質量で、C:0.40~0.75未満、Si:0.01~3.0、Mn:0.1~1.8、S:0.001~0.1、Al:0.1超~1.0、及び、N:0.001~0.02を含有し、P:0.05以下に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼であって、C量:[C]、Si量:[Si]、Mn量:[Mn]、及び、Al量:[Al]が下記の式1、及び式2を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]-14.7×[Al]≦17710.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]<1.5392前記鋼が、さらに、下記の式3を満たすことを特徴とする請求項1に記載の機械構造用鋼。113-135×[C]-27×[Mn]≦133前記鋼が、さらに、下記の式4を満たすことを特徴とする請求項1に記載の機械構造用鋼。55≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.454前記鋼が、さらに、下記の式4を満たすことを特徴とする請求項2に記載の機械構造用鋼。55≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.454前記鋼が、さらに、下記の式5を満たすことを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。1.5<[Si]1.8×[Mn]<6.245前記鋼が、さらに、質量で、B:0.0001~0.015を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。前記鋼が、さらに、質量で、Cr:0.01~0.8、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~5.0、及び、Cu:0.001~5.0の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。ここで、Cr:0.01~0.8を含有する場合は、前記式1に代えて下記式6を、前記式2に代えて下記式7を、前記式3に代えて下記式8を、前記式4に代えて下記式9を使用する。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]23.8×[Cr]-14.7×[Al]≦17760.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]1/9×[Cr]<1.6277113-135×[C]-27×[Mn]-18×[Cr]≦13855≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]2.4×[Cr]<74.379前記鋼が、さらに、質量で、Ca:0.0001~0.02、Mg:0.0001~0.02、Zr:0.0001~0.02、及び、Rem:0.0001~0.02の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。前記鋼が、さらに、質量で、Ti:0.005~0.5、Nb:0.0005~0.5、W:0.0005~0.5、V:0.0005~0.5、Ta:0.0001~0.2、及び、Hf:0.0001~0.2の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。前記鋼が、さらに、質量で、Sb:0.0001~0.015、Sn:0.0005~2.0、Zn:0.0005~0.5、Te:0.0003~0.2、Se:0.0003~0.2、Bi:0.001~0.5、及び、Pb:0.001~0.5の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。前記鋼が、さらに、質量で、Li:0.00001~0.005、Na:0.00001~0.005、K:0.00001~0.005、Ba:0.00001~0.005、及び、Sr:0.00001~0.005の1種又は2種以上を含有することを特徴とする請求項1~4のいずれか一項に記載の機械構造用鋼。従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える主な課題として機械構造用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するためC量が多い通常、0.4質量以上ので、硬度が高く、被削性が悪いことがある。