"C:056質量以上070質量以下、Si:015質量以上050質量未満、Mn:060質量以上150質量以下、Cr:050質量以上110質量以下、Mo:005質量以上05質量以下、P:0025質量以下、S:0025質量以下、Al:0005質量以上0500質量以下、O:00015質量以下およびN:00030質量以上0015質量以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記1式にて定義される共晶炭化物生成指数Ecが0<Ec≦025を満足する成分組成であり、かつ下記2式にて定義される偏析度が28以下であることを特徴とする軸受鋼。記Ec=-007×[Si]-003×[Mn]004×[Cr]-036×[Al]079-[C]...1但し、[]は括弧内の各成分の含有量質量CMo/CMo≦28...2但し、CMoはMoの強度値の最大値並びに、CMoはMoの強度値の平均値上記成分組成に加えて、さらに、Cu:0005質量以上05質量以下およびNi:0005質量以上100質量以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項1に記載の軸受鋼。上記成分組成に加えて、さらに、W:0001質量以上05質量以下、Nb:0001質量以上01質量以下、Ti:0001質量以上01質量以下、Zr:0001質量以上01質量以下およびV:0002質量以上05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の軸受鋼。上記成分組成に加えて、さらに、B:00002質量以上0005質量以下を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の軸受鋼。請求項1から4のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150°C以上1350°C未満の温度域で10時間超加熱することを特徴とする軸受鋼の製造方法。C:056質量以上070質量以下、Si:015質量以上050質量未満、Mn:060質量以上150質量以下、Cr:050質量以上110質量以下、Mo:005質量以上05質量以下、P:0025質量以下、S:0025質量以下、Al:0005質量以上0500質量以下、O:00015質量以下およびN:00030質量以上0015質量以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記1式にて定義される共晶炭化物生成指数Ecが0<Ec≦025を満足する成分組成であり、かつ下記2式にて定義される偏析度が28以下であることを特徴とする軸受用造塊材。記Ec=-007×[Si]-003×[Mn]004×[Cr]-036×[Al]079-[C]...1但し、[]は括弧内の各成分の含有量質量CMo/CMo≦28...2但し、CMoはMoの強度値の最大値並びに、CMoはMoの強度値の平均値上記成分組成に加えて、さらに、Cu:0005質量以上05質量以下およびNi:0005質量以上100質量以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする請求項6に記載の軸受用造塊材。上記成分組成に加えて、さらに、W:0001質量以上05質量以下、Nb:0001質量以上01質量以下、Ti:0001質量以上01質量以下、Zr:0001質量以上01質量以下およびV:0002質量以上05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項6または7に記載の軸受用造塊材。上記成分組成に加えて、さらに、B:00002質量以上0005質量以下を含有することを特徴とする請求項6から8のいずれかに記載の軸受用造塊材。請求項6から9のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150°C以上1350°C未満の温度域で10時間超加熱することを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。さて、風力発電、輸送機械、その他一般産業機械は年々大型化しており、これらに用いる軸受鋼の更なる大断面化が急務となっていた。この軸受鋼の大断面化には、従来、連続鋳造で製造されていた素材を造塊法にて製造することによって、小断面から大断面まで対応することが可能となるが、この造塊法で製造された鋼以下、造塊材と言うでは、V偏析部や逆V偏析部のような偏析部に巨大な共晶炭化物が生成することが、特に問題となる。