質量で、C:0.10~0.20、Si:0.01~0.7、Mn:0.2~2.0、Cr:0.2~2.5、Al:0.01~0.19未満、V:0.2超~1.0、Mo:0~0.54、及びN:0.001~0.02を含有し、Pが0.05以下に制限され、Sが0.20以下に制限され、残部がFe及び不可避不純物からなり、前記V、前記Cの質量での含有量V、Cが式1を満たす成分組成を有し、面積率で、50以上のベイナイトを有する鋼組織からなることを特徴とする窒化用鋼。2≦V/C≦10式1前記成分組成が更に、Ti及びNbの少なくとも1種を含有し、前記Tiと前記Nbの合計含有量が、質量で、0.01~0.4であることを特徴とする請求項1に記載の窒化用鋼。前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式2を満たすことを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化用鋼。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo≦400式2前記成分組成が更に、質量で、B:0.0003~0.005を含有し、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式3を満たすことを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化用鋼。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-C≦400式3前記Mnの含有量が、質量で、0.2~1.0であることを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化用鋼。前記Moの含有量が、質量で、0.05~0.2であり、且つ、前記Vの含有量が、質量で、0.3~0.6であることを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化用鋼。前記C、前記Mn、前記Cr、前記Mo、前記Vの質量での含有量C、Mn、Cr、Mo、Vが式4を満たすことを特徴とする請求項1又は2に記載の窒化用鋼。0.50≦C{Mn/6}{CrMoV/5}≦0.80式4質量で、C:0.10~0.20、Si:0.01~0.7、Mn:0.2~2.0、Cr:0.2~2.5、Al:0.01~0.19未満、V:0.2超~1.0、及びMo:0~0.54、を含有し、Pが0.05以下に制限され、Sが0.20以下に制限され、残部がFe、N、及び不可避不純物からなり、前記V、前記Cの質量での含有量V、Cが式5を満たす成分組成を有し、面積率で、50以上のベイナイトを有する鋼組織からなり、表面に窒化層を有し、有効硬化層深さが200μm以上であり、鋼中に析出したCr炭窒化物中に、前記V、又は、前記Mo及び前記Vを0.5以上含有することを特徴とする窒化処理部品。2≦V/C≦10式5前記成分組成が更に、Ti及びNbの少なくとも1種を含有し、前記Tiと前記Nbの合計含有量が、質量で、0.01~0.4であることを特徴とする請求項8に記載の窒化処理部品。前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式6を満たすことを特徴とする請求項7又は8に記載の窒化処理部品。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo≦400式6前記成分組成が更に、質量で、B:0.0003~0.005を含有し、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式7を満たすことを特徴とする請求項8又は9に記載の窒化処理部品。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-C≦400式7前記Mnの含有量が、質量で、0.2~1.0であることを特徴とする請求項8又は9に記載の窒化処理部品。前記Moの含有量が、質量で、0.05~0.2であり、且つ、前記Vの含有量が、質量で、0.3~0.6であることを特徴とする請求項8又は9に記載の窒化処理部品。前記C、前記Mn、前記Cr、前記Mo、前記Vの質量での含有量C、Mn、Cr、Mo、Vが式8を満たすことを特徴とする請求項8又は9に記載の窒化処理部品。0.50≦C{Mn/6}{CrMoV/5}≦0.80式8前記の従来技術において窒化処理を施された鋼は、現在主流の疲労強度改善技術である浸炭により処理された鋼と比較して、有効硬化層深さや心部硬さが不足しており、大きな衝撃や面圧を受ける環境で使用に対して十分な特性を有していない。そのため、熱処理歪が小さい利点を有する窒化処理が十分に活用されていなかった。一部の従来技術は十分な有効硬化層深さがあり疲労強度も十分ではあるものの、窒化処理前の鋼材が硬いため、加工性が得られていない。すなわち、窒化技術の課題は、窒化後部品の疲労強度と窒化前鋼材の加工性との両立であり、これが未だ達成されていないことが問題となっている。