C:0001~005質量、Si:0001~20質量、Mn:02~30質量、P:003質量以下0質量を含まない、S:0002~01質量、Al:0005~01質量、固溶N:0008~002質量、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼材組織中のフェライトの分率が95以上、セメンタイトの分率が2以下0を含むで構成され、且つ前記フェライトの平均結晶粒径が10~100μmであることを特徴とする摩擦圧接用機械構造用鋼材。さらに他の元素として、Cr:2質量以下0を含まないまたはMo:2質量以下0を含まないを含有する請求項1に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。さらに他の元素として、Ti:02質量以下0を含まない、Nb:02質量以下0を含まない、V:02質量以下0を含まない、B:001質量以下0を含まないより成る群から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1~2に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。さらに他の元素として、Cu:5質量以下0を含まないまたはNi:5質量以下を含有する請求項1~3に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。請求項1~4のいずれかに記載の機械構造用鋼材が、相手側鋼材と摩擦圧接によって接合されてなる摩擦圧接部品。摩擦圧接による接合の前あるいは/および接合の後に冷間加工が施されてなる請求項5に記載の摩擦圧接部品。前記した通り、通常の機械構造部品用の素材である鋼材において、摩擦圧接ままの状態で熱影響部の強度低下や接合部分の強度増加を同時に抑制して、母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑え、複合鋼材の冷間加工性を維持または向上させる技術は、未だ提案されていない。前記自動車などのエンジン部品用などの機械構造部品では、製造時のCO2排出量削減、あるいは、歩留まり向上のため、従来の熱間加工から冷間加工に置き換えることが求められている。したがって、摩擦圧接法による複合鋼材複合鋼部品をも、このような用途に適用するためは、当然これらの特性向上が求められる。この点、前記した従来技術が提案するような母材、前記熱影響部、前記接合部分の各強度変動を最小限に抑えるだけでなく、摩擦圧接前後における冷間加工性を向上させない限りは、摩擦圧接法による複合鋼材複合鋼部品は、前記自動車などのエンジン部品としては信頼性に欠け使用できない。本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、摩擦圧接前後の冷間鍛造性などの冷間加工性を向上させるとともに、摩擦圧接後の疲労強度および衝撃特性などの部品性能に優れた摩擦圧接用機械構造用鋼材および摩擦圧接部品中間品を含むを提供することをその目的課題とする。本発明は上記課題を解決するための手段として、以下の内容を要旨とする摩擦圧接に適した機械構造用鋼材および摩擦圧接部品をここに提案する。1C:0001~005質量、Si:0001~20質量、Mn:02~30質量、P:003質量以下0質量を含まない、S:0002~01質量、Al:0005~01質量、固溶N:0008~002質量、残部はFeおよび不可避不純物からなり、鋼材組織中のフェライトの分率が95以上、セメンタイトの分率が2以下0を含むで構成され、且つ前記フェライトの平均結晶粒径が10~100μmであることを特徴とする摩擦圧接用機械構造用鋼材。2さらに他の元素として、Cr:2質量以下0を含まないまたはMo:2質量以下0を含まないを含有する前記1に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。3さらに他の元素として、Ti:02質量以下0を含まない、Nb:02質量以下0を含まない、V:02質量以下0を含まない、B:001質量以下0を含まないより成る群から選ばれる少なくとも1種を含有することを特徴とする前記1または2に記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。