質量で、C:0.35~0.6、Si:0.01以上0.40未満、Mn:1.0~2.0、S:0.010を超え0.05以下、Cr:0.01~0.5、Al:0.001~0.05、N:Ti/3.4~0.02、Ti:0.005~0.05を含有し、残部はFe及び不純物からなり、下記の式1を満たす、高周波焼入れ用鋼。2S-3Ti<0.0401ここで、式1中の各元素記号には、各元素の含有量質量が代入される。前記Feの一部に代えて、Ca:0.005以下を含有する、請求項1に記載の高周波焼入れ用鋼。請求項1又は2に記載の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れして製造されるクランクシャフト。特許文献4には、焼割れを防止するために、高周波焼入れ―焼戻しによる有効硬化深さtと部品半径rとの比t/rを0.8以下にすることが記載されている。しかし、有効硬化層深さtと部分半径rとの比を制限せずに、耐焼割れ性を改善できる方が好ましい。特許文献5は、高温で焼戻しすることにより生成するTiCの活用を前提としている。したがって、低温焼戻しされる一般的な高周波焼入れ部品には適用できない。特許文献6に記載された鋼材は、研削割れの改善を図ったものである。具体的には、高周波焼入れ―焼戻し後に、研削によって発生する熱を考慮し、その温度域での収縮率を低減している。研削割れと焼割れとは、異なる応力状態における破壊形態である。したがって、特許文献6に記載された鋼材が、優れた耐焼割れ性を有しているかは不明である。クランクシャフトのうち、トラック等に利用される大型のクランクシャフトでは、乗用車等の通常サイズのクランクシャフトと比較して、さらに高い耐摩耗性及び高い疲労強度が要求される。したがって、大型のクランクシャフトの焼入れ硬化層は、乗用車等の通常サイズのクランクシャフトと比較して深く形成される。焼入れ硬化層を深くするために、大型のクランクシャフトは、通常よりも高出力で、長時間加熱される。したがって、高周波焼入れ用鋼がこのような大型のクランクシャフトに利用される場合、高出力で、長時間加熱を行う高周波焼入れが実施されても、焼割れの発生が抑制される方が好ましい。本発明の目的は、耐焼割れ性に優れた高周波焼入れ用鋼及びそれを用いて製造されるクランクシャフトを提供することである。本発明の一実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、質量で、C:0.35~0.6、Si:0.01以上0.40未満、Mn:1.0~2.0、S:0.010を超え0.05以下、Cr:0.01~0.5、Al:0.001~0.05、N:Ti/3.4~0.02、Ti:0.005~0.05を含有し、残部はFe及び不純物からなり、式1を満たす。2S-3Ti<0.0401ここで、式1中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。上記の高周波焼入れ用鋼において、前記Feの一部に代えて、Ca:0.005以下を含有しても良い。本発明の一実施の形態によるクランクシャフトは、上記の高周波焼入れ用鋼を高周波焼入れして製造される。本発明によれば、耐焼割れ性に優れた高周波焼入れ用鋼及びそれを用いて製造されるクランクシャフトが得られる。以下、本発明の実施の形態を詳しく説明する。以下、元素に関するは質量を意味する。本発明者らは、高周波焼入れ用鋼の耐焼割れ性を改善するために、調査及び検討を行った。その結果、本発明者らは、以下の知見を得た。A高周波焼入れ用鋼には、高い被削性が要求される。このような高周波焼入れ用鋼では、被削性を高めるために、硫黄S含有量が高い。Sは、MnSに代表される硫化物系介在物を形成して鋼の被削性を高める。しかしながら、硫化物系介在物は、母材マトリクスよりも軟らかい。そのため、硫化物系介在物は、焼割れの起点となりやすい。したがって、S含有量を低減した方が、耐焼割れ性が向上する。B上述のとおり、トラック用等の大型のクランクシャフトの焼入れ硬化層を深くするためには、高周波の出力を高くし、加熱時間を長くするのが好ましい。しかしながら、高周波の出力を高くし、加熱時間を長くすれば、クランクシャフトのうち熱容量の小さい部分で過加熱となり、結晶粒が粗大化する。結晶粒が粗大化すると、耐焼割れ性が低下する。結晶粒の粗大化を抑制するためには、チタンTiが有効である。Tiは窒化物及び/又は炭窒化物を形成し、ピン止め効果により結晶粒の粗大化を抑制する。Ti窒化物及び/又はTi炭窒化物は、高温でも鋼中に残存する。そのため、高い高周波焼入れ温度でもピン止め効果が得られる。高周波焼入れ温度が低い場合、バナジウムVもVCを形成してピン止め効果を奏する。しかし、高周波焼入れ用鋼が過加熱となる場合、特に、高周波焼入れ温度が1000°C以上となる場合、VCは鋼中に固溶する。