C:0.40~0.65質量の意味、化学成分について以下同じ、Si:0.010~0.50、Mn:1.0~2.0、P:0.03以下0を含まない、S:0.002~0.10、Cr:0.010~0.3、Al:0.06~0.50、B:0.0050~0.010、N:0.010~0.030、を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、窒化物を0.010以上有し、且つ、鋼の金属組織が、パーライト、およびベイナイトを有し、更にフェライトを有していてもよく、全組織に対するパーライト、及びベイナイトの合計面積率は95面積以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率は、フェライトは1面積以下0面積を含む、ベイナイトは20~50面積であることを特徴とする被削性に優れた高周波焼入れ用鋼。更に他の元素として、Mo:1.0以下0を含まないを含有するものである請求項1に記載の高周波焼入れ用鋼。更に他の元素として、Ti:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、及びV:0.2以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものである請求項1または2に記載の高周波焼入れ用鋼。更に他の元素として、Cu:3以下0を含まない、および/またはNi:3以下0を含まないを含有するものである請求項1~3のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。更に他の元素として、Ca:0.005以下0を含まない、Mg:0.005以下0を含まない、Li:0.001以下0を含まない、およびREM:0.0010以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものである請求項1~4のいずれかに記載の高周波焼入れ用鋼。請求項1~5のいずれかに記載の成分組成を満足する鋼を、850~1250°Cの温度域で熱間加工した後、前記温度域から700°Cまでの温度域を0.05~0.5°C/sの平均冷却速度で冷却した後、700~500°Cまでの温度域を1.0~5.0°C/sの平均冷却速度で冷却することを特徴とする被削性に優れた高周波焼入れ用鋼の製造方法。本発明はこのような事情に着目してなされたものであって、その目的は、切削加工時の被削性断続切削性と連続切削性と、連続切削加工によって発生する切り屑の分断性とに優れた特性を有すると共に、部品形状に切削加工し、高周波焼入れ後の鋼部品に要求される高い硬度表層部と内部のビッカース硬度や高い疲労特性回転曲げ疲労特性を確保できる高周波焼入れ用鋼、およびその製造方法を提供することにある。上記課題を解決し得た本発明とは、C:0.40~0.65質量の意味、化学成分について以下同じ、Si:0.010~0.50、Mn:1.0~2.0、P:0.03以下0を含まない、S:0.002~0.10、Cr:0.010~0.3、Al:0.06~0.50、B:0.0050~0.010、N:0.010~0.030、を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、窒化物を0.010以上有し、且つ、鋼の金属組織が、パーライト、およびベイナイトを有し、更にフェライトを有していてもよく、全組織に対するパーライト、及びベイナイトの合計面積率は95面積以上であって、且つ全組織に対するフェライト、及びベイナイトの各面積率は、フェライトは1面積以下0面積を含む、ベイナイトは20~50面積であることに要旨を有する高周波焼入れ用鋼である。本発明では更に他の元素として、Mo:1.0以下0を含まないを含有するものであることも好ましく、また更に他の元素として、Ti:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、及びV:0.2以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種の元素を含有するものであることも好ましい実施態様である。更に他の元素として、Cu:3以下0を含まない、および/またはNi:3以下0を含まないを含有するものであることも好ましく、また更に他の元素として、Ca:0.005以下0を含まない、Mg:0.005以下0を含まない、Li:0.001以下0を含まない、およびREM:0.0010以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種を含有するものも好ましい実施態様の一つである。