4さらに他の元素として、Cu:5質量以下0を含まないまたはNi:5質量以下を含有する前記1~3のいずれかに記載の摩擦圧接用機械構造用鋼材。5前記1~4のいずれかに記載の機械構造用鋼材が、相手側鋼材と摩擦圧接によって接合されてなる摩擦圧接部品。6摩擦圧接による接合の前あるいは/および接合の後に冷間加工が施されてなる請求項5に記載の摩擦圧接部品。本発明によれば、摩擦圧接前の冷間鍛造性などの冷間加工性は勿論のこと、摩擦圧接後における冷間加工性をも向上させることができるとともに、摩擦圧接後の疲労強度、衝撃特性などの優れた性能の部品を得ることが可能な摩擦圧接に適した機械構造用鋼材を提供することができる。また、本発明によれば上記機械構造用鋼材を用いて他の相手側鋼材と摩擦圧接することにより、疲労強度、衝撃特性、さらに冷間加工性などに優れた摩擦圧接部品中間品を含むを提供することができる。本発明の特徴以下、本発明について詳述する。先ず、本発明の摩擦圧接用機械構造用鋼材以下、摩擦圧接用鋼材、本発明鋼材などと略称する場合があるの主要な特徴について説明する。本発明の摩擦圧接用鋼材は、1フェライト単一組織フェライトが全体の95以上としていること、および2固溶N量を0008質量以上と一般の鋼材に比べて大幅に高めていること、を大きな特徴としている。本発明では、上記1によって、摩擦圧接時の接合面近傍の組織を摩擦圧接前後で同一とすることができるため、母材そのままの靭性を維持することができ、且つ、冷間加工性を向上させることができ、また、上記1によって、摩擦圧接品の疲労強度を向上させることができる。通常、摩擦圧接した鋼材の接合部は、一般の炭素鋼を用いた場合、急速加熱と冷却によって結晶粒の粗大化とマルテンサイト変態による硬さの急激な増加が生じる。そのため、接合部および接合部近傍が脆化し、疲労強度、衝撃特性衝撃値などの部品特性が満足できなくなる。前述の従来技術特許文献2などでは、固溶Nbの活用によって結晶粒の粗大化を抑制しているが、通常のフェライト-パーライト組織鋼を使用すると部品強度を確保することができないため、予め焼入れ焼き戻しした鋼材を使用する必要がある。そのため、まず、鋼材自体の硬さが高くなっており、冷間加工性が劣化する問題がある。一方、本発明の技術では、組織をフェライト単一組織としており、摩擦圧接前後で組織変化が生じない。そのため、摩擦圧接による靭性の劣化がほとんど発生しない。ただし、フェライトは軟質であるため、強度が低いという問題がある。本発明においてはこの問題を解消して十分な強度を確保するため、固溶Nを増量し、摩擦圧接時の塑性ひずみと発熱を利用したひずみ時効による強度増加により、他方の鋼材相手側鋼材と強度を近接させることによって疲労特性を向上させることに成功した。この強度向上の具体的なメカニズムは以下のように推定される。まず、摩擦圧接によって圧接部およびその近傍には強い塑性ひずみが付与される。一般的な鋼材では、動的再結晶によって結晶粒が粗大化すると共に、マルテンサイト変態によって、脆性的な組織となるが、本発明鋼はフェライト単一組織鋼であるため、摩擦圧接時には非常に軟らかく、強い塑性ひずみが付与される部位は、バリとしてすぐに排出される。そのため、結晶粒径は摩擦圧接前後でほとんど変化しない。また、Cを十分低く制御しているため、摩擦圧接で生じる発熱と母材部分からの冷却速度では相変態が生じず、その結果、摩擦圧接前とほぼ同一の組織となり、摩擦圧接による急速加熱冷却による脆化は発生しない。一方、フェライト単一組織では、部品として必要とされる強度とすることができないが、固溶N量を所定量以上とすることで強度を向上させることができる。固溶Nを所定量以上含有させることで、加工時に動的ひずみ時効が発生し、転位の増殖が顕著となる。一方、摩擦圧接後には摩擦圧接時に導入された転位が加工発熱によって動きやすくなった固溶Nによって固着されることで、静的ひずみ時効分の強化が付与され、加工硬化分以上に強度を増加させることができる。動的ひずみ時効によって疲労特性が劣化することが考えられたが、フェライト単相であれば、摩擦圧接部近傍が同時に硬化するため、硬さの不均一が発生せず、結果として、疲労特性は損なわれない。摩擦圧接によって上記のように接合部および接合部近傍を強化した本発明鋼材は、摩擦圧接ままの部品すなわち摩擦圧接後にさらに熱処理などの特性改善のための特別な処理を施さなくても、摩擦圧接したそのままの状態で靭性、疲労特性が向上した性能の優れた部品とすることができる。