鋳塊を熱間鍛造することにより金型部品を製造する方法であって、前記熱間鍛造が、前記鋳塊を1100°C以上まで加熱した後に、950°C超で鍛造して金属組織を整粒化する前記鍛造工程と、引き続き、前記鋳塊を950°C以下で鍛造して前記金属組織を微細化する後期鍛造工程と、を備え、前記熱間鍛造の鍛錬比が3.5以上であることを特徴とする金型部品の製造方法。前記前期鍛造工程の鍛錬比が1.5以上であり、前記後期鍛造工程の鍛錬比が2.0以上であることを特徴とする請求項1に記載の金型部品の製造方法。前記鋳塊は、質量で、C:0.29~0.35、Si:0.15~0.35、Mn:0.60~0.90、Ni:1.602.00、Cr:0.77~1.00、Mo:0.150.30、をそれぞれ含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなることを特徴とする請求項1又は2に記載の金型部品の製造方法。しかしながら、特許文献1は、化学成分範囲を規定することで焼入れ性を調整しているのみであり、前工程である鍛造工程については検討されていない。そのため、高強度と優れた低温靭性の双方を両立させることは不安定であった。また、上述したように、高強度材の最終特性値は鍛造後の焼入れ焼戻しにより決定されるため、強度と低温靭性を確保するためには焼入れ処理を十分に施すことが有効である。しかしながら、焼入れ処理の前工程である鍛造処理が不十分であった場合には、オーステナイト粒径が粗大となるため、焼きが入りやすくなり強度に関しては確保できる一方、焼戻し後の最終組織も粗大となり、その結果、低温靭性が劣化する問題がある。また従来の鍛造工程では、図2に示すように、要求された製品寸法、つまり最終的な金型部品素材の形状のみで鍛造条件を評価決定しており、金属組織を制御して材質を造りこむといった指標を規定していなかった。さらには、鍛造温度についても組織制御という観点では規定されていなかった。さらに、このような問題は素材肉厚が厚くなるほど顕著となる。素材の肉厚が厚いと素材中心までの鍛造が不十分となり、焼戻し後の最終金属組織が、素材中心部と表面部とでオーステナイト粒径の差が大きい混粒組織となってしまう。したがって、素材中心部と表面とで特性の差が生じてしまい、強度と低温靭性を確保することが不安定となり、高品質な素材を安定して製造することは困難であった。本発明は、このような実情に鑑み、鍛造工程を、金属組織の再結晶後において結晶粒が成長しにくくなる温度を境界として、その温度より高温域側にて結晶粒を整粒する工程と、低温側にて微細化する工程との二つの工程に区分して施し、さらに鍛造工程の鍛錬比を制御することにより、素材中心部まで鍛造を十分に入れ、肉厚方向の金属組織のばらつきを抑えるものである。本発明は、特に、金型部品としての素材の合金コストを抑えるとともに、鍛造工程の条件を制御することで、焼入れ焼き戻し後の肉厚方向の組織のばらつきを低減させ、高強度ならびに低温靭性に優れた金型部品の製造方法を提供することを課題としたものである。本発明者らは、鍛造処理を好適な条件で行い、焼入れ焼戻し処理の前に予め結晶粒を整粒微細化しておくことにより、肉厚方向中心まで鍛造を入れることができるとともに、素材表面部及び中心部との組織の差を抑制することができ、その結果、焼入れ後の低温靭性を安定かつ十分に確保できる、との知見に基づく技術的思想により、本発明に到ったものである。上記課題を解決することを目的とした本発明の要旨は、以下のとおりである。本発明の金型部品の製造方法は、鋳塊を熱間鍛造することにより金型部品を製造する方法であって、前記熱間鍛造が、前記鋳塊を1100°C以上まで加熱した後に、950°C超で鍛造して金属組織を整粒化する前記鍛造工程と、引き続き、前記鋳塊を950°C以下で鍛造して前記金属組織を微細化する後期鍛造工程と、を備え、前記熱間鍛造の鍛錬比が3.5以上であることを特徴とする。