また上記課題を解決し得た本発明に係る高周波焼入れ用鋼の製造方法は、上記成分組成を満足する鋼を、850~1250°Cの温度域で熱間加工した後、前記温度域から700°Cまでの温度域を0.05~0.5°C/sの平均冷却速度で冷却した後、700~500°Cまでの温度域を1.0~5.0°C/sの平均冷却速度で冷却することに要旨を有するものである。本発明によれば、鋼の成分組成や窒化物量を規定すると共に、鋼の金属組織の割合を適切に制御することによって、切削加工時の被削性に優れ、しかも鋼部品の強度鋼部品の表層、及び内部の硬度と疲労特性を含むにも優れた高周波焼入れ用鋼を提供できる。本発明の高周波焼入れ用鋼は、切削加工したときの被削性、特に、断続切削や連続切削したときの工具寿命が良好であり、しかも連続切削加工時に発生する切り屑の分断性にも優れている。更に切削加工後、高周波焼入れして形成された鋼部品は、硬度や疲労特性も確保できている。本発明者らは、断続切削と連続切削の被削性と連続切削時の切り屑分断性が良好で、しかも切削加工後に高周波焼入れすることによって鋼部品として要求されるビッカース硬度と疲労特性を確保できる高周波焼入れ用鋼を提供するために検討を重ねてきた。その結果、鋼の成分組成を適切に調整特にNと、Al、Bの複合添加、及び、MnとBの添加量増加したうえで、鋼の金属組織を適切に制御全金属組織に占めるパーライト、及びベイナイトの面積率、更にフェライトを含むときはフェライトの面積率を適切に制御し、更に鋼材中の窒化物を特定の範囲に制御することによって、これらの特性を全て兼ね備えた高周波焼入れ用鋼を提供できることを見出し、本発明を完成した。以下、本発明に至った経緯について順次説明した後、本発明の高周波焼入れ用鋼について説明する。鋼部品の強度を確保するために高周波焼入れ処理をした場合、鋼の表面付近の硬度は向上するものの、内部硬度は高周波焼入れの前後で変化しないことから、浸炭処理した場合と同等の表面硬度と内部硬度を得るためには、鋼の内部硬度を向上させることが必要である。鋼の金属組織については、ベイナイトが鋼の高強度化に有効であることが一般に知られている。そこで鋼の金属組織のベイナイト比率を高めれば、内部硬度と疲労特性の向上は可能である。ところが、ベイナイトは硬質相であるため、高強度化に寄与する一方で被削性を低下させるため、要求される金属組織としても連続切削性と断続切削性は改善されない。まず、本発明者らは連続切削性と断続切削性について検討した。軸物等に行われる連続切削時には、切削工具は常に鋼材被削物と高温、高圧下で接触状態にあるため、工具刃先が欠損し易いことは一般に知られている。この点についてより詳細に検討したところ、連続切削性が劣化するのは鋼材の切削前の初期硬度だけでなく、切削による加工硬化に起因することがわかった。そこで鋼材が切削によって生じる加工硬化を抑制できれば、鋼材の硬度を低下させることなく被削性を向上できるとの考えに基づき検討を重ねた。その結果、鋼材の加工硬化が顕著になるのは、鋼材の軟質相への歪みの局在化に起因することがわかった。即ち、硬質相ベイナイト、マルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどと、軟質相フェライトが混在している場合、軟質相に変形が集中しやすく、その部分が著しく加工硬化することによって鋼材が硬くなりやすい。そのため、軟質相であるフェライトの生成を抑制することで加工硬化を抑制できるものと考えた。もっとも、硬質相とされる金属組織のうちでも、マルテンサイトと残留オーステナイトの比率が高くなると硬度が高くなりすぎて、工具刃先が損傷し易くなるため、ベイナイトとパーライトの混合組織を主体とし、マルテンサイトと残留オーステナイトを抑制することとした。更にフェライトの比率を減少させると被削性が低下することから、被削性を向上させる技術について検討した結果、フェライト比率を抑制しても、鋼中の窒化物量を増大させることで部品硬さを低下させることなく、被削性を向上できること、そして鋼中の窒化物を増大させると、連続切削した際の切り屑の分断性が良好となり、切り屑が適度に分断されることを見出した。一方、歯車の歯切り加工のように断続切削を行う場合、切削工具は切削と空転を繰り返すが、空転時に高温の工具刃先が大気中の酸素によって酸化されるため、酸化摩耗によって被削性が悪化することがわかった。そこで、工具刃先の酸化を抑制する手段について検討したところ、工具刃先の酸化摩耗を抑制するためには、鋼材中にAlを固溶状態で存在させて鋼材の急速な酸化を防止することで工具刃先の酸化を抑制できるとの知見を得た。