質量で、C:0.35~0.60、Si:0.10~0.50、Mn:0.50~1.20、P:0.030以下、S:0.030以下、Cr:0.30以下、Al:0.03~0.30、N:0.0150以下、O:0.0020以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなり、上記組成のAlの含有量とNの含有量から求められる固溶Alの含有量が、該Alから該Nの27/14を減じた値で0.020以上を満足することを特徴とする転動疲労特性および高周波焼入性に優れた中炭素鋼。しかし、上記の先行技術文献における、焼入性を向上させるBの添加は、複合的に添加されるTiがTiNを生成するため、転動疲労特性を劣化させる恐れがある。さらに焼入性を向上させるCrやMoの増量は素材の硬さを上昇させて加工性の低下を引き起こす。その上にMoは鋼材コストを上昇させる元素であるので、Moの添加は可能な限り避けたい。また、特許文献3の発明のように高周波焼入による焼入性向上のためにAlを添加する手法もあるが、合金元素量の低減、特にSiの低減は疲労特性を劣化させる。つまり、加工性と同時に焼入性を確保し、さらに疲労特性を向上することが従来技術では達成できていない。そこで、本発明が解決しようとする課題は、加工性、特に冷間加工性を低下させることなく、焼入性が向上でき、かつ、転動疲労特性の点で満足できる鋼材を提供することである。上記の課題を解決するための本発明の手段は、請求項1の手段では、質量で、C:0.35~0.60、Si:0.10~0.50、Mn:0.50~1.20、P:0.030以下、S:0.030以下、Cr:0.30以下、Al:0.03~0.30、N:0.0150以下、O:0.0020以下を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなることを特徴とする鋼である。しかも、該鋼は上記組成のAlの含有量とNの含有量から求められる固溶Alの含有量が、該Alから該Nの27/14を減じた値で0.020以上を満足する、転動疲労特性および高周波焼入性に優れた中炭素鋼である。本発明における中炭素鋼の化学成分の限定理由を以下に説明する。なお、以下においては質量を示す。C0.35~0.60Cは、必要な強度および高周波焼入れ硬さを確保するために必要な元素である。しかし、0.35未満では高周波焼入れ後の表面硬さが確保できず、転動疲労寿命が低下する。一方、0.60を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇するため被削性や冷間加工性等の加工性の劣化は避けられない。そこで、Cは0.35~0.60とし、望ましくは0.45~0.55とする。Si0.10~0.50Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、鋼に必要な焼入性を付与し強度を高めるために添加する。さらに、Siは焼戻し軟化抵抗を向上させる、すなわち金属接触時の温度上昇による硬さ低下を抑制するため転動疲労特性の向上に有効な元素でもあるが、0.10未満ではその効果は確保できない。一方、0.50を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Siは0.10~0.50とし、望ましくは0.15~0.35とする。Mn:0.50~1.20Mnは、鋼の脱酸に有効な元素である。さらに、鋼の焼入性を向上させるために非常に有効な元素であり、焼入性向上により不完全焼入れ組織のない完全なマルテンサイト組織を得ることは転動疲労特性を向上させる効果がある。鋼に必要な焼入性を付与し、強度を高めるために、0.50以上を添加する。しかし、1.20を超えると靭性が低下するとともに素材の硬さが上昇して加工性が劣化する。そこで、Mnは0.50~1.20し、望ましくは0.60~1.00とする。P:0.030以下Pは、不可避不純物として粒界に偏析し、0.030を超えると靭性、疲労特性を低下させる。そこで、Pは0.030以下とする。S:0.030以下Sは、不可避不純物としてMnSの介在物を形成して冷間加工性、靭性を低下させる。そこで、Sは0.030以下とする。Cr:0.30以下Crは、焼入性を向上させる元素であるが、高周波焼入れの際に炭素のマトリックス中への固溶を阻害するため、高周波焼入性が低下する。