なぜなら、造塊材は、連続鋳造材の場合と比較して偏析度合いが高く、従って、巨大な共晶炭化物の生成頻度も高くなるため、共晶炭化物の生成を抑制することが重要になる。そこで、本発明は、連続鋳造材の場合は勿論、特に造塊材による軸受鋼にあっても、上記した偏析部における共晶炭化物の生成を抑制する方途について提供することを目的とする。発明者らは、前記課題を解決する手段について鋭意究明したところ、従来の軸受鋼に対して、C、Si、Mn、CrおよびAlの添加量を適正化するとともに、新たに共晶炭化物生成指数および偏析度を導入し、その値をも特定の範囲に限定するのが有利であることを知見した。すなわち、これらの限定によって、特に造塊材で問題となっていたV偏析部や逆V偏析部での巨大な共晶炭化物の生成を回避することができ、転動寿命特性に優れた軸受鋼を提供可能であることを新規に知見した。すなわち、発明者らは、C、Si、Mn、Cr、AlおよびMo量を変化させ、かつ後述の1式で表される共晶炭化物生成指数Ec並びに、CMo/CMoで定義されるMoの偏析度CMoはMoの強度値の最大値、CMoはMoの強度値の平均値を変化させた軸受鋼を製作し、その組織および転動疲労寿命特性を鋭意調査した結果、造塊材であっても成分組成およびEc値および偏析度が所定の範囲を満足する鋼であれば、鋼中に共晶炭化物が存在しない鋼を得ることができ、転動疲労寿命特性が向上することを見出し、本発明を完成するに至った。本発明の要旨構成は、次のとおりである。1.C:056質量以上070質量以下、Si:015質量以上050質量未満、Mn:060質量以上150質量以下、Cr:050質量以上110質量以下、Mo:005質量以上05質量以下、P:0025質量以下、S:0025質量以下、Al:0005質量以上0500質量以下、O:00015質量以下およびN:00030質量以上0015質量以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記1式にて定義される共晶炭化物生成指数Ecが0<Ec≦025を満足する成分組成であり、かつ下記2式にて定義される偏析度が28以下であることを特徴とする軸受鋼。記Ec=-007×[Si]-003×[Mn]004×[Cr]-036×[Al]079-[C]...1但し、[]は括弧内の各成分の含有量質量CMo/CMo≦28...2但し、CMoはMoの強度値の最大値並びに、CMoはMoの強度値の平均値2.上記成分組成に加えて、さらに、Cu:0005質量以上05質量以下およびNi:0005質量以上100質量以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする前記1に記載の軸受鋼。3.上記成分組成に加えて、さらに、W:0001質量以上05質量以下、Nb:0001質量以上01質量以下、Ti:0001質量以上01質量以下、Zr:0001質量以上01質量以下およびV:0002質量以上05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1または2に記載の軸受鋼。4.上記成分組成に加えて、さらに、B:00002質量以上0005質量以下を含有することを特徴とする前記1から3のいずれかに記載の軸受鋼。5.前記1から4のいずれかに記載の成分組成を有する軸受鋼材を、1150°C以上1350°C未満の温度域で10時間超加熱することを特徴とする軸受鋼の製造方法。6.C:056質量以上070質量以下、Si:015質量以上050質量未満、Mn:060質量以上150質量以下、Cr:050質量以上110質量以下、Mo:005質量以上05質量以下、P:0025質量以下、S:0025質量以下、Al:0005質量以上0500質量以下、O:00015質量以下およびN:00030質量以上0015質量以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなり、さらに下記1式にて定義される共晶炭化物生成指数Ecが0<Ec≦025を満足する成分組成であり、かつ下記2式にて定義される偏析度が28以下であることを特徴とする軸受用造塊材。記Ec=-007×[Si]-003×[Mn]004×[Cr]-036×[Al]079-[C]...1但し、[]は括弧内の各成分の含有量質量CMo/CMo≦28...2但し、CMoはMoの強度値の最大値並びに、CMoはMoの強度値の平均値7.上記成分組成に加えて、さらに、Cu:0005質量以上05質量以下およびNi:0005質量以上100質量以下のうちから選ばれる1種または2種を含有することを特徴とする前記6に記載の軸受用造塊材。