"C:0.20~0.80質量、Si:0.50質量以下、Mn:0.40~1.00質量、P:0.050質量以下、S:0.050質量以下、V:0.20~0.80質量、Nb:0.02~0.30質量、N:0.0100質量以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材の高強度化させる部分について、下記式1で算出されるTNbCとなるように加熱するとともに、前記被加工材の低強度化させる部分について、AC3点以上、下記式2で算出されるTVC-50°C以下となるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記高強度化させる部分について、1050°C以上、前記加熱処理工程における前記高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、前記低強度化させる部分について、前記AC3点以上、前記加熱処理工程における前記低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記高強度化させる部分の真歪量を0.3以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記高強度化させる部分の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、3.0°C/s以上となり、急冷停止温度から400°Cまでの平均冷却速度が、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下となり、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記低強度化させる部分の温度から400°Cまでの平均冷却速度が、10°C/s以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が550~720°Cである、ことを特徴とするフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。-14000/log[C]0.01-7.58-273≦TNbC°C≦-14000/log[C][Nb]-0.01-7.58-2731TVC°C=-9500/log[C][V]-6.72-2732ただし、前記式1および2において、[C]、[Nb]、[V]は、前記C、前記Nb、前記Vの各含有量質量とする。C:0.20~0.80質量、Si:0.50質量以下、Mn:0.40~1.00質量、P:0.050質量以下、S:0.050質量以下、V:0.20~0.80質量、Nb:0.02~0.30質量、N:0.0100質量以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材の全体をAC3点以上、下記式2で算出されるTVC-50°C以下となるように加熱した後、前記被加工材の高強度化させる部分のみについて、高周波コイルで、下記式1で算出されるTNbCとなるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の終了時から20秒以内に熱間鍛造を開始するとともに、前記高強度化させる部分について、1050°C以上、前記加熱処理工程における前記高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記AC3点以上、前記加熱処理工程における前記低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、1段または2段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記高強度化させる部分の真歪量を0.3以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記高強度化させる部分の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、3.0°C/s以上となり、急冷停止温度から400°Cまでの平均冷却速度が、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下となり、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記低強度化させる部分の温度から400°Cまでの平均冷却速度が、10°C/s以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が550~720°Cである、ことを特徴とするフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法。-14000/log[C]0.01-7.58-273≦TNbC°C≦-14000/log[C][Nb]-0.01-7.58-2731TVC°C=-9500/log[C][V]-6.72-2732ただし、前記式1および2において、[C]、[Nb]、[V]は、前記C、前記Nb、前記Vの各含有量質量とする。しかしながら、特許文献1に開示された製造方法は、熱間鍛造後に時効処理が必要となるため非調質ではないため、製造の工程数が増加してしまう。また、特許文献2に開示された製造方法は、マルテンサイトベイナイトを用いているため、遅れ破壊の懸念が生じてしまう。また、特許文献3には、実施例No.8として、C量0.45質量の鋼にV量0.3質量を含有させた鋼の評価を行っているが、この鋼はφ25mmまで鍛造した後、空冷させただけで十分な冷却制御がなされておらず、十分な高強度化が図れていない。また、特許文献4に係る製造方法は、単調なパターンの冷却しか行っていないため、フェライトの析出強化量が適切に制御できていない。よって、析出強化量が少ないフェライトが局所的に形成されてしまい、当該フェライトが降伏を律速させてしまうため、鋼の降伏強度が十分に改善できない最大83kgf/mm2。また、一般的に、鋼を高強度化するに従い、延性は低下してしまうが、輸送機の構成部品として用いられる熱間鍛造部品では、疲労亀裂進展防止の観点から高延性化も重要な特性として求められている。