"化学組成が、質量で、C:0.1~0.5、Si:0.01~1.5、Mn:0.3~1.8、S:0.001~0.15、Cr:0.4~2.0、Ti:0.05~0.2を含有し、Al:0.2以下、N:0.0050以下、P:0.025以下、O:0.0025以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が5μm超である硫化物の1mm2当りの個数dと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、d≦500×[S]1を満足することを特徴とする肌焼鋼。前記化学組成が、更に、質量で、Nb:0.04未満、Mo:1.5以下、Ni:3.5以下、V:0.5以下、B:0.005以下、Ca:0.005以下、Mg:0.003以下、Zr:0.005以下から選択される少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項1に記載の肌焼鋼。Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であることを特徴とする請求項2に記載の肌焼鋼。硫化物の最大円相当径Dμmと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、D≦250×[S]10を満足することを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。Mn量が1.0以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。ベイナイトの組織分率が、30以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。Ti系析出物の最大円相当径が、40μm以下であることを特徴とする請求項1または2に記載の肌焼鋼。質量で、C:0.1~0.5、Si:0.01~1.5、Mn:0.3~1.8、S:0.001~0.15、Cr:0.4~2.0、Ti:0.05~0.2を含有し、Al:0.2以下、N:0.0050以下、P:0.025以下、O:0.0025以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、12~100°C/分の平均冷却速度で鋳造し;1250~1320°Cの均熱温度範囲で前記鋼を3~180分保持し;1150~1320°Cの温度範囲に前記鋼を加熱した後、840~1000°Cの仕上げ温度範囲で仕上圧延が行われるように前記鋼を熱間圧延し;800~500°Cの温度範囲での平均冷却速度が1°C/秒以下になるように前記鋼を冷却する;ことを特徴とする肌焼鋼の製造方法。前記化学組成が、更に、質量で、Nb:0.04未満、Mo:1.5以下、Ni:3.5以下、V:0.5以下、B:0.005以下、Ca:0.005以下、Mg:0.003以下、Zr:0.005以下から選択される少なくとも1種を含有することを特徴とする請求項8に記載の肌焼鋼の製造方法。Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であることを特徴とする請求項9に記載の肌焼鋼。Mn量が1.0以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であることを特徴とする請求項8または9に記載の肌焼鋼。しかし、粗大粒の発生を抑制するために微細な析出物を利用すると、析出強化によって肌焼鋼が硬化する。また、析出物を生成させる合金元素の添加によっても、肌焼鋼は硬化する。そのため、高温での粗大粒の発生を防止できる鋼では、冷間鍛造、切削などに対する冷間加工性の低下が新たな課題として挙げられる。特に、切削は、最終形状に近い高精度が要求される加工であり、わずかな硬度の上昇が切削の精度に大きく影響する。したがって、肌焼鋼を使用する際には、粗大粒の発生の防止のみならず、被削性材料の削られやすさを考慮することが極めて重要である。従来、被削性を改善するには、Pb、Sなどの被削性向上元素の添加が有効であることが知られている。しかし、Pbは環境負荷物質であり、環境対応技術の重要性から、鋼材へのPbの添加が制限されつつある。また、Sは、鋼中でMnSなどを形成して被削性を向上させるが、熱間加工によって延伸した粗大なMnSは、圧延や熱間鍛造、冷間鍛造時の破壊の起点になりやすく、加工不良の原因になる場合が多い。そのため、多量のSの添加は、熱間、冷間での圧延時の加工性および鍛造性や、転動疲労などの機械的性質を低下させる原因になりやすい。本発明では、疲労特性が要求される浸炭部品、特に転動疲労特性が要求される軸受部品、転動部品、歯車などに適用するために、熱間鍛造などの熱間加工、冷間鍛造や転造などの冷間加工、切削、浸炭焼入れが施されて使用され、粗大粒防止特性、冷間加工性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼及びその製造方法を提供する。本発明者は、上記課題を解決すべく鋭意研究した。その結果、Tiを添加した鋼を浸炭焼入れすると、Ti系析出物が疲労破壊の起点として作用し、疲労特性、特に転動疲労特性が劣化しやすくなる。そこで、本発明者らは、以下の知見を得て本発明を完成させた。まず、N量の制限、熱間圧延温度の高温化等により、Ti系析出物を微細に分散させると、粗大粒防止特性と疲労特性との両立が可能である。また、被削性の向上には、Sを鋼に添加することが有効であるが、Tiの添加により、硫化物の大きさ及び形状を制御することが重要である。さらに、Tiも、硫化物を形成し、MnSと複合化することでMnSの微細化に効果がある。本発明の要旨は、以下のとおりである。1本発明の一態様に係る肌焼鋼は、その化学組成が、質量で、C:0.1~0.5、Si:0.01~1.5、Mn:0.3~1.8、S:0.001~0.15、Cr:0.4~2.0、Ti:0.05~0.2を含有し、Al:0.2以下、N:0.0050以下、P:0.025以下、O:0.0025以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなり、円相当径が5μm超である硫化物の1mm2当りの個数dと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、d≦500×[S]1を満足する。2上記1に記載の肌焼鋼では、前記化学組成が、更に、質量で、Nb:0.04未満、Mo:1.5以下、Ni:3.5以下、V:0.5以下、B:0.005以下、Ca:0.005以下、Mg:0.003以下、Zr:0.005以下から選択される少なくとも1種を含有してもよい。3上記2に記載の肌焼鋼では、Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であってもよい。4上記1~3の何れか一項に記載の肌焼鋼では、硫化物の最大円相当径Dμmと、Sの含有量の質量百分率[S]とが、D≦250×[S]10を満足してもよい。5上記1~4の何れか一項に記載の肌焼鋼では、Mn量が1.0以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であってもよい。6上記1~5の何れか一項に記載の肌焼鋼では、ベイナイトの組織分率が、30以下であってもよい。7上記1~6の何れか一項に記載の肌焼鋼では、Ti系析出物の最大円相当径が、40μm以下であってもよい。8本発明の一態様に係る肌焼鋼の製造方法では、質量で、C:0.1~0.5、Si:0.01~1.5、Mn:0.3~1.8、S:0.001~0.15、Cr:0.4~2.0、Ti:0.05~0.2を含有し、Al:0.2以下、N:0.0050以下、P:0.025以下、O:0.0025以下に制限し、残部が鉄及び不可避的不純物からなる化学組成を有する鋼を、12~100°C/分の平均冷却速度で鋳造し;1250~1320°Cの均熱温度範囲で前記鋼を3~180分保持し;1150~1320°Cの温度範囲に前記鋼を加熱した後、840~1000°Cの仕上げ温度範囲で仕上圧延が行われるように前記鋼を熱間圧延し;800~500°Cの温度範囲での平均冷却速度が1°C/秒以下になるように前記鋼を冷却する。9上記8に記載の肌焼鋼の製造方法では、前記化学組成が、更に、質量で、Nb:0.04未満、Mo:1.5以下、Ni:3.5以下、V:0.5以下、B:0.005以下、Ca:0.005以下、Mg:0.003以下、Zr:0.005以下から選択される少なくとも1種を含有してもよい。10上記9に記載の肌焼鋼の製造方法では、Caの質量百分率[Ca]に対するAlの質量百分率[Al]の比率である[Al]/[Ca]が1以上かつ100以下であってもよい。11上記8~10の何れか一項に記載の肌焼鋼の製造方法では、Mn量が1.0以下であり、Mnの含有量の質量百分率[Mn]に対するSの含有量の質量百分率[S]の比率である[Mn]/[S]が100以下であってもよい。本発明に係る肌焼鋼は、浸炭焼入れ後の疲労特性及び鍛造性、被削性などの加工性に優れている。すなわち、本発明に係る肌焼鋼では、熱間鍛造工程とそれに続く切削工程とにおいて、良好な加工性が得られるとともに、浸炭時に従来よりも高温かつ短時間の浸炭を行っても結晶粒の粗大化を抑制することができ、良好な疲労特性が得られる。さらに、本発明に係る肌焼鋼では、冷間鍛造工程を行う場合でも、冷間変形特性が良好であり、冷間鍛造後の焼準工程を省略しても、浸炭における結晶粒の異常粒成長を抑制することができ、焼入れ歪みによる寸法精度の劣化及びそれに伴う疲労強度の低下が極めて少ない。