そのため、VCによるピン止め効果は維持されない。一方、Ti窒化物及び/又はTi炭窒化物は、高周波焼入れ温度が1000°C以上になっても、鋼中に固溶せず、ピン止め効果を維持する。大型のクランクシャフトに利用される高周波焼入れ用鋼では、高周波焼入れ温度が高く、過加熱になりやすい。したがって、Tiの方がVよりもピン止め効果を維持しやすく、耐焼割れ性を高めるのに有効である。C上述のとおり、Ti窒化物及び/又はTi炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。しかし、窒素N含有量がTi含有量に対して不足すると、過剰なTiは炭素と結合してTiCを形成する。TiCは、鋼の耐焼割れ性を低下する。したがって、Tiと同数以上の物質量のNが含有されていることが好ましい。具体的には、N含有量は、Ti/3.4以上であるのが好ましい。Dさらに、S含有量とTi含有量とが式1を満たすときに、耐焼割れ性が顕著に高まる。2S-3Ti<0.0401ここで、式1中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。図1は、式1の左辺2S-3Tiの値と、以下に定義する割れ限界応力との関係を示すグラフである。図1は以下の方法により得られた。種々の化学組成を有する鋼各50kgを、真空誘導加熱炉で溶製した。溶鋼から直径100mmのインゴットを製造した。各インゴットを1250°Cに加熱した。加熱されたインゴットを熱間鍛造して直径60mmの丸棒を製造した。鍛造仕上げ温度は1000°Cであった。熱間鍛造後の丸棒を室温まで大気中で放冷した。放冷後の各丸棒の中心軸と表面との間の距離つまり半径Rの中間位置R/2位置から、試験片を採取した。試験片形状は10.0mm×2.0mm×75.0mmであった。試験片の長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。各試験片に対して高周波焼入れを実施した。具体的には、試験片に対して、出力40kW、周波数200kHzで高周波加熱を実施した。焼入れ温度は1000°Cとした。加熱時間は約30秒であった。加熱時間経過後、試験片を急冷した。図2に示すとおり、高周波焼入れされた試験片を4点で支持して、曲げ応力を付加した。試験片の上面の2つの支点間の距離s1を10mmとし、下面の2つの支点間の距離s2を60mmとした。試験片中央に歪ゲージを貼りつけて応力を測定し、所定の応力となるまで荷重した。曲げ応力が付加された試験片を0.3mol/リットルの塩酸水溶液に24時間浸漬した。その後、試験片を塩酸水溶液から取出し、割れ発生の有無を確認した。複数水準の曲げ応力で試験を行い、割れが発生しなかった最大の曲げ応力を、割れ限界応力と定義した。得られた割れ限界応力と2S-3Tiとに基づいて、図1を作成した。図1に示すように、2S-3Tiの値が低いほど、割れ限界応力は増大する。特に、2S-3Tiの値が0.040以下で、割れ限界応力は急激に増大する。一方、2S-3Tiの値が0.040以上である場合、2S-3Tiの値が低下しても、割れ限界応力はあまり増大しない。換言すれば、割れ限界応力は、変数2S-3Tiに対する単調減少関数であり、2S-3Tiの値が0.040付近において変曲点を有する。以上の知見に基づいて、本発明者らは、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼を完成した。以下、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼について詳述する。[化学組成]本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、以下の化学組成からなる。C:0.35~0.6炭素Cは、高周波焼入れにより鋼の表層をマルテンサイト化し、表層の硬度を高める。一方、Cが過剰に含有されれば、鋼が過剰に硬化して鋼の被削性が低下する。したがって、C含有量は、0.35~0.6である。好ましいC含有量の下限は、0.35よりも高い。好ましいC含有量の上限は、0.6未満であり、さらに好ましくは0.5以下である。Si:0.01以上0.40未満シリコンSiは、鋼を脱酸する。Siはさらに、フェライトを強化する。一方、Siが過剰に含有されれば、鋼の被削性が低下する。したがって、Si含有量は、0.01以上0.40未満である。好ましいSi含有量の下限は、0.01よりも高く、さらに好ましくは0.05以上である。好ましいSi含有量の上限は、0.30以下である。Mn:1.0~2.0マンガンMnは、焼入れ性を高め、鋼の強度及び硬さを高める。一方、Mnが過剰に含有されれば、焼入れ時にオーステナイトが残留しやすくなる。残留オーステナイトが存在すると、鋼の機械的性質が低下する。