C:0.40~0.65質量の意味、化学成分について以下同じ、Si:0.5超~2、Mn:0.2~2、P:0.03以下0を含まない、S:0.002~0.1、Cr:0.01~0.3、Al:0.06~0.5、B:0.0005~0.01、N:0.002~0.02を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、フェライト、パーライト、およびベイナイトを有し、全組織に対するフェライト、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3~10面積、ベイナイトは20~40面積であると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が5以上であって、且つ、フェライト結晶粒の粒子間距離が3~30μmであることを特徴とする被削性と高温強度に優れた高周波焼入れ用鋼。更に他の元素として、Mo:1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:0.001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1~4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、前記温度域で5秒~60分間保持してから、前記温度域から500°Cまでの温度域を0.1~3°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と高温強度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、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硬度ビッカース硬度や疲労特性回転曲げ疲労特性を確保でき、しかも切削加工時の被削性に優れる特性を有すると共に、高温下に曝されるような箇所に用いても、硬さや疲労特性を確保できる高温強度に優れた特性を有す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:0.5超~2、Mn:0.2~2、P:0.03以下0を含まない、S:0.002~0.1、Cr:0.01~0.3、Al:0.06~0.5、B:0.0005~0.01、N:0.002~0.02を含有し、残部は鉄、及び不可避的不純物からなると共に、鋼の金属組織が、フェライト、パーライト、およびベイナイトを有し、全組織に対するフェライト、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3~10面積、ベイナイトは20~40面積であると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比が5以上であって、且つ、フェライト結晶粒の粒子間距離が3~30μm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:0.001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も好ましい実施態様の一つである。本発明では、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、前記温度域で5秒~60分間保持してから、前記温度域から500°Cまでの温度域を0.1~3°C/sの平均冷却速度で冷却することに要旨を有する高周波焼入れ用鋼の製造方法も好ましい実施態様である。本発明によれば、鋼の成分組成を規定すると共に、鋼の金属組織の割合やフェライトの分散状態を適切に制御することによって、高温強度硬度と疲労特性の両方を含むと、加工時の被削性の双方に優れた高周波焼入れ用鋼を提供できる。即ち、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、断続切削したときの工具寿命が良好であり、しかも切削加工後、高周波焼入れして形成された鋼部品は、高温下に曝されるような箇所に用いても長期間、硬さや疲労特性を確保できる。本発明者らは、被削性が良好で、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高温箇所でのビッカース硬度と疲労特性を長期間に亘って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AlとBの複合添加、及びSiの添加量したうえで、鋼の金属組織を適切に制御、具体的には、全金属組織に占めるフェライト、パーライト、およびベイナイトの面積率と、全金属組織に占めるフェライトとベイナイトの面積率を適切に制御すると共に、フェライト結晶粒の形状平均アスペクト比と分散状態粒子間距離を特定の範囲に制御することによって、被削性と高温強度を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。本発明において高温強度に優れているとは、焼戻し後例えば300°C以上の高温に3時間曝した後の鋼部品の常温での表面硬度Hvが600以上であることをいう。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。本発明者らは、鋼の金属組織を、フェライトとパーライトの混合組織とすれば、切削加工したときの被削性特に、断続切削したときの工具寿命を改善できるのではないかとの考えに基づいて検討を重ねた。ところが、鋼の金属組織をフェライトとパーライトの混合組織にすると、鋼部品として要求される強度を確保できない場合があった。特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。