また、本発明の金型部品の製造方法は、前記前期鍛造工程の鍛錬比が1.5以上であり、前記後期鍛造工程の鍛錬比が2.0以上であることが好ましい。また、本発明の金型部品の製造方法において、前記鋳塊は、質量で、C:0.29~0.35、Si:0.15~0.35、Mn:0.60~0.90、Ni:1.602.00、Cr:0.77~1.00、Mo:0.150.30、をそれぞれ含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなることが好ましい。本発明によれば、鍛造工程を、金属組織の再結晶後において結晶粒が成長しにくくなる温度を境界として、その温度より高温域側にて結晶粒を整粒する工程と、低温側にて微細化する工程との二つの工程に区分して施し、さらに鍛造工程の鍛錬比を制御することにより、素材中心部まで鍛造を十分に入れ、肉厚方向の金属組織のばらつきを抑えることができる。特に、金型部品としての素材の合金コストを抑えるとともに、鍛造工程の条件を制御することで、焼入れ焼き戻し後の肉厚方向の組織のばらつきを低減させ、高強度ならびに十分な低温靭性を得ることができる。以下、本実施形態の金型部品の製造方法について説明するが、まず、本発明に至った本発明者らの知見について説明する。本実施形態の金型部品の製造方法は、鋳塊を熱間鍛造することにより金型部品以下、単に素材ともいうを製造する方法であって、熱間鍛造が、鋳塊を1100°C以上まで加熱した後に、950°C超で鍛造して金属組織を整粒化する前期鍛造工程と、引き続き、鋳塊を950°C以下で鍛造して金属組織を微細化する後期鍛造工程と、を備え、熱間鍛造の鍛錬比が3.5以上であることを特徴とする。なお、熱間鍛造の鍛錬比は、後期鍛造工程後の素材断面積/前期鍛造工程前の鋳塊断面積により求めることができる。以下、本実施形態に係る熱間鍛造の各工程について図1を用いて詳細に説明する。図1は、本実施形態の熱間鍛造の工程における鋳塊の温度変化を示す模式図である。本実施形態の係る熱間鍛造工程は、まず上述したように、鋳塊を1100°C以上まで加熱する。これは、後に施す鍛造を鋳塊の金属組織がオーステナイト単相になる温度、即ちオーステナイト域で行い、鍛造の結晶粒径を微細にするためである。結晶粒径の粗大化抑制のためには、鍛造前の加熱温度を1150°C以上とすることが好ましい。次に、1100°C以上まで加熱された鋳塊に対し、950°C超で鍛造して金属組織を整粒化する前期鍛造工程と、950°C以下で鍛造して金属組織を微細化する後期鍛造工程とを順に備えた熱間鍛造を施す。また、本発明においては、熱間鍛造の鍛錬比を3.5以上とする必要がある。このように、鍛錬比を3.5以上とすることにより、肉厚方向中心にも十分なひずみを導入することができる。つまり、鍛造後において、素材表面部だけではなく、肉厚方向中心部の金属組織も十分に微細化させることができる。その結果、その後の焼入れ焼戻し処理によって、安定かつ十分な低温靭性を確保できる。以下、熱間鍛造における各工程について説明する。<前期鍛造工程>鋳塊を1100°C以上まで加熱した後に、図1に示すように、950°C超の温度範囲にて鍛造を行う。このように、950°C超の高温域にて前期鍛造工程を行うことにより、オーステナイト粒を整粒化させることができるため、鍛造後に焼入れ焼戻しを施して得られる素材の金属組織を均一なものとすることができ、その結果、素材の低温靭性を安定して確保することができる。