また、本発明に係る肌焼鋼では、粗大粒の発生を防止するために様々な合金元素を添加すると、被削性が低下してしまうという従来の問題が解決され、部品形状の高精度化が達成され、更には工具の寿命も長くなる。すなわち、本発明に係る肌焼鋼を素材として使用する部品は、高温浸炭を行った場合または浸炭に先立つ焼準を省略した場合においても、粗大粒の発生が防止されており、転動疲労特性等の十分な強度特性が得られているなど、産業上の貢献が極めて顕著である。具体的には、本発明に係る肌焼鋼を使用する場合には、図1に示す工程が想定されており、熱間鍛造を用いる場合には、切削後に従来よりも高温で浸炭を行い、従来よりも短時間で浸炭を完了させる。また、冷間鍛造を用いる場合には、浸炭時の異常粒成長を避けるために冷間鍛造後に焼準するのが一般的であるが、本発明に係る肌焼鋼を用いることによりその焼準工程を省略し、高い歯車や軸受としての性能を浸炭部品に付与することができる。浸炭焼入れによる結晶粒の粗大化は、析出物をピン止め粒子として利用し、粒成長を抑制することによって防止される。特に、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物を熱間加工後の冷却時に微細に析出させておくことが、粗大粒の発生の防止に極めて有効である。更に、粗大粒の発生を防止するには、肌焼鋼にNbCなどのNb系析出物を、微細に析出させておくことが好ましい。しかし、鋼中に含まれるN量が多いと、鋳造時に生じた粗大なTiNが熱間圧延や熱間鍛造の加熱では溶体化されず、多量に残存することがある。粗大なTiNが鋼中に残存すると、浸炭焼入れ時に、TiNを析出核としてTiC、TiCS、更にはNbCが析出し、析出物の微細分散が妨げられる。したがって、微細なTi系析出物、Nb系析出物によって浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するには、N量を低減し、熱間加工の加熱時にTi系析出物やNb系析出物を溶体化することが重要である。肌焼鋼の製造方法では、連続鋳造の凝固速度冷却速度12~100°C/minを制御して鋳造した後、まずTi、Nb、Alの析出物が鋼中に固溶するように鋼材を加熱温度1250~1320°Cに均熱加熱することが必要である。特に、熱間圧延や熱間鍛造などの熱間加工の加熱温度を1150~1320°Cに高め、Ti系析出物及びNb系析出物を鋼中に固溶させることが重要である。次に、熱間加工後、即ち、熱間圧延後や熱間鍛造後、Ti系析出物及びNb系析出物の析出温度域を冷却速度1°C/s以下で徐冷することが必要である。その結果、Ti系析出物及びNb系析出物を肌焼鋼に微細に分散させることができる。また、浸炭焼入れ前の鋼材のフェライト粒は、過度に微細であると、浸炭加熱時に粗大粒が発生しやすくなる。そのため、微細なフェライトを生成しないように、熱間圧延や熱間鍛造の仕上温度を840~1000°Cに制御することが必要である。また、本発明の肌焼鋼を歯車などの部品形状に加工する場合、たとえば、図1に示すように、連続鋳造した鋳片を圧延した後、浸炭焼入れ前に熱間鍛造または冷間鍛造と切削歯車の場合、歯切り切削による歯型成形とが行われる。その際、MnSなどの硫化物は、冷間鍛造性を低下させるが、切削例えば、歯切り切削には極めて有効である。即ち、肌焼鋼被削材中の硫化物は、切削工具の摩耗による工具形状変化を抑制し、いわゆる工具寿命を延ばす効果を発現する。特に、歯車のような精密形状の場合、切削工具寿命が短いと、安定して歯型形状を成形することができない。そのため、切削工具寿命は、単に製造能率やコストだけでなく、部品の形状精度にも影響する。したがって、切削性を高めるには、鋼中に硫化物を生じさせることが望ましい。一方、熱間圧延や熱間鍛造では、特に粗大なMnSなどの硫化物は延伸することが多い。更に、硫化物の大きさ長さが増すと、硫化物が部品中の欠陥として露見する確率も高くなり、部品性能が低下する。そのため、硫化物の大きさだけでなく、硫化物が延伸しないように硫化物の形状も制御することが重要である。なお、硫化物の粗大化を抑制するために、鋳造時の凝固速度を制御することが好ましい。鋳造時の冷却速度平均冷却速度は、MnSの寸法に大きく影響し、冷却速度の増加とともにMnSの寸法が小さくなり、逆に冷却速度の低下とともにMnSの寸法が大きくなる。そのため、後述のように、MnSの寸法の制御の点からは冷却速度を大きくすべきである。一方、速い冷却速度では、鋳片表面に割れが生じて鋳造トラブルが生じたり、鋳造後の疵の手入れが必要になったりする場合がある。MnSを主成分とする硫化物を効果的に微細生成させるには、凝固冷却速度平均凝固冷速の範囲を12~100°C/minに制御する。この冷却速度が12°C/min未満では、凝固が遅すぎるため、晶出したMnSを主成分とする硫化物が粗大化し、この硫化物を後述の2式を満足するように微細に分散させることが難しい。また、冷却速度が100°C/min超では、生成する微細MnSを主成分とする硫化物の密度が飽和し、鋳片圧延前の鋼の硬度が上昇し、割れが発生する虞がある。従って、鋳造時の冷却速度は、12~100°C/minであることが必要である。特に、より確実に硫化物を微細分散させるためには、鋳造時の冷却速度が、15~100°C/minであることが好ましい。このような冷却速度は、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御することで得られる。このような冷却制御は、連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。ここでいう凝固冷却速度とは、図3に示す鋳片の横断面鋳造方向に垂直な断面において鋳片の幅の中心線上、且つ鋳片の厚みの1/4部における液相線温度から固相線温度までの冷却時の速度のことをいう。この凝固冷却速度は、凝固後の鋳片の横断面の凝固組織の2次デンドライトアームの間隔から下記式1により計算で求めることができる。Rc=λ2/770-1/0.411ここで、Rcは、凝固冷却速度°C/min、λ2は、2次デンドライトアームの間隔μmを意味する。鋼成分設計によってMnSなどの軟質な硫化物を低減するためには、Tiを鋼中に添加し、TiCSなどのTi系硫化物を生成させることも有効である。しかし、軟質なMnSが減少すると、添加したSが被削性の向上に寄与しなくなる。したがって、被削性を向上させるためには、Sの添加に加え、Tiを添加した溶鋼中で軟質な硫化物の寸法及び形状を制御することが重要である。そこで、粒成長を抑制し、硫化物を微細化するために必要なTiの添加と、S量の制御とにより、硫化物の寸法及び形状を制御することが好ましい。被削性及び冷間加工性について、更に説明する。冷間加工時には、MnSを中心とする硫化物は、変形して破壊の起点になる。特に、粗大なMnSは、限界圧縮率などの冷間鍛造性を低下させる。また、鋼中のMnSが粗大であると、MnSの形状によっては、鋼特性に異方性を生じる。肌焼鋼を、多種多様な複雑な部品に適用するためには、いずれの方向にも安定した機械的性質が要求される。そのため、本発明の肌焼鋼では、MnSを中心とする硫化物を微細化し、この硫化物の形状を略球状に制御することが好ましい。また、鍛造などの冷間加工の前後で形状の変化が小さいことが更に好ましい。一方、被削性の観点からは、S量の増加が重要である。Sの添加により、切削時の工具寿命が向上し、この効果は、Sの総量で決まり、硫化物の形状の影響を受けにくい。そのため、Sの添加量を増加させ、硫化物の形状を制御することにより、冷間鍛造性と被削性工具寿命とを両立させることができる。肌焼鋼では、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生防止だけでなく、冷間加工性及び被削性の確保も重要である。Sを増量すると被削性は向上するが、冷間加工性の低下を招く。そこで、同じ量のSを含む鋼と比較した場合により良好な冷間加工性を確保することも重要である。図2A及び2Bは、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制したピン止め特性の良好な肌焼鋼について、被削性と冷間加工性との関係を示している。ここで、図2Aでは、SCr420相当鋼においてSの量を変化させている。また、図2Bでは、SCr420相当鋼にMoを添加したSCM420相当鋼においてSの量を変化させている。本発明では、良好なピン止め特性粗大粒発生温度が1000°C超を維持しつつ、熱間または冷間における鍛造性限界圧縮率と被削性ドリル被削性VL1000とを両立させることができる。図2A及び2Bでは、右上方にある鋼ほど被削性と冷間加工性とのバランスに優れており、このバランスは、鋼種特に、焼入れ性を高める元素の量に応じて変化する。以下、本発明の一実施形態に係る肌焼鋼について詳細に説明する。まず、成分について説明する。以下では、組成における質量化学成分の量は、単にと記載する。[C]Cは、鋼の強度を上昇させる元素である。十分な引張強さを確保するためには、C量は、0.1以上であることが必要であり、0.15以上であることが好ましい。一方、C量が0.5を超えると、著しい硬化により冷間加工性が劣化するため、C量が0.5以下であることが必要である。また、浸炭後に芯部の靭性を確保するためには、C量が0.4以下であることが好ましく、0.3以下であることが更に好ましい。[Si]Siは、鋼の脱酸に有効な元素であり、Si量が0.01以上であることが必要である。また、Siは、鋼を強化し、焼入れ性を向上させる元素であり、Si量が0.02以上であることが好ましい。更に、Siは、粒界強度の増加に有効な元素であり、更に軸受部品及び転動部品においては、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化を抑制するため、高寿命化に有効な元素である。