質量で、C:0以上かつ0.15未満、Si:0.01~1.00、Mn:0.01~1.00、S:0.0001~0.050、Al:0.0001~0.050、Ti:0.50超かつ1.50以下、N:0.0005~0.0100を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、O:0.0060以下に制限し、かつTi量[Ti]と、C量[C]と、N量[N]と、S量[S]とが、0.48<[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14[S]/32≦1.20を満足することを特徴とする軟窒化用鋼。質量で、Cr:0.01以上かつ0.30未満、Mo:0.01~1.00、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、Cu:0.05~2.00、Ni:0.05以上かつ2.00未満、B:0.0005~0.0050の内の1種以上をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載の軟窒化用鋼。軟窒化処理が施された鋼部品であって、表面に存在する軟窒化部と;この軟窒化部に囲まれる非軟窒化部と;を含み、前記非軟窒化部が、質量で、C:0以上かつ0.15未満、Si:0.01~1.00、Mn:0.01~1.00、S:0.0001~0.050、Al:0.0001~0.050、Ti:0.50超かつ1.50以下、N:0.0005~0.0100を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、O:0.0060以下に制限し、かつTi量[Ti]と、C量[C]と、N量[N]と、S量[S]とが、0.48<[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14[S]/32≦1.20を満足し、前記軟窒化部では、表面から50μm離れた深さ位置の硬さがHV600~1050であり、硬さがHV550になる深さ位置が0.4mm以上であり、かつ、針状化合物層の厚さが30μm以下であることを特徴とする軟窒化鋼部品。前記非軟窒化部が、質量で、Cr:0.01以上かつ0.30未満、Mo:0.01~1.00、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、Cu:0.05~2.00、Ni:0.05以上かつ2.00未満、B:0.0005~0.0050の内の1種以上をさらに含有することを特徴とする請求項3に記載の軟窒化鋼部品。請求項1または2に記載の鋼成分を有する鋼を、所望の部品形状に加工した後、550~650°Cで60分以上保持しながら軟窒化処理を行うことを特徴とする軟窒化鋼部品の製造方法。前記軟窒化処理の後に、さらに、窒化雰囲気以外の雰囲気中で580~700°Cで5分以上保持することを特徴とする請求項5に記載の軟窒化鋼部品の製造方法。本発明は、上記の実状を鑑み、軟窒化処理後に浸炭部品に匹敵する硬化層硬さ及び硬化層深さが得られ、浸炭部品に比べて熱処理変形が極めて少なく、浸炭部品を代替可能な表面硬化鋼部品を得ることができる軟窒化用鋼を提供することを目的とする。また、浸炭部品を代替でき、かつ加工精度が高い軟窒化鋼部品及びその製造方法を提供することを目的とする。本発明者は、質量で、Cの量が0.15未満に制限され、固溶Tiが0.50超含まれる鋼材に550~650°Cの温度域で軟窒化処理を行うことによって、固溶TiがNと容易に結合して窒化物が析出し、析出硬化層拡散層を効率的に硬化させることができることを知見した。また、本発明者は、軟窒化処理を高温で行うほどその効果がより顕著になること及び軟窒化処理の後に拡散処理を追加することによって高温での軟窒化処理と同様の効果が得られることを知見した。本発明者は、上記知見に基づいて本発明を完成し、その要旨は、下記の通りである。1本発明の一態様に係る軟窒化用鋼は、質量で、C:0以上かつ0.15未満、Si:0.01~1.00、Mn:0.01~1.00、S:0.0001~0.050、Al:0.0001~0.050、Ti:0.50超かつ1.50以下、N:0.0005~0.0100を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、O:0.0060以下に制限し、かつTi量[Ti]と、C量[C]と、N量[N]と、S量[S]とが、0.48<[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14[S]/32≦1.20を満足する。2上記1に記載の軟窒化用鋼は、質量で、Cr:0.01以上かつ0.30未満、Mo:0.01~1.00、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、Cu:0.05~2.00、Ni:0.05以上かつ2.00未満、B:0.0005~0.0050の内の1種以上をさらに含有してもよい。