しかも上記のように鋼中の窒化物量を増大させておくと、断続切削においても良好な被削性を発揮できることがわかった。このように強度を確保しつつ被削性を改善できるメカニズムについては以下に限定されるものではないが、次のように考えられる。即ち、強度と被削性を改善するためには金属組織のパーライト、及びベイナイトの面積率フェライトを含むときはフェライトの面積率を制御することが有効であるが、フェライト面積率を低減すると被削性が低下してしまう。そこで鋼中の窒化物量を増大させることによって鋼材を脆化させ、切削による鋼材の破断、分離性を高めることができ、被削性が良好となるものと考えられる。しかもこのように鋼材を脆化させることによって、靭性が低下するため切削後の切り屑が分断されやすくなるものと考えられる。そして本発明者らはフェライト面積率を低減して加工硬化を抑制するには、BとMnの添加量を増加させることが有効であること、また被削性と切り屑分断性に有効な窒化物量を増大させるには、NとAl、Bの添加量を増大させること、またフェライトの生成を抑えつつ、窒化物を生成するには製造条件を制御することが有効であることを見出した。本発明は以上の知見に基づきなされたものであってパーライト、およびベイナイトの面積率フェライトを含むときはフェライトの面積率を適切に制御する点、窒化物を積極的に導入する点、鋼の化学成分として特定量のAl、Mn、B、Nの添加を必須とする点に特徴を有している。以下、本発明について具体的に説明する。まず、鋼の金属組織について説明する。金属組織:パーライト、およびベイナイトを有すること上記したようにベイナイトとパーライトは鋼の内部の高硬度化、及び疲労特性向上に寄与する金属組織である。したがって鋼の金属組織を実質的にパーライト、及びベイナイトの混合組織とすることによって、強度を向上させることができる。もっとも上記したように単にパーライトやベイナイトを含む金属組織とするだけでは所望の強度と被削性のバランスが得られないことから、以下で詳述する様に、各組織の面積率、並びに窒化物の導入、及び成分組成等も満足する必要がある。パーライト、及びベイナイトの合計面積率:全組織に対して95面積以上上記したように本発明の鋼の内部強度は、パーライトとベイナイトの混合組織とすることによって発現するものである。このような効果を得るためには、全組織に対するパーライト、及びベイナイトの合計面積率は95面積以上、好ましくは97面積以上、より好ましくは99面積以上である。なお、パーライト、及びベイナイト以外の金属組織には、例えば製造上不可避的に生成し得るフェライト、マルテンサイトや残留オーステナイトなどが含まれるが、これら組織の面積率が高くなると加工硬化によって被削性が劣化することがあるため、全く含まれていなくてもよい。したがって全組織に対するパーライト、及びベイナイトの合計面積率は更に好ましくは100面積である。ベイナイトの面積率:全組織に対して20~50面積ベイナイトは、パーライトよりも硬質相であるため、高周波焼入れ処理後の部品強度、及び疲労特性の向上に寄与する組織である。このような作用を得るためには、全組織に対するベイナイトの面積率は20面積以上、好ましくは22.5面積以上、より好ましくは25面積以上である。一方、全組織に占めるベイナイトの面積率が高くなりすぎると、部品強度は向上するものの、被削性が低下する。したがってベイナイトの面積率の上限は全組織に対して50面積以下、好ましくは45面積以下、より好ましくは40面積以下である。フェライトの面積率フェライトを含む場合のみ:全組織に対して1面積以下0面積を含むフェライトは、パーライトやベイナイトと比較して軟質相であるため、切削加工時に変形応力が加わると硬質相の緩衝材として作用して鋼材の加工硬化を助長させる。そのため、加工硬化を抑制する観点からはフェライトはできるだけ少ない方が望ましく、1面積以下とする。なお、残部組織は主にパーライトであるが、不可避的に生成することがあるマルテンサイトや残留オーステナイトなどを含むことがある。被削性と強度に優れた特性を有する本発明の鋼は、上記鋼の金属組織を満足するだけでなく、鋼の成分組成、及び鋼材中の窒化物量も満足することが必要である。C:0.40~0.65Cは、強度を確保するために必要な元素であり、0.40以上含有させることによって、部品として必要な強度高周波焼入れ後の鋼表面と内部の硬度、及び疲労特性を確保できる。Cは、好ましくは0.43以上、より好ましくは0.45以上である。しかしC量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性や靱性が劣化する。