易成型性优良的碳钢板及其制备方法

专利名称：：易成型性优良的碳钢板及其制备方法
技术领域：
：本发明涉及一种具有高易成型性的碳钢板及其制备方法。更具体地，本发明涉及一种具有精微且均匀的碳化物分布、精细的铁素体相晶粒和高易成型性的碳钢板，以及它的制备方法。(b)相关技术的描述通常用于制造工具或交通工具零件的高碳钢在其以一种热轧钢板的形式被生产出后，进行球化退火处理，用于将珠光体结构转化成球状渗碳体。为完成球化需要长时间的退火。因此，导致生产成本增加，生产能力下降。为制造热轧钢板，通常的处理，例如牵伸、变形、拉伸翻边和弯曲常在热轧、巻绕和球化退火后应用至高碳钢板上用于制造。当高碳钢板是由包括铁素体和渗碳体的两相结构组成时，在制造所需零件时的易成型性显著地受铁素体及渗碳体的形状、大小和分布影响。如果是具有大量的游离铁素体结构的高碳钢，虽然其由于游离铁素体中不存在碳化物而显示出高延展性，但是其拉伸翻边易成型性(可由孔膨胀率(holeexpansionratio)来分级)并不总是4艮好。具有游离铁素体和含球化碳化物的铁素体的高碳钢的结构所包括的碳化物，比仅含有包括碳化物的铁素体的高碳钢的碳化物更大。因此，在制造过程中孔膨胀，以致在游离铁素体与含球化碳化物的铁素体之间产生形变差异。为保持材料形变的连续性，形变集中在相对粗糙的碳化物和铁素体之间的界面上。这种形变的集中引起界面上可生长成裂紋的空隙的产生，结果是拉伸翻边易成型性可能被破坏。当具有铁素体和珠光体结构的钢进行球化退火时，尝试通过在热轧后进行冷轧而减少球化退火的时间。此外，当珠光体结构中碳化物片状结构的间隙变窄时，即当结构变精细时，球化速度也有提高以致完成球化的时间变短。但是，如果是这样，也仍然需要长时间的分批退火炉(BAF)热处理。对制造用的高碳钢进行增加硬度的处理，例如在奥氏体化热处理后进行淬火硬化的冷处理。在这种情况下，当材料的大小和/或厚度较小时，硬度在整个材料上可变得均匀。但是，当材料的大小和/或厚度不小时，硬度很容易变得不均匀。在许多精密零件，例如交通工具零件中，硬度偏差导致寿命不同。因此，在热处理后获得均匀的材料分布是非常重要的。已发现下述文献中记载了解决这种材料分布不均匀问题的方法，即日本专利/厶开文本No.11-269552、日本专利/^开文本No.11-269553、美国专利No.6,589,369、日本专利^^开文本No.2003-13144以及日本专利/>开文本No.2003-13145。首先，根据日本专利公开文本No.11-269552和日本专利7>开文本No.11-269553，游离4失素体的面积比大于0.4x(l-[C]%/0.8)x100且珠光体片状间隙大于0.1jum的热轧钢板由一种基本为铁素体和珠光体结构的金属结构制成，使用的钢中含有0.1至0.8wt。/。的碳。然后，在进行大于15%的冷轧之后进行两步加热法。然后，将材料冷却并保持在预定的温度。由此，通过进行三步加热法制成具有高拉伸凸缘易成型性的高碳钢板或中碳钢板。但是，认为这样一种方法的缺点在于，因为在球化退火之前进行冷礼，因此生产成本增加。此外，美国专利No.6，889，369公开了一种制造具有高拉伸凸缘易成型性的钢板的方法。钢板中含有0.01至0.3wt。/。的C、0.01至2wt%的Si、0.05至3w"/。的Mn、4氐于0.lwt。/。的P、寸氐于0.01w"/。的S和0.005至lwt。/。的Al。铁素体被用作第一相。马氏体或残留奥氏体被用作第二相。第二相的体积分数除以平均晶粒度的商为3-12。第二相的平均硬度值除以铁素体的平均硬度值的商为1.5-7。但是，这种方法不能提供通过奥氏体化热处理之后的冷却过程获得的高硬度值，该值是典型高碳钢的一个重要因素。此外，当使用球化热处理时不能获得碳化物的均匀分布，因此在最终的球化之后孔膨胀率变差。