專利名稱：：用于拉制和深沖容器的低硬度黑鋼板及其制造方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明涉及一種用作錫鋼皮(鍍錫薄鋼板)或無錫薄鋼板原料的低硬度黑鋼板，及其制造方法，這些錫鋼皮或無錫薄鋼板可用于制造拉制壓薄容器和深沖容器如雙體罐、野外作業(yè)氣罐、干電池外殼等類似件。尤其是，本發(fā)明涉及一種用于制作拉制壓薄容器(下文簡稱D&.I容器)和深沖容器的一種連續(xù)退火型黑鋼板，及其制造方法。其制造通過連續(xù)退火進(jìn)行，確保其具有優(yōu)異的沖壓成形性和穩(wěn)定的材料性能。D&.I容器、野外作業(yè)氣罐、液化氣桶頂蓋、干電池外殼(全稱作“深沖容器”)一直是通過對低碳鋼薄板進(jìn)行分批退火作業(yè)來生產(chǎn)。然而，最近提出了基于連續(xù)退火的制造方法(日本特開昭63-33522、61-26724、61-16323和56-3413，和特開平2-301519)。在這些方法中，沸騰鋼板或鋁鎮(zhèn)靜鋼板在熱軋過程中，高溫下打卷，并且隨后，碳化物粗化，同時(shí)鋼中的固溶氮減少。此外，再在高溫下進(jìn)行連續(xù)退火，使鋼板獲得好的成形性，而且利用過時(shí)效處理和表面平整冷軋，來抑制由時(shí)效帶來的機(jī)械性能劣化。這些是上述提供的技術(shù)的共同特征。然而，黑鋼板通過正常連續(xù)退火生產(chǎn)時(shí)，不能得到T3(洛氏輕壓力硬度57)或更低的硬度級別，并且不能保證深沖容器的良好成形性。從而，它們不能用于制造深沖壓容器。因此，直至現(xiàn)在，基于上述方法制造的黑鋼板只能用于制作D&I容器，而制造深沖壓容器只能基于傳統(tǒng)的分批退火作業(yè)進(jìn)行。為解決上述問題，本發(fā)明人開發(fā)了一種新黑鋼板，并且申請了專利-韓國專利申請?zhí)?1-44975和93-29157。在上述專利申請的方法中，可保證成形性，并能獲得T2.5的硬度等級(洛氏輕壓力硬度55或稍低)。而且為在連續(xù)退火生產(chǎn)線上通過低溫退火獲得低硬度，添加了含量為0.03％或稍低的Zr和Ti。特別是加Ti的情況，具有經(jīng)濟(jì)上的優(yōu)勢。然而，在那些方法中，由于擔(dān)心再結(jié)晶溫度升高，不能充足加入添加元素。而且依賴于熱軋條件和雜質(zhì)元素含量，尤其是硫含量，再結(jié)晶溫度變化很大，因而不能獲得性能穩(wěn)定的材料。本發(fā)明人為解決上述問題，進(jìn)行了研究和實(shí)驗(yàn)。本發(fā)明就是基于上述研究和實(shí)驗(yàn)結(jié)果的基礎(chǔ)上提出來的。因此，本發(fā)明的一個(gè)目的是提供一種用于制造拉制壓薄容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型黑鋼板，其中恰當(dāng)控制了鈦(Ti)和錳(Mn)含量，從而保證優(yōu)良的壓延性能和穩(wěn)定的機(jī)械性能。本發(fā)明的另一目的是提供一種用于生產(chǎn)拉制壓薄容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型黑鋼板的制造方法。其中，通過平衡鈦(Ti)和錳(Mn)，把通常在熱軋過程產(chǎn)生的細(xì)小沉淀相沉淀的時(shí)間控制在熱軋前，從而改善了可成形性，降低了再結(jié)晶溫度，并降低了每卷鋼板機(jī)械性能的偏差。