8.上記成分組成に加えて、さらに、W:0001質量以上05質量以下、Nb:0001質量以上01質量以下、Ti:0001質量以上01質量以下、Zr:0001質量以上01質量以下およびV:0002質量以上05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することを特徴とする前記6または7に記載の軸受用造塊材。9.上記成分組成に加えて、さらに、B:00002質量以上0005質量以下を含有することを特徴とする前記6から8のいずれかに記載の軸受用造塊材。10.前記6から9のいずれかに記載の成分組成を有する軸受用造塊材を、1150°C以上1350°C未満の温度域で10時間超加熱することを特徴とする軸受用造塊材の製造方法。本発明によれば、従来の軸受鋼に比べて遥かに優れた耐転動疲労寿命特性を有する軸受鋼を、安定して製造することが可能である。特に、造塊材の適用が許容されることから、小断面から大断面の軸受鋼の製造を実現することができ、風力発電機や輸送機械、その他一般産業機械の大型化にも寄与し、産業上有益な効果がもたらされる。次に、本発明の軸受鋼について詳細に説明する。まず、本発明の軸受鋼における成分組成の各成分含有量の限定理由から順に説明する。C:056質量以上070質量以下Cは、鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上するのに有効な元素であり、本発明では056質量以上含有させる。一方、070質量を超えて含有すると、素材の鋳造中に巨大共晶炭化物が生成し、転動疲労寿命の低下を招く。以上のことから、C量は056質量以上070質量以下とする。Si:015質量以上050質量未満Siは、脱酸剤として、また、固溶強化により鋼の強度を高め、鋼の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、015質量以上添加する。しかし、050質量以上の添加は、鋼の被削性や鍛造性を劣化させる。また、鋼中の酸素と結合し、酸化物として鋼中に残存して転動疲労寿命特性の劣化を招く。さらに、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Siの上限は050質量未満とする。Mn:060質量以上150質量以下Mnは、焼入れ性を向上し、鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、060質量以上添加する。しかし、150質量を超える添加は、被削性を低下させる。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Mnの上限は150質量とする。Cr:050質量以上110質量以下Crは、Mnと同様に鋼の強靭性を高め、鋼材の耐転動疲労寿命特性を向上するために添加される元素であり、本発明では、050質量以上添加する。しかし、110質量を超える添加は、被削性を低下させるため、Crの上限は110質量とする。Mo:005質量以上05質量以下Moは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、005質量以上添加する。しかし、05質量を超える添加は、V偏析、逆V偏析あるいは中心偏析部にMoの濃化層を形成し、Moの偏析度を悪化させ、鋼材の耐転動疲労寿命特性の低下をまねくため、Moの上限は05質量とする。P:0025質量以下Pは、鋼の母材靭性、転動疲労寿命を低下させる有害な元素であり、できるかぎり低減することが好ましい。特に、Pの含有量が0025質量を超えると、母材靭性および転動疲労寿命の低下が大きくなる。よって、Pは0025質量以下とする。好ましくは、0020質量以下である。なお、工業的にはP含有量を0とすることは困難であり、0002質量以上含有されることが多い。S:0025質量以下Sは、非金属介在物であるMnSとして鋼中に存在する。軸受鋼は転動疲労の起点となり易い酸化物が少ないため、MnSが鋼中に多量に存在すると転動疲労寿命の低下を招く。従って、できるかぎり低減することが好ましく、本発明では、0025質量以下とする。好ましくは、0020質量以下である。なお、工業的にはS含有量を0とすることは困難であり、00001質量以上含有されることが多い。Al:0005質量以上0500質量以下Alは、脱酸剤として、また、窒化物として生成させオーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるために添加される元素であり、0005質量以上添加する必要がある。