質量で、C:0.15~0.50、Si:0.05~1.00、Mn:0.20~1.50、P:0.030以下、S:0.030以下、Cr:0.10~2.00以下、Sn:0.020以下、Al:0.022~0.100、N:0.002~0.0200を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼で、上記組成のAl含有量とN含有量から求められる固溶Alの含有量は、上記組成のAl量から上記組成のN量の27/14を減じた値である、0.018以上であり、かつPおよびSnの含有量の和が0.040未満を満足することを特徴とする寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な靭性に優れた機械構造用鋼。請求項1の組成に加え、Mo:0.02~0.30を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼で、上記のAlの含有量とNの含有量から求められる固溶Alの含有量は、上記のAlからNの27/14を減じた値で、0.018以上であり、かつPおよびSnの含有量の和が0.040未満を満足する靭ことを特徴とする寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な靭性に優れた機械構造用鋼。上述の如き、特許文献1~2の開示技術では、低コストであっても冷却条件の制限、あるいはNb、Tiといった特殊な元素の使用により靭性を高めている。本願発明では、冷却条件の制限やNi等の高価で特殊な元素の使用によらず、クロム鋼やクロムモリブデン鋼として通常使用される合金成分の調整により焼入性を向上させ、鋼材芯部の不完全焼入れ組織を抑制し、低コストでかつ寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な強靭鋼を提供するものである。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、質量で、C:0.15~0.50、Si:0.05~1.00、Mn:0.20~1.50、P:0.030以下、S:0.030以下、Cr:0.10~2.00以下、Sn:0.020以下、Al:0.022~0.100、N:0.002~0.0200を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼である。しかも、該鋼は上記組成のAl含有量とN含有量から求められる固溶Alの含有量は、上記組成のAl量から上記組成のN量の27/14を減じた値である、0.018以上であり、かつPおよびSnの含有量の和が0.040未満を満足する、寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な靭性に優れた機械構造用鋼である。請求項2の手段で、請求項1の手段の組成に加えて、Mo:0.02~0.30を含有し、残部がFeおよび不可避不純物からなる鋼である。しかも、該鋼は上記組成のAl含有量とN含有量から求められる固溶Alの含有量は、上記組成のAl量から上記組成のN量の27/14を減じた値である、0.018以上であり、かつPおよびSnの含有量の和が0.040未満を満足する、寒冷地等の厳しい環境下で使用可能な靭性に優れた機械構造用鋼である。上記の手段における鋼成分の限定理由を以下に説明する。なお、は質量を示す。C:Cは鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Cが0.15未満では焼入れ性が不足しており、焼入れ後の芯部硬さが低くなる。一方、Cは0.50を超えて含有させると靭性が低下するとともに素材の硬度が上昇し、加工性が劣化するので、Cは0.15~0.50とする。Si:Siは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Siが0.05以下ではその効果が不十分である。一方、Siは1.00を超えると靭性を劣化させるようになるので、Siは0.05~1.00とする。Mn:Mnは鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼の焼入れ性増加や強度増加に有効な元素である。しかし、Mnが0.20以下ではその効果は不十分である。一方、Mnは1.50を超えると靭性を劣化させるようになるので、Mnは0.20~1.50とする。P:Pは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、Pは0.030以下とする。S:Sは0.030を超えると粒界偏析を起こし粒界脆化を招き、靭性を低下させるので、Sは0.030以下とする。Cr:Crは鋼の焼入れ性をおよび靭性の向上に有効な元素であるが、Crは0.10未満ではその効果が不十分である。