因此，使獲得穩(wěn)定的質(zhì)量成為可能。為實(shí)現(xiàn)上述目的，依照本發(fā)明用于制造D&I容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板的成份為(以重量百分比計(jì))0.005％或更低的碳(C)，0.1-0.3％的錳(Mn)，0.015％或更低的硫(S)，0.02-0.05％的酸溶鋁(Al)，0.004％或更低的氮(N)，0.015-0.035％的鈦(Ti)，其余由鐵(Fe)及其它不可避免的雜質(zhì)平衡。對于本發(fā)明的另一方面，按照本發(fā)明，制造用于D&I容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板的方法包括下列步驟用現(xiàn)有技術(shù)中的方法對下述成份的鋁鎮(zhèn)靜鋼進(jìn)行熱軋，其中鋼的成份為(以重量百分比計(jì))0.005％或更低的碳，0.1％-0.3％的錳，0.015％或更少的硫，0.02-0.05％的酸溶鋁，0.004％或更低的氮，0.015-0.035％的鈦，其余由鐵和其它不可避免的雜質(zhì)平衡；以88-92％的變形量進(jìn)行冷軋；在高于再結(jié)晶溫度但低于730℃的溫度下，進(jìn)行連續(xù)退火；最后，進(jìn)行大于0.4％的表面光軋。通過參照附圖，詳細(xì)描述本發(fā)明的優(yōu)選實(shí)施例，本發(fā)明的上述目的和其它優(yōu)點(diǎn)就會更加明顯了，附圖中圖1是一曲線圖，表示基于溶解度積(solubilityproduct)公式得到的沉淀相析出量同錳含量之間的關(guān)系；圖2示出帶EDS分析結(jié)果的顯微照片，表示沉淀相種類和分布同錳含量之間的關(guān)系；圖3是一曲線圖，表示鋼完全再結(jié)晶溫度同錳(Mn)及鈦(Ti)含量之間的關(guān)系；以及圖4是一曲線圖，表示軋面內(nèi)形變各向異性(Δr值)和整體塑性各向異性(r值)同冷軋變形量之間的關(guān)系。碳在鋼中，作為一個(gè)間隙固溶元素，促進(jìn)不利于塑變成形的再結(jié)晶結(jié)構(gòu)生成。并且，如果再結(jié)晶溫度如本發(fā)明的情況那樣低，不但固溶元素的量，而且細(xì)小沉淀相的形成都應(yīng)予以抑制。在碳含量超過0.05％的情況下，碳與鈦鍵合，結(jié)果增加了尺寸為150-300的Tic彌散細(xì)小沉淀。并且不但促進(jìn)了不利于成形性的織構(gòu){100}，{110}的形成，而且再結(jié)晶過程中晶粒長大受到抑制。因而得到對深沖壓應(yīng)用所不希望的結(jié)果。同時(shí)，最好添加0.001％的或更少的碳，通過晶界偏聚來防止晶界脆化，但這是工業(yè)水平的超低限，因而未規(guī)定碳含量特定的下限含量。出于同碳相同的原因，也限制氮的含量，而設(shè)定氮含量的上限低至0.004％的原因如下所述。這是由于氮是與鈦(Ti)親和力強(qiáng)的元素，若其含量高，Ti以TiN的形式大量消耗。這樣，再結(jié)晶溫度提高，生產(chǎn)成本增加。也就是說，若加入大量氮，則清除硫化物和碳的Ti的數(shù)量就變得不足，因而，氮含量的上限最好為0.004％。