3本発明の一態様に係る軟窒化鋼部品は、軟窒化処理が施された鋼部品であって、表面に存在する軟窒化部と;この軟窒化部に囲まれる非軟窒化部とを含み、前記非軟窒化部が、質量で、C:0以上かつ0.15未満、Si:0.01~1.00、Mn:0.01~1.00、S:0.0001~0.050、Al:0.0001~0.050、Ti:0.50超かつ1.50以下、N:0.0005~0.0100を含有し、残部がFe及び不可避的不純物からなり、P:0.050以下、O:0.0060以下に制限し、かつTi量[Ti]と、C量[C]と、N量[N]と、S量[S]とが、0.48<[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14[S]/32≦1.20を満足し、前記軟窒化部では、表面から50μm離れた深さ位置の硬さがHV600~1050であり、硬さがHV550になる深さ位置が0.4mm以上であり、かつ、針状化合物層の厚さが30μm以下である。4上記3に記載の軟窒化鋼部品では、前記非軟窒化部が、質量で、Cr:0.01以上かつ0.30未満、Mo:0.01~1.00、V:0.005~0.50、Nb:0.005~0.10、Cu:0.05~2.00、Ni:0.05以上かつ2.00未満、B:0.0005~0.0050の内の1種以上をさらに含有してもよい。5本発明の一態様に係る軟窒化鋼部品の製造方法では、上記1または2に記載の鋼成分を有する鋼を、所望の部品形状に加工した後、550~650°Cで60分以上保持しながら軟窒化処理を行う。6上記5に記載の軟窒化鋼部品の製造方法では、前記軟窒化処理の後に、さらに、窒化雰囲気以外の雰囲気中で580~700°Cで5分以上保持してもよい。本発明によれば、軟窒化処理後に浸炭部品に匹敵する硬化層硬さ及び硬化層深さが得られて浸炭部品を代替することができ、浸炭部品に比べて熱処理変形が極めて少ない表面硬化鋼部品を得ることができる軟窒化用鋼を提供することができる。さらに、本発明によれば、浸炭部品を代替でき、かつ加工精度が高い軟窒化鋼部品及びその製造方法を提供することができる。本発明者は、軟窒化処理における硬化層の硬化挙動に及ぼす各種因子について鋭意検討し、以下の知見を得た。a従来、軟窒化処理用鋼に主成分として添加されてきたAl、Crは、いずれも硬化層の硬さを向上させるが、硬化層の深さを大きく減少させる。そのため、必要量以上のAl、Crの添加は、硬化層深さの観点から不利である。b鋼中に固溶状態のTi固溶Tiが所定量以上存在している場合、軟窒化処理時にTiがNと容易に結合してTiとNとのクラスターを形成したり、TiNとして析出したりするので、析出硬化層拡散層を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。鋼中のTiは、固溶状態においてこのような効果を持つ。そのため、軟窒化処理の前に予めTiがTi4C2S2、TiC、TiN、又はTiCNの形で炭素、硫黄、窒素と結合していたり、Tiと結合する可能性のある固溶炭素及び固溶窒素が鋼中に多量に存在していたりすると、このような効果を得ることができない。c軟窒化処理温度が高いほど、拡散層の窒素の拡散が促進され、かつTiNクラスターの生成及びTiNの析出が促進される。また、TiNは、高温でも粗大化し難いため、軟窒化処理温度を高くしても硬化層が軟化しにくい。これにより、硬化層硬さと硬化層深さとの両立が可能である。これに対して、AlN及びCrNは、軟窒化処理温度を高くすると容易に粗大化するため、硬化層硬さが低下し、硬化層硬さと硬化層深さとを両立する上では不利である。d軟窒化処理に引き続いて加熱保持を行ったり、軟窒化処理後に軟窒化処理温度よりも低い温度まで冷却してから再加熱を行ったりすると、窒素が部品の内部へ拡散するため、更に硬化層の深さを増加させることができる。本発明者は、上記知見に基づいて本発明を完成させた。以下、本発明の一実施形態について詳細に説明する。まず、成分の限定理由について説明する。なお、成分の含有量について、は、質量を意味する。C:0以上0.15未満鋼中に固溶状態のTiを確保するためには、C量をできる限り低減することが望ましい。特に、C量が多い場合には、固溶TiがTiCとして固定されるため、Ti量を増加させる必要がある。従って、添加したTiを軟窒化処理で有効に利用するためには、C量を0.15未満にする必要がある。また、C量を所定値以下に低減すれば、Ti量に応じて固溶Tiの固定化の影響が実質無視し得るため、C量を0.12未満にすることが好ましく、0.10未満にすることがより好ましい。C量の下限は、0である。しかしながら、C量を低減するためには、コストが著しく上昇するので、0.001以上であることが好ましく、0.005以上であることがより好ましい。Si:0.01~1.00Siは、固溶強化によってフェライトの硬さを増加させる元素である。Si量が0.01以上であれば、固溶強化の効果を十分に発揮させることができる。しかしながら、鋼中に1.00超のSiを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Si量を0.01以上1.00以下にする必要がある。