従ってC量は0.65以下とする。C量は、好ましくは0.62以下であり、より好ましくは0.60以下である。Si:0.010~0.50Siは、脱酸元素として作用し、鋼の内部品質を向上させるのに必要な元素である。Siが少なすぎると、脱酸が不十分となり、溶製時にガス欠陥が発生しやすくなる。したがってSiは、0.010以上、好ましくは0.03以上、より好ましくは0.05以上とする。しかしSi量が過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性が劣化する。したがってSiは、0.50以下、好ましくは0.45以下、より好ましくは0.40以下とする。Mn:1.0~2.0Mnは、焼入れ性を向上させて鋼の強度を向上させるのに必要な元素である。またMnはA3温度を低下させるため、フェライトの生成抑制に有効な元素である。このような効果を得るためにはMnは1.0以上、好ましくは1.2以上、より好ましくは1.4以上とする。しかしMnが過剰になると、焼入れ性が向上し過ぎて過剰にベイナイトが生成したり、マルテンサイトが生成し易くなり、被削性が低下する。従ってMnは、2.0以下、好ましくは1.8以下、より好ましくは1.6以下とする。P:0.03以下0を含まないPは、鋼に不可避的に含まれる不純物元素であり、P量が過剰になると加工時に割れが発生するのを助長するので、できるだけ低減する必要がある。従ってPは、0.03以下、好ましくは0.02以下、より好ましくは0.015以下とする。なお、P量を0とすることは工業的に困難である。S:0.002~0.10Sは、鋼に不可避的に含まれる不純物であるが、鋼中のMnと結合してMnS介在物を形成し、鋼の被削性を向上させるのに有効に作用する元素であり、0.002以上、好ましくは0.005以上、より好ましくは0.008以上とする。しかしS量が過剰になると、MnS系介在物量が増大し、この介在物が加工時例えば、熱間圧延や熱間鍛造などに加工方向に伸展するため、加工方向に直角な方向の靱性横目靱性が劣化する原因となる。従ってS量は0.10以下、好ましくは0.08以下、より好ましくは0.05以下とする。Cr:0.010~0.3Crは、鋼の焼入れ性を高め、強度を向上させるために有効に作用する元素である。また、Alとの複合添加によって、鋼の被削性特に、断続切削性を高めるのにも有効に作用する元素である。こうした効果を発揮させるには、Crは0.010以上、好ましくは0.03以上、より好ましくは0.05以上である。しかし、Cr量が過剰になると、粗大な炭化物が生成するか、或いは過冷組織が過剰に生成して被削性を却って劣化させるので、Cr量は0.3以下、好ましくは0.27以下、より好ましくは0.25以下である。Al:0.06~0.50Alは、鋼中に固溶状態で存在させることによって断続切削したときの被削性を向上させる工具表面の酸化摩耗を抑制するために必要な元素である。また、AlはNと結合してAlNを析出し、加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する元素である。また、Alは、脱酸剤としても作用する。こうした効果を発揮させるためには、Alは、0.06以上、好ましくは0.08以上、より好ましくは0.10以上とする。しかしAlが過剰になると、AlNが多量に析出して加工性を低下させる。従ってAlは0.50以下、好ましくは0.4以下、より好ましくは0.3以下とする。B:0.0050~0.010Bは、フェライトの生成を抑制する効果を有する重要な元素である。こうした効果を発揮させるには、Bは、0.0050以上、好ましくは0.0055以上、より好ましくは0.0060以上とする。しかしBが過剰になると、鋼が硬くなり過ぎて被削性が却って劣化する。従ってBは0.010以下、好ましくは0.0095以下、より好ましくは0.0090以下とする。N:0.010~0.030Nは、AlNを析出して加工時に結晶粒が異常成長して強度が低下するのを防止する他、BNを析出して被削性を向上させるのに寄与する元素である。また後記する窒化物生成に必須の元素である。こうした効果を発揮させるには、Nは0.010以上、好ましくは0.012以上、より好ましくは0.014以上とする。しかしNが過剰になると、固溶N量が増加して動的ひずみ時効が生じ、鋼材の加工硬化が進行して被削性が劣化する。従ってNは、0.030以下、好ましくは0.028以下、より好ましくは0.026以下とする。本発明に係る高強度鋼の成分組成は上記の通りであり、残部は、鉄および不可避的不純物である。