CN109652739A

CN109652739A - 一种搪瓷用高强度冷轧钢带及其制备方法

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Publication number: CN109652739A
Application number: CN201910058419.5A
Authority: CN
Inventors: 孙建卫; 刘洪银; 王伟; 亓伟伟; 王孝科; 王利; 郝帅; 张章; 李玉功
Original assignee: Shandong Iron and Steel Group Co Ltd SISG
Current assignee: Shandong Iron and Steel Group Co Ltd SISG
Priority date: 2019-01-22
Filing date: 2019-01-22
Publication date: 2019-04-19
Anticipated expiration: 2039-01-22
Also published as: CN109652739B

Abstract

本发明公开了一种搪瓷用高强度冷轧钢带及其制备方法，以重量百分比计，所述钢带的化学成分为：C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量＝Ti‑(4×C+3.43×N+1.5×S)≥0.05％，余量为Fe及不可避免的夹杂，其制备方法包括以下步骤：1)制造钢坯；2)在1200℃以上的温度下对步骤1)的钢坯进行再加热；3)对再加热的钢坯进行粗轧、精轧；4)精轧之后对轧材进行层流冷却，然后对热轧钢板进行卷取，卷取温度为750～800℃；5)卷取的轧材冷却至室温后，以60～90％的压下率对轧材进行冷轧；6)冷轧之后，进行罩式退火。本发明的钢带抗鳞爆性好、强度高、成形性好。

Description

一种搪瓷用高强度冷轧钢带及其制备方法

技术领域

本发明属于板带钢生产技术领域，具体涉及一种高强度搪瓷用冷轧钢带及其制备方法。

背景技术

搪瓷用钢的生产过程为：钢板经过加工成型后制成底胚，然后在底胚的表面进行涂搪，钢板搪瓷处理的温度达到800℃以上，搪瓷后的制品具有外表美观、耐蚀性好、易清洁等特点，因而搪瓷钢的应用领域十分广泛。

搪瓷用钢的主要使用性能包括强度、成形性、抗鳞爆性，钢板的强度主要与钢板的化学成分、组织、沉淀强化粒子数量有关，钢板的成形性主要与钢板的化学成分、组织有关，钢板的抗鳞爆性主要与钢板内部的贮氢陷阱的类型和数量有关。

鳞爆是搪瓷制品的主要缺陷，其产生的机理主要是搪瓷制坯在高温烧结时瓷浆内的结晶水与钢板表面的铁碳反应生成原子氢。鳞爆是指聚集在钢内部的氢气释放到钢表面与搪瓷层之间，冲破搪瓷层表面而生成鱼鳞状碎片的缺陷。搪瓷钢板的冷却过程中，固溶于钢中的氢在冷却状态下释放到钢的表面，由于钢表面的搪瓷层已硬化，无法释放到外部，从而产生所述鳞爆现象。产生鳞爆缺陷的原因是氢。因此，为了防止产生该缺陷，有必要在钢内部提供可吸附氢的场所。微空穴(micro-void)、夹杂物、析出物、位错、晶界等可作为所述吸氢场所。为了确保搪瓷特性、尤其是抗鳞爆性，需要有意地使组织中分散形成许多析出物。

一些特殊用途的搪瓷用钢，比如热水器胆用搪瓷钢，需要保持较高的强度，以达到耐高压的效果。

目前国内外已经公开的专利对超低碳搪瓷钢、低碳搪瓷钢有很好的研究。

中国专利CN200810013480-公开了一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法，其成分(重量百分比)C：0.01％～0.08％、Si≤0.03％、Mn0.10％～0.60％、P≤0.02％、S：0.003％～0.02％、N：0.001％～0.006％、Al_S≤0.04％、Ti：0.02％～0.12％，其余为铁及不可避免的杂质，钢中的过剩钛含量＝Ti-(4×C+3.43×N+1.5×S)≤0，工艺特点为，钢坯加热温度：1160～1300℃，热轧终轧温度850～950℃，钢板卷取温度660～760℃。该工艺生产出的搪瓷钢由于碳含量较高，并且过剩钛≤0，碳没有全部被钛所固定，所以钢材中含有一定数量的固溶碳原子，并最终以珠光体的形式析出，钢材的成形性不好。

