本发明涉及渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法。
背景技术：
近年来，对于汽车的齿轮、离合器板、减震器等机械结构部件，不仅要求耐久性高，还要求能廉价制造。一般来说，作为这些部件的制造方法，进行了使用热锻造材的切削和渗碳处理。然而，面对成本降低的要求提高，推进了如下技术的开发：将热轧钢板、冷轧钢板作为坯料，进行冷加工，成型为构件的形状后，进行渗碳处理。冷加工中，将坯料冲裁，接着，经过弯曲加工、深拉加工、扩孔加工等成型为构件。此时，对于加工中使用的渗碳用钢板，要求最基本的变形模式即弯曲性良好。进而，对于变矩器的减震器等之类的汽车部件，要求韧性等优异的耐冲击特性。从上述观点出发，近年来，提出了各种技术。
例如以下的专利文献1中提出了如下技术：由铁素体和珠光体构成热轧钢板的组织，之后，实施球状化退火，使碳化物球状化。
另外，以下的专利文献2中提出了如下技术：在控制碳化物的粒径的基础上，控制铁素体晶界的碳化物的个数相对于铁素体晶粒内的碳化物的个数的比率，进一步控制作为母相的铁素体的晶粒直径，从而提高渗碳后的构件的冲击特性。
另外，以下的专利文献3中提出了如下技术：在控制碳化物的粒径和长宽比、以及作为母相的铁素体的晶粒直径的基础上，进一步控制铁素体的长宽比，从而提高冷加工性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第3094856号公报
专利文献2：国际公开第2016/190370号
专利文献3：国际公开第2016/148037号
技术实现要素：
发明要解决的问题
上述机械结构部件，为了提高强度，要求淬透性。即，对于机械结构部件中使用的坯料要求维持淬透性、且确保成型性。进而，对于渗碳后的机械结构部件，要求耐冲击特性(特别是渗碳后的韧性)。
然而，上述专利文献1的以碳化物的显微组织控制为主体的制造方法中，可以改善以会因冷加工而导入的龟裂为起点的耐冲击特性，但无法期望提高渗碳后的韧性的效果。另外，上述专利文献2中提出的以碳化物和铁素体的显微组织控制为主体的制造方法中，成型性得到改善，但是用于汽车的变矩器的减震器等那样的以高水平要求耐冲击性的特定的汽车部件的情况下，为了得到更优异的韧性，尚有改善的余地。进而，通过使用上述专利文献3中提出的技术，从而成型性得到改善，但是用于汽车的变矩器的减震器等那样的以高水平要求耐冲击性的特定的汽车部件的情况下，为了得到更优异的韧性，尚有改善的余地。如此，以往提出的技术中，在担保渗碳用钢板的成型性、淬透性且得到渗碳后充分的韧性的方面尚有改善的余地，因此，特别是对于变矩器的减震器部件等之类的、以高水平要求耐冲击性的特定的汽车部件，寻求能更适合应用的渗碳用钢板。
因此，本发明是鉴于上述问题而作出的，本发明的目的在于，提供：成型性、和渗碳后的韧性更优异的渗碳用钢板和其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等针对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果，如以下详述那样，获得如下见解：通过适当控制铁素体晶粒中的碳化物的生成位置、和钢板的表层部中的氮浓度，从而可以维持淬透性，且提高冷加工时的成型性和渗碳后的韧性，至此完成了本发明。
基于上述见解而完成的本发明的主旨如以下所述。
[1]一种渗碳用钢板，其以质量％计含有c：0.02％以上且小于0.30％、si：0.005％以上且0.5％以下、mn：0.01％以上且3.0％以下、p：0.1％以下、s：0.1％以下、sol.al：0.0002％以上且3.0％以下、n：0.0001以上且0.035％以下，余量为fe和杂质，所述渗碳用钢板的铁素体的平均晶粒直径小于10μm，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上，从钢板的最表面至沿深度方向距该钢板的最表面的距离为50μm的位置为止的区域中的平均氮浓度为0.040质量％以上且0.200质量％以下。
[2]根据[1]所述的渗碳用钢板，其以质量％计进一步含有cr：0.005％以上且3.0％以下、mo：0.005％以上且1.0％以下、ni：0.010％以上且3.0％以下、cu：0.001％以上且2.0％以下、co：0.001％以上且2.0％以下、nb：0.010％以上且0.150％以下、ti：0.010％以上且0.150％以下、v：0.0005％以上且1.0％以下、b：0.0005％以上且0.01％以下中的1种或2种以上来代替余量fe的一部分。
[3]根据[1]或[2]所述的渗碳用钢板，其以质量％计进一步含有w：1.0％以下、ca：0.01％以下中的至少任一者来代替余量fe的一部分。
[4]一种渗碳用钢板的制造方法，其为制造[1]～[3]中任一项所述的渗碳用钢板的方法，所述方法包括如下工序：热轧工序，将具有[1]～[3]中任一项所述的化学组成的钢材加热，在800℃以上且小于920℃的温度区域使热精轧结束，以700℃以下的温度进行卷取；和，退火工序，在将氮气浓度控制为以体积分数计为25％以上的气氛中，将通过前述热轧工序得到的钢板、或在前述热轧工序后实施冷轧的钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以下述式(1)定义的ac1点以下的温度区域，在该ac1点以下的温度区域实施保持10小时以上且100小时以下的退火处理，然后实施将从退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度设为5℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却，前述热轧工序中，在从前述热精轧结束时起的1秒以内开始平均冷却速度超过50℃/秒的冷却，将前述退火处理后的铁素体的平均粒径控制为小于10μm。
[5]根据[4]所述的渗碳用钢板的制造方法，其中，在用于得到供至前述热轧工序的前述钢材的连续铸造工序中，实施规定的夹杂物的生成或规定元素的中心偏析降低处理中的至少任一者的钢材健全化处理。
ac1＝750.8-26.6[c]+17.6[si]-11.6[mn]-22.9[cu]-23[ni]+24.1[cr]
+22.5[mo]-39.7[v]-5.7[ti]+232.4[nb]-169.4[al]-894.7[b]
···式(1)
此处，上述式(1)中，[x]的表述表示元素x的含量(单位：质量％)，在不含相应元素的情况下代入零，
发明的效果
如以上说明，根据本发明，可以提供：成型性和渗碳后的韧性更优异的渗碳用钢板。
具体实施方式
以下，对本发明的适合实施方式详细进行说明。
(关于本发明人等进行的研究的内容和得到的见解)
先于对本发明的渗碳用钢板和其制造方法进行说明，对于本发明人等为了解决上述课题而进行的研究的内容，以下详细进行说明。
上述研究时，本发明人等首先对用于提高渗碳前的成型性(特别是弯曲性)的方法进行了研究。
