質量比で、C:040~070、Si:080以下、Mn:070~15、P0020以下、S:0030以下、Al:0050以下、Cr:020以下、Mo:005~05、O:00015以下、Ti:00050以下ただし、0を除くおよびN:00015~0010を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する機械構造用鋼において、鋼中のTi含有量とN含有量が、下記1および2式を満足し、転動疲労寿命B10が2×107回超えでかつ硬さHVが330未満であることを特徴とする機械構造用鋼。記質量Ti×質量N≦13×10591T=1495-164[-018]-205-68-1245-1839-14-412ここで、Tは修正固相線温度Kであり、fsはTiN生成完了固相率fs=07、kxxは各元素を意味する。は平衡分配係数であって、各元素xの平衡分配係数は、kC=034、kSi=054、kMn=078、kP=008、kS=005、kCr=085、kAl=092である。前記成分組成は、質量比で、Cu:050以下、Ni:050以下、Co:010以下、Nb:0050以下、V:0100以下、W:0100以下およびSb:0010以下の中から選択される少なくとも一種の成分をさらに含有する、請求項1に記載の機械構造用鋼。請求項1または2記載の機械構造用鋼を製造する方法であって、溶銑予備処理後、転炉または電気炉にて溶製した溶鋼を、2次精錬装置にて脱硫、脱酸を行う2次精錬を行った後に成分調整を行い、その後、連続鋳造機にて、厚み:350mm以下の鋳片に鋳造し、1150°C以上の温度で8時間以内の均熱拡散熱処理を行った後に熱間圧延を行い、次いで、Ac3変態点以上の温度域にて加工率60以上の熱間加工を施した後、15~45°C/sで冷却し、その後、所定形状の鋼部品に成型してから該鋼部品の一部または全部を高周波焼入れすることを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。前記2次精錬時のスラグ組成は、CaO/SiO2≧40およびCaO/Al2O3≧15の関係を満足する請求項3に記載の機械構造用鋼の製造方法。前記冷却後、前記成型前の鋼組織が、面積比で70以上のベイナイト相を含有する請求項3または4に記載の機械構造用鋼の製造方法。前記高周波焼入れ後の鋼部品の表面に形成した硬化層の平均旧オーステナイト粒径が12μm以下である請求項3、4または5に記載の機械構造用鋼の製造方法。前記均熱拡散熱処理後の鋼中に存在する非金属介在物は、測定面積3000mm2から推定される、30000mm2の非金属介在物に対するTiN系介在物の予測最大径が20μm以下である、請求項3~6のいずれか1項に記載の機械構造用鋼の製造方法。本発明の目的は、特に、高C、高Cr含有鋼であるSUJ規格の軸受鋼のように軟質化するための球状化焼鈍処理を施すことなく、加工性が良好でかつ転動疲労寿命が長い機械構造用鋼およびその製造方法を提供することにある。発明者らは、前記したような転動疲労特性を向上させるべく、鋼中の各成分の含有量が、転動疲労寿命、および鋼の母材例えば棒材の硬さにおよぼす影響を詳細に調査したところ、鋼中に含有させる成分含有量の適正化を図ることによって、転動疲労寿命B10が2×107回を超え、かつ、硬さHVが330未満となる機械構造用鋼とその製造方法を見出した。すなわち、本発明の要旨構成は以下のとおりである。1質量比で、C:040~070、Si:080以下、Mn:070~15、P0020以下、S:0030以下、Al:0050以下、Cr:020以下、Mo:005~05、O:00015以下、Ti:00050以下およびN:00015~00100を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する機械構造用鋼において、鋼中のTi含有量とN含有量が、下記1および2式を満足し、転動疲労寿命B10が2×107回超えで、かつ硬さHVが330未満であることを特徴とする機械構造用鋼。記質量Ti×質量N≦13×10591T=1495-164[-018]-205-68-1245-1839-14-412ここで、Tは修正固相線温度Kであり、fsはTiN生成完了固相率fs=07、kxxは各元素を意味する。は平衡分配係数であって、各元素xの平衡分配係数は、kC=034、kSi=054、kMn=078、kP=008、kS=005、kCr=085、kAl=092である。