いて周波数10~500kHz、処理時間0.1~20秒の条件で電磁誘導による焼入れを行い、その後水冷による焼入れを行い、硬化深さを0.2~2.5mmとする条件を用いることができる。電磁誘導による加熱を行う際には、硬化層深さの均質化や歯車の輪郭焼入れのために被処理部品を100~2000rpmで回転させても良い。また、急速短時間の加熱を行うため、予め低周波電磁誘導によってA1点以下温度域に予熱を行っても良い。高周波焼入れによる硬化は、処理条件によって、高周波焼入れ鋼部品の表面から深さ0.1mm~3mm程度の範囲まで及ぼすことができ、これ以上の深さの鋼内部芯部では有意な硬化は起こらない。このような非硬化部分を非高周波焼入れ部とする。従って、非高周波焼入れ部の硬さは、高周波焼入れ前の粗形材の硬さと実質的に同等である。この非高周波焼入れ部の硬さは、内部起点の疲労強度や、歯車の低サイクル疲労強度に関係するため、過度に低すぎるのは望ましくない。一方、高周波焼入れ鋼部品全体の強度は、高周波焼入れ深さを調整することによっても向上できるため、通常浸炭部品と比較すれば、内部の硬度がある程度低くても良い。特に低サイクル疲労強度を担保するために、非高周波焼入れ部の硬さをHV180以上にする必要があり、その好適範囲はHV200以上である。本発明に係る粗形材は、硬度が高くても、固溶Alの効果によって十分な加工性が維持できるため、非高周波焼入れ部の硬さを十分に確保することが可能となる。焼入れ前の加工性を担保するために、本発明に係る鋼部品の非高周波焼入れ部の硬さの好適な上限はHV240である。本発明の上記態様に係る高周波焼入れ鋼部品に対して、高周波焼入れ処理後、又は高周波焼入れ及び低温焼戻し300°C以下後に、ショットピーニング処理を行っても良い。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、進展を抑制するため、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。以下に、実施例により本発明を更に説明する。表1に示す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、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45mmの棒鋼形状の高周波焼入れ用鋼とした。表1の比較鋼の網掛け、下線部分は本発明の範囲外であることを示す。表1で、各元素の-は無添加を意味する。表中の下線は、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、熱間圧延鋼高周波焼入れ用鋼に対して表2の条件で熱間加工又は温間加工シミュレートを行った。熱間加工シミュレートにおける加熱温度は1250°C、温間加工シミュレートにおける加熱温度は750°Cとした。また、熱間加工又は温間加工シミュレートの後、必要に応じて表2の条件で焼鈍処理を行った。こうして作成した粗形材のサンプルから、45φ×15mmの円盤形状の被削性評価用試験片、大径部試験部26φのローラーピッチング試験片を作成した。各試験水準の円盤試験片のうち、1本ずつについて、直径方向断面における直径の1/4部の位置のビッカース硬さ測定した。粗形材の硬さがHV240超のものは加工性冷鍛性、被削性に劣ると判定した。表2の熱間加工又は温間加工後の冷却速度は、750~650°Cの温度範囲での平均冷却速度を示す。表2の、鋼No.、熱鍛後の冷却速度、熱鍛後徐冷の終了温度、焼鈍条件、硬化層の硬さ、非高周波焼入れ部の硬さの下線は本発明の範囲外であることを意味する。粗形材の硬さ、粗形材を切削、加工する時の工具寿命、高周波焼入れ鋼部品の硬化層の300°C焼戻し硬さ、ローラーピッチング疲労強度の下線は目標未達成であることを意味する。上記の円盤試験片に対して、表3に示す条件で被削性の評価試験工具寿命の測定を行った。