しかも、フェライト単一組織であるため、十分な変形能を有しており、摩擦圧接前後いずれにおいても冷間鍛造などの冷間加工で割れを発生させずに容易に所望の部品形状とすることができる。本発明鋼材の化学成分次に、前記本発明鋼材の特徴を発揮させるための化学成分について、各主要元素の含有量の範囲とその限定理由を説明する。本発明鋼材の化学成分は前記した自動車のエンジン部品などの機械構造部品に要求される強度や靭性特性、これに加えた衝撃特性、曲げ疲労特性、面圧疲労特性、冷間加工性などの特性向上のためや、これらの特性向上のための前記本発明組織とするための前提条件となる。1C:0001~005質量Cは、摩擦圧接時の組織変化抑制と冷間加工性に大きな影響を及ぼす元素である。C含有量は低ければ低いほど冷間加工性が向上するが、0001質量未満となると、溶製時にガスが発生し、欠陥が増えるため、疲労強度、靭性が劣化する。一方、Cが005質量を超える場合、パーライトを形成しやすくなり、フェライト単一組織とすることが困難となり、疲労強度、靭性が劣化する。このため、C含有量は0001~005質量の範囲とする。また、その下限については好ましくは0005質量、より好ましくは0010質量とし、その上限については好ましくは0045質量、より好ましくは0040質量とする。2Si:0001~20質量Siは、固溶強化により母材強度を高める作用を有する。Si含有量を極端に低減することは製造上困難であり、コスト的にも見合わない。一方、Siを過剰に含有させると、変形抵抗の増大や変形能の低下を生じさせるため、冷間加工性が劣化する。この傾向はSi含有量が20質量を超えると顕著に見られはじめる。このため、Si含有量は0001~20質量の範囲とする。また、その下限については好ましくは0005質量、より好ましくは001質量とし、その上限については好ましくは10質量、より好ましくは05質量とする。3Mn:02~30質量Mnは、溶製中の鋼の脱酸、脱硫元素として有効であり、また、鋼材への熱間加工時の加工性の劣化を抑制する効果を有する。更に、Sと結合することで鋼材の変形能、靭性を向上させることにも有効である。Mn含有量が少なすぎるとこれらの効果が得られず、靭性、疲労特性が劣化しやすくなる。一方で、Mnを過剰に含有させると、固溶強化による変形抵抗の増加と変形能の低下をもたらし、冷間加工性を劣化させる。また、Pの粒界への偏析を助長し、粒界強度の低下によって、靭性、疲労強度の低下を生じさせる。このため、Mn含有量は02~30質量の範囲とする。また、その下限については好ましくは025質量、より好ましくは030質量とし、その上限については好ましくは20質量、より好ましくは15質量とする。4P:003質量以下0を含まないPは不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、フェライト粒界に偏析し、変形能、靭性、疲労特性を劣化させる。また、Pはフェライトを固溶強化させ、変形抵抗を増大させるため、この変形能の観点からは極力低減することが望ましいが、極端な低減は製鋼コストの増加を招く。したがって、P含有量は003質量以下の低いほど良いが、0とすることは製造上困難であるので、003質量以下但し0を含まないと規定する。また、その上限については好ましくは0025質量、より好ましくは002質量とする。5S:0002~01質量Sも不可避的に混入し、不純物として含有する元素であり、Feと結合すると、FeSとして粒界上に膜状に析出するため、変形能、靭性、疲労特性を劣化させる。したがって、Sは全量をMnと結合させ、MnSとして無害に析出させる必要がある。ただし、このMnSの析出量が増えると、やはり変形能、靭性、疲労特性が劣化する。一方で、Sは被削性向上効果があり、S含有量を極端に低減すると被削性を劣化させる。したがって、S含有量は部品特性と被削性のバランスを考慮して0002~01質量の範囲とする。そして、その下限については好ましくは0004質量、より好ましくは0006質量とし、その上限については好ましくは007質量、より好ましくは004質量とする。6Al:0005~01質量Alは溶製中の鋼の脱酸元素として有効である。Al含有量が少なすぎると、溶製中の脱酸が不十分となり、ガス欠陥が生じやすくなるので、割れが生じやすくなり、変形能、靭性、疲労特性が劣化する。