したがって、Mn含有量は、1.0~2.0である。好ましいMn含有量の下限は、1.0よりも高く、さらに好ましくは1.2以上である。好ましいMn含有量の上限は、2.0未満であり、さらに好ましくは1.7以下である。S:0.010を超え0.05以下硫黄Sは、MnSに代表される硫化物系介在物を形成し、鋼の被削性を高める。一方、Sが過剰に含有されれば、粗大な硫化物系介在物が多数形成される。粗大な硫化物系介在物は、焼割れの起点となる。したがって、S含有量は、0.010を超えて0.05以下である。好ましいS含有量の上限は、0.05未満である。Cr:0.01~0.5クロムCrは、鋼の硬さを高める。Crはさらに、鋼の焼入れ性を高める。一方、Crが過剰に含有されれば、ベイナイトが生成される。ベイナイトが生成されると、鋼被削性が低下する。したがって、Cr含有量は、0.01~0.5である。好ましいCr含有量の下限は、0.01よりも高く、さらに好ましくは0.05以上である。好ましいCr含有量の上限は、0.5未満であり、さらに好ましくは0.35以下である。Ti:0.005~0.05チタンTiは、鋼を脱酸する。Tiはさらに、Nと結合してTi窒化物及び/又はTi炭窒化物を生成する。Ti窒化物及び/又はTi炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化する。結晶粒が微細化されれば、鋼の延性及び靭性が高まる。そのため、耐焼割れ性が高まる。一方、Tiが過剰に含有されれば、粗大なTi窒化物、Ti炭窒化物及びTi炭化物が生成され、鋼の被削性が低下する。したがって、Ti含有量は、0.005~0.05である。好ましいTi含有量の下限は、0.005よりも高く、さらに好ましくは0.008以上である。好ましいTi含有量の上限は、0.05未満であり、さらに好ましくは0.04以下である。Al:0.001~0.05アルミニウムAlは、鋼を脱酸する。一方、Alが過剰に含有されれば、アルミナ系介在物が生成される。アルミナ系介在物は、鋼の被削性を低下する。したがって、Al含有量は、0.001~0.05である。好ましいAl含有量の下限は、0.001よりも高い。好ましいAl含有量の上限は、0.05未満であり、さらに好ましくは0.04以下である。N:Ti/3.4~0.02窒素Nは、Tiと結合してTi窒化物及び/又はTi炭窒化物を生成する。上述のとおり、Ti窒化物及びTi炭窒化物は、ピン止め効果により結晶粒を微細化し、鋼の耐焼割れ性を高める。窒素N含有量がTi含有量に対して不足すると、過剰なTiは炭素と結合してTiCを形成する。TiCは、鋼の被削性を低下する。したがって、Tiと同数以上の物質量のNが含有されていることが好ましい。一方、Nが過剰に含有されれば、鋼中にボイド等の欠陥が発生しやすくなる。したがって、N含有量は、Ti/3.4~0.02である。Ti/3.4中のTiにはTi含有量が代入される。3.4はTiとNとの質量比である。好ましいN含有量の下限は、Ti/3.4よりも高い。好ましいN含有量の上限は、0.02未満である。本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の残部は、Fe及び不純物からなる。ここでいう不純物は、鋼の原料として利用される鉱石やスクラップ、あるいは製造過程の環境等から混入する元素をいう。本実施の形態において、バナジウムVは不純物である。VはCと結合してVCを形成する。VCはピン止め効果を有する。しかしながら、高周波焼入れ温度が高くなる場合、VCは鋼に固溶する。そのため、VCによるピン止め効果が得られない。さらに、Vは、鋼の被削性を低下する。したがって、本実施形態による高周波焼入れ用鋼において、Vは不純物である。本実施の形態において、ボロンBは不純物である。BはNと結合し、B窒化物を形成する。B窒化物は、鋼の冷間加工性を低下する。したがって、本実施形態による高周波焼入れ用鋼において、Bは不純物である。[式1について]本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成はさらに、下記の式1を満たす。2S-3Ti<0.0401ここで、式1中の各元素記号には、対応する元素の含有量質量が代入される。図1に示すとおり、S含有量に対するTi含有量の比率の増大に伴い、割れ限界応力は徐々に増大し、式1を満たすことにより顕著に増大する。したがって、鋼の耐焼き割れ性が高められる。[結晶粒度について]本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、上述のTi及びNを含有する。そのため、結晶粒の粗大化は抑制され、優れた耐焼割れ性が得られる。高周波焼入れ用鋼の好ましい結晶粒度は5.5以上である。結晶粒度は次のとおり定義される。高周波焼入れ用鋼から試験片を採取する。