さらに、被加工材を最終形状にまで作りこむには切削加工が必要となるが、切削性は強度に依存するため、切削加工の必要な部分については、高強度化されていないことが好ましい。したがって、高強度化させる部分とは別に、切削加工の必要な部分については高強度化させず、一つの部品内に強度差を付与させることが有効である。ここで、一つの部品内に強度差を付与させる技術としては、浸炭処理、肌焼処理、窒化処理、部分焼入れなど、熱処理を用いれば実現できることは知られているが、非調質で強度差を付与できる技術については報告されていない。本発明は、前記の問題に鑑みてなされたものであり、その課題は、一つの部品内に、十分な降伏強度および延性が付与された部分高強度化させる部分と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分低強度化させる部分とを、非調質で形成させた鍛造部品の製造方法を提供することにある。本発明者らは、前記課題を解決するために、以下の知見に基づき発明を完成した。鍛造部品において高強度化を実現するためには、鋼の冷却中に変態と同時に起こる相界面析出を活用することにより、微細な析出物を均一に分散させることができ、大きな析出強化量を確保できることが知られている。ここで、本発明の目標とする降伏強度1000MPa以上を実現するには、加熱処理工程において炭化物形成元素を多量に固溶させておき、その後の変態で析出させる必要がある。しかし、非調質鍛造部品用の鋼に使われる中炭素鋼は炭素の含有量が多く、炭化物が非常に安定に形成されるため、炭化物形成元素を多量に溶かすことが難しい。加えて、非調質鍛造部品用の鋼は、冷却中に析出物を析出させる必要があるため、変態と同時に析出できるような析出強化能力のある元素を含有させることが重要である。この様な条件を満たす元素および含有量について検討した結果、Vが最適であり、目標の降伏強度とするには0.2質量以上含有させることが必要であることを見出した。さらに、高強度化を実現するためには、0.2質量以上のVを含有させたとしても、一旦、Vを完全に固溶させる必要があるとともに、加熱終了後、Vがオーステナイト中に析出しないようにするために、転位が蓄積しない高温域で鍛造する必要があることを見出した。一方、高強度化と高延性化を両立するには、再結晶オーステナイト粒を微細化させることが有効であるが、高温域で鍛造を行うと粗大な再結晶オーステナイト粒が形成され、延性が低下してしまう。ここで、本発明者らが検討した結果、Vが完全固溶するような高温域においても炭化物として析出し易いNbを含有させることにより、析出NbCが鍛造後の再結晶オーステナイト粒をピン止めし、延性が改善されることを見出した。また、添加Nbの一部は固溶し、フェライト変態、パーライト変態時にVと複合析出物V,NbCとして相界面析出して、析出強化に寄与することを見出した。さらに、鍛造の後、再結晶オーステナイト粒が微細化し、粒界面が増加することにより、フェライト変態、パーライト変態が高温で進行しやすくなった状態で、析出強化量の大きい、微細なV,NbCを相界面析出させるために、適切な冷却速度制御を行う必要があることを見出した。一方で、加熱処理工程で析出物形成元素であるV、Nbを固溶させないようにすることで、V、Nbを多量に含有させても、析出強化量がほとんど得られないことがわかった。このような加熱処理を行うと、特別な冷却制御を行わなくても低強度化が実現できることを見出した。以上の知見から、本発明者らは以下の本発明を創出した。前記課題を解決するために、本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、C:0.20~0.80質量、Si:0.50質量以下、Mn:0.40~1.00質量、P:0.050質量以下、S:0.050質量以下、V:0.20~0.80質量、Nb:0.02~0.30質量、N:0.0100質量以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材の高強度化させる部分について、下記式1で算出されるTNbCとなるように加熱するとともに、前記被加工材の低強度化させる部分について、AC3点以上、下記式2で算出されるTVC-50°C以下となるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の後に、前記高強度化させる部分について、1050°C以上、前記加熱処理工程における前記高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、前記低強度化させる部分について、前記AC3点以上、前記加熱処理工程における前記低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記高強度化させる部分の真歪量を0.3以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記高強度化させる部分の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、3.0°C/s以上となり、急冷停止温度から400°Cまでの平均冷却速度が、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下となり、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記低強度化させる部分の温度から400°Cまでの平均冷却速度が、10°C/s以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が550~720°Cである、ことを特徴とする。-14000/log[C]0.01-7.58-273≦TNbC°C≦-14000/log[C][Nb]-0.01-7.58-2731TVC°C=-9500/log[C][V]-6.72-2732ただし、前記式1および2において、[C]、[Nb]、[V]は、前記C、前記Nb、前記Vの各含有量質量とする。