一方、Al含有量が過剰になると、酸化アルミ系の酸化物などの非金属介在物が生成し、変形能を劣化させる。したがって、Al含有量は0005~01質量の範囲とした。また、その下限については好ましくは0008質量、より好ましくは001質量とし、その上限については好ましくは008質量、より好ましくは006質量とする。7固溶N0008~002質量固溶Nは本発明の特徴において述べたように疲労強度を確保する上で重要である。冷間鍛造などの冷間加工時に変形抵抗をあまり増加させずに摩擦圧接後に部品強度を大きく増加させ、所望の部品強度を得るためには固溶Nの含有量を0008質量以上とする必要がある。ただし、002質量を超えると、動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形能が劣化し始めるため、冷間加工後に割れが生じやすくなる。したがって、本発明では、固溶Nの含有量を0008~002質量に規定する。また、その下限については好ましくは00085質量、より好ましくは00090質量とし、その上限については好ましくは00180質量、より好ましくは00150質量とする。全Nについては本発明で特に規定しないものの、固溶Nが上記の範囲になるように調整された量とする。固溶Nは鋼中に添加されたTi、Nb、V、B及びAlなどのN化合物形成元素により一部消費されて、減少するため、全Nの含有量はこれらの元素の種類や添加量に応じて固溶Nの減少分を見込んだ量を増加させる必要があるが、一般的には、0008~002質量の範囲とすれば十分である。その下限については好ましくは00085質量、より好ましくは0009質量とし、その上限については好ましくは00180質量、より好ましくは00150質量とする。8Cr:2質量以下0を含まないまたはMo:2質量以下0を含まないCr、Moは本発明鋼において必要に応じて含有される好適な選択元素であり、以下9~10に述べる他の元素も同様である。Crは、摩擦圧接部品の強度を確保し、接合部の靭性を高めるのに有効な元素である。ただし、Cr含有量が過剰になると、固溶強化によって変形能が劣化する原因となる。したがって、Cr含有量は2質量以下0を含まないとする。また、その下限については好ましくは004質量、より好ましくは008質量とし、その上限については好ましくは15質量、より好ましくは10質量とする。Moは、鋼材の靭性を向上させるのに有効な元素である。一方、Moの含有量が過剰になると、母材の硬度が必要以上に高くなって靭性、疲労特性が劣化するので、2質量以下に限って添加することができる。また、その下限については好ましくは004質量、より好ましくは008質量とし、その上限については好ましくは15質量、より好ましくは10質量とする。9Ti:02質量以下但し0を含まない、Nb:02質量以下但し0を含まない、V:02質量以下但し0を含まない、B:001質量以下但し0を含まないの1種以上Ti、Nb、V、Bは、いずれもN化合物などを形成し、摩擦圧接後の熱影響部における強度低下を抑制し、実質的に強度を向上させることができる。そこで、Ti:02質量以下但し0を含まない、Nb:02質量以下但し0を含まない、B:001質量以下但し0を含まないの1種以上を添加することができる。Ti含有量の下限は0005質量とすることが好ましく、001質量とすることがより好ましく、0015質量とすることが更に好ましい。一方、Ti含有量が多すぎるとTiNが多量に生成するため、逆に強度疲労強度が低下する。したがって、Ti含有量の上限は015質量とすることが好ましく、01質量とすることがより好ましい。Nb含有量の下限は0005質量とすることが好ましく、001質量とすることがより好ましく、0015質量とすることが更に好ましい。一方、Nb含有量が多すぎるとNbNが多量に生成するため、逆に強度疲労強度が低下する。したがって、Nb含有量の上限は015質量とすることが好ましく、01質量とすることがより好ましい。V含有量の下限は0005質量とすることが好ましく、001質量とすることがより好ましく、0015質量とすることが更に好ましい。一方、V含有量が多すぎるとVNが多量に生成するため、逆に強度疲労強度が低下する。したがって、V含有量の上限は015質量とすることが好ましく、01質量以下とすることがより好ましい。