C:010~035質量、Si:001~050質量、Mn:040~150質量、P:002質量以下、S:003質量以下、Al:004~010質量、Cr:05~25質量、B:00005~00050質量、Nb:0003~0080質量、Ti:0003質量以下およびN:00080質量未満を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなる成分組成を有する肌焼鋼。前記成分組成は、更に、Cu:10質量以下、Ni:050質量以下、Mo:050質量以下およびV:05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する請求項1に記載の肌焼鋼。前記成分組成は、更に、Ca:00005~00050質量およびMg:00002~00020質量の1種または2種を含有する請求項1または2に記載の肌焼鋼。請求項1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼に対して浸炭が施されてなる、浸炭材であって、表面から04mmまでの表層域における炭素量が070質量以上である浸炭材。請求項1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼に対して浸炭が施されてなる、浸炭材であって、表面から04mmまでの表層域における炭素量が085質量以上であり、該表層域における、炭化物の最大径が10μm以下、かつ平均粒子径が4μm以下である浸炭材。しかしながら、上述した特許文献1および2では、冷間加工性や衝撃特性の向上は認められるが、疲労特性は従来鋼と同等程度である。また、特許文献3および4では、Nb、TiおよびVなどの炭化物生成元素を多量に使用し、微細析出した場合に加工時の変形抵抗を著しく上昇させる等の問題があった。本発明は、上記の実情に鑑み開発されたものであり、その目的とするところは、冷間鍛造性に優れるだけでなく浸炭処理後に高い耐疲労強度を有する肌焼鋼およびこれを用いた浸炭材を提供することにある。発明者らは、上記の課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。まず、耐疲労強度を向上するために、肌焼鋼にC濃度085質量以上の高C濃度浸炭層以下、高濃度浸炭層というを形成させた場合に、浸炭表層において、粗大な炭化物主にセメンタイトの生成を抑制して炭化物を微細に分散させるための方途を鋭意究明した。すなわち、図1に、肌焼鋼の高濃度浸炭層の表層における、炭化物の最大粒子径に及ぼすAl、BおよびTi量の関係を示す。同図からわかるように、粗大な炭化物の生成を抑制し、炭化物を微細に分散させるためには、AlおよびB量の制御とTi添加量の抑制とが重要である。ここで、図1には、一部の鋼に関して面疲労強度を測定した結果についても示したが、粗大な炭化物の生成の抑制により、高い面疲労強度が得られることもわかる。また、肌焼鋼にC濃度070~084質量の浸炭層以下、通常浸炭層というを形成させた場合について、面疲労強度に及ぼすAl、TiおよびB量の関係についても調査した。その結果を図1に併せて示す。通常浸炭層を形成させた場合においても、AlおよびB量を特定範囲に制御し、かつ、Tiを0003質量以下に抑制すると高い面疲労強度が得られることがわかる。なお、図1に結果を示す実験は、02質量C-01質量Si06質量Mn-15質量Cr-002質量Nb鋼を基本として、この基本組成に種々の含有量のAlおよびBを添加した鋼素材を準備し残部はFeおよび不可避的不純物、これら鋼素材に以下の条件の処理を施した後の、炭化物の最大粒子径μmおよび面疲労強度を評価したものである。すなわち、高濃度浸炭については、鋼素材より、25mmφ丸棒を加工し、カーボンポテンシャル2、950°Cで5時間の高濃度浸炭を行い、一旦600°Cに冷却した後、再度850°Cで30分保持し、60°Cで油冷後、170°Cで2時間の焼戻し処理を行った。この処理を行ったサンプルを切断した後、切断面をピラクール液で腐食し、表面から30μm深さまでの領域を走査型電子顕微鏡で6000μm2にわたって観察し、画像解析により炭化物の最大粒子径を求めた。また、上記丸棒よりローラピッチング試験片を採取し、これに上述の高濃度浸炭から焼戻し処理までの各処理を施したサンプルに対し、すべり率40および油温80°Cの条件でローラピッチング試験を行い、107回強度試験片表面にピッチングが発生する限界強度を評価した。