"質量で、C:0.90を超え1.20以下、Si:0.15~0.35、Mn:0.20~0.50、Cr:1.0~2.0、Cu:0.30~1.0、Ni:0.30~2.0、N:0.003~0.020、Al:0.005~0.050、を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP、S、Ti及びOがそれぞれ、P:0.025以下、S:0.025以下、Ti:0.0030以下、O:0.0020以下であり、式1及び式2を満たす、軸受鋼。Cr/C≦21Ni≧0.41×Cu0.182ここで、式1及び式2中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。Feの一部に代えて、Mo:0.20以下、を含有する、請求項1に記載の軸受鋼。Feの一部に代えて、V:0.50以下、及び、Nb:0.10以下の1種類以上を含有する、請求項1又は請求項2に記載の軸受鋼。Feの一部に代えて、Ca:0.020以下、Mg:0.020以下、Se:0.020以下、Te:0.020以下、Zr:0.020以下、Pb:0.30以下、及び、Bi:0.30以下からなる群から選択される1種以上を含有する、請求項1~請求項3のいずれか一項に記載の軸受鋼。特許文献1では、軸受の転がり寿命評価に、純グリースでの90残存寿命以下、寿命Aというと、水混入グリースでの90残存寿命以下、寿命Bというを利用して、寿命減少率=寿命A-寿命B/寿命Aに基づいて耐水素性が評価されている。しかしながら、寿命A及び寿命Bがどの程度の数値であるは不明である。さらに、特許文献1では、鍛造性、被削性については検討されていない。特許文献2の軸受鋼は、Cu、Mo、Niを多量に含有するため、鍛造性及び被削性が低いと考えられる。本発明の目的は、優れた鍛造性及び被削性と、優れた転動疲労特性とを有する軸受鋼を提供することである。本発明の実施の形態による軸受鋼は、質量で、C:0.90を超え1.20以下、Si:0.15~0.35、Mn:0.20~0.50、Cr:1.0~2.0、Cu:0.30~1.0、Ni:0.30~2.0、N:0.003~0.020、Al:0.005~0.050、を含有し、残部はFe及び不純物からなり、不純物中のP、S、Ti及びOがそれぞれ、P:0.025以下、S:0.025以下、Ti:0.0030以下、O:0.0020以下であり、式1及び式2を満たす。Cr/C≦21Ni≧0.41×Cu0.182ここで、式1及び式2中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。上述の軸受鋼はさらに、Feの一部に代えて、Mo:0.20以下を含有してもよい。上述の軸受鋼はさらに、V:0.50以下及びNb:0.10の1種以上を含有してもよい。上述の軸受鋼はさらに、Feの一部に代えて、Ca:0.020以下、Mg:0.020以下、Se:0.020以下、Te:0.020以下、Zr:0.020以下、Pb:0.30以下、及び、Bi:0.30以下からなる群から選択される1種以上を含有してもよい。本発明によれば、良好な鍛造性及び被削性を有し、優れた転動疲労特性を有する軸受鋼が得られる。以下、図面を参照し、本発明の実施の形態を詳しく説明する。図中同一又は相当部分には同一符号を付してその説明は繰り返さない。以下、元素の含有量のは、質量を意味する。本発明者らは、軸受鋼の鍛造性及び被削性と、転動疲労特性とについて検討し、以下の知見を得た。a軸受鋼の鍛造性及び被削性を向上させるためには、球状化焼鈍を行って、軸受鋼中の炭化物を球状化させることが有効である。製造コストを低く抑えるためには、低い熱処理温度で、炭化物を球状化できることが好ましい。本発明者らは、Cr含有量及びC含有量が式1を満たせば、熱処理温度が低くても、炭化物を球状化できることを見出した。Cr/C≦21図1は、Cr含有量のC含有量に対する比と、後で定義する球状化温度との関係を表したグラフである。図1は、次のようにして得られた。表1に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。表1中の各元素C、Si、Mn、P、S、Cr、Cu、Ni、N、Al、Ti、及びOには、各鋼の化学組成中の対応する元素の含有量質量が記載されている。