他の固溶強化元素の量を考慮しながらフェライトの硬さをさらに増加させるために、Si量は、0.015以上であることが好ましく、0.02以上であることがより好ましい。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Si量は、0.80以下であることが好ましく、0.50以下であることがより好ましい。Mn:0.01~1.00Mnは、固溶強化によってフェライトの硬さを増加させる元素である。Mn量が0.01以上であれば、固溶強化の効果を十分に発揮させることができる。しかしながら、鋼中に1.00超のMnを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Mn量を0.01以上1.00以下にする必要がある。他の固溶強化元素の量を考慮しながらフェライトの硬さをさらに増加させるために、Mn量は、0.05以上であることが好ましく、0.10以上であることがより好ましい。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Mn量は、0.80以下であることが好ましく、0.50以下であることがより好ましい。S:0.0001~0.050Sは、Mnと結合してMnSを形成し、添加量の増加に応じて被削性を向上させる効果を有する。そのため、鋼中にSを0.0001以上含有させる。しかしながら、鋼中に0.050超のSを添加すると、Ti4C2S2等の被削性に寄与しない粗大析出物を形成し、加工性が劣化する場合がある。さらに、一部のTiがTi4C2S2の形で固定されてしまうため、軟窒化時に析出強化に寄与する固溶Ti量が減少する。そのため、S量を0.0001~0.050の範囲にする必要がある。被削性を十分に確保する必要がある場合には、S量は、0.0002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い。また、粗大析出物の形成を十分に抑制して、加工性を十分に確保するために、S量は、0.040以下であることが好ましく、0.030以下であることがより好ましい。加えて、S量を所定値以下に低減すれば、Ti量に応じて固溶Tiの固定化の影響が実質無視しうるため、S量は、0.015以下であることが最も好ましい。Al:0.0001~0.050Alは、鋼の脱酸のために有効な元素である。そのため、Al量は、0.0001以上必要である。しかしながら、鋼中に0.050超のAlを添加すると、軟窒化処理時に拡散層において窒化物を形成し、硬化層の硬さを顕著に増加させる一方、硬化層の深さを顕著に減少させる。したがって、Al量を0.0001~0.050の範囲にする必要がある。また、軟窒化処理時の窒化物の形成を無視できる量まで低下させるために、Al量は、0.040以下であることが好ましく、0.030以下であることがより好ましい。Ti:0.50超1.50以下鋼中に固溶状態のTiが0.50を超えて存在している場合、軟窒化処理時にTiがNと容易に結合してTiとNとのクラスターを形成したり、TiNとして析出したりするので、析出硬化層拡散層を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。鋼中のTiは、固溶状態においてこのような効果を持つ。軟窒化処理の前に予めTiがTi4C2S2、TiC、TiN、又はTiCNの形で炭素、硫黄、窒素と結合している場合には、このような効果を得ることができないので、鋼中に比較的多量のTiを添加する必要がある。しかしながら、鋼中に1.50超のTiを添加すると、硬化層の硬さが必要以上に増加し、硬化層深さが浅くなる。そのため、Ti量を0.50超1.50以下の範囲にする必要がある。析出硬化層拡散層をより硬くかつより深くするためには、Ti量は、0.60以上であることが好ましく、0.70以上であることがより好ましい。また、所定の軟窒化処理の条件において、硬化層の深さを十分に確保するためには、Ti量は、1.20以下であることが好ましく、1.00以下であることがより好ましい。N:0.0005~0.0100Nは、鋼中でAl、Ti等の窒化物形成元素と結合して窒化物を形成する。しかしながら、鋼中に固溶状態のTiを確保するためには、N量をできる限り低減することが望ましい。特に、N量が多い場合には、固溶TiがTiNとして固定されるため、Ti量を増加させる必要がある。従って、添加したTiを軟窒化処理で有効に利用するためには、N量を0.0100以下にする必要がある。また、不可避的に含まれるN量を低減するためには、コストが著しく上昇するので、N量を0.0005以上にする必要がある。N量を所定値以下に低減すれば、Ti量に応じて固溶Tiの固定化の影響が実質無視し得るため、N量は、0.008以下であることが好ましく、0.0060以下であることがより好ましい。また、N量を低減するためには、コストが著しく上昇するため、N量は、0.0010以上であることが好ましく、0.0015以上であることがより好ましい。P:0.050以下Pは、不純物として鋼中に含有され、粒界に偏析して粒界を脆化させ、粒界割れの原因になる。