"質量で、C:0.1~0.25、Si:0.01~0.10、Mn:0.4~1.0、S:0.003~0.05、Cr:1.60~2.00、Mo:0.10以下0を含む、Al:0.025~0.05、N:0.010~0.025、を含有するとともに、CrおよびMoの含有量が、下記の1式で表されるfn1の値で、1.82≦fn1≦2.10を満たし、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のP、TiおよびOがそれぞれ、P:0.025以下、Ti:0.003以下、O酸素:0.002以下、である組成を有し、フェライトパーライト組織、フェライトパーライトベイナイト組織、またはフェライトベイナイト組織からなり、横断面において、1視野あたりの面積を62500μm2として、ランダムに15視野観察測定したときの、フェライト平均粒径の最大値/最小値が2.0以下である、ことを特徴とする熱間鍛造用圧延棒鋼または線材。fn1=Cr2×Mo1但し、1式中の元素記号は、その元素の質量での含有量を表す。Feの一部に代えて、質量で、Nb:0.08以下を含有することを特徴とする請求項1に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材。Feの一部に代えて、質量で、Cu:0.4以下及びNi:0.8以下のうち1種以上を含有することを特徴とする請求項1又は2に記載の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材。上述のとおり、SiおよびCr含有量の調整などによって、浸炭または浸炭窒化後の曲げ面疲労強度に優れた鋼材が得られることが知られていた。しかし、一般には相反する曲げ面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することはできていなかった。そこで、曲げ面疲労強度と被削性とを高いレベルで両立することのできる、熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の開発を目標に調査研究を重ね、その結果、下記の知見を得た。a曲げ疲労強度を高めるためには、Si含有量を低減することが有効であるが、それだけでは不十分であり、Cr,Moの含有量を高める必要がある。b面疲労強度を高めるためには、Cr,Moの含有量を高める必要がある。cMo含有量を高めると、熱間鍛造後、あるいはさらに焼きならしを行った後もフェライト組織、パーライト組織に加えてベイナイト組織の生成が促進されて、硬くなるため、被削性が低下する。またMoを添加しない場合でもCr含有量が多くなり過ぎると、同様にベイナイト組織の生成が促進されて、被削性が低下する。d曲げ疲労強度、面疲労強度及び被削性のすべてを高い次元で両立できる成分範囲は狭く、Si、Cr及びMoの各含有量の限定に加えて、Cr2×Moの範囲を限定する必要がある。e熱間鍛造用圧延棒鋼または線材中の結晶粒径が不均一な場合、曲げ疲労強度及び面疲労強度ともに低下する傾向があった。結晶粒径の不均一性は、フェライト粒径で評価できた。本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、上述の知見に基づいて完成されたものである。以下、本発明について詳しく説明する。なお、化学成分の含有量のは質量を意味する。A化学組成C:0.1~0.25Cは浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れされた部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が0.1未満では不十分である。一方、Cの含有量が0.25を超えると、浸炭焼入れ、あるいは浸炭窒化焼入れしたときの部品の変形量の増加が顕著になる。したがって、Cの含有量を0.1~0.25とした。Cの含有量は、0.18以上とするのが好ましく、また、0.23以下とするのが好ましい。Si:0.01~0.10Siは、焼入れ性を高める作用を有する元素である。一方、Siは、浸炭処理或いは浸炭窒化処理の際、粒界酸化層の増加を引き起こす。特に、その含有量が0.10を超えると、粒界酸化層が大幅に増加して曲げ疲労強度が低下して、本発明での目標値を満たさない。Siの含有量が0.01未満では、焼入れ性を高める効果が不十分である。したがって、Siの含有量を0.01~0.10とした。Siの含有量は0.06~0.10とすることが好ましい。