为了提高渗碳前的成型性(特别是弯曲性)，重要的是，弯曲变形时抑制龟裂的发生，此外，在发生了龟裂时，抑制发生的龟裂的伸展。为了抑制龟裂的发生，有效的是，控制钢板中生成的碳化物的长宽比(长轴/短轴)，重点在于，通过球状化退火，降低碳化物的长宽比。另外，为了抑制龟裂的伸展，有效的是，抑制粗大的碳化物的生成，且控制碳化物的析出位置。即，铁素体的晶界处生成碳化物的情况下，助长以晶界为传播路径的龟裂的伸展。因此，重要的是，使碳化物在铁素体的晶粒内生成。认为，通过使碳化物在铁素体的晶粒内生成，从而可以抑制晶界处的龟裂传播。
本发明人等在实施了上述组织控制的基础上，进而，作为提高渗碳后的耐冲击特性的方法，着眼于渗碳用钢板表层的氮富集所产生的韧性的提高，对钢板表层中的氮富集所产生的作用效果详细进行了调查和研究。其结果发现：通过控制钢板表层的氮浓度，渗碳后的韧性(特别是室温下的冲击值)飞跃性地提高。具体而言，将热轧钢板或冷轧钢板退火时，控制气氛中的氮气浓度使其成为规定的阈值以上，从而可以使氮在渗碳用钢板的钢板表层富集，其结果发现：由渗碳用钢板成型的渗碳构件中，室温下的冲击值飞跃性地提高。
作为渗碳后的韧性提高的理由，考虑以下的机制。通过在氮含有率高的气氛中对钢板进行退火，从而使气氛中含有的氮侵入至钢板，在钢板表层形成氮化物。所生成的氮化物中，微细的aln为主体，因此，渗碳热处理中，体现抑制原奥氏体的晶粒生长的效果。在原奥氏体晶粒径与相变后的马氏体的粒径之间成立比例关系。因此，如果通过微细的aln抑制原奥氏体的晶粒生长，则渗碳构件的组织中的马氏体的粒径也微细化，作为结果，认为冲击值飞跃性地增加。本发明人等进行了深入研究，结果表明，在渗碳用钢板的钢板表层中生成微细的aln，渗碳构件的冲击值提高。
需要说明的是，在钢板的强度上升时，上述弯曲性和渗碳后的韧性成为劣势。另一方面，在确保渗碳用钢板所要求的淬透性的观点上，期望使钢板高强度化。为了兼顾这些相反的特性，通过上述示出概要那样的组织控制，维持淬透性、且提高弯曲性和渗碳后的韧性变得重要。因此，通过上述示出概要那样的组织控制，可以得到兼顾了淬透性、弯曲性和渗碳后的韧性的渗碳用钢板。
本发明人等通过以上的钢板的组织控制，成功地维持淬透性，且提高冷加工中的弯曲性和渗碳后的韧性。由此，可以得到兼具淬透性、成型性和渗碳后的韧性的渗碳用钢板。
以下详述的本发明的实施方式的渗碳用钢板和其制造方法是基于上述发现而完成的。以下中，对基于上述发现而完成的、本实施方式的渗碳用钢板和其制造方法详细进行说明。
(关于渗碳用钢板)
首先，对本发明的实施方式的渗碳用钢板详细进行说明。
本实施方式的渗碳用钢板具有以下详述的规定的化学成分。此外，本实施方式的渗碳用钢板具有如下特定的显微组织：碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为80％以上，在铁素体晶粒内存在的碳化物的个数比率相对于全部碳化物为60％以上，且从钢板的最表面至沿深度方向距该钢板的最表面的距离为50μm的位置为止的区域中的氮浓度为0.040质量％以上且0.200质量％以下。由此，本实施方式的渗碳用钢板维持淬透性，且体现更进一步优异的成型性和渗碳后的韧性。
＜关于渗碳用钢板的化学成分＞
首先，对本实施方式的渗碳用钢板的板厚中央部处的化学成分，详细进行说明。需要说明的是，以下的说明中，关于化学成分的“％”只要没有特别限定就是指“质量％”。
[c：0.02％以上且小于0.30％]
c(碳)为用于确保最终得到的渗碳构件中的板厚中央部的强度所需的元素。另外，渗碳用钢板中，c固溶于铁素体的晶界，使晶界的强度上升，是有利于弯曲性提高的元素。
c的含量小于0.02％的情况下，无法得到上述弯曲性的提高效果。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，c的含量设为0.02％以上。c的含量优选0.05％以上。另一方面，c的含量成为0.30％以上的情况下，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，弯曲性劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，c的含量设为小于0.30％。c的含量优选0.20％以下。另外，如果考虑弯曲性和淬透性的均衡性，则c的含量进一步优选0.10％以下。
[si：0.005％以上且0.5％以下]
si(硅)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。si的含量小于0.005％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，si的含量设为0.005％以上。si的含量优选0.01％以上。另一方面，si的含量超过0.5％的情况下，固溶于碳化物的si使碳化物稳定化，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，弯曲性受损。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，si的含量设为0.5％以下。si的含量优选0.3％以下。
[mn：0.01％以上且3.0％以下]
mn(锰)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。mn的含量小于0.01％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，mn的含量设为0.01％以上。mn的含量优选0.1％以上。另一方面，mn的含量超过3.0％的情况下，固溶于碳化物的mn使碳化物稳定化，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，招致弯曲性的劣化。因此，mn的含量设为3.0以下。mn的含量优选2.0％以下，更优选1.0％以下。
[p：0.1％以下]
p(磷)为在铁素体的晶界处发生偏析，使弯曲性劣化的元素。p的含量超过0.1％的情况下，晶界的强度明显降低，弯曲性劣化。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，p的含量设为0.1％以下。p的含量优选0.050％以下，更优选0.020％以下。需要说明的是，p的含量的下限没有特别限定。其中，如果使p的含量降低至小于0.0001％，则脱p成本大幅上升，经济上变得不利。因此，实用钢板上，p的含量中，0.0001％成为实质的下限。
[s：0.1％以下]
s(硫)为形成夹杂物、使弯曲性劣化的元素。s的含量超过0.1％的情况下，生成粗大的夹杂物，弯曲性降低。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，s的含量设为0.1％以下。s的含量优选0.010％以下，更优选0.008％以下。需要说明的是，s的含量的下限没有特别限定。其中，如果使s的含量降低至小于0.0005％，则脱s成本大幅上升，经济上变得不利。因此，实用钢板上，s的含量中，0.0005％成为实质的下限。
[sol.al：0.0002％以上且3.0％以下]