錳(Mn)的添加及其含量構(gòu)成本發(fā)明的一個(gè)關(guān)鍵特征，并且這是本發(fā)明人最近一個(gè)專利(韓國專利申請?zhí)?3-29157)的改進(jìn)。這正是，本發(fā)明人經(jīng)研究闡明的下述事實(shí)。即在滿足本發(fā)明成分要求的鋼中，Ti含量低，大部分Ti與N鍵合，并且其余的Ti與S鍵合。在此過程中，部分(C)以Ti-碳硫化物(Ti4C2S2)形式沉淀，結(jié)果消除了部分固溶碳。剩下的少量Ti以TiC的形式沉淀。然而，在本發(fā)明的成份范圍內(nèi)，Ti的硫化物和Ti的碳硫化物的沉淀溫度相應(yīng)于熱軋溫度。因而，它們大部分以應(yīng)變誘發(fā)沉淀形式析出，且為細(xì)小沉淀物。從而增加了對晶粒長大的阻礙，結(jié)果升高了再結(jié)晶溫度。為解決這個(gè)問題，在本發(fā)明中，Mn和Ti一起作為溶質(zhì)凈化劑，并且沉淀相在熱軋的早期階段析出。為達(dá)到上述目的，添加0.1％或更多的Mn。然而，如果錳(Mn)含量超過0.3％，不但增加生產(chǎn)費(fèi)用，而且由于伴隨有固溶強(qiáng)化，引起其機(jī)械性能劣化。因而其上限最好是0.3％。鋁并不傾向使N以AlN形式沉淀，但傾向于消除鋼中的氧。因此，為使鋼水中充分去氧，Al的低限最好是0.02％。同時(shí)，氮優(yōu)先由Ti除去，因而若Al含量太高，則增加了生產(chǎn)費(fèi)用，同時(shí)劣化黑鋼板的硬度和成形性。因此Al含量的上限最好應(yīng)為0.05％。與應(yīng)用連續(xù)退火生產(chǎn)的現(xiàn)有工藝鋼材不同，這里Ti含量限定在0.015％或更多。原因是為沉淀消除固溶N，需要最低數(shù)量的Ti。若Ti含量超過0.035％，不但N和S，而且C全被其沉淀消除，結(jié)果晶界缺乏偏聚C，從而黑鋼板發(fā)生晶界脆化。這樣，若Ti加入太多，在多次成形工藝中，會發(fā)生二次冷加工脆性，而且生產(chǎn)成本上升。然而所有問題中最大的問題是再結(jié)晶溫度上升，以及引發(fā)的確保連續(xù)退火爐中鋼帶可通過性的困難。尤其是，若薄鋼板如上述黑鋼板在高溫下通過，由于連續(xù)退火爐中卷鋼的錯(cuò)道出軋、斷裂和扭曲使鋼帶可通過性惡性。因而含有大量鈦的鋼，不能用于制作上述黑鋼板。因此，本發(fā)明中，研究了Ti含量對黑鋼板再結(jié)晶和機(jī)械性能的影響，基于研究結(jié)果，Ti含量的上限確定為0.035％。滿足上述成份范圍的鋼(鋼錠)，按現(xiàn)有的方法熱軋并打卷。在此條件下，熱打卷溫度最好為600-700℃。選擇此溫度范圍的原因是為獲得合適的成形性和合適的表面質(zhì)量。以88-92％的變形量將熱軋鋼板冷軋至指標(biāo)厚度。這是為了使鍍錫鋼皮和無錫薄鋼板在沖壓中產(chǎn)生的制耳降至最低。這樣，鍍錫鋼皮和無錫薄鋼板的損耗降至最低，而且獲得了足夠的成形性。如此獲得的冷軋鋼板，予以連續(xù)退火；為得到指標(biāo)硬度，連續(xù)退火溫度最好應(yīng)從再結(jié)晶溫度到730℃或以下。其原因是，若退火溫度太高，得不到指標(biāo)硬度，并且在連續(xù)退火爐中易發(fā)生通過鋼帶的錯(cuò)道脫軌、扭曲和斷裂。而且增加了生產(chǎn)費(fèi)用，但在上述溫度時(shí)，可獲得足夠的硬度。