不可避的不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素例えば、As、Sb、Snなどの混入が許容される。また、本発明の効果を損なわない範囲で、更に他の元素として、Mo、Ti、Nb、V、Cu、Ni、Ca、Mg、Li、REMなどを積極的に含有させてもよい。Mo:1.0以下0を含まないMoは、鋼の焼入れ性を高め、焼入れされていない組織が生成するのを抑制するのに作用する元素である。こうした作用は、その含有量が増加するにつれて増大するが、好ましくは0.04以上、より好ましくは0.06以上、更に好ましくは0.08以上である。しかしMoを過剰に含有すると、過冷組織が過剰に生成して被削性が低下するため、1.0以下とすることが好ましい。より好ましくは0.8以下であり、更に好ましくは0.5以下である。Ti:0.2以下0を含まない、Nb:0.2以下0を含まない、及びV:0.2以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種の元素Ti、Nb、Vは、熱間加工時に結晶粒が異常成長するのを防止し、鋼の靭性や疲労特性が低下するのを防止する作用を有する元素である。また連続切削時の切り屑分断性にも有効に作用する元素である。こうした作用は、少なくとも任意の1種以上を含有することによって発揮され、その含有量が増加するにつれて増大するが、Ti、Nb、Vは夫々好ましくは0.005以上、より好ましくは0.010以上含有することが望ましい。しかし、これらの元素を過剰に含有すると、硬質の炭化物が多量に生成して鋼の被削性が低下するので、Ti、Nb、Vは夫々、0.2以下、好ましくは0.15以下、より好ましくは0.10以下である。なお、Ti、Nb、およびVは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上を含有させてもよい。Cu:3以下0を含まない、および/またはNi:3以下0を含まないCu、およびNiは、焼入れ性を向上させて強度を高めるのに有効に作用する元素である。こうした作用は、これらの元素の含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるには、Cu、Niは夫々好ましくは0.05以上、より好ましくは0.10以上である。しかし過剰に含有させると過冷組織が過剰に生成し、延性や靭性が低下するので、Cu、Niは夫々3以下とすることが好ましい。より好ましくは2以下、更に好ましくは1以下である。なお、Cu、およびNiは、夫々、単独で含有させてもよいし、両方を含有させてもよく、また両方を含有させる場合の含有量は夫々上記範囲で任意の含有量でよい。Ca:0.005以下0を含まない、Mg:0.005以下0を含まない、Li:0.001以下0を含まない、およびREM:0.0010以下0を含まないよりなる群から選択される少なくとも一種の元素Ca、Mg、Li、及びREMは、MnS等の硫化化合物系介在物を球状化させ、被削性を向上させるのに有効な元素である。こうした作用はその含有量が増加するにつれて増大するが、有効に発揮させるためには、CaとMgは夫々好ましくは0.0005以上、より好ましくは0.0010以上、LiとREMは夫々好ましくは0.0001以上、より好ましくは0.0002以上である。しかし過剰に含有させてもその効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できないので、CaとMgは夫々好ましくは0.005以下、より好ましくは0.0040以下、更に好ましくは0.0030以下、LiとREMは夫々好ましくは0.001以下REMは0.0010以下、より好ましくは0.0008以下、更に好ましくは0.0005以下である。なお、Ca、Mg、Li、およびREMは、単独で含有させてもよいし、任意に選ばれる2種以上を含有させてもよい。REMとは、ランタノイド元素LaからLuまでの15元素およびScスカンジウムとYイットリウムを含む意味であり、これらの中から任意に選ばれる1種または2種以上を含有してもよい。窒化物:0.010以上上記成分組成に加えて、本発明の鋼は窒化物を0.010以上含有するものである。窒化物含有量が増えると、切削した鋼が工具刃先で加工硬化する前に分断されるため、切削エネルギーを小さくできる。また窒化物は鋼を脆化するためフェライト面積率が低くても被削性が向上する。本発明における窒化物は鋼材に含まれる元素との窒化物であればよく、例えばAlN、BN、TiN、NbNなどが挙げられるが、これら窒化物と炭素との複合窒化物炭窒化物も含まれる。