根据日本专利公开文本No.2003-13144以及日本专利公开文本No.2003-13145,生产出具有高拉伸凸缘易成型性的热轧或冷轧钢板。在该方法中，热轧碳钢板如下制造，即在高于Ar3-20。C的温度下热轧一种含0.2至0.7wt°/。C的钢，以大于120。C/秒的冷却速度冷却，在温度高于650。C时停止冷却，然后在温度低于600。C时继续冷却，进行酸浸，然后在酸浸后在640。C至Acl的温度下退火。冷轧碳钢板这样制造，即在将热轧钢板酸浸后进行高于30%的冷轧，然后在600。C至Acl的温度下退火。根据上述方法，在热轧后以大于12(TC/秒的冷却速度进行的冷却不可能在典型的热轧工厂中进行，因此需要为此目的专门设计的冷却装置，而这又导致了高成本的缺点。
发明内容本发明致力于解决现有技术中的上述问题。本发明提供一种由于具有微小和均匀的碳化物分布而具有高拉伸凸缘易成型性、且具有良好的最终热处理性能的碳钢板，本发明还提供该钢板的制造方法。为达到上述技术目的，本发明的一个示例性实施方案提供了一种具有出色的高拉伸凸缘易成型性和出色的最终热处理性能的碳钢板。该碳钢板以wt。/。单位计包括C为0.2-0.5%,Mn为0.2-1.0%，Si小于或等于O.4%，Cr小于或等于O.5%，Al为0.01-0.1%，S小于或等于0.012%,Ti为0.5x48/14x[N]至0.03%,B为0.0005-0.0080%，N小于或等于0.006%,Fe和其它不可避免的杂质。碳钢板中碳4匕物的平均粒径小于或等于lym，并且碳钢板中铁素体的平均晶粒度小于或等于5"m。本发明的另一个实施方案中提供一种具有不同组成且具有出色的拉伸凸缘易成型性和出色的最终热处理性能的碳钢板。该碳钢板以wt。/。为单位计包括C为O.2-0.5%，Mn为O.1-1.2%，Si小于或等于0.4°/，Cr小于或等于0.5%，Al为0.01-0.1°/，S小于或等于0.012%，Ti小于0.5x48/14x[N]M为0.0005-0.0080%,N小于或等于0.006%,Fe及其它不可避免的杂质，其中需满足B(原子"/。)/N(原子%)>1的条件。碳钢板中碳化物的平均粒径小于或等于1pm，且碳钢板中铁素体的平均晶粒度小于或等于5|im。在本发明的实施方案中的碳钢板中，游离铁素体和具有片状碳化物结构的珠光体的份数分别小于或等于5%,且贝氏体的份数大于或等于90%。本发明的又一个实施方案提供一种制造具有高拉伸凸缘易成型性且具有良好的最终热处理性能的碳钢板的方法。该方法包括制造一种钢锭，其以wt。/。为单位计包括，C为O.2-0.5%，Mn为0.1-1.2%，Si为小于或等于0.4%,Cr为小于或等于0.5%，Al为0.01-0.1%，S为小于或等于0.012%,Ti为0.5x48/14x[N]至0.03%,B为0.0005-0.0080%,N为小于或等于0.006%，Fe和其它不可避免的杂质；对该钢锭再加热并在高于Ar3转变温度的温度下将其热精轧；冷却该通过热精轧制造的热轧钢板，冷却速度在2(TC/秒-10(TC/秒的范围内；以及在Ms(马氏体转变温度)至530。C的温度范围内通过巻绕冷却的热轧钢板制造一种热轧巻钢板。本发明的再一个实施方案提供了一种用于制造具有不同组成、具有高拉伸凸缘易成型性且具有良好的最终热处理性能的碳钢板的方法。该方法包括制造一种钢锭，其以w"为单位计包括C为0.2-0.5%，Mn为0.1-1.2%，Si小于或等于0.4%，Cr小于或等于0.5%，Al为0.01-0.1%，S小于或等于0.012%,Ti小于0.5x48/14x[N]%，B为0.0005-0.0080%,N小于或等于0.006%，Fe和其它不可避免的杂质，且满足B(原子。/。)/N(原子y。)〉1的条件；对该钢锭再加热并在大于或等于Ar3转变温度的精轧温度下将其热轧，制成热轧钢板；冷却该热轧钢板，冷却速度在20。C/秒-100。C/秒的范围内；以及在Ms至530。