そのため、高強度化を指向する場合には、Si量が0.1以上であることが更に好ましい。特に、転動疲労強度を高めるには、Si量が0.2以上であることが好ましい。一方、Si量が1.5を超えると、硬化によって冷間鍛造などの冷間加工性が劣化するため、Si量が1.5以下であることが必要である。また、冷間加工性を高めるには、Si量が0.5以下であることが好ましい。特に、冷間鍛造性を重視する場合は、Si量が0.25以下であることが好ましい。[Mn]Mnは、鋼の脱酸に有効であり、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、Mn量が0.3以上である必要がある。一方、Mn量が、1.8を超えると、硬さの上昇によって冷間鍛造性が劣化するため、1.8以下であることが必要である。Mn量の好適範囲は、0.5~1.2である。なお、冷間鍛造性を重視する場合は、Mn量を0.75以下にすることが好ましい。また、Mnは、焼入れ性を向上させる元素であるが、硫化物生成の面ではSとともに鋼中でMnSを生成する元素である。Mnには、焼入れ性の面からベイナイト分率を大きくして鋼を硬くする効果があり、加工面から冷間鍛造性や被削性を低下させてしまう。そのため、硫化物生成の面では、Mn量が多く、Mn量[Mn]に対するS量[S]の比率である[Mn]/[S]が大きくなると、粗大なMnSを生じやすい。特に、ベイナイト分率を低減し、冷間鍛造性を十分に確保するためには、Mn量が1.0以下であり、[Mn]/[S]が100以下であることが好ましい。なお、[Mn]/[S]は、2以上であってもよい。[S]Sは、鋼中でMnSを形成し、被削性を向上させる元素である。被削性を高めるため、S量が0.001以上である必要があり、0.01以上であることが好ましい。一方、S量が0.15を超えると、粒界偏析によって粒界脆化を招くため、S量が0.15以下であることが必要である。また、高強度部品であることを考慮すると、S量は0.05以下であることが好ましい。更に、強度や冷間加工性、更にはそれらの安定性を考慮する場合は、S量を0.03以下にすることがより好ましい。なお、従来、軸受部品及び転動部品では、MnSが転動疲労寿命を劣化させるため、Sを低減する必要があると考えられていた。しかし、本発明者らは、切削性の向上にはS量が大きく影響し、冷間加工性の向上には硫化物の形状が大きく影響することを見出した。本実施形態では、TiまたはNbの添加、凝固時の冷却速度凝固冷速の制御及び均熱時の加熱によって硫化物の形状を制御する。Tiは、Mnと複合硫化物を生成し、この複合硫化物は、単独のMnSのように延伸しない。また、凝固冷速が小さいと、凝固完了前の液相中に粗大なMnSを生じる。さらに、均熱時の加熱は、これら複合硫化物を生成させたり、固溶MnとSとから析出するMnSを微細に生成させるために重要である。低温では、十分にMnSが生成しないため、FeSなどが生成して鋼が脆化するとともに、必要なMnS量を確保できない。そのため、S量が0.01以上であることが好ましい。被削性を重視する場合には、S量を0.02以上にすることがより好ましい。[Cr]Crは、鋼の強度及び焼入れ性を向上させる有効な元素であり、Cr量が0.4以上であることが必要である。更に、軸受部品及び転動部品においては、Crは、浸炭後の表層の残留γ量を増大させ、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化に有効である。そのため、Cr量は、0.7以上であることが好ましく、1.0以上であることがより好ましい。一方、2.0を超えるCrを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって冷間加工性が劣化するため、Cr量が2.0以下であることが必要である。冷間鍛造性を高めるには、Cr量を1.5以下にすることが好ましい。[Ti]Tiは、鋼中で炭化物、炭硫化物、窒化物などの析出物を生成する元素である。微細なTiC、TiCSを利用して浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するため、Ti量が、0.05以上であることが必要であり、0.1以上であることが好ましい。一方、0.2超のTiを鋼中に添加すると、析出硬化によって冷間加工性が著しく劣化するため、Ti量が0.2以下であることが必要である。また、TiNの析出を抑制して転動疲労特性を向上させるには、Ti量を0.15以下にすることが好ましい。さらに、Tiを添加することで、MnSの析出物を微細化することができる。[Al]Alは、脱酸剤であり、Al量が、0.005以上であることが好ましいが、これに限定されるものではない。一方、Al量が0.2を超えると、AlNが熱間加工の加熱によって溶体化せず、鋼中に残存する。そのため、粗大なAlNが、TiやNbの析出物の析出核として作用し、微細な析出物の生成が阻害される。したがって、浸炭焼入れ時の結晶粒の粗大化を防止するには、Al量を0.2以下にすることが必要である。Al量が0.05以下の範囲であれば、焼準や浸炭焼き入れの際の熱処理特性が従来鋼と大きく変わらないので、実用的にはAl量が0.05以下であることが好ましい。一方で、Alは被削性を向上させる効果もあるため、よりよい被削性を求める場合にはAl量が0.03以上であることが好ましい。熱処理特性と被削性とのバランスを考える上では、Al量が0.15以下であることが好ましい。熱間加工の加熱時に粗大なAlNが残留すると、TiNと同様、この粗大なAlNがピン止め粒子として作用する微細な析出物の生成を阻害する。したがって、肌焼鋼に含まれるAlNの析出量を制限することが現実的には有効である。AlNの析出量が過剰であると、浸炭焼入れ時に粗大粒の発生しやすいため、肌焼鋼のAlNの析出量を、0.01以下に制限することが好ましく、0.005以下に制限することがさらに好ましい。肌焼鋼のAlNの析出量を抑制するには、熱間加工の加熱温度を高め、溶体化を促進することが有効である。AlNが鋼中に固溶する温度は、TiNよりも低いため、TiNに比べて熱間圧延の加熱時にAlNを溶体化させることが容易である。本実施形態では、肌焼鋼のN量を制限しているため、AlNが溶体化する温度に鋼を加熱すると、Ti系析出物、Nb系析出物も溶体化することができる。具体的には、鋳片段階などかなり初期の段階での熱処理で鋼を十分に加熱してAlNを溶体化しておくことで、それに続く圧延、鍛造および浸炭でのAlNの弊害を抑制することができる。そのため、鋳片からビレット等を製造する段階で1250°C以上に十分に鋼を加熱保持する。本温度保持温度は、さらに高い方が好ましく、1250°Cを超える温度で鋼を加熱保持することが好ましい。この保持温度が1350°Cを超えると、耐火物などの加熱炉の材料を著しく損傷するため、保持温度は、1320°C以下であることが必要である。更に、圧延後の熱間加工中や、その後の冷却時において、AlNの析出及び成長の速度は、Ti系析出物及びNb系析出物に比べて遅い。そのため、熱間加工の加熱時にAlNの残留を防止することにより、肌焼鋼に含まれるAlNの析出量を減少させることができ、微細なTi系析出物及びNb系析出物を利用して、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止することができる。なお、AlNの析出量は、鋼の抽出残渣を化学分析することによって測定することができる。抽出残渣は、臭素メタノール溶液で鋼を溶解し、この溶液を0.2μmのフィルターで濾過して、採取する。なお、0.2μmのフィルターを用いても、濾過の過程で析出物によってフィルターが目詰まりを起こすため、0.2μm以下の微細な析出物の抽出も可能である。[N]Nは、窒化物を生成する元素である。粗大なTiNやAlNの生成を抑制するため、N量を0.0050以下に制限する。これは、粗大なTiNやAlNが、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物、NbCを主体とするNb系析出物などの析出核として作用し、微細な析出物の分散を阻害するためである。そのため、このN量が、0.0040以下であることが好ましく、0.0035以下であることがより好ましい。このN量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。[P]Pは、不純物であり、冷間加工時の変形抵抗を高め、靭性を劣化させる元素である。鋼中に過剰にPを含有すると冷間鍛造性が劣化するため、P量を0.025以下に制限することが必要である。また、結晶粒界の脆化を抑制し、疲労強度を向上させるには、P量を0.015以下にすることが好ましい。このP量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。[O]Oは、不純物であり、鋼中で酸化物系介在物を形成し、加工性を損なうため、O量を0.0025以下に制限する。また、本実施形態の肌焼鋼はTiを含有するため、Tiを含む酸化物系介在物が生成し、これを析出核としてTiCが析出する。酸化物系介在物が増加すると、熱間加工時に微細なTiCの生成が抑制されることがある。したがって、TiC、TiCSを主体とするTi系析出物を微細に分散させ、浸炭焼入れ時に結晶粒の粗大化を抑制するには、O量を0.0020以下に制限することが好ましい。更に、軸受部品及び転動部品では、酸化物系介在物を起点として転動疲労破壊が生じることがある。