窒化前の鋼材の硬さと窒化後の特に心部の硬さとの差が大きい鋼材ほど、優れた発明であると言える。また、窒化処理は鋼の表層を硬化させるが、浸炭処理と比較して心部硬さを確保しにくいため、浸炭により処理された鋼と比較して、疲労強度が劣るという問題がある。ただし、窒化処理を施す前の鋼が硬すぎると、自動車部品等への加工が困難となるので、窒化処理を施す前の鋼は、硬度が小さい必要がある。つまり、窒化処理を施す鋼は、上述した特徴、すなわち、窒化前においては硬度が小さく、窒化後においては深い有効硬化層深さを有し、鋼の心部も十分に硬くなるという、反対の特徴を併せ持つ必要がある。より具体的には、窒化前の鋼の硬度が、HV230以下、好ましくはHV200以下であり、窒化後の有効層深さが200μm以上であり、窒化後の鋼の表層の硬さがHV700以上、窒化後の心部硬さの上昇率が1.3倍以上であることが好ましい。加工特性を向上させるためには、鋼のSi量を低減することが考えられる。しかしながら、Si量を低くしすぎると、窒化処理前の硬さは低くなり加工性は上がるが、粒界及び表面に白層と呼ばれる鉄窒化物の脆弱な層が生成され、疲労強度、特に部品に溝を有する形状としたときの回転曲げ疲労強度が低下することがある。更に、特許文献8の場合、軟窒化による十分な心部硬さを得られなかった。本発明は、上記の事情に鑑みなされたものであって、従来技術より、窒化処理後に深い有効硬化層、及び十分な心部硬さが得られ、窒化処理前の加工性に優れ、かつ、粒界及び表面における白層の生成を抑制し、十分な疲労強度を有する窒化用鋼、並びに、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品の提供を課題とする。本発明の要旨は、以下のとおりである。1本発明の第一の態様は、質量で、C:0.10~0.20、Si:0.01~0.7、Mn:0.2~2.0、Cr:0.2~2.5、Al:0.01~0.19未満、V:0.2超~1.0、Mo:0~0.54、及びN:0.001~0.02を含有し、Pが0.05以下に制限され、Sが0.20以下に制限され、残部がFe及び不可避不純物からなり、前記V、前記Cの質量での含有量V、Cが式1を満たす成分組成を有し、面積率で、50以上のベイナイトを有する鋼組織からなる窒化用鋼である。2≦V/C≦10式12上記1に記載の窒化用鋼では、前記成分組成が更に、Ti及びNbの少なくとも1種を含有し、前記Tiと前記Nbの合計含有量が、質量で、0.01~0.4であってもよい。3上記1又は2に記載の窒化用鋼では、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式2を満たしてもよい。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo≦400式24上記1又は2に記載の窒化用鋼では、前記成分組成が更に、質量で、B:0.0003~0.005を含有し、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式3を満たしてもよい。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-C≦400式35上記1~4のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記Mnの含有量が、質量で、0.2~1.0であってもよい。6上記1~5のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記Moの含有量が、質量で、0.05~0.2であり、且つ、前記Vの含有量が、質量で、0.3~0.6であってもよい。7上記1~6のいずれか一項に記載の窒化用鋼では、前記C、前記Mn、前記Cr、前記Mo、前記Vの質量での含有量C、Mn、Cr、Mo、Vが式4を満たしてもよい。0.50≦C{Mn/6}{CrMoV/5}≦0.80式48本発明の第二の態様は、質量で、C:0.10~0.20、Si:0.01~0.7、Mn:0.2~2.0、Cr:0.2~2.5、Al:0.01~0.19未満、V:0.2超~1.0、及び、Mo:0~0.54を含有し、Pが0.05以下に制限され、Sが0.20以下に制限され、残部がFe、N、及び不可避不純物からなり、前記V、前記Cの質量での含有量V、Cが式5を満たす成分組成を有し、面積率で、50以上のベイナイトを有する鋼組織からなり、表面に窒化層を有し、有効硬化層深さが200μm以上であり、鋼中に析出したCr炭窒化物中に、前記V、又は、前記Mo及び前記Vを0.5以上含有する窒化処理部品である。2≦V/C≦10式59上記8に記載の窒化処理部品では、前記成分組成が更に、Ti及びNbの少なくとも1種を含有し、前記Tiと前記Nbの合計含有量が、質量で、0.01~0.4であってもよい。10上記8又は9に記載の窒化処理部品では、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式6を満たしてもよい。