日本公开特许公告昭62-151546公布的搪瓷钢制造技术中限定：过剩钛含量＝Ti-(4×C+3.43×N+1.5×S)≤0，会导致碳没有全部被钛所固定，钢材中含有一定数量的固溶碳原子，并最终以珠光体的形式析出，钢材的成形性不好。

日本公开特许公告昭61-117246公布的搪瓷钢制造技术中没有限定钢材成份中Ti与C、N、S的关系，无法确定轧后钢材中C的存在形式。

中国专利CN200980131505-公开了一种搪瓷钢板及其制造方法，该发明提供一种搪瓷钢板，其以重量％计，C为大于0且小于0.005％；Mn为0.2～1.0％；S为0.04～0.08％；P为0.005～0.02％；Al为0.01～0.1％；Ti为0.06～0.1％；N为大于0且小于0.003％，余量为Fe及其他不可避免的杂质，并且TiS或者(Ti，Mn)S析出物的尺寸为0.01～0.4μm，且每平方厘米中析出物的数量为3×10⁸个以上。使用该方法生产的钢材成形性好、抗鳞爆性好，但由于碳含量较低，使得钢板屈服强度低，高温涂搪和使用过程中易变形。

综上所述，碳含量小于0.005％的搪瓷钢存在强度低的缺陷；随着碳含量的提高，搪瓷钢又会存在成形性稍差的缺陷；目前公布的技术中缺乏能同时满足抗鳞爆、强度高、成型性好的搪瓷钢生产工艺

发明内容

为了解决以上技术的不足，本发明提供一种能同时满足抗鳞爆性好、强度高、成形性好的搪瓷钢生产工艺。

为达到上述目的，本发明采用了如下的技术方案：

一种搪瓷用高强度冷轧钢带，以重量百分比计，其化学成分为：C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量＝Ti-(4×C+3.43×N+1.5×S)≥0.05％，余量为Fe及不可避免的夹杂。

本发明还提供一种搪瓷用高强度冷轧钢带的制造方法，其包括以下步骤：

1)制造钢坯，其工艺流程为：铁水预处理→复吹转炉→RH真空脱气处理→板坯连铸，在所述钢坯中的化学成分，以重量％计，C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量＝Ti-(4×C+3.43×N+1.5×S)≥0.05％；

2)在1200℃以上的温度下对所述钢坯进行再加热；

3)对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1180～1220℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1050～1080℃。之后在A_r3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：910～940℃，通条温差控制在30℃以内；

4)精轧之后对轧材进行层流冷却，然后对热轧钢板进行卷取，卷取温度为750～800℃，该温度还未到珠光体转变温度，轧材中的碳无法以珠光体的组织形态析出，轧材中的碳全部以TiC的形式析出。

5)所述卷取的轧材冷却至室温后，以60～90％的压下率对轧材进行冷轧。

6)制造所述冷轧钢板的步骤之后，在如下表1所示的退火工艺参数下进行罩式退火；

表1退火工艺制度

工艺段	加热温度	加热时间
			加热段1	0～470℃	1～3h
加热段2	470℃～750℃	6～10h
			保温段	750℃	10～14h
冷却段1	750～550℃	6～10h带罩冷却
			冷却段2	550～380℃	风冷
冷却段3	380～80℃	水冷

由于采取高温卷取的措施，卷取温度为750～800℃，在该温度下珠光体组织无法形成，导致在奥氏体阶段钢材成分中的碳绝大部分以TiC的形式析出，钢中无间隙固溶C原子，钢材的成形性变好，在750～800℃温度下析出的TiC粒子尺寸为5～30nm，TiC粒子尺寸细小，析出的TiC以沉淀强化的效果大幅度提高钢材的强度，并且析出的TiC还能以第二相粒子的形式起到储氢陷阱的效果，大幅度改善抗鳞爆性能。