なお、窒化物の具体的な構成元素はこれらに限定されない。窒化物によって切り屑分離性が向上する。このような効果を発揮させるためには、窒化物は0.010以上、好ましくは0.011以上、更に好ましくは0.012以上である。窒化物量が多くなれば被削性も一層高くなるため、上限は特に設けないが、窒化物は好ましくは0.030以下、より好ましくは0.025以下、更に好ましくは0.020以下とすることが望ましい。こうした本発明の鋼は、上記成分組成を満足する鋼を、850~1250°Cの温度域で熱間加工した後、前記温度域から700°Cまでの温度域を0.05~0.5°C/sの平均冷却速度で冷却した後、700~500°Cまでの温度域を1.0~5.0°C/sの平均冷却速度で冷却することによって製造できる。上記金属組織、及び窒化物を満足する鋼とするには、熱間加工及びその後の冷却速度等の製造条件を適切に制御することが望ましい。すなわち、熱間加工温度を850~1250°Cの範囲とすることで低い変形抵抗下で鋼を加工できる。850°C未満の場合、鋼の変形抵抗が十分に低下していないため所望の加工が困難となる。好ましくは875°C以上、より好ましくは900°C以上である。変形抵抗の低減による加工性向上の観点からは加熱温度の上限は特に限定されないが、温度が高くなりすぎると、鋼端部にだれが生じて鋼の取扱い性が悪くなったり、変形抵抗が低くなりすぎて過剰な加工が施されることがあるため、上限は1250°C以下、好ましくは1225°C以下、より好ましくは1200°C以下とする。なお、熱間加工とは加熱を伴う加工処理であり、熱間圧延や熱間鍛造などの塑性加工が例示される。上記熱間加工後、該熱間加工温度から700°Cまでの範囲を0.05~0.5°C/s以下の平均冷却速度で冷却することによって、フェライトの生成量を抑制しながら窒化物を生成できる。冷却速度が速くなりすぎると、窒化物の生成量が低減するため、平均冷却速度は0.5°C/s以下、好ましくは0.45°C/s以下、より好ましくは0.40°C/s以下である。一方、冷却速度が遅くなりすぎると、フェライトの生成量が増大し、加工硬化が生じ易くなるため、平均冷却速度は0.05°C/s以上、好ましくは0.1°C/s以上、より好ましくは0.15°C/s以上である。更に、700~500°Cまでの温度域を1.0~5.0°C/sの平均冷却速度で冷却することによって鋼の金属組織に対するパーライト及びベイナイトの合計面積率を95面積以上であって、且つ全組織に対するベイナイトの面積率を20~50面積とすることができると共に、全組織に対するフェライトの面積率を1面積以下とすることができるなお、残部組織は主にパーライトであるが、不可避的に生成することがあるマルテンサイトや残留オーステナイトなどを含むことがある。平均冷却速度が1.0°C/s未満の場合、ベイナイトが20面積未満となってしまい、強度が不足する。一方、平均冷却速度が5.0°C/sを超えるとマルテンサイトが生成しやすくなって被削性が低下する。好ましい平均冷却速度は1.5°C/s以上、より好ましくは2.0°C/s以上であり、好ましくは4.5°C/s以下、更に好ましくは4.0°C/s以下である。なお、500°Cから室温までは空冷、風冷など、製造設備や製造条件などに応じて適宜選択すればよく、特に限定されない。以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも勿論可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に包含される。下記表1~3に示す化学成分組成の鋼残部は鉄および不可避的不純物150kgを真空誘導炉で溶解し、インゴット上面:φ245mm×下面:φ210mm×長さ:480mmに鋳造した。続いて上記インゴットを1200°Cに加熱した後、熱間鍛造してビレット155mm角にしてから冷却した。その後、以下のいずれかの条件[熱間圧延A]、[熱間鍛造B]で熱間圧延又は鍛造した。[熱間圧延A]表1~3:1A~2Zビレットの端部を切断し、ダミービレット155mm角×長さ:9~10mを溶接した2本作成したA-1、A-2。A-11本目:溶接後、該ビレットを1200°Cに加熱した後、熱間圧延してφ45mmの丸棒とした後、室温まで空冷した。得られたA-1鋼は熱間鍛造に供した。A-22本目:溶接後、該ビレットを800°C~1300°Cに30分加熱した後、熱間鍛造してφ80mmの丸棒とした。その後、700°Cまでを平均冷却速度700°Cまでの冷却速度°C/sec0.005~5°C/sで冷却した後、700°Cから500°Cまでは平均冷却速度700°C以下の冷却速度°C/s0.1~10°C/sで冷却し、その後、室温まで空冷した。