al(铝)为使钢水脱氧而发挥使钢健全化的作用的元素。al的含量小于0.0002％的情况下，无法使钢水充分脱氧。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，al的含量(更详细而言，为sol.al的含量)设为0.0002％以上。al的含量优选0.0010％以上、更优选0.0050％以上、进一步优选0.010％以上。另一方面，al的含量超过3.0％的情况下，生成粗大的氧化物，弯曲性受损。因此，al的含量设为3.0％以下。al的含量优选2.5％以下，更优选1.0％以下，进一步优选0.2％以下，更进一步优选0.05％以下。
[n：0.0001％以上且0.035％以下]
本实施方式的渗碳用钢板中，n(氮)的含量必须为0.035％以下。需要说明的是，此处定义的n的含量为遍及钢板的板厚方向的整体存在的n的平均值(n的含量的板厚方向的平均值)。n的含量超过0.035％的情况下，氮化物会遍及渗碳用钢板的板厚方向整体地大量析出，难以得到期望的弯曲性。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，n的含量设为0.035％以下。n的含量优选0.030％以下，更优选0.020％以下，进一步优选0.010％以下。n的含量的下限没有特别限定。其中，如果使n的含量降低至小于0.0001％，则脱n成本大幅上升，经济上变得不利。因此，实用钢板上，n的含量中，0.0001％成为实质的下限。另外，如果考虑使钢板表层充分含有氮，则n的含量可以设为0.0020％以上。
[cr：0.005％以上且3.0％以下]
cr(铬)为具有提高最终得到的渗碳构件的淬透性的效果的元素，且为使渗碳用钢板中铁素体的晶粒微细化而有利于渗碳后的韧性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要可以含有cr。含有cr的情况下，为了得到渗碳后的韧性进一步提高的效果，优选将cr的含量设为0.005％以上。cr的含量更优选0.010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到渗碳后的韧性的进一步提高的效果，cr的含量优选设为3.0％以下。cr的含量更优选2.0％以下，进一步优选1.6％以下。
[mo：0.005％以上且1.0％以下]
mo(钼)为具有提高最终得到的渗碳构件的淬透性的效果的元素，且为使渗碳用钢板中铁素体的晶粒微细化而有利于渗碳后的韧性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有mo。含有mo的情况下，为了得到渗碳后的韧性进一步提高的效果，优选将mo的含量设为0.005％以上。mo的含量更优选0.010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到渗碳后的韧性的进一步提高的效果，mo的含量优选设为1.0％以下。mo的含量更优选0.8％以下。
[ni：0.010％以上且3.0％以下]
ni(镍)为具有提高最终得到的渗碳构件的淬透性的效果的元素，且为使渗碳用钢板中铁素体的晶粒微细化而有利于渗碳后的韧性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有ni。含有ni的情况下，为了得到渗碳后的韧性进一步提高的效果，优选将ni的含量设为0.010％以上。ni的含量更优选0.050％以上。另外，如果考虑ni在铁素体的晶界处发生偏析的影响，则为了得到渗碳后的韧性的进一步提高的效果，ni的含量优选设为3.0％以下。ni的含量更优选2.0％以下，进一步优选1.0％以下，更进一步优选0.5％以下。
[cu：0.001％以上且2.0％以下]
cu(铜)为具有提高最终得到的渗碳构件的淬透性的效果的元素，且为使渗碳用钢板中铁素体的晶粒微细化而有利于渗碳后的韧性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有cu。含有cu的情况下，为了得到渗碳后的韧性进一步提高的效果，优选将cu的含量设为0.001％以上。cu的含量更优选0.010％以上。另外，如果考虑cu在铁素体的晶界处发生偏析的影响，则为了得到渗碳后的韧性的进一步提高的效果，cu的含量优选设为2.0％以下。cu的含量更优选0.80％以下。
[co：0.001％以上且2.0％以下]
co(钴)为具有提高最终得到的渗碳构件的淬透性的效果的元素，且为使渗碳用钢板中晶粒微细化而有利于渗碳后的韧性进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有co。含有co的情况下，为了得到渗碳后的韧性进一步提高的效果，优选将co的含量设为0.001％以上。co的含量更优选0.010％以上。另外，如果考虑co在铁素体的晶界处发生偏析的影响，则为了得到渗碳后的韧性的进一步提高的效果，co的含量优选设为2.0％以下。co的含量更优选0.80％以下。
[nb：0.010％以上且0.150％以下]
nb(铌)为使铁素体的晶粒微细化而有利于弯曲性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有nb。含nb的情况下，为了得到弯曲性的进一步提高的效果，优选将nb的含量设为0.010％以上。nb的含量更优选0.035％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到弯曲性的进一步提高的效果，nb的含量优选设为0.150％以下。nb的含量更优选0.120％以下，进一步优选0.100％以下，更进一步优选0.050％以下。
[ti：0.010％以上且0.150％以下]
ti(钛)为使铁素体的晶粒微细化而有利于弯曲性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要可以含有ti。含有ti的情况下，为了得到弯曲性的进一步提高的效果，优选将ti的含量设为0.010％以上。ti的含量更优选0.035％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到弯曲性的进一步提高的效果，ti的含量优选设为0.150％以下。ti的含量更优选0.120％以下，进一步优选0.050％以下，更进一步优选0.020％以下。
[v：0.0005％以上且1.0％以下]
v(钒)为使铁素体的晶粒微细化而有利于弯曲性的进一步提高的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有v。含有v的情况下，为了得到弯曲性的进一步提高的效果，优选将v的含量设为0.0005％以上。v的含量更优选0.0010％以上。另外，如果考虑碳化物、氮化物的生成的影响，则为了得到弯曲性的进一步提高的效果，v的含量优选设为1.0％以下。v的含量更优选0.80％以下。
[b：0.0005％以上且0.01％以下]
b(硼)为如下元素：通过在铁素体的晶界处发生偏析，从而提高晶界的强度，进一步提高弯曲性。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以含有b。含有b的情况下，为了得到弯曲性的进一步提高的效果，优选将b的含量设为0.0005％以上。b的含量更优选0.0010％以上。另外，即使超过0.01％地添加b，上述弯曲性的进一步提高的效果也饱和，因此，b的含量优选设为0.01％以下。b的含量更优选0.0075％以下，进一步优选0.0050％以下，更进一步优选0.0020％以下。