しかし、0500質量を超えて添加すると、粗大な酸化物系介在物が鋼中に存在するようになり、鋼の転動疲労寿命特性の低下を招く。また、偏析部に濃化した場合には、共晶炭化物を生成し易くする。以上のことから、Al含有量の上限は0500質量とする。好ましくは、0450質量以下である。O:00015質量以下Oは、SiやAlと結合し、硬質な酸化物系非金属介在物を形成するため、転動疲労寿命の低下を招く。従って、Oは可能な限り低い方が良く、00015質量以下とする。なお、工業的にはO含有量を0とすることは困難であり、00003質量以上含有されることが多い。N:00030質量以上0015質量以下Nは、Alと結合して窒化物系非金属介在物を形成し、オーステナイト粒を微細化し、靭性並びに転動疲労寿命特性を向上させるため、00030質量以上添加する。しかし、0015質量を超えて添加すると、窒化物系介在物が鋼中に多量に存在するため、転動疲労寿命特性の低下を招く。また、鋼中で窒化物として生成しないNフリーNが多量に存在するようになり、靭性の低下を招くため、N含有量の上限は0015質量とする。好ましくは、0010質量以下とする。共晶炭化物生成指数Ec:0<Ec≦025発明者らは、種々の成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶製し、得られた鋼塊について、共晶炭化物の有無を調査し、その結果に関してパラメータ主影響元素の選択を種々に変更して回帰計算を行ったところ、共晶炭化物の生成を抑制できる鋼組成として、以下の1式により定義される共晶炭化物指数Ec値が0<Ec≦025を満足することが必要であるという知見を得た。Ec=-007×[Si]-003×[Mn]004×[Cr]-036×[Al]079-[C]...1但し、は括弧内の各成分の含有量質量さらに、発明者らは、表1に示す成分組成並びにEc値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性の調査は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。なお、共晶炭化物の生成の有無、転動疲労寿命特性に及ぼす成分組成ならびにEc値の影響を調査するため、軸受鋼の製造条件は同等にした。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面トップ側、1280×830mm断面ボトム側の造塊材インゴットとし、得られた造塊材を550mm角断面に鍛造し、1270°Cで48時間の均熱処理を実施した。鍛造後の鋼片から、図3に示すように共晶炭化物生成有無観察およびEPMAマッピング用の試験片を、図7に示すように転動疲労試験片を、それぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度CMo/CMoおよび転動疲労寿命特性をそれぞれ調査した。ここで、試験片は、それぞれ鍛造後の鋼片の、造塊材のボトム側に相当する部分から採取した。さらに、鍛造後の鋼片から、図9に示すように、被削性評価用サンプルを採取し、後述する試験法で被削性の調査を行った。転動疲労寿命の評価結果を表2に、この評価結果とEc値との関係として整理したものを図1に、それぞれ示す。同図に示すように、Ec値が0以下の領域では、鋼中に巨大な共晶炭化物が生成しており、Ec値をこの領域で増加させても転動疲労寿命は基準材の水準からほとんど改善されていない。しかし、Ec値が0を超えると共晶炭化物が生成されなくなり、転動疲労寿命の急激な改善が見られる。ただし、Ec値が025超になると、却って添加するC量が少なくなるため、焼入れ後の鋼の強度が確保できなくなり、転動疲労寿命が低下した。以上のことから、Ec値を0<Ec≦025とすることによって、鋼中に共晶炭化物が生成することが無くなり、従って、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。また、Ec値が本発明の範囲内であっても、C量が本発明の範囲外であるA-8、およびMn量が本発明の範囲外であるA-10は、鋼の強度が低下したため、転動疲労寿命が低下した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比各鋼Noの工具寿命/鋼NoA-1の工具寿命を求めることで行ったが、Ec値及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。