本発明は、上記実情に鑑み、鋼の成分組成を最適化して、上記課題を解決し、被削性が優れた機械構造用鋼を提供することを目的とする。本発明は、上記知見に基づいてなされたもので、その要旨は以下のとおりである。1質量で、C:0.40~0.75未満、Si:0.01~3.0、Mn:0.1~1.8、S:0.001~0.1、Al:0.1超~1.0、及び、N:0.001~0.02を含有し、P:0.05以下に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼であって、C量:[C]、Si量:[Si]、Mn量:[Mn]、及び、Al量:[Al]が下記の式1、及び式2を満たすことを特徴とする機械構造用鋼。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]-14.7×[Al]≦17710.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]<1.53922前記鋼が、さらに、下記の式3を満たすことを特徴とする前記1に記載の機械構造用鋼。113-135×[C]-27×[Mn]≦1333前記鋼が、さらに、下記の式4を満たすことを特徴とする前記1に記載の機械構造用鋼。55≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.4544前記鋼が、さらに、下記の式4を満たすことを特徴とする前記2に記載の機械構造用鋼。55≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.4545前記鋼が、さらに、下記の式5を満たすことを特徴とする前記1から4のいずれかに記載の機械構造用鋼。1.5<[Si]1.8×[Mn]<6.2456前記鋼が、さらに、質量で、B:0.0001~0.015を含有することを特徴とする前記1~5のいずれかに記載の機械構造用鋼。7前記鋼が、さらに、質量で、Cr:0.01~0.8、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~5.0、及び、Cu:0.001~5.0の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~6のいずれかに記載の機械構造用鋼。ここで、Cr:0.01~0.8を含有する場合は、前記式1に代えて下記式6を、前記式2に代えて下記式7を、前記式3に代えて下記式8を、前記式4に代えて下記式9を、使用する。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]23.8×[Cr]-14.7×[Al]≦17760.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]1/9×[Cr]<1.6277113-135×[C]-27×[Mn]-18×[Cr]≦13855≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]2.4×[Cr]<74.3798前記鋼が、さらに、質量で、Ca:0.0001~0.02、Mg:0.0001~0.02、Zr:0.0001~0.02、及び、Rem:0.0001~0.02の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~7のいずれかに記載の機械構造用鋼。9前記鋼が、さらに、質量で、Ti:0.005~0.5、Nb:0.0005~0.5、W:0.0005~0.5、V:0.0005~0.5、Ta:0.0001~0.2、及び、Hf:0.0001~0.2の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~8のいずれかに記載の機械構造用鋼。10前記鋼が、さらに、質量で、Sb:0.0001~0.015、Sn:0.0005~2.0、Zn:0.0005~0.5、Te:0.0003~0.2、Se:0.0003~0.2、Bi:0.001~0.5、及び、Pb:0.001~0.5の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~9のいずれかに記載の機械構造用鋼。11前記鋼が、さらに、質量で、Li:0.00001~0.005、Na:0.00001~0.005、K:0.00001~0.005、Ba:0.00001~0.005、及び、Sr:0.00001~0.005の1種又は2種以上を含有することを特徴とする前記1~10のいずれかに記載の機械構造用鋼。