2前記成分組成は、質量比で、Cu:050以下、Ni:050以下、Co:010以下、Nb:0050以下、V:0100以下、W:0100以下およびSb:0010以下の中から選択される少なくとも一種の成分をさらに含有する、上記1に記載の転動疲労寿命の長い機械構造用鋼。3上記1または2記載の機械構造用鋼を製造する方法であって、溶銑予備処理後、転炉または電気炉にて溶製した溶鋼を、2次精錬装置にて脱硫、脱酸を行う2次精錬を行った後に成分調整を行い、その後、連続鋳造機にて、厚み:350mm以下の鋳片に鋳造し、1150°C以上の温度で8時間以内の均熱拡散熱処理を行った後に熱間圧延を行い、次いで、Ac3変態点以上の温度域にて加工率60以上の熱間加工を施した後、15~45°C/sで冷却し、その後、所定形状の鋼部品に成型してから該鋼部品の一部または全部を高周波焼入れすることを特徴とする機械構造用鋼の製造方法。4前記2次精錬時のスラグ組成は、CaO/SiO2≧40およびCaO/Al2O3≧15の関係を満足する上記3に記載の機械構造用鋼の製造方法。5前記冷却後、前記成型前の鋼組織が、面積比で70以上のベイナイト相を含有する上記3または4に記載の機械構造用鋼の製造方法。6前記高周波焼入れ後の鋼部品の表面に形成した硬化層の平均旧オーステナイト粒径が12μm以下である上記3、4または5に記載の機械構造用鋼の製造方法。7前記均熱拡散熱処理後の鋼中に存在する非金属介在物は、測定面積3000mm2から推定される、30000mm2の非金属介在物に対するTiN系介在物の予測最大径が20μm以下である、上記3~6のいずれか1項に記載の機械構造用鋼の製造方法。本発明によれば、転動疲労寿命B10が2×107回を超え、かつ、軟質化するための球状化焼鈍処理を施すことなく、硬さHVが330未満である機械構造用鋼の提供が可能になった。以下に本発明を詳細に説明する。なお、鋼中の成分の含有量の単位はいずれも質量であるが、以下、特に断らない限り、単にで示す。まず、本発明に従う機械構造用鋼の組成を限定した理由について説明する。C:040~070Cは、焼入れ性への影響が最も大きい元素であり、焼入れ部硬化層の硬さおよび深さを高めることにより転動疲労寿命の向上に有効に寄与する。C含有量が040に満たないと、必要とされる転動疲労特性を確保することができず、転動疲労寿命B10:2×107回超えを達成することができない。よって、C含有量は040以上とし、望ましくは045以上にするのがよい。一方、C含有量が070を超えると、鋼の母材硬さHVが250以上となり棒材の切断等の加工が困難になる上、部品の硬さHV15°Csから45°Csで冷却の場合が330以上になってしまい、その後の切削、ドリル旋削が困難になるため球状化焼鈍が必要となる。このため、C含有量の上限は、070とし、より好ましくは065、さらに好ましくは060とすることが良い。Si:080以下Siは、脱酸剤として作用するだけでなく、強度の向上にも有効に寄与するが、Si含有量が080を超えると、被削性および鍛造性の低下を招くため、Si含有量は080以下にすることが必要である。なお、強度向上のためには005以上とすることが好ましい。Mn:070~15Mnは、焼入れ性を向上させ、焼入れ時の硬化層深さを確保して転動疲労特性を向上させるために有効な成分である。Mn含有量が070未満では焼入れ性が不足し、焼入れ部硬化層の硬さが確保できないため転動疲労寿命B10が5×107回超えを達成することができない。-方、Mn含有量が15を超えると、部品のビッカース硬さHVが330以上になり、球状化焼鈍処理のような軟化処理を行わないとその後の切削、ドリル旋削などの加工が困難になるために、Mn含有量は15以下にすることが必要である。Mn含有量のさらなる好適範囲は080~13である。P:0020以下Pは、オーステナイトの粒界に偏析し、粒界強度を低下させることにより、疲労強度を低下させる。また、焼割れを助長する弊害もある。従って、Pの含有量は極力低減することが望ましいが、0020までは許容される。S:0030以下Sは、鋼中でMnSを形成し、切削性を向上させる有用元素であるが、0030を超えて含有させると粒界に偏析して粒界強度を低下させるとともに、転動疲労寿命を低下させるため、S含有量は0030以下とし、好ましくは0020以下である。Al:0050以下Alは、脱酸に有効な元素であり、鋼の清浄性を確保するのに必要な元素である。しかしながら、0050を超えて含有させてもその効果は飽和し、むしろ成分コストの上昇を招く不利が生じるので、Al含有量は0050以下の範囲で含有させることが必要である。