被削性評価試験の条件は、ドリルによる穴の総深さが1000mmに達する最大の切削速度m/minを求めることにより、工具寿命の指標とした。この指標が70m/minに達しないものは被削性に劣ると判定した。上記のローラーピッチング試験片に対して、大径部試験部に硬化層深さが2mmとなる条件で高周波焼入れ処理を行い、引き続いて150°C×90分の条件で焼戻し処理を行った後、疲労試験の試験精度を向上するため、つかみ部に仕上げ加工を施した。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2600MPaに達しないものは歯面疲労強度が劣ると判定した。各製造No.につき、上記の高周波焼入れ焼戻し処理を行った各試験水準のローラーピッチング試験片の1本の大径部を切断し、断面において表層から50μmの部位のビッカース硬さ測定を行った。この測定結果を焼入れ硬化層の硬さとした。各製造No.につき、別の1本づつの試験片について更に300°C×90分の条件で焼戻しを行い、大径部を切断し、断面において表層から50μmの部位のビッカース硬さ測定を行うことによって300°C焼戻し硬さを求めた。300°C焼戻し硬さがHV630に達しないものは300°C焼戻し硬さに劣り、ひいては歯面疲労強度に劣ると判定した。これらの評価結果を表2に示す。製造No.1~25の本発明例はいずれも目標を達成しており、優れた加工性を持ち、かつ歯面疲労強度も十分であった。一方、製造No.26は、鋼成分に関しては本発明の範囲内だったが、熱鍛後の徐冷も焼鈍も行っていないため粗形材の硬さが高く、加工性が劣っていた。製造No.27は焼鈍温度が低すぎ、製造No.28は焼鈍温度が高すぎるので粗形材の硬さが高く、加工性が劣っていた。製造No.29は熱鍛後の冷却速度が大きすぎ、また焼鈍温度も低すぎるため粗形材の硬さが高く、加工性に劣っていた。製造No.30、31は炭素量が少ないため粗形材の硬さが低く、加工性は優れているが、300°C焼戻し硬さが低く、ローラーピッチング疲労強度も低かった。製造No.32はCrの添加量が多すぎるため徐冷や焼鈍による軟質化効果が十分に得られず、加工性が劣る。さらに、高周波焼入れ時の炭化物のオーステナイトへの溶け込みが不十分であるため、十分な硬化層の硬さが得られず、その影響で300°C焼戻し硬さも低く、ローラーピッチング疲労強度も低かった。製造No.33はVの添加量が多すぎるため徐冷や焼鈍による軟質化効果が十分に得られず、加工性が劣る。さらに、高周波焼入れ時の炭化物のオーステナイトへの溶け込みが不十分であるため、十分な硬化層の硬さが得られず、その影響で300°C焼戻し硬さも低く、ローラーピッチング疲労強度も低かった。製造No.34、35、36はAlの添加量が少なすぎるため、固溶Alによる工具寿命の改善効果を得ることができなかった。このため、粗形材の硬さが低かったのにも関わらず切削加工時の工具寿命が劣っていた。製造No.37はCの添加量が多すぎたため徐冷や焼鈍を施しても目標の値まで軟質化させることができず、加工性が劣っていた。製造No.38について、鋼Vの個々の鋼成分に関しては本発明の範囲だったが、CE値が本発明の推奨値を超えていた。このため、粗形材の段階で本発明の範囲を超える数の黒鉛が析出していた。これにより、高周波焼入れ後の硬化層の硬さ、及び硬化層の300°C硬さが不足していた。さらに、硬化層において、元々黒鉛粒のあった位置にボイドが生成するため、ローラーピッチング疲労強度も低かった。製造No.39は鋼成分系に関しては本発明の範囲だったが、粗形材を作成する際の焼鈍時間が非常に長かったため、本発明の範囲を超える数の黒鉛が析出していた。これにより、高周波焼入れご後硬化層の硬さ、及び硬化層の300°C硬さが不足していた。また、黒鉛の析出によって粗形材の硬さが低下したことにより、高周波焼入れ後の非高周波焼入れ部の硬さも必然的に低く、かつ硬化層にボイドが存在していたことにより、ローラーピッチング疲労強度も低かった。