質量で、C:0.25以上で0.35未満、Si:0.15~0.35、Mn:0.85~1.20、S:0.10以下、Al:0.010を超えて0.030以下、Ti:0.003~0.020およびN:0.010~0.024を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のPおよびCrがそれぞれ、P:0.08以下およびCr:0.10以下で、かつ、下記の式および式で表されるP1およびP2がそれぞれ、P1≧0.96およびP2≧0.90である化学組成を有する、ことを特徴とする軟窒化用非調質鋼。P1=0.02C0.22Mn0.87Cr0.85Al0.72P2=2.40C-0.54Mn-9.26Cr-0.01Al1.59ただし、上記の式および式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。生地の化学組成が、質量で、C:0.25以上で0.35未満、Si:0.15~0.35、Mn:0.85~1.20、S:0.10以下、Al:0.010を超えて0.030以下、Ti:0.003~0.020およびN:0.010~0.024を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のPおよびCrがそれぞれ、P:0.08以下およびCr:0.10以下で、かつ、下記の式および式で表されるP1およびP2がそれぞれ、P1≧0.96およびP2≧0.90であり、拡散層が、フェライトパーライト組織からなり、該フェライト中に析出した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数が130~250個/μm2である、ことを特徴とする軟窒化部品。P1=0.02C0.22Mn0.87Cr0.85Al0.72P2=2.40C-0.54Mn-9.26Cr-0.01Al1.59ただし、上記の式および式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。前述の特許文献1で開示された技術の場合、曲げ疲労強度が600MPaに達していない。さらに、特許文献1には、軟窒化後の冷却工程での冷却方法について何ら言及されていない。特許文献2で開示された技術も、上記特許文献1の場合と同様に、曲げ疲労強度が600MPaに達しておらず、しかも、軟窒化後の冷却工程における冷却手段についての言及もない。そこで、本発明は、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、安定して600MPa以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備える軟窒化部品、ならびに該軟窒化部品の素材として好適な軟窒化用非調質鋼を提供することを目的とする。本発明者らは、前記した課題を解決するために、種々の検討を行った。その結果、先ず下記a~cの事項が明らかになった。aMnは、Mo、V等の高価な合金元素を含有させることなく安価に、軟窒化部品に対して高い曲げ疲労強度を具備させることができる元素である。bしかし、鋼にMnが含有されていると、軟窒化の際に表層に多くの窒素が侵入するため、軟窒化部品の表層が過度に硬化し、曲げ矯正性が低下しやすい。cCrは不純物として鋼に含有され、その含有量は軟窒化部品の曲げ疲労強度および曲げ矯正性に大きく影響する。そこで、本発明者らはさらに検討を加えた。その結果、下記d~iの知見を得た。dMnの含有量を低く制御することによって、軟窒化部品の表層が過度に硬化することを避け、曲げ矯正性の低下を防止することができる。しかしながら、その場合、曲げ疲労強度が低下してしまう。eMnの含有量が多くても、Cの含有量が特定の範囲に制御された鋼を用いれば、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を具備させることが可能である。f不純物としてのCrの含有量を低く制御することによって、軟窒化部品の表層が過度に硬化することを避け、曲げ矯正性の低下を防止することができる。g特定量のAlを含有させれば、軟窒化部品の表層を過度に硬化させることなく、拡散層深さを増加させることができる。これにより、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を具備させることが可能である。hC、Mn、CrおよびAlの含有量を極めて適正な範囲に制御することによって、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、軟窒化部品の表層を過度に硬化させることなく、拡散層深さを増加させることができる。iMnは固溶窒素を増加させて表層を強化するのみならず、微細なMn窒化物を形成することによっても表層を強化する。具体的には、Mn含有量を高めた非調質鋼を用いて軟窒化を施した場合には、厚さ5nm以下、幅200nm以下の、板状の微細なηMn3N2が、拡散層を構成するフェライトとパーライトの混合組織以下、フェライトパーライト組織という。