その他欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量質量が記載されている。Cr/C欄には、Cr含有量質量のC含有量質量に対する比が記載されている。球状化温度の欄には、後述する球状化温度°Cが記載されている。なお、表1の化学組成のうちSi、Mn、P及びSの含有量はJISG48052008に規定される高炭素クロム軸受鋼鋼材SUJ2に準ずるものである。鋼片を1200°Cで加熱した。加熱後の各鋼片に対して1000~1100°Cの温度域で熱間圧延を実施し、熱間圧延後放冷した。熱間圧延により、鋼中の組織は、セメンタイトが旧オーステナイト粒界に析出し、旧オーステナイト粒内がパーライト変態した組織になった。熱間圧延後の鋼に、加熱温度を変えながら球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍の条件は次の通りであった。鋼をまず、様々な加熱温度で5時間加熱した。加熱後の鋼を、650°Cまで5~10°C/hで徐冷した。650°Cまで徐冷後、鋼を室温まで放冷した。球状化焼鈍を実施した鋼の一部を切り出して、断面の顕微鏡観察を行った。任意の一視野において、その視野における全炭化物の個数に対する、短径/長径の比が0.5以上である炭化物の個数の割合を球状化率と定義した。そして、80以上の球状化率を確保できる、最低の加熱温度を球状化温度と定義した。各鋼の球状化温度を決定し、図1を得た。図1に示すように、Cr含有量及びC含有量が式1を満たせば、球状化温度を800°C未満に抑えられる。したがって、本実施の形態における軸受鋼において、式1を満たせば、熱処理温度が800°C未満と低くても、炭化物が球状化され、鍛造性及び被削性が高まる。b転送面から鋼中に進入する水素は、軸受の転動疲労特性を著しく低下する。水素は、転動体と転送面の間で、潤滑剤及び外部から混入した水分から分解して発生する。銅Cuは鋼中への水素の侵入を抑制する。したがって、水素の侵入を抑制することにより転動疲労特性を高めるために、Cuは有効である。0.3以上のCuを含有すれば、水素の侵入を有効に抑えることができる。しかしながら、Cuは、鋼の靱性を低下する。鋼の靭性が低下すれば、軸受の転送面で割れが発生したり、転送面近傍で塑性変形して水素が侵入しやすくなったりすることにより、転動疲労特性が低下する。ニッケルNiは、鋼の靭性を高める。Niはさらに、鋼中への水素の侵入を促進せず、むしろ、鋼中への水素の侵入を抑制する。したがって、Cu含有量を高める場合、Ni含有量も高めるのが好ましい。この場合、鋼中への水素の侵入が抑制され、かつ、高い靭性が得られる。そのため、優れた転動疲労特性が得られる。Cu含有量に対する適切なNi含有量を検討した結果、本発明者らは、Cu含有量及びNi含有量が式2を満たせば、Cuを含有しても、軸受の転送面の靱性の低下を抑えることができることを見出した。Ni≧0.41×Cu0.182図2は、種々の化学組成の鋼の、Cu及びNi含有量質量と、シャルピー衝撃値J/cm2との関係を示す図である。図2は、次のようにして得られた。表2に示す化学組成の鋼を真空溶解して溶鋼を製造した。溶鋼からインゴットを製造し、インゴットから鋼片を製造した。表2中の式2の右辺、式2の成否及びシャルピー衝撃値の欄については後述する。表2の化学組成のうちC、Si、Mn、P、S及びCrの含有量はSUJ2に準ずるものであった。また、鋼14は、CuとNiの化学組成もSUJ2に準ずるものであり、鋼15~22の靱性を評価するための基準とした。鋼片を1200°Cで加熱した。加熱後の各鋼片に対して1000~1100°Cの温度域で熱間圧延を実施し、熱間圧延後放冷した。熱間圧延により、鋼中の組織は、セメンタイトが旧オーステナイト粒界に析出し、旧オーステナイト粒内がパーライト変態した組織になった。熱間圧延後の鋼に対して、図3に示す条件で球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍後の鋼の一部を切り出して、図1を得るための試験と同様に、断面の顕微鏡観察を行った。その結果、球状化焼鈍を実施した全ての鋼が、80以上の球状化率を有することを確認した。