このように、本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、Vを0.20~0.80質量、かつ、Nbを0.02~0.30質量含有させることにより、本発明で目標とする降伏強度1000MPa以上かつ延性20以上という高強度化かつ高延性化の実現を確保することができる。そして、加熱処理工程において、高強度化させる部分については、TNbCの範囲に加熱することにより、Vを完全に固溶させつつ、一部の例えば、0.01質量以上のNbを固溶させ、同時に、残りの例えば、0.01質量以上のNbを未固溶とし、鍛造時に生じる再結晶オーステナイト粒をピン止めするNbCを確保することにより、高強度化高延性化を実現することができる。一方、低強度化させる部分については、AC3点~TVC-50°Cに加熱することにより、Vを完全には固溶させず、冷却工程において特別な制御を行わなくても低強度化を実現することができる。そして、熱間鍛造工程において、高強度化させる部分については、1050°C~加熱処理工程の高強度化させる部分に対する加熱温度以下で、真歪量が0.3以上となるように熱間鍛造を行うことにより、析出強化に寄与しない粗大なV,NbCの析出を抑制することができ、かつ、加熱段階から析出していたNbCのピン止めによる微細再結晶オーステナイト組織が得られる。一方、低強度化させる部分については、AC3点~加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度以下で熱間鍛造を行うことにより、フェライト中に歪を蓄積してしまい強度が高まるといった状況を回避することができる。そして、冷却工程において、高強度化させる部分については、急冷停止温度550~720°Cまでの平均冷却速度が3.0°C/s以上となるように急冷却し、急冷却終了後、400°Cまでの平均冷却速度が0.1°C/s以上1.5°C/s以下となるように緩冷却を行うことにより、オーステナイト中での粗大なV,NbCの発生を抑制しつつ、フェライト-パーライトを低温で変態させることで相界面析出を微細に分散させることができ、高強度化を実現することができる。一方、低強度化させる部分については、10°C/s以下の平均冷却速度で冷却することにより、焼入れ性を低く抑え、低強度化を実現することができる。その結果、高強度化させる部分降伏強度:1000MPa以上と低強度化させる部分降伏強度:800MPa以下との降伏強度の差の最大値を200MPa以上とするとともに、高強度化させる部分の延性を20以上とすることができる。また、本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、C:0.20~0.80質量、Si:0.50質量以下、Mn:0.40~1.00質量、P:0.050質量以下、S:0.050質量以下、V:0.20~0.80質量、Nb:0.02~0.30質量、N:0.0100質量以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼を用いて、前記鋼からなる被加工材の全体をAC3点以上、下記式2で算出されるTVC-50°C以下となるように加熱した後、前記被加工材の高強度化させる部分のみについて、高周波コイルで、下記式1で算出されるTNbCとなるように加熱する加熱処理工程と、前記加熱処理工程の終了時から20秒以内に熱間鍛造を開始するとともに、前記高強度化させる部分について、1050°C以上、前記加熱処理工程における前記高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、前記被加工材の低強度化させる部分について、前記AC3点以上、前記加熱処理工程における前記低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、1段または2段以上の熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により前記高強度化させる部分の真歪量を0.3以上とする熱間鍛造工程と、前記熱間鍛造工程の後に、前記高強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記高強度化させる部分の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、3.0°C/s以上となり、急冷停止温度から400°Cまでの平均冷却速度が、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下となり、前記低強度化させる部分について、前記熱間鍛造工程終了時の前記低強度化させる部分の温度から400°Cまでの平均冷却速度が、10°C/s以下となるように、前記被加工材を冷却する冷却工程と、を含み、前記急冷停止温度が550~720°Cである、ことを特徴とする。-14000/log[C]0.01-7.58-273≦TNbC°C≦-14000/log[C][Nb]-0.01-7.58-2731TVC°C=-9500/log[C][V]-6.72-2732ただし、前記式1および2において、[C]、[Nb]、[V]は、前記C、前記Nb、前記Vの各含有量質量とする。このように、本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程において、被加工材の全体をAC3点~TVC-50°C以下となるように加熱することで、全体をオーステナイト化するとともに、一旦、Vを完全には固溶しない状態にしておくことができる。そして、高強度化させる部分については、高周波コイルでTNbCの範囲に加熱することで、Vを完全に固溶させつつ、一部の例えば、0.01質量以上のNbを固溶させ、同時に、残りの例えば、0.01質量以上のNbを未固溶とすることができる。加えて、高周波コイルにより加熱を行うことで、局所的に加熱させることができる。そして、加熱処理工程の終了時から20秒以内に熱間鍛造を開始することにより、低強度化させる部位の温度が、高強度化させる部位からの熱伝導で上昇し、VおよびNbの固溶が進行し降伏強度が向上してしまうといった状況を回避することができる。