そのため、P量をできるだけ低減することが望ましい。したがって、P量を0.050以下にする必要がある。粒界割れをより確実に防止するためには、P量は、0.030以下であることが好ましく、0.015以下であることがより好ましい。また、P量の下限は、0である。O:0.0060以下Oは、鋼中に不可避的に含有され、酸化物系介在物を形成する。Oの含有量が多い場合には、疲労破壊の起点として作用する大きな介在物が増加し、この介在物が疲労特性の低下の原因になるので、O量をできるだけ低減することが望ましい。そのため、O量を0.0060以下に制限する必要がある。より疲労特性を改善するためには、O量を0.0050以下に制限することが好ましく、0.0040以下に制限することがより好ましい。また、O量の下限は、0である。さらに、上記の成分に加え、選択的に添加する成分の限定理由について説明する。Cr:0.01以上0.30未満Crは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、0.01以上のCr量が必要である。しかしながら、鋼中に0.30以上のCrを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Cr量を0.01以上0.30未満の範囲にする必要がある。なお、硬化層の硬さを上げるためには窒化物を形成するAl、Cr、Ti等の合金元素の添加量を増加させる必要がある。しかしながら、これら合金元素の添加量の増加に伴って硬化層の深さが減少する。Crの添加効果とTiの添加効果とを比較するために、Crが添加された鋼とTiが添加された鋼とを用いて同じ硬化層の硬さを有する軟窒化鋼を得た場合には、Tiが添加された軟窒化鋼に比べて、Crが添加された軟窒化鋼の硬化層の深さが浅くなる。そのため、Crの添加量を制限して、Tiの添加効果を高めることが硬化層の硬さと深さとを両立するために有利である。したがって、Cr量は、0.15未満であることが好ましい。特に、硬化層の深さの低下を無視できるCr量を考慮すると、Cr量は、0.10未満であることがより好ましい。Mo:0.01~1.00Moは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くするために有効な元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、0.01以上のMo量が必要である。しかしながら、鋼中に1.00超のMoを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Mo量を0.01~1.00の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、Mo量は、0.05以上であることが好ましく、0.10以上であることがより好ましく、0.15以上であることが最も好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、Mo量は、0.80以下であることが好ましく、0.60以下であることがより好ましい。V:0.005~0.50Vは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、0.005以上のV量が必要である。しかしながら、鋼中に0.50超のVを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、V量を0.005~0.50の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、V量は、0.01以上であることが好ましく、0.05以上であることがより好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、V量は、0.40以下であることが好ましく、0.30以下であることがより好ましい。Nb:0.005~0.10Nbは、軟窒化処理時に窒化物を生成させることによって硬化層を硬くする元素である。そのため、硬化層の硬さをより増加させる場合には、0.005以上のNb量が必要である。しかしながら、鋼中に0.10超のNbを添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが顕著に減少する。したがって、Nb量を0.005~0.10の範囲にする必要がある。硬化層の硬さをさらに増加させる場合には、Nb量は、0.008以上であることが好ましく、0.010以上であることがより好ましい。また、硬化層の深さをより確実に確保するためには、Nb量は、0.080以下であることが好ましく、0.050以下であることがより好ましい。Cu:0.05~2.00Cuは、軟窒化処理時に析出し、部品の心部硬さを高める効果がある。Cu量が0.05以上であれば、その効果が発揮される。しかしながら、鋼中に2.00超のSiを添加すると、1000°C以上の高温域における延性が低下し、連続鋳造及び熱間圧延時の歩留まりが低下する。そのため、Cu量を0.05~2.00の範囲にする必要がある。