ここで、上記のようにEc値を規制して共晶炭化物のない鋼に調整したのは、上述したように、共晶炭化物が鋼中に生成すると、共晶炭化物を起点として転動疲労が発生するため、耐転動疲労寿命特性の低下を招くためである。偏析度CMo/CMo≦28さらに、発明者らは、表3に示す成分組成並びにEc値に従って軸受鋼を作製し、転動疲労寿命特性を調査した。転動疲労寿命特性は、後述の実施例と同様の試験方法で実施した。ここで、転動疲労寿命特性に及ぼす偏析度の影響を調査するため、Ec値および共晶炭化物の有無、製造条件は同じにして、Mo量を変化することで偏析度CMo/CMoを変化させた。すなわち、転炉で溶製した後、造塊法で1350mm×1250mm断面トップ側、1280×830mm断面ボトム側の造塊材インゴットとし、得られた造塊材を800mm角断面に鍛造し、1270°Cで48時間の均熱処理を実施した。その後、650mmの角断面に鍛造した。この鍛造後の鋼片から、図3に示すように共晶炭化物生成有無観察およびEPMAマッピング用の試験片、ならびに図7に示すように転動疲労試験片、図9に示すように被削性評価用試験片をそれぞれ採取し、後述する試験法で共晶炭化物の生成の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性をそれぞれ調査した。偏析度並びに転動疲労寿命の評価結果を表4に、この評価結果と偏析度CMo/CMoとの関係として整理したものを図2に、それぞれ示す。同図に示すように、偏析度が28以下になると、転動疲労寿命が向上した。一方、偏析度が28超となると、偏析度が悪くなるため、却って転動疲労寿命が低下した。以上のことから、偏析度を28以下とすることによって、転動疲労寿命特性が向上することが判明した。なお、偏析度の下限は、10であることが好ましい。ここで、転動疲労寿命に悪影響を及ぼす偏析が生じる元素として、Mo以外ではCr,P,Sが挙げられる。これらも偏析度を28以下とする必要があるが、これら元素はMoに比べて拡散速度が大きい。そのため、Moの偏析度を28以下とすれば、これら元素の偏析度は28よりも小さい値となる。したがってMoの偏析度のみに注目しこの値を特定した。なお、被削性の評価は基準鋼に対する工具寿命比を求めることで行ったが、偏析度及び各成分元素の含有量が本発明の範囲内である鋼は、基準鋼に対して工具寿命は優れていることが確認できた。なお、本発明では、造塊法によって製造した造塊材であっても、共晶炭化物の生成を抑制することが可能であるから、造塊法によって製造される造塊材に適用すると特に効果がある。そして、素材を造塊材とすることで、小断面から大断面までの軸受け製品に対応することが可能となるという、効果もある。さらに、上記した基本成分に加えて、以下に示す各成分を適宜添加することが可能である。Cu:0005~05質量およびNi:0005~100質量のうちから選ばれる1種または2種CuおよびNiは、焼入れ性や焼戻し後の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、CuおよびNiは0005質量以上添加することが好ましい。しかし、Cuは05質量、Niは100質量を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、CuおよびNiは上記値を上限として添加することが好ましい。同様に、本発明の軸受鋼では、強度を高めたり、鋼の転動疲労寿命特性を向上させたりするため、上記成分に加えてさらに、以下の成分を添加することができる。W:0001~05質量、Nb:0001~01質量、Ti:0001~01質量、Zr:0001~01質量およびV:0002~05質量のうちの1種または2種以上W、Nb、Ti、ZrおよびVは、いずれも焼入れ性や焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要とする強度に応じて選択して添加することができる。このような効果を得るためには、W、Nb、TiおよびZrは、それぞれ0001質量以上、Vは0002質量以上で添加することが好ましい。しかし、WおよびVは05質量、Nb、Ti、Zrは01質量、を超えて添加すると、却って鋼の被削性が低下するため、これらの値を上限として添加することが好ましい。B:00002~0005質量Bは、焼入れ性の増大により焼戻し後の鋼の強度を高め、鋼の転動疲労寿命特性を向上する元素であり、必要に応じて添加することができる。この効果を得るためには、00002質量以上で添加することが好ましい。