Mn:0.4~1.0Mnは、焼入れ性を高める効果が大きく、浸炭焼入れまたは浸炭窒化焼入れされた部品の芯部強度を確保するために必須の元素である。その含有量が0.4未満では不十分である。一方、Mnの含有量が1.0を超えると、その効果が飽和するだけでなく、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる。したがって、Mnの含有量を0.4~1.0とした。Mnの含有量は、0.5以上とするのが好ましく、0.6以上とするのがより好ましい。Mnの含有量は、0.9以下とするのが好ましい。S:0.003~0.05SはMnと結合してMnSを形成し、切削加工性の向上に有効な元素である。その含有量が0.003未満では、前記の効果が得難い。一方、Sの含有量が多くなると、粗大なMnSを生成しやすくなり、疲労強度を低下させる傾向がある。その含有量が0.05を超えると、疲労強度低下が顕著になる。したがって、Sの含有量を0.003~0.05とした。Sの含有量は、0.01以上とするのが好ましく、また、0.02以下とするのが好ましい。Cr:1.60~2.00Crは、焼入れ性及び焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度及び面疲労強度の向上に有効な元素である。その含有量が1.60未満では、Moを0.10含有していても、目標とする曲げ疲労強度、および面疲労強度が得られない。一方、Crの含有量が2.00を超えると、熱間鍛造後や焼きならし後にベイナイト組織が生成しやすくなり、被削性が低下する。したがって、Crの含有量を1.60~2.00とした。Crの含有量は、1.80以上とするのが好ましく、また、1.90以下とするのが好ましい。Mo:0.10以下0を含むMoは、添加しなくてもよいが、焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度、面疲労強度の向上に有効な元素である。Cr含有量が1.82未満の場合、Cr2×Moが1.82以上になるようにMoを含有することによって、目標とする曲げ疲労強度および面疲労強度が得られる。一方、Moの含有量が0.10を超えると、熱間鍛造後や焼きならし後にベイナイト組織の生成が促進され、被削性が低下する。したがって、Moの含有量を0.10以下0を含むとした。上述の効果を確実に得るために、好ましいMoの含有量は、0.02以上である。Al:0.025~0.05Alは、脱酸作用を有すると同時に、Nと結合してAlNを形成しやすく、浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止に有効な元素である。しかしAlの含有量が0.025未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できず、粗大化した場合は、曲げ疲労強度が低下する。一方、Alの含有量が0.05を越えると、粗大な酸化物を形成しやすくなり、曲げ疲労強度が低下する。したがって、Alの含有量を0.025~0.05とした。Alの含有量は、0.030以上とするのが好ましく、また、0.040以下とするのが好ましい。N:0.010~0.025Nは、Al、Nbと結合してAlN、NbNを形成しやすい元素である。本発明では、AlN及びNbNは浸炭加熱時のオーステナイト粒の粗大化防止に有効である。Nの含有量が0.010未満では、安定してオーステナイト粒の粗大化を防止できない。一方、N含有量が0.025を越えると、製鋼工程において量産で安定して製造することが難しい。したがって、Nの含有量を0.010~0.025とした。Nの含有量は、0.018以下とするのが好ましい。本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の化学組成の残部は、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する元素をいう。本発明においては、不純物元素としてのP、Ti及びO酸素の含有量を下記のとおりに制限する。P:0.025以下Pは粒界偏析して粒界を脆化させやすい元素である。Pの含有量が0.025を超えると、疲労強度が低下する。したがって、Pの含有量を0.025以下とした。Pの含有量は、0.020以下とするのが好ましい。Ti:0.003以下Tiは、Nと結合して硬質で粗大なTiNを形成しやすく、このTiNは疲労強度低下の原因となる。Tiの含有量が0.003を越えると、疲労強度の低下が著しくなる。