[w：1.0％以下]
w(钨)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以1.0％为上限含有w。w的含量更优选0.5％以下。
[ca：0.01％以下]
ca(钙)为使钢水脱氧而发挥使钢进一步健全化的作用的元素。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，根据需要，可以以0.01％为上限含有ca。ca的含量更优选0.005％以下。
[余量：fe和杂质]
板厚中央部的成分组成的余量为fe和杂质。作为杂质，例如可以举出：从钢原料或废料、和/或制钢过程中混入，在不妨碍本实施方式的渗碳用钢板的特性的范围内允许的元素。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的化学成分详细进行了说明。
＜关于渗碳用钢板的显微组织＞
接着，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织详细进行说明。
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织实质上由铁素体和碳化物构成。更详细而言，本实施方式的渗碳用钢板的显微组织如下构成：铁素体的平均晶粒直径小于10μm，铁素体的面积率例如为80～95％的范围内，碳化物的面积率例如为5～20％的范围内，且铁素体与碳化物的总计面积率不超过100％。
上述铁素体和碳化物的面积率如下测定：将与渗碳用钢板的宽度方向垂直的截面作为观察面进行采集，使用采集到的样品进行测定。样品的长度还取决于测定装置，可以为10mm～25mm左右。样品中，对观察面进行研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀液蚀刻。用热场发射型扫描电子显微镜(例如jeol制jsm-7001f)观察硝酸乙醇腐蚀液蚀刻后的观察面的、板厚1/4位置(是指，距离渗碳用钢板的表面沿钢板的厚度方向在钢板厚度的1/4位置)、板厚3/8位置、和板厚1/2位置的范围。
对于各样品的观察对象范围，对2500μm2的范围进行10个视野观察，各视野中，测定视野面积中的铁素体和碳化物所占的面积的比率。然后，将铁素体所占的面积的比率在全部视野中的平均值、和碳化物所占的面积的比率在全部视野中的平均值分别作为铁素体的面积率、和碳化物的面积率。
此处，本实施方式的显微组织中的碳化物主要为铁与碳的化合物即渗碳体(fe3c)、和ε系碳化物(fe2～3c)等铁系碳化物。另外，显微组织中的碳化物在上述铁系碳化物的基础上，还包含将渗碳体中的fe原子用mn、cr等置换而成的化合物；合金碳化物(为m23c6、m6c、mc等，m为fe和其他金属元素)。本实施方式的显微组织中的碳化物基本由铁系碳化物构成。因此，对于上述碳化物，着眼于以下详述的个数的情况下，其个数可以为上述各种碳化物的总计个数，也可以仅为铁系碳化物的个数。即，以下详述的、关于碳化物的各种个数比率可以为将包含铁系碳化物的各种碳化物作为母集团的情况，也可以为仅将铁系碳化物作为母集团的情况。铁系碳化物例如可以对试样利用衍射解析、eds(能量色散x射线光谱，energydispersivex-rayspectrometry)而特定。
弯曲变形中，变形应力在软质组织与硬质组织的界面集中。因此，需要尽量减小软质组织与硬质组织之间的硬度差，或控制硬质组织的形状以缓和应力集中。因此，通过球状化退火来降低碳化物的长宽比，从而可以抑制龟裂的发生。弯曲变形如果进一步进行，则发生的龟裂伸展。龟裂在容易引起破坏的区域逐渐传播，因此，铁素体的晶界、和铁素体与碳化物的界面可能成为传播路径。此时，如果在铁素体的晶界生成碳化物，则助长以晶界为传播路径的龟裂的伸展，因此，重要的是，使碳化物在铁素体的晶粒内生成。认为，通过使碳化物在铁素体的晶粒内生成，从而可以抑制晶界处的龟裂传播。
对于渗碳构件，通过渗碳向表层导入碳，因此，在构件的表层，强度变高，而另一方面，强度如果上升，则成为渗碳构件的坯料的钢材变脆。因此，成为坯料的渗碳用钢板中，表层的韧性变得重要。关于这一点，通过使钢板表层的晶粒微细化，从而韧性提高。如以下详述那样，通过在氮含有率高的气氛中将钢板退火，从而气氛中含有的氮侵入至钢板，在钢板表层形成氮化物。所生成的氮化物中，微细的aln为主体，因此，渗碳热处理显示出抑制原奥氏体的晶粒生长的效果。在原奥氏体晶粒径与相变后的马氏体的粒径之间成立比例关系，因此表明，如果通过微细的aln抑制原奥氏体的晶粒生长，则渗碳构件的组织中的马氏体的粒径也可以微细化。
以下，对构成本实施方式的渗碳用钢板的显微组织的限定理由，详细进行说明。
[铁素体的平均晶粒直径：小于10μm]
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织中，铁素体的平均晶粒直径如上述小于10μm。通过使铁素体的平均晶粒直径小于10μm，从而可以体现上述晶粒的微细化所产生的效果，可以提高渗碳后的冲击值。铁素体的平均晶粒直径如果为10μm以上，则无法体现上述晶粒的微细化所产生的效果，无法提高渗碳后的冲击值。铁素体的平均晶粒直径优选小于8μm。铁素体的平均晶粒直径的下限值没有特别限定。其中，在实际操作上，难以将铁素体的平均晶粒直径控制为小于0.1μm，因此，0.1μm成为实质的下限。
[全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率：80％以上]
如上提及那样，本实施方式中的碳化物主要由渗碳体(fe3c)和ε系碳化物(fe2～3c)等铁系碳化物构成。本发明人等的研究的结果表明：全部碳化物中、长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率如果为80％以上，则可以得到良好的弯曲性。全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率如果小于80％，则弯曲变形时助长龟裂的发生，无法得到良好的弯曲性。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率的下限设为80％。出于弯曲性的进一步提高的目的，全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率优选85％以上。需要说明的是，全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率的上限没有特别限定。其中，在实际操作上，难以形成98％以上，因此，98％成为实质的上限。
[全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率：60％以上]