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo≦400式611上記8又は9に記載の窒化処理部品では、前記成分組成が更に、質量で、B:0.0003~0.005を含有し、前記C、前記Mn、前記Si、前記Cr、前記Moの質量での含有量C、Mn、Si、Cr、Moが式7を満たしてもよい。65≦8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-C≦400式712上記8~11のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記Mnの含有量が、質量で、0.2~1.0であってもよい。13上記8~12のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記Moの含有量が、質量で、0.05~0.2であり、且つ、前記Vの含有量が、質量で、0.3~0.6であってもよい。14上記8~13のいずれか一項に記載の窒化処理部品では、前記C、前記Mn、前記Cr、前記Mo、前記Vの質量での含有量C、Mn、Cr、Mo、Vが式8を満たしてもよい。0.50≦C{Mn/6}{CrMoV/5}≦0.80式8本発明は、窒化処理前の硬度が低く、かつ、窒化処理において、深い有効硬化層と十分な心部硬さが得られる窒化用鋼、及び、窒化用鋼を窒化処理して製造した窒化処理部品を提供でき、熱処理歪みが小さく高疲労強度の部品を提供できる。本発明者らは、前記の課題を解決するための鋼の成分組成及び鋼組織について鋭意検討した。その結果、鋼にCr及びVを複合添加し、又は、Cr、V、及びMoを複合添加し、Cr炭窒化物中にMoやVを含有させることにより、効率的に鋼の強度を上げることができ、さらに、窒化時に窒素の拡散の阻害を最小限に抑え、深い有効硬化層を得ることができることを見出した。また、Cは、窒化処理前の鋼を硬くし、加工性を低下させるので、極力低くする必要があるが、適切な成分組成とすることで、Cの含有量が少なくても十分な焼入れ性および窒化後の鋼の心部硬さを確保できることがわかった。また、Siは、窒化処理前の鋼を硬くし、加工性を低下させるが、粒界及び表面に白層が生成され疲労強度が低下するのを抑制するために、適切な量の添加が必要である。本発明者らは、Siを白層が生成され疲労強度が低下するのを防止する程度に添加した場合であっても、窒化処理前の鋼の硬さを高くしない適切な成分組成を見出した。また、V炭化物の析出硬化により、窒化後の鋼の心部を硬くすることが可能であり、VをCに対して十分に多く含有させることにより、その効果が大きくなり、その結果、浸炭による部品と同等の疲労強度が得られることを見出した。さらに、鋼組織をベイナイト主体とすることにより、窒化処理前に析出強化に有効な元素を鋼に十分固溶させることができ、有効硬化層深さおよび窒化後の鋼の心部硬さが向上することを見出した。以下、上述の知見に基づきなされた本発明の実施形態について詳細に説明する。窒化用鋼とは、窒化処理部品の素材として用いられる鋼材のことをいう。窒化用鋼は、鋼片や棒鋼などの鋼材に必要に応じて熱間加工や冷間加工などを施して得られる。窒化処理部品とは、窒化用鋼を窒化処理することにより得られる部品のことをいう。窒化処理とは、窒化用鋼の表面層に窒素を拡散させ、表面層を硬化する処理のことをいう。代表的には、ガス窒化、プラズマ窒化、ガス軟窒化、塩浴軟窒化等が挙げられる。このうちガス軟窒化、塩浴軟窒化は窒素とともに炭素も同時に拡散させる軟窒化処理である。また、製品が窒化処理部品であることは、表層が硬化していること、及び、表層の窒素濃度が心部に比べ上昇していることを確認して判断することができる。熱間加工とは、熱間圧延及び熱間鍛造の総称である。具体的には、熱間加工とは、鋼材を1000°C以上に加熱した後に成形する加工処理のことをいう。有効硬化層深さとは、JISG0557に記載されている鋼の浸炭有効硬化層深さ測定方法の定義を参考に、表面からHVが550となる位置までの距離のことを意味する。第1実施形態本発明の第1実施形態は、所定の成分組成と鋼組織を有する窒化用鋼である。以下、成分組成について説明する。尚、含有量を表すは、質量を意味する。また、C、Mn、Si、Cr、Mo、Vの表記は、各元素の質量での含有量を意味する。C:0.10~0.20Cは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに必要な元素である。また、Cは、窒化処理中に合金炭化物を析出させ、析出強化にも寄与する元素である。Cが、0.10未満では必要な強度が得られず、0.20を超えると鋼材の加工が難しくなる。したがって、C含有量の上限は0.20、好ましくは0.18、より好ましくは0.15未満であり、下限は0.10、好ましくは0.11、より好ましくは0.12である。Si:0.01~0.7Siは、0.01以上の含有量により、脱酸剤として働くと同時に、窒化後に、表面及び粒界における白層の生成を抑制し、疲労強度低下を防止する働きがある。