本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法によれば、一つの部品内に、十分な降伏強度および延性が付与された部分高強度化させる部分と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分低強度化させる部分とを非調質で形成させた鍛造部品を製造することができる。以下、本発明に係るフェライト-パーライト型非調質鍛造部品の製造方法以下、適宜、単に鍛造部品の製造方法というを実施するための形態について、適宜図面を参照しながら詳細に説明する。なお、フェライト-パーライト型とは、フェライト-パーライトを主体例えばフェライト及びパーライトの合計が面積率で70以上、好ましくは80以上、さらに好ましくは90以上とするものである。[鋼]本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼は、C:0.20~0.80質量、Si:0.50質量以下、Mn:0.40~1.00質量、P:0.050質量以下、S:0.050質量以下、V:0.20~0.80質量、Nb:0.02~0.30質量、N:0.0100質量以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる。以下に、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼の各組成を数値限定した理由について説明する。C:0.20~0.80質量Cを0.20質量以上含有させると、Vおよび/またはNbと結び付きV,NbCを析出させ、析出強化量を高めることでフェライト-パーライトで鋼の降伏強度ビッカース硬さの向上に寄与する。一方、Cの含有量が0.80質量を超えると、フェライト変態やパーライト変態が抑制されるため、ベイナイトが形成されるようになり、相界面析出が起こらなくなることで降伏強度が低下する。したがって、Cの含有量は、0.20~0.80質量とする。なお、好ましくはCの含有量は、0.30~0.60質量、さらに好ましくは0.40~0.50質量である。Si:0.50質量以下Siは、固溶強化で降伏強度ビッカース硬さの向上に寄与するが、Siの含有量が0.50質量を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され降伏強度低下の要因となる。したがって、Siの含有量は、0.50質量以下とする。なお、0質量でもよい。Mn:0.40~1.00質量Mnは、固溶強化で降伏強度ビッカース硬さの向上に寄与するが、Mnの含有量が1.00質量を超えると、焼入れ性が高くなり、ベイナイトが形成され降伏強度低下の要因となる。また、Mnの含有量が0.40質量未満であると、Mnの添加による降伏強度の向上の効果が得られない。したがって、Mnの含有量は、0.40~1.00質量とする。P:0.050質量以下Pは、鋼に不可避的に含まれるが、Pの含有量が0.050質量を超えると、鋼を脆化させてしまう。したがって、Pの含有量は、0.050質量以下とする。なお、0質量でもよい。S:0.050質量以下Sは、鋼に不可避的に含まれ、Mnと反応しMnSを形成して切削性改善に寄与するが、Sの含有量が0.050質量を超えると、延性を低下させてしまう。したがって、S含有量は0.050質量以下とする。なお、0質量でもよい。V:0.20~0.80質量Vを0.20質量以上含有させることにより、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にV炭化物もしくは炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、降伏強度ビッカース硬さを向上させることができる。一方、Vの含有量が0.80質量を超えると、熱間鍛造工程後の冷却工程において、フェライト変態やパーライト変態が抑制されてベイナイトが形成されるようになり、降伏強度が低下してしまう。なお、従来からVの添加は行われていたものの、後記する本発明に係る冷却工程のような冷却制御を行なわない場合は、フェライト-パーライト変態が抑制されてしまうことにより、ベイナイトが形成されたり、変態温度が低くなりすぎフェライト中のVCの相界面析出が起こりにくくなったりしてしまう。よって、逆に降伏強度の低下を招いてしまっていた。前記事項を考慮し、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる鋼のVの含有量は、0.20~0.80質量とする。なお、Vの含有量は、好ましくは0.35~0.80質量、さらに好ましくは0.45~0.80質量である。Nb:0.02~0.30質量Nbは、フェライトおよびパーライト中のラメラフェライト中にVとともに炭化物および炭窒化物として析出することでフェライトおよびパーライトを強化し、非調質鍛造部品の降伏強度の高強度化に寄与する元素である。また、NbはVが完全に固溶するような高温域においても一部は未固溶状態のNbCとして存在する。そして、NbCがオーステナイト再結晶粒のピン止め粒子として作用し、再結晶オーステナイト組織の微細化に寄与する。その結果、高延性のフェライト-パーライト組織が得られる。Nbの含有量が0.02質量未満では、非調質鍛造部品において、オーステナイト粒が粗大化し、延性が低下する。一方で、Nbの含有量が0.30質量を超えると、降伏強度および延性の向上効果が飽和する。したがって、Nbの含有量は、0.02~0.30質量とする。なお、Nbの含有量は、好ましくは0.05~0.25質量、さらに好ましくは0.15~0.23質量である。N:0.0100質量以下Nは、VまたはNbと高温で結合して炭窒化物を形成する元素である。N量が0.0100質量を超えると、粗大な炭窒化物を形成する。そして、高温域でNと結合した分、相界面析出で微細に析出させ得るV、Nb量が減少するので、その分析出強化量が低下し、降伏強度が低下するようになる。したがって、Nの含有量は、0.0100質量以下であり、好ましくは0.0090質量以下、さらに好ましくは0.0080質量以下である。なお、0質量でもよい。不可避不純物不可避不純物としては、例えば、Sn、Sb、O等が挙げられ、本発明の効果を妨げない範囲で含有することが許容される。