本发明人等的研究的结果表明：全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率如果为60％以上，则可以得到良好的弯曲性。全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率小于60％的情况下，弯曲变形时助长龟裂的伸展，无法得到良好的弯曲性。因此，本实施方式的渗碳用钢板中，将全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率的下限设为60％。出于弯曲性的进一步提高的目的，全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率优选65％以上。需要说明的是，全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率的上限没有特别限定。其中，在实际操作上，难以形成98％以上，因此，98％成为实质的上限。
[碳化物的平均圆当量直径：5.0μm以下]
本实施方式的渗碳用钢板的显微组织中，碳化物的平均圆当量直径必须为5.0μm以下。碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm的情况下，弯曲变形时产生裂纹，无法得到良好的弯曲性。碳化物的平均圆当量直径越小，弯曲性越良好，碳化物的平均圆当量直径优选1.0μm以下、更优选0.8μm以下、进一步优选0.6μm以下。碳化物的平均圆当量直径的下限没有特别限定。其中，在实际操作上，难以使碳化物的平均圆当量直径为0.01μm以下，因此，0.01μm成为实质的下限。
接着，对于显微组织中的铁素体的平均粒径、以及碳化物的各种个数比率和碳化物的平均圆当量直径的测定方法，详细进行说明。需要说明的是，以下测定中，限定样品的观察位置，但样品中测定到的铁素体和碳化物的状态、与本实施方式的钢板的表层部分(氮富集的部分)中的铁素体和碳化物的状态之间不存在较大差异。
首先，从渗碳用钢板，以能观察与其表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的长度还取决于测定装置，但可以为10mm左右。对截面进行研磨和腐蚀，供至碳化物的析出位置、长宽比和平均圆当量直径的测定。研磨例如可以如下进行：使用粒度600～粒度1500的碳化硅纸对测定面进行研磨后，使用在醇等稀释液、纯水中分散有粒径为1μm～6μm的金刚石粉的液体，精加工成镜面而进行。腐蚀只要为能观察碳化物的形状和析出位置的方法就没有特别限制，例如作为腐蚀碳化物与铁基体的晶界的手段，可以采用如下方法：通过利用非水溶剂系电解液的恒定电位电解蚀刻法(黑泽文夫等、日本金属学会志、43、1068、(1979))等，将铁基体去除几微米左右，仅使碳化物残留。
铁素体的平均晶粒直径如下：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如jeol制jsm-7001f)，对于样品的板厚1/4位置，在2500μm2的范围内进行拍摄，对于所得图像，应用线段法而算出。
碳化物的长宽比的算出如下进行：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如jeol制jsm-7001f)，对于样品的板厚1/4位置，观察10000μm2的范围而进行。对于观察到的视野中所含的全部碳化物，测定长轴和短轴，算出长宽比(长轴/短轴)，求出其平均值。在5个视野中实施上述观察，将5个视野的平均值作为样品的碳化物的长宽比。将所得碳化物的长宽比作为参考，由长宽比为2.0以下的碳化物的总个数、和在上述5个视野中存在的碳化物的总数，算出全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率。
碳化物的析出位置的确认如下进行：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如jeol制jsm-7001f)，对于样品的板厚1/4位置，观察10000μm2的范围而进行。对于观察到的视野中所含的全部碳化物，观察析出位置，算出全部碳化物中、在铁素体的晶粒内析出的碳化物的比率。在5个视野中实施上述观察，将5个视野的平均值作为碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的比率(即，全部碳化物中在铁素体的晶粒内存在的碳化物的个数比率)。
碳化物的平均圆当量直径如下：使用热场发射型扫描电子显微镜(例如jeol制jsm-7001f)，对于样品的板厚1/4位置，对600μm2的范围进行4个视野拍摄而进行。对于各视野，使用图像解析软件(例如mediacybernetics制image-proplus)，分别测定拍摄到的碳化物的长轴和短轴。对于视野中的各碳化物，将所得长轴和短轴的平均值作为该碳化物的直径，对于视野中拍摄到的全部碳化物，算出所得直径的平均值。进一步以视野数平均如上得到的、4个视野中的碳化物的直径的平均值，作为碳化物的平均圆当量直径。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板所具有的显微组织详细进行了说明。
[钢板表层的平均氮浓度：0.040质量％以上且0.20质量％以下]
接着，对渗碳用钢板的表层的平均氮浓度进行说明。本发明人等的研究的结果表明：渗碳用钢板的表层的平均氮浓度如果为0.040质量％以上，则由渗碳用钢板制造的渗碳构件可以得到良好的韧性。以下，基于上述见解，详细进行说明。
本发明人等使用聚焦离子束加工观察装置，从可以得到良好的韧性的渗碳构件的表层附近采集长度40μm×深度25μm的薄膜样品，使用透射型电子显微镜调查了显微组织。其结果，薄膜样品中确认到平均直径为50nm以下的微细的aln的生成。
进而，本发明人等为了调查aln的生成位置与母相组织的对应性，实施了以下的分析。即，将使用聚焦离子束加工观察装置采集到的长度100μm×深度100μm的薄膜样品固定于铜制的筛网支架，然后供至搭载于热场发射型扫描电子显微镜(jeol制jsm-6500f)的透射型电子背散射衍射装置，实施分析。根据通过电子背散射衍射法得到的测定结果，再构筑原奥氏体的晶体取向图，与透射型电子显微镜图像进行比较。因而，其结果表明：微细的aln存在于原奥氏体晶界附近，另外，微细的aln析出了的原奥氏体晶界存在于从钢板的最表面至距该钢板的最表面的距离为深度50μm左右的位置为止。即，认为在钢板表层(从钢板的最表面至距该钢板的最表面的距离为深度50μm为止的区域)生成的微细的aln在渗碳热处理时抑制原奥氏体的晶粒生长，结果是渗碳构件的组织中的马氏体的粒径微细化，冲击值飞跃性地增加。需要说明的是，此处所谓钢板的最表面是指，钢板母材的表面，不包括氧化皮层等之类的可能在钢板母材表面存在的各种层。
进而，本发明人等使用可以得到良好的韧性的渗碳构件，使用搭载有波长分散型x射线分光器和场发射型电子枪的电子探针微量分析仪，测定从钢板表面至钢板中心部的氮浓度的曲线。其结果确认到钢板表层(即，从钢板的最表面至深度50μm的区域)的平均氮浓度成为0.040质量％以上。