B含有量の下限は00005質量とすることが好ましく、00010質量とすることがより好ましい。一方、B含有量が多すぎるとBNが多量に生成するため、逆に強度疲労強度が低下する。したがって、B含有量の上限は0008質量とすることが好ましく、0006質量とすることがより好ましい。10Cu:5質量以下0を含まないまたはNi:5質量以下0を含まないCu、Niはいずれも鋼材をひずみ時効させ、母材や接合部分の強度、すなわち疲労強度を向上させるのに有効である。そこで、Cu:5質量以下但し0を含まないまたはNi:5質量但し0を含まないを添加する。一方、Cu、Niの含有量が過剰になると熱間延性が劣化する。したがって、Cu、Niの含有量は各々5質量以下とする。そして、これらの上限については好ましくは各々4質量、より好ましくは各々3質量とする。また、これらの下限については、添加による前記効果を有効に発揮させるために、01質量が好ましく、より好ましくは各々02質量、更に好ましくは各々03質量とする。本発明鋼材の組織本発明鋼材の組織は前述の特徴のところで触れたように、摩擦圧接と冷間加工に適した組織とするために、フェライト相の分率が鋼組織全体の95以上からなる実質的にフェライトの単一組織としなければならない。好ましくはフェライトの分率が95以上、より好ましくは97以上、さらに好ましくは99以上とする。したがって、5未満であれば他の組織が混在してもかまわないが、セメンタイトについてはその分率を2以下0を含むする必要がある。セメンタイトは、冷間加工中の変形抵抗を増加させやすく、また、フェライトとセメンタイトの界面において、割れを生じさせるため、変形能、靭性、疲労特性を劣化させやすい。そのため、セメンタイトは極力低減することが必要であり、本発明においては鋼組織に含まれるセメンタイトの分率を2以下に規定する。このセメンタイトの分率は好ましくは15以下、特に好ましくは1以下とするのが良い。上記セメンタイト以外のその他の組織は原則フェライトで構成されることが望ましいが、熱処理など製造工程によっては組織中にベイナイト、マルテンサイトなどが微量含まれる場合もあり、またこれらが含まれていても、その合計が3未満の場合は靭性、疲労特性に影響を及ぼさないのでこれを許容する。フェライトの結晶粒径また、本発明鋼材の上記フェライトの結晶粒径も変形抵抗と変形能に影響を及ぼす意味で重要であり、具体的にはその平均結晶粒径を10~100μmの範囲とすることが必要である。フェライト粒径を10μm以上とすることで変形能を劣化させずに変形抵抗を低減することができる。その効果は、フェライト粒径が100μmまで有効である。一方、フェライト粒径が100μmを超えると、変形能が低下し、粒界付近で割れが生じやすくなり、靭性、疲労特性が劣化する。また、フェライト粒径が10μm未満の場合は、冷間加工中に転位が増殖しやすくなり、固溶Nによる動的ひずみ時効の影響が顕著となり、変形抵抗が増加しやすく、靭性が劣化しやすい。したがって、フェライトの平均結晶粒径は10~100μmとするが、その下限については好ましくは15μm、より好ましくは20μmとし、またその上限については好ましくは90μm、より好ましくは80μmとする。本発明鋼材の製造方法次に、前記組織を有する本発明鋼材の製造方法について説明する。まず、転炉、溶解炉、溶鋼処理炉などによって精錬、溶製され、前述の化学成分に成分調整がなされた溶鋼を、鋳造により鋼片ビレットとなし、この鋼片に熱間加工を施す。この熱間加工として熱間圧延を採用する場合を例にとって詳説する。すなわち、予め1100°C以上に前記鋼片を加熱後、900~1100°Cの温度で熱間圧延した後、05~3°Csの冷却速度で少なくとも600°C以下まで冷却することによって本発明鋼材を製造することができる。本発明鋼材において規定する所定の固溶N、フェライト単一組織及びその結晶粒径を得るためには、前述の化学成分を前提とした上で、上記の熱間圧延時の加熱温度、圧延温度、圧延後の冷却速度などの熱処理条件を選定することが重要となる。脱酸の目的で添加された鋼片中のAlは、固溶Nと結合したAlNの形態で存在するが、圧延前に1100°C以上の温度に加熱することでこのAlNが分解され、固溶N量を0008質量以上にすることができる。この加熱温度が1100°C未満の場合には、AlNを十分分解することができず、その後の熱処理工程によっても固溶Nを得ることができない。