のフェライト中に整合な状態を保って析出する。このように生地であるフェライト中に整合析出した微細な板状析出物は、軟窒化部品の強度を向上させ、曲げ疲労強度の向上に寄与する。そして、この微細な板状析出物の析出は、軟窒化時の高温に保持される間にほぼ完了するため、軟窒化後の冷却工程での冷却速度の影響も小さい。したがって、軟窒化後の冷却工程において水冷処理を施しても、軟窒化部品に高い曲げ疲労強度と優れた曲げ矯正性を安定的に具備させることができる。本発明は、上記の知見に基づいて完成されたものであり、その要旨は、下記1に示す軟窒化用非調質鋼および2に示す軟窒化部品にある。1質量で、C:0.25以上で0.35未満、Si:0.15~0.35、Mn:0.85~1.20、S:0.10以下、Al:0.010を超えて0.030以下、Ti:0.003~0.020およびN:0.010~0.024を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のPおよびCrがそれぞれ、P:0.08以下およびCr:0.10以下で、かつ、下記の式および式で表されるP1およびP2がそれぞれ、P1≧0.96およびP2≧0.90である化学組成を有する、ことを特徴とする軟窒化用非調質鋼。P1=0.02C0.22Mn0.87Cr0.85Al0.72P2=2.40C-0.54Mn-9.26Cr-0.01Al1.59ただし、上記の式および式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。2生地の化学組成が、質量で、C:0.25以上で0.35未満、Si:0.15~0.35、Mn:0.85~1.20、S:0.10以下、Al:0.010を超えて0.030以下、Ti:0.003~0.020およびN:0.010~0.024を含有し、残部がFeおよび不純物からなり、不純物中のPおよびCrがそれぞれ、P:0.08以下およびCr:0.10以下で、かつ、下記の式および式で表されるP1およびP2がそれぞれ、P1≧0.96およびP2≧0.90であり、拡散層が、フェライトパーライト組織からなり、該フェライト中に析出した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数が130~250個/μm2である、ことを特徴とする軟窒化部品。P1=0.02C0.22Mn0.87Cr0.85Al0.72P2=2.40C-0.54Mn-9.26Cr-0.01Al1.59ただし、上記の式および式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。残部としてのFeおよび不純物における不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。本発明の軟窒化部品は、様々な軟窒化条件、特に軟窒化後の冷却工程において水冷を施した場合でも、安定して600MPa以上の高い曲げ疲労強度および優れた曲げ矯正性を備えるので、自動車などのクランク軸として好適である。本発明の軟窒化用非調質鋼を素材とすれば、該軟窒化部品を容易に製造することができる。以下、本発明の各要件について詳しく説明する。なお、各元素の含有量のは質量を意味する。A軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地の化学組成:C:0.25以上で0.35未満Cは、軟窒化後の曲げ疲労強度を確保するのに有効な元素であり、600MPa以上の高い曲げ疲労強度を得るために求められる生地の強度を確保するには、0.25以上の含有量とする必要がある。しかしながら、Cの含有量が過剰になると、表層硬さが過度に高くなってしまう。さらに、フェライトの面積分率が低くなり、フェライトパーライト組織が粗大化する。このため、十分な曲げ矯正性が得られない。したがって、Cの含有量を0.25以上で0.35未満とした。Si:0.15~0.35Siは、溶製時の脱酸用として必要な元素であり、この効果を得るために少なくとも0.15の含有量とする必要がある。しかしながら、Siの多量の含有は曲げ矯正性の過度の低下を招くため、Siの含有量を0.15~0.35とした。Siの含有量は0.15以上とすることが好ましく、また0.30以下とすることが好ましい。Mn:0.85~1.20Mnは、上記Siと同様に鋼の脱酸に有効な元素である。Mnは、軟窒化時に軟窒化層の固溶窒素量を増加させ、さらに、侵入した窒素と微細な板状のMn窒化物を形成し、該窒化物が生地中に整合析出することによって、曲げ疲労強度を向上させる。上記の各効果を得るためにはMnの含有量は0.85以上とする必要がある。一方、Mnの含有量が1.20を超えると、固溶窒素量およびMn窒化物の析出量の過度な増加を招き、表層硬さが過度に高くなるため、曲げ矯正性が低下する。そこで、Mnの含有量は0.85~1.20とした。