本发明人等反复深入研究，结果确认到以将板厚中央部的平均氮浓度(更详细而言，为从板厚中央部向表面侧至100μm的位置的平均氮浓度)控制为0.2质量％以下的钢板为坯料，在将氮气浓度控制为以体积分数计为25％以上的气氛中，以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度，将作为坯料的钢板加热至ac1点以下的温度区域，在上述ac1点以下的温度区域保持10小时以上且100小时以下后，以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却，则钢板表层的平均氮浓度成为0.040质量％以上且0.200质量％以下。即，在将氮气浓度控制为以体积分数计25％以上的气氛中，以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度，将钢板加热至ac1点以下的温度区域，在上述ac1点以下的温度区域保持10小时以上且100小时以下后，以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却，从而在钢板表层生成50nm以下的微细的aln。其结果认为，钢板表层的平均氮浓度成为0.040质量％以上且0.200质量％以下。需要说明的是，通过上述的退火生成的微细的aln的组织基本不会因冷加工而发生变化，会在渗碳热处理时有利于抑制原奥氏体的晶粒生长。
如以上，本发明人等进行了深入研究，结果表明：渗碳用钢板的钢板表层(从钢板的最表面至深度50μm的区域)中的平均氮浓度如果为0.040质量％以上，则在钢板表层生成微细的aln，渗碳构件的冲击值提高。钢板表层中的平均氮浓度优选0.045质量％以上。另一方面，钢板表层中的平均氮浓度超过0.200质量％的情况下，生成粗大的氮化物，韧性劣化。因此，钢板表层中的平均氮浓度中，将0.200质量％设为上限。钢板表层中的平均氮浓度优选0.150质量％以下。
接着，对钢板表面中的平均氮浓度的特定方法进行说明。
如上提及那样，通过退火生成的微细的aln的组织基本不会因冷加工而发生变化，在渗碳热处理时，有利于抑制原奥氏体的晶粒生长。因此，使用将热轧钢板或冷轧钢板供至退火后的渗碳用钢板，调查氮的曲线即可。
具体而言，首先，从渗碳用钢板以能观察到与其表面垂直的截面(板厚截面)的方式切出样品。样品的长度还取决于测定装置，但可以为10mm～25mm左右。使用日本电子制的截面抛光机和日本电子制的试样旋转支架，利用氩离子束，以在测定面不产生条纹状的凹凸的方式调整测定面。之后，使用搭载有波长分散型x射线分光器和场发射型电子枪的电子探针微量分析仪，以50nm间隔测定从钢板的最表面至板厚中央部(板厚1/2位置)
的氮的浓度曲线。之后，算出从钢板的最表层至深度50μm的位置的氮浓度(单位：质量％)的平均值，作为上述提及的钢板表层中的平均氮浓度。进而，将从板厚中央部向表面侧至100μm的氮浓度(单位：质量％)的平均值作为板厚中央部的平均氮浓度。需要说明的是，退火工序中的氮的侵入量在卷材的表面背面无较大差异，因此，上述测定可以在钢板的表面背面中的任一者中实施。
＜关于渗碳用钢板的板厚＞
对本实施方式的渗碳用钢板的板厚没有特别限定，例如优选设为2mm以上。通过将渗碳用钢板的板厚设为2mm以上，从而能进一步减小卷材宽度方向的板厚差。渗碳用钢板的板厚更优选2.3mm以上。另外，渗碳用钢板的板厚没有特别限定，优选设为6mm以下。通过将渗碳用钢板的板厚设为6mm以下，从而可以降低压制成型时的载荷，更容易成型为部件。渗碳用钢板的板厚更优选5.8mm以下。
以上，对本实施方式的渗碳用钢板详细进行了说明。
(关于渗碳用钢板的制造方法)
接着，对用于制造以上说明的本实施方式的渗碳用钢板的方法详细进行说明。
用于制造以上说明的本实施方式的渗碳用钢板的制造方法包括如下工序：(a)热轧工序，使用具有前述说明的化学组成的钢材，依据规定的条件，制造热轧钢板；和，(b)退火工序，对所得热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板，依据规定的热处理条件实施退火处理。
以下，对上述热轧工序和退火工序详细进行说明。
＜关于热轧工序＞
以下详述的热轧工序为使用具有规定的化学组成的钢材、依据规定的条件制造热轧钢板的工序。
此处，供至热轧的钢坯(钢材)只要为利用常规方法制造的钢坯即可，例如可以使用连续铸造板坯、利用薄板坯连铸机等一般的方法制造的钢坯。
另外，从提高韧性的观点出发，供至热轧的钢材中，mns等夹杂物、mn的中心偏析越少越好。因此，例如，优选在用于得到供至热轧的钢坯的连续铸造工序中，实施如下钢材健全化处理：控制每单位时间的钢水浇铸量，从而生成规定的夹杂物；或在铸坯完全凝固前实施中心偏析降低处理。
更详细而言，使用具有上述说明的化学组成的钢材，将上述钢材加热供至热轧，在800℃以上且小于920℃的温度区域使热精轧结束，以700℃以下的温度进行卷取，从而制成热轧钢板。此时，将热精轧后的冷却开始时间设为从热精轧结束时起的1秒以内，且将热精轧后的平均冷却速度设为超过50℃/秒。
[热精轧的轧制温度：800℃以上且小于920℃]
本实施方式的热轧工序中，必须以800℃以上的轧制温度进行热精轧的轧制。热精轧时的轧制温度(即，精轧温度)变得小于800℃而低温化的情况下，铁素体相变开始温度也降低，因此析出的碳化物会粗大化。由此，后续的退火工序中助长这些粗大的碳化物的晶粒生长，结果弯曲性会劣化。因此，本实施方式的热轧工序中，将精轧温度设为800℃以上。精轧温度优选830℃以上。另一方面，精轧温度成为920℃以上的情况下，奥氏体晶粒的粗大化变明显，铁素体的核生成位点减少，结果铁素体的相变开始温度降低，析出的碳化物容易变得粗大化。上述情况下，后续的退火工序中助长这些粗大的碳化物的晶粒生长，结果弯曲性会劣化。因此，本实施方式的热轧工序中，将精轧温度设为小于920℃。精轧温度优选小于900℃。
[卷取温度：700℃以下]
如上提及那样，渗碳用钢板的显微组织需要全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率为80％以上，全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率为60％以上，碳化物的平均圆当量直径为5.0μm以下，钢板表层的平均氮浓度为0.040质量％以上且0.200质量％以下。为此，供至后续的退火工序(更详细而言，为球状化退火)前的钢板组织(热轧钢板组织)优选如下：以面积率的总计成为100％以下的方式主要含有以面积率计为10％以上且80％以下的铁素体、和以面积率计为10％以上且60％以下的珠光体，余量由贝氏体、马氏体、回火马氏体和残留奥氏体中的至少任一者构成。
本实施方式的热轧工序中，卷取温度超过700℃的情况下，铁素体相变过度促进，结果珠光体的生成会被抑制，退火后的渗碳用钢板中，变得难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为80％以上。因此，本实施方式的热轧工序中，将卷取温度的上限设为700℃。对于本实施方式的热轧工序的卷取温度，下限没有特别限定。其中，实际操作上，难以在室温以下进行卷取，因此，室温成为实质的下限。需要说明的是，从进一步减小后续的退火工序后的碳化物的长宽比的观点出发，本实施方式的热轧工序的卷取温度优选400℃以上。