一方、温度が高ければ高いほど、AlNの分解が促進されるが、高すぎると、AlNの分解に対する効果が飽和するだけでなく、ビレットの端部が熱変形してしまう問題が生じることがあるため、この加熱温度は1250°C以下にすることが好ましい。また、熱間圧延中、AlNは析出しにくいが、圧延温度が900°C未満の低温となると、AlNが再び析出し始め、固溶Nを上記範囲とすることが困難になる。他方、1100°Cを超える圧延温度では圧延時の加工熱によりビレットの高温化が極度に進み、その端部にダレが生じやすくなるなどの不具合を伴うため1100°C以下とする必要がある。さらに、加熱温度及び圧延温度を前記の範囲で実施した場合においても冷却条件を上記所定の範囲、すなわち05~3°Csの冷却速度で少なくとも600°C以下までで行なう必要がある。圧延後の冷却速度は、05°Cs未満となると、冷却中にAlNが再び析出し始め、固溶Nを所定範囲とすることが困難になるからである。一方、3°Cs以上となると、フェライトの結晶粒が微細化してその平均結晶粒径10μm未満になり易く、変形抵抗が増加することになる。また、この冷却速度の制御は、圧延後600°Cまでの温度域の範囲で行うことを必須とするものであり、さらに600°C未満の低温度域まで引き続き行っても勿論良いが、この低温度域での冷却速度は、組織変化およびAlNの析出には影響を与えないため、生産工程に合わせて適宜調整、変更することができる。なお、上記の説明では、本発明鋼材の規定する固溶Nや組織を得る方法として熱間圧延時の熱処理条件について述べたが、熱間鍛造や熱間押出など他の熱間加工についても同様な条件を適用することで本発明鋼材を得ることが可能である。本発明摩擦圧接部品の製造方法上述した本発明鋼材を用いて摩擦圧接部品を製造する方法について説明する。本発明鋼材を摩擦圧接する際の相手側鋼材については、市販の摩擦圧接機により本発明鋼材と摩擦圧接が可能であれば、目的とする前記機械構造部品に応じて、種々の鋼種の相手鋼材が選択できる。また、本発明鋼材、相手側鋼材の形状も、目的とする前記機械構造部品に応じて種々の形状が選択できる。例えば、相手側鋼材として本発明鋼材を選び、発明鋼材同士を摩擦圧接しても良く、また、相手側鋼材をS45CやSCr420Hなどの機械構造用炭素鋼、合金鋼、V添加鋼、B添加鋼などとして、切削性や強度などの種々の特性を基準に選択して組み合わせても良い。また、形状も、摩擦圧接する鋼材同士の形状が異なっていても、同じあるいは類似であっても勿論良く、棒材同士の組み合わせ、頭部円形材、角形材、傘状材、リング状材などと軸となる棒材との組み合わせなど、自由に複合材形状が選定できる。本発明鋼材と上記種々の相手側鋼材を摩擦圧接して複合材とするが、所望の部品形状とするために摩擦圧接の前あるいは/および摩擦圧接後に冷間鍛造などの冷間加工を施す。すなわち、摩擦圧接前の本発明鋼材を冷間加工してこれを相手側鋼材を摩擦圧接してそのまま部品本発明摩擦圧接部品としても良いし、摩擦圧接後の複合材を冷間加工して部品としてもかまわないし、また、摩擦圧接前の本発明鋼材を一次の冷間鍛造を施してある程度部品形状に近い中間品とし、摩擦圧接を行った後、さらに二次の冷間加工を施してこれを部品としても良い。また、部品の最終形状を造りこむために上記冷間加工の後の切削などの仕上げ加工することも勿論良いものである。本発明鋼材との摩擦圧接される相手側鋼材についても、摩擦圧接に先立って必要な冷間加工を行って良いことは言うまでもない。また、摩擦圧接、接合される鋼材が合金鋼の場合は、浸炭、窒化、浸炭窒化などの表面硬化処理を施され、次いで、合金鋼側だけが焼戻し処理されて、機械構造部品とされることも許容される。なお、機械構造部品としての用途に応じて、公知の防錆処理や防錆被覆などの適当な表面処理を施しても良い。実施例以下、実施例を挙げて、本発明をより具体的に説明するとともにその優れた効果を実証するが、当然ながらこの実施例によって本発明が限定的に解釈されるものではない。表1~3に示す種々の化学成分固溶N量も各表別欄に表示の鋼材供試材を種々の方法で作り分けて製造した。そして、機械構造部品を模擬して、これら鋼材を、相手側鋼材であるS35Cおよび熱間鍛造非調質鋼と、各々摩擦圧接して複合材とした。