採取された試験片の表面のうち任意の5視野を選択する。JISG0551の結晶粒度標準図を用いて、選択された5視野でのオーステナイト結晶粒度を求める。各視野で求めたオーステナイト結晶粒度の5視野の平均値を、その試験片の結晶粒度と定義する。本実施の形態による高周波焼入れ用鋼は、Feの一部に代えて、Caを含有しても良い。Ca:0.005以下カルシウムCaは、鋼を脱酸する。また、Caは介在物を球状化する。介在物が球状化すれば、切欠き効果による応力集中が緩和される。そのため、鋼の耐焼割れ性が高まる。一方、Caが過剰に含有されれば、粗大な介在物が形成され、鋼の耐焼割れ性が低下する。したがって、Ca含有量は0.005以下である。好ましいCa含有量の上限は、0.005未満である。[製造方法]本実施の形態による高周波焼入れ用鋼、及び高周波焼入れ用鋼を用いたクランクシャフトの製造方法の一例を説明する。上記化学組成の溶鋼を製造する。溶鋼を連続鋳造法により鋳片にする。溶鋼を造塊法によりインゴット鋼塊にしてもよい。鋳片又はインゴットを熱間加工して、ビレット鋼片又は棒鋼にしてもよい。次に、鋳片、インゴット、ビレット又は棒鋼を熱間鍛造してクランクシャフトの粗形状の中間品を製造する。製造された中間品を大気中で放冷する。中間品に対して、高周波焼入れを実施する。上述のとおり、本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、大型のクランクシャフトに用いることができる。大型のクランクシャフトでは、焼入れ硬化層が深く形成される。たとえば、焼入れ硬化層の厚さは1mm以上である。大型のクランクシャフトでは、一般乗用車の通常サイズのクランクシャフトと比較して、焼入れ温度が950°C以上と高い。本実施形態による高周波焼入れ用鋼は、このような焼入れ条件焼入れ温度で高周波焼入れされても、焼割れが発生しにくい。高周波焼入れ後の中間品に対して、焼戻しを実施する。なお、焼戻しは省略されてもよい。中間品の表層焼入れ硬化層の好ましい硬度は、ビッカース硬さで600HV以上である。高周波焼入れ及び焼戻し後の中間品を、機械加工により所定の形状に研削する。以上の工程により、クランクシャフトが製造される。種々の化学組成を有する高周波焼入れ用鋼を熱間鍛造して棒鋼を製造した。棒鋼を用いて切削抵抗を測定し、高周波焼入れ用鋼の被削性を評価した。棒鋼から試験片を採取し、試験片に高周波焼入れを実施した。試験片を用いて割れ限界応力、硬度及び結晶粒度を測定し、高周波焼入れ用鋼の耐焼割れ性、硬度及び被削性を評価した。[試験片作製]表1に示す化学組成を有する試料1~5及び試料a~iの鋼各50kgを、真空誘導加熱炉で溶製した。溶製された鋼から、直径100mmのインゴットを製造した。表1中の各元素C、Si、Mn、S、Cr、Ca、V、Ti、Al、Nには、各試料の化学組成中の対応する元素の含有量質量が記載されている。各試料の化学組成の上記元素以外の残部は、Fe及び不純物である。表1中の-は、対応する元素の含有量が不純物レベルであることを示す。Ti/3.4欄には、Ti含有量を3.4で除した値が記載されている。2S-3Ti欄には、式1の左辺の値が記載されている。表1に示すように、試料1~5の鋼の化学組成は、本実施の形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の範囲内であり、かつ、式1を満たした。一方、試料a~iの鋼の化学組成は、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成及び式1の少なくともいずれかを満たさなかった。表1中の数値の右横に記載されたは、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の規定範囲から外れていることを示している。各インゴットを1250°Cに加熱した後、熱間鍛造して直径60mmの丸棒を製造した。鍛造仕上げ温度は1000°Cであった。熱間鍛造後の丸棒を室温まで大気中で放冷した。各丸棒の中心軸と表面との間の距離Rの中間位置R/2位置から、試験片を採取した。試験片形状は10.0mm×2.0mm×75.0mmであった。試験片長手方向は、丸棒の長手方向と平行であった。各試料の鋼から複数の試験片を作製した。各試験片に対して高周波焼入れを実施した。具体的には、試験片に対して、出力40kW、周波数200kHzで高周波加熱を実施した。焼入れ温度は1000°Cとした。加熱時間は約30秒であった。加熱時間経過後、試験片を急冷した。以上のように製造された丸棒、及び試験片を用いて、切削抵抗、割れ限界応力、硬度及び結晶粒度を測定した。[切削抵抗]高周波焼入れ前の丸棒を用いて切削抵抗Nを測定した。切削抵抗の測定には、多成分切削動力計を使用した。