Mnの含有量は0.90以上とすることが好ましい。S:0.10以下Sは、不純物として含有される。また、添加すれば被削性を改善する作用を有する。しかしながら、添加した結果Sの含有量が多くなって0.10を超えると、曲げ疲労強度と曲げ矯正性の著しい低下をきたす。したがって、Sの含有量を0.10以下とした。Sの含有量は、0.08以下とすることが好ましい。被削性向上効果を得るためには、Sの含有量は0.04以上とすることが好ましい。Al:0.010を超えて0.030以下Alは、軟窒化時に拡散層深さを増加させ、曲げ疲労強度を向上させるのに有効な元素である。この効果を得るためには、0.010を超えるAl含有量が必要である。しかしながら、Alの含有量が過剰になると、表層硬さが過度に高くなるので、曲げ矯正性が低下する。このため、Alの含有量を0.010を超えて0.030以下とした。Ti:0.003~0.020Tiは、結晶粒の粗大化を抑制し、結晶粒を微細化するとともに、曲げ疲労強度を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、0.003以上のTi含有量が必要である。しかしながら、Tiの含有量が0.020を超えると曲げ矯正性が低下する。そこで、Tiの含有量は0.003~0.020とした。Tiの含有量は0.005以上とすることが好ましく、また0.015以下とすることが好ましい。N:0.010~0.024Nは、曲げ疲労強度および曲げ矯正性を向上させる元素である。こうした効果を得るためには、0.010以上のN含有量が必要である。一方、Nを0.024を超えて含有させても前記の効果は飽和する。したがって、Nの含有量は0.010~0.024とした。Nの含有量は0.012以上とすることが好ましく、また0.022以下とすることが好ましい。本発明に係る軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地においては、不純物中のPおよびCrの含有量を、それぞれ、以下に述べる範囲に制限する必要がある。既に述べたように、不純物とは、鉄鋼材料を工業的に製造する際に、原料としての鉱石、スクラップ、または製造環境などから混入するものを指す。P:0.08以下Pは、不純物であり、曲げ疲労強度を低下させてしまう好ましくない元素である。特に、その含有量が0.08を超えると、曲げ疲労強度の低下が著しくなる。したがって、不純物中のPの含有量を0.08以下とした。不純物中のPの含有量は0.03以下とすることが好ましい。Cr:0.10以下Crは、不純物として鋼に含有され、その含有量は曲げ疲労強度および曲げ矯正性に大きく影響する。特に、Crの含有量が0.10を超えると、曲げ矯正性が著しく低下する。したがって、不純物中のCrの含有量を0.10以下とした。P1:0.96以上本発明の軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地は、P1=0.02C0.22Mn0.87Cr0.85Al0.72で表されるP1が、P1≧0.96を満たす必要がある。ただし、上記の式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。化学成分が上記した範囲にあれば、曲げ疲労強度は上記のP1で整理できる。そして、P1が0.96以上である場合に、600MPa以上の曲げ疲労強度が得られる。以下、このことについて説明する。表1に示す化学組成を有する鋼AA~AFを70トン転炉で溶製し、断面の寸法が180mm×180mmの鋼片に分塊圧延した。上記の鋼を直径90mmの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度1200°C、仕上温度1000~1050°Cの条件で直径50mmの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。上記のようにして得た直径50mmの各棒鋼のR/2部Rは丸棒の半径を表す。から、図1に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片を採取し、NH3ガス:RXガス=1:1の雰囲気中にて均熱温度600°C、均熱時間150分の条件で軟窒化処理し、その後水冷した。上記図1に示した小野式回転曲げ疲労試験片における寸法の単位は全てmmである。上記のようにして得た小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気にて、回転数3000rpmの両振りの条件で疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。表1に、上記の小野式回転曲げ疲労試験結果を併せて示す。また、図2にP1と曲げ疲労強度の関係を示す。図2から明らかなように、P1が0.96以上である場合に、600MPa以上の曲げ疲労強度が得られる。P1は式に規定される元素の含有量として、Cが0.35に近い値、Mnが1.20、Crが0.10およびAlが0.030の場合の1.10に近い値であってもよい。