鋼の金属組織と強度については、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をフェライトとパーライトに加えてベイナイトを含む混合組織とすれば、内部硬度と疲労特性の向上が図れると考えた。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、要求される被削性を確保できない。そこで本発明者らは、鋼の金属組織をフェライト、パーライト、ベイナイトの混合組織とすることで鋼の表面及び内部の硬度と疲労特性の向上を図る一方で、低下した被削性の向上について鋼中成分及びフェライトの形状形態を制御する観点から検討を重ねた。鋼の化学成分については、鋼にAlを固溶状態で存在させると被削性が向上することが知られているが、上記金属組織の鋼にAlを固溶状態で存在させても得られる被削性向上効果は十分でなく、更なる改善が必要であることが判明した。そこで本発明者らは被削性について詳細に検討した。切削は、工具刃先が接触する鋼材表面を強い力で破断分離させることによって表面を切断する作用であり、切削部分工具刃先と接触する部分の鋼の金属組織が同一である場合は、常に一定の力が工具刃先に加わっている。そのため、鋼が硬い硬質相が多いと工具刃先が受ける力も強いため、切削時の摩擦による発熱も加わって、酸化摩耗が生じて工具刃先は早期に劣化して被削性が低下することがわかった。一方、特許文献3のようにフェライトを数珠つなぎにするなど、フェライトを多くして切削部分の鋼を軟質化とすると、切削し易くなるものの、工具刃先に凝着が生じて該凝着によって摩耗が促進されて、時間が経過するにしたがって被削性が低下することが明らかになった。そこで本発明では、鋼を切削し易くしつつも凝着および酸化摩耗を防ぐために種々の検討を重ねた。その結果、フェライトの形状や分布状態を制御することによって被削性を改善できることが判明した。具体的にはフェライトを旧オーステナイト粒界上に分散させ、且つ、フェライト粒のアスペクト比を大きくすることによって、鋼の表面と内部の硬度と鋼の疲労特性を高レベルに確保したまま、被削性を劇的に改善できることを見出した。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、強度を維持しつつ被削性を改善するためには金属組織のフェライト、パーライト、及びベイナ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制御しだけでは、切削時にフェライトが連続することで上記したような凝着が生じてしまう。そこで軟質相であるフェライトを分散させて硬質相であるベイナイトと適当な間隔で交互に切削するような状態であれば、硬質相や軟質相による上記工具刃先に対する負担を低減できる。更にフェライトのアスペクト比を高くすることによって、フェライト先端の一部が硬質相中に入り込んで切り欠きとして作用し、硬質相のき裂が進展し易くなって切削性が向上すると考えられる。そして本発明者らはこのような効果を発揮するフェライト粒の分散状態とするには後記するようにBの添加が必要であること、また上記作用を有するフェライトのアスペクト比や分散状態と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。もっとも、上記のような金属組織の制御だけでは断続切削した際の酸化摩耗を十分に抑制できない。そこで本発明者らが検討した結果、上記強度と被削性を阻害することなく、酸化摩耗を抑制するにはAlを添加することが有効である。また更に高温環境下で部品として使用した場合の強度の改善について検討した結果、上記金属組織等を特定しただけでは高温環境下で使用した場合に強度が時間の経過に伴って劣化してしまうが、Siを特定量含有させることによって高温環境下での強度の劣化を抑制できることを見出した。本発明は以上の知見に基づきなされたものであって、フェライト、パーライト、およびベイナイトの面積率を適切に制御する点、フェライト結晶粒の平均アスペクト比とフェライト結晶粒の粒子間距離を特定の範囲に制御する点、鋼の化学成分として特定量のAlとBの添加を必須とする点、及びSi含有量を高く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:フェライト、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。一方、フェライトとパーライトは鋼の被削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フェライト、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、強度と被削性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フェライトやベイナイト等を含む金属組織とするだけでは所望の強度と被削性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、並びにフェライトの平均アスペクト比、及び粒子間距離等も満足する必要がある。フェライト、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強度と被削性は、金属組織をフェライト、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、全組織に対するフェライト、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、フェライト、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フェライト、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。