連續(xù)退火過的鋼帶卷，予以通常的平整、表面光軋，并且表面光軋的延伸率最好大于0.4％，原因是消除黑鋼板的屈服點(diǎn)伸長現(xiàn)象。用本方法生產(chǎn)硬度級別為T2.5或稍低的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板，該鋼板具有優(yōu)良的壓延性能，r值達(dá)1.7或更大，而Δr值等于或低于0.2，并有40％或更大的延伸率。因此，這種黑鋼板很適合制造拉制壓薄容器和深沖壓容器。現(xiàn)在基于一些實(shí)例描述本發(fā)明。例1制備具有表1中成份的鋼錠。表1</tables>在上面表1中，本發(fā)明鋼a和b在本發(fā)明的成份范圍內(nèi)；而對比鋼1-4是超低碳鋼或添加Ti的超低碳鋼，其中Ti和Mn含量不在本發(fā)明的成份范圍內(nèi)。對比鋼4成份在本發(fā)明人的以前技術(shù)(韓國專利申請?zhí)?3-29157)成份范圍內(nèi)。同時(shí)，對比鋼5成份在制造具有硬度級別T2的黑鋼板的現(xiàn)有方法成份范圍內(nèi)(日本特開昭63-33522，61-26724，61-16323和56-3413，以及特開平2-301519)，具有上述成份的鋼以初軋溫度1050℃和終軋溫度910℃進(jìn)行熱軋，并在650℃，熱卷軋好鋼板。然后，按下面表2列出的條件，對它們進(jìn)行冷軋、連續(xù)退火和表面光軋。測量它們的機(jī)械性能，其結(jié)果示于下面的表2中。表2</tables>注解CR冷軋變形量(％)SP表面光軋變形量(％)TS拉伸強(qiáng)度(kgf/mm2)r整體塑性各向異性AT連續(xù)退火溫度(℃)YS屈服強(qiáng)度(kgf/mm2)El延伸率(％)Δr軋面內(nèi)形變各向異性硬度洛氏輕壓力硬度30T(HR30T)如上述表2所示，對于本發(fā)明鋼a和b，發(fā)明材料A-D表現(xiàn)出優(yōu)良的成形性，具有大于等于1.8的r值，大于等于40％的延伸率和小于等于0.2的Δr值。并且它們的硬度HR30T值為51-52，從而滿足硬度級別T1-T2.5的要求，從而用連續(xù)退火生產(chǎn)低硬度黑鋼板成為可能。然而，即使使用本發(fā)明鋼a和b，若脫離本發(fā)明要求范圍(對比材料E和F)，其Δr值變得大于0.2，沖壓容器的制耳高度會增加，或深沖容器的凸緣部分變的不規(guī)則，這樣不能滿足壓延性能或壓制成形性要求。同時(shí)，對于使用無Ti對比鋼1的情況，對比材料G表明，其硬度在HR30T制下值約為53.4，硬度級別到了T1級(46-52)的上限，r值低至1.5，并且在退火后的黑鋼板中固溶碳含量大。因此，以變形量為0.5％的表面光軋，不足以來阻止屈服點(diǎn)伸長，因此屈服強(qiáng)度很高。同時(shí)，對于含Ti量為0.014％的對比鋼2的情況，對比材料H的各項(xiàng)機(jī)械性能達(dá)到本發(fā)明的指標(biāo)值范圍，但沒有充分減少固溶碳量，因而，r值有點(diǎn)太低，導(dǎo)致成形性不足。另一方面，對于使用對比鋼3的情況，其Ti含量高達(dá)0.036％，結(jié)果Ti沉淀清除了鋼中幾乎所有的固溶碳(C)，對比材料I表明，在730℃溫度下，材料再結(jié)晶沒能完成，這是由于Ti含量過高和細(xì)小彌散含Ti沉淀物造成的。因此材料太硬，延伸率太低。