P2:0.90以上本発明の軟窒化用非調質鋼および軟窒化部品の生地は、P2=2.40C-0.54Mn-9.26Cr-0.01Al1.59で表されるP2が、P2≧0.90を満たす必要がある。ただし、上記の式におけるC、Mn、CrおよびAlは、その元素の質量での含有量を意味する。化学成分が上記した範囲にあれば、曲げ矯正性は上記のP2で整理できる。そして、P2が0.90以上である場合に、良好な曲げ矯正性が得られる。以下、このことについて説明する。表2に示す化学組成を有する鋼BA~BFを70トン転炉で溶製し、断面の寸法が180mm×180mmの鋼片に分塊圧延した。上記の鋼を直径90mmの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度1200°C、仕上温度1000~1050°Cの条件で直径50mmの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。上記のようにして得た直径50mmの各棒鋼のR/2部から、図3に示す形状の曲げ矯正性測定用4点曲げ試験片を採取し、NH3ガス:RXガス=1:1の雰囲気中にて均熱温度600°C、均熱時間150分の条件で軟窒化処理し、その後水冷した。上記図3に示した4点曲げ試験片における寸法の単位は全てmmである。上記のようにして得た4点曲げ試験片の切欠き底に2mmの歪ゲージを接着し、歪ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。軟窒化層に割れが発生すると、表層に接着した歪ゲージが断線するため、歪ゲージが断線した時点での歪量、すなわち曲げ矯正可能歪量で曲げ矯正性を評価した。歪ゲージが断線した4点曲げ試験片はいずれも、4点曲げ試験片のR3のノッチ底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込んだ後、前記の面が鏡面仕上げになるように研磨し、光学顕微鏡を使用して軟窒化層に割れがあることを確認した。曲げ矯正性の目標は、上記の曲げ矯正可能歪量が20000με以上であることとした。表2に、上記の曲げ矯正性の指標である曲げ矯正可能歪量を併せて示す。また、図4にP2と曲げ矯正可能歪量の関係を示す。図4から明らかなように、P2が0.90以上である場合に、20000με以上の曲げ矯正可能歪量が得られる。P2は式に規定される元素の含有量として、Cが0.35に近い値、Mnが0.85、Crが0に近い値およびAlが0.010に近い値の場合の1.97に近い値であってもよい。上述した化学組成を有する本発明の軟窒化用非調質鋼を、通常の熱間鍛造条件、例えば、加熱温度を1200~1300°C、仕上温度を900~1100°Cとする条件で鍛造し、その後大気中で放冷して室温まで冷却すれば、フェライトの面積分率が30~80で残部がパーライトであるフェライトパーライト組織の非調質鋼材が得られる。B軟窒化部品の拡散層:本発明の軟窒化部品は、上述した非調質鋼材を、機械加工によって部品形状に成形した後、均熱温度450~650°C、均熱時間30分以上の条件で軟窒化処理を行うことによって得られる。上述の均熱温度は、鋼のA3変態点よりも十分に低いため、該非調質鋼材の生地および拡散層は、軟窒化処理中に相変態することはなく、軟窒化部品の組織は軟窒化処理前の非調質鋼材と同様のフェライトパーライト組織となる。そのため、本発明の軟窒化部品の拡散層は、フェライトパーライト組織からなる。次に、本発明の軟窒化部品は、上記拡散層のフェライトパーライト組織におけるフェライト中に、厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物が130~250個/μm2存在するものである。フェライト中に、上記の板状析出物が存在しておれば、軟窒化部品に、600MPa以上の高い曲げ疲労強度と、曲げ矯正可能歪量で20000με以上という目標の曲げ矯正性とを兼備させることができるからである。微細にかつ生地に対して整合析出した化合物は、析出強化因子として生地の強度を向上させ、析出量が多くなるほど、またサイズは小さいほど、析出強化への寄与が大きい。逆にいえば、少なくとも厚さと幅のいずれかが、上記の値を超えるようなサイズの大きい析出物は、本発明の軟窒化部品の強化にほとんど寄与しない。そして、上述した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物がフェライト中に130個/μm2以上存在する場合に安定して600MPa以上の曲げ疲労強度を確保することができる。一方、上記サイズの板状析出物がフェライト中に250個/μm2を超えて存在すると、表層が過度に強化されるため、曲げ矯正性の指標となる曲げ矯正可能歪量が20000μεに達しない。上記フェライト中に存在する板状析出物の厚さおよび幅は、それぞれ、3nm以下および100nm以下であることが好ましい。