また、通常浸炭については、鋼素材より、25mmφ丸棒を加工し、この丸棒よりローラピッチング試験片を採取し、これに930°C、7時間、カーボンポテンシャル11質量の条件で浸炭を実施後、60°Cで油冷し、170°C、2時間の焼戻し処理を施した。このようにして得られたサンプルに対し、すべり率40および油温80°Cの条件でローラピッチング試験を行い、107回強度試験片表面にピッチングが発生する限界強度を評価した。すなわち、本発明の要旨構成は、以下のとおりである。1C:010~035質量、Si:001~050質量、Mn:040~150質量、P:002質量以下、S:003質量以下、Al:004~010質量、Cr:05~25質量、B:00005~00050質量、Nb:0003~0080質量、Ti:0003質量以下およびN:00080質量未満を含有し、残部はFe及び不可避不純物からなる成分組成を有する肌焼鋼。2前記成分組成は、更に、Cu:10質量以下、Ni:050質量以下、Mo:050質量以下およびV:05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有する前記1に記載の肌焼鋼。3前記成分組成は、更に、Ca:00005~00050質量およびMg:00002~00020質量の1種または2種を含有する前記1または2に記載の肌焼鋼。4前記1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼に対して浸炭が施されてなる、浸炭材であって、表面から04mmまでの表層域における炭素量が070質量以上である浸炭材。5前記1乃至3のいずれかに記載の肌焼鋼に対して浸炭が施されてなる、浸炭材であって、表面から04mmまでの表層域における炭素量が085質量以上であり、該表層域における、炭化物の最大径が10μm以下、かつ平均粒子径が4μm以下である浸炭材。本発明によれば、冷間鍛造性に優れるだけでなく、浸炭処理後の耐疲労強度にも優れた肌焼鋼を提供でき、工業上非常に有用である。以下、本発明の肌焼鋼を具体的に説明する。まず、本発明において、鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について、成分毎に詳しく説明する。C:010~035質量浸炭熱処理後の焼入れにより中心部の硬度を高めるために、010質量以上のCを必要とするが、含有量が035質量を増えると、芯部の靭性が低下するため、C量は010~035質量の範囲に限定した。好ましくは、03質量以下の範囲である。Si:001~050質量Siは、脱酸剤として必要であり、少なくとも001質量以上の添加が必要である。しかしながら、Siは浸炭表層で優先的に酸化し、粒界酸化を促進する元素である。また、フェライトを固溶強化し変形抵抗を高めて冷間鍛造性を劣化させるため、上限を050質量とする。好ましくは003~035質量である。Mn:040~150質量Mnは、焼入性の向上に有効な元素で有り、少なくとも040質量の添加を必要とする。しかし、Mnは粒界酸化を引き起こしやすく、また過剰な添加は残留オーステナイトを増加させ、表面硬さの低下を招くことから、上限を150質量とした。好ましくは060~140質量の範囲である。P:002質量以下Pは、結晶粒界に偏析し、靭性を低下させるため、その混入は低いほど望ましいが、002質量までは許容される。好ましくは、0018質量以下である。S:003質量以下Sは、硫化物系介在物として存在し、被削性の向上に有効な元素である。しかしながら、過剰な添加は疲労強度の低下を招くため、上限を003質量とした。Al:004~010質量Alは、鋼中のNをAlNとして固定することによって、Bの焼入れ性効果を得るための重要な元素である。この効果を得るためには、少なくとも004質量の添加が必要である。しかしながら、含有量が010質量を超えると、疲労強度に対して有害なA1203介在物の生成を助長するため、Al量は004~010質量の範囲に限定した。Cr:05~25質量Crは、焼入性のみならず、焼戻し軟化抵抗の向上に寄与し、さらには炭化物の球状化促進にも有用な元素であるが、含有量が05質量に満たないと、その添加効果に乏しく、一方、25質量を超えると、浸炭部での残留オーステナイトの生成を促進し、疲労強度に悪影響を与える場合がある。