不同温度下TiC在奥氏体中的溶度积计算公式为下式①，TiC的溶度积表达式为下式②：

lgK_TiC＝-7000/T+2.75 ①

K_TiC＝ω_Ti×ω_C ②

式①②中的K_TiC为TiC的溶解度积，T为温度(K)，ωTi为Ti固溶在钢材中的质量百分数(％)，ωC为C固溶在钢材中的质量百分数(％)。

根据式①计算出在750℃、780℃、800℃温度下的K_TiC值，然后将计算出K_TiC值带入式②得到钢材中的固溶碳含量ωC为40ppm时对应的饱和Ti含量(％)值为下表2。

表2固溶C含量为40ppm时对应的饱和Ti含量(％)

温度	750℃	780℃	800℃
				溶度积	8.13×10<sup>-5</sup>	1.26×10<sup>-4</sup>	1.70×10<sup>-4</sup>
碳含量(％)	4×10<sup>-3</sup>	4×10<sup>-3</sup>	4×10<sup>-3</sup>
				该碳含量对应的饱和Ti含量(％)	0.0203	0.0315	0.0425

从表2可看出，在750℃，780℃，800℃温度下，固溶C含量为40ppm时对应的饱和Ti含量(％)值分别为0.0203％、0.0315％、0.0425％，所以若保持钢材中的过剩钛≥0.05％，则足够把钢材中的固溶C控制在40ppm以下，在此固溶碳的成分范围内，钢材的成形性很好，延伸率能达到45％左右。

本发明的优点在于：

1、按照本发明提供的方法，钢材中较多的C以TiC的形式析出，析出的TiC以沉淀强化的效果大幅度提高钢材的强度，钢材的屈服强度能提高至350MPa，抗拉强度为450～550Mpa，并且大量析出的TiC还能以第二相粒子的形式起到储氢陷阱的效果，大幅度改善抗鳞爆性能。

2、由于钢材中有过量的Ti，并且轧后钢材在珠光体转变温度以上保持较长的时间，导致在奥氏体阶段钢材成分中的碳绝大部分以TiC的形式析出，把钢材中的固溶C控制在40ppm以下，在此固溶碳的成分范围内，钢材的成形性很好，延伸率能达到45％左右。

附图说明

图1：实施例1对应的搪瓷钢金相组织图；

图2：实施例2对应的搪瓷钢金相组织图；

图3：实施例3对应的搪瓷钢金相组织图；

图4：对比实施例4对应的搪瓷钢金相组织图。

具体实施方式

本说明书中公开得任一特征，除非特别叙述，均可被其他等效或具有类似目的的替代特征加以替换。除非特别叙述，每个特征只是一系列等效或者类似特征中的一个例子而已。所述仅仅是为了帮助理解本发明，不应该视为对本发明的具体限制。

下面以附图和具体实施方式对本发明作进一步详细的说明。

本发明提供的搪瓷钢，以重量％计，其化学成分为：

C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量：Ti-(4*C+3.43*N+1.5S)≥0.05％。

本发明中化学成分对钢板性能的影响：

C：碳含量越低钢板的成形性越好，但碳含量越低钢板的屈服强度也越低，特别是在高温搪烧时或搪烧后的强度更低，极易产生变形，为解决这个矛盾，本发明中的碳控制在0.008～0.02％，但其中绝大部分的碳会在奥氏体阶段以TiC的形式析出，析出TiC粒子的大幅度提高了钢材的屈服强度。在奥氏体向珠光体发生转变的温度时，控制钢材中的固溶碳小于40ppm，在此固溶碳的成分范围内，钢材的成形性好。

N：在传统钢中氮是杂质元素，氮越高钢的成形性越差。但是，氮和钛反应生成氮化钛，氮化钛粒子有利于提高抗鳞爆性能，并能阻止奥氏体晶粒长大，起到细化晶粒的效果。如果氮含量过高，生成的TiN尺寸过于粗大，则损害钢的成形性，因此本发明中氮控制范围为：0.002-0.005％。