透過電子顕微鏡以下、TEMという。など観察機器の性能にもよるが、倍率200000倍でTEM観察する場合には、厚さ1nm、幅10nmの析出物が観察限界になる。このB項で述べた軟窒化部品の拡散層は、前記A項で述べた化学組成を有する鋼を用いて、均熱温度450~650°C、均熱時間30分以上の条件で軟窒化処理を行うことによって得ることができる。また、前記A項で述べた化学組成を有する鋼を用いた場合、部品特性に対する軟窒化処理後の冷却速度の影響は、過度に大きいものではなく、何れの冷却方法を採った場合でも目標を満足する。このため、軟窒化後の冷却は、適宜の方法で行えばよい。以下、実施例により本発明をさらに詳しく説明する。表3に示す化学組成を有する鋼A~Nを70トン転炉で溶製し、断面の寸法が180mm×180mmの鋼片に分塊圧延した。表3における鋼A~Eは、化学組成が本発明で規定する範囲内にある鋼である。一方、鋼F~Nは、化学組成が本発明で規定する条件から外れた鋼である。上記の鋼を直径90mmの棒鋼に鍛造し、さらに、加熱温度1200°C、仕上温度1000~1050°Cの条件で直径50mmの棒鋼に鍛造した。鍛造後は大気中で放冷して室温まで冷却した。上記のようにして得た直径50mmの各棒鋼のR/2部から、図1に示す形状の小野式回転曲げ疲労試験片および図3に示す形状の曲げ矯正性測定用4点曲げ試験片を採取した。先ず、上記のようにして得た4点曲げ試験片を用いて軟窒化処理前の組織調査を実施した。具体的には、4点曲げ試験片のR3の溝底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して組織を現出させた。その後、100倍の倍率で光学顕微鏡によって表層から1mm深さの位置の部位を任意に5視野観察して、相を同定し、さらに、フェライトの面積分率を測定した。次に、小野式回転曲げ疲労試験片および4点曲げ試験片を、NH3ガス:RXガス=1:1の雰囲気中にて均熱温度600°C、均熱時間150分の条件で軟窒化処理し、鋼Cおよび鋼Dについては、均熱温度650°C、均熱時間180分の条件でも軟窒化処理した。軟窒化後は、いずれも水冷した。先ず、上記の軟窒化処理後に水冷した4点曲げ試験片を用いて拡散層についての調査を実施した。具体的には、4点曲げ試験片のR3の溝底縦断部位が被検面になるようにして樹脂に埋め込み、鏡面研磨した後、ナイタールで腐食して洗浄した。その後、100倍の倍率で光学顕微鏡によって表層から深さ1mmまでの連続する位置を、任意に5箇所観察して、表面近傍の腐食されなかった部分、つまり、表層に形成された化合物層の深さを調査するとともに、該化合物層よりも深い腐食された領域における相を同定した。次いで、任意の3か所について、深さ0.05mmから1mmまでの連続する位置のビッカース硬さを、JISZ22442009に記載のビッカース硬さ試験-試験方法に準拠して測定し、同一深さの値を平均して硬さ分布として硬さ推移曲線を作成し、化合物層と拡散層の深さの和である窒化層の深さを調査した。ここで、ビッカース硬さの測定は、試験力が2.94N、深さ方向の測定間隔が0.05mmの条件で行った。窒化層の定義はJISG05621993に準拠し、窒化層深さは、生地と比較して硬さの差異が区別できない点に至るまでの表面からの距離を指す。後述の表4に示すように、窒化層深さは0.55~0.80mmであることが判明した。そこでさらに、上記の軟窒化処理後に水冷した4点曲げ試験片について、拡散層の内部組織を調査した。具体的には、図5に示すように、上記4点曲げ試験片から、平滑部表面を含む厚さ1mmの板状試験片を切り出した。次いで、該厚さ1mmの板状試験片を、平滑部表面からの深さ方向に厚みが減ずるよう、両面から機械研磨して、平滑部表面からの深さで30~90μmの位置のみを含む板状試験片に加工した。その後、該板状試験片を、過塩素酸-メタノール混合液を用いたツインジェット方式の電解研磨により、さらに薄膜化し、走査透過型電子顕微鏡を用いたエネルギー分散形X線分光法STEM-EDSによる元素分析、およびTEM観察に供した。STEM-EDS分析およびTEM観察における加速電圧は、いずれも300kVである。TEMによって、何れもフェライトパーライト組織におけるフェライト部が観察できた。したがって、上記の薄膜試験片は化合物層ではなく、拡散層から採取されたものであることが確認できたので、TEM観察によって、析出物の形状の特徴および析出形態を調査するとともに、STEM-EDSによって、該析出物を構成する元素を調査した。拡散層のフェライトパーライト組織におけるフェライト内部の組織をTEM観察した結果の一例として、図6および図7に、鋼Aを用いた試験番号1についての結果を示す。図6は明視野像、図7は同視野の電子線回折図形である。図6に示すように、フェライト中には白矢印で示すような析出物が観察された。そして、STEM-EDS分析およびTEM観察の結果から、該析出物は、ηMn3N2であり、生地であるフェライトとの方位関係が[数1]かつ[数2]である板状と判明した。