なお、前期鍛造工程の鍛造温度を950°C超と規定した理由は、950°Cというのが鋳塊の金属組織の再結晶後において結晶粒が成長しにくくなる温度に相当するためである。また、本実施形態において、前期鍛造工程の上限温度は1050°C以下とすることが好ましい。1050°C超の高温域で鍛造すると、粒成長の影響が大きくなり、後工程においてオーステナイト粒を微細化することが困難となるおそれがあるためである。また、本実施形態において、上記前期鍛造工程の鍛錬比は、オーステナイト粒の整粒化の観点から、1.5以上とすることが好ましい。このように前期鍛造工程の鍛錬比を1.5以上とすることにより、肉厚方向中心部の組織をより整粒化させることができる。なお、前期鍛造工程の鍛錬比は、前期鍛造工程後の鋳塊断面積/前期鍛造工程前の鋳塊断面積により求めることができる。前期鍛造工程の鍛錬比の上限は特に規定しないが、設備コスト等の観点から2.0以下とすることが好ましい。<後期鍛造工程>引き続き、上記前期鍛造工程を行った後に950°C以下の温度範囲にて鍛造を行う。このように、950°C以下の低温域にて後期鍛造工程を行うことにより、前期鍛造工程にて整粒化させた金属組織を微細化させることができる。そのため、後に施す焼入れ焼戻しにより低温靭性を十分に得ることができる。なお、後期鍛造工程の鍛造温度を950°C以下と規定した理由は、前期鍛造工程における温度の規定と同様に、金属組織の再結晶後において結晶粒が成長しにくくなり、組織内部にひずみが蓄積しやすくなる温度に相当するためである。なお、オーステナイト粒微細化の温度依存性は小さいこと、また低温になればなるほど鋳塊の変形抵抗が増大すること、を考慮すると、組織の微細化を目的とする後期鍛造工程の鍛造温度は950°C直下近傍であることが好ましい。また、本実施形態において、後期鍛造工程の鍛錬比は、オーステナイト粒の微細化の観点から、2.0以上とすることが好ましい。このように後期鍛造工程の鍛錬比を2.0以上とすることにより、素材の表面部だけではなく、肉厚方向中心部のオーステナイト粒までさらに微細化することができる。その結果、素材肉厚方向における低温靭性の特性のばらつきを抑制することができる。なお、前期鍛造工程の鍛錬比は、後期鍛造工程後の素材断面積/前期鍛造工程後の鋳塊断面積により求めることができる。また、後期鍛造工程の鍛錬比の上限は特に規定しないが、設備コストや素材組織の微細化効果の飽和等の観点から2.5以下とすることが好ましい。ここで、本発明に係る熱間鍛造工程では、金属組織の整粒化を目的とした前期鍛造工程と、微細化を目的とした後期鍛造工程とに区分し、これら前期後期鍛造工程を順次施すことを特徴とし、上述したように前期鍛造工程及び後期鍛造工程それぞれの鍛錬比は、1.5以上及び2.0以上とすることが好ましいが、これら前期後期鍛造工程それぞれの鍛錬比は同一であっても構わず、さらには、前期鍛造工程の鍛錬比よりも後期鍛造工程の鍛錬比の方が大きくても構わない。つまり、本発明では、金属組織を整粒化する前期鍛造工程と、このように整粒化させた金属組織を微細化する後期鍛造工程との2段階の鍛造を順に施す熱間鍛造を行い、この熱間鍛造の鍛錬比を3.5以上とすることが非常に重要であり、前期後期鍛造工程それぞれの鍛錬比が同一、もしくは前期鍛造工程の鍛錬比よりも後期鍛造工程の鍛錬比の方が大きい条件で熱間鍛造を施しても、本発明の効果は十分に享受することが可能である。また、本実施形態においては、後期鍛造工程後から焼入れ処理前までの冷却速度は遅くすることが好ましい。焼入れ前のオーステナイト粒径は低温靭性に影響を及ぼす。すなわち、焼入れ前のオーステナイト粒径が小さいと、マルテンサイトの発生基点となるオーステナイト粒の粒界面積が多くなる。