一方、Siは、0.7超の含有量では、窒化処理において表面硬さの向上に寄与せず、有効硬化層深さを浅くする。したがって、有効硬化層深さ及び疲労強度を共に高めるために、Si含有量を0.01~0.7とする。したがって、Si含有量の上限は0.7、好ましくは0.5、より好ましくは0.3であり、下限は0.01、好ましくは0.05、より好ましくは0.1である。Mn:0.2~2.0Mnは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに必要な元素である。Mnが0.2未満では十分な焼入れ性が確保できない。Mnが2.0を超えると、鋼組織がマルテンサイトを含み易く、加工が難しくなる。Mnを多量に添加すると、窒素と相互作用を示し、窒素の拡散を妨げるので、効率的に窒化処理の効果を得るためには、Mnの含有量は1.0以下とするのが好ましい。したがって、Mn含有量の上限は2.0、好ましくは1.5、より好ましくは1.0であり、下限は0.2、好ましくは0.35、より好ましくは0.5である。Cr:0.2~2.5Crは、窒化処理時に浸入するN及び鋼中のCと炭窒化物を形成し、炭窒化物の析出強化によって表面の硬度を著しく上昇させる元素である。Cr量が0.2未満では十分な有効硬化層深さを得ることができず、2.5を超えるとその効果が飽和する。Crを多量に添加すると、窒素と相互作用を示し、窒素の拡散を妨げるので、効率的に窒化処理の効果を得るためには、Crの含有量は1.3以下とするのが好ましい。したがって、Cr含有量の上限は2.5、好ましくは1.8、より好ましくは1.3であり、下限は0.2、好ましくは0.35、より好ましくは0.5である。Al:0.01~0.19未満Alは、脱酸元素として必要な元素であり、また、窒化処理時に浸入するNと窒化物を形成し、表面の硬度を著しく上昇させる。Alは、Siと同様、過剰に添加すると有効硬化層を浅くする元素である。Alが0.01未満であると製鋼時に十分脱酸できず、また、表面の硬度の上昇が不十分になることがある。0.19以上Alを添加すると有効硬化層が浅くなる。より深い有効硬化層を得るためには、Alの含有量は0.1未満が好ましい。製鋼時の脱酸のしやすさの観点からは、Alの含有量は0.02以上が好ましい。したがって、Al含有量の上限は0.19未満、好ましくは0.15未満、より好ましくは0.1未満であり、下限は0.01、好ましくは0.02、より好ましくは0.03である。V:0.2超~1.0Vは、窒化時に浸入するN及び鋼中に浸入するN及び鋼中のCと炭化物を形成し、又は、Crと複合炭窒化物を形成することにより、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを付与する。さらに、VはCとV炭化物を形成し、析出硬化により、窒化後の鋼の心部硬さを高くする効果がある。したがって、本発明の窒化用鋼において、Vは極めて重要な元素である。上記の効果を十分に得るために、Vの含有量は0.2超とする必要がある。Vを1.0超添加すると、圧延時に疵がつきやすくなり製造性が落ちる。したがって、V含有量の上限は1.0、好ましくは0.8、より好ましくは0.6であり、下限は0.2超、好ましくは0.3、より好ましくは0.4である。V/C:2~10さらに、V炭化物の析出硬化による心部の硬さを高くする効果を十分に得るためには、C量に対して十分な量のVが必要である。VはCに比べて拡散が遅いため、VはCよりも多く添加する必要がある。Vは、Vの含有量とCの含有量比V/Cが10を超えて添加しても添加に見合った効果が得られない。また、V/Cが2未満であると十分な析出強化量が得られない。したがって、2≦V/C≦10を満たすようにCとVの含有量を調整する必要がある。製造性の観点から、V/Cの上限は8であることが好ましく5であることがより好ましい。さらに、析出強化量の観点からは、V/Cの下限は3であることが好ましく4であることがより好ましい。これにより、窒化後の心部の硬さが上昇し、浸炭部品と同等の疲労強度を得ることができる。したがって、V/Cの上限は10、好ましくは8、より好ましくは5であり、下限は2、好ましくは3、より好ましくは4である。Mo:0~0.54Moは、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素である。また、窒化時に浸入するN及び鋼中のCと炭窒化物を形成し、又は、Crと複合炭窒化物を形成することにより、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを付与する。ただし、Moの添加による効果は、Vの添加によっても得られるので、Moは必ずしも添加する必要はない。Moを多量に添加すると、圧延時に疵がつきやすくなり、製造性が落ちる。さらに、Moは、固溶強化能の高い元素であるため、窒化処理前の鋼の硬さが硬くなりすぎる。したがって、Mo含有量の上限は0.54、好ましくは0.35、より好ましくは0.2であり、下限は0、好ましくは0.05、より好ましくは0.1である。