本発明によれば、疲労強度の高い高強度歯車の製造に供し得る、被削性に優れた機械構造用鋼を提供することができる。以下、本発明を実施するための形態として、高強度の自動車用部品の製造に供し得る被削性に優れた機械構造用鋼について詳細に説明する。本発明にかかる機械構造用鋼は、高周波焼き入れ用鋼として好適に用いることができる。本発明の機械構造用鋼以下本発明鋼ということがある。は、質量で、C:0.40~0.75未満、Si:0.01~3.0、Mn:0.1~1.8、S:0.001~0.1、Al:0.1超~1.0、N:0.001~0.02を含有し、P:0.05に制限し、残部Fe及び不可避的不純物からなる鋼である。さらに、本発明鋼では、C量:[C]、Si量:[Si]、Mn量:[Mn]、及び、Al量:[Al]が下記の式1および2を満たす。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]-14.7×[Al]≦17710.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]<1.5392また、本発明鋼では、[C]、[Si]、[Mn]、及び、[Al]が下記の式3、4、または、5の内、一またはそれ以上を満たすことが好ましい。113-135×[C]-27×[Mn]≦13355≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.4541.5<[Si]1.8×[Mn]<6.245各式の意義については後述する。まず、本発明鋼の成分組成を限定する理由について説明する。以下、は、質量を意味する。C:0.40~0.75未満Cは、鋼の強度と、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するために添加する元素である。Cの添加量が0.40未満であると、上記の効果が得られず、一方、0.75以上であると、鋼の靭性が劣化して、圧延材が置き割れすることがある。このため、C量は、0.40~0.75未満とする。添加効果を安定的に得るためには、C量は、0.45~0.73が好ましい。より好ましいC量は、0.48~0.70、さらに好ましくは0.50~0.61である。Si:0.01~3.0Siは、製鋼時の脱酸に寄与するとともに、鋼の強度向上に寄与する元素である。Siの添加量が0.01未満であると添加効果が得られず、一方、3.0を超えると、鋼の靭性、延性が低下し、硬質介在物が生成して、被削性が低下する。このため、Si量は、0.01~3.0とする。好ましいSi量は、0.05~2.5、より好ましくは0.1~1.5である。Mn:0.1~1.8Mnは、Siと同様に、鋼の強度向上に寄与する元素である。Mn量が0.1未満であると、添加効果が得られず、一方、1.8を超えると、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して加工性が低下する。このため、Mn量は、0.1~1.8とする。好ましいMn量は、0.2~1.0、より好ましくは0.4~0.8である。S:0.001~0.1Sは、被削性の向上に寄与する元素である。S量が0.001未満であると、鋼の最低限の被削性を確保できず、一方、S量が0.1を超えると、鋼の靭性や疲労強度が劣化する。このため、S量は、0.001~0.1とする。好ましいS量は0.005~0.07、より好ましくは0.01~0.05である。Al:0.1超~1.0Alは被削性を向上させる元素である。固溶Alが、切削中に酸素と反応して工具表面にAl2O3の被膜を生成し、この被膜が、工具の摩耗を抑制する。この被膜は、鋼中の固溶Alが大気中の酸素、切削油中の酸素、又は、工具表面に付けられたFe3O4やNiO被膜中の酸素と反応して形成されるものである。Al量が0.1以下では、Al2O3の生成量が少なく、工具表面にAl2O3膜が形成されない。一方、Al量が1.0を超えると、鋼のA3点フェライト相からオーステナイト相へ変態する変態点が高くなり、高周波焼入れでは相変態が生じなくなる。このため、Al量は、0.1超~1.0とする。好ましいAl量は0.12~0.8、より好ましくは0.14~0.4である。N:0.001~0.02Nは、AlNを形成し、結晶粒の粗大化の抑制に寄与する元素である。N量が0.001未満であると、添加効果が得られず、一方、0.02を超えると、圧延時、熱間脆性が発現する。このため、N量は、0.001~0.02とする。好ましくは0.002~0.012、より好ましくは0.004~0.008である。P:0.05以下Pの添加量は0または0超でもよいが、適量のPを添加した場合、鋼の被削性の向上に寄与する。