不純物元素としてのTiの含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼工程でのコストを考慮すると、0.002以下にすることが好ましい。O酸素:0.002以下Oは、Alと結合して硬質な酸化物系介在物を形成しやすく、この酸化物系介在物は曲げ疲労強度低下の原因となる。O含有量が0.002を越えると、疲労強度の低下が著しくなる。不純物元素としてのO含有量はできる限り少なくすることが望ましいが、製鋼工程でのコストを考慮すると、0.001以下にすることが好ましい。fn1=Cr2×Mo:1.82~2.10CrおよびMoは、前述したように焼入れ性、焼戻し軟化抵抗を高める効果が大きく、曲げ疲労強度、面疲労強度の向上に有効な元素である。MoはCrの半分の含有量で、Crと同等の効果があったため、fn1=Cr2×Moと定義した。fn1中の各元素記号Cr、Moには、その元素の質量での含有量を代入する。fn1の値が1.82未満の場合、目標とする曲げ疲労強度、および面疲労強度が得られない。fn1の値が2.10を超えると、熱間鍛造後や焼きならし後にベイナイト組織の生成が促進され、被削性が低下する。したがって、fn1の値を1.82~2.10とした。fn1の値の好ましい上限は、2.00未満である。本発明において、より優れた特性を得るためには、下記の元素を添加してもよい。Nb:0.08以下NbはC,Nと結合してNbC,NbN,Nbを形成しやすく、前述したAlNによる浸炭加熱時のオーステナイト粒粗大化防止を補完するのに有効な元素である。一方、Nbの含有量が0.08を超えると、オーステナイト粒粗大化防止の効果がむしろ低下する。したがって、Nbの含有量を0.08以下とした。この効果を確実に得るためには、Nbを0.01以上含有するのが好ましい。好ましいNbの含有量は、0.05以下である。本実施の形態による棒鋼又は線材はさらに、Feの一部に代えて、Cu及びNiのうち一種以上を含有しても良い。Cu及びNiはいずれも焼入れ性を高め、疲労強度を高める。Cu:0.4以下Cuは,焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Cuの含有量が0.4を超えると、熱間延性を低下させて、熱間加工性の低下が顕著となる。したがって、含有させる場合のCu含有量を0.4以下とした。含有させる場合のCuの含有量は0.3以下であることが好ましい。好ましいCu含有量の下限は0.1以上である。Ni:0.8以下Niは、焼入れ性を高める効果があり、より疲労強度を高めるために有効な元素であるので、必要に応じて含有させてもよい。しかしながら、Niの含有量が0.8を超えると、焼入れ性の向上による疲労強度を高める効果が飽和する。さらに、熱間鍛造後の被削性の低下が顕著になる上、合金コストも高くなる。したがって、含有させる場合のNiの含有量を0.8以下とした。含有させる場合のNiの含有量は0.6以下であることが好ましい。好ましいNi含有量の下限は、0.1以上である。Bミクロ組織熱間圧延材熱間圧延まま材の段階での結晶粒径の不均一性は、熱間鍛造、さらに浸炭焼入れ後にも傾向としては引き継がれ、曲げ疲労強度、面疲労強度に影響すると予想される。そのため、熱間圧延材での結晶粒径の不均一性と浸炭焼入れ後の曲げ疲労強度、面疲労強度との関係について調査した。結晶粒径の不均一性の評価の指標は、各視野での平均フェライト粒径の最大値/最小値とした。フェライト粒径を選定したのは、パーライトやベイナイトと比較して、フェライトはエッチングにより粒界を容易に観察でき、フェライト粒径を利用すれば、組織の均一性を評価しやすいためである。最大値/最小値を指標としたのは、疲労強度が最も低い部分を起点として破壊が発生するため、標準偏差を指標とするより適していると考えられるためである。このため、ミクロ組織を適正なものにする必要がある。すなわち、熱間圧延在において、組織がフェライトパーライト組織、フェライトパーライトベイナイト組織、またはフェライトベイナイト組織で構成され、横断面を1視野あたりの面積を62500μm2としてランダムに15視野観察測定したときの、各視野のフェライト平均粒径の最大値/最小値が2.0以下の場合に、浸炭焼入れ後に曲げ疲労強度、面疲労強度を高くすることができる。ここでいうフェライトパーライト組織は、フェライトとパーライトとからなる2相組織を意味する。フェライトパーライトベイナイト組織は、フェライトと、パーライトと、ベイナイトとからなる3相組織を意味する。フェライトベイナイト組織は、フェライトとベイナイトとからなる2相組織を意味する。