次に各鋼に対して、図4に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ処理では、焼入れ温度を830°Cとし、焼入れ温度で60分間加熱した後、油冷した。焼戻し処理では、焼戻し温度を170°Cとして、焼戻し温度で90分間加熱した。加熱後、室温まで空冷した。焼入れ及び焼戻しを実施した鋼の一部を切り出して、JISZ22422005に基づいたJIS3号シャルピー衝撃試験片Uノッチを作製した。この試験片を用いて、シャルピー衝撃試験を行った。表2のシャルピー衝撃値欄には、この試験によって得られたシャルピー衝撃値J/cm2を記載した。図2において、◇マーカは、SUJ2に準ずる化学組成を持つ鋼14を示している。●マーカは、シャルピー衝撃値が鋼14のシャルピー衝撃値以上の鋼、すなわちSUJ2以上の靱性を有する鋼を示している。▲マーカは、シャルピー衝撃値が鋼14のシャルピー衝撃値未満の鋼、すなわちSUJ2よりも靱性が低い鋼を示している。図2に示すように、Cu含有量とNi含有量との関係が、図2中の点線よりも上側の領域にあれば、SUJ2と同等以上の靱性を得られることが分かった。点線を式で表すと、上述の式2となる。表2中の式2の右辺欄には、式2の右辺の値が記載されている。表2の式2の成否欄には、式2を満たす場合には○が記載され、式2を満たさない場合には×が記載されている。表2を参照して、鋼17,18,20,21及び22の化学組成は本発明の範囲内であり、かつ、式2を満たした。そのため、鋼17,18,20,21及び22のシャルピー衝撃値は、鋼14SUJ2相当のシャルピー衝撃値以上であった。一方、鋼15,16及び19は式2を満たさなかった。特に、鋼19の化学組成は本発明の範囲内であるものの、式2を満たさなかった。そのため、鋼15,16及び19のシャルピー衝撃値は、鋼14のシャルピー衝撃値未満であった。以上より、式2を満たすことにより、Cu含有量が0.30以上であっても高い靭性が得られ、その結果、優れた転動疲労特性が得られる。以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施形態による軸受鋼を完成した。以下、本実施形態による軸受鋼について詳述する。[化学組成]本実施の形態による軸受鋼は、以下の化学組成を有する。C:0.90を超え1.20以下炭素Cは、鋼の強度を高める。一方、Cが過剰に含有されれば粗大な炭化物が生成される。粗大な炭化物は、軸受の耐久性に悪影響を及ぼす。粗大な炭化物はまた、鋼の鍛造性及び被削性を低下する。したがって、C含有量は0.90を超え1.20以下である。好ましいC含有量の下限は、0.95以上である。好ましいC含有量の上限は、1.20未満であり、さらに好ましくは、1.10以下である。Si:0.15~0.35珪素Siは、鋼を脱酸する。一方、Siが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Si含有量は0.15~0.35である。好ましいSi含有量の下限は0.15よりも高く、さらに好ましくは0.20以上であり、さらに好ましくは、0.25以上である。好ましいSi含有量の上限は0.35未満である。Mn:0.20~0.50マンガンMnは、鋼の強度及び焼入れ性を高める。Mnはさらに、鋼中のS含有量が低い場合、水素発生環境下における鋼の耐食性を高める。一方、Mnが過剰に含有されれば、粒界に偏析して粒界割れを引き起こす。したがって、Mn含有量は0.20~0.50である。好ましいMn含有量の上限は0.50未満である。好ましいMn含有量の下限は0.30以上である。Cr:1.0~2.0クロムCrは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Crはさらに、鋼中への水素の侵入を抑制する。そのため、Crは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Crが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Cr含有量は1.0~2.0である。好ましいCr含有量の下限は1.0よりも高く、さらに好ましくは1.3以上である。好ましいCr含有量の上限は2.0未満であり、さらに好ましくは1.8以下である。