P量が0.05を超えると、鋼の硬度が上昇しすぎて、加工性が低下するので、P量は、0.05以下とする。P量は、被削性の点から、0.005以上が好ましく、より好ましくは、0.008~0.02である。本発明鋼は、上記元素の他、不可避的不純物と鉄のみを含有してもよい。また、本発明鋼の特性を阻害しない範囲で、他の元素を、選択成分として本発明鋼に含有してもよい。なお、選択成分については後述する。本発明鋼では、[C]、[Si]、[Mn]、及び、[Al]が、前記式1、2を満たす。まず、前記式1について説明する。高周波焼入れ用鋼は、高周波焼入れ後の表面硬さを確保するためC量が多い通常、0.4質量以上ので、硬度が高く、被削性が悪い。本発明者らは、この課題を解決するため、高周波焼入れ用鋼の硬さについて、以下の2種類の相関関係を調査した。a1硬さと、硬さに大きな影響を与える炭素当量との関係a2硬さと、硬さの影響を受ける被削性との関係炭素当量Ceqは、硬さに影響するC、Si、及び、Mnに着目して、Ceq=[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]と定義した。選択元素としてCrを含む場合には、Ceq=[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]1/9×[Cr]と定義した。硬さと炭素当量との関係は、次のように調査した。C:0.45~0.75未満、Si:0.05~2.00、Mn:0.25~1.8、S:0.005~0.1、P:0.05以下、N:0.0030~0.0100、Al:0.03超~1.0、さらにはCrを含む場合はCr:0.01~0.8、0.65≦Ceq≦1.02、の範囲の組成を持つ複数の直径65mmの熱間圧延棒鋼を用意した。これら鋼材を、熱間圧延後、900°Cで1時間保持し、その後空冷し、直径方向の断面で切断した。これらの試料を樹脂に埋め、研磨した後、直径の1/4部の位置で、ビッカース硬さを測定した。この測定結果を図1に示す。図1から、Ceqと硬さHvは、下記式a1の関係にあることが解る。硬さHv=214×Ceq49a1硬さと被削性の関係は、Al2O3を生成し、工具表面にAl2O3膜を形成する作用をなすAlの量を0.03~1.0の範囲で変えて、次のように調査した。上記棒鋼から切り出した40×40×250mmの角型試験片に対し、歯車の歯切り加工ホブ切りを想定して、舞いツールフライツールで切削試験を行った。なお、製品製造時のホブ切り工程で用いられるカッターは、複数の切れ刃を持つ。これに対し、舞いツールはホブ切れ刃を1枚のみ有するカッターである。が、複数の切れ刃を持つカッターと舞いツールとの切削結果は良い対応関係にあることが確認されている。このため、舞いツールはホブ切りの代用テストに用いられる。舞いツール切削による試験方法は、例えば、TOYOTATechnicalReviewVol.52No.2Dec.2002P78に詳しく記載されている。表1に、試験条件を示す。試験片を3分間切削した後、工具の最大すくい面摩耗深さクレータ摩耗深さを、触診式粗さ計で測定した。結果を図2に示す。浸炭歯車に用いるJIS-SCr420Al:0.03をこの条件で切削した場合の最小の摩耗量は約75μmである。従って、同条件で、試験サンプルの摩耗量が75μm以下であれば、その被削性は良好と評価できる。図2に示すように、硬さと被削性の関係には折曲点があり、硬さがこの折曲点以上になると、被削性が急激に低下する。本発明者らは、この折曲点の存在に着目して調査した結果、Alを0.1超~1.0含む鋼の場合、これら折曲点が、14.7×[Al]226の数式で表示できることを見いだした。即ち、鋼の硬さHvと、Al含有量[Al]質量とが、下記式a2の関係を満たせば、極めて優れた被削性を確保できることを、本発明者らは見いだした。この点が、本発明の基礎をなす知見である。硬さHv≦14.7×[Al]226a2上記式a1及びa2から、下式が得られる。214×Ceq49≦14.7×[Al]2261’’上の式に炭素当量式を代入して、下式が得られる。214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]-14.7×[Al]≦1771’上記式1’は、C量が多い通常、0.4質量以上高周波焼入れ用鋼において、[C]、[Si]、[Mn]、及び、[Al]を関係付けることにより、所要の硬さと被削性を確保することを意味する式である。従って、本発明にかかる機械構造用鋼の組成は上記1’を満たすことによって、硬度が高く、被削性が悪いという課題を解決できる。