そのため、肌焼鋼を軸受部品または転動部品に適用する場合、転動寿命を向上させるために、O量を0.0012以下に制限することがより好ましい。このO量の下限は、特に制限する必要がなく、0である。なお、上述の基本的な化学成分基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成が、本発明の基本組成である。しかしながら、この基本組成に加え残部Feの一部の代わりに、本発明では、さらに必要に応じて以下の元素選択元素を含有させてもよい。なお、これらの選択元素が鋼中に不可避的に混入しても、本実施形態における効果を損なわない。[Nb]上述の基本元素に加え、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するため、Tiと同様に炭窒化物を生成するNbを添加することが好ましい。Nbは、Tiと同様に鋼中のC、Nと結びついて炭窒化物を生成する元素である。Nbの添加により、Ti系析出物による粗大粒の発生を抑制する効果が更に顕著になる。Nbの添加量が微量であっても、Nbを添加しない場合に比べて、粗大粒の防止には極めて有効である。これは、Ti系析出物にNbが固溶し、Ti系析出物の粗大化を抑制するためである。浸炭焼入れの加熱の際に粗大粒の発生を抑制するには、Nb量が0.005以上であることが好ましいが、これに限定されるものではない。一方、0.04以上の過剰のNbを鋼中に添加すると、熱間加工においては鋼が脆化して疵の原因になりやすく、冷間加工においては鋼が硬化して冷間鍛造性、切削性又は浸炭特性が劣化することがある。したがって、Nb量は、0.04未満であることが好ましい。冷間鍛造性等の冷間加工性及び切削性を重視する場合、Nb量は、0.03未満であることがより好ましい。また、加工性に加えて、浸炭性を重視する場合、Nb量は、0.02未満であることが好ましい。さらに、Nbは微量でも熱間延性に影響することが知られており、歯車に用いられる鋼では、熱間延性がNb量になおさら敏感になる。そのため、Ti系析出物やミクロ組織の制御にNbの添加は有効であるが、圧延や熱間鍛造などの熱間加工での延性の観点からもNbの添加に注意を要する。このように、0.005以上のNbの添加でNb添加の効果は認められるため、0.04を超える過剰なNbの添加を避けるべきである。なお、合金コストを低減する場合には、Nbを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Nb量の下限は0である。また、粗大粒防止特性ピン止め特性と加工性との両立を図るために、Nb量[Nb]とTi量[Ti]との合計を調整することが好ましく、[Ti][Nb]の好適範囲は、0.07以上かつ0.17未満である。特に、高温浸炭や冷鍛が施された部品において、[Ti][Nb]のより好ましい範囲は、0.09超かつ0.17未満である。更に、鋼の強度または焼入れ性を向上させるために、Mo、Ni、V、Bの1種以上を添加してもよい。[Mo]Moは、鋼の強度及び焼入れ性を高める元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。浸炭部品の表層の残留γの量を増大させ、更には、転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制による高寿命化を図るためにもMoは有効である。しかし、1.5を超えるMoを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって、切削性及び冷間鍛造性が劣化することがある。したがって、Mo量を、1.5以下にすることが好ましい。Moは高価な元素であるため、製造コストの観点からMo量を0.5以下にすることが好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Moを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Mo量の下限は0である。また、Moを添加して活用する場合には、Mo量は、0.05以上であることが好ましく、さらには0.1以上であることが好ましい。[Ni]Niは、Moと同様、鋼の強度及び焼入れ性の向上に有効な元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。しかし、3.5を超えるNiを鋼中に添加すると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、Ni量を3.5以下にすることが好ましい。Niも高価な元素であるため、製造コストの観点から、Ni量は、2.0以下であることが好ましく、1.0以下であることがより好ましい。このように、合金コストの低減のためには、Niを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ni量の下限は0である。また、Niを添加して活用する場合には、Ni量は、0.1以上であることが好ましく、さらには0.2以上であることが好ましい。[V]Vは、鋼中に固溶すると、強度及び焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。V量が、0.5を超えると、硬さの上昇によって切削性及び冷間鍛造性が劣化することがあるため、V量は、0.5以下であることが好ましく、0.2以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Vを意図的に鋼中に添加する必要がなく、V量の下限は0である。また、Vを添加して活用する場合には、V量は、0.05以上であることが好ましく、さらには0.1以上であることが好ましい。[B]Bは、微量の添加で、鋼の焼入れ性を高める有効な元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。また、Bは、熱間圧延後の冷却過程でボロン鉄炭化物を生成し、フェライトの成長速度を増加させ、軟質化を促進する。更に、Bは、浸炭部品の粒界強度を向上させ、疲労強度及び衝撃強度の向上にも有効である。しかし、0.005超のBを鋼中に添加すると、上記効果が飽和し、衝撃強度を劣化させることがあるため、B量が、0.005以下であることが好ましく、0.003以下であることがより好ましい。合金コストの低減のためには、Bを意図的に鋼中に添加する必要がなく、B量の下限は0である。加えて、脱酸及び硫化物の形態制御のために、Ca、Mg、Zrの1種以上を添加してもよい。[Ca]Caは、鋼中で酸化物を生成する脱酸元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。一般に、Al脱酸による鋼中の酸化物は、Al2O3であるが、Al2O3が硬質であるため、被削性を低下させる弊害がある。しかし、Caを添加すると、基本の酸化物であるAl2O3とCaとがAl-Ca系複合酸化物を生成し、鋼を若干軟質化することができる。そのため、Al脱酸による被削性の低下を抑制できる。また、製鋼段階においても耐火物へのAl2O3の付着を抑制でき、ノズル閉塞などの弊害を抑制できる。さらに、Caは、MnSと複合硫化物を生成することにより、MnSを若干硬化させるため、圧延や鍛造時にMnSの延伸を抑制し、冷間鍛造時に硫化物を起点とする割れを抑制できる。ただし、あまり過剰にCaを鋼中に添加すると、CaSを多量に生成し、鋼が硬質になるため、被削性を損なう。このように、Caは、溶損対策としての酸化物制御と鍛造割れ対策としての硫化物制御との両面に有効な元素である。これらのCa添加の効果を得るためには、Ca量は、0.0003以上であることが好ましく、0.0005以上であることがより好ましく、0.0008以上であることがさらに好ましい。また、被削性の観点から、Ca量は、0.005以下であることが好ましく、0.003以下であることがより好ましく、0.002以下であることがさらに好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Caを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Ca量の下限は0である。このCa量[Ca]に対するAl量[Al]の比率も重要である。この比率を示す[Al]/[Ca]が小さすぎると、Alによる脱酸が不足し、Caが酸化物として消費されてしまう。この場合には、硫化物制御に対するCaの効果が不足する。逆に、[Al]/[Ca]が大きすぎると、酸化物制御に対するCaの効果が不足する。したがって、Caを鋼中に添加する場合には、[Al]/[Ca]の範囲は、1以上かつ100以下であることが好ましく、6以上かつ100以下であることがより好ましい。[Mg]及び[Zr]Mg及びZrは、酸化物および硫化物を生成する元素であり、必要に応じて鋼中に添加してもよい。これらMg及びZrは、MnSの変形能を抑制するため、熱間加工によるMnSの延伸を抑制する。特に、Mg及びZrは、鋼中に微量に含有させても著しい効果を発現する。なお、鋼中のMg及びZrの量を安定させるためには、MgやZrを含む耐火物を考慮してMg量またはZr量を制御することが好ましい。Mgは、酸化物及び硫化物を生成する元素である。Mgを鋼中に含有させることによって、MgSや、Mnとの複合硫化物Mn,MgSなどが生成し、MnSの延伸を抑制することができる。微量のMgは、MnSの形態の制御に有効であり、Mgを鋼中に添加して加工性を高める場合には、Mg量が0.0002以上であることが好ましい。また、Mgの酸化物は、微細に分散し、MnSなどの硫化物の生成核として作用する。Mgの酸化物を利用して、粗大な硫化物の生成を抑制する場合には、Mg量が0.0003以上であることが好ましい。