フェライトの面積率:全組織に対して3~10面積フェライトは、パーライトやベイナイトよりも軟質相であるため、切削時に他の組織よりも優先的に破断分離の起点となり、き裂の発生、進展に有効に作用する組織である。本発明ではSi含有量を高めてSiによる固溶強化によって部品強度を高めているため、このような作用を得るためには、フェライトの面積率は全組織に対して3面積以上、好ましくは3.5面積以上、より好ましくは4面積以上である。一方、Siによる固溶強化によってフェライトによる凝着がある程度抑制されるものの、全組織に占めるフェライトの面積率が高くなりすぎると、強度を低下させるだけでなく、工具刃先に凝着しやすくなって被削性が劣化することがある。したがってフェライトの面積率の上限は全組織に対して10面積以下、好ましくは9面積以下、より好ましくは8面積以下である。ベイナイトの面積率:全組織に対して20~40面積ベイナイトは、フェライトや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。またSiによる固溶強化によって部品強度が高くなるため、Si含有量の高い本発明ではベイナイトの面積率は低くすることが望ましい。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40面積以下、好ましくは37.5面積以下、より好ましくは35面積以下である。フェライトの結晶粒の平均アスペクト比:5以上フェライトは軟質相であるため、切削時の破断分離の起点となりやすいが、このような効果を発揮させるためには、フェライトの面積率が上記範囲内にあるだけでなく、フェライト結晶粒の形状が細長いことが必要である。すなわち、フェライト結晶粒の形状が細長ければ硬質相中で切り欠きとして作用し、被削性が向上すると考えられる。このような効果は、フェライト結晶粒の平均アスペクト比を5以上とする必要がある。平均アスペクト比は好ましくは6以上、より好ましくは7以上である。フェライト結晶粒のアスペクト比が大きいほど切り欠きとして有効に作用するようになるため、上限は特に定めない。フェライト結晶の粒子間距離:3~30μmフェライトは上記のとおり切削時のき裂発生、進展に有効に作用するが、旧オーステナイト粒界に沿ったフェライトの結晶粒が連続していると、切削加工量が多くなるにしたがって工具刃先が凝着摩耗して被削性が劣化する。したがってこのような被削性の劣化を防止する観点から隣接するフェライト結晶の粒子間距離を3μm以上、好ましくは5μm以上、より好ましくは7μm以上とするのがよい。このように適切に粒子間距離を確保して隣接するフェライト粒子同士を互いに独立させておくことで、フェライト結晶粒の粒子間に存在する硬質相が凝着を抑制する作用を発揮し、被削性が改善される。一方、Si含有量を高めて固溶強化を図っている本発明では、フェライト結晶粒の粒子間距離が離れすぎていると、硬質相による工具への負担が大きくなり被削性が劣化することがある。したがってフェライト結晶粒の粒子間距離の上限は30μm以下、好ましくは25μm以下とするのがよい。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:0.5超~2Siは、脱酸元素として作用し、鋼の内部品質を向上させると共に、鋼部品を高温環境で長時間使用した際の強度の劣化を抑制す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、0.5超、好ましくは0.55以上、より好ましくは0.60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、2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。Mn:0.2~2Mn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り、0.2以上、好ましくは0.4以上、より好ましくは0.6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:0.002~0.1S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0.1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:0.01~0.3Cr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0.01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:0.06~0.5Al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0.07以上、より好ましくは0.08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0.5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:0.0005~0.01Bは、焼入れ性の向上や、BNを核としたフェライトの分散によって、更に被削性を改善する作用があ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、0.0005以上、好ましくは0.0010以上、より好ましくは0.0015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0.01以下、好ましくは0.008以下、より好ましくは0.006以下とする。N:0.002~0.02N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。