同時(shí)，對于使用Mn含量為0.07％的對比鋼4的情況，對比材料J表明，由于細(xì)小沉淀物如(Ti，Mn)S抑制晶粒長大，在730℃溫度下退火，再結(jié)晶進(jìn)行的不充分。因而，材料性能不太好，不足以制作深沖壓容器。與此同時(shí)，對于使用對比鋼5的情況，對比材料K表明，盡管在高于通常水平的溫度下進(jìn)行連續(xù)退火，固溶碳含量仍很高。因而，不能進(jìn)行有效的控制，結(jié)果得不到指標(biāo)水平的成形性和指標(biāo)水平的硬度級別。當(dāng)然，對于對比鋼3和4的情況，若用高一些的退火溫度，可保證指標(biāo)水平的性能和硬度級別，但在這種情況下，在上述連續(xù)退火生產(chǎn)線中易發(fā)生鋼帶扭曲，錯(cuò)道出軌和斷裂。例2從表1的鋼中選出本發(fā)明鋼b和對比鋼4。然后，利用溶解度積(solubilityproduct)方法計(jì)算了沉淀相如硫化物的析出量，其結(jié)果示于圖1。圖1A表示Mn含量為0.071％的對比鋼4的沉淀相析出行為；圖1B表示Mn含量為0.22％的本發(fā)明鋼b的沉淀相析出行為。沉淀析出量按下述方法計(jì)算。即沉淀相的析出量通過一個(gè)基本程序基于最小二乘法進(jìn)行計(jì)算。那些在同一溫度析出的沉淀物存在沉淀順序；因而，若某些種類沉淀相有高的優(yōu)先析出性，則它們最先析出，然后某些相才能夠沉淀析出。也就是用這樣一種算法進(jìn)行計(jì)算。在計(jì)算中使用的溶解度積公式如下所示1)TiN；Log[Ti][N]＝-14200/T+4.22(Akamatsu；超低碳冶金，ISIJ(93)，P36)2)TiS；Log[Ti][S]＝-3252/T-2.01(Kitsuei；ISIJ(94)，P24)3)Ti4C2S2；Log[Ti][C]0.5[S]0.5＝-5208/T-0.78(Kitsuei；Intern.ISIJ(94)，P24)4)MnS；Log[Mn][S]＝-9020/T+2.9(Turkdogan；ISIJ，180(55)，P349)5)TiC；Log[Ti][C]＝-7478/T+3.21(Akamatsu，超低碳冶金；ISIJ(93)，P36)6)TiC*Log[Ti][C]＝-10800/T+5.02(Akamatsu，超低碳冶金；ISIJ(93)，P36)在上文中，溫度以開爾文溫標(biāo)表示，Log中[]內(nèi)是合金元素的重量百分比，在()中的出處為參考文獻(xiàn)。在奧氏體相區(qū)，它們均滿足上述公式。然而，公式6中TiC*表示的不是奧氏體相區(qū)的而是鐵素體相區(qū)的溶解度積公式。如圖1所示，本發(fā)明鋼b同對比鋼4相比，在高溫下發(fā)生沉淀相析出。考慮到正常熱軋開始溫度為1050℃，在對比鋼4中，熱軋過程中MnS開始析出，由于應(yīng)變誘發(fā)沉淀的結(jié)果，傾向于析出細(xì)小的MnS或(Mn，Ti)S沉淀相。另一方面，對于Mn含量高的本發(fā)明鋼b的情況，MnS的析出溫度上升，在熱軋前，析出的沉淀相數(shù)量增加，結(jié)果生成相對粗化的Mn的硫化物。并且，S通過Mn大量沉淀析出，因而剩余的Ti可以TiC的形式降低C含量，結(jié)果加入少量的Ti，獲得了良好的成形性。因此，若Mn含量調(diào)整至本發(fā)明范圍內(nèi)，由粗大的沉淀相抑制再結(jié)晶溫度的升高，并且由于低的固溶C含量改善了加工性能；這些正是本發(fā)明的理論背景。