Si：硅含量高(如高于0.03％时)会损害搪瓷性能，特别是造成密着性不良，因此，本发明中控制硅含量≤0.02％。

S：硫是杂质元素，在传统钢中主要以硫化锰夹杂物存在，这种夹杂物经过轧制以后呈长条状形式，严重地降低钢板的成形性特别是降低钢板的横向塑性。在搪瓷钢中，通过添加钛，可以避免形成单纯的硫化锰夹杂物，而是硫和钛、锰等形成复合的夹杂物，这种夹杂物多呈球状，可以减少对塑性的损害，有利于提高钢的抗鳞爆性能。硫含量的范围为：≤0.010％。

Ti：钛是碳化钛、氮化钛和硫化钛的形成元素。钛的加入量应适当的过量，以完全固定钢中的碳、氮和硫元素。钛和碳、氮和硫反应生成的第二相粒子能起到储氢陷阱的效果，大幅度提高钢材的抗鳞爆性能，并且TiC能大幅度提高钢材的屈服强度。有效钛的计算按：Ti*＝4C+3.42N+1.5S，总加入钛：Ti＝Ti*+ΔTi，其中过量钛ΔTi≥0.05％，在存在≥0.05％的过量钛的情况下，在奥氏体阶段(800℃左右)就可以将钢中大部分的碳给固定住，从而把钢材中剩余的固溶C控制在40ppm以下，有利于提高钢材的成形性能。

Al：在铝镇静钢中，铝是强脱氧元素。另外，铝与氮反应生成氮化铝，氮化铝对提高钢的抗鳞爆性能起着一定的作用。本发明中Al含量为0.015-0.055％。

P：磷是有害元素。磷含量过高，容易在晶界上偏聚，影响搪瓷质量。磷≤0.015％。Mn:在低含量范围内对钢具有强化作用，能提高钢材的强度、硬度和耐磨性，本发明中Mn含量0.08～0.18％。

本发明提供一种搪瓷钢板的制造方法，其包括以下步骤：

1)制造钢坯，其工艺流程为：铁水预处理→复吹转炉→RH真空脱气处理→板坯连铸，在所述钢坯中的化学成分，以重量％计，C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量＝Ti-(4*C+3.43*N+1.5S)≥0.05％。

转炉冶炼终点控制目标：C:0.035-0.05％，温度为：1690-1700℃，出钢过程用低碳锰铁或金属锰配锰至0.14％左右。出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂，200～300kg/炉，铝质脱氧剂含铝30％，若转炉出钢下渣则在渣面加入部分铝粒。采用滑板挡渣挡渣，确保出钢后钢包顶渣渣层厚度≤100mm。

转炉出钢后，采用RH精炼炉对钢水进行深脱碳至钢水中C含量：0.008～0.02％，碳含量达到目标成分后加Al脱氧，然后加入钛铁进行钛合金化，钛合金化后继续在RH精炼炉内将钢水环流搅拌7-10min，然后关掉真空***，将钢水进行软吹氩搅拌13～15min。RH冶炼完毕，在钢包***浸渍管位置投加无碳保温剂对钢水进行保温，无碳保温剂加入量为5～10kg/吨钢。

连铸操作过程中全程保护浇铸，结晶器断面为175mm×(950～1350)mm，结晶器内加无碳保护渣，铸坯拉速为1.2～1.3m/min，保持稳定拉速，二次冷却采用强冷模式。

2)在1200℃以上的温度下对所述钢坯进行再加热，入炉板坯加热制度具体要求见表3。

表3板坯加热制度

3)对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1180～1220℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1050～1080℃。之后在Ar3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：910～940℃，通条温差控制在30℃以内。

4)除鳞：粗轧和精轧除鳞全部投入使用，保证喷咀压力≥18MPa，水嘴齐全不堵，充分去除氧化铁皮。

5)精轧之后对轧材进行层流冷却，然后对热轧钢板进行卷取，卷取温度为750～800℃，该温度还未到珠光体转变温度，轧材中的碳无法以珠光体的组织形态析出，轧材中的碳全部以TiC的形式析出。