鋼がCrを含む場合も、式1’’、式1’と同様にして、下記式を得ることができる。214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]23.8×[Cr]-14.7×[Al]≦1776’ただし、高強度機械部品用の機械構造用鋼の場合、硬さは200Hv程度以上必要であるので、図1から、Ceqは、0.72以上必要である。即ち、本発明鋼の成分組成は、下記2式、又は7式も満たす必要がある。即ち、鋼がCrを含有しない場合は、下記2式も満たす必要があり、0.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]<1.5392鋼がCrを含有する場合は、下記7式も満たす必要がある。0.72≦[C]1/7×[Si]1/5×[Mn]1/9×[Cr]<1.62772式、及び7式のCeqの値は好ましくは0.74以上、さらに好ましくは0.76以上、さらに好ましくは0.79以上、さらに好ましくは0.82以上である。Ceqの上限はC、Si、Mn、及びCrの上限により決まる。なお、上記1’式、及び5’式における下限は、2式、及び2式のCeqの下限が0.72であること、及び[Al]の上限が1.0であることから、214×0.72-14.7×1.0=139.381’’’と決まる。すなわち、1式、及び6式は下記のようになる。139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]-14.7×[Al]≦1771139.38≦214×[C]30.6×[Si]42.8×[Mn]23.8×[Cr]-14.7×[Al]≦17761式、及び6式における上限は、163以下であることが好ましく、155以下であることがさらに好ましい。本発明鋼では、[C]、[Si]、[Mn]、及び、[Al]が、前記式3、式4又はその両方を満たすことが好ましい。以下に、前記式3について説明する。従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える課題として、歯車の高周波焼入れが、急速短時間の加熱焼入れであるために、焼入れ後の硬さに、硬さむらや、硬さ不足が生じ易いという問題があった。この課題を解決するため、本発明者らは、組織に及ぼすCとMnの影響を考慮する指標Aと、焼入れ性に影響する初析α分率の関係を調査した。高周波加熱は短時間であるため、初析フェライト領域が大きいと、高周波加熱時にフェライトのすべての部分にC原子が拡散できない。その結果、硬さの低いマルテンサイト組織が生成して硬さむらや硬さ不足の原因となる。調査は次のように行った。前記棒鋼を900°C×1時間保持後、空冷し、大径部26φの試験片を切り出し、該試験片を直径方向の断面で切断し樹脂に埋め、表面を研磨した後、ナイタール液でエッチングし、光学顕微鏡でミクロ組織を観察した。観察結果の一例を図3A、3Bに示す。図3A及び3Bにおいて、白く見える領域がフェライトで、黒く見える領域がパーライトである。即ち、図3Aに、フェライト領域が大きくて、機械構造用鋼として好ましくないミクロ組織を示し、図3Bに、フェライト領域が小さく、機械構造用鋼として好ましいミクロ組織を示す。ここで、図4に、指標A=113-135×[C]-27×[Mn]、並びに、指標A=113-135×[C]-27×[Mn]-18×[Cr]と初析α分率の関係を示す。本発明者らは、組織に及ぼすCとMn、さらにはCrの影響を考慮する指標として指標Aを次の式で定義した。Crを含有しない場合は、指標A=113-135×[C]-27×[Mn]3’とし、Crを含有する場合は、指標A=113-135×[C]-27×[Mn]-18×[Cr]8’とする。この式における各係数は以下のように求めた。まず、C:0.40~0.75未満、Mn:0.1~1.8、さらにはCr:0.01~0.8の種々の鋼材を用意し、後述の方法で組織観察を行って初析α分率を求めた。そして、鋼材のC及びMn、さらにはCrの含有量が、この初析α分率に及ぼす影響を、重回帰分析により求め、上記指標Aの係数を算出した。なお、初析α分率は、光学顕微鏡の×400約0.32mm×0.24mmの視野で20視野撮影し、画像解析によりフェライト域の面積を測定し、全撮影面積に占めるフェライト域の面積の割合を算出することで求めた。図4から、初析α分率は、指標Aの増大とともに、直線的に増大することが解る。急速短時間の高周波焼入れにおいて、良好な焼入れ性を確保するためには、初析α分率を13以下に抑制することが好ましい。このため、指標Aも13以下に抑制することが好ましい。