[被加工材]本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、前記組成の鋼から構成される。なお、当該被加工材に対し、後記する各工程の処理を施すことにより、十分な降伏強度および延性が付与された部分高強度化させる部分と、切削加工性を向上させるために降伏強度が抑えられた部分低強度化させる部分とを形成させる。なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法で用いる被加工材は、例えば、鋳造、鍛造加工、押出加工等によって準備すればよい。ここで、高強度化させる部分とは、降伏強度を1000MPa以上とし、かつ、延性を20以上とする部分のことであり、低強度化させる部分とは、降伏強度を800MPa以下とする部分のことである。したがって、本発明の製造方法で製造された鍛造部品は、一つの部品内の降伏強度の差の最大値が200MPa以上となる。この高強度化させる部分Xと、低強度化させる部分Yは、図1aで示しているように、被加工材に1箇所ずつ存在していてもよいし、複数個所ずつ存在していてもよい。また、どのような範囲大きさで存在していてもよい。なお、鍛造部品は、基本的に高強度化が要求されるものであるため、切削加工性を向上させる必要がある部分以外の全ての部分を、高強度化させる部分Xと判断してもよい。次に、図1、図2を参照しつつ、本発明に係る鍛造部品の製造方法の工程について説明する。なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程を含む構成となっている。[加熱処理工程]加熱処理工程は、被加工材の高強度化させる部分Xについて、TNbCの範囲、被加工材の低強度化させる部分Yについて、AC3点以上、TVC-50°C以下、となるように加熱する工程である。ここで、TNbCは、-14000/log[C]0.01-7.58-273≦TNbC°C≦-14000/log[C][Nb]-0.01-7.58-2731で表わされる。また、TVCは、TVC°C=-9500/log[C][V]-6.72-2732で表される。ただし、前記式1および2において、[C]、[Nb]、[V]は、前記C、前記Nb、前記Vの各含有量質量とする。なお、加熱処理工程は、図1のa→b→c-1で表わされる。高強度化させる部分の温度範囲加熱処理工程において、被加工材の高強度化させる部分Xについては、TNbCの範囲の加熱温度で加熱処理する。この工程により、被加工材のV全量、およびNbの一部が固溶化する。加熱温度がTNbCの範囲の下限未満であると、Nbが0.01質量以上固溶せず、非調質鍛造部品において、微細なV、NbC複合析出物が十分に生成せずに、降伏強度が低下する。一方、加熱温度がTNbCの範囲の上限を超えると、未固溶Nbが0.01質量以下となり、再結晶オーステナイト粒をピン止めするNbCが十分に確保されず、再結晶オーステナイト粒が粗大になり延性が低下する。また、TNbCの範囲に加えて、加熱温度の上限は、鋼の溶融温度未満とすることが好ましく、設備の能力等から、1300°C程度とすることがさらに好ましい。ここで、TNbCはNbCの溶解度積今井勇之進、庄野凱旋夫、鉄と鋼、1966年、p110から式変形して導出した温度であり、当該温度範囲の下限未満の温度に加熱することで固溶Nbが0.01質量以下となり、当該温度範囲の上限を超える温度に加熱することで未固溶Nbが0.01質量以下となる。なお、加熱処理工程での温度とは、加熱処理工程での被加工材の最高到達温度とする。低強度化させる部分の温度範囲加熱処理工程において、被加工材の低強度させる部分Yについては、AC3点以上、TVC-50°C以下となるように加熱する。これは、VCが完全に固溶する温度TVCから、さらに50°C下げた温度TVC-50°C以下に加熱温度を制限することで、鋼のVCが完全には固溶させないようにするためである。一方、加熱温度が低いと完全にオーステナイト化せずにフェライトが残存した状態になってしまい、その後の鍛造でフェライト中に歪が導入され強度が高まり、低強度化できなくなる。よって、加熱温度はAC3点以上とした。なお、AC3点とは、加熱処理工程のような昇温する場合において、オーステナイト相とフェライト相からなる2相領域から高温で安定なオーステナイト単相領域へ変態する温度である。AC3点は事前の実験により測定するか、文献レスリー鉄鋼材料学、幸田成康訳、丸善株式会社1985、p.273記載のAC3点の測定式を用いて算出することができる。また、TVCはVCの溶解度積日本鉄鋼協会、鉄鋼便覧第3版、第1巻基礎、1981年、p.412から式変形して導出した温度である。加熱処理工程の具体的な手順次に、加熱処理工程の具体的な手順を説明する。まず、被加工材の全体をAC3点以上、TVC-50°C以下となるように加熱手段により加熱図1のbする。被加工材の全体をAC3点以上に均一に加熱することで、被加工材の全体を確実にオーステナイト化させることができるとともに、TVC-50°C以下の加熱を行うことで、低強度化させる部分Yの強度が上がらないようにすることができる。その後、高強度化させる部分Xのみについて、加熱手段によりTNbCの範囲に加熱図1のc-1する。当該処理により、VおよびNbの大部分が未固溶状態で分布している被加工材について、高強度化させる部分Xのみについて、Vを完全に、またNbの一部0.01質量以上を固溶させることができる。なお、当該処理において、加熱速度が低いと高強度化させる部分Xを加熱している間に熱伝導により低強度化させる部分YについてもVおよびNbが固溶する温度に加熱されてしまうため、急速、かつ、局所的に加熱する必要がある。したがって、図1のc-1に記載されているように高周波コイルを用いて当該部位Xを覆い、高周波加熱により温度上昇させることが好ましい。被加工材の全体を加熱する加熱手段については、特に限定されないが、図1に記載されているように、高強度化させる部分Xが被加工材の一端に存在する場合は、高強度化させる部分Xを加熱する加熱手段高周波コイルと同じものであることが好ましい。なぜなら、図1のb、c-1に示しているように、高周波コイルを被加工材の設置位置に対してずらす、または、被加工材を高周波コイルの設置位置に対してずらすことで対応することができるからである。