部品の心部硬さをより高めるために、Cu量は、0.08以上であることが好ましく、0.10以上であることがより好ましい。また、連続鋳造及び熱間圧延時の歩留まりの低下を抑えるために、Cu量は、1.50以下であることが好ましく、1.00以下であることがより好ましい。なお、Cuを添加する場合には、高温域における延性を改善するために、Ni量がCu量の12以上になるようにNiを添加することが望ましい。Ni:0.05以上2.00未満Niは、鋼の靭性を改善する効果があるので、部品の靭性を改善する必要がある場合に鋼中にNiを添加する。そのため、鋼の靭性を改善する場合には、0.05以上のNi量が必要である。また、Cuを添加する場合には、Cuに起因する熱間脆化を軽減する働きがあるため、Ni量がCu量の12以上になるようにNiを添加することが望ましい。しかしながら、鋼中にNiを過剰に添加すると、鋼のコストが上昇するので、Ni量を2.00未満にする必要がある。より確実に鋼の靭性を改善するためには、Ni量は、0.20以上であることが好ましく、0.40以上であることがより好ましい。また、軟窒化鋼部品としての鋼のコストを考慮すると、Ni量は、1.50以下であることが好ましく、1.00以下であることがより好ましい。B:0.0005~0.0050Bは、粒界に偏析することによって粒界強化に寄与する元素である。B量が0.0005以上であれば、その効果が発揮される。しかしながら、鋼中に0.0050超のBを添加しても、0.0050のB量でその効果が飽和する。そのため、B量を0.0005~0.0050の範囲にする必要がある。粒界をより強化する必要がある場合には、B量は、0.0008以上であることが好ましく、0.0010以上であることがより好ましい。また、粒界強化のために添加されるBの単位量当りの効果を十分に発揮させるために、B量は、0.0040以下であることが好ましく、0.0025以下であることがより好ましい。本実施形態では、上記成分に加え、本発明の効果を損なわない範囲で、Ca、Zr、Mg、Te、Zn、Sn等の元素を含有させることができる。例えば、鋼中にCa、Zr、Mg、Te、Zn、Snが、それぞれ0.0002以上0.0050以下含まれてもよい。さらに、本実施形態では、Ti量[Ti]、C量[C]、N量[N]及びS量[S]が下記1式を満足するように、鋼中にTiを添加し、鋼中のC量、N量及びS量を制限する。0.48<[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14S/32≦1.201上述したように、鋼中に固溶状態のTiが所定量以上存在している場合、軟窒化処理時にTiがNと容易に結合してTiとNとのクラスターを形成したり、TiNとして析出したりするので、析出硬化層拡散層を硬くかつ深くすることができ、効率的に軟窒化処理を行うことができる。固溶状態にあるTiの量固溶Ti量は、全Ti量から化合物として生成するTi4C2S2、TiC、TiNに対応するTi量を引いた量に相当するので、Ti、C、N及びSの原子量を考慮して[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14S/32の形で表現できる。この固溶Ti量が少ない場合には、硬化層の硬さが不足する。しかしながら、鋼中にTiを過剰に添加すると、窒化物の生成量が過大になり、硬化層の深さが減少する傾向を示す。したがって、固溶Ti量[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14S/32を0.48超1.20以下の範囲にする必要がある。硬化層の深さをより確実に増加させるために、この固溶Ti量は、1.00以下であることが好ましく、0.80以下であることがより好ましい。硬化層の硬さをより増加させるために、この固溶Ti量は、0.50超であることが好ましく、0.55超であることがより好ましく、0.60超であることが最も好ましい。なお、上記1式中の[Ti]、[C]、[N]及び[S]は、鋼中に含有される各元素Ti、C、N及びSの質量百分率質量である。また、本発明の一実施形態に係る軟窒化鋼部品は、上記実施形態の軟窒化用鋼を軟窒化処理して製造され、部品の表面に存在する軟窒化部と、この軟窒化部の内部に存在する非軟窒化部とを有している。そのため、この非軟窒化部は、軟窒化部に囲まれており、非軟窒化部の鋼成分は、上記実施形態の軟窒化用鋼の鋼成分の範囲内である。加えて、軟窒化部は、硬化層拡散層を有している。さらに、本実施形態の軟窒化鋼部品は、軟窒化部について、表面から50μm離れた深さ位置軟窒化鋼部品の表面からこの表面に対して垂直な方向かつ軟窒化鋼部品の心部に向かう方向の距離の硬さ50μm深さ位置硬さがHV600~1050であり、硬さがHV550になる深さ位置が0.4mm以上である必要がある。これらの条件は、いずれも、浸炭部品に匹敵する疲労強度を得るために必要な条件である。部品の表面から50μm離れた深さ位置の硬さがHV600未満であると、所望の歯面疲労強度及び歯元疲労強度が得られない。