C的温度范围内通过巻绕冷却的热轧钢板制造一种热轧巻钢板。本发明的实施方案中碳钢板的制造方法还包括在600t:至Ad转变温度的温度范围内将热轧钢板退火而不进行冷轧。图1是示出未添加硼(B)的钢的连续冷却的图。图2是示出添加了硼(B)的钢的连续冷却的图。图3是显示孔膨胀率与硼(B)和氮(N)原子y。比的关系的图。图4是显示出添加了硼(B)和未添加硼的钢的硬度值随冷却速度变化的图。具体实施例方式某些示例性实施方案。本领域技术人员应认识到，所描述的实施方案可以多种不同的方式改变，而不背离本发明的主旨和范围。因此，附图和说明书应被认为本质上是说明性的而不是限制性的。本说明书全文中，相同的编号指代相同的元件。除非另有说明，术语"包括"应理解为是指包括所述的元素在内但不排除任何其它元素。本发明的一个示例性实施方案中的碳钢板的化学组成被限制在一定范围内，原因如下所述。碳(C)的含量为0.2-0.5%。对碳(C)含量进行限制的原因如下。当碳的含量小于0.2%时，难以通过淬火硬化获得硬度的增加(即出色的耐久性)。另外，当碳(C)的含量大于0.5%时，可加工性，如球化退火后的拉伸凸缘易成型性降低，原因在于作为第二相的渗碳体的绝对量。因此，优选碳(C)的含量为0.2-0.5%。锰(Mn)的含量为0.1-0.2°/。加入锰(Mn)的目的是防止因为不可避免地存在于钢的制造过程中的S与Fe结合引起的FeS的形成而可能产生的热脆性。当锰(Mn)的含量小于0.1%时产生热脆性，而当锰(Mn)的含量大于1.2%时，偏析如中心偏析或显孩i偏析增加。因此，优选锰(Mn)的含量为Q.1至1.2%。硅(Si)的含量小于或等于0.4%。当硅(Si)的含量大于0.4%时，表面质量由于鳞皮缺陷的增多而降低。因此，优选硅(Si)的含量小于或等于0.4%。铬(Cr)的含量小于或等于0.5%。铬(Cr)和硼(B)是已知的能够增加钢的淬硬性(hardenability)的元素，当它们被一起加入时，钢的淬硬性可显著增加。但是，还已知铬(Cr)是一种拖延球化的元素，因此当其被大量加入时可产生不利的作用。因此，优选铬的含量小于或等于0.5%。铝(A1)的含量为0.01-0.1%。铝(Al)除去钢中存在的氧以防止形成非金属物质，并固定钢中的氮形成氮化铝(A1N)以降低晶粒的大小。但是，当铝(A1)的含量小于0.01。/n时不能实现加入铝(Al)的这一目的。另外，当铝(A1)的含量大于0.1%时，可产生例如钢的硬度增加和炼钢单元要求提高的问题。因此，优选铝(Al)的含量在0.01-0.1%范围内。硫(S)的含量小于或等于0.012%。当硫(S)的含量大于0.012%时，可产生硫化锰(MnS)的沉淀从而破坏钢板的易成型性。因此，优选硫(S)的含量小于或等于0.012/。钛(Ti)通过氮化钛(TiN)沉淀除去氮(N)。因此可防止通过与氮(N)形成氮化硼(BN)而消耗硼(B)。因此可达到添加硼(B)的效果。添加硼(B)的效果在之后详细描述。当钛(Ti)的含量小于0.5x48/14x[N]。/。时，可能不能有效地防止氮化硼(BN)的形成，因为清除基质中的氮(N)的效果很小。因此，这种情况下，应满足B(原子。/。)/N(原子W〉1的条件。当钛(Ti)的含量大于或等于0.5x48/14x[N]。/。时，通过氮化钛(TiN)的沉淀可有效地清除氮(N)。如果这样，就不需要满足B(原子Q/。)/N(原子"/。)M的条件。但是，当钛(Ti)的含量大于0.03%时，形成碳化钛(TiC)从而使得碳(C)的量减少，这样热处理性降低，并且对炼钢单元的要求提高。因此，优选在钛(Ti)的含量小于0.5x48/14x[N]"/。时满足B(原子％)邝(原子％)>1的条件，或者钛(Ti)的含量为0.5x48/14x[N〗％至0.03%。氮(N)的含量小于或等于0.006°/。当仅加入硼(B)而不加入钬(Ti)时，氮(N)形成氮化硼(BN)，从而抑制了添加硼(B)的效果。