[热精轧后的冷却开始时间：从热精轧结束时起的1秒以内]
[热精轧后的平均冷却速度：超过50℃/秒]
本实施方式的热轧工序中，在从热精轧结束时起的1秒以内开始平均冷却速度超过50℃/秒的冷却。由此，可以使热精轧后的奥氏体晶粒微细化。通过热精轧后的奥氏体晶粒微细化，可以将后续的退火工序(更详细而言，为球状化退火)后的铁素体的平均粒径控制为小于10μm。
热精轧后的冷却开始时间从结束时起超过1秒的情况下，奥氏体晶粒粗大化，球状化退火后的铁素体的平均晶粒直径会超过10μm，无法体现使晶粒微细化所产生的效果。热精轧后的冷却开始时间优选从结束时起的0.8秒以内。冷却开始时间的下限值没有特别限定。其中，在实际操作上，难以使冷却开始时间为从结束时起的小于0.01秒，因此，0.01秒成为实质的下限。
另外，热精轧后的平均冷却速度成为50℃/秒以下的情况下，奥氏体晶粒粗大化，后续的球状化退火后的铁素体的平均晶粒直径变得超过10μm。热精轧后的平均冷却速度优选55℃/秒以上。平均冷却速度的上限值没有特别限定。其中，在实际操作上，难以使平均冷却速度为300℃/秒以上，因此，300℃/秒成为实质的上限。
需要说明的是，可以将上述热轧工序中卷取后的钢板(热轧钢板)退卷并酸洗，实施冷轧。通过酸洗而将钢板表面的氧化物去除，由此，可以实现扩孔性的进一步提高等。需要说明的是，酸洗可以以一次进行，也可以分成多次而进行。冷轧可以为以通常的压下率(例如30～90％)进行的冷轧。热轧钢板和冷轧钢板除包括热轧状态和冷轧状态的钢板以外，还包括在通常的条件下实施了表面光轧的钢板。
本实施方式的热轧工序如上地制造热轧钢板。对制造好的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板，进一步通过以下详述的退火工序，实施特定的退火处理，从而可以得到本实施方式的渗碳用钢板。
<关于退火工序>
以下详述的退火工序为如下工序：对通过上述热轧工序得到的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板，依据规定的热处理条件，实施退火处理(球状化退火处理)。通过上述退火处理，使热轧工序中生成的珠光体球状化，将球状化退火后的铁素体的平均晶粒直径控制为小于10μm。
更详细而言，在将氮气浓度控制为以体积分数计为25％以上的气氛中，将如上述得到的热轧钢板、或在热轧工序后实施冷轧的钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以下述式(101)定义的ac1点以下的温度区域，在ac1点以下的温度区域实施保持10小时以上且100小时以下的退火处理后，实施将从退火结束时的温度起至550℃为止的温度区域中的平均冷却速度设为5℃/小时以上且100℃/小时以下的冷却。
此处，下述式(101)中，[x]的表述表示元素x的含量(单位：质量％)，在不含相应元素的情况下代入零。
ac1＝750.8-26.6[c]+17.6[si]-11.6[mn]-22.9[cu]-23[ni]+24.1[cr]
+22.5[mo]-39.7[v]-5.7[ti]+232.4[nb]-169.4[al]-894.7[b]
···式(101)
[退火气氛：将氮气浓度控制为以体积分数计25％以上的气氛]
上述的退火工序中，退火气氛设为将氮气浓度控制为以体积分数计为25％以上的气氛。氮气浓度以体积分数计小于25％的情况下，无法将钢板表层的平均氮浓度控制为0.040质量％以上且0.200质量％以下。因此，本实施方式的退火工序中，使退火气氛中的氮气浓度以体积分数计为25％以上。退火气氛中的氮气浓度优选以体积分数计为75％以上、更优选以体积分数计为80％以上。需要说明的是，上述氮气浓度越高越理想，但将氮气浓度控制为以体积分数计99％以上在成本上不利，因此，体积分数99％成为实质的上限。
本实施方式的退火工序中，将由包含氮原子的分子形成的气体作为气氛气体导入，边控制退火气氛边进行热处理。例如，使用设置于退火炉内的气体浓度计，调整导入退火工序中使用的加热炉的气氛气体的流量等，从而控制退火气氛即可。
需要说明的是，气氛气体的余量只要以除氮气以外的非活性气体为主体即可，例如可以适宜使用氢气、氩气等还原性气体。更具体而言，作为退火气氛，可以使氮气浓度以体积分数计为75％以上、余量为氢气。另外，只要为少量，气氛气体中包含氧气等气体也没有问题。
[加热条件：以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至ac1点以下的温度区域]
本实施方式的退火工序中，必须将上述的热轧钢板或在热轧工序后实施冷轧的钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均加热速度加热至以上述式(101)规定的ac1点以下的温度区域。平均加热速度小于5℃/小时的情况下，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，弯曲性劣化。另一方面，平均加热速度超过100℃/小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为80％以上。另外，加热温度超过以上述式(101)规定的ac1点的情况下，全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率会变得小于60％，无法得到良好的弯曲性。需要说明的是，加热温度的温度区域的下限没有特别限定，加热温度的温度区域如果小于600℃，则退火处理中的保持时间变长，制造成本变得不利。因此，加热温度的温度区域优选设为600℃以上。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的平均加热速度优选设为20℃/小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的平均加热温度优选设为50℃/小时以下。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的加热温度的温度区域更优选设为630℃以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的加热温度的温度区域更优选设为670℃以下。
[保持时间：在ac1点以下的温度区域保持10小时以上且100小时以下]
本实施方式的退火工序中，必须在上述的ac1点以下(优选600℃以上且ac1点以下)的温度区域保持10小时以上且100小时以下。保持时间小于10小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为80％以上。另一方面，保持时间超过100小时的情况下，碳化物的平均圆当量直径超过5.0μm，弯曲性劣化。为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的保持时间优选设为20小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的保持时间优选设为80小时以下。