しかし、0005質量を超えて添加すると、加工性が劣化するため、Bは00002~0005質量の範囲で添加することが好ましい。本発明の軸受鋼においては、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。次に、本発明の軸受鋼を製造する条件について説明する。上記の成分組成を有する鋼は、真空溶解炉または転炉、さらには脱ガス工程などの公知の精錬法にて溶製し、次いで、造塊法あるいは連続鋳造法によって鋳片とされる。本発明では、特に共晶炭化物の析出し易い造塊法によって鋳片とする場合においても、共晶炭化物の生成を防止できるので、大型の鋳片を製造可能な造塊材に適用することも可能である。鋳片は、さらに圧延、鍛造等の成形工程を経て軸受部品とされる。得られた鋳片の中心部にはMoの偏析が生じているので、上述したMoの偏析度を28以下にまで低減させるための処理を行う必要がある。この処理として、以下に示す加熱処理が必要である。加熱温度:1150°C以上1350°C未満鋼の転動疲労寿命特性向上のために、中心偏析部でのMoの偏析度を低減する必要がある。また、造塊法にて鋳造した場合には、鋳片の中央付近には、鋳造方向の偏析V偏析、鋳造方向と逆方向の偏析逆V偏析が生じやすいが、所定条件で加熱を行うことにより、この偏析を低減させることもできる。加熱温度が1150°C未満の場合、偏析度の低減が小さく、上記効果を得ることができない。加熱温度が1350°C以上になると、偏析度が大きい部分で溶融が起こり、鋼材に割れが発生する。以上のことから加熱温度は1150°C以上1350°C未満とする。加熱保持時間:10時間超前述したとおり、鋼の転動疲労寿命特性向上のためには、Moの偏析度および、V偏析、逆V偏析を低減する必要がある。偏析度の低減のためには、加熱温度を高くすることが効果的であるが限界がある。したがって、10時間超の加熱保持を行い、偏析度を低減する。加熱保持時間が10時間以下の場合、偏析度の低減が小さく、上記した効果を得ることができない。そのために、本発明では、加熱保持時間を10時間超に限定した。なお、加熱処理を複数回に分けて行ってもよく、この場合、各加熱処理における1150°C以上1350°C未満での保持時間の合計時間が10時間超となればよい。また、鋳片には熱間鍛造を行って所望の断面形状とされるが、上記した加熱処理は熱間鍛造を行うにあたっての鋳片の加熱段階鍛造前加熱で行ってもよいし、また、鍛造前加熱とは別に鋳片に加熱処理を行ってもよい。さらに、熱間鍛造後に上記の条件で加熱処理を行うようにしてもよい。但し、軸受用造塊材として、Mo偏析度28以下を満足させる場合には、造塊後の鋳片について、加熱処理を行う必要がある。表5に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法または連続鋳造法により表6に示すサイズの鋳片とし、表6に示す条件にて鍛造および加熱を施し、一辺の長さが650mmになる角断面の鋼片とした。この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性および被削性を、以下のように調査した。[共晶炭化物の有無]共晶炭化物の有無は、鍛造した鋼片のT12,T22部中心部およびT12,T24部T1=T2は角鍛造した鋼片の辺の長さ:図3参照から延伸方向断面が観察面になるようにミクロ組織観察用サンプルを採取し、3ナイタルで腐食後、走査型電子顕微鏡SEMにて倍率500倍で観察を行い、共晶炭化物の有無を調査した。なお、被検面積は10mm×10mmとした。[偏析度]偏析度は、上記した共晶炭化物生成の有無を評価した、ミクロ組織観察用サンプルを用いて、電子線マイクロアナライザ以下、EPMAと示すを利用して求めた。EPMAの測定条件は、ビーム径:30μmφ、加速電圧:20kV、電流:4×10-7Aにて、図5に示すように、サンプルの中央部6mm×6mmの面分析を行い、面分析を行った領域のうち、Mo強度値が高い部分を含む線上にて図6に示すようにライン分析を実施し、Moの強度の最大値CMoと平均値CMoとを求めた。また、その強度の最大値と平均値との比CMo/CMoをもって、偏析度と定義した。[耐転動疲労寿命特性]転動疲労寿命特性は、実際に鍛造、切削、焼入れ焼戻しを行い、実際に使用して評価するのが好ましいが、これでは、評価に長時間を有する。そのため、転動疲労寿命特性の評価は、スラスト型の転動疲労寿命試験機により評価した。