更に、Mgを鋼中に添加すると、硫化物が若干硬質になり、熱間加工によって延伸されにくくなる。切削性を向上させ、冷間加工性を損なわないように、硫化物の形状を制御するには、Mg量が0.0005以上であることが好ましい。なお、熱間鍛造は、微細な硫化物を均一に分散させる効果があり、冷間加工性の向上に有効である。なお、合金コストの低減のためには、Mgを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Mg量の下限は0である。一方、Mgの酸化物は、溶鋼上に浮上し易いため、歩留まりが低く、製造コストの観点から、Mg量は、0.003以下であることが好ましい。また、Mgを過剰に添加すると、溶鋼中に多量の酸化物が生成し、耐火物への付着やノズルつまりなどの製鋼上のトラブルを引き起こすことがある。したがって、Mg量は、0.001以下であることがより好ましい。Zrは、酸化物、硫化物に加え、窒化物を生成する元素である。微量のZrを溶鋼中に添加すると、溶鋼中でTiと複合して、微細な酸化物、硫化物及び窒化物を生成する。したがって、Zrの添加は、介在物及び析出物の制御には極めて有効である。Zrを鋼中に添加して、介在物の形態を制御し、加工性を高める場合には、Zr量が0.0002以上であることが好ましい。また、Zr及びTiを含む酸化物、硫化物、窒化物は、凝固時にMnSの析出核として作用する。これらのZr及びTiを含む酸化物、硫化物、窒化物の周囲に析出したMnSには、Zr及びTiが溶け込み、変形能が低下する。したがって、Zrを添加して、MnSの変形を抑制し、熱間加工によるMnSの延伸を防止するには、Zr量は、0.0003以上であることが好ましい。一方、Zrは、高価な元素であるため、製造コストの観点から、Zr量は、0.005以下であることが好ましく、0.003以下であることがより好ましい。なお、合金コストの低減のためには、Zrを意図的に鋼中に添加する必要がなく、Zr量の下限は0である。以上のように、本実施形態の肌焼鋼は、上述の基本元素を含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成、または、上述の基本元素と、上述の選択元素から選択される少なくとも1種とを含み、残部Fe及び不可避的不純物からなる化学組成を有する。[硫化物]MnSは、切削性の向上に有用であるため、その個数密度を確保することが必要である。一方、延伸した粗大なMnSは、冷間加工性を損なうため、サイズ及び形状を制御することが必要である。本発明者らは、Sの含有量、MnSのサイズ及び形状のような硫化物に関する特徴点と、切削性及び冷間加工性のような加工性との関係について検討を行った。その結果、光学顕微鏡で観察されるMnSの平均円相当径が5μmを超えると、このMnSが冷間加工の際に割れが発生する起点になることがわかった。MnSの平均円相当径は、MnSの面積と等しい面積を有する円の直径であり、画像解析によって求めることができる。次に、本発明者らは、硫化物の分布の影響について検討を行った。直径が30mmの熱間圧延材中のMnS等の硫化物を走査型電子顕微鏡で観察し、サイズ、アスペクト比及び個数密度といった硫化物の特徴点と、冷間加工性及び切削性といった加工性との関係について整理した。硫化物の観察は、圧延方向と平行な断面の1/2半径部熱間圧延材の表面と中心との間の部分で行った。50μm×50μmの面積を10視野観察し、視野中に存在する硫化物系介在物の平均円相当径、アスペクト比及び個数を求めた。なお、介在物が硫化物であることは、走査電子顕微鏡に付属するエネルギー分散型X線解析によって確認した。平均円相当径で5μmを超える硫化物の個数を計測し、測定面積で除して個数密度dを求めた。これら硫化物は微細に分散していれば、浸炭時にはオーステナイト粒成長時のピン止め粒子として働かせることができる。従って、円相当径5μm以上の比較的大きな硫化物の個数密度が小さければ、微細な硫化物が多いことを意味し、鍛造、切削などに対する加工性と浸炭特性および疲労特性とを両立させることができる。この硫化物の個数密度d個/mm2円相当径が5μm超である硫化物の1mm2当りの個数は、S量の影響を受けるため、切削性と冷間加工性とを両立させるためには、硫化物の個数密度dとS量[S]の関係についての種々の実験から、硫化物の個数密度d個/mm2が下記実験式2を満たすことが必要であることがわかった。d≦500[S]12ここで、[S]は、Sの含有量質量を示している。また、MnSおよびMnとTiとの複合硫化物について、鍛造における変形時および部品としての使用時、さらに浸炭後の疲労時に負荷がかかる領域における最大寸法の硫化物が破壊起点として作用する。その傾向は、S量の影響を受け、S量が多い方が最大の硫化物の寸法が大きくなる。この最大の硫化物について、Ti系硫化物だけでなく、Ti含有量の少ないMn系硫化物MnSも含めて考慮すべきである。発明者らは、S量と最大硫化物寸法との関係について種々実験を行った結果、観察される硫化物の最大円相当径Dμmが下記式3を満足する場合に、同一S量の鋼に比べて良好な鍛造性熱間、冷間を得ることができ、さらに良好な疲労特性を得ることができることを確認した。D≦250[S]103ここで、[S]は、Sの含有量質量を示している。本実施形態では、鋳造段階からの成分設計によりこの硫化物の最大円相当径Dμmが上記3式を満足するように硫化物の寸法を制御することができる。Dμmが250[S]10を超えると、鍛造性ならびに疲労特性が低下し、同一量のSを含有する従来鋼と同等の性能しか発揮できなくなることがあるため、Dμmの上限は、250[S]10であることが好ましい。[Ti系析出物]さらに、粗大なTi系析出物が鋼中に存在すると、接触疲労破壊の起点として作用し、疲労特性が劣化することがある。接触疲労強度は、浸炭部品の要求特性であり、転動疲労特性や面疲労強度である。接触疲労強度を高めるには、観察されるTi系析出物の最大円相当径最大直径が40μm未満であることが好ましい。次に、本実施形態に係る肌焼鋼の組織について説明する。[ベイナイト]肌焼鋼のベイナイトの組織分率は、30以下に制限することが好ましい。これは、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を防止するには、粒界に微細な析出物を生成させることが好ましいためである。即ち、熱間加工後の冷却時に生成するベイナイトの組織分率が30を超えると、Ti系析出物及びNb系析出物を相界面に析出させることが難しくなる。また、ベイナイトの組織分率を30以下に抑制することは、冷間加工性や被削性を改善するためにも有効である。また、高温浸炭など、粗大粒防止に対して条件が厳しい場合、ベイナイトの組織分率を、20以下に制限することが好ましく、10以下に制限することが更に好ましい。更に、冷間鍛造後に高温浸炭を行う場合などでは、ベイナイトの組織分率を5以下に制限することが好ましい。[フェライト粒]肌焼鋼のフェライト粒は、過度に微細であると、浸炭焼入れ時に粗大粒が発生し易くなる。これは、浸炭焼入れ時にオーステナイト粒が過度に粗大化するためである。特に、フェライトの粒度番号がJISG05512005で規定される11を超えると、粗大粒が発生し易くなる。一方、肌焼鋼のフェライトの粒度番号が、JISG0551で規定される8未満になると、延性が低下し、冷間加工性を損なうことがある。したがって、肌焼鋼のフェライトの粒度番号は、JISG0551で規定される8~11の範囲内であることが好ましい。S量が多くなると硫化物が多くなり、この硫化物を核として生成するフェライト粒の数が多くなるため、フェライト粒が微細になる傾向がある。[製造方法/凝固冷速]次に、本発明の一実施形態に係る肌焼鋼の製造方法について説明する。鋼を、転炉、電気炉等を用いた通常の方法によって溶製し、成分調整を行い、鋳造工程、必要に応じて分塊圧延工程を経て、鋼材を得る。鋼材に、熱間加工、即ち、熱間圧延や熱間鍛造を施し、線材又は棒鋼を製造する。鋼材中の硫化物は、凝固前溶鋼中又は凝固時に晶出することが多く、硫化物の大きさは、凝固時の冷却速度に大きく影響を受ける。本実施形態では、凝固前後の熱履歴が硫化物の生成及び成長に影響することに注目して、従来と異なる製造方法を用いた。すなわち、硫化物の粗大化を防止するためには、凝固時の冷却速度を制御することが重要である。凝固時の冷却速度は、図3に示す鋳片1の鋳片断面2上で鋳片幅Wの中心線上W/2で、鋳片表面3から鋳片厚さTの中心線までの距離の1/2部黒塗りの丸で示す位置、すなわち、鋳片厚さTの方向に対して表面からT/4の位置Xにおける冷却速度と定義する。MnSやTiSを主成分とする硫化物の生成を制御するには、凝固冷却速度平均凝固冷速の範囲を制御すると良い。具体的には、硫化物の粗大化を抑制するには、凝固時の冷却速度が12°C/min以上であることが必要であり、15°C/min以上であることが好ましい。なお、凝固時の冷却速度は、上述のように、デンドライト2次アーム間隔によって確認することができる。冷却速度が12°C/min未満では、凝固が遅すぎて晶出したMnSやTiSを主成分とする硫化物が粗大化してしまい、これらの硫化物を微細分散させることが困難である。一方、冷却速度が100°C/min超では、微細MnSを主成分とする硫化物の個数密度が飽和し、鋳片の硬度が上昇し、割れが発生する虞がある。従って、鋳造時の冷却速度は、12~100°C/minであることが必要である。また、鋳片割れをより確実に防止するためには、鋳造時の冷却速度が、50°C/min以下であることが好ましく、20°C/min以下であることがより好ましい。