6)所述卷取的轧材冷却至室温后，以60～90％的压下率对轧材进行冷轧。

7)制造所述冷轧钢板的步骤之后，在如下表4所示的退火工艺参数下进行罩式退火。

表4退火工艺制度

以下提供的实施例中，实施例1、2、3为采用本发明技术生产高强搪瓷钢，实施例4为采用钢厂现有技术生产搪瓷钢，实施例4为对比实施例。

实施例1：钢坯的的化学成分如下表5

表5实施例1的化学成分

1)转炉冶炼终点C含量为0.035％，温度为：1690℃，出钢过程用低碳锰铁或金属锰配锰至0.14％左右。出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂300kg/炉，铝质脱氧剂含铝30％，若转炉出钢下渣则在渣面加入部分铝粒。采用滑板挡渣挡渣，确保出钢后钢包顶渣渣层厚度≤100mm。

转炉出钢后，采用RH精炼炉对钢水进行深脱碳至钢水中C含量：0.008，碳含量达到目标成分后加Al脱氧，然后加入钛铁进行钛合金化，钛合金化后继续在RH精炼炉内将钢水环流搅拌7min，然后关掉真空***，将钢水进行软吹氩搅拌13min。RH冶炼完毕，在钢包***浸渍管位置投加无碳保温剂对钢水进行保温，无碳保温剂加入量为5kg/吨钢

连铸操作过程中全程保护浇铸，结晶器断面为175mm×950mm，结晶器内加无碳保护渣，铸坯拉速为1.3m/min，保持稳定拉速，二次冷却采用强冷模式。

2)在1200℃以上的温度下对所述钢坯进行再加热，入炉板坯加热制度具体要求见表6。

表6板坯加热制度

3)对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1180℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1050℃。之后在Ar3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：910℃，通条温差控制在30℃以内；

4)除鳞：粗轧和精轧除鳞全部投入使用，保证喷嘴压力≥18MPa，水嘴齐全不堵，充分去除氧化铁皮。

5)精轧之后对轧材进行层流冷却，然后对热轧钢板进行卷取，卷取温度为750℃，该温度还未到珠光体转变温度，轧材中的碳无法以珠光体的组织形态析出，轧材中的碳全部以TiC的形式析出。

6)所述卷取的轧材冷却至室温后，以90％的压下率对轧材进行冷轧。

7)制造所述冷轧钢板的步骤之后，在如下表7所示的退火工艺参数下进行罩式退火。

表7退火工艺制度

退火后检测冷轧搪瓷钢的力学性能和金相组织，其力学性能见下表8，金相组织照片见图1

表8力学性能

经该工艺生产的搪瓷钢延伸率与其他厂生产的延伸率相当，但强度比其他厂生产的搪瓷钢强度约高100MPa，且钢材内部做为储氢陷阱的TiC粒子数量众多，凃搪后抗鳞爆性能好。

实施例2：

实施例2与实施例1中的不同点为：

实施例2钢坯的的化学成分如下表9；

表9实施例2的化学成分

转炉冶炼终点C含量为0.055％，温度为：1700℃，出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂200kg/炉。

对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1220℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1080℃。之后在Ar3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：940℃，通条温差控制在30℃以内，卷取温度800℃。

进行所述卷取步骤之后，以60％的压下率进行冷轧。

退火后检测冷轧搪瓷钢的力学性能和金相组织，其力学性能检测结果见下表10，金相组织照片见图2；

表10力学性能

经该工艺生产的搪瓷钢延伸率与其他厂生产的延伸率相当，但强度比其他厂生产的搪瓷钢强度约高120MPa，且钢材内部做为储氢陷阱的TiC粒子数量众多，凃搪后抗鳞爆性能好。

实施例3

实施例3与实施例1中的不同点为：

实施例3钢坯的的化学成分如下表11；

表11实施例3的化学成分

转炉冶炼终点C含量为0.04％，温度为：1695℃，出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂250kg/炉。

对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1200℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1060℃。之后在Ar3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：920℃，通条温差控制在30℃以内，卷取温度790℃。；