よって、Cr量は05~25質量の範囲に限定した。好ましくは06~20質量の範囲である。B:00005~00050質量Bは、本発明において最も重要な元素である。Bは、焼入れ熱処理時にオーステナイト粒界に偏析することで焼入れ性を高め、素材の硬度上昇に寄与する。この効果により、他の強化元素を削減でき、その結果、変形抵抗の低下による冷間鍛造性の向上が得られる。この効果を発揮するためには、少なくとも00005質量以上の添加が必要である。一方、過剰な添加は、靭性や鍛造性などの低下を招くことから、上限を00050質量とした。好ましいB含有量の上限は、00030質量である。Nb:0003~0080質量Nbは、鋼中でNbCを形成し、浸炭熱処理時のオーステナイト粒径の粗粒化をピン止め効果により抑制する。この効果を得るためには、少なくとも0003質量以上の添加が必要である。一方、0080質量を超えて添加すると、粗大なNbCの析出による粗粒化抑制能の低下や疲労強度の劣化を招く、おそれがあるため、0080質量以下とする。好ましくは、0010~0060質量である。Ti:0003質量以下Tiは、鋼中への混入を極力回避することが好ましい成分である。Tiは、Nと結合し、粗大なTiNを形成しやすい。かように、浸炭表層の炭化物の粗大化や疲労強度の低下を招くため、上限を0003質量とする。N:0008質量未満Nは、鋼中への混入を極力回避することが好ましい成分である。従って、Nは、Bの焼入れ性を確保することと、TiNの形成を抑制するために、0008質量未満とした。また、本発明では、焼入性を高めるために上記成分に、更に、Cu:10質量以下、Ni:050質量以下、Mo:05質量以下およびV:05質量以下のうちから選ばれる1種または2種以上を含有することができる。Cuは、焼き入れ性の向上に有効な元素であり、好ましくは01質量以上で添加するが、多量の添加は鋼材の表面性状の劣化や合金コストの増加を招くため、上限を10質量とした。Ni、MoおよびVは、焼入れ性や靭性の向上に有効な元素であり、好ましくはそれぞれ01質量以上、005質量以上および002質量以上であるが、高価であることから上限をそれぞれ050質量とした。また、本発明では、硫化物の形態を制御し、被削性や冷間鍛造性を高めるために、上記成分に更に、Ca:00005~00050質量およびMg:00002~00020質量の1種または2種を含有することが出来る。すなわち、CaおよびMgによる上記効果を得るには、各々、少なくとも00005質量、00002質量の添加が必要である。一方、過剰に添加した場合には、粗大な介在物を形成し、疲労強度に悪影響を与えるため、CaおよびMgについて上限をそれぞれ00050質量および00020質量とした。以上説明した元素以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。以上説明した成分組成の肌焼鋼に対して、冷間加工を施して部品形状とした後、浸炭処理を施す。浸炭処理は、肌焼鋼に一般に行なわれている条件以下通常浸炭と言うにて実施することができる。すなわち、カーボンポテンシャル08~11質量、900°C以上で3~7時間保持することで、少なくとも表層04mmまでのC濃度が07質量以上となる浸炭層を表層に形成させる。浸炭層を形成させた後には、通常肌焼鋼に対して施される焼入れ焼戻しを施す。すなわち、60~140°Cの油で焼入れを行い表層浸炭層の組織を残留オーステナイト10~40を含むマルテンサイト組織とし、その後160~200°Cで1~2時間の焼戻しを施すことで、回転曲げ疲労強度および面疲労強度に優れた浸炭材を得ることができる。なお、浸炭層形成のための温度は、浸炭層形成を長時間化させないために900°C以上とすることが好ましく、浸炭炉の耐久性の観点からは950°C以下とすることが好ましい。また、焼入れ処理時の油の温度は、焼入れ時に材料の変形を抑制する観点から60°C以上とすることが好ましく、必要な鋼組織残留オーステナイト10~40を含むマルテンサイト組織を得て硬さを確保する観点からは140°C以下とすることが好ましい。通常浸炭における浸炭層のC濃度は085質量未満である。また、本発明の肌焼鋼材は、上記した通常浸炭に対して、浸炭層のC濃度を085質量以上にまで高め、炭化物を析出させることで浸炭層の硬さをさらに高めて面疲労強度を向上させることを目的とした高濃度浸炭に特に適している。