また、硬さがHV550になる深さ位置が0.4mm未満であると、所望の歯元疲労強度が得られず、スポーリング等の内部起点破壊が発生しやすくなる。一方、部品の表面から50μm離れた深さ位置の硬さがHV1050を超えると、硬化層の靭性及び延性が低下し、軟窒化によって発生する残留応力によって硬化層にクラックが生じることがある。そのため、部品の表面から50μm離れた深さ位置の硬さをHV1050に抑える必要がある。歯面疲労強度をより高めるために、50μm深さ位置硬さは、HV650以上であることが好ましい。加えて、より厳しい条件における軟窒化処理においても硬化層中のクラックの発生を確実に防止するために、50μm深さ位置硬さは、HV1000以下であることが好ましく、HV900以下であることがより好ましい。また、より厳しい使用条件であっても内部起点破壊の発生を確実に防止するために、硬さがHV550になる深さ位置は、0.42mm以上であることが好ましい。さらに、所定の歯元疲労強度を得る効果が飽和するため、硬さがHV550になる深さ位置は、1.5mm以下であることが好ましい。本実施形態の軟窒化鋼部品は、軟窒化部における表層部部品表面と拡散層との間の部分に生成する針状化合物層の長さ厚さが30μm以下であることが必要である。ここで、針状化合物層は、軟窒化鋼部品の表面の化合物層から針状の化合物が拡散層に向かって突き出す形態を示しており、化合物層から連続的に生成している粗大な針状の化合物層に相当する。このような粗大な針状の化合物層が存在すると、疲労特性が顕著に低下するので、この針状化合物層の生成を防止したり、生成した針状化合物層を熱処理等の方法によって分解させたりするべきである。図2Aは、通常の軟窒化処理後の鋼部品の組織の一例を示す顕微鏡写真であり、図2Bは、針状の化合物が生成した鋼部品の組織の一例を示す顕微鏡写真である。図2A中の拡散層表面の化合物層より内部のマトリックスに生成している針状の析出物は、Fe4Nであり、このようなFe4Nは、層状でなく、疲労特性に対して影響を与えないため、針状化合物層に含めない。疲労特性に対して有害な針状化合物の層は、図2Bに示すように、化合物層から連続的に生成している粗大な針状の化合物層である。この粗大な針状の化合物層の厚さ深さ方向の長さが30μmを超えると、疲労特性が顕著に低下する。そのため、針状化合物層が存在する場合には、針状化合物層の厚さが、30μm以下である必要がある。この針状化合物層は、できるだけ小さいほど望ましい。特に、疲労特性を改善するために、針状化合物層の厚さは、15μm以下であることが好ましい。加えて、この針状化合物層は、光学顕微鏡で確認できないほど小さいことが望ましく、存在する必要がない。したがって、針状化合物層の厚さの下限は、0μmである。次に、本発明の一実施形態に係る軟窒化鋼部品の製造方法の限定理由について説明する。所望の部品形状に加工した後、550~650°Cで60分以上保持しながら軟窒化処理本実施形態では、上記実施形態の軟窒化用鋼を、例えば、熱間加工、冷間加工、切削加工、または、これらを組み合わせた加工を用いて所望の部品形状に加工した後、軟窒化処理を施す。通常の軟窒化処理は、400~580°C程度の処理温度で実施される。処理温度を高く設定すると、拡散層における窒素の拡散を促進し、深い硬化層が得られるとともに、TiとNとのクラスター又はTiNの生成を促進し、硬い硬化層が得られる。そのため、本実施形態では、軟窒化の処理温度を550°C以上にする必要がある。また、処理時間が60分に満たない場合には、十分な硬化層深さを得ることができない。軟窒化の処理温度が650°Cを超えると、通常の鋼種の場合、表層部の窒素濃度が高いため、組織がオーステナイト化し、硬さがかえって減少する。しかしながら、上記実施形態のように固溶Ti量が多い鋼種の場合には、Tiが窒素固溶窒素を固定するため、通常よりも高い温度での処理が可能である。処理温度が高すぎる場合には、組織がオーステナイト化するだけでなく、最表層に生成する化合物層の厚みが過大になったり、前述のように針状の化合物が化合物層から拡散層に向かって突き出し、この針状化合物層が疲労特性に対して有害な働きをしたりする。そのため、処理温度を550~650°Cの範囲にする必要がある。より硬くかつより深い硬化層を得るために、処理温度は、560°C以上であることが好ましく、570°C以上であることがより好ましい。また、また、寸法精度及び疲労特性をさらに改善するために、処理温度は、640°C以下であることが好ましく、630°C以下であることがより好ましい。加えて、硬化層深さをさらに確保するために、処理時間は、120分以上であることが好ましく、180分以上であることがより好ましい。硬化層深さを確保する効果は、360分で飽和するため、この処理時間は、360分以下であることが好ましい。なお、軟窒化処理の方法は、アンモニアガスと、CO2又はRXガス等の炭化水素の変成ガスとを主体とする雰囲気を使用するガス軟窒化法であっても良いし、塩浴軟窒化法、プラズマイオン窒化法であっても良い。あるいは、これらのバリエーションである浸硫窒化法または酸窒化法を軟窒化処理に組み合わせても良い。軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中において580~700°Cで5分以上保持硬化層の深さをさらに増加させたり、軟窒化部の組織を改善したりする必要がある場合には、上記軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中で580~700°Cで5分以上保持加熱保持することが好ましい。すなわち、軟窒化処理後に加熱を行うことによって窒素が内部へ拡散するため、更に硬化層の深さを増加させることができる。それに加え、窒化雰囲気以外の雰囲気で加熱するため、軟窒化処理時に最表層に生成した化合物層が窒素の供給源になり、窒素が化合物層から鋼中に向けてさらに浸入し引き続き拡散層の形成に寄与する。また、同時に、高温の軟窒化処理で生成する厚い化合物層及び針状化合物層が分解するので、部品の表層の性状を改善することができ、疲労強度を向上することができる。そのため、加熱温度を580°C以上にする必要がある。また、加熱時間が5分に満たない場合には、上記の効果を十分に得ることができない。また、加熱温度が700°Cを超えると、表面の組織がオーステナイト化し、硬さがかえって減少する場合がある。したがって、加熱温度を580~700°Cの範囲にし、加熱時間を5分以上にする必要がある。この加熱後の組織の例を図2Cに示す。この図2C中の組織を図2A中の組織と比較すると、窒化雰囲気以外の雰囲気での加熱により化合物層及び拡散層中のFe4Nが分解していることが分かる。部品の表層の性状をより改善するために、加熱温度は、590°C以上であることが好ましい。また、寸法精度及び硬さをより確実に確保するために、この加熱温度は、680°C以下であることが好ましく、650°C以下であることがより好ましい。さらに、加熱による効果をより確実に得るためには、加熱時間は、10分以上であることが好ましい。加熱による効果は、150分で飽和するため、加熱時間は、150分以下であることが好ましい。なお、加熱の方法については、特に制限されない。例えば、軟窒化処理に引き続いて、冷却することなしに加熱または、保持を行っても良いし、ある程度冷却した後再加熱を行なっても良い。もちろん、一旦室温まで冷却した後、再加熱を行なっても良い。また、上記結果が同様に得られるため、加熱を何回か繰り返してもよい。軟窒化雰囲気以外の雰囲気の例として、大気雰囲気、窒素雰囲気、アルゴン雰囲気、変成ガスRXガス、DXガス等雰囲気、又はこれらの混合ガスの雰囲気等のガス雰囲気を用いても良いし、油、ソルト、鉛等の液体中の雰囲気を用いても良い。なお、ガス軟窒化処理に引き続いて、同一の炉内でこの加熱を行う場合には、ガス中に少量のアンモニアが混入することがある。しかしながら、炉中のアンモニアの濃度又は窒化ポテンシャルが軟窒化雰囲気まで達していない場合には、炉内の雰囲気を軟窒化雰囲気以外の雰囲気として評価する。軟窒化処理直後の冷却については、油冷、水冷、空冷、炉冷、ガス冷のいずれを採用しても良い。また、軟窒化処理後、窒化雰囲気以外の雰囲気中において580~700°Cで5分以上加熱する処理の後に行う冷却についても、油冷、水冷、空冷、炉冷、ガス冷のいずれを採用しても良い。上記実施形態の軟窒化用鋼及び軟窒化鋼部品では、鋼組織を規定していない。しかしながら、上記実施形態の成分を用いて加工及び熱処理例えば、熱間鍛造、焼準、焼鈍を施すと、軟窒化用鋼及び軟窒化鋼部品の非軟窒化部では、フェライトが主体の組織例えば、90以上100以下のフェライトを有している。このフェライト中には、粒状セメンタイトもしくは少量のパーライトが含まれることがあり、TiN、TiC、TiCN、MnS、Ti炭硫化物等の析出物が分散している。以下に、実施例により本発明を更に説明する。表1に示す組成を有する転炉溶製鋼を連続鋳造し、必要に応じて、均熱拡散処理、分塊圧延を行い、162mm角の圧延素材を製造した。さらに、この圧延素材を熱間圧延し、直径が35mmの棒鋼熱間圧延鋼材を製造した。表1の下線部分の値は、本発明の成分範囲を満たさないことを示す。次に、歯車の製造工程熱履歴をシミュレートするため、熱間圧延鋼材に対して1250°Cで30分間の加熱後空冷を行う条件で熱間鍛造シミュレートを行い、引き続いて925°Cで60分間の加熱後徐冷を行う条件で焼準処理を行った。こうして作製した素材から、大径部試験部が26φのローラーピッチング試験片及び平滑部が8φの平滑小野式回転曲げ疲労試験片を機械加工によりそれぞれ20本作製した。作製した試験片について、図1A~1Iのパターンのガス軟窒化処理を含む熱処理を行った。特に、図1D~1Fでは、ガス軟窒化処理後に、窒化雰囲気以外の雰囲気中で加熱保持を行っている。なお、ガス軟窒化処理の雰囲気には、NH3:N2:CO2=50:45:5の組成の混合ガスを用いた。ここで、図1A~1Fは、上述のガス軟窒化処理の条件を満足する処理パターンであり、図1G~1Iは、上述のガス軟窒化処理の条件を満足しない処理パターンである。引き続いて、疲労試験の試験精度を向上させるため、ローラーピッチング試験片及び平滑小野式回転曲げ疲労試験片のつかみ部に仕上げ加工を施した。