したがって、より優れた低温靭性を得るためにが、後期鍛造工程後から焼入れ処理前までの冷却は、炉冷または空冷とすることが好ましい。また、本実施形態において、図1に示すように、後期鍛造工程後に焼入れ処理を施すが、その条件は特に規定しない。本実施形態では上述したように、熱間鍛造工程の条件を規定して金属組織を制御することにより、肉厚方向中心部まで組織の整粒化微細化を予め図ることができるため、通常行われる焼入れ処理を行うことで素材の低温靭性を、肉厚方向にばらつきなく安定して確保することができる。また、焼戻しは、素材を550~650°Cに加熱して行われる。ここで、本実施形態における各冷却速度は鋳塊または得られた素材の肉厚中心における平均速度とし、加熱温度等の各温度は鋳塊または素材の平均温度とする。温度の測定方法については、例えば、放射温度計にて鋳塊または素材表面温度を数箇所測定する方法が挙げられる。次に、本実施形態に係る鋳塊の合金組成について詳細に説明する。なお以下、は質量を意味する。本実施形態に係る鋳塊は、ニッケルクロムモリブデン鋼であることが好ましく、具体的には、質量で、C:0.29~0.35、Si:0.15~0.35、Mn:0.60~0.90、Ni:1.602.00、Cr:0.77~1.00、Mo:0.150.30、をそれぞれ含み、残部が鉄及び不可避的不純物からなる合金鋼であることが好ましい。以下、本実施形態の鋳塊の成分を限定した理由について説明する。C:0.29~0.35Cは、インペラに要求される強度を向上させるのに有効な元素である。また、鍛造後の十分な焼きを確保するために、C含有量を0.29以上とすることが好ましい。一方で、C含有量が多くなりすぎると、溶接性が劣化するとともに、焼入れ後の組織中に占めるベイナイト組織の量が少なくなるので、C含有量を0.35以下とすることが好ましい。なお、より好ましいC含有量は0.30~0.35であり、さらに好ましい含有量は0.30~0.34である。Si:0.15~0.35Siは、脱酸や強度向上に有用な元素である。これらの効果を得るために、Si含有量を0.15以上とすることが好ましい。しかし、必要以上にSiを含有させると偏析による靭性劣化を及ぼす可能性があるため、上限を0.35とすることが好ましい。Mn:0.60~0.90MnはSiと同様に脱酸剤として用いられ、かつ焼入れ性を向上させる元素である。そのため本発明はMn含有量を0.60以上とすることが好ましい。しかし、必要以上に含有させると粒界脆化現象が生じ、遅れ破壊の発生促進、粒界強度低下が生じる危険があるので上限を0.90とすることが好ましい。Ni:1.602.00Niは基地に固溶して固溶強化するとともに靭性を付与する。また、鍛造後の十分な焼きを確保するために、Ni含有量を1.60以上とすることが好ましい。一方で、Ni含有量が多くなっても、溶接性が劣化するとともに、固溶強化の効果が飽和してコストアップとなるので、Ni含有量を2.00以下とすることが好ましい。より好ましいNi含有量は1.65~1.95であり、さらに好ましい含有量は1.70~1.90である。Cr:0.77~1.00Crは、Mnと同様に焼入れ性を高め、かつCとともに炭化物を形成して強度、耐摩耗性を付与する。また、鍛造後の十分な焼きを確保するために、Cr含有量を0.77以上とすることが好ましい。しかし、多く含有させても、溶接性が劣化するとともに、焼入れ性の効果が飽和してコストアップになるので、Cr含有量を1.00以下とすることが好ましい。より好ましいCr含有量は0.77~0.95であり、さらに好ましい含有量は0.77~0.90である。Mo:0.150.30Moは、鋼の変態応力を緩和するとともに焼入れ性と、靭性および焼もどし軟化抵抗を高める。