こうした効果を発揮させるには、Nは0.002以上、好ましくは0.004以上、より好ましくは0.006以上とする。しかしN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Nは、0.02以下、好ましくは0.018以下、より好ましくは0.016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り、少なくとも任意の1種以上含有することによってこうした作用が発揮される。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、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0.1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:0.001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、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。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、前記温度域で5秒~60分間保持してから、前記温度域から500°Cまでの温度域を0.1~3°C/sの平均速度で冷却することによって製造できる。上記金属組織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、熱間加工とは上記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、該熱間加工温度で一定時間保持することによって、フェライト析出の核となる微細なBNをオーステナイト粒界上に析出させることができ、このようにBNを析出させることによってフェライトを上記粒子間距離に分散させることができる。このような効果を得るには、保持時間は5秒以上、好ましくは10秒以上、より好ましくは15秒以上とすることが望ましい。保持時間は長いほど、BNの成長には有効であるが、保持時間が長くなればなる程、Bと結合したNがAlと結合するようになるため、上記BNの析出効果が十分に得られなくなる。したがって保持時間は60分以下、好ましくは45分以下、より好ましくは30分以下である。ここで保持とは、空冷のように自然に物温が下がる状態を回避するため、カバー、ヒーターなどで物温の低下を抑制した状態をいう。そのため、保持中に物温が低下しても0.1°C/s未満であれば、BNの成長を阻害しない。上記所定時間保持した後、該保持温度から500°Cまでの範囲を0.1~3°C/sの速度で冷却することによって、鋼の金属組織に対するフェライト、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フェライト、及びベイナイトの各面積率をフェライト3~10面積、ベイナイト20~40面積とすることができると共に、フェライトのアスペクト比を上記範囲内とすることができる。冷却速度が0.1°C/s未満の場合、ベイナイトが20未満となってしまい、強度が不足する。一方、Si含有量を高めている本発明では、ベイナイト生成量を抑制するために冷却時間を制御することが望ましく、冷却速度が3°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。またフェライト粒が十分に成長できず、アスペクト比が上記範囲外となる。好ましい冷却速度は0.2°C/s以上、より好ましくは0.3°C/s以上であり、好ましくは2.5°C/s以下、更に好ましくは2°C/s以下である。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、φ245mm上面×φ210mm下面×480mm長さのインゴットに鋳造し、以下のいずれか条件[熱間圧延A]、[熱間鍛造B]で熱間鍛造又は圧延してφ45mmの丸棒とした。[熱間圧延A]上記インゴットを1200°Cに加熱後、熱間鍛造してビレット155mm角を得てから冷却した。更に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。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、空冷した。[熱間鍛造B]上記インゴットを1200°Cに加熱後、熱間鍛造してビレット155mm角を得てから冷却した。続いてビレットを1200°Cに加熱した後、熱間鍛造してφ45mmの丸棒としてから空冷した。上記のようにして作製した各丸棒を、長さ150mm毎に切断して試料とした。各試料は加熱して800~1300°Cの温度域で30分間保持した後、丸棒を熱間鍛造試料の幅が12mmになるまでした。その後、該熱間鍛造温度で0~5000秒の時間保持した後、該保持温度から0.05~10°C/Sの冷却速度で室温まで冷却して試験片を作製した。なお、具体的な各試料の熱間加工時の加熱温度°C、該加熱温度での保持時間保持時間sec、500°Cまでの平均冷却速度冷却速度°C/secについては、表1~3に記載した通りである。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、長手方向又は圧延方向に対して垂直に切断し、D/4位置Dは板厚をナイタール腐食し、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1A発明例に該当する表中の1A、及び図1B比較例に該当する表中の1G-18を示す。