Cu:0.30~1.0銅Cuは水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Cuは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Cuが過剰に含有されれば、鋼の靱性が低下する。したがって、Cu含有量は0.30~1.0である。好ましいCu含有量の下限は0.30よりも高く、好ましいCu含有量の上限は1.0未満である。Ni:0.30~2.0ニッケルNiはCu含有量が高い場合であっても、鋼の靭性を高める。Niはさらに、Cuと同様に、水素の鋼への侵入を抑制する。そのため、Niは鋼の転動疲労特性を高める。一方、Niが過剰に含有されれば、上記効果が飽和する。したがって、Ni含有量は0.30~2.0である。Ni含有量の好ましい下限は0.30よりも高く、好ましいNi含有量の上限は2.0未満である。N:0.003~0.020窒素Nは、鋼中のAlと結合してAlNを形成する。AlNは、結晶粒粗大化を抑制する。一方、Nが過剰に含有されれば、鋼中にブローホールが生成されやすくなる。ブローホールは、加工された鋼材軸受等に疵を発生する要因となる。したがって、N含有量は0.003~0.020である。好ましいN含有量の下限は0.003よりも高く、好ましいN含有量の上限は0.020未満であり、さらに好ましくは0.010以下である。Al:0.005~0.050アルミニウムAlは鋼を脱酸する。Alはさらに、鋼中のNと結合してAlNを形成する。AlNは上述のとおり、結晶粒粗大化を抑制する。一方、Alが過剰に含有されれば、硬質な酸化物系介在物が多くなり、鋼の転動疲労特性を低下する。したがって、Al含有量は0.005~0.050である。本実施の形態による軸受鋼の残部は鉄Fe及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入される元素をいう。但し、本発明においては、不純物中のP、S、Ti及びOは制限する必要がある。以下、これについて説明する。P:0.025以下燐Pは不純物である。Pは粒界割れを引き起こしやすく、転動疲労特性を低下する。したがって、P含有量はなるべく低い方が好ましい。P含有量は0.025以下である。好ましいP含有量は0.025未満であり、さらに好ましくは0.015以下である。S:0.025以下硫黄Sは不純物である。SはMnと結合してMnSを形成する。MnSは、腐食により溶解するときに硫化水素を発生し、鋼中への水素侵入を促進する。Sが過剰に含有されればさらに、MnSが粗大化する。粗大なMnSは転動疲労特性を低下し、スポーリング損傷を発生しやすくする。したがって、S含有量はなるべく低い方が好ましい。S含有量は0.025以下である。好ましいS含有量は0.025未満であり、さらに好ましくは0.015以下である。Ti:0.0030以下チタンTiは不純物である。Tiは鋼中のNと結合してTiNを形成する。TiNは非金属介在物であり疲労破壊の起点となる。そのため、TiNは鋼の転動疲労特性を低下する。TiNはさらに、鋼の鍛造性及び被削性を低下する。したがって、Ti含有量はなるべく低い方が好ましい。Ti含有量は0.0030以下である。O:0.0020以下酸素Oは不純物である。OはAlと結合して硬質な酸化物系介在物を形成する。この酸化物系介在物は鋼の転動疲労特性を低下する。したがって、O含有量はなるべく低い方が好ましい。O含有量は0.0020以下である。好ましいO含有量は0.0020未満であり、さらに好ましくは0.0010以下である。本実施の形態による軸受鋼の化学組成はさらに、次の式1及び式2を満たす。Cr/C≦21Ni≧0.41×Cu0.182ここで、式1及び式2中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。[式1について]軸受鋼の鍛造性及び被削性を向上させるためには、球状化焼鈍を実施して、軸受鋼中の炭化物を球状化させることが有効である。さらに、製造コストを低く抑えるために、低い熱処理温度で、炭化物を球状化できることが好ましい。Cr含有量とC含有量の関係が式1を満たせば、球状化温度を800°C未満にできる。つまり、800°C未満の低い熱処理温度で球状化焼鈍を実施しても、鋼中の炭化物の80以上が球状化される。