したがって、[数3]または[数4]となるよう析出しているηMn3N2は、電子線入射方向を[001]α-Feとした場合、板を水平方向から眺めるように観察することとなり、観察例のように直線状のコントラストとして観察される。ここで、直線状のコントラストの太さを板状析出物の厚さ、長さを幅とした場合、倍率200000倍のTEM観察では、厚さ1nm、幅10nmのηMn3N2が観察限界であった。各薄膜試験片について、TEM観察における電子線入射方向を<001>α-Feとし、上記形状の析出物を板状析出物として、厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数を調査した。すなわち、拡散層のフェライトパーライト組織におけるフェライトを200000倍でTEM観察し、250nm×350nmの視野中に含まれる上記サイズの板状析出物の個数を求めた。これを任意5視野について繰り返し、求めた個数の5視野の総数を観察した5視野の総面積で除することにより、単位面積あたりに含まれる厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数を算出した。さらに、前記の軟窒化処理後に水冷した小野式回転曲げ疲労試験片および4点曲げ試験片を用いて、曲げ疲労強度と曲げ矯正性を調査した。すなわち、前記の軟窒化処理後に水冷した小野式回転曲げ疲労試験片を用いて、室温、大気雰囲気にて、回転数3000rpmの両振りの条件で疲労試験を行い、曲げ疲労強度を調査した。曲げ疲労強度の目標は600MPa以上である。また、軟窒化処理後に水冷した4点曲げ試験片の切欠き底に2mmの歪ゲージを接着し、歪ゲージが断線するまで曲げ矯正歪を付与した。前述のように、歪ゲージが断線した場合には軟窒化層に割れが生じていたので、歪ゲージが断線した時点での歪量、すなわち曲げ矯正可能歪量で曲げ矯正性を評価した。曲げ矯正性の指標となる曲げ矯正可能歪量の目標は20000με以上である。表4に、上記の試験結果を整理して示す。表4から、本発明で規定する条件を満たす本発明例に係る試験番号1~7は、曲げ疲労強度が600MPa以上および曲げ矯正可能歪量が20000με以上という目標を達成しており、高い曲げ疲労強度に加えて優れた曲げ矯正性を有することが明らかである。これに対して、試験番号8は、鋼FのC含有量が0.20と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、拡散層のフェライト中に析出した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状窒化物の個数は176個μm2で本発明の規定を満たしているものの、生地の強度が不足し、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。試験番号9は、鋼GのMn含有量が0.80と低く、本発明で規定する条件から外れている。しかも、拡散層のフェライト中に析出した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数も112個μm2と少なく、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。試験番号10は、鋼HのAl含有量が0.003と低く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化時に拡散層深さが増加せず、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。試験番号11は、鋼IのパラメータP1が0.95で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化部品としての曲げ疲労強度が目標に未達であった。試験番号12は、鋼JのMn含有量が1.25と高く、本発明で規定する条件から外れている。しかも、拡散層のフェライト中に析出した厚さ5nm以下、かつ幅200nm以下の板状析出物の個数も257個/μm2と多く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。試験番号13は、鋼KのCr含有量が0.11と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。試験番号14は、鋼LのAl含有量が0.060と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。試験番号15は、鋼MのパラメータP2が0.89で本発明で規定する範囲よりも低い。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。試験番号16は、鋼NのC含有量が0.42と高く、本発明で規定する条件から外れている。このため、軟窒化部品としての曲げ矯正可能歪量が目標に未達で、曲げ矯正性に劣っていた。