そして、表4~6に示す通り、これら複合材の衝撃特性、回転曲げ疲労特性、摩擦圧接前後の冷間鍛造性を各々評価した。なお、表1に本発明鋼材の化学成分の範囲を満たすものは○、満たさないものは×として成分判定の欄に示した。同表1の鋼材の製造条件の欄において示した冷却制御温度は、熱間圧延後に開始された、隣欄に表示の冷却速度による冷却制御がその温度まで継続して終了することを意味するものである。また、表4~6のミクロ組織の欄には、各鋼材の組織を構成するフェライト、セメンタイトの分率およびフェライトの平均結晶粒径示すともに、これらの組織が本発明鋼材の組織を満たすものは○、満たさないものは×として判定の欄に示した。各鋼材の具体的な製造条件は下記の通りである。鋼材の製造条件1溶解鋳造:供試鋼150kgを真空誘導炉で溶解し、上面:φ245mm×下面:φ210mm×長さ:480mmのインゴットに鋳造した。ビレット鍛造:このインゴットを1200°Cに加熱して、ビレット155mm角に熱間鍛造し、冷却した。切断、溶接:この鍛造ビレットの端部を切断し、ダミービレット155mm角×9~10m長さを溶接した。熱間圧延:このダミービレット溶接後のビレットを900~1200°Cに加熱後、φ80mmの丸棒を800~1000°Cで熱間圧延後、300~700°Cまで01~50°C/sで冷却した。なお、ダミービレットで溶接しているのは実機のラインで試験鋼材を圧延するためである。この製造条件1による鋼材は表1、表2の鋼種Noの全てと、表3の鋼種No2N~2Zに該当する。鋼材の製造条件2溶解鋳造、ビレットの熱間鍛造は、上記製造条件1に示した熱間圧延材と同じ条件で製造し、上記熱間圧延を熱間鍛造に変更し、すなわちビレットを1100°C加熱後、φ80mmの丸棒に950°Cで熱間鍛造を施し、500°Cまで07°C/sで冷却した。この製造条件2による鋼材は表3の3A~3Lに該当する。したがって、これら鋼種No2N~2Zにおける表3の鋼材の製造条件の欄の加熱温度は鍛造前の加熱温度、圧延温度は鍛造温度、冷却速度は鍛造後の冷却速度、冷却制御温度は鍛造後の冷却制御温度にそれぞれに読み替えるものとする。固溶N量の特定方法本発明における固溶N量の値は、JISG1228に準拠し、鋼中の全N量から全N化合物を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出する。全N量および全N化合物量の測定方法などは下記の通りである。鋼中の全N量は、不活性ガス融解法-熱伝導度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、サンプルをるつぼに入れ、不活性ガス気流中で融解してNを抽出し、熱伝導度セルに搬送して熱伝導度の変化を測定する。鋼中の全N化合物量は、アンモニア蒸留分離インドフェノール青吸光光度法を用いる。供試鋼素材からサンプルを切り出し、10AA系電解液鋼表面に不働態皮膜を生成させない非水溶媒系の電解液であり、具体的には10アセチルアセトン、10塩化テトラメチルアンモニウム、残部:メタノール中で、定電流電解を行なう。約05gサンプルを溶解させ、不溶解残渣N化合物を穴サイズが01μmのポリカーボネート製のフィルタでろ過する。不溶解残渣を硫酸、硫酸カリウム及び純Cuチップ中で加熱して分解し、ろ液に合わせる。この溶液を水酸化ナトリウムでアルカリ性にした後、水蒸気蒸留を行い、留出したアンモニアを希硫酸に吸収させる。フェノール、次亜塩素酸ナトリウム及びペンタシアノニトロシル鉄III酸ナトリウムを加えて青色錯体を生成させ、光度計を用いて、その吸光度を測定する。上記の方法によって求めた鋼中の全N量から全N化合物量を差し引くことで鋼中の固溶N量を算出する。フェライト、セメンタイト、その他の相の分率評価方法各鋼材のフェライト、セメンタイト、その他の相の分率は下記の手順で求めた。各鋼材のサンプルを長手方向に対して垂直に切断横断面が観察できるよう樹脂に埋め込むエメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨ナイタールで腐食D4位置を光学顕微鏡の倍率100倍で観察し、5箇所写真撮影した。ImageProPlusを用い、画像を2値化し、フェライトを白色、セメンタイトを黒色とし、どちらにも判定できない相をその他の相とし、それぞれの面積率を求め、5視野の平均値をそれぞれフェライト、セメンタイト、その他の相の面積率として算出し、これを各相の全組織中の分率とした。