そのため、低い熱処理温度で優れた鍛造性及び被削性が得られ、かつ、製造コストも抑えることができる。[式2について]Cuは鋼中への水素の侵入を抑制し、転動疲労特性を高める。一方、Cuは、鋼の靱性を低下する。Niは、Cu含有量が高い場合であっても、鋼の靱性を高めることができ、さらに水素の侵入も抑制できる。Cu含有量とNi含有量の関係が式2を満たせば、Cu含有量が0.30以上であっても、SUJ2と同等以上の靱性が得られる。本実施形態による軸受鋼は、式2を満たすことにより、鋼中の水素の侵入を抑制でき、かつ、優れた靭性も得られる。そのため、本実施形態による軸受鋼は、優れた転動疲労特性を有する。本実施の形態による軸受鋼はさらに、Moを含有してもよい。Mo:0.20以下モリブデンMoは選択元素である。Moは、鋼の強度、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める。Moが少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、Moが過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Mo含有量は0.20以下である。Mo含有量の好ましい下限は0.05以上である。本実施の形態による軸受鋼はさらに、V及びNbの1種以上を含有してもよい。V:0.50以下Nb:0.10以下バナジウムV及びニオブNbはいずれも、選択元素である。V及びNbはいずれも、鋼中に微細な炭窒化物を形成し、結晶粒を微細化する。そのため、鋼の靭性が高まる。V及びNbの少なくとも1種が少しでも含有されれば、上述の効果が得られる。一方、これらの元素が過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、V含有量は0.50以下であり、Nb含有量は0.10以下である。好ましいV含有量の下限は0.05以上である。好ましいNb含有量の下限は0.02以上である。本実施の形態による軸受鋼はさらに、Ca、Mg、Se、Te、Zr、Pb及びBiからなる群から選択される1種以上を含有してもよい。これらの選択元素はいずれも、鋼の被削性を高める。Ca:0.020以下Mg:0.020以下カルシウムCa及びマグネシウムMgはいずれも選択元素である。これらの元素は介在物の形態を制御して鋼の被削性を高める。これらの元素の1種以上が少しでも含有されれば、上記効果が得られる。一方、Ca及び/又はMgが過剰に含有されれば、Ca及び/又はMgの酸化物が過剰に生成される。これらの酸化物は溶解しやすいため、孔食の起点となる。そのため、転動疲労破壊が発生しやすくなり、転動疲労特性が低下する。したがって、Ca含有量は0.020以下である。Mg含有量は0.020以下である。好ましいCa含有量の下限は0.001以上であり、Mg含有量の下限は0.001以上である。Se:0.020以下Te:0.020以下Zr:0.020以下Pb:0.30以下Bi:0.30以下セレンSe、テルルTe、ジルコニウムZr、鉛Pb及びビスマスBiはいずれも選択元素であり、鋼の被削性を高める。具体的には、Se及びTeはMnと結合して介在物を形成し、鋼の被削性を高める。Zrは酸化物を形成し、鋼の被削性を高める。Pb及びBiは切削時に溶融又は脆化して、鋼の被削性を高める。これらの元素の1種以上が少なくとも含有されれば、上記効果が得られる。一方、これらの元素が過剰に含有されれば、鋼の鍛造性及び被削性が低下する。したがって、Se含有量は0.020以下であり、Te含有量は0.020以下であり、Zr含有量は0.020以下である。Pb含有量は0.30以下であり、Bi含有量は0.30以下である。好ましいSe含有量の下限は0.0001以上である。好ましいTe含有量の下限は0.0001以上である。好ましいZr含有量の下限は0.0001以上である。好ましいPb含有量の下限は0.01以上である。好ましいBi含有量の下限は0.01以上である。[製造方法]上述の軸受鋼の製造方法及び当該軸受鋼から製造される軸受の製造方法の一例を説明する。上述の化学組成を満たし、かつ、式1及び式2を満たす溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット鋼塊にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット鋼片を製造する。