各試験水準のローラーピッチング試験片のうち、1本の大径部を切断し、断面の組織観察を行なった。組織観察では、断面を鏡面研磨した後にナイタル腐食を行い、400~1000倍の倍率の光学顕微鏡写真を撮影し、化合物層の形態を観察した。針状の化合物が表面から内部に突き出した形態で生成している針状化合物層について、視野中で最も厚い針状化合物層の厚さを測定した。針状化合物層の厚さが30μmを超える場合には、針状化合物層をありと判定した。また、針状化合物層の厚さが30μm以下である場合には、針状化合物層をなしと判定した。針状化合物層の観察例を図2A~2Cに示す。また、表面からの距離が50μmの位置50μm深さ位置から深さ方向に50μmピッチでビッカース硬さの分布を測定した。さらに、硬化層拡散層と非硬化層非軟窒化部との境界付近において、硬さがHV550になる位置すなわち、硬化層においてHV550以上の硬さが得られる深さを求めた。以下では、50μm深さ位置の硬さを表層硬さと表し、硬さがHV550になる位置を、有効硬化層深さと表した。ここで、表層硬さがHV600に達しない場合、及び有効硬化層深さが0.40mmに達しない場合には、表層硬さ及び有効硬化層深さがそれぞれ目標を達成していないと判断した。ローラーピッチング試験では、大ローラーとしてクラウニング150RのSCM420浸炭品を、潤滑油として、油温80°Cのトランスミッション油を用いた。また、すべり率を-40に設定し、大ローラーを2000rpmの回転数で最大1000万回回転させた。これらの条件でローラーピッチング試験を行い、S-N線図を作成して疲労限を求め、ローラーピッチング疲労強度を評価した。ローラーピッチング疲労強度が2600MPaに達しない場合には、歯面疲労強度が劣ると判定した。また、平滑小野式回転曲げ疲労試験を、3000rpmの回転数で行い、S-N線図を作成して疲労限を求め、回転曲げ疲労強度を評価した。この回転曲げ疲労強度が550MPaに達しない場合には、歯元曲げ疲労強度が劣ると判定した。これらの評価結果を表2に示す。製造No.1~19の実施例では、いずれも表層硬さ及び有効硬化層深さが十分であるため、破面疲労強度及び回転曲げ疲労強度も十分であった。一方、製造No.20では、軟窒化処理温度が低いため、有効硬化層深さが浅く、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造No.21では、軟窒化処理時間が短すぎるため、有効硬化層深さが浅く、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造No.22では、軟窒化処理温度が高すぎるため、大きな有効硬化層深さが得られたが、表層部に針状化合物層が生成するため、ローラーピッチング疲労強度、回転曲げ疲労強度ともに著しく低下していた。製造No.23では、Cの添加量が多すぎるため、鋼中に多量のTiを添加しても所定の固溶Ti量[Ti]-47.9×[C]/12[N]/14S/32を確保することができなかった。そのため、この製造No.23では、表層硬さが低く、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造No.24では、Alの添加量が多すぎるため、表層にAlNが多量に生成して表層硬さが高くなるが、硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造No.25では、Tiの添加量が少なすぎるため、所定の固溶Ti量を確保することができず、表層硬さが低くなり、ローラーピッチング疲労強度が不十分であった。製造No.26では、Tiの添加量が多すぎるため、表層硬さが非常に高いが、有効硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造No.27では、固溶Ti量が1.2以上であるため、表層硬さが非常に高いが、有効硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。製造No.28では、Crの添加量が多すぎるため、表層にCrNが多量に生成して表層硬さが高くなるが、硬化層深さが浅くなり、回転曲げ疲労強度が不十分であった。図3に、図1Bの処理を行ったときの固溶Ti量と表層硬さとの関係を示す。図3から、固溶Ti量が多いほど高い表層硬さが得られることが分かる。図4に、固溶Ti量と有効硬化層深さとの関係を示す。図4から、基本的には、固溶Ti量が多いほど有効硬化層深さが浅くなることが分かる。しかしながら、固溶Ti以外の成分特に、Al、Crの影響も大きいため、固溶Tiのみでは整理することは難しい。そのため、有効硬化層深さを十分に確保するためには、Al、Cr量の上限も重要である。例えば、製造No.2と製造No.12とを比較すると、固溶Tiが少ない場合であっても、Cr量を制限することにより有効硬化層深さをより改善することができる。特に、固溶Tiの量が少ない場合には、Al、Cr量の添加量を制限することが望ましい。図5に有効硬化層深さと表層硬さとの関係を示す。実施例は、全て上記目標を満たしていることが分かる。