上述のようにMoの添加による効果は、Vの添加によっても得られるが、MoとVとをあわせて添加する場合には、相乗的に、高い表面硬さと深い有効硬化層深さとを得ることができる。具体的には、Moの含有量が0.05~0.2であり、且つ、Vの含有量が0.3~0.6であることが好ましい。N:0.001~0.02Nは、0.02を超えると高温域の延性が低下し、熱間圧延や熱間鍛造時に割れを発生させるため生産性が低下する。一方、Nを0.001以下にするのは製鋼時のコストが高くなるため、経済的に望ましくない。したがって、N含有量の上限は0.02、好ましくは0.01、より好ましくは0.008であり、下限は0.001、好ましくは0.002、より好ましくは0.003である。P:0.05以下Pは、不純物であり、0.05を超えると、鋼の結晶粒界を脆化させて疲労強度を劣化させる。一方、製鋼コストの観点から好ましいPの下限値は、0.0001である。したがって、P含有量の上限は0.05、好ましくは0.04、より好ましくは0.03であり、下限は0、0.0001、又は0.0005である。S:0.20以下Sは、鋼中でMnSを形成し、これにより被削性の向上をもたらす。ただし、0.0001未満ではその効果は不十分である。一方、0.20を超えると、粒界に偏析して、粒界脆化を招く。したがって、S含有量の上限は0.20、好ましくは0.10、より好ましくは0.05であり、下限は0、0.0001、又は0.0005である。C、Mn、Si、Cr、及び、Moの含有量は下記の式Aで表される焼入れ性倍数αが、焼入れ性の確保の観点から65以上であり、熱間加工又は冷間加工のしやすさの観点から400以下であることが好ましい。焼入れ性倍数α=8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo式A焼入れ性倍数とは、合金元素が焼入れ性に影響する程度を示す数値である。この式は、門間改三著鉄鋼材料学実教出版、東京、2005年発行p.250表5-11を参考にしたものである。TiNb:0.01~0.4TiとNbも、焼入れ性を確保し、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素であり、一方又は双方を添加することができる。Ti及びNbは、MoやVと同様、窒化時に浸入するN及び鋼中のCと炭窒化物を形成し、高い表面硬さ及び深い有効硬化層深さを得るのに効果的な元素である。Ti及びNbの合計含有量は、0.01未満ではその効果が十分得られず、0.4を超えると溶体化しきれないのでその効果は飽和する。したがって、Ti及びNbの合計含有量の上限は0.4、好ましくは0.35、より好ましくは0.30であり、下限は0、好ましくは0.01、より好ましくは0.05である。B:0~0.005Bは、0.0003以上の含有量により焼入れ性を向上させ、ベイナイト主体の鋼組織を得るのに有効な元素であり、選択的に添加することができる。Bが0.0003未満だと添加の効果が十分得られず、0.005を超えるとその効果が飽和する。したがって、B含有量の上限は0.005、好ましくは0.004、より好ましくは0.003であり、下限は0、好ましくは0.0003、より好ましくは0.0008である。Bを添加した場合も、焼入れ性倍数が、焼入れ性の確保の観点から65以上であり、冷間加工及び鍛造加工のしやすさの観点から400以下であることが好ましい。ただし、この場合の焼入れ性倍数は焼入れ性倍数βとして以下の式Bにより求められる。焼入れ性倍数β=8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-C式Bこの式は、門間改三著鉄鋼材料学実教出版、東京、2005年発行p.250表5-11を参考にしたものである。炭素当量:0.50~0.80窒化用鋼の成分組成は、C{Mn/6}{CrMoV/5}で求められる炭素当量Ceq.が0.50以上、0.80以上であることが好ましい。炭素当量が0.50以上0.80以下である場合、後述するベイナイト生成に有利に作用し、また窒化前の過度な硬度上昇を避けることが出来る。これにより、所望の熱間鍛造後硬さが得られる。残部:Fe及び不可避的不純物本実施形態に係る窒化用鋼の成分組成は、上述した元素以外にも製造工程などで不可避的に混入する不純物を含んでもよいが、できるだけ不純物が混入しないようにすることが好ましい。尚、窒化用鋼を窒化して得られる窒化処理部品においては、残部としてFeとNと不可避的不純物とを有する。次に、本実施形態に係る窒化用鋼の鋼組織について説明する。本実施形態に係る窒化用鋼の鋼組織は、面積率で50以上のベイナイトを有する。有効硬化層深さを向上させるためには、窒化用鋼を窒化時に十分析出強化させ、鋼の硬さを上昇させる必要がある。したがって、窒化処理前に析出に必要な合金元素を窒化用鋼に十分固溶させておく必要があり、そのためには、マルテンサイト又はベイナイトが適している。一方、冷間鍛造性や切削性を考慮すると、マルテンサイトが主体の鋼組織は硬度が高過ぎるので適さない。