例3從例1中的表1的鋼中，選出本發(fā)明鋼b和對比鋼4。然后以始軋溫度1050℃和終軋溫度910℃對其熱軋。再在650℃溫度下將鋼板打卷，并隨后用碳復(fù)型法，利用透射電子顯微鏡(TEM)觀察沉淀相。結(jié)果表示在圖2中。圖2A是本發(fā)明鋼b的TEM觀察結(jié)果，而圖2B是對比鋼4相應(yīng)的觀察結(jié)果。圖2C表示圖2A中細(xì)小沉淀相在高放大倍數(shù)下的EDS分析結(jié)果。圖2D表示圖2B中細(xì)小沉淀相在高放大倍數(shù)下的EDS分析結(jié)果。如圖2A和圖2B所示，本發(fā)明鋼b中生成大量相對粗大的沉淀相，而對比鋼4中生成大量細(xì)小的沉淀相。也就是說，若Mn含量低，則Mn的數(shù)量不足，故而，在熱軋中析出的硫化物與Mn和Ti鍵合。這一事實(shí)與圖1的計(jì)算機(jī)計(jì)算結(jié)果恰好一致。例4例1的表1中的鋼按照例3中相同的條件熱軋，并隨后酸洗。然后，按變形量90％進(jìn)行冷軋，并在連續(xù)退火爐中，對冷軋鋼板進(jìn)行連續(xù)退火30秒。然后通過測量硬度(洛氏30T，或HR30T)和觀察顯微組織確定完全再結(jié)晶的溫度。按Mn和Ti含量，結(jié)果示于圖3。圖3A表示Mn含量對完全再結(jié)晶溫度的影響。圖3B表示完全再結(jié)晶溫度隨Ti含量變化的關(guān)系曲線。如圖3所示，在超低碳鋼中，再結(jié)晶溫度隨Ti含量的增加而提高；并隨Mn含量的增加而降低，且一定程度后隨Mn含量增加，再結(jié)晶溫度為一常數(shù)。在不含Ti的對比鋼1情況下，對比鋼1的再結(jié)晶溫度為610℃，而對含Ti量為0.036％的對比鋼3的情況下，其再結(jié)晶溫度為730℃。同時(shí)，對于本發(fā)明鋼a和b的情況，其再結(jié)晶溫度比具有類似Ti含量的對比鋼4的再結(jié)晶溫度低。如上所述，這是由于下述原因。即由于Mn沉淀相的影響，因而需要適當(dāng)量的Mn。基于上述事實(shí)，本發(fā)明確定Ti的上限含量為0.035％，并且Mn含量的下限為0.1％。另外，Mn含量上限確定為0.3％。這是因?yàn)殇撝泻性俣嗟腗n，再結(jié)晶溫度不再明顯變化，但鋼被過分強(qiáng)化，而且增加生產(chǎn)費(fèi)用。例5從例1的鋼中，選擇本發(fā)明鋼a和b，隨后熱軋。然后，熱軋鋼板，再以變形量85-92％進(jìn)行冷軋。隨后在700℃溫度下進(jìn)行連續(xù)退火，并進(jìn)行變形量為0.4％的表面光軋。再測量黑鋼板的軋面內(nèi)形變各向異性(Δr值)，以及整體塑性各向異性(r)，其結(jié)果示于圖4。圖4A表示軋面內(nèi)形變各向異性值(Δr)，圖4B表示整體塑性各向異性值(r)。若在深沖壓中產(chǎn)生的制耳大，則切除制耳帶來的損失就較大，并且由殘余凸緣的不規(guī)則性帶來缺陷。因而軋面內(nèi)形變各向異性(Δr)是一重要的參量。對用于制造拉制壓薄容器和深沖壓容器的黑鋼板，制耳的形成必須最小化。通常若軋面內(nèi)形變各向異性值(Δr)接近零，則不形成制耳，若其值大于等于0.2，在0°和90°方向形成4個(gè)制耳。若其值為負(fù)值，低于-2，則在45°方向形成4個(gè)制耳，并且其高度高。如圖4所示，檢查了由本發(fā)明鋼制造的熱處理過的試件，并對試件進(jìn)行直接沖壓成形(沖壓比為2∶1，杯形口徑為φ50mm)，在此條件下，杯形件有6個(gè)制耳。