このため、[C]と[Mn]を関係付ける下記式3を得ることができる。113-135×[C]-27×[Mn]≦133即ち、高周波焼入れ用鋼の[C]と[Mn]を、上記式3を満たすように設定すれば、焼入れ後の硬さむらや、硬さ不足を抑制することができる。鋼がCrを含む場合、Cr:0.01~0.8の鋼材に対し、前記と同様の初析α分率の測定を行い、下記式7を得ることができる。113-135×[C]-27×[Mn]-18×[Cr]≦138即ち、高周波焼入れ用鋼の[C]、[Mn]、及び、[Cr]を、上記式8を満たすように設定すれば、焼入れ後の硬さむらや、硬さ不足を抑制することができる。なお、式3及び式8の左辺は11以下であることが好ましく、9以下であることがさらに好ましい。式3及び式8の左辺が3.75以下の場合に初析フェライトは存在しなくなる。式3及び式8の左辺の下限値は特に定める必要がないが、各元素の成分範囲から算出される理論的な下限値は-51.25である。前記式4について説明する。従来の高周波焼入れを施して用いる機械構造用鋼が抱える課題の一つとして、以下の問題があった。つまり、従来の高周波焼入れを施した部品は、多くの場合、表層C量が0.4~0.6質量であるので、表層C量が約0.8となる浸炭部品と比べて疲労強度が低かった。そこで、本発明者らは、以下のように、この問題を解決する方法を検討した。高周波焼入れ用鋼の特性において、部品のピッチング疲労強度を向上させるため、焼入れ後の焼戻し硬さは重要である。本発明者らは、高周波焼入れ後の焼戻し硬さを、鋼の成分組成と関係つけて定量的に評価するため、下記指標RTを導入した。Crを含有しない場合は、下記4’式でRTを定義する。RT=3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]4’Crを含有する場合は、下記9’式でRTを定義する。RT=3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]2.4×[Cr]9’指標RTは、[C]、[Si]、及び、[Mn]、さらには[Cr]が、焼入れ後の焼戻し硬さに影響する程度を、各元素の影響度に重みを付けて相加的に評価する指標である。なお、C、Si、及び、Mn、さらにはCrは、主要な硬度向上元素である。前記棒鋼を900°C×1時間保持後、空冷し、大径部26φの試験片を切り出し、大径部に、有効硬化層深さが1.5mmとなる条件で高周波焼入れを施し、引続き、300°C×90分、焼戻し処理を施した。その後、大径部を、直径方向断面で切断して樹脂に埋め込み、表層を研磨した後、表層から0.05mmの位置で、ビッカース硬度Hvを測定した。結果を図5に示す。図5から、指標RTと300°C焼戻し硬さHvは、極めてよい相関関係にあり、RT≧55で、610Hv以上が得られていることが解る。300°C焼戻し硬さHvが610Hv以上であれば、疲労強度に優れていることを、本発明者らは、ローラーピッチング試験で確認した。前記棒鋼から作製した大径部試験部26φのローラーピッチング試験片に対して、大径部に、有効硬化層深さが1.5mmとなる条件で高周波焼入れを施し、続いて、160°C×90分、焼戻し処理を施した。その後、試験精度を高めるために、つかみ部に仕上げ加工を施した。ローラーピッチング試験は、大ローラー:SCM420浸炭品でクラウニング150R、回転数:2000rpm、潤滑油:トランスミッション油、油温:80°C、すべり率:-40、最大1000万回の条件で行った。S-N線図を作成して疲労限MPa、ローラーピッチング疲労強度を求めた。試験結果を、図6に示す。比較のため、浸炭歯車に多く使用されるJIS-SCr420の107回疲労限も求め、図中に表示した。JIS-SCr420の107回疲労限は2600MPaである。本発明鋼の疲労限ローラーピッチング疲労強度の目標値は、これを、約20向上させた3200MPa以上とした。図6から、疲労限3200MPa以上を確保するためには、610Hv以上の300°C焼戻し硬さを確保する必要があることが解り、図5から、610Hv以上の300°C焼戻し硬さを確保するためには、指標RTを55以上に維持する必要があることが解る。即ち、指標RT≧55とすることにより、好適な疲労強度を確保できる。なお、指標RTの上限はC、Si、Mn、及びCrの上限により決まる。即ち、式4及び式9は、下記のようになる。55≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]<72.45455≦3331×[C]4.5×[Si]1.5×[Mn]2.4×[Cr]<74.379さらに高強度を得るためにRTは57以上が好ましく、59以上がさらに好ましい。