因此，优选使加入的氮(N)最少。但是，当氮(N)的含量大于0.006%，且满足B(原子W/N(原子y。)〉1的条件时，由于沉淀量的增加，添加硼(B)的效果减小。因此，优选氮(N)的含量小于或等于0.006%。当加入钛(Ti)时，由于氮化钛(TiN)沉淀而阻止了氮化硼(BN)的形成。因此，当钛(Ti)以大于0.5x48/14x[N]。/。的量加入时，不需要满足B(原子y。)/N(原子9/0〉1的条件。硼(B)抑制奥氏体向铁素体或贝氏体的转变，因为硼(B)向晶界的偏析降低了晶界能，或者Fe23(C,B)6的微小沉淀向晶界的偏析减少了晶界面积。另外，硼(B)是对确保在最终加工后进行的热处理中的淬火淬硬性起重要作用的一种合金元素。当加入的硼(B)小于0.0005%时，上述的作用不会出现。另外，当硼(B)的含量大于0.0080%时，由于硼(B)的晶界沉淀会导致韧性和淬硬性降低。因此，优选硼(B)的含量为0.0005-0.0080%。图l和图2是显示通过加入硼(B)而控制相转变的图。图中，Ms是指马氏体开始的温度，Mf是指马氏体完成的温度。图1是当未添加硼(B)的钢从高温(例如带钢轧制完成温度)以不同的冷却速度冷却至室温时获得的微观结构的连续冷却状态图。如图1所示，在钢中未添加硼(B)的情况下，当冷却速度为Vi时获得单一相的马氏体，当冷却速度为V2时，获得铁素体、贝氏体和马氏体的结构，而当冷却速度为V3时，获得铁素体、珠光体和贝氏体的结构。如图2所示，当钢中加入硼(B)时，铁素体、珠光体和贝氏体的转变曲线沿时间轴右移，这表示转变延迟。也就是说，当加入硼(B)时，相同冷却速度下获得的微观结构与不添加硼(B)时的微:观结构不同。也即，当冷却速度是Vi或V2时，获得马氏体，而当冷却速度是V3时获得贝氏体和马氏体的微观结构。因此，通过加入硼(B)达到了提高冷却速度的作用。下文中描述了本发明的一个实施方案中碳钢板的制造方法。首先制造一个钢锭。该钢锭以wt。/。为单位计包括C为0.2-0.5%，Mn为O.1-1.2%,Si小于或等于O.4%,Cr小于或等于O.5%,Al为0.01-0.1%，S小于或等于0.012%，Ti小于0.5x48/14x[N]。/。，B为0.0005-0.0080%，N小于或等于0.006%，Fe及其它不可避免的杂质，其中需满足B(原子％)/N(原子％)>1的条件。或者，钢锭以wt。/。为单位计包括C为0.2-0.5%，Mn为0.2-1.0%，Si小于或等于O.4%,Cr小于或等于O.5%,Al为0.01-0.1%，S小于或等于0.012%，Ti为0.5x48/14x[N]至0.03%，B为0.0005-0.0080%,N小于或等于0.006%,Fe和其它不可避免的杂质。钢锭的化学组成这样限定的原因如上所述，此处不再赘述。然后，将该钢材料再次加热，通过在高于Ar3转变温度的温度下进行热精轧制造热轧钢板。这时，热精轧的温度高于Ar3转变温度，以防止在两相区轧制。当轧制在两相区进行时，不能达到碳化物在整个结构中的均匀分布，因为不存在碳化物的游离铁素体大量产生。然后，所制造的热轧钢板以2(TC/秒-100。C/秒范围内的冷却速度冷却。当热轧后的冷却速度小于20。C/秒时，铁素体和珠光体的沉淀大量产生，由此不会获得热轧的贝氏体、贝氏体与马氏体的复合结构或者马氏体结构。另外，为达到大于10(TC/秒的冷却速度，需要非常规的新设备，如加压快速冷却设备，这使成本增加。因此，优选的冷却速度在20'C/秒-100'C/秒的范围内。然后，将该热轧钢板在Ms-530X:范围内的温度下巻绕。当巻绕温度高于530。C时，引起珠光体转变以致低温结构不能获得，因此巻绕温度应小于或等于530°C。当巻绕温度低于Ms时，马氏体转变会在巻绕期间发生以致可能形成裂紋。实践中，巻绕温度基本上取决于巻绕才几(winder)的性能。