結(jié)果，發(fā)現(xiàn)相應(yīng)于軋面內(nèi)形變各向異性Δr值為0.2或更低的冷軋變形量是88-92％。隨著變形量的增加，作為成形性評價(jià)參數(shù)的整體塑性各向異性并不變化。按照上述的本發(fā)明，使用超低碳鋼，但通常在熱軋中發(fā)生的細(xì)小沉淀相析出的時(shí)間被控制在熱軋前就開始。這與普通產(chǎn)品相比，再結(jié)晶溫度很低，并且連續(xù)退火的黑鋼板之間機(jī)械性能偏差很小，結(jié)果產(chǎn)品質(zhì)量很穩(wěn)定。而且，連續(xù)退火溫度低，因而不出現(xiàn)高溫連續(xù)退火中常出現(xiàn)的鋼帶扭曲、錯(cuò)道出軌、以及斷裂。并且，Mn優(yōu)先于Ti與固溶S形成沉淀物，將S除去。同傳統(tǒng)方法相比，用最低量的Ti，可沉淀消除大量的C。因而，可獲得同傳統(tǒng)技術(shù)相比，具有更好成形性的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板。權(quán)利要求1.一種用于制造拉制壓薄容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板，它的成份為(以重量百分比計(jì))0.005％或更少的C，0.1-0.3％的Mn，0.015％或更少的S，0.02-0.05％的酸溶Al，0.004％或更少的N，0.015-0.035％的Ti，并由Fe和其它不可避免的雜質(zhì)補(bǔ)足平衡。2.如權(quán)利要求1所述的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板，其特征在于，所述黑鋼板r值等于或大于1.7，Δr值小于或等于0.2，硬度為T2.5級或更低，并且延伸率為40％。3.一種制造用于生產(chǎn)拉制壓薄容器和深沖壓容器的連續(xù)退火型低硬度黑鋼板的方法，它包括下列步驟對下述成份的鋁鎮(zhèn)靜鋼以通常方法熱軋，其成份為(以重量百分比計(jì))0.005％或更少的C，0.1-0.3％的Mn，0.015或更少的S，0.02-0.05％的酸溶Al，0.004％或更少的N，0.015-0.035％的Ti，并由Fe和其它不可避免的雜質(zhì)補(bǔ)足平衡；以88-92％的變形量進(jìn)行冷軋；在高于再結(jié)晶溫度而低于730℃的溫度下，進(jìn)行連續(xù)退火；以及進(jìn)行表面光軋，變形量多于0.4％。全文摘要公開了一種連續(xù)退火型硬度為T1到T2.5的低硬度黑鋼板及其制造方法。這種黑鋼板可用于制造拉制壓薄容器和深沖壓容器。恰當(dāng)控制鋼中的Mn和Ti含量,從而確保優(yōu)良的壓延性能和穩(wěn)定的材料性能。該黑鋼板成分(以重量百分比計(jì))為:0.005%或更少的C,0.1—0.3%的Mn,0.015%或更少的S,0.02—0.05%的酸溶Al,0.004%或更少的N,0.015—0.035%的Ti,并由Fe和其它不可避免的雜質(zhì)補(bǔ)足配平。文檔編號C21D1/26GK1176667SQ96192227公開日1998年3月18日申請日期1996年12月28日優(yōu)先權(quán)日1995年12月29日發(fā)明者郭在賢申請人:浦項(xiàng)綜合制鐵株式會社