このような冷却速度は、鋳型断面の大きさ、鋳込み速度等を適正な値に制御することで得られる。また、このような冷却制御は、連続鋳造法、造塊法共に適用可能である。なお、MnSは、鋼の凝固点近くで液相中に晶出すると考えられているため、MnSの寸法は、冷却速度が速くなるにつれて小さくなり、冷却速度が遅くなるにつれて大きくなる。そのため、本実施形態では、従来の連続鋳造機の冷却条件及び従来の量産型インゴットの製造方法に比べて極めて速い冷却速度で溶鋼を凝固させ、MnSの寸法を小さく抑制する。図6に、鋳込み試験において、従来の連続鋳造や量産型インゴットの鋳造時の鋳造条件と冷却速度との関係を考慮しながら鋳型寸法や冷却条件などの鋳造条件を調整して冷却速度を制御した場合の鋳片内の平均冷却速度とMnSの平均面積との関係の一例を示す。この図6に示されるように、鋳片の平均冷却速度を大きくすると、MnSの平均面積すなわち、平均円相当径を小さくすることができる。ここで、凝固時の冷却速度を速めるために、鋳型寸法を小さくする方法が、単純な方法として採用されうるが、この方法では、製品品質を維持することが困難である。すなわち、鋳片寸法が小さい場合には、鋳片から製品圧延材棒鋼までの圧延による圧下比が小さくなるため、圧延による気泡欠陥の圧着や偏析の均質化などの高品質化効果を得ることが困難になり、製品肌焼鋼中に多くの欠陥や偏析を残しやすい。そのため、この場合には、欠陥や偏析による不均質部が、破壊起点として作用したり、焼入れ性にばらつきを生じさせたりするため、肌焼鋼の品質が劣化することがある。鋳片をそのまま再加熱し、熱間加工を行って肌焼鋼を製造するか、又は、分塊工程によって鋳片から得られた鋼を再加熱し、熱間加工を行って、肌焼鋼を製造する。一般に、鋳片を分塊圧延によってビレットに成形し、室温に冷却した後、再加熱し、肌焼鋼を製造する。更に、歯車などの部品製造では、熱間鍛造が加わる場合もある。[製造方法/均熱-圧延-鍛造]凝固が完了した後も鋳片中の合金元素の濃化部を緩和するために鋳片を極力高温に保持し、P、Mn等の脆化元素を均一に拡散すべきである。そのため、鋳造後600°C以上に鋳片の温度を維持して直接分塊圧延での加熱炉に鋳片を挿入し、さらに分塊圧延では1200°C以上の高温で20分以上この鋳片を保持して、P、Mn及びSの拡散を促進させた。さらに、この加熱及び保持は、Ti、Nb系の析出物を固溶させる効果も有する。凝固後、一度室温に冷却した鋳片やインゴットを用いる場合には、1250~1320°Cまで再加熱し、3分以上保持して、P、Mn、Crなど合金元素を十分に拡散させるとともに、凝固過程で析出したTi、Nb系炭化物を鋼中に固溶させることが好ましい。前述したように、均熱時の加熱は、Ti、Mnなどの複合硫化物を生成させたり、固溶MnとSとから析出するMnSを微細に生成させるために重要である。これらの硫化物は、低温では十分に生成しないため、FeSなどが生成して鋼が脆化するとともに、必要なMnS量を確保できない。そのため、上記温度保持温度は、1250°C以上であることが必要である。一方、保持温度が1320°Cを超えると、工業的な加熱炉の耐火物の損傷が激しくなり、安定した熱処理が困難になるため、保持温度が1320°C以下であることが必要である。保持時間均熱時間は、上記化合物の十分な固溶を可能にするため、上記の温度に到達してから3分以上であることが必要であり、10分以上であることが好ましい。特に、上記効果を安定的に発揮できるように、工業的には、保持時間が20分以上であることがより好ましい。さらに、合金元素が多量に含まれる場合、または高温での固溶を必要とする場合には、保持時間ができる限り長いことが好ましい。しかし、保持時間が180分を超えると、材料表面の損傷が大きくなるとともに、耐火物の損傷も大きくなるため、保持時間が180分以下であることが必要であり、工業的には120分以下であることが望ましい。さらに、ビレットを製品径まで圧延するいわゆる製品圧延熱間加工、熱間圧延においても、加熱温度が1150°C未満であると、Ti系析出物、Nb系析出物及びAlNを鋼中に固溶させることができず、粗大なTi系析出物、Nb系析出物、AlNが鋼中に残存する。熱間加工後の肌焼鋼中に、微細なTi系析出物及びNb系析出物を分散させ、浸炭焼入れ時の粗大粒の発生を抑制するためには、加熱温度を1150°C以上にすることが必要である。好適な加熱温度の下限は、1180°Cである。加熱温度が1320°Cを超えると、工業的な加熱炉の耐火物の損傷が激しくなり、安定した熱処理が困難になるため、加熱温度が1320°C以下であることが必要である。加熱炉の負荷を考慮すると、この加熱温度は、1300°C以下であることが好ましい。鋼材の温度を均一に保ち、析出物を鋼中に固溶させるためには、製品圧延における保持時間を10分以上にすることが好ましい。生産性の観点から、この保持時間は、60分以下であることが好ましい。熱間加工の仕上温度が、840°C未満であると、フェライトの結晶粒が微細になり、浸炭焼入れ時に粗大粒が発生しやすくなる。この仕上温度が1000°Cを超えると、鋼が硬化して冷間加工性が劣化する。したがって、熱間加工の仕上温度を840~1000°Cに制御する。なお、仕上温度の好ましい範囲は、900~970°Cであり、更に好ましい範囲は、920~950°Cである。熱間加工後の冷却条件は、Ti系析出物及びNb系析出物を微細に分散させるために、重要である。Ti系析出物、Nb系析出物の析出が促進される温度範囲は、500~800°Cである。したがって、800°Cから500°Cまでの温度範囲を1°C/秒以下の平均冷却速度で徐冷し、Ti系析出物、Nb系析出物の生成を促進する。この平均冷却速度が1°C/秒を超えると、Ti系析出物、Nb系析出物の析出温度域を鋼が通過する時間が短くなり、微細な析出物の量が不十分である。また、平均冷却速度が速くなると、ベイナイトの組織分率が大きくなる。また、平均冷却速度が大きいと、肌焼鋼が硬化し、冷間加工性が劣化するため、平均冷却速度は、0.7°C/秒以下であることが好ましい。なお、平均冷却速度を小さくする方法としては、圧延ラインの後方下流に保温カバー又は熱源付き保温カバーを設置し、これにより、徐冷を行う方法が挙げられる。なお、参考のため、図7に本実施形態に係る肌焼鋼の製造方法の一例のフローチャートを示す。[浸炭]次に、本発明の一実施形態に係る浸炭部品の製造方法肌焼鋼の適用方法について説明する。上記実施形態の肌焼鋼は、冷間鍛造工程で製造される部品、熱間鍛造工程で製造される部品のいずれにも適用可能である。熱間鍛造工程として、例えば、棒鋼-熱間鍛造-必要により焼準等の熱処理-切削-浸炭焼入れ-必要により研削又は研磨という工程が挙げられる。上記実施形態の肌焼鋼を用いて、例えば1150°C以上の加熱温度で熱間鍛造を行い、その後必要に応じて焼準処理を行うことにより、950~1090°Cの温度域での高温浸炭を施しても、粗大粒の発生を抑制することができる。例えば、軸受部品、転動部品の場合、高温浸炭を行っても、優れた転動疲労特性が得られる。浸炭焼入れの条件は、特に限定しないが、軸受部品及び転動部品において、高い転動疲労寿命を指向する場合には、炭素ポテンシャルを0.8~1.3に設定することが好ましい。また、浸炭後の拡散処理の過程で浸窒を行う浸炭浸窒処理も転動疲労寿命に対して有効である。この場合、部品表面の窒素濃度窒素ポテンシャルが0.2~0.6の範囲になるような条件が適切である。Si及びCrの添加、必要に応じたMoの添加による軸受部品または転動部品の転動疲労過程での組織変化及び材質劣化の抑制の効果は、浸炭後の部品表層における残留オーステナイト残留γが30~40の時に特に大きい。部品表層の残留γ量を30~40の範囲に制御するには、浸炭浸窒処理を行うことが有効である。その際、部品表層の窒素濃度が0.2~0.6の範囲になるように浸炭浸窒処理を行うことが好ましい。これらの浸炭浸窒条件を選択することにより、浸炭層に微細なTiC、Nが多量に析出し、転動寿命が向上する。以下、実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。表1~3に示す組成を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、No.54~56を除いて12~20°C/minの平均凝固冷速で鋳造した。表1~3中の化学成分の空欄は、意図的に化学成分を添加しないことを意味し、下線は、本発明の化学成分の条件を満足しないことを意味する。なお、これら表1~3に示す化学成分の残部は鉄及び不可避的不純物である。鋳片の凝固冷速は、予め、種々のサイズの鋳片を鋳造する際の冷却条件と凝固冷速との関係を整理したデータに基づいて調整した。実際の鋳片の凝固冷速は、デンドライト2次アーム間隔によって12~20°C/minの範囲内であることを確認した。その確認位置を図3に示す。一部の鋳片には、必要に応じて、分塊圧延を施した。表4~6に、鋼中の硫化物の最大円相当径最大寸法、最大直径D、0.5μm超の硫化物密度個数密度d及びTi系析出物の最大円相当径最大寸法、最大直径を示す。ここで、表4~6中の下線は、本発明の硫化物密度dの条件を満足しないことを意味する。Ti系析出物の最大円相当径及び硫化物の最大円相当径Dを、極値統計法により予測した。即ち、Ti系析出物の最大直径と、硫化物の粒径分布及び最大直径とを、次のようにして求めた。光学顕微鏡によって鋼の金属組織を観察し、組織中のコントラストから析出物を判別した。なお、走査型電子顕微鏡とエネルギー分散型X線分光分析装置EDSとを用いて析出物を同定した。後述の試験片の長手方向を含む断面から、縦10mm×横10mmの研磨試験片を10個作製し、これらの研磨試験片の所定位置を光学顕微鏡にて100倍で写真撮影して、0.9mm2の検査基準面積領域の画像を10視野分準備した。