フェライトの結晶粒径測定方法各鋼材のフェライトの平均結晶粒径は下記の手順で求めた。圧延サンプルを長手方向に対して垂直に切断。横断面が観察できるよう樹脂に埋め込む。エメリー紙、ダイヤモンドバフで試料表面を鏡面研磨。表面のナイタールでエッチング。光学顕微鏡を用い、D4位置を撮影。写真に線を引き、線と交差した結晶粒界の数をカウントし、結晶粒径を求めた。5視野の平均値を平均結晶粒径とした。摩擦圧接試験前記熱処理後の各丸棒の長手方向に沿って、D/4位置からφ20mm×100mmLの棒材試験片を切出した。自動摩擦圧接機として日東制機株製の製品名FF4511Cを用い、ブレーキ法によって摩擦圧接した。即ち、前記切出した棒材同士、および前記切出した棒材の相手材をS35C、熱間鍛造非調質鋼として、各々長手方向に端部同士を突き合わせた丸棒複合鋼材鋼部品として、各々摩擦圧接した。摩擦圧接は、各例とも共通して以下の条件に従って行った。摩擦圧力:80MPa摩擦時間:7secアップセット圧力接合部への丸棒両端部からの加圧力:160MPaアップセット時間接合部への加圧時間:7sec回転数:1600rpm全寄りしろ:5~12mm当初の丸棒長さからの縮み量衝撃特性の評価φ20mm×約200mmLの前記摩擦圧接品丸棒複合鋼材の中央位置から、接合部分がノッチ底となるように、JISZ2242に準拠し、1辺が10mmの正方形断面×55mmLのシャルピー試験片を作製した。なお、ノッチ形状は、Uノッチとし、ノッチ半径1mm、ノッチ深さ2mmとした。次いで、シャルピー衝撃試験機にて、試験片の衝撃特性評価を行った。試験条件は、室温、負荷速度5m/sの条件で、5回シャルピー衝撃試験を行い、シャルピー衝撃値吸収エネルギーを測定した。この測定値を表4~6のシャルピー値の欄に、また5回の試験とも吸収エネルギーが15ジュール以上のものを合格〇とし、一方、1回の試験でも上記基準の吸収エネルギーを下回るものについては不合格×として、同表4~6のシャルピー判定の欄に示した。疲労特性の評価φ20mm×約200mmLの前記摩擦圧接品丸棒複合鋼材の中央位置から、JISZ2274に準拠し、標点間直径がφ6mmの1号試験片を作製した。次いで、回転曲げ疲労試験機にて、試験片の回転曲げ疲労特性評価を行った。試験条件は、周波数20Hzで負荷応力700MPaから200MPaの間で変化させ、107回寿命に相当する応力MPaを求め、これを疲労強度の指標とした。表4~6にこのようにして求められた疲労強度疲労限応力の値を表示するとともに、この値が245MPa以上となる複合鋼材を合格〇とし、一つの接合品でも300MPa未満があれば不合格×として疲労判定の欄に示した。冷間鍛造性の評価φ20mm×約200mmLの摩擦圧接前の前記各鋼材と、同φ20mm×約200mmLの摩擦圧接後の前記各摩擦圧接品丸棒複合鋼材の中央位置から、圧縮方向と接合面が平行となり、接合面が試験片の中央になるようにして、φ10×15mmLの圧縮試験片を切り出した。これら試験片を、1600tプレスを用い、端面を拘束した状態で、室温で、ひずみ速度10/secの冷間鍛造により試験片の軸方向に圧縮率50まで圧縮して、機械構造用部品の加工試験品冷間鍛造材を作製した。なお、加工ひずみ速度は、加工中塑性変形中のひずみ速度の平均値とした。なお、圧縮率は、機械構造用鋼の圧縮方向長をH0、圧縮後機械構造用部品の圧縮方向長をHとして表したとき、H0-HH0×100で算出される。試験後、実体顕微鏡を用い、20倍で表面状態を観察し、割れの有無をチェックし、割れの無かったものを合格〇とし、割れの有ったものの不合格×として表4~6の冷鍛性冷間鍛造性の接合前摩擦圧接前と接合後摩擦圧接後の欄に示した。以上の実施例に基づく、各鋼材の冷間鍛造性冷鍛性、摩擦圧接後の複合鋼材摩擦圧接部品の衝撃特性シャルピー、疲労強度および冷間鍛造性の評価を総合した判定した結果表4~6の右端欄に○、×で表示から、本発明鋼材およびその摩擦圧接部品の実施例鋼種No1A~1D3、1D5~1D6、1D9~1D11、1E~2Mおよび2Z~3Mが比較鋼材およびその摩擦圧接部品の比較例鋼種No1D4、1D7~1D8、1D12~1D13、2N~2Yに較べて優れた特性が得られていることが分かり、本発明の顕著な効果が実証されていることが明らかである。