热轧巻钢板如上所述制造，以致不含碳化物的游离铁素体、和具有片状碳化物结构的珠光体分别小于或等于5%，并且贝氏体相大于或等于90%。这种情况下，可能产生非常少量的马氏体。但是，这不会在本发明所追求的易成型性的改进上产生问题，当贝氏体相大于或等于90%时。然后，可在600'C至Acl转变温度之间的温度下进行退火。当退火在低于600。C的温度下进行时，难以基本上除去结构中的电势及完成碳化物的球化。另外，当退火在高于Acl转变温度的温度下进行时，可加工性降低，因为产生了逆转变(reversetransformation)，并且在随后的冷却过程中产生珠光体转变。因此，优选退火在600。C至Acl转变温度之间的温度下进行。通过如上所述抑制游离铁素体和珠光体的产生，并形成作为主要结构的贝氏体，可制造出具有出色的易成型性的碳钢板，其最终碳化物的平均尺寸小于或等于lum,且晶粒的平均尺寸小于或等于5um。当使用上述本发明的制造热轧钢板的方法时，可在不进行常规的冷轧的情况下制造具有出色易成型性的碳钢板。下文中，将通过实施方案对本发明进一步详细描述。以下实施方案仅是示例本发明，本发明不受它们的限制。实施方案通过真空感应熔炼将组成如表1(单位wt。/。)所示的钢锭制造成厚度60mm、宽度175mm。将所制备的钢锭在1200。C再加热1小时，然后进行热轧以使热轧厚度为4.3mm。热轧的终轧温度设置为大于或等于Ar3转变温度。通过在10°C/秒、30。C/秒以及6(TC/秒的ROT冷却速度下冷却至所需的热巻绕温度后，将热轧板放置在加热至450-600'C的炉中一'卜时，然后冷却该炉。通过这种方法模拟了热轧和巻绕过程。球化退火热处理在640°C、680'C和71(TC下进行，结果示于表2中。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage13</column></row><table>表2示出了表1钢类型的制造条件，即，带钢轧制后的冷却速度(ROT冷却速度)、随巻绕温度的游离铁素体存在/不存在(当小于5%时认为不存在)、微结构特性，以及最终经过球化退火的板的孔膨胀率。此处，孔膨胀率表示为，当由冲压样品形成的圆形孔在使用圆锥形冲头被扩大时，孔边缘的至少一处裂紋扩展至在厚度方向上完全穿过该孔之前，相对于最初孔的孔膨胀量的比率。孔膨胀率已知为一个用于评定拉伸凸缘易成型性的指标，用如下方程式1表示。<formula>formulaseeoriginaldocumentpage14</formula>(%)此处，入表示孔膨胀率(％)，Do表示最初的孔直径(本发明中为10mm)，Dh表示出现裂紋后的孔直径(mm)。另外，为评定上述的孔膨胀率，需要定义在沖压最初的孔时的间隙率(clearance)。间隙率表示为模具与冲头之间的间隙相对于样品的厚度的比率。间隙率的定义如下述方程式2,本发明的一个实施方案中使用的间隙率为约10%。<table>tableseeoriginaldocumentpage14</column></row><table><table>complextableseeoriginaldocumentpage15</column></row><table><formula>complexformulaseeoriginaldocumentpage15</formula>此处，C表示间隙率W)，dd表示沖压模的内径(mm),dp表示沖头的直径(dp-10mm)，t表示样品的厚度。游离铁素体的存在("是"或"否")取决于最终的热轧是否在^f氐于Ar3转变点的温度下进行。另外，它还取决于带钢轧制之后的冷却速度(R0T冷却速度)，以及取决于巻绕温度。也就是说，虽然Ar3转变温度主要取决于奥氏体区中冷却开始之后的冷却速度，但在Ar3转变点以下的热轧意味着游离铁素体的产生，并且这会引起渗碳体的不均匀分布。另外，已知输出辊道(ROT)冷却速度变緩时引起铁素体和珠光体转变，冷却速度变快可防止铁素体和珠光体转变。