図1Aに示すように組織内が白く、濃淡のない領域はフェライトであり、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である。各組織の面積率を下記に示す。フェライトのアスペクト比、及びフェライトの粒子間距離試験片を長手方向に対して垂直に切断した後、エメリー紙、ダイヤモンドバフ、電解研磨によって切断面を鏡面研磨した。試験片の鏡面研磨面を電界放射型走査電子顕微鏡FE-SEM:観察倍率1000倍、加速電圧20kVで観察画像撮影した。任意の5箇所で観察を行い、各観察箇所の写真を撮影した全5枚。撮影した画像は結晶方位解析装置EBSPを使って画像の解析を行い、フェライト解析ではBCCのアスペクト比、及びフェライトの粒子間距離を測定し、その平均値を求めた。被削性の評価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:0.24mm/min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。結果を表7~9に示す。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。部品強度の評価上記試験片の中央位置付近からJISZ2274に準拠した1号疲労試験片標点間部の直径:φ6mmを採取し、疲労試験片には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、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。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。また高温環境下における長期間使用を模擬して、300°Cで鋼材を焼戻した後の試験片の表層部のビッカース硬さを同様に測定温度は室温し、600Hv以上を合格高強度、600Hv未満を不合格強度不足とした。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230MPa以上を合格高強度、230MPa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-8、1G-12、1G-13、1G-18、1G-19では、本発明で規定する金属組織の要件面積率、フェライト結晶粒の平均アスペクト比、フェライト結晶粒の粒子間距離を満足せず、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と共にフェライト結晶粒のアスペクト比と粒子間距離が短いため、鋼内部の硬度及び疲労限強度が不足した。また熱間加工温度が高い1G-6では、フェライトの面積率が規定範囲を外れると共にフェライト結晶粒のアスペクト比と粒子間距離が規定の範囲を外れたため、十分な被削性が得られず、また疲労限強度が不足した。加熱後の保持時間が短かった1G-7と1G-8では、フェライトの面積率が規定範囲を下回ると共に、フェライト結晶粒の平均アスペクト比やフェライト結晶粒の粒子間距離を満足しなかったため、十分な被削性が得られなかった。また加熱後の保持時間が長かった1G-12では、フェライトが生成しなかったため、十分な被削性が得られなかった。冷却速度が遅かった1G-13では、フェライトとベイナイトの面積率が規定範囲を外れると共に、フェライト結晶粒のアスペクト比も本発明の範囲を下回っており、鋼内部の硬度や疲労限強度が不足した。冷却速度が速かった1G-18、19では、フェライトが生成しなかったため、十分な被削性が得られなかった。特にベイナイトも生成しなかった1G-19では、内部硬さも不測した。また本発明の鋼の化学成分を満足しない2K~2Zでも、被削性および/または強度特性を満足しなかった。詳細には、C含有量が少ない2Kでは、フェライトとベイナイトの面積率が規定範囲を下回ると共に、フェライトのアスペクト比も規定の範囲を外れており、鋼の強度特性を確保できなかった。またC含有量が多い2Lでは、全組織に対するフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率が低く、鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪くなると共に、疲労限強度が不足した。Si含有量が少ない2Mでは、高温焼戻し後の硬度が劣った。またSi含有量が多い2Nでは、鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪かった。Mn含有量が少ない2Oでは、フェライト面積率が高く、内部硬さと疲労特性が劣った。またMn含有量が多い2Pでは、全組織に占めるフェライト、パーライト、及びベイナイトの合計面積率が低くなり、被削性が悪かった。P含有量が多い2Qでは、疲労特性が劣った。S含有量が少ない2Rでは、被削性が悪かった。またS含有量が多い2Sでは、疲労特性が劣った。Cr含有量が少ない2Tでは、フェライトの面積率が高くなると共にフェライト結晶粒のアスペクト比が規定範囲を下回っており、疲労特性が劣った。またCr含有量が多い2Uでは、ベイナイト面積率が高く鋼が硬くなり過ぎて被削性が悪かった。Al含有量が少ない2Vでは、被削性が悪かった。またAl含有量が多い2Wでは、被削性と疲労特性が悪かった。B含有量が少ない2Xでは、フェライト面積率が高い一方でベイナイト面積率が低く、またフェライト結晶粒の平均アスペクト比も小さかったため、内部硬さと疲労特性に劣った。B含有量が多い2Yでは、ベイナイト分率が高く、またフェライト粒子間距離が短かったため、鋼が硬くなりすぎて被削性が悪くなると共に、表面硬さと高温焼戻し後の表面硬さが悪かった。N含有量が外れる2Zでは、フェライト面積率が高く、またフェライト粒の平均アスペクト比を満足しなかったため、被削性および疲労特性を満足しなかった。