その観察視野画像中の硫化物の粒径分布及び最大直径と、Ti系析出物の最大直径とを検出した。これらの寸法直径は、析出物の面積と同一の面積を有する円の直径を示す円相当径に換算した。次に、熱間加工を行い、直径24~30mmの棒鋼を製造した。棒鋼のミクロ観察を行い、ベイナイト分率の測定と、JISG0551の規定に準拠したフェライトの粒度番号とを測定した。更に、JISZ22442003に準拠してビッカース硬さを測定し、冷間加工性や被削性の指標とした。表7~9に、熱間加工の加熱温度、仕上温度、平均冷却速度、ベイナイト分率、フェライトの粒度番号、ビッカース硬さ等を示す。なお、平均冷却速度は、500~800°Cの範囲の冷却速度であり、800°Cから500°Cまでの冷却に要した時間から求めた。ここで、表7~9中の下線は、本発明の製造条件を満足しないことを意味する。熱間および冷間における鍛造性は、据えこみ試験によって行った。熱間鍛造性を評価するために、図4に示す底面がφ30mm、高さが45mmの試験片4を1250°Cまで加熱した後据えこみ、割れが発生する圧縮率限界圧縮率を測定した。なお、図4における一点鎖線は、aとbに共通する中心線を示している。冷間鍛造性を評価するために、鋼に球状化焼鈍を施した後、図5に示す寸法の溝入れ試験片5を採取し、据え込み試験を行い、割れ発生までの限界圧縮率を測定した。種々の圧縮率に対して10個の試験片を用いて割れ発生の確率を求め、この確率が50になった際の圧縮率を限界圧縮率に決定した。この限界圧縮率が高いほど、鍛造性が良好であると評価する。本試験法は、冷間鍛造に近い評価方法であるが、熱間鍛造での鍛造性に対する硫化物の影響を示す指標としても利用することができる。被削性については、ドリルの折損までの寿命を求める試験を行って評価した。事前の熱処理では、熱間鍛造を想定して鋼を1250°Cまで加熱し、所定の冷却速度で冷却した。この被削性の評価では、直径が3mmのハイスストレートドリルと水溶性切削油を用い、送り0.25mm、穴深さ9mm、ドリル突き出し量35mmの条件で穿孔を行った。ドリルの周速を、10~70m/minの範囲内で一定に制御して、鋼を穿孔し、ドリルの折損までの累積穴深さを測定した。ここで、累積穴深さは、1個の穴の深さと穿孔により形成された穴の個数との積である。ドリルの周速を変化させて同様の測定を行い。累積穴深さが1000mmを超えるドリルの周速のうち、ドリルの周速の最大値をVL1000として求めた。このVL1000が大きいほど、工具寿命が良好であり、被削性に優れた材料として鋼を評価することができる。また、熱間鍛造を想定した1250°Cまで加熱した棒鋼から試験片を採取し、冷間で圧下率50の据え込み鍛造を行った後、浸炭焼入れを模擬した熱処理浸炭シミュレーションというを施し、試験片の旧オーステナイト粒径を測定して粗大粒防止特性を評価した。浸炭シミュレーションは、試験片を、910~1060°Cに加熱し、5時間保持し、水冷する熱処理である。旧オーステナイト粒度は、JISG05512005に準じて測定された。さらに、旧オーステナイト粒径を測定し、粗大粒が発生した温度粗大化温度を求めた。なお、400倍で10視野程度試験片断面の観察を行って旧オーステナイト粒径を測定し、粒度番号が5以下の粗粒が1つでも存在すれば、その試験片の試験結果を粗粒発生と判定し、粗大化温度を決定した。浸炭焼入れの加熱温度は、通常、930~950°Cであるため、粗大化温度が950°C以下である試験片を粗大化防止特性に劣ると判定した。次に、圧下率50の冷間鍛造を行い、その後、焼準工程を省略して直径12.2mmの円柱状の転動疲労試験片を採取し、浸炭焼入れを行った。この浸炭焼入れでは、この試験片を、炭素ポテンシャルが0.8の雰囲気中で、950°Cに加熱し、5時間保持し、温度が130°Cの油に焼入れた。更に、試験片を180°Cで2時間保持し、焼戻しを行った。これらの試験片浸炭焼入れ材について、浸炭層のγ粒度浸炭層オーステナイト粒度番号をJISG0551に準じて調査した。更に、点接触型転動疲労試験機ヘルツ最大接触応力5884MPaを用いて転動疲労特性を評価した。疲労寿命の尺度として、試験結果をワイブル確率紙にプロットして得られる累積破損確率10における疲労破壊までの応力繰り返し数として定義されるL10寿命を用いた。ただし、圧下率50で割れが多発した材料については、その後の疲労試験を行わなかった。これらの調査結果をまとめて、表7~9に示す。転動疲労寿命は、No.48比較例のL10寿命を1と定義し、各材料各No.のL10寿命をNo.48のL10寿命に対する相対値により評価した。疲労試験では、いずれの場合も、浸炭に先立つ焼準を省略するとともに、比較的効率よく浸炭できる高い浸炭温度による同一の処理条件を採用した。そのため、No.1~47実施例では、効率良く浸炭を行うことができ、良好な疲労試験結果を得ることができた。一方、No.48~79比較例では、TiN、Ti系複合硫化物などのTi系析出物、MnSなどの硫化物の粗大粒子が破壊起点として作用したり、粗大粒旧オーステナイトの粗粒の発生に伴う歪が試験精度を低下させたり、粗大粒旧オーステナイトの粗粒そのものが破壊起点になったりすることがあり、良好な試験結果が得られない場合があった。実施例No.1~47では、結晶粒粗大化温度が990°C以上であり、950°Cで浸炭された鋼の旧γ粒も細整粒であり、転動疲労特性もNo.48に比べて優れていた。冷間鍛造性と被削性とについても、No.1~47では、同様の組成特にS量の比較例と比べて優れることが明らかである。No.48~53比較例、従来鋼は、一般的な浸炭用鋼であるSCr420およびSCM420相当鋼とこれらの浸炭用鋼にSを添加した鋼である。No.1~47と比較するために、No.48~53では、十分に加熱してNo.1~47と同様の均熱温度を確保したが、一般的な均熱温度は、1150°C程度である。さらに、No.48~53では、熱間加工の加熱温度を、一般的な加熱温度である1050°Cに制御した。その結果、No.48~53を比較すると、図2A及び図2Bの従来例に示すように、被削性の増加とともに冷間鍛造性及び熱間鍛造性が低下することが分かる。すなわち、これらNo.48~53では、S量の影響が大きかった。鋼中のS量が少なく、鍛造性、粗大化防止特性や疲労特性が優れる場合には、被削性が劣るため、切削を必要とする歯車などへの用途に対しては生産性が低下せざるを得なかった。被削性を向上させるためにSを鋼中に添加した場合には、MnSのサイズが大きくなり、鍛造性を損なう。このように、鍛造性と被削性とは、トレードオフの関係にあり、両立させることが困難であった。それに対して、本発明では、被削性と鍛造性とを両立することができる。そのバランスは、図2A及び図2Bに示されている。図2Aでは、0.2質量程度の量のCと、1質量程度のCrとを含むSCr420相当鋼においてSの量を変化させている。また、図2Bでは、SCr420相当鋼に0.2程度の量のMoを添加したSCM420相当鋼においてSの量を変化させている。加えて、図2A及び図2B中の発明鋼では、鋳造時の冷却速度の制御によりMnSの形状及び粒径分布個数基準を制御し、鋼SCr420相当鋼及びSCM420相当鋼中にTi等を添加してピン止め特性を向上している。これらの図2A及び図2Bから、本発明鋼は、従来鋼に比べて被削性と鍛造性との両面で優れることがわかる。ここで、SCr420相当鋼及びSCM420相当鋼は、浸炭及び焼入れに適するように設計されており、SCM420相当鋼は、SCr420相当鋼よりも焼入れ性が高いため、より大型の部品やより高強度の部品に使用できる。しかしながら、このSCM420相当鋼では、Moの添加により浸炭焼入れ前の加工時の硬度が高いため、SCr420相当鋼と比べて冷間鍛造性と被削性の両者が低い。このように、鋼種に応じて冷間鍛造性と被削性とのバランスが変化する場合があり、焼入れ性も考慮してこれらのバランスを確保する。No.54~59比較例では、均熱温度が1250°C未満であり、硫化物の粗大化が進み、上記2式を考慮した場合に大きな硫化物の個数が多かった。これらのうち、比較例54~56では、鋳型に保温材を巻くなどして凝固時の冷速を0.3°C/minに制御したため、上記3式を考慮した場合に最大硫化物寸法も大きかった。このように、No.54~59では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.2とNo.54との比較に比べ、硫化物の粒径分布が適切に制御されていないため、鍛造性が劣化し、Tiの固溶も不十分なため、粗大化温度も低かった。No.60~62比較例では、Ti添加量が少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子が得られず、かつ、浸炭前の熱間加工時での加熱が不十分であり、Tiの固溶も不十分であるため、粗大化温度が低下した。No.63~65比較例では、N量が0.0050よりも多く、Tiが容易にTiNを生成するため、固溶Tiが減少し、それによって浸炭時のピン止め粒子として重要なTiCNおよびTiCなどの微細な析出物の生成量個数が少なくなった。その結果、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。また、No.63~65では、Nが多量に鋼中に含まれるため、この多量のNが熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因になる。