ビレットを熱間加工して、棒鋼を製造する。熱間加工は、熱間圧延でもよいし、熱間鍛造でもよい。製造された棒鋼を球状化焼鈍した後に熱間鍛造して、粗形状の中間品を製造する。さらに、中間品を機械加工し、中間品を所定の形状にする。機械加工はたとえば、切削や穿孔である。中間品に対して、焼入れ焼戻しを実施する。また、上記焼入れ焼戻しに代えて、高周波焼入れが行われても良い。そして、これらの処理が行われた中間品に対して仕上げ加工を実施する。仕上げ加工は、研削や研磨である。以上の工程により軸受が製造される。上述の実施の形態では、鋳片又はインゴットを熱間加工してビレットを製造し、ビレットから棒鋼を製造する。そして、棒鋼を利用して熱間鍛造して軸受を製造する。しかしながら、鋳片又はインゴットを熱間鍛造して軸受を製造してもよい。種々の化学組成を有する複数の軸受鋼を製造した。製造された軸受鋼に対して、鍛造性及び転動疲労特性を評価した。表3に示す化学組成を有する鋼A1~A11、鋼B1~B6及び鋼Cの溶鋼を製造した。溶鋼から鋳片ブルームを製造し、鋳片から鋼片ビレットを製造した。表3中の各元素記号欄C、Si、Mn、P、S、Cr、Cu、Ni、N、Al、Ti、及びOには、各鋼中の対応する元素の含有量質量が記載されている。-は、対応する元素の含有量が、不純物レベルであることを示す。その他欄には各鋼中に含有される選択元素及びその含有量質量が記載されている。式1の左辺欄及び式2の左辺欄には、対応する式の値が記載されている。式1の成否欄及び式2の成否欄には、対応する式を満たす場合は○が、対応する式を満たさない場合は×が記載されている。鋼A1~A11、鋼B1~B6及び鋼Cの鋼片を1200°Cで加熱した。加熱後の各鋼片に対して1000°C~1100°Cの温度域で熱間鍛造を実施して、直径30mmの丸棒を製造した。丸棒に対して、図3に示す条件で球状化焼鈍を実施した。具体的には、790°Cで5時間保持した。その後、5~10°C/hで徐冷した。650°Cまで徐冷した後、室温まで放冷した。表3を参照して、鋼A1~A11、鋼B1~B6及び鋼Cは、全て式1を満たした。各鋼に対して、図1を得るための試験と同様に、断面の顕微鏡観察を行った。その結果、全ての鋼において球状化率80以上を有していた。したがって、800°C以下の処理温度で球状化焼鈍を実施したにもかかわらず、優れた鍛造性及び被削性が得られた。[ローラピッチング試験]球状化焼鈍を実施した各丸棒の中心部から、図5に示す小ローラ試験片10を採取した。小ローラ試験片10の長手方向は、丸棒の長手方向に一致した。図5に示すとおり、小ローラ試験片10は、円柱状の試験部1と、試験部1と同軸に配置される円柱状の一対の掴み部2とを備えた。試験部1の直径D1は26mmであり、長さL1は28mmであった。小ローラ試験片10の全長L0は130mmであった。小ローラ試験片10に対して、図4に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼戻し後の小ローラ試験片10を用いて、図6に示すローラピッチング試験を実施した。図6aは、ローラピッチング試験方法を示す正面図であり、図6bはその側面図である。図6に示すとおり、ローラピッチング試験において、小ローラ試験片10と大ローラ試験片20とを準備した。大ローラ試験片20は、図6に示すとおり円板状であり、直径D20が130mm、円周面の幅T20が18mm、円周面のクラウニング曲率半径R20が150mmであった。大ローラ試験片20は、次の工程で製造された。鋼Cの鋼片に対して熱間鍛造を実施して直径150mmの丸棒を製造した。丸棒に対して、図3に示す条件で球状化焼鈍を実施した。球状化焼鈍を実施した丸棒に対して、図4に示す条件で焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ及び焼戻しを実施した丸棒を機械加工して、図6に示す形状の大ローラ試験片20を製造した。大ローラ試験片20の円周面を小ローラ試験片10の試験部1の表面に接触し、ローラピッチング試験を実施した。試験条件を表4に示す。