続いて長さ350mm毎に切断して試験片を作製し、連続切削を行った。[熱間鍛造B]表3:3A~3ZB-11本目:上記ビレット155mm角を1200°Cに加熱した後、熱間鍛造してφ45mmの丸棒とした後、室温まで空冷した。得られたB-1鋼は熱間鍛造に供した。B-22本目:上記ビレット155mm角を1100°Cに30分加熱した後、熱間鍛造してφ80mmの丸棒とした。その後、700°Cまでを平均冷却速度700°Cまでの冷却速度°C/s0.3°C/sで冷却した後、700°Cから500°Cまでは平均冷却速度700°C以下の冷却速度°C/s1°C/sで冷却し、その後、室温まで空冷した。続いて長さ350mm毎に切断して試験片を作製し、連続切削を行った。上記のようにして作製したA-1、B-1は、長さ150mm毎に切断して試料とした。各試料は表1~3に記載の温度加熱温度°Cに加熱して30分間保持した後、丸棒を熱間鍛造試料の厚みが12mmになるまでして板状に成形した。その後、該熱間鍛造温度から700°Cまでを表1~3に記載の平均冷却速度700°Cまでの冷却速度°C/sで冷却した後、700°Cから500°Cまでは表1~3に記載の平均冷却速度700°C以下の冷却速度°C/sで冷却し、その後、室温まで冷却放冷した700°Cまでの冷却速度とは異なる平均冷却速度を採用した。得られた試験片で、断続切削を行った。金属組織の観察上記各試験片について、下記に示す手順で金属組織、及び金属組織の面積割合を測定した。各試験片を、長手方向に対して垂直に切断し、D/4位置Dは板厚を3ナイタール液で腐食し、光学顕微鏡観察倍率400倍で観察画像写真撮影した。任意の10箇所で撮影した画像全10枚のうち、任意の100箇所について画像分析し、各箇所のフェライト、パーライト、ベイナイト、及びその他マルテンサイトや残留オーステナイト等の組織の面積率を測定し、その平均値を求めた。参考のため図1aNo.1A、及び図1bNo.1G-17を示す。図1aに示すように組織内が白く、濃淡のない領域はベイナイトであり、それ以外の濃淡のある部分が分散して混在している暗いコントラストの領域はパーライトである。また図1bに示すように暗いコントラストの領域のうち、白い部分が針状に混在している領域はベイナイトであり、黒い部分はパーライトであり、その他の白い部分の針状の領域がマルテンサイト等である。各組織の面積率を下記に示す。窒化物量の測定試験片にX線を照射して窒化物の有無を確認した後、抽出残渣法で窒化物を分離抽出して、窒化物量を算出した。試験片から切り出したサンプルで、鋼中の全窒化合物量を算出する。鋼中の全窒化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。試験片からサンプルを切り出し、10AA系電解液鋼表面に不動態被膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には10アセチルアセトン、10塩化テトラメチルアンモニウム、残部:メタノール中で、定電流電解を行なう。約0.5gサンプルを溶解させ、不溶解残渣窒化合物を穴サイズが0.1μmのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Cuチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄III酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。被削性の評価断続切削性上記試験片を切削加工して、長さ:150mm×幅:100mm×厚み:10mmの板材試験片に仕上げた。この板材の被削性を評価するために、ホブ切削試験を行い、板材を断続切削したときの工具摩耗量を測定した。切削工具としてTiAlNコーティングハイスホブすくい面コーティングなしを用いて以下の切削条件で断続切削を行った。切削条件切り込み量:1.0mm送り速度:42mm/s切削速度:165m/min切削雰囲気:乾式切削長:150mm/カット断続切削を50カット1カットの切削長さ:150mm行った後、工具表面を光学顕微鏡観察倍率100倍で観察し、逃げ面摩耗量工具摩耗量を測定し、平均値を求めた。本発明では、断続切削後の逃げ面摩耗量が70μm以下のものを、合格○と評価した。連続切削性上記試験片を以下の切削条件で3000mm長手方向旋削連続切削した後、逃げ面摩耗量を測定した。