一方、Crは2.00を超えると硬さの上昇を招き靭性を低下させるので、Crは0.10~2.00とする。Mo:Moは鋼の焼入れ性および靭性の向上に有効な元素であるが、Moは0.30を超えると鋼材コストが上昇するので、Moは0.10~0.30とする。Sn:Snは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であるので、Snは0.020以下とする。Al:Alは本発明において重要な元素であり、鋼の脱酸に有効な元素であるとともに、鋼中のNと反応してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。ただし、0.022未満ではその効果が十分得られない。一方、0.100を超えると粗大なアルミナ系介在物を形成し強度を低下させる。そこで、Alは0.022~0.0100とし、望ましくは0.036~0.100とする。N:NはAlと反応してAlNを形成し、結晶粒の粗大化を抑制する作用がある。しかし、0.002未満ではその効果が十分得られない。一方、0.0200を超えると窒化物が増加し、強度を低下させる。そこで、Nは0.002~0.0200とする。固溶Alすなわち{Al-27/14×N}が0.018以上存在することでその鋼材の焼入れ性は大幅に向上する。その結果、焼入れ時の不完全焼入れ組織を抑制し、高い靭性を発揮する。そこで、固溶Alは0.018以上とする。PおよびSnは粒界に偏析して靭性を低下させる元素であり、その含有量の和が多いと上記したPおよびSnのそれぞれの上限値をたとえ満足していても、靭性は低下してしまう。従って、PおよびSnの含有量の和は0.040未満とする。本発明は、固溶Alを0.018以上とすることで鋼材の焼入れ性を向上させ、かつPおよびSnの含有量の和を0.040未満とすることで低コストかつ靭性に優れ、寒冷地等の厳しい環境下で使用できる機械構造用鋼を得ることができた。本発明の実施の形態を以下に説明する。表1にFeを除いて示す化学成分の本発明の比較例の鋼および実施例の鋼をそれぞれ100kg真空溶解炉で溶製し、インゴットに鋳造して鋼片とした。これらの鋼片を1150°Cに加熱して5時間保持した後、径55mmの棒鋼に鍛伸した。その後、845°Cに加熱し、1時間保持後空冷して焼ならしを行った後、切削加工にて径46mmの棒鋼に加工した。表1において、本発明の実施例のNo.11~20では、固溶Alが質量で0.018以上存在している。一方、比較例のNo.1~10では、固溶Alの欄に数値がないものは、固溶Alが存在していないことをハイフンで示している。なお、本願の化学成分の量から外れるものは網かけで示し、Niの比較例のNo.1を除く網かけで示す実施例および比較例のものは、いずれも不可避不純物として含有されているものを示し、比較例のNo.1はNiを特に1.60含有させたものである。なお、比較例のNo.2は下記で示す表2に記載するように、PとSnの合計量が0.42であり、本願発明の範囲を外れているものである。次いで、これらの棒鋼を図1に示す焼入焼戻し条件にて焼入焼戻しを行った。この場合、径46mmの棒鋼をaに示すように800~900°Cに加熱し、50~90分保持した後、60°Cに油冷して焼入れし、さらに、bに示すように500~600°Cに50~90分保持して焼戻して水冷した。例えば、実施例のNo.18の棒鋼では、860°Cに加熱し、50分保持した後、60°Cに油冷して焼入れし、次いで、550°Cに90分保持して焼戻して水冷した。その後、図2に示すように、これらの棒鋼1の中周部2から、図3のaに示す2mmVノッチ3aを有するシャルピー衝撃試験片3を作製した。図3のbはシャルピー衝撃試験片3の側面図で、この3図の数字はmm単位で示す寸法である。さらに、室温と、液体窒素により冷却した-20°Cと-40°Cの温度で、上記したシャルピー衝撃試験片3を用いてシャルピー衝撃試験を実施した。このシャルピー衝撃試験の試験結果を、以下の表2に本発明の比較例および実施例の衝撃試験値として示す。表2に見られるように、本発明の実施例のNo.11~20の各鋼は、固溶Alを0.018以上存在させ、PおよびSnの含有量の和を0.040未満としたことで、低温での衝撃値が向上した。一方、比較例のNo.1~10の各鋼の衝撃値はNo.1を除いて低い値となった。この比較例のNo.1の鋼は高い衝撃値を示したが、これは表1に示すように、Niを特に添加した鋼であるため、本願発明の鋼とは異なるものである。比較例のNo.2の鋼は固溶Alが0.024であって本願発明で規定の0.018以上存在しているが、PおよびSnの含有量の和が0.040以上あって本願発明で規定の0.040未満を満たしていないためにシャルピー衝撃値は低下し、本願発明を満足しないものであった。