Cr:020以下Crは、炭化物を安定化させて残留炭化物の生成を助長し、粒界強度を低下させて疲労強度を劣化させる。従って、Cr含有量は極力低減することが望ましいが、020までは許容できる。好ましくは010以下である。Mo:0050~05Moは、オーステナイ粒の成長を抑制し、旧オーステナイト粒を微細化する上で有用な元素であり、そのためには0050以上添加する必要がある。Mo含有量が05よりも多いと、被削性の劣化を招くため球状化焼鈍処理が必要となる。このため、Mo含有量は0050~05とした。O:00015以下Oは、Al、Ca、Mgなどと結合し非金属介在物を形成し転動疲労寿命を著しく低下させるため、O含有量は極力低減することが望ましいが、00015までは許容できる。Ti:00050以下ただし、0を除くTiは、不可避的不純物として混入するNと結合することでTiNを生成するため、極力少ないことが望ましい。N濃度は製鋼段階の真空脱ガス処理で低減可能であるが、00015質量以下にすることは困難であるため、式1の範囲にするべく00050以下とする。N:00015~00100Nは、不可避的不純物として混入し、Tiと結合することでTiNを生成するため、極力少ないことが望ましいが、00015以下にすることは困難である。また、00100を超えて含有すると、連続鋳造時にブローホールや表面割れが発生し、製品の表面疵の原因となるため、00100以下とする。さらに、本発明では、鋼中のTi含有量とN含有量が、下記1および2式を満足することが、連続鋳造後の凝固時に、鋼中に巨大TiNが生成しないようにして転動疲労寿命を向上させることが必要である。記質量Ti×質量N≦13×10591T=1495-164[-018]-205-68-1245-1839-14-412ここで、Tは修正固相線温度Kであり、fsはTiN生成完了固相率fs=07、kxxは各元素を意味する。は平衡分配係数であって、各元素xの平衡分配係数は、kC=034、kSi=054、kMn=078、kP=008、kS=005、kCr=085、kAl=092である。鋼材中のTiN系介在物は、主に連続鋳造における凝固時に生成し、成長する。このTiN系介在物の析出挙動を評価するために数多くの調査を行った結果、TiN系介在物の生成、成長は、凝固時の固相率が07の段階までに起こることがわかった。そこで、固相率が07の段階での液相部の濃度上昇を、凝固時のミクロ偏析理論を用いて推定し、その濃度での固相線温度を2式を用いて求め、その温度でのTiN系介在物の析出の有無を、1式のTiN-TiNの平衡式を用いて計算した。図1および図2は、048C鋼Si:020、Mn:100、P:0010、S:0004、Cr:003、Al:00020、Ti00030以下、N:00015~00100からなり、鋼中のTi含有量とN含有量が異なる、直径60mmφの種々の棒鋼材について、それぞれ転動疲労寿命B10と、鋼材中に存在する30000mm2の非金属介在物に対するTiN系介在物の予測最大径測定面積:3000m2とをプロットした例を示す。図1に示す結果から、鋼中のTiおよびNの含有量が1式を満足するようにすることにより、転動疲労寿命B10を2×107回超えを達成することができる。また、図2の結果から、鋼中のTiおよびNの含有量が1式を満足するようにすることにより、鋼材中の非金属介在物酸化物系、TiN系などの30000mm2に対するTiN系介在物の予測最大径を20μm以下であることもわかる。上記1式の範囲内図2中に示す曲線よりも下側領域では20μm超えのTiN系介在物は存在しないが、範囲外図2中に示す曲線より上側領域では20μm超えのTiN系介在物が存在し、20μm超えのTiN系介在物が転動疲労寿命を悪化させる要因となるため、本発明では、鋼中のTiおよびNの含有量が1式を満足するようにする必要がある。以上、本発明の鋼中に含有させる基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる6成分の中から選択される少なくとも一種の成分を適宜含有させることができる。Cu:050以下Cuは、焼入れ性を向上させるのに寄与する元素である。Cu含有量が050を超えると、圧延後の鋼材表面に割れを発生する傾向があるため、Cu含有量は050以下とすることが好ましく、より好ましくは020以下、さらに好ましくは010以下である。Ni:050以下Niは、焼入れ性を向上させるのに寄与する上、母材の靭性を向上させる元素である。