鍛造後の鋼片のT12,T24部T1=T2は角鍛造した鋼片の辺の長さ:図7参照より、60mmφ×53mmの円盤を切り出し、950°Cに加熱後20分保持し、25°Cの油にて焼入れを行い、その後、170°Cに加熱後15時間保持する焼戻しを行い、60mmφ×5mmの円盤に平面研磨を行い試験面を鏡面に仕上げた。かくして得られた試験片は、スラスト転動疲労試験機を用いて、直径約38mmの円周上を鋼球が転がるようにし、58GPaのヘルツ最大接触応力がかかるようにして転動疲労試験に供した。その評価は、試験片に剥離が発生するまでの応力負荷回数を10枚~15枚の試験片に対して求め、ワイブル紙を用いて累積破損確率と応力負荷回数との関係で整理した後、累積破損確率10を求めた。このB10寿命が基準鋼A-1:SUJ2相当鋼に対して10以上向上した場合に、転動疲労寿命特性が向上したと判断した。[被削性]被削性は、実際に鍛造、切削、焼入れ焼戻しを行い、さらに仕上切削を施して評価するのが好ましいが、これでは評価に長時間を要する。そのため、被削性の評価は、外周旋削試験により、以下のように評価した。鍛造後の鋼片のT12,T24部T1=T2は角鍛造した鋼片の辺の長さ:図9参照より、60mmΦ×270mmの丸棒を切り出し、950°Cに加熱後20分保持し、25°Cの油にて焼入れを行った。その後、170°Cに加熱後15時間保持する焼戻しを行った。かくして得られた試験片は、外周旋削試験機により被削性の評価を行った。外周旋削試験は、超硬P10の切削工具を用いて、潤滑剤なしで切削速度120mmmin、送り速度02mrev、切り込み10mmで行い、工具の逃げ面摩耗量が02mmになるまでの時間を工具寿命として調査した。それぞれの鋼について得られた工具寿命を基準鋼A-1:SUJ2相当鋼についての工具寿命の値で除すことで、寿命の低下度合工具寿命=工具寿命SUJ2相当鋼の工具寿命を評価した。この工具寿命が基準鋼に対して15以上向上した場合に、被削性が向上したと判断した。表7に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ec値および偏析度CMo/CMoを満たす、No2~6、No9~14およびNo19~24の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、製造条件が本発明の範囲を満足しないNo7およびNo8の鋼は、偏析度が大きくなり、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないNo15~18の鋼は、製造条件が本発明の範囲内であっても、偏析度低減が小さく、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。表8に示す成分組成を有する鋼を転炉により溶製し、次いで造塊法によりインゴットとし、このインゴットを、表9に示す条件にて造塊材を製造し、得られた造塊材を、1270°Cに加熱して15時間保持後、鍛造を実施し、一辺の長さが450~750mmになる角断面の鋼片あるいは、直径が450~800mmになる丸断面の鋼片とした。次いで、鍛造後の鋼片を1270°Cに加熱して20時間保持する熱処理を施した。この鍛造品について共晶炭化物の有無、偏析度、転動疲労寿命特性、および、被削性を、上述の実施例1と同様に調査した。なお、試験片採取位置は、角断面の鋼片については上述した実施例1と同じである。丸断面の鋼片については、ミクロ組織観察用サンプルは、丸鍛造した鋼片のD/4部およびD/2部Dは鋼片の直径:図4参照から延伸方向断面が観察面となるように採取し、スラスト転動疲労試験の試験片は、鋼片のD/4部Dは鋼片の直径:図8参照より採取し、被削性調査用の試験片は鋼片のD/4部Dは丸鍛造した鋼片の直径:図10参照より採取した。表10に共晶炭化物の有無、偏析度および転動疲労寿命特性試験の結果を示す。本発明に従う成分組成、Ec値および偏析度CMo/CMoを満たす、D-1、D-2、D-4~D-6、D-8およびD-14~D-18の鋼は、鋼中に共晶炭化物の存在が無く、偏析度も本発明の範囲内に制御され、良好な転動疲労寿命特性を有していることが分かる。これに対して、成分組成が本発明の範囲内であっても、Ec値が本発明の範囲を満足しないD-3、D-7、D-12の鋼は、鋼中に共晶炭化物が存在し、耐転動疲労寿命特性が低下していることがわかる。また、成分組成が本発明の範囲を満たさないD-9~D-11、D-13およびD-19~D-24の鋼は、耐転動疲労寿命特性が低下していることが分かる。Ec値は本発明の範囲であるが、Cr量が本発明の範囲外であるD-20の鋼は、被削性が低下していることがわかる。"