以上のことから、鋼組織はベイナイト主体であることが最適であり、十分に析出強化させるためには、鋼組織が面積率で50以上のベイナイトを有することが必要である。より効果的に析出強化させるためには、鋼組織が面積率で70以上のベイナイトを有することが望ましい。また、ベイナイトを除く残部の鋼組織はフェライト、パーライト、及び、マルテンサイトの1種又は2種以上である。鋼組織のベイナイトは、鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡で観察することができる。例えば、硬さを測定した位置に相当する領域の5視野を、光学顕微鏡で500倍で観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析して、ベイナイトの面積率を求めることができる。窒化用鋼は、鋳造ままの鋼材でもよく、鋳造後の鋼材に対し熱間加工や冷間加工を必要に応じて施したものでもよい。鋼材に熱間加工や熱処理を行わずに窒化用鋼を製造する場合、鋼材の鋼組織が面積率で50以上のベイナイトを有することが必要である。鋼材に熱間加工を行い窒化用鋼を製造する場合においても、鋼材の鋼組織が50以上のベイナイトを有することが好ましい。この場合、最終的な熱間加工において、面積率で50以上のベイナイトを含む鋼組織を有する窒化用鋼を得やすいからである。ただし、鋼材に熱間加工を行い、面積率で50以上のベイナイトを含む鋼組織を有する窒化用鋼を製造する場合には、鋼材の鋼組織が50以上のベイナイトを含まなくてもよい。これは、熱間加工前の鋼材の鋼組織が、例えば、フェライトとパーライトの二相組織であったとしても、熱間加工により、すべての鋼組織が一旦オーステナイトになり、熱間加工後の冷却中にベイナイトに変化するためである。すなわち、窒化用鋼の鋼組織が、50以上のベイナイトを有していればよい。50以上のベイナイトを有する鋼組織は、窒化用鋼を製造するための熱間圧延、又は、窒化処理部品を製造するための熱間鍛造を制御することによって得られる。具体的には、熱間圧延又は熱間鍛造の温度や、熱間圧延又は熱間鍛造後の冷却速度を規定することによって得られる。熱間圧延及び熱間鍛造前の加熱温度は1000°C未満であると、変形抵抗が上がりコストアップになるとともに、添加合金元素が十分溶体化しないので、焼入れ性が低くなり、ベイナイトの面積率が低くなる。したがって、圧延前及び鍛造前の加熱温度は1000°C以上が好ましい。加熱温度が1300°Cを超えるとオーステナイト粒界が粗大化するので、加熱温度は1300°C以下が好ましい。上述の成分組成を有する鋼材の場合、熱間圧延又は熱間鍛造後に500°Cに冷却されるまでの冷却速度が0.1°C/sec未満になると、ベイナイトの面積率が低下するか、又は、フェライトパーライトが増加するので、冷却速度は0.1°C/sec以上であることが好ましい。冷却速度が10°C/secを超えるとマルテンサイトの増加によって、冷間鍛造、又は切削前の強度が高くなりコストアップになるので、冷却速度は10°C/sec以下であることが好ましい。上述の条件で熱間圧延し、所定の形状に冷間加工例えば冷間鍛造、切削加工して製造した窒化用鋼は、窒化処理することで、歪を抑えつつ疲労強度を向上させることができる。第2実施形態次に、本発明の第2実施形態に係る窒化処理部品について説明する。本実施形態に係る窒化処理部品は、第1実施形態で説明した窒化用鋼を軟窒化処理することに得られる。その成分組成に関する説明は、第1実施形態で説明した成分組成と同様であるため、省略する。ただし、N含有量については、窒化処理の条件により含有量が大幅に変化するため、規定しない。窒化処理部品では、面積率で50以上の鋼組織がベイナイトであることが必要である。窒化処理部品のベイナイトの面積率は、窒化処理用鋼のベイナイトの面積率と同様の方法で求めることができる。第1実施形態に係る窒化用鋼を軟窒化処理することにより、窒化処理部品において、鋼中に析出したCr炭窒化物中に、V、又は、Mo及びVを0.5以上含有させることができる。具体的には、Cr炭窒化物中にV、又は、Mo及びVを0.5以上含有させるためには、Mo:0~0.54及びV:0.2超~1.0を含有するとともに、50以上のベイナイトを有する鋼組織とし、窒化処理する必要がある。これにより、優れた表面硬さ及び有効硬化層深さを得ることが出来る。尚、窒化処理によって表層が硬化するメカニズムは、合金や鉄の窒化物による析出強化や窒素の固溶強化であると考えられる。Cr炭窒化物中にVやMoが含有しているかどうかは、X線元素分析装置等を用いて分析することができる。X線元素分析装置等の精度は、0.5以上含有している元素を検出することができればよい。窒化処理は、例えば、10時間の、580°CのN2NH3CO2混合ガスによるガス軟窒化処理とする。これにより、表面硬さHV700以上、有効硬化層深さ200μm以上の有効硬化層が得られる。すなわち、工業上実用的な時間で、十分な表面硬さ及び従来の鋼材と比べ深い有効硬化層を得ることができ、さらに十分な心部硬さを得ることができる。