なお、前記のような被加工材の全体を加熱するという処理を施すことなく、高強度化させる部分Xと低強度化させる部分Yに対し、一度に別々の加熱温度で加熱するという処理を施す方法を行ってもよい。例えば、図1の高強度化させる部分Xが存在する側を、比較的高温の高周波コイルで覆うとともに、低強度化させる部分Yが存在する側を、比較的低温の高周波コイルで覆うことで、一度に加熱処理を行ってもよい。加熱処理工程における熱履歴加熱処理工程における熱履歴は、図2の時間t0→t4に示すとおりである。時間t0→t1において、被加工材の温度をT0→T1まで上昇させるが、この間の加熱速度については、加熱手段の性能によるものであり、特に限定されない。しかし、図2に示すとおり、略均一の加熱速度で加熱するのが好ましい。なお、T1は、AC3点~TVC-50°Cである。時間t2→t3において、高強度化させる部分Xのみの温度をT1→T2まで上昇させるが、この間の加熱速度については、前記のとおり急速であることが好ましく、加えて、略均一の加熱速度で加熱するのが好ましい。なお、T2は、TNbCの範囲である。時間t1→t2、時間t3→t4の加熱保持時間については、特に限定されないが、製造時の安定性、生産性の観点から、60秒以上、1時間以下が好ましい。また、時間t0→t1、時間t2→t3の加熱時間についても、特に限定されないが、V、Nbの固溶量、設備の能力等から、60秒~1時間が好ましい。[熱間鍛造工程]熱間鍛造工程は、加熱処理工程の後に、高強度化させる部分Xについて、1050°C以上、加熱処理工程における高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、低強度化させる部分Yについて、前記AC3点以上、加熱処理工程における低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行い、当該熱間鍛造により高強度化させる部分Xの真歪量を0.3以上とする工程である。なお、熱間鍛造工程は、図1のc-1とd-1の間の工程である。高強度化させる部分の温度範囲高強度化させる部分Xについて、1050°C以上、加熱処理工程の高強度化させる部分に対する加熱温度以下として熱間鍛造を行う。これは、熱間鍛造温度が低下すると組織は微細化されるが、V,NbCがオーステナイト中に析出し、フェライト変態時にフェライト中に微細に相界面析出できる析出量を低下させてしまうため、高強度化を確保できなくなるからである。熱間鍛造を行う直前に、高強度化させる部分Xの温度が、1050°C以上、前記加熱処理工程の高強度化させる部分に対する加熱温度以下となっていれば、熱間鍛造中の温度は特に限定されない。しかし、熱間鍛造を行う処理の間、高強度化させる部分Xの温度が1050°C以上、前記加熱処理工程の高強度化させる部分に対する加熱温度以下となっていることが好ましい。低強度化させる部分の温度範囲低強度化させる部分Yについて、AC3点以上、加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、熱間鍛造を行う。これは、AC3点未満だと、鍛造前にフェライトが形成された状態となり、この状態で鍛造を行うと、フェライト中に歪が導入され強度が高まってしまい、低強度化を確保できなくなるためである。また、加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度を超えると、未固溶でいるVが固溶し、低強度化できなくなる可能性があるためである。熱間鍛造を行う直前に、低強度化させる部分Yの温度が、AC3点以上、加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度以下となっていれば、熱間鍛造中の温度は特に限定されない。しかし、熱間鍛造を行う処理の間、低強度化させる部分Yの温度がAC3点以上、加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度以下となっていることが好ましい。真歪量高強度化させる部分Xについて、真歪量が0.3以上となるように熱間鍛造を行う。真歪量が0.3未満となると、微細な再結晶オーステナイト粒が得られなくなり、高延性が得られなくなるからである。好ましくは真歪量が0.4以上となるような熱間鍛造、さらに好ましくは真歪量が0.5以上となるような熱間鍛造を行う。そして、真歪量は、熱間鍛造時の変形抵抗が高くなりすぎないよう、5.0以下であることが好ましい。なお、真歪量は、ln[熱間鍛造前の被加工材の断面積/熱間鍛造後の被加工材の断面積]で計算された歪量である。熱間鍛造工程の具体的な手順次に、熱間鍛造工程の具体的な手順を説明する。まず、加熱処理工程の終了時から20秒以内に熱間鍛造を開始する。これは、加熱処理工程終了後、被加工材を放置すると、低強度化させる部分Yの温度が、高強度化させる部分Xからの熱伝導により上昇してしまうことで、VおよびNbの固溶が進行し、降伏強度が向上してしまうといった状況を回避するためである。その後、高強度化させる部分について、1050°C以上、加熱処理工程の高強度化させる部分に対する加熱温度以下とし、低強度化させる部分について、AC3点以上、加熱処理工程の低強度化させる部分に対する加熱温度以下として、1段または2段以上の熱間鍛造を行う。なお、当該熱間鍛造により高強度化させる部分の真歪量を0.3以上とする。ここで、熱間鍛造の装置、熱間鍛造の方法等については、特に限定されず、従来の装置を用いて従来の方法により行えばよい。また、熱間鍛造の回数についても、特に限定されず、1段または2段以上であればよい。熱間鍛造工程における熱履歴熱間鍛造工程の熱履歴は、図2の時間t4→t5→t6に示すとおりである。時間t4→t5については、前記のとおり、20秒以内である。そして、時間t5→t6の鍛造時間については、高強度化させる部分Xと低強度化させる部分Yとの温度差を確保したまま被加工材を鍛造させる必要があるため、短いほうが好ましい。