そこで、Crは0.30以下とする。Al:0.03~0.30Alは、鋼の脱酸に有効な元素であり、さらにNと結合しAlNを生成するため、結晶粒粗大化の抑制に有効である。また、固溶Alすなわち[Al-27/14×N]≧0.020において焼入性が向上し、焼入れ時の不完全焼入れ組織を抑制する効果がある。しかし、Alは多すぎると非金属介在物を生成して疲労強度が低下する。そこで、Alは0.03~0.30とし、望ましくは0.05~0.25とする。N:0.0150以下Nは、Alと結合してAlNを生成するため結晶粒粗大化の抑制に有効である。しかし、Nは多すぎると、固溶Alを確保するためにAlを増量させる必要があるため、Nは0.0150以下とし、望ましくは0.0100以下とする。O:0.0020以下Oは、0.0020を超えて含有すると、転動疲労寿命を低下させる酸化物系介在物を生成する。そこで、この転動疲労寿命を低下させる酸化物系介在物の生成を抑制するために、Oは0.0020以下とし、望ましくは0.0015以下とする。上記した手段とすることで、加工性、特に冷間加工性を低下させることなく、焼入性が向上でき、かつ転動疲労特性の点で満足できる鋼材を得ることができる。表1に示す化学組成の鋼を100kg真空溶解炉で溶製し、得られた鋼を1150°Cで熱間鍛造し、φ65mm、φ32mmおよびφ20mmの3種の丸棒鋼に製造し、これらの棒鋼を865°Cに60分間保持し空冷して焼ならし処理を行い、続いて球状化焼なまし処理を施した。その後、上記のφ65mmの丸棒鋼を、図1に示す形状のスラスト型転動疲労試験片1の粗形に加工し、周波数60kHzの高周波加熱を行った後に水焼入れし、150°Cで90分保持する焼戻し処理を行った。その後、さらにこの粗形を仕上げ加工して、外径L1が60mm、内径L2が20mmからなる孔2および厚さDが5.5mmの形状に形成し、さらに表面をラップ仕上げして0.2μm以下の研磨を行ってスラスト型転動疲労試験片1とした。このスラスト型転動疲労試験片1を用い、スラスト型転動疲労試験機によって、最大接触面圧5.3GPaで転動疲労試験を行った。スラスト型転動疲労試験片1にはく離を生じるまでのサイクル数をL10寿命として求めてスラスト型転動疲労寿命とした。表2にL10寿命および下記の方法で求めた高周波焼入性を示した。さらに、上記のφ32mmの丸棒鋼を、φ25mmに旋削した後、周波数60kHzの高周波加熱を行った後、水焼入れし、150°Cで90分保持する焼戻し処理を行って、断面のビッカース硬さ分布を測定した。硬化層の深さは、500Hv以上の硬さを有する表面からの距離とした。さらに、上記のφ20mmの丸棒鋼は、φ14mmで、高さ21mmの冷間据込み性試験片に加工し、端面拘束圧縮試験により変形抵抗を求めた。変形抵抗は圧縮率60における値とし、この変形抵抗を表2に示した。表2において、網掛けをしている部分は、高周波焼入れ後の表面硬さが600Hv未満であるもの、硬化層深さが2mm未満であるもの、スラスト型転動疲労寿命のL10寿命が8×106サイクル未満であるもの、および変形抵抗が1200MPa以上であるものである。以上、表1および表2における発明鋼のNo.A~No.Iは、表面硬さが650Hv以上であり、硬化層深さが2mm以上であり、スラスト型転動疲労寿命のL10が8×106サイクル以上であるため、優れた高周波焼入性と転動疲労特性を有している。なお、Al含有量を0.10より高めた発明鋼のNo.B、No.C、No.DおよびNo.Gは高周波焼入れ深さが3mm超であり、Si含有量を0.35より高めた発明鋼のNo.D、No.E、No.GおよびNo.H、並びにC含有量を0.60に高めた発明鋼No.Iは、転動疲労寿命のL10寿命が10×106サイクル以上であった。これに対し、比較鋼のNo.K、No.LおよびNo.Nは高周波焼入れ深さが2mm未満であり、比較鋼のNo.J、No.NおよびNo.Oは転動疲労寿命のL10寿命が8×106サイクル未満である。また、比較鋼のNo.Mは、高周波焼入れ深さおよび転動疲労寿命がともに良好であるが、変形抵抗が最も高い値を示している。このように、これらの比較鋼は、表1に網かけで示すように、その成分元素のいずれかが本発明における請求項に規定する成分範囲から外れるものである。