従来技術によるCrMn鋼にガス軟窒化処理を行い得た部品の、有効硬化層の透過型電子顕微鏡による観察結果を図1に、X線元素分析装置を用いた有効硬化層部分のCr炭窒化物中の成分分析結果を図2に示す。本発明によるCrMoV鋼にガス軟窒化処理を行い得た部品の、有効硬化層の透過型顕微鏡による観察結果を図3に示す。従来技術によるガス軟窒化処理部品と比較して、微細なCr炭窒化物が多数析出し、十分に析出強化されていることがわかる。図4に、X線元素分析装置を用いた、本発明による部品の有効硬化層部分のCr炭窒化物中の成分分析結果を示す。この結果から、Cr炭窒化物中にMo及びVを含有していることがわかる。実験例A1~A36では、表1、表2に示す成分組成を有する鋼を溶製した。表2中のPは、不可避的不純物として検出されたPの含有量を示し、意図的に添加したものではない。また、表1、表2中の―は、その元素を意図的に添加しなかったことを示す。表2中の焼入性倍数は、Bが含有していない実験例の場合には、8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Moで算出した値であり、Bが含有している実験例の場合には、8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-Cで算出した値である。また、Ceqは、C{Mn/6}{CrMoV/5}で算出した値である。実験例A1~A36では、1上述のように溶製した鋼から直径30mmの鋼片を製造し、2鋼片を表3に示した熱間鍛造条件加熱温度°C及び冷却速度°C/sで熱間鍛造し、厚さ10mm、直径35mmの円柱形状の熱間鍛造部材を製造し、3熱間鍛造部材を切削し、歯車形状部材を製造した。実験例A1~A36について、ベイナイト面積率、熱間鍛造後硬さHVを測定した結果を表3に示す。ベイナイト面積率は、熱間鍛造部材の軸方向に垂直な断面において、表面から直径の1/4深さの測定位置におけるベイナイトの面積率である。具体的には、ベイナイト面積率は、上記の測定位置を鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡により500倍で5視野を観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析することにより求めた。熱間鍛造後硬さHVは窒化処理前の歯車形状部材の硬さであり、JISZ2244にしたがって、図6に示される硬さ測定位置52において厚み方向の中央部が現れるように歯車形状部材を切断、研磨し、HV0.32.9Nを測定して求めた。尚、図6は、歯車形状部材における1つの歯51の形状、及び硬さ測定位置52を示す。次に、上述の歯車形状部材に対して、ガス軟窒化処理を行い、窒化処理歯車を製造した。ガス軟窒化処理は、体積分率でNH3:N2:H2:CO2=50:40:5:5の混合ガス中で、580°C×10hrの条件で行った。本試験では白層の生成を抑制しやすい雰囲気とするためH2ガスも混合した。実験例A1~A36について、表面硬さHV、有効硬化層深さμm、ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率、試験片A回転曲げ疲労強度MPa、試験片B回転曲げ疲労強度MPa、試験片C回転曲げ疲労強度MPa、Cr炭窒化物中V、又は、Mo及びVを測定した結果を表4に示す。表面硬さHVは、JISZ2244に従って、窒化処理歯車の表面から50μm深さの硬さ測定位置におけるHV0.32.9Nを測定して求めた。有効硬化層深さμmは、JISG0557を参考に、表面からHV0.32.9Nが550となる位置までの距離を測定して求めた。ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率は、上述の硬さ測定位置52で、ガス軟窒化処理後にHV0.32.9Nを測定して求め、ガス軟窒化処理前の硬さすなわち、熱間鍛造後硬さとの比で表した。試験片A回転曲げ疲労強度MPa、試験片B回転曲げ疲労強度MPa、試験片C回転曲げ疲労強度MPaは、1上記の鋼片を表3に示した熱間鍛造条件加熱温度及び冷却速度で熱間鍛造して直径16mmの部材を製造し、2この部材を切削加工してから上述のガス軟窒化処理を行うことで、図5A、図5B、図5Cに示す試験片A、試験片B、試験片Cを製造し、3これらの試験片A~Cについて回転曲げ疲労試験を行い、107回まで耐え得る最大の応力MPaを求めることにより評価した。図5Aはノッチが刻まれていない平滑試験片Aを示し、図5Bは曲率半径ρ=1.2の溝応力集中率α≒1.8が刻まれた溝付き試験片Bを示し、図5Cは曲率半径ρ=0.4の溝応力集中率α=2.7が刻まれた溝付き試験片Cを示す。また、有効硬化層部分から薄膜試験片を作製し、透過型電子顕微鏡を用いて有効硬化層部分を観察した。その結果、有効硬化層部分において微細なCr炭窒化物が観察された。さらに、X線元素分析装置を用いてCr炭窒化物の成分を分析し、Cr炭窒化物中にMo又はVが含有しているかどうかを調べた。本実施例で用いたX線元素分析装置の精度は、0.5以上含有している元素を検出することができるものである。