しかし、高価な元素であるのでNi含有量は050以下とすることが好ましい。Co:010以下Coは、炭化物の生成を抑制して、炭化物による粒界強度の低下を抑制し、疲労強度を向上させる元素である。しかし、Coは極めて高価な元素であるため、Co含有量が010を超えると鋼材のコストが上昇するので、Co含有量を010以下とするのが好ましい。なお、粒界強度の低下抑制効果を出すには、Co含有量を0010以上とすることが望ましい。Nb:0050以下Nbは、焼入れ性の向上効果があるだけでなく、鋼中でCやNと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素でもあり、これらの効果によって疲労強度を向上させる。しかしながら、Nb含有量を0050よりも多くしても、その効果は飽和するだけなので、Nb含有量は0050以下とすることが好ましい。なお、析出強化作用および焼もどし軟化抵抗性の向上効果を出すには、Nb含有量を0003以上とすることが望ましい。V:0100以下Vは、鋼中でCやNと結合し析出強化元素として作用する。また、焼もどし軟化抵抗性を向上させる元素であり、疲労強度を向上させる。しかし、V含有量を0100よりも多くしても、その効果は飽和するだけなので、V含有量は0100以下とすることが好ましい。なお、疲労強度の向上効果を出すにはV含有量を0005以上とすることが望ましい。W:0100以下Wは、オーステナイト粒の成長を抑制する上で有用な元素である。しかし、W含有量が0100よりも多いと、被削性の劣化を招く。そのため、W含有量は0100とすることが好ましい。なお、オーステナイト粒の成長を抑制するには、W含有量を0005以上とすることが好ましい。Sb:0010以下Sbは、ミクロ組織変化の遅延に対して効果があり、疲労強度、特に転動疲労の劣化を防止する効果がある元素である。しかし、Sb含有量が0010よりも多いと、靭性が劣化するので、Sb含有量は001以下とすることが好ましい。なお、疲労強度の向上作用を発現させるためには、Sb含有量を0005以上とすることが好ましい。以上、説明した元素以外の残部はFeおよび不可避不純物である。次に、本発明の製造方法について説明する。溶銑予備処理により脱燐処理後、転炉にて脱炭処理をした溶鋼、または、電気炉にてスクラップを溶解し溶製した溶鋼を、2次精錬処理装置例えばLFなどにより加熱、脱酸、脱硫精錬を行った後に、真空脱ガス装置例えばRH真空脱ガス装置にて脱酸、成分調整を行う。転動疲労寿命を向上させるため、酸化物系介在物を極力低減することが求められている。そのためには、スラグ組成の制御や処理時間の確保が重要となる。転動疲労寿命を2×107回超えにするためには、鋼材中の非金属介在物主として酸化物系介在物の30000mm2に対するTiN系介在物の予測最大径を20μm以下にする必要がある。そのためには、2次精錬時におけるスラグ組成が、CaOSiO2≧40、CaOAl2O3≧15を満足することが好ましい。さらに、2次精錬処理、および、真空脱ガス処理の時間とは、それぞれ30分以上とすることが好ましい。この溶鋼の成分調整は、真空脱ガス装置で行われるが、その成分範囲は上記で述べた成分組成範囲に入るように各種成分を添加して調整するものである。なお、Pに関しては予備処理、転炉にて除去し、Sに関しては溶銑予備処理、2次精錬処理にて除去する。また、Oに関しては2次精錬処理、真空脱ガス装置にて、Nに関しては、真空脱ガス装置にて除去、低下させる。この溶鋼を連続鋳造機にて鋳造する。連続鋳造鋳片の断面サイズとしては厚さ:350mm以下とし、望ましくは300mm以下とする。上述たように、鋼材中のTiN系介在物は、主に連続鋳造における凝固時に生成し、成長する。このため、鋳片の厚さが350mmよりも厚い場合には、鋳片の厚さ中心部付近の冷却速度が低下し、上述のTiN系介在物の予測最大径:20μm以下を満足できなくなり、より巨大なTiN系介在物が生成しやすくなる。この連続鋳造鋳片の中心部にはC等の偏析が生成し巨大炭化物が生成する。この巨大炭化物を拡散により消失することを目的に、1150°C以上の高温状態で数時間以上保持する均熱拡散処理ソーキングが行われている。巨大炭化物をなくすために必要なプロセスではあるが、このソーキング中にTiN系介在物が成長しその径が大きくなることを確認することができた。TiN系介在物の成長を抑制するためには、1150°C以上のソーキング時間として8時間以下、望ましくは5時間が良い。