以上の通り、本発明鋼は、成分組成を前記式1、2、3、及び、4で規定して、各課題を解決しているので、高強度部品用の高周波焼入れ用鋼として優れた特性を有するものである。1.5<[Si]1.8×[Mn]<6.245Si及びMnはいずれもフェライト中に固溶し、フェライトを強化する元素である。高強度が求められる機械構造用鋼の場合、鋼中の軟質組織であるフェライトから鋼材が破壊するのを防ぐために、フェライトを強化することが好ましい。そのため、SiとMn合計では[Si]1.8×[Mn]>1.5を満たすことが好ましい。[Si]1.8×[Mn]の上限は特に規定する必要は無いが、Si及びMnの各元素の添加量の上限により6.24以下となる。本発明鋼は、前述したように、優れた特性を損なわない範囲で、他の元素を、選択成分として含有することができる。選択成分の添加は本発明の課題を達成する上で、必須ではない。以下に、選択成分の添加と限定理由について説明する。なお、は、質量を意味する。B:0.0001~0.015Bは、鋼に焼入れ性を付与し、かつ、結晶粒界の強度を高める作用をなす元素である。Bの微量の添加でも、γ粒界に偏析し焼入れ性を高めるとともに、高周波焼入れ時の表層での結晶粒界の破壊を抑制する。この効果を得るために、Bを、0.0001以上添加してもよい。一方、0.015を超えて添加すると、材質の脆化を招くので、Bは、0.0001~0.015とする。好ましいBの添加量は、0.0005~0.010、より好ましくは0.001~0.003である。Cr:0.01~0.8、Mo:0.001~1.0、Ni:0.001~5.0、及び、Cu:0.001~5.0の1種又は2種以上Cr、Mo、Ni、及びCuは、いずれも、強度向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Crは0.01以上、Mo、Ni、及び、Cuは0.001以上添加してもよい。Crが0.8を超えると、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、Cr含有量は0.8以下とし、好ましくは0.4以下とする。Moが1.0を超えると、Crと同様に、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、Mo含有量は1.0以下とし、好ましくは0.5以下、さらに好ましくは0.2以下、さらに好ましくは0.05未満とする。NiとCuが5.0を超えると、やはり、Cr、Moと同様に、焼入れ性が向上しすぎて、ベイナイト又は島状マルテンサイトが生成して、加工性が低下する。このため、NiとCuの含有量の上限は、いずれも5.0以下とする。Ca:0.0001~0.02、Mg:0.0001~0.02、Zr:0.0001~0.02、及び、Rem:0.0001~0.02の1種又は2種以上Ca、Mg、Zr、及びRem希土類元素は、いずれも、鋼中のMnSの形態を制御して機械特性の向上に寄与する元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Ca、Mg、Zr、及び、Remを、いずれも、0.0001以上添加してもよい。一方、Ca、Mg、Zr、及び、Remが0.02を超えると、酸化物が粗大化し、疲労強度が低下するので、いずれも、0.02以下とする。なお、Remは希土類金属元素を示し、Sc、Y、La、Ce、Pr、Nd、Pm、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、及びLuから選択される1種以上である。Ti:0.005~0.5、Nb:0.0005~0.5、W:0.0005~0.5、V:0.0005~0.5、Ta:0.0001~0.2、及び、Hf:0.0001~0.2の1種又は2種以上Ti、Nb、Ta、及び、Hfは、結晶粒の異常成長を抑制して、組織の均質化に寄与する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、Tiは、0.005以上、Nbは、0.0005以上、Ta及びHfは、0.0001以上添加してもよい。一方、Ti及びNbが0.5を超え、また、Ta及びHfが0.2を超えると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、Ti及びNbは、0.5以下とし、Ta及びHfは0.2以下とする。WとVは、C及び/又はNと微細な炭化物、窒化物、及び/又は、炭窒化物を形成して、結晶粒の粗大化を防止して、組織の均質化に寄与する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、0.0005以上添加してもよい。