[冷却条件：以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度冷却]
本实施方式的退火工序中，上述的加热保持后，将钢板以5℃/小时以上且100℃/小时以下的平均冷却速度进行冷却。此处，平均冷却速度是指，从加热保持温度(换言之，为退火结束时的温度)起至550℃为止的平均冷却速度。平均冷却速度小于5℃/小时的情况下，碳化物过度粗大化，弯曲性劣化。另一方面，平均冷却速度超过100℃/小时的情况下，无法充分促进碳化物的球状化，难以将全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率控制为80％以上。为了更适当地控制碳化物的状态，从加热保持温度起至550℃为止的平均冷却速度优选设为20℃/小时以上。另外，为了更适当地控制碳化物的状态，本实施方式的退火工序中的从加热保持温度起至550℃为止的平均冷却速度优选设为50℃/小时以下。
需要说明的是，本实施方式的退火工序中，小于550℃的温度区域中的平均冷却速度没有特别限定，可以以任意的平均冷却速度冷却至规定的温度区域。需要说明的是，停止冷却的温度的下限没有特别限定。其中，在实际操作上难以冷却至室温以下，因此，室温成为实质的下限。
以上，对本实施方式的退火工序详细进行了说明。
通过实施以上说明的热轧工序和退火工序，从而可以制造上述说明的、本实施方式的渗碳用钢板。
需要说明的是，在实施以上说明的退火工序前，可以将热轧后的钢板在大气中、在40℃以上且70℃以下的温度区域保持72小时以上350小时以下。通过进行这样的保持，从而可以形成在铁素体晶粒内固溶的碳的聚集体。上述碳的聚集体是在铁素体的晶粒内多个原子的碳聚集而成的。通过形成这样的碳的聚集体，从而可以进一步促进后续的退火工序中碳化物的形成。其结果，退火后的钢板中，可以进一步提高位错的迁移率，可以进一步提高退火后的钢板的成型性。
另外，对如以上得到的渗碳用钢板，例如可以实施作为后续工序的冷加工。另外，对冷加工后的上述渗碳用钢板，例如可以在碳势为0.4～1.0质量％的范围内实施渗碳热处理。渗碳热处理的条件没有特别限定，可以适宜调整以得到期望的特性。例如可以将渗碳用钢板加热至奥氏体单相域温度，进行渗碳处理后，直接冷却至室温，也可以暂时冷却至室温后，进行再加热，急速冷却。进一步，出于调整强度的目的，可以对构件的全部或一部分实施回火处理。另外，出于得到防锈效果的目的，可以对钢板表面实施镀覆，出于提高疲劳特性的目的，也可以对钢板表面实施喷丸处理。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。需要说明的是，实施例中的条件为为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一个条件例，本发明不限定于该一个条件例。本发明在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的就可以采用各种条件。
(试验例)
将具有以下的表1所示的化学组成的钢材在以下的表2所示的条件下进行热轧(和冷轧)后，实施退火，得到渗碳用钢板。在以下的表2所示的条件下进行热轧后，在大气中、以55℃保持105小时后，在以下的表2所示的条件下进行退火。此处，以下的表2所示的条件的一例中，用于得到供至热轧的钢材的连续铸造工序中，控制每单位时间的钢水浇铸量，从而实施钢材健全化处理。需要说明的是，以下的表1和表2中，下划线表示为本发明的范围外。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
对于所得渗碳用钢板，分别针对(1)全部碳化物中长宽比为2.0以下的碳化物的个数比率、(2)全部碳化物中在铁素体的晶粒内形成的碳化物的个数比率、(3)碳化物的平均圆当量直径、(4)钢板表层的平均氮浓度和(5)球状化退火后的铁素体的平均晶粒直径，通过上述说明的方法进行了测定。需要说明的是，球状化退火后的铁素体的平均晶粒直径成为所得渗碳用钢板中的铁素体的平均晶粒直径。
另外，为了评价得到的各渗碳用钢板的弯曲性，从渗碳用钢板的任意位置采集试验片，基于德国汽车工业会限定的vda基准(vda238-100)，在以下的条件下，实施弯曲性的测定。本试验例中，将弯曲试验中得到的最大载荷时的位移以vda基准转换为角度，求出最大弯曲角度(单位：度)。
试验片尺寸：30mm(轧制方向)×60mm(与轧制垂直的方向)
弯曲棱线：与轧制平行的方向
试验方法：辊支撑、冲头压入
辊径：φ30mm
冲头形状：前端r＝0.4mm
辊间距离：2.0×板厚(mm)+0.5mm
压入速度：20mm/分钟
试验机：shimadzuautograph(注册商标)20kn
另外，对于得到的各渗碳用钢板，为了评价渗碳后的韧性，对于得到的各渗碳用钢板，实施以下的渗碳处理。即，将各渗碳用钢板在碳势为0.8质量％的气体气氛下、以900℃保持2.5小时后，进一步以850℃保持0.5小时，实施渗碳处理，以100℃进行油淬火。之后，以160℃保持2.0小时，实施回火处理，空气冷却至室温。从渗碳热处理后的钢板的任意位置采集2mm-v切口夏比试验片，依据jisz2242中规定的试验方法，在室温下实施夏比试验，测定冲击值(j/cm2)。
另外，作为参考，算出表示渗碳后的淬透性的指标即理想临界直径。理想临界直径di为由钢板的成分算出的指标，利用grossmann/hollomon，jaffe的方法，可以依据以下式(201)算出。理想临界直径di的值越大，表示淬透性越优异。
di＝(6.77x[c]0.5)×(1+0.64×[si])×(1+4.1×[mn])×(1+2.83×[p])×(1-0.62×[s])
x(1+0.27×[cu])×(1+0.52×[ni])×(1+2.33x[cr])×(1+3.14×[mo])×c
[b]＝0的情况：x＝1
[b]＞0的情况：x＝1+1.5×(0.9-[c])
···式(201)
本试验例中，将渗碳用钢板的最大弯曲角为100°以上、且渗碳后的冲击值为60j/cm2以上的情况记作冷加工中的弯曲性和渗碳后的韧性优异，作为“实施例”。
以下的表3中，归纳示出得到的各渗碳用钢板的显微组织和特性。
[表3-1]
[表3-2]
[表3-3]
由上述表3明确表明：属于本发明的实施例的渗碳用钢板的渗碳用钢板的最大弯曲角度成为100°以上，且渗碳后的冲击值成为60j/cm2以上，具有优异的成型性和渗碳后的韧性。另外，作为参考记载的理想临界直径也成为5以上，可知属于本发明的实施例的渗碳用钢板还兼具优异的淬透性。
另一方面，由上述表3明确表明：属于本发明的比较例的渗碳用钢板的最大弯曲角度、或渗碳后的冲击值中的至少任一者变得小于基准值，无法兼具成型性和渗碳后的韧性。
以上，对本发明的适合实施方式详细进行了说明，但本发明不限定于这些例子。对于本领域技术人员来说，在权利要求中记载的技术构思的范围内，显而易见可以想到各种变更例或修正例，对于这些，当然也理解为属于本发明的保护范围。