組織中にマルテンサイトを含む場合には、マルテンサイトが硬質で延性が低いことに起因して、熱間圧延棒鋼または線材の矯正や運搬時に割れが発生しやすくなる。なお、組織が上記のフェライト組織を含む各種混合組織であって、前記のフェライト平均粒径の最大値/最小値が2.0以下であれば、熱間鍛造用圧延棒鋼または線材圧延まま材の段階での断面内の結晶粒径のバラツキが少なく、浸炭焼入れ後に曲げ疲労強度、面疲労強度を高めることが可能になる。上記の組織における相は、例えば、熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の長手方向に垂直、かつ、中心部を含む断面横断面を切り出した後、鏡面研磨してナイタールで腐食した試験片について、倍率400倍で、視野の大きさを250μm×250μmとしてランダムに各15視野観察することによって同定することができる。上記の各視野について通常の方法による画像解析を行って求めた各視野のフェライト平均粒径から、最大値/最小値を算出する。前記最大値/最小値は1.6以下であることが好ましい。上述の横断面からフェライト平均粒径を測定するとき、横断面のうち、表層の脱炭層を除いた領域で観察する。本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材を得るための製造方法の一例として、以下、上記Aで示す化学組成を有する鋼を用いた場合について示す。本発明の熱間鍛造用圧延棒鋼または線材の製造方法は、これに限るものではない。上記化学組成の鋼を溶製し、鋳片を製造する。このとき、凝固途中の鋳片に圧下を加える。製造された鋳片を分塊圧延し、鋼片を製造する。このとき、鋳片に加熱温度1250~1300°C、かつ、加熱時間10時間以上の加熱を施してから分塊圧延する。製造された鋼片を熱間圧延して熱間鍛造用圧延棒鋼または線材を製造する。このとき、鋼片の加熱温度を1150~1200°C、かつ、加熱時間を1.5時間以上の加熱を施してから熱間圧延する。また、熱間圧延の仕上げ温度を900~1000°Cとし、仕上げ圧延前の水冷を行わず、且つ仕上げ圧延後は、大気中での放冷以下、単に放冷という。以下の冷却速度で600°C以下の温度まで冷却する。また、鋼片から棒鋼、線材への断面減少率{1-棒鋼、線材の断面積/鋼片の断面積}×100を87.5以上にする。熱間圧延における仕上げ圧延後は放冷以下の冷却速度で室温まで冷却する必要はなく、600°C以下の温度に至った時点で、空冷、ミスト冷却、水冷など、適宜の手段で冷却してもよい。本明細書における加熱温度とは加熱炉の炉内温度の平均値、加熱時間とは在炉時間を意味する。熱間圧延の仕上げ温度とは、仕上げ圧延直後の棒鋼、線材の表面温度を指し、さらに、仕上げ加工後の冷却速度も、棒鋼、線材の表面冷却速度を指す。本発明による熱間鍛造用圧延棒鋼または線材は、被削性と部品の曲げ面疲労強度とを高いレベルで両立することができる。以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。表1に示す化学成分を有する鋼A~Cを70トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、400mm×300mm角のブルームを得て、600°C以下まで冷却した。連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。表2に示す条件でブルームを加熱した後、分塊圧延にて180mm×180mm角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。次に、表2に示す条件で鋼片を加熱した後、表2に示す条件で熱間圧延を行い、直径50mm、および直径70mmの棒鋼を得た。直径50mmの棒鋼の長手方向に垂直且つ中心部を含む断面横断面を切り出した後、鏡面に研磨した後、ナイタールで腐食した試験片について、倍率400倍で、ランダムに各15視野観察した。このとき、横断面のうち、表層の脱炭層を除いた領域から、ランダムに15視野観察した。各視野の大きさは250μm×250μmとした。各視野について通常の方法による画像解析によって、フェライトの平均粒径を求めた。すべての試料において、ミクロ組織は、マルテンサイト組織を含んでおらず、フェライトパーライト組織、フェライトパーライトベイナイト組織、及びフェライトベイナイト組織のいずれかからなっていた。表1の鋼を表2の条件で製造した直径50mmの熱間鍛造用圧延棒鋼を1200°Cで30分加熱し、仕上げ温度を950°C以上として熱間鍛造して、直径35mmの丸棒を得た。