[冷却工程]冷却工程は、前記熱間鍛造工程の後に、高強度化させる部分Xについて、熱間鍛造工程終了時の高強度化させる部分の温度から急冷停止温度までの平均冷却速度が、3.0°C/s以上となり、急冷停止温度から400°Cまでの平均冷却速度が、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下となり、低強度化させる部分Yについて、熱間鍛造工程終了時の低強度化させる部分の温度から400°Cまでの平均冷却速度が、10°C/s以下となるように、被加工材を冷却する工程である。ここで、急冷停止温度は550~720°Cである。なお、冷却工程は、図1のd-1等→eで表わされる。高強度化させる部分の冷却速度高強度化させる部分Xについて、熱間鍛造工程終了時の高強度化させる部分Xの温度から急冷停止温度550~720°Cまでの平均冷却速度が3.0°C/s以上となるように急冷却急冷却工程し、急冷却終了後、400°Cまでの平均冷却速度が0.1°C/s以上1.5°C/s以下となるように緩冷却緩冷却工程を行う。これは、急冷却工程において、高強度化させる部分Xに対し3.0°C/s未満の緩冷却を施すと、オーステナイト域で析出強化に寄与しない粗大なV,NbCを析出させ、V、Nbを消費してしまうため、析出強化量の低下を招き、高強度化させる部分Xの降伏強度の目標を達成することができなくなるからである。同時に、フェライト変態、パーライト変態が高温で進行するため、粗大なV,NbCが相界面析出により形成され、析出強化量が低下し、高強度化させる部分Xの降伏強度の目標を達成することができなくなるからである。なお、好ましい急冷却工程の冷却速度は5.0°C/s以上である。また、高強度化させる部分Xに対し急冷停止温度を、720°Cを超える温度とすると、フェライト変態、パーライト変態が高温で進行するため、析出強化量が低下してしまう。一方、高強度化させる部分Xに対し急冷停止温度を、550°C未満とすると、ベイナイトやマルテンサイトが形成されてしまう。さらに、緩冷却工程において、高強度化させる部分Xの平均冷却速度を0.1°C/s未満とすると、相界面析出したV,NbCが粗大化してしまう。一方、緩冷却工程において、高強度化させる部分Xの平均冷却速度が1.5°C/sを超えると、ベイナイトやマルテンサイトが形成されてしまう。したがって、上記のような冷却速度、急冷停止温度とした。なお、急冷停止温度の好ましい範囲は560~670°C、さらに好ましい範囲は570~650°Cである。低強度化させる部分の冷却速度低強度化させる部分Yについて、熱間鍛造工程終了時の低強度化させる部分Yの温度から400°Cまでの平均冷却速度が10°C/s以下となるように冷却する。これは、低強度化させる部分Yについて、加熱処理工程の条件および熱間鍛造工程の条件を満たしていれば析出強化量は十分に少なくなっているので、焼きが入らない速度で冷却すれば低強度化することができるからである。なお、生産性の低下を防止するため、0.01°C/s以上であることが好ましい。冷却工程の具体的な手順冷却方法については、特に限定されないが、所定の速度範囲内で冷却する必要があるため、単位時間あたりに同量の冷却材を吹き付ける方法が好ましい。また、冷却材については、3.0°C/s以上の速度で急冷却、あるいは、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下の速度で緩冷却する必要があるため、冷却効果を有する圧縮ガス空気、N2ガス、アルゴンガス、ミスト等が好ましい。なお、高強度化させる部分Xの平均冷却速度が規定範囲3.0°C/s以上の速度で急冷却、0.1°C/s以上、1.5°C/s以下の速度で緩冷却となるように、被加工材全体を同じ方法により冷却すればよい図1のd-1。冷却工程における熱履歴冷却工程の熱履歴は、図2の時間t6→t7以降に示すとおりである。時間t6→t7以降の冷却速度については、本発明では平均値で規定しているが、図2に示しているように、略一定速度で冷却されることが好ましい。なお、本発明に係る鍛造部品の製造方法は、加熱処理工程、熱間鍛造工程、冷却工程以外の工程、例えば、加熱処理工程の前に被加工材を所定形状に整える工程や、冷却工程の後に被加工材を放冷する工程等、を含む構成となっていてもよい。以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は前記実施形態に限定されず、特許請求の範囲に記載した本発明の要旨を逸脱しない範囲で適宜設計変更可能である。次に、本発明に係る鍛造部品の製造方法について、本発明の効果を確認した実施例供試材No.2~6、20、21を、本発明の要件を満たさない比較例供試材No.1、7~19と対比して具体的に説明する。[供試材の作製]表1に示す化学成分組成からなる円柱状φ40.0mm×60mmを呈する鋼を、図1のbに示すように、高周波コイルにより全体が均一な温度となるように均一加熱した。その後、図1のc-1に示すように、供試材の高強度化させる部分Xに高周波コイルを移動させて局部加熱した。なお、一部の供試材については、図1のc-2に示すように、高周波コイルを移動させずに加熱した。加熱処理後、直ちに20秒以内、供試材がφ20.0mmの円柱状となるように熱間押出熱間鍛造を行った。なお、熱間鍛造前に、一部の供試材については、空冷もしくは強制冷却により、表2の熱間鍛造温度まで冷却している。熱間鍛造後、図1のd-1、d-2、d-3に示すような圧縮ガスを用いて冷却する方法、並びに、d-4に示すようなガラスウールで構成された断熱材で供試材を覆うことで徐冷する方法、および、d-5に示すように浸漬により水冷する方法を用いて、表2に示す平均冷却速度により供試材を冷却した。なお、各条件の詳細な設定温度、時間等は表2に示した。[測定方法]作製した鍛造部品の降伏強度および延性全伸びを以下のように評価した。鍛造部品の高強度化させる部分Xと、低強度化させる部分Yそれぞれより、長さ方向と平行に微小引張試験片を作製した。サイズは図3に示すサブサイズの引張試験片とした。それぞれ引張試験を行い、降伏強度および全伸びを測定した。その結果を表2に示す。[評価方法]評価方法については、高強度化させる部分X表2では、高強度部と記載の降伏強度が1000MPa以上であり、延性全伸びが20以上、かつ、低強度化させる部分Y表2では、低強度部と記載の降伏強度が800MPa以下の場合を効果ありと評価し、それ以外の場合を効果なしと評価した。