表4に示すとおり、小ローラ試験片10の回転数を1500rpmとし、すべり率を-40、試験中の大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触面圧を3500MPa、繰り返し数を2.0×107cycleとした。大ローラ試験片20の回転速度をV1m/sec、小ローラ試験片10の回転速度をV2m/secとしたとき図6b参照、すべり率は、以下の式により求めた。すべり率=V2-V1/V2×100試験中、潤滑剤市販のオートマチックトランスミッション油を油温90°C、塗布量1.0リットル/minの条件で、大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触部分に回転方向と反対の方向から吹き付けた。以上の条件でローラピッチング試験を実施し、転動疲労特性転動疲労寿命を評価した。[昇温離脱式水素分析試験]ローラピッチング試験中、大ローラ試験片20と小ローラ試験片10との接触により潤滑剤が分解されて水素が発生する。そして、発生した水素が小ローラ試験片10の試験部1の表層から内部に侵入する。そこで、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片10の試験部1の吸蔵水素量を分析して、鋼の水素侵入抑制効果を評価した。図7及び図8は、水素分析試験片の作製方法を説明するための模式図である。図7を参照して、はじめに、ローラピッチング試験後の小ローラ試験片10の試験部1の中央部11を切り出した。図8aに示すとおり、中央部11は円板であり、幅W11は7mmであった。さらに、図8bに示すように、中央部11対してくり貫き加工を実施し、1mmの肉厚T12を有する円環部材12を製造した。円環部材12を製造したのは、次の理由による。中央部11は、ローラピッチング試験において試験部1が大ローラ試験片20と接触する範囲に相当し、応力が負荷される範囲に相当する。上述のとおり、潤滑剤が分解されて発生する水素は、ローラピッチング試験中に試験部1の中央部11の表面内に侵入する。水素は表面から侵入するため、表層1mmの厚さ部分の水素濃度は、試験部1中心部の水素濃度よりも高い。したがって、円環部材12内の水素濃度を測定すれば、各鋼における水素吸蔵量を比較しやすい。さらに、円環部材12を図8cに示すとおり周方向で4分割し、そのうちの1つ1/4周部材を水素分析試験片13とした。水素分析試験片13の質量はいずれも1gであった。次に、水素分析装置を準備した。水素分析装置は、石英チャンバと、赤外線加熱炉と、四重極質量分析計とを備えた。水素分析試験片13を石英チャンバに収納した。その後、石英チャンバ内を10-3Paまで減圧した。赤外線加熱炉を用いて、減圧された石英チャンバを、昇温速度が一定になるように加熱した。加熱により、石英チャンバ内の水素分析試験片13からガスが放出された。放出されたガスは四重極質量分析計に送られた。四重極質量分析計は、イオン源部と、四重極部と、イオン検出部とを備えた。四重極質量分析計に送られたガスは、イオン源部でイオン化される。イオン化されたガスは四重極部を通過してイオン検出部に送られる。イオン検出部はイオン化されたガスをイオン化電流として検出し、ガスの定量分析を行う。四重極部では、印加により水素ガスイオンのみが通過できるように制御される。したがって、イオン化電流は水素分析試験片13から放出された水素の放出速度と相関を持つ。検出されたイオン化電流を、予め水素放出速度が検出された標準リークにより得られたイオン化電流と比較することにより、水素分析試験片13の水素放出速度が検量される。そして、縦軸を水素放出速度とし、横軸を温度とする水素放出曲線が得られる。各温度における水素放出速度ppm/secは式Iで示され、水素分析試験片13中の水素濃度ppmは式IIで示される。水素放出速度=C×I/WI水素濃度=T×ΣC×I/WIIここで、Cは換算係数である。Iはイオン化電流である。Wは水素分析試験片の質量である。Tはイオン化電流の測定間隔secである。本実施例では、赤外線加熱炉による昇温速度を10°C/minとして、石英チャンバ内の水素分析試験片13を室温から600°Cまで加熱した。そして、上記式I及び式IIに基づいて、水素濃度を検量した。石英チャンバ内に残留した水素を試験前に除去するため、各鋼の試験前には、水素分析試験片13をセットせずに上記昇温速度で石英チャンバを室温から600°Cまで加熱した。