直径6mmの超硬コーティングドリルを使用し、丸棒の軸方向と垂直に切削を行った。周速は65m/min、送り速度は0.22mm/revであった。[割れ限界応力]高周波焼入れされた試験片を用いて割れ限界応力MPaを求めた。具体的には、各試料の試験片に対して、図1を作成した場合と同じ条件の試験を実施した。[硬度]高周波焼入れされた試験片を用いて硬度を測定した。具体的には、試験片を長軸方向に対して垂直に切断した。切断面を鏡面研磨した。研磨後の切断面の表面から1mm、すなわち厚み2mmの中心部の任意の3点でJISZ2244に基づくビッカース硬度HVを測定した。試験力は98Nであった。得られた3つのビッカース硬度の平均値を、各試験片の硬度HVと定義した。[結晶粒度]高周波焼入れされた試験片を中央部で長軸に対して垂直に切断した。切断面内において表面から1mm、すなわち厚み2mmの中心部の任意の5視野を選択した。JISG0551の結晶粒度標準図を用いて、選択された5視野でのオーステナイト結晶粒度を求めた。ピクリン酸飽和水溶液で腐食現出した旧オーステナイト粒界に囲まれた領域を1つのオーステナイト結晶粒と認定した。各視野で求めたオーステナイト結晶粒度の5視野の平均値を、その試験片の結晶粒度と定義した。[試験結果]試験結果を表2に示す。表2中の割れ限界応力欄には、割れ限界応力MPaを示す。割れ限界応力が250MPa以下のものにを付して示した。硬度欄には、硬度HVを示す。結晶粒度欄には、結晶粒度を示す。切削抵抗欄には、切削抵抗Nを示す。切削抵抗が950N以上のものにを付して示した。上述のとおり、各試料に対して高周波焼入れが実施された。そのため、表2に示すように、試料1~5及び試料a~iの硬度はいずれも600HVを超えた。試料1~5は、化学組成が本実施形態の範囲内であり、式1を満たした。そのため、割れ限界応力は250MPaを超え、優れた耐焼割れ性が示された。さらに、試料1~5の結晶粒度は5.5以上であった。Ti窒化物及び/又はTi炭窒化物により結晶粒の粗大化が抑制され、かつ、式1を満たしたために、優れた耐焼割れ性を示したと考えられる。さらに、試料1~5の切削抵抗は950N未満であり、優れた被削性が示された。試料4は、Caを含有するため、近い化学組成を有する試料2と比較して、さらに高い割れ限界応力を示した。一方、試料a~hでは、化学組成及び/又は式1が本実施形態の高周波焼入れ用鋼の化学組成及び式1を満たさないため、耐焼割れ性又は切削抵抗が低かった。具体的には、試料aのS含有量は高すぎ、Ti含有量は低すぎた。さらに、試料aは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。さらに、結晶粒度は5.5未満であった。Ti含有量が低すぎたためと考えられる。試料bのS含有量は高すぎ、Ti含有量は低すぎた。さらに、試料bは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であり、結晶粒度が5.5未満であった。さらに、試料bはVを含有した。そのため、切削抵抗が950N以上であった。試料cのS含有量は高すぎた。さらに、試料cは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。さらに、試料cはVを含有したため、切削抵抗は950N以上であった。試料dのSi含有量及びS含有量は高すぎた。さらに、試料dは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。試料eのTi含有量は低すぎた。さらに、試料eは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であり、結晶粒度は5.5未満であった。試料fのS含有量は高すぎた。さらに、試料fは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。試料gの化学組成は、本実施形態による高周波焼入れ用鋼の化学組成の範囲内であった。しかしながら、試料gは式1を満たさなかった。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。試料hのTi含有量は高すぎ、N含有量は低すぎた。そのため、切削抵抗が950N以上であった。TiCが形成されたためと考えられる。試料iのN含有量は低すぎた。そのため、割れ限界応力が250MPa以下であった。また、試料iの結晶粒度は、5.5未満であった。N含有量が低すぎ、十分なTiNが形成されなかったためと考えられる。以上、本発明の実施の形態を説明したが、上述した実施の形態は本発明を実施するための例示に過ぎない。よって、本発明は上述した実施の形態に限定されることなく、その趣旨を逸脱しない範囲内で上述した実施の形態を適宜変形して実施することが可能である。