なお、表2の均一加熱温度とは、図2のT1t1→t2であり、表2の均一加熱時間とは図2のt1→t2であり、表2の高強度部加熱温度とは、図2のT2であり、表2の低強度部最高加熱温度とは、図2のT1t3→t4の最高温度であり、表2の高強度部熱間鍛造温度とは、図2のT3であり、表2の低強度部熱間鍛造温度とは、図2のT4であり、表2の急冷停止温度とは、図2のT5である。V含有量、Nb含有量による評価表1に示すように、鋼種AのV含有量0.10質量は、本発明が規定するV含有量の下限値0.20質量よりも少なかった。よって、鋼種Aからなる供試材No.1は、高強度化させる部分の降伏強度が、825MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。また、表1に示すように、鋼種DのV含有量1.00質量は、本発明が規定するV含有量の上限値0.80質量よりも多かった。よって、鋼種Dからなる供試材No.18は、高強度化させる部分の降伏強度が、804MPaとなり、1000MPaを下回るとともに、高強度化させる部分の延性全伸びが18となり、20を下回る結果となった。さらに、表1に示すように、鋼種EのNb含有量0質量は、本発明が規定するNb含有量の下限値0.02質量よりも少なかった。よって、鋼種Eからなる供試材No.19は、高強度化させる部分の降伏強度が、992MPaとなり、1000MPaを下回るとともに、高強度化させる部分の延性全伸びが18となり、20を下回る結果となった。加熱処理工程による評価供試材No.7は、加熱処理工程において、均一加熱後の高周波コイルの位置をc-2としたため、低強度化させる部分Yの最高加熱温度が1200°Cとなり、TVC-50°Cよりも高かった。よって、低強度化させる部分の降伏強度が、1160MPaとなり、800MPaを上回る結果となった。供試材No.8は、加熱処理工程において、高強度化させる部分Xの加熱温度を1000°Cとし、TNbCの下限よりも低かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、849MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.10は、加熱処理工程において、高強度化させる部分Xの加熱温度を1350°Cとし、TNbCの上限よりも高かった。よって、高強度化させる部分の延性全伸びが13となり、20を下回る結果となった。供試材No.12は、加熱処理工程において、低強度化させる部分Yの最高加熱温度が750°Cとなり、AC3点よりも低かった。よって、低強度化させる部分の降伏強度が、843MPaとなり、800MPaを上回る結果となった。熱間鍛造工程による評価供試材No.8は、熱間鍛造工程において、高強度化させる部分Xの熱間鍛造温度を970°Cとし、1050°Cよりも低かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、849MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.9は、熱間鍛造工程において、高強度化させる部分Xの熱間鍛造温度を1000°Cとし、1050°Cよりも低かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が897MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.11は、熱間鍛造工程において、高強度化させる部分Xの真歪量を0.2とし、0.3よりも低かった。よって、高強度化させる部分の延性全伸びが12となり、20を下回る結果となった。供試材No.12は、熱間鍛造工程において、低強度化させる部分Yの熱間鍛造温度を730°Cとし、AC3点よりも低かった。よって、低強度化させる部分Yの降伏強度が、843MPaとなり、800MPaを上回る結果となった。冷却工程による評価供試材No.13は、冷却工程において、高強度化させる部分Xの急冷停止温度までの冷却速度を1.2°C/sとし、3.0°C/sよりも遅かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、784MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.14は、冷却工程において、急冷停止温度を750°Cとし、720°Cよりも高かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、802MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.15は、冷却工程において、急冷停止温度を500°Cとし、550°Cよりも低かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、844MPaとなり、1000MPaを下回り、高強度化させる部分の延性全伸びが16となり、20を下回る結果となった。供試材No.16は、冷却工程において、高強度化させる部分Xの400°Cまでの冷却速度を2.0°C/sとし、1.5°C/sよりも速かった。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、884MPaとなり、1000MPaを下回る結果となった。供試材No.17は、冷却工程において、急冷停止温度を設定せず、浸漬により水冷する方法d-5により一気に冷却した。よって、高強度化させる部分Xの降伏強度が、989MPaとなり、1000MPaを下回り、低強度化させる部分Yの降伏強度が、967MPaとなり、800MPaを上回り、高強度化させる部分の延性全伸びが6となり、20を下回る結果となった。以上の結果より、本発明に係る鍛造部品の製造方法によると、一つの部品内に、1000MPa以上という十分な降伏強度と、延性全伸びが20以上という十分な延性とが付与された部分高強度化させる部分と、800MPa以下に降伏強度が抑えられた切削加工性が向上された部分低強度化させる部分とを非調質で形成させることができることがわかった。"