さらに、分析ノイズを減らすため、石英チャンバに水素分析試験片13をセットせずにイオン化電流IBを検量した。そして、その後水素分析試験片13を石英チャンバに収納して、上記条件によりイオン化電流IAを検量した。そして、式I及びIIにおけるイオン化電流Iを式IIIに示すとおり定義して、水素濃度を求めた。イオン化電流I=IA-IBIIIなお、ローラピッチング試験を実施する前の水素濃度は、いずれの試験番号においても0.15ppm以下であった。[試験結果]表5に試験結果を示す。表5を参照して、鋼A1~A11から採取した小ローラ試験片10はいずれも、ローラピッチング試験に耐久し、2.0×107cycle後も破損しなかった。つまり、鋼A1~A11の丸棒は優れた転動疲労特性を有した。そして、ローラピッチング試験後の鋼A1~A11の水素濃度は、鋼CCu及びNiを含有せず、他の化学組成は本発明の範囲内の水素濃度よりも低く、1.00ppm以下であった。したがって、鋼A1~A11では、水素の侵入が抑制された。鋼B1、B3、B5及びB6から採取した小ローラ試験片10は、ローラピッチング試験中2.0×107cycle以前に破損した。そのため、鋼B1、B3、B5及びB6の水素濃度を測定できなかった。鋼B1では、Niが含有されていなかった。鋼B3は、Cu含有量が高すぎた。鋼B5は、Cr含有量が低すぎた。鋼B6は、化学組成が本発明の範囲を満足していたが、式2を満足せずに鋼の靱性が低下した。そのため、鋼B1、B3、B5及びB6は転動疲労特性が低かったと考えられる。鋼B2から採取した小ローラ試験片10は、ローラピッチング試験に耐久し、2.0×107cycle後も破損しなかった。しかし、ローラピッチング試験後の鋼B2の水素濃度は、鋼Cの水素濃度よりも高く、1.00ppmよりも高かった。これは、鋼B2のNi含有量が低すぎ、かつ式2を満たさなかったためと考えられる。すなわち、鋼B2から採取した小ローラ試験片10は転送面の靱性が低く、転送面直下の塑性変形が増長して水素が侵入し易くなったためと考えられる。鋼B4から採取した小ローラ試験片10は、ローラピッチング試験に耐久し、2.0×107cycle後も破損しなかった。しかし、ローラピッチング試験後の鋼B4の水素濃度は、鋼Cの水素濃度と同程度で、1.00ppmよりも高かった。鋼B4のCu含有量が低すぎたためと考えられる。実施例1でローラピッチング試験に耐久した鋼A1~A11、B2、B4及びCの各丸棒の中心部から、実施例1と同様に、図5に示す小ローラ試験片10を新たに採取した。採取した小ローラ試験片10に、実施例1と同様に、焼入れ及び焼戻しを実施した。焼入れ及び焼戻しを実施した小ローラ試験片10を用いて、ローラピッチング試験を実施した。このとき、繰り返し数を実施例1でのローラピッチング試験よりも多い、8.0×107cycleとした。その他の試験条件は実施例1におけるローラピッチング試験と同じとした。試験の結果、いずれの鋼から採取した小ローラ試験片10も、ローラピッチング試験に耐久した。耐久した鋼A1~A11、B2、B4及びCの小ローラ試験片10のミクロ組織を観察した。小ローラ試験片10の試験部1のうち、大ローラ試験片20と接触した面直下の組織を観察できるように、試験部1から、観察面が試験部1横断面となるようにサンプルを切り出した。そして、切り出されたサンプルを樹脂に埋め込み、鏡面研磨した。その後、ナイタル腐食して試験部1の表面近傍のミクロ組織観察試験を実施した。ミクロ組織観察では、白色組織及び内部き裂の有無を調査した。調査結果を表6に示す。表6を参照して、鋼A1~A11では、白色組織及び内部き裂は観察されなかった。一方、鋼B2、B4及びCでは、白色組織及び内部き裂が観察された。図9は鋼Cのミクロ組織写真画像である。図9に示すとおり、鋼Cのミクロ組織には、白色組織及び内部き裂が観察された。以上の試験結果から、鋼A1~A11では、2.0×107cycleでのローラピッチング試験後における高周波焼入れ層での水素濃度が1.00ppm以下であった。さらに、8.0×107cycleでのローラピッチング試験後においても、白色組織及び内部き裂の発生が抑制された。したがって、鋼A1~A11は、優れた転動疲労特性を有した。"