次いで、機械加工により、図1に示すローラーピッチング小ローラー試験片、および図2に示す形状の切欠き付き小野式回転曲げ疲労試験片図1及び図2ともに、図中の寸法の単位はmmを作製した。上記の試験片に対し、ガス浸炭炉を用いて、図3に示す条件で浸炭焼入れを行い、次いで、170°Cで1.5時間の焼戻しを行った。さらに、これらの試験片に対し、熱処理ひずみを除く目的で、つかみ部の仕上げ加工を行った。ローラーピッチング試験は、上記の小ローラー試験片と図4に示す形状の大ローラー図中の寸法の単位はmmの組み合わせで、表3に示す条件で行った。上記ローラーピッチング試験用大ローラーは、JIS規格SCM420Hの規格を満たす鋼を用いて、一般的な製造工程で作成したものである。つまり、焼きならし、試験片加工、ガス浸炭炉による共析浸炭、低温焼戻し及び研磨の工程によって作製したものである。各試験番号について、ローラーピッチング試験における試験数は6とした。縦軸に面圧、横軸にピッチング発生までの繰り返し数をとったS-N線図を作成し、繰り返し数2.0×107回までピッチングが発生しなかった内、最も高い面圧を面疲労強度とした。小ローラーの試験部の表面が損傷している箇所のうち、最大のものの面積が1mm2以上になった場合をピッチング発生と判定した。各試験番号について、小野式回転曲げ疲労試験での試験数は8とした。回転数3000rpmとし、その他は通常の方法により試験を行い、繰り返し数1.0×104回、および1.0×107回まで破断しなかった内、最も高い応力をそれぞれ、中サイクル回転曲げ疲労強度、および高サイクル回転曲げ疲労強度とした。後述の表4に、上記の各試験結果をまとめて示す。ローラーピッチング試験での面疲労強度の目標値は、汎用鋼種として一般的な、JIS規格SCr420Hの規格を満たす鋼Aを浸炭した試験番号1の面疲労強度を100として規格化し、20以上上回ることとした。小野式回転曲げ疲労強度の目標値は、鋼Aを浸炭した試験番号1の中サイクル、高サイクルの回転曲げ疲労強度をそれぞれ100として規格化し、ともに15以上上回ることとした。切削試験においては、上記の熱間圧延で作製した直径70mmの熱間鍛造用圧延棒鋼を1200°Cで30分加熱し、仕上げ温度を950°C以上として熱間鍛造して、直径50mmの丸棒を得た。この丸棒から機械加工によって、直径46mm、長さ400mmの試験材を得た。この試験材を用いて、下記の条件で切削試験を行った。切削試験旋削チップ:母材材質超硬P20種グレード、コーティングなし条件:周速200m/分、送り0.30mm/rev、切り込み1.5mm、水溶性切削油を使用測定項目:切削時間10分後の逃げ面の主切刃摩耗量表4に、上記の各試験結果をまとめて示す。切削試験での目標値は、高強度材として一般的であるJIS規格SCM822Hの規格を満たす鋼Bを浸炭した試験番号2の逃げ面の主切刃摩耗量を100として規格化し、これを20以上下回ることとした。表4に示す通り、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合には、目標とする曲げ疲労強度、面疲労強度、及び被削性のいずれかが得られていない。本発明で規定する条件を満たす試験番号の場合には、目標とする曲げ疲労強度、面疲労強度、及び被削性が得られた。表5に示す化学成分を有する鋼D~Tを70トン転炉で成分調整した後、連続鋳造を行って、400mm×300mm角のブルームを得て、600°C以下まで冷却した。なお連続鋳造の凝固途中の段階で圧下を加えた。表2に示す条件で鋳片を加熱した後、分塊圧延にて180mm×180mm角の鋼片を作製し、室温まで冷却した。次に表2に示す条件で鋼片を加熱した後、表2に示す条件で熱間圧延を行い、直径50mm、および直径70mmの棒鋼を得た。調査項目及び調査方法は、上記実施例1に記載の方法と同様とした。表6に、各試験結果をまとめて示す。表6に示す通り、本発明で規定する条件から外れた試験番号の場合には、目標とする曲げ疲労強度、面疲労強度、及び被削性のいずれかが得られていない。本発明で規定する条件を満たす試験番号の場合には、目標とする曲げ疲労強度、面疲労強度、及び被削性が得られた。Nbを含有している、試験番号31、および33は、目標を大きく上回った。また、Cu及びNiのうち一種以上を含有している、試験番号39~41は、目標を大きく上回った。以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。"