また、基地中に微細な炭化物を生成して耐摩耗性を向上させる効果を有する。これらの効果を得るためにMo含有量は0.15以上とすることが好ましい。しかし、Mo含有量が増えると焼割れ発生が促進されるとともに、焼入れ性の効果が飽和してコストアップになるので、Mo含有量は0.30以下とすることが好ましい。より好ましいMo含有量は0.17~0.27であり、さらに好ましい含有量は0.20~0.27である。また、本実施形態においては、上記した元素以外の残部は実質的にFeからなり、不可避不純物をはじめ、本発明の作用効果を害さない元素を微量に添加することができる。なお、本実施形態における金型部品の肉厚は限定されるものではないが、200~400mmで特に有効である。本発明に係る金型部品の製造方法によれば、熱間鍛造条件を制御することにより、金型部品素材の中心部まで鍛造を十分に入れることができ、素材肉厚方向に均一に金属組織を整粒化微細化させることができる。特に、素材の合金コストを抑えるとともに、鍛造工程の条件を制御することのみで、焼入れ焼き戻し後の肉厚方向の組織のばらつきを低減させ、高強度ならびに十分な低温靭性を安定して得ることができる。以下、実施例により本発明の効果を説明するが、本発明は、以下の実施例で用いた条件に限定されるものではない。本実施例では、まず、表1に示す化学成分を有する鋼を溶製し、常法に従い、鋳造した後に、熱間鍛造工程を行い、表2に示す肉厚を有する素材金型部品を製造した。なお、熱間鍛造工程における前期鍛造工程の鍛造温度、鍛錬比、そして後期鍛造工程における鍛造温度、鍛錬比、ならびに、熱間鍛造工程全体の鍛錬比トータル鍛錬比は表2に示すような条件とした。なお、熱間鍛造を施す前の加熱温度は1100~1150°Cとした。また、本実施例では、後期鍛造工程後から焼入れ処理までの冷却方法を炉冷または空冷とし、常法に従い焼入れ処理を施した。その後に、得られた素材を再度加熱して焼戻しを行った。なお、本実施例では、上記焼入れ処理後における金属組織の整粒化及び微細化を評価すべく、上記焼戻し処理を施す前に、オーステナイト粒径γ粒径を測定した。具体的には、上記熱間鍛造工程により製造した素材に上記焼入れ処理を施した後、素材表面部及び肉厚方向中心部それぞれのミクロ組織を光学顕微鏡によって観察し、平均γ粒径を測定した。更に、オーステナイト粒の整粒化を評価するために、素材表面部のγ粒径/肉厚方向中心部のγ粒径を求め、焼入れ処理後の金属組織のばらつきを評価した。以上の結果を表2及び図3に示す。なお、オーステナイト粒の微細化については、良好な低温靭性値の確保の観点から、γ粒径が80μm以下を良好とし、60μm以下を特に良好と評価した。また、オーステナイト粒の整粒化については、上記素材表面部のγ粒径/肉厚方向中心部のγ粒径が0.8以上を良好として評価した。製造No.3~5は本発明例であり、オーステナイト粒径は、素材の表面部及び肉厚方向中心部においても80μm以下と良好な結果であった。また熱間鍛造工程において、前期鍛造工程及び後期鍛造工程それぞれの鍛錬比を1.5以上、2.0以上として施したため、特に微細な金属組織を得ることができた。また、製造No.3~5のオーステナイト粒のばらつきについては、いずれも良好であった。一方、製造No.1、2はともに熱間鍛造工程のトータル鍛錬比が低く、図3にも示すように、表面部、中心部ともにγ粒径が粗大化してしまい、特に製造No.2の場合は、オーステナイト粒のばらつきも大きくなってしまった。これは、トータル鍛錬比は製造No.2よりも大きく、表面部には十分なひずみを導入することができ微細化させることができたが、肉厚方向中心部へのひずみの導入が不十分であったためと考えられる。