一方、W及びVが0.5を超えると、硬質の炭化物が生成して被削性が低下するので、いずれも、0.5以下とする。Sb:0.0001~0.015、Sn:0.0005~2.0、Zn:0.0005~0.5、Te:0.0003~0.2、Se:0.0003~0.2、Bi:0.001~0.5、及び、Pb:0.001~0.5の1種又は2種以上Sb、Te、Se、Bi、及び、Pbは、被削性向上元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、Sbは、0.0001以上、Te及びSeは、0.0003以上、Bi及びPbは、0.001以上添加してもよい。一方、Sbが0.015を超え、TeとSeが0.2を超え、又は、BiとPbが0.5を超えると、熱間脆性が発現し、疵の原因となったり、圧延が困難になったりするので、Sbは0.015以下、TeとSeは0.2以下、BiとPbは0.5以下とする。SnとZnは、フェライトを脆化し、工具寿命を延ばすとともに、表面粗さを向上させる効果を奏する元素である。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、0.0005以上添加してもよい。一方、Snが2.0を超え、また、Znが0.5を超えると、鋼の製造が困難となるので、Snは2.0以下、Znは0.5以下とする。Li:0.00001~0.005、Na:0.00001~0.005、K:0.00001~0.005、Ba:0.00001~0.005、及び、Sr:0.00001~0.005の1種又は2種以上Li、Na、K、Ba、及び/又は、Srは、その酸化物が、CaO-Al2O3-SiO2系酸化物に取り込まれて低融点酸化物を形成し、切削時の工具表面にベラーグとして付着して、被削性を改善する。この効果を得るためには、本発明鋼の優れた特性を損なわない範囲で、いずれも、0.00001以上添加してもよい。一方、0.005を超えると、溶鋼を保持する耐火物が溶損する場合もあるので、Li、Na、K、Ba、及び、Srは、いずれも、0.005以下とする。本発明鋼の成分組成は以上の通りであり、残部はFe及び不可避的不純物である。なお、原料、資材、製造設備等の状況によっては、不可避的不純物例えば、As、Co等が鋼中に混入するが、本発明鋼の優れた特性を阻害しない範囲であれば許容される。次に、本発明の実施例について説明するが、実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。実施例表2及び3に示す成分組成の鋼を溶製し、65φの棒鋼に圧延した。表4~6に、番号1~105の鋼について、式1の値、式2の値、式3の値、式4の値、及び、式5の値を示す。鋼がCrを含有する場合は、式6の値、式7の値、式8の値、及び、式9の値を示す。番号1~94の鋼が発明例であり、番号95~105の鋼が比較例である。上記棒鋼を900°C×1時間保持後、空冷の処理をし、試験片を切り出し、焼入れ前に、硬さHv、工具摩耗量μm、及び、初析フェライト分率を測定した。結果を表4~6に示す。また、焼入れ後、硬化層の300°C焼戻し硬さHv、及び、ローラーピッチング疲労強度疲労限、MPaを測定した。結果を表4~6に示す。なお、工具摩耗量μmは、試験片を3m分切削した後、工具の最大すくい面摩深さクレータ摩耗深さを、触診式粗さ計で測定した。表2~6中で、成分組成または数式が本発明の条件満たさないものについては、下線を引いて示す。番号95及び96の鋼は、式1又は式6を満たしていないので、工具摩耗量が大きい。番号97の鋼は、式2を満たしていないので、硬さが低く、高強度機械部品用の機械構造用鋼としては使用できない。番号98及び99の鋼は、Al添加量が不足しているため、工具表面にAl2O3膜が形成されず工具摩耗量が大きい。番号100の鋼は、Al添加量が過剰であるため、A3点が高くなり、高周波焼入れが不可能であった。番号101の鋼は、Mn添加量が過剰であるため、加工性が低下して工具摩耗量が大きい。番号102の鋼は、Cr添加量が過剰であるため、加工性が低下して工具摩耗量が大きい。番号103の鋼は、N添加量が過剰であるため、棒鋼圧延時に熱間脆性が発現して製造不可であった。番号104の鋼は、C添加量が不足しているため、高周波焼入れ後の表面硬さが不足した。番号105の鋼は、C添加量が過剰であるため、置き割れが発生した。番号1~94の鋼は、成分組成、及び、式1、式2、式6、及び、式7を満たしているので、その特性が所望の水準に達している。