切削条件切削工具:P10切削速度:200m/min切り込み量:1.5m送り量:0.25mm切削油:なし連続切削を3000m行った後、工具表面を光学顕微鏡観察倍率100倍で観察し、逃げ面摩耗量工具摩耗量を測定し、平均値を求めた。本発明では、連続切削後の逃げ面摩耗量が70μm以下であって、切り屑分断性にも優れているものを、合格○と評価した。なお、切り屑分断性は、連続切削を行ったときの切り屑を評価し、チップブレーカーなどによって切り屑を分断しなくても、切り屑が十分に分断されている場合を切り屑分断性に優れていると評価した。部品強度の評価上記試験片の中央位置付近からJISZ2274に基づいて1号疲労試験片標点間部の直径:φ6mmを採取し、疲労試験片に高周波焼入れ処理加熱温度:850°C、冷却条件:水冷を施して強度試験片を得た。この強度試験片を用いて以下の条件でビッカース硬さ、及び疲労特性の評価を行った。ビッカース硬さ上記強度試験片の標点間中央で垂直に切断し、横断面が測定面となるように冷間樹脂に埋め込んだ。硬度試験片の横断面を鏡面状態に研磨して仕上げた後、ビッカース硬さ試験機を用いて測定した。具体的には、鋼材全体の硬度を評価するため、上記鏡面仕上げした試験片の表層部試験片最表面から0.05mm内側とD/4部Dは試験片厚みの2箇所で測定を行った。測定に際しては測定荷重を300gとし、3回測定して平均値を求めた。本発明では、D/4部のビッカース硬さは、250Hv以上を合格高強度、250Hv未満を不合格強度不足と評価した。また表層部のビッカース硬さは、670Hv以上を合格高強度、670Hv未満を不合格強度不足と判定した。疲労特性上記強度試験片の疲労特性を回転曲げ試験機を用いて回転曲げ疲労特性の評価を行った。具体的には周波数20Hz、負荷応力を700MPa~100MPaの間で変化させ、107回寿命に相当する応力MPaを求めて、この値を疲労特性の指標とした。本実施例では、疲労限応力が220MPa以上を合格高強度、220MPa未満を不合格強度不足と判定した。上記結果より、本発明の要件を満足する例は強度及び被削性に優れていた。一方で本発明の要件を満足しない例では以下の様な不具合を有していた。本発明の製造条件熱間加工温度、保持温度、冷却速度を満足しない1G-1、1G-6、1G-7、1G-10~1G-12、1G-16、1G-17では、本発明で規定する金属組織の要件面積率を満足せず、被削性および/または強度を満足しなかった。詳細には熱間加工温度が低い1G-1では、フェライトやベイナイトの面積率が規定範囲を外れるため、断続切削性と連続切削性が悪く、熱処理後の鋼材の強度も劣化した。700°Cまでの冷却速度が遅かった1G-6と1G-7では、フェライトの面積率が高くなっており、断続切削性と連続切削性のいずれも悪かった。700°Cまでの冷却速度が速かった1G-10では、鋼材中の窒化物量が少なく、連続切削性が悪かった。700°C以下の冷却速度が遅かった1G-11と1G-12では、フェライト面積率が高くなると共に、ベイナイト面積率も本発明の規定を外れ1G-12、断続切削性と連続切削性のいずれも悪いと共に、熱処理後の強度も不十分であった。700°C以下の冷却速度が速かった1G-16と1G-17では、パーライトとベイナイトの合計面積率が低く、断続切削性と連続切削性のいずれも悪いと共に、熱処理後の疲労限強度1G-17も悪かった。また本発明の鋼の化学成分を満足しない2J~2Zでも、被削性および/または硬度を満足しなかった。詳細には、C含有量が少ない2Jでは、ベイナイト面積率が規定範囲を下回ると共に、フェライト面積率も規定の範囲を外れており、断続切削性が悪くなっていると共に、熱処理後の強度も悪かった。またC含有量が多い2Kでは、被削性が悪かった。Si含有量が少ない2Lでは、パーライトとベイナイトの合計面積率が規定を外れ、疲労特性が劣った。またSi含有量が多い2Mでは、被削性が悪かった。Mn含有量が少ない2Nでは、フェライト面積率が高く、被削性と熱処理後の疲労特性が劣った。またMn含有量が多い2Oでは、被削性が悪かった。P含有量が多い2Pでは、疲労特性が劣った。S含有量が少ない2Qでは、連続切削性と疲労限強度が悪かった。またS含有量が多い2Rでは、疲労特性が劣った。Cr含有量が少ない2Sでは、連続切削性が悪く、疲労限強度も劣った。またCr含有量が多い2Tでは、被削性が悪かった。Al含有量が少ない2Uでは、断続切削性が悪かった。またAl含有量が多い2Vでは、連続切削性が悪かった。B含有量が少ない2Wでは、断続切削性に劣った。B含有量が多い2Xでは、連続切削性が悪かった。N含有量が少ない2Yでは、鋼材中の窒化物含有量も少なく、連続切削性が悪かった。またN含有量が多い2Zでは、被削性を満足しなかった。