另外，当热轧转变完成时的巻绕温度变低时，游离铁素体存在的可能性变低。这与表2所示的事实吻合，即在巻绕温度变高时，即使组成和冷却条件相同，游离铁素体仍大量产生。对于表2中游离铁素体的存在状态，当游离铁素体的量高于5%时，标记为"是"，如果其量小于或等于5%,则标记为"否"。具有本发明的组成的本发明的钢仅涉及游离铁素体的存在被标记为"否"的情形。根据本发明，通过球化退火而不在制造热轧板后进行冷轧，最终的球化退火的金属板包括均匀分布的非常少量的碳化物。如果抑制热轧板中产生游离铁素体和珠光体，而是产生贝氏体结构，则这种结果是可能的。当游离铁素体存在于热轧板中时，最终球化退火后的板中碳化物的分布变得不均匀，因为碳化物几乎不存在于游离铁素体中，并且这种微结构特性仍保留在根据本发明的制备方法得到的最终的球化退火的板中。另外，当热轧板中产生贝氏体结构时，即使与常规的珠光体结构转变成球状渗碳体的情况相比，退火只进行很短的时间，球化也是可能的。例如，一个实施方案中，710。C下的退火时间约为10小时。最终球化退火后铁素体的直径如表2所示。本发明的钢的平均粒径细小到5jim以下，而具有游离铁素体的比较例钢的铁素体晶粒与本发明的钢相比很大。尽管游离铁素体的存在状态是"否"，J类型的钢仍^皮归类于比较例钢，因为其中碳含量超出了本发明的范围。图3是显示孔膨胀率与硼(B)和氮(N)的原子％比的关系图。从中可知当B(原子W/N(原子"/。)比小于1时，孔膨胀率很低，而当上述比例大于或等于1时，孔膨胀率很高。根据该事实，可了解到未与N结合的B有效地延迟了相转变。最终球化退火后的铁素体直径与热轧后的微结构和碳化物的大小相关。当游离铁素体或珠光体存在于热轧后的微结构中时，最终的4失素体晶粒变大，因为铁素体的直径增加，并且铁素体位于碳化物实体之中导致碳化物的大小也增加。已知当最终铁素体的晶粒变精细时韧性增加，这形成了本发明的另一个优点。与对铁素体晶粒大小的描述相同，碳化物的平均直径也增加，因为在游离铁素体的存在下，碳化物在一个局部区域集中产生，因此引起整体上的不均匀分布。这会导致孔膨胀率的降低和铁素体晶粒的粗化。图4是显示已添加了硼(B)的钢和未添加硼(B)的钢的石更度值随冷却速度变化的图。可了解到，有效地加入B的钢B的硬度值在高于约20。C/秒的冷却速度下几乎是均匀的，而未加入B的钢G的硬度值随冷却速度变化4艮大。也就是说，因为B延迟了相转变并因此增加了淬硬性，可在最终成型后进行的最终的热处理过程之后，硬度偏差可降低或者硬度可增加。如上所述，根据本发明的一个实施方案，即使冷却速度较低，仍可获得具有出色的拉伸凸缘易成型性和微小且均匀的碳化物分布的碳钢板。因此，可预期达到减少昂贵设备投资的效果。另外，根据本发明的一个实施方案，可在最终成型之后进行的最终热处理过程之后，硬度偏差可降低，或者硬度可增加。虽然已结合本发明的实施方案详细地描述了本发明，但本发明的范围不限于此，本领域技术人员使用权利要求书中限定的本发明的基本思想所做出的变化和改善也包括在本发明的范围内。权利要求1.具有出色的易成型性的碳钢板，其中该碳钢板以wt％为单位计包括C为0.2-0.5％，Mn为0.2-1.0％，Si小于或等于0.4％，Cr小于或等于0.5％，Al为0.01-0.1％，S小于或等于0.012％，Ti为0.5×48/14×[N]％至0.03％，B为0.0005-0.0080％，N小于或等于0.006％，Fe及其它不可避免的杂质；碳钢板中碳化物的平均粒径小于或等于1μm；并且碳钢板中铁素体的平均晶粒度小于或等于5μm。2.权利要求1的碳钢板，其中游离铁素体和具有片状碳化物结构的珠光体的份数分别小于或等于5%,并且贝氏体的份数大于或等于90%。3.具有出色的易成型性的碳钢板，其中该碳钢板以wty。