高濃度浸炭の場合、従来用いられている肌焼鋼では、粗大炭化物の量が多くなり、面疲労強度のさらなる向上は期待できない。しかし、本発明の肌焼鋼では、浸炭層のC濃度を085質量以上にまで高めても粗大炭化物の析出を抑制でき、面疲労強度が向上する。すなわち、浸炭処理後は、表面下04mmまでの表層域において、炭素量は085質量以上であり、ここに形成される炭化物の最大径は10μm以下かつ平均粒子径は4μm以下とすることができる。この範囲内であれば、特に面疲労強度の向上に効果がある。逆に、この範囲を超えると、さらなる面疲労強度の向上は期待できない。表層域の炭素量が085質量未満では、十分な量の炭化物が得られず面疲労強度のさらなる向上が図れない。また、炭化物の最大径が10μm超になると、粗大な炭化物が疲労亀裂の起点になる等により、疲労寿命が低下する。平均粒子径が4μmを超える場合においても同様に、疲労寿命の低下を招く。なお、上記の規定に従う炭化物を得るには、浸炭熱処理を次の条件下に行うことが好ましい。すなわち、カーボンポテンシャル12~25質量、930~1050°Cで1~5時間程度保持して浸炭を行ない、一旦550~650°Cに冷却して、その後に、再度830~880°Cで30~60分保持した後、60~140°Cの油にて焼入れを施し、その後焼戻しを施すことが好ましく、焼戻し温度は170~200°Cの範囲が好ましい。以上の処理を行なうことで、表層に形成させた浸炭層の鋼組織は、上記のとおり炭化物が最大径10μm以下、平均粒子径4μm以下に微細に分散した、残留オーステナイトを10~40を含むマルテンサイト組織となる。次に、本発明の実施例について説明する。表1に示す成分組成の鋼残部はFeおよび不可避的不純物を溶製し、一旦1150°C以上に加熱した後、170mm×170mm角断面の中間素材とし、更にAc3100°C以上に加熱した後、熱間圧延により直径60mmの丸棒に成形した。得られた棒鋼について、冷間鍛造性の評価を行った。ここで、冷間加工性は、限界据え込み率および変形抵抗の2項目で評価した。すなわち、棒鋼の表面から直径の1/4の深さ位置1/4D位置から、直径:10mmおよび高さ:15mmの試験片を採取し、300tプレス機を用いて、60据え込み時の圧縮荷重を測定し、日本塑性加工学会が提唱している端面拘束圧縮により変形抵抗測定方法を用いて求めた。また、限界据え込み率は、変形抵抗を測定した方法で圧縮加工を行い、端部に割れが入ったときの据え込み率を限界据え込み率とした。変形抵抗値が899MPa以下、限界割れ率が74以上であれば、冷聞鍛造性は良好であるといえる。次に、疲労特性は、回転曲げ疲労と面疲労の2項目で評価した。すなわち、上記の棒鋼の1/4D位置から回転曲げ試験片とローラーピッチング試験片を採取し、これらの試験片に通常浸炭と炭化物を多く生成させるための高濃度浸炭との2種類の熱処理を行った。通常浸炭は930°C、7時間、カーボンポテンシャル11質量の条件で浸炭を実施後、60°Cで油冷し、170°C、2時間の焼戻し処理を施した。一方、高濃度浸炭は、950°C、5時間、カーボンポテンシャル2質量の条件で保持し、一旦600°Cに冷却した後、再度850°Cに30分保持し、60°Cで油冷後、170°C、2時間の焼戻し処理を施した。ここで、浸炭後の炭化物の測定は、ピクラール液でエッチング後に、表面から30μm深さまでの領域を走査電子顕微鏡で6000μm2にわたって観察し、画像解析にて炭化物の最大径および平均径を求めた。すなわち、円相当径の最大値をもって最大径とし、また円相当径の平均値をもって平均径とした。なお、表面から04mmまでの他の深さ領域についても、炭化物の観察を行ったが、表面から30μm深さまでが最大径並びに平均径ともに最も大きいことを確認した。ここで、炭化物の観察では、円相当径が05μm以上のものが炭化物として識別可能である。なお、炭素濃度の測定は、表面から深さ04mmまでをEPMAライン分析することにより行った。上記浸炭後の各試験片につき、回転曲げ試験およびローラーピッチング試験を行った。まず、回転曲げ疲労試験は、回転数3500rpmで実施し、107回の耐疲労強度にて評価した。また、ローラーピッチング試験は、すべり率40、油温80°Cの条件で107回強度試験片表面にピッチングが発生する限界強度で評価した。得られた評価結果を表2に示す。表2に示したとおり、本発明に従う発明例はいずれも、冷間加工性に優れかつ耐疲労強度にも優れていることがわかる。