V、又は、Mo及びVが0.5以上含有していることを検出した場合、表4のCr炭窒化物中V、又は、Mo及びVの欄に含有と記し、V、又は、Mo及びVが0.5以上含有していることを検出しなかった場合を非含有と記した。実験例A1~A29では、HV700以上の表面硬さ、及び200μm以上の有効硬化層深さを有する窒化処理歯車が得られた。さらに、窒化後の心部硬さ上昇率が1.3以上であり、窒化前の加工しやすさと疲労強度とが両立されていることが確認出来た。実験例A30では、C量及びCr量が低いことに起因し、焼き入れ性倍数が低かった。このため、窒化処理歯車の硬さや曲げ疲労強度が不十分であった。実験例A31では、C量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。実験例A32では、Si量が高いことに起因し、有効硬化層深さが不十分であった。また、回転曲げ疲労強度が低かった。実験例A33では、Mn量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。実験例A34では、Al量が高く、また、Vを含有しないことに起因し、窒化処理歯車の硬さや曲げ疲労強度が不十分であった。実験例A35では、Mo量が高いことに起因し、熱間鍛造後硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。実験例A36では、V/Cが低いことに起因し、十分な析出強化が得られなかった。このため、ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率が不十分であった。実験例B1~B10では、表5、表6に示す成分組成を有する鋼を溶製した。表6中のP及びSは、不可避的不純物として検出されたP及びSの含有量を示し、意図的に添加したものではない。また、表5、表6中の―は、その元素を意図的に添加しなかったことを示す。表6中の焼入性倍数は、Bが含有している実験例の場合には、8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Moで算出した値であり、Bが含有していない実験例の場合には、8.65×C1/2×14.1×Mn×10.64×Si×12.33×Cr×13.14×Mo×11.5×0.9-Cで算出した値である。また、Ceqは、C{Mn/6}{CrMoV/5}で算出した値である。実験例B1~B10では、1上述のように溶製した鋼から厚さ50mmの鋼片を製造し、2鋼片を表7に示した熱間圧延条件加熱温度°C及び冷却速度°C/sで熱間圧延し、厚さ25mmの熱延鋼板を製造し、3熱延鋼板を切削して直径10mmの部材を製造し、4この部材を冷間鍛造し、厚さ10mm、直径14mmの円柱形状の冷間鍛造部材を製造し、5冷間鍛造部材を切削し、歯車形状部材を製造した。実験例B1~B10について、ベイナイト面積率、冷間鍛造後硬さHVを測定した結果を表7に示す。ベイナイト面積率は、冷間鍛造部材の軸方向に垂直な断面において、表面から直径の1/4深さの測定位置におけるベイナイトの面積率である。具体的には、ベイナイト面積率は、上述の測定位置を鏡面研磨後、ナイタール液でエッチングを行い、光学顕微鏡により500倍で5視野を観察して写真を撮影し、それらの写真を画像解析することにより求めた。冷間鍛造後硬さは窒化処理前の歯車形状部材の硬さであり、JISZ2244に従って、図6に示される測定位置52において厚み方向の中央部が現れるように歯車形状部材を切断、研磨し、HV0.32.9Nを測定して求めた。次に、上述の歯車形状部材に対して、ガス軟窒化処理を行い、窒化処理歯車を製造した。ガス軟窒化処理は、体積分率でNH3:N2:H2:CO2=50:40:5:5の混合ガス中で、580°C×10hrの条件で行った。本試験では白層の生成を抑制しやすい雰囲気とするためH2ガスも混合した。実験例B1~B10について、表面硬さHV、有効硬化層深さμm、ガス軟窒化処理後の心部硬さ上昇率、試験片A回転曲げ疲労強度MPa、試験片B回転曲げ疲労強度MPa、試験片C回転曲げ疲労強度MPa、Cr炭窒化物中V、又は、Mo及びVを測定した結果を表8に示す。各項目の測定については、実施例1と同様に行った。実験例B1~B7では、HV700以上の表面硬さ、及び200μm以上の有効硬化層深さの窒化処理歯車が得られた。さらに、窒化後の心部硬さ上昇率が1.3以上であり、窒化前の加工しやすさと疲労強度とが両立されていることが確認出来た。実験例B8では、V量が低いこと、及び、焼入れ性倍数が低いことに起因して、ベイナイトの面積率が50未満であり、また、窒化後心部硬さ上昇率が低かった。実験例B9では、C量が高いことに起因し、熱間圧延後の硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。実験例B10では、Mo量が高いことに起因し、熱間圧延後の硬さが過剰に高くなってしまった。このため、容易に切削加工を施すことが出来なかった。すなわち、切削加工を行うことは、コストの観点から好ましくない。