为单位计包括C为0.2-0.5%，Mn为0.1-1.2%，Si小于或等于0.4%，Cr小于或等于0.5%，Al为0.01-0.1%,S小于或等于0.012%,Ti小于0.5x48/14x[N]%,B为0.0005-0.0080%,N小于或等于0.006%,Fe和其它不可避免的杂质，其中满足B(原子。/。)/N(原子。/。)〉1的条件；碳钢板中碳化物的平均粒径小于或等于ljim;并且碳钢板中铁素体的平均晶粒度小于或等于5nm。4.权利要求3的碳钢板，其中游离铁素体和具有片状碳化物结构的珠光体的份数分别小于或等于5%，并且贝氏体的份数大于或等于90%。5.—种制造具有出色的易成型性的碳钢板的方法，该方法包括制造一种钢锭，其以wty。为单位计包括C为0.2-0.5%,Mn为0.1-1.2%,Si为小于或等于0.4%,Cr为小于或等于0.5%,Al为0.01-0.1%,S为小于或等于0.012%,Ti为0.5x48/14x[N]至0.03%,B为0.0005-0.0080%,N为小于或等于0.006%,Fe和其它不可避免的杂质；将该钢锭再加热并在高于Ar3转变温度的温度下热精轧；冷却通过热精轧制成的热轧钢板，冷却速度在20℃/秒-100℃/秒的范围内；以及在Ms(马氏体转变温度)至530℃的范围内的温度下通过巻绕冷却的热轧钢板制造一种热轧巻钢板。6.权利要求5的制造方法，其中在热轧钢板中，游离铁素体和具有片状碳化物结构的珠光体的份数分别小于或等于5﹪,并且贝氏体的份数大于或等于90﹪。7.权利要求5或6的制造方法，还包括在600℃至Ac1转变温度的温度范围下将该热轧钢板退火。8.权利要求7的方法，其中碳钢板的碳化物的平均粒径小于或等于lnm;并且碳钢板的铁素体的平均晶粒度小于或等于5mum。9.一种制造具有出色的易成型性的碳钢板的方法，该方法包括制造一种钢锭，其以w﹪为单位计包括C为0.2-0.5﹪,Mn为0.01-0.1﹪,Si小于或等于0.4﹪，Cr小于或等于0.5﹪,Al为0.01-0.1﹪，S小于或等于0.012﹪,Ti小于0.5x48/14x[N]﹪，B为0.0005-0.0080﹪，N小于或等于0.006﹪，Fe及其它不可避免的杂质，其中满足B(原子﹪N(原子)﹪＞1的条件；将该钢锭再加热并在高于或等于Ar3转变温度的精轧温度下热轧，从而制造热轧钢板；冷却该热轧钢板，冷却速度在20℃/秒-100℃/秒的范围内；以及在Ms至530℃的范围内的温度下通过巻绕冷却的热轧钢板制造一种热轧巻钢板。10.权利要求9的制造方法，其中在热轧钢板中，游离铁素体和具有片状碳化物结构的珠光体的份数分别小于或等于5﹪，并且贝氏体的份数大于或等于90﹪。11.权利要求9或10的制造方法，还包括在600℃至Ac1转变温度的温度范围下将该热轧钢板退火。12.权利要求ll的制造方法，其中碳钢板的碳化物的平均粒径小于或等于lμm;并且碳钢板的铁素体的平均晶粒度小于或等于5μm。全文摘要本发明提供一种由于具有精微且均匀的碳化物分布而具有高易成型性、且具有良好的最终热处理特性的碳钢板及其制备方法。本发明提供一种具有出色的易成型性的碳钢板，其中该碳钢板以wt％为单位计包括，C为0.2-0.5％，Mn为0.1-1.2％，Si小于或等于0.4％，Cr小于或等于0.5％，Al为0.01-0.1％，S小于或等于0.012％，当满足B(原子％)/N(原子％)＞1的条件时，Ti为小于或等于0.5×48/14×[N]％，或当B和N的条件未满足时，Ti为0.5×48/14×[N]％至0.03％，B为0.0005-0.0080％，N为小于或等于0.006％，Fe和其它不可避免的元素；碳化物的平均粒径小于或等于1μm；并且铁素体的平均粒径小于或等于5μm。文档编号C22C38/00GK101346482SQ200680049193公开日2009年1月14日申请日期2006年12月26日优先权日2005年12月26日发明者全在春,朴基喆,李圭荣,李昌勋,申翰澈,金敎星申请人:Posco公司