ソーキング時間が8時間を超えると、20μmを超えるTiN系介在物が存在し始め、転動疲労寿命を低下させる。なお、巨大炭化物を消失させるための有効な手段としては、連続鋳造時に生成する中心偏析の低減が必要であり、電磁攪拌技術や凝固末期に鋳片を圧下する技術が有効となる。この鋳片を熱間圧延し棒鋼とした後、部品形状に切削または鍛造する。その後、この部品素材の一部または全部に高周波焼入れを行い、必要に応じて焼戻し処理を行う。また、最終的に必要に応じて切削、研磨等の処理を行い、機械構造用部品を製造する。その後、Ac3以上の温度域にて加工率60以上で熱間加工を施した後、15°Csから45°Csの範囲で冷却する。この冷却後に得られる鋼組織は、ベイナイト相を面積率で70以上含んでいることが好ましい。この条件は一般的な部品鍛造時を想定している。部品鍛造後の組織がベイナイト70以上であることは、少なくとも硬いマルテンサイト相が30以下であり、部品硬さは低く抑えられる。また、フェライト相やパーライト相も30以下であり、被削性が良好になる。同じ硬さであればフェライト相とパーライト相を主体とする鋼組織よりもベイナイト相主体の鋼組織の方が被削性は良好であるためである。なお、前記冷却後に得られる鋼組織は、面積率で80以上とすることがより好適である。前記冷却後に、所定形状の鋼部品に成型してから該鋼部品の一部または全部を高周波焼入れするが、焼入れされた鋼部品の焼入部の旧オーステナイトγ粒径は12μm以下であることが好ましい。焼入部の旧γ粒径を微細化することで転動疲労寿命B10の向上が期待できる。12μm以下の旧γ粒径を得るための有効な手段としては、例えばMo含有量を増加させたり、焼入時の最高加熱温度をAc3以上1000°C以下にすることが挙げられる。以下に実施例を示す。溶銑予備処理により脱P、脱S処理を行った後、転炉にて200トンの溶銑をC濃度=006~012質量まで脱炭した。その後、2次精錬処理LFにて脱硫処理、Alによる脱酸処理を行った。なお、精錬時のスラグ組成については、CaO=50~70、SiO2=5~15、Al203=20~30、MgO=5~15、CaOSiO2≧40、CaOA1203≧15とし、30分以上、底吹きガス攪拌処理を行った。その後、RH真空脱ガス装置にて30分以上攪拌し、脱酸、脱窒、成分調整を行った。この溶鋼を300mm×400mm鋳型形状の連続鋳造機にて鋳造した。鋳込んだ鋳片の成分組成を表1に示す。この鋳片を加熱炉に挿入して加熱し、表2に示すように1150°C以上にて均熱時間を変えてソーキングを行った。その後、鋳片を熱間圧延に供し、55Φの棒鋼に圧延した。この棒鋼の横断面について、光学顕微鏡にて介在物の大きさを測定した。介在物は酸化物硫化物との複合、窒化物TiN系が存在しているが、主にTiN系介在物に大型のものが観察された。なお、測定面積は3000mm2であり、その測定値より30000mm2でのTiN系介在物の予測最大径を極値統計法により推定した。その結果を表2に示す。また、この55Φ棒鋼よりスラスト転動疲労試験片を採取した。スラスト試験片はボールの転送面が焼入れられるように、表2に示す高周波焼入れ温度条件とし、170°C×30minの焼戻しを行った。これらの試験片を最終加工研磨しΦ63×5mmとし、試験に供した。表2にスラスト試験により得られた転動疲労寿命B10を示す。なお、スラスト試験の試験条件は周波数1800CPM、Hertz最大応力600kgmm2で行った。次に、試験後の試験片の焼入部を試験片直径で切断し、旧γ粒を現出するエッチングを行って、旧γ粒径を切断法で測定した。また、同一55Φの棒鋼からΦ8×12mmのサーメックマスター試験片を作製し、1050°Cに加熱後、940°Cで62加工し、ただちに30°Csで冷却した。その試験片を半分に切断し、中心部のミクロ組織を観察しベイナイト組織の分率を測定した。また、サンプルのビッカース硬さについても測定し、軟化のための球状化焼鈍の必要性の有無を評価した。以上の結果も表2に併せて示す。表2の結果から、本発明例であるサンプルNo1、5、8、10および12はいずれも、転動疲労寿命B10が2×107回超えであり、硬さHVが330未満であるため、その後に行う切削やドリル旋削を行う際に球状化焼鈍を行う必要がなかった。これに対し、本発明の範囲外であるサンプルNo2~4、6、7、9、11および13~19はいずれも、転動疲労寿命B10:2×107回超えと、硬さHV:330未満の双方を満足することができなかった。