さらに、No.63~65では、N量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.1または2とNo.63との比較に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率が低かった。これらの実用面からも、N量は、極力少ないことが望ましく、0.0040以下であることが好ましい。No.66~71は、0.4Cクラスの比較例であるが、このNo.66~71では、前述のNo.54~59と同様に、均熱温度が1250°C未満であり、硫化物の粒径分布が適切に制御されていなかった。加えて、No.66~71では、Tiの固溶が不十分なため、粗大化温度も低かった。No.72~74比較例では、Nbを鋼中に0.04以上添加した。このNbは、Tiと同様に浸炭時のピン止め粒子として有効であるが、多量のNbの添加は、熱間延性の低下を招き、熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因となる。このため、No.72~74では、Nb量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.24とNo.72との比較に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率がかなり低く、冷間鍛造における限界圧縮率も低かった。No.75~77比較例では、Ti量が0.05よりも少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子を得られないため、Ti量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.1とNo.75との比較に比べ、粗大化温度が低下した。No.78比較例では、Ti量が0.05よりも少なく、浸炭時に十分なピン止め粒子が得られないため、粗大化温度が低下した。また、このNo.75では、浸炭前の加熱後の冷却速度が速すぎたため、No.1~47に比べると、硬さが高く、被削性が低かった。なお、No.78では、ベイナイト分率が30を超えていた。No.79比較例では、Ti量が0.2よりも多く、粗大なTi系析出物が生成して粗大化温度が低下した。すなわち、Ti量が過剰であると、均熱処理及び熱間加工時に鋼中にTiTi系析出物を十分に固溶させることができないため、固溶Tiが未固溶の粗大なTi系析出物上に優先的に析出する。そのため、浸炭時のピン止め粒子微細なTi系析出物が十分に得られないため、粗大化温度が低下した。また、このNo.79では、粗大なTi系析出物が生成するため、No.1に比べて被削性が劣っているだけでなく、疲労試験において粗大なTi系析出物が破壊起点として作用し、疲労特性が不安定になって疲労寿命も低下した。さらに、表10~13に示す組成を有する鋼を真空溶解炉で溶解後、表18~21に示す平均凝固速度で鋳造した。表10~13中の化学成分の空欄は、意図的に化学成分を添加しないことを意味し、下線は、本発明の化学成分の条件を満足しないことを意味する。なお、これら表10~13に示す化学成分の残部は、鉄及び不可避的不純物である。上述の鋳造された鋼に対して熱間加工を行い、直径24~30mmの棒鋼を製造した。表18~21に、平均凝固速度、熱間加工の加熱温度、仕上温度、平均冷却速度、ベイナイト分率、フェライトの粒度番号を示す。ここで、表18~21に中の下線は、本発明の製造条件を満足しないことを意味する。なお、製造条件の評価方法平均凝固速度の確認方法、平均冷却速度の定義及び組織の評価方法ベイナイト分率、フェライト粒度番号は、上述のNo.1~79の説明で述べた方法と同じである。表14~17に、鋼中の硫化物の最大円相当径最大寸法、最大直径D、0.5μm超の硫化物密度個数密度d、AlNの析出量、Ti系析出物の最大円相当径最大寸法、最大直径を示す。ここで、表14~17中の下線は、本発明の硫化物密度dの条件を満足しないことを意味する。なお、硫化物の最大円相当径、0.5μm超の硫化物密度及びTi系析出物の最大円相当径の測定方法は、上述のNo.1~79の説明で述べた方法と同じである。また、上述のような臭素メタノールを用いた化学分析によりAlNの析出量を測定した。また、表18~21には、ビッカース硬さ、限界圧縮率、被削性VL1000、浸炭時の粗大化温度、浸炭材の疲労寿命も示している。これらの鋼の特性は、上述のNo.1~79の説明で述べた方法と同じ測定方法評価方法により測定評価された。表18~21に示されるように、No.101~133実施例及びNo.150~173実施例では、効率良く浸炭を行うことができ、良好な疲労試験結果を得ることができた。一方、No.137~146比較例、174~197比較例では、TiN、Ti系複合硫化物などのTi系析出物、MnSなどの硫化物の粗大粒子が破壊起点として作用したり、粗大粒旧オーステナイトの粗粒の発生に伴う歪が試験精度を低下させたり、粗大粒旧オーステナイトの粗粒そのものが破壊起点になったりすることがあり、良好な試験結果が得られない場合があった。No.101~133実施例及びNo.150~173実施例では、結晶粒粗大化温度が990°C以上であり、950°Cで浸炭された鋼の旧γ粒も細整粒であり、転動疲労特性も上述のNo.48に比べて優れていた。冷間鍛造性と被削性とについても、No.101~133及びNo.150~173では、同様の組成特にS量の比較例と比べて優れることが明らかである。なお、No.101~129では、Ti系析出物の最大円相当径が40μm以下であったため、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.102とNo.131との比較よりも、さらに粗大化温度を高めることができた。No.137比較例では、Tiが0.05未満であるため、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。No.138及び139比較例では、均熱温度が1250°C未満であり、硫化物の粗大化が進み、上記2式を考慮した場合に大きな硫化物の個数が多かった。No.138及び139では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.109とNo.138との比較に比べ、硫化物の粒径分布が適切に制御されていないため、鍛造性が劣化した。No.140及び141比較例では、N量が0.0050よりも多く、均熱処理及び熱間加工時に鋼中にTiTi系析出物を十分に固溶させることができないため、浸炭時のピン止め粒子として重要な微細な析出物の生成量個数が低下した。その結果、No.140及び141では、ピン止め効果が不足し、浸炭時の旧γ粒の粗大化温度が低下した。また、No.140及び141では、N量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.102とNo.140との比較に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率が低かった。No.142比較例では、Ti量が0.2よりも多く、粗大なTi系析出物が生成して粗大化温度が低下した。また、このNo.142では、粗大なTi系析出物が生成するため、No.102に比べて被削性が劣っているだけでなく、疲労試験において粗大なTi系析出物が破壊起点として作用し、疲労特性が不安定になって疲労寿命も低下した。No.143及び144比較例では、Nb量が0.04以上であった。Nbは、Tiと同様に浸炭時のピン止め粒子として有効であるが、多量のNbは、熱間延性の低下を招き、熱間圧延や熱間鍛造における疵の原因となる。このため、No.143及び144では、Nb量を除いて同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.110とNo.143との比較に比べ、熱間鍛造における限界圧縮率がかなり低く、冷間鍛造における限界圧縮率も低かった。No.145比較例では、O量が0.0025を超えているため、No.106に比べて被削性が低下した。なお、このNo.145では、酸化物生成挙動がNo.101~133と異なり、ノズル詰まりが発生しやすい。No.146比較例では、Mn量が1.8を超えており、熱間加工後の平均冷却速度が1°C/秒を超えていたため、No.101~133に比べると、硬さが高く、被削性が低かった。なお、No.146では、ベイナイト分率が30を超えていた。No.174~197比較例では、平均凝固速度が12°C/min未満であったため、5μm超の硫化物の個数密度dが、上記2式を満足しなかった。そのため、これらNo.174~197では、同程度の水準の化学組成を有する実施例の鋼例えば、No.150とNo.174との比較に比べ、鍛造性及び耐疲労性が低かった。なお、No.174~197では、硫化物の最大円相当径Dが、上述の3式を満足していなかった。No.1~47、101~133、150~173では、Ti、Nbなどの元素ピン止め粒子を形成する元素が鋼中に添加され、浸炭時の粗大化温度が高く、疲労特性が優れていた。一方、No.48~79、137~146、174~197の多くでは、粗大化温度が低く、γ粒が粗大化していた。さらに、No.1~47、101~133、150~173では、冷間鍛造工程により成形される部品の製造において、浸炭に先立つ焼準工程を省略しても結晶粒の異常粒成長を抑制しながら浸炭を行うことができ、粗大粒起因の疲労特性低下を抑制でき、高能率に部品を製造することができる。以上のように、No.1~47、101~133、150~173の鋼は、熱間鍛造性または冷間鍛造性、切削性、浸炭焼入れ後の疲労特性に優れた肌焼鋼であることが確認できた。"