进行所述卷取步骤之后，以80％的压下率进行冷轧。

退火平整后检测冷轧搪瓷钢的力学性能和金相组织，其力学性能见下表12，金相组织照片见图3；

表12力学性能

经该工艺生产的搪瓷钢延伸率与其他厂生产的延伸率相当，但强度比其他厂生产的搪瓷钢强度约高50MPa，且钢材内部作为储氢陷阱的TiC粒子数量众多，凃搪后抗鳞爆性能好。

对比实施例4

实施例4与实施例1中的不同点为：

实施例4的化学成分如表13所示；

表13实施例4的化学成分

转炉冶炼终点C含量为0.04％，温度为：1690℃，出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂300kg/炉。

对所述再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1200℃，粗轧之后使用热卷箱对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1050℃。之后在Ar3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：900℃，通条温差控制在30℃以内，卷取温度610℃。；

进行所述卷取步骤之后，以70％的压下率进行冷轧。

退火平整后检测钢板的力学性能，结果见下表14，金相组织照片见图4；

表14力学性能

实施例对比：

力学性能对比见下表15：

表15力学性能对比

比较本发明实施例1、2、3和对比实施例4提供轧材的强度和延伸率，本发明提供技术生产的轧材强度约高50Mpa以上，延伸率约高4％，其原因是由于采用了高钛+高温卷取的工艺路线，轧材中的大部分C以TiC的形式析出，TiC粒子以沉淀强化的形式大大提高了轧材的强度，并且大量的TiC粒子提高了轧材的抗鳞爆性能；由于轧材中的大部分C以TiC的形式析出了，固溶留存在钢中的C含量小于40ppm，如此低的C含量范围内基本不生成珠光体，轧材组织为铁素体，使得轧材延伸率也很高。

比较本发明实施例1、2、3和对比实施例4提供轧材的金相照片，本发明提供技术生产的轧材中铁素体含量多，珠光体含量少，所以延伸率高。

本发明的工艺参数(如温度、时间等)区间上下限取值以及区间值都能实现本法，在此不一一列举实施例。

本发明未详细说明的内容均可采用本领域的常规技术知识。

最后所应说明的是，以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非限制。尽管参照实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应该理解，对本发明的技术方案进行修改或者等同替换，都不脱离本发明技术方案的精神和范围，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims

1.一种搪瓷用高强度冷轧钢带，其特征在于，以重量百分比计，所述钢带的化学成分为：

C:0.008～0.02％，Si≤0.020％，Mn:0.08～0.18％，P≤0.015％，S≤0.010％，Al：0.015～0.055％，Ti:0.12～0.15％，N:0.002～0.005％，钢中的过剩钛含量＝Ti-(4×C+3.43×N+1.5×S)≥0.05％，余量为Fe及不可避免的夹杂。

2.权利要求1所述搪瓷用高强度冷轧钢带的制备方法，所述制备方法包括以下步骤：

1)制造钢坯

其工艺流程为：铁水预处理→复吹转炉→RH真空脱气处理→板坯连铸；

2)对步骤1)的钢坯进行再加热；

3)对再加热的钢坯进行粗轧，粗轧开轧温度：1180～1220℃，粗轧之后对中间坯进行保温和均热，减小中间坯头尾温差，中间坯温度：1050～1080℃；之后在A_r3以上的温度下进行精轧，精轧终轧温度：910～940℃，通条温差控制在30℃以内；

4)精轧之后对轧材进行层流冷却，然后对热轧钢板进行卷取，卷取温度为750～800℃；

5)卷取的轧材冷却至室温后，以60～90％的压下率对轧材进行冷轧；

6)冷轧之后，进行罩式退火。

3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤1)中，

转炉冶炼终点控制目标：C:0.035-0.05％，温度为：1690-1700℃，出钢过程用低碳锰铁或金属锰配锰至0.14％左右；出钢完毕，在渣面均匀加入铝质脱氧剂，200～300kg/炉，铝质脱氧剂含铝30％，若转炉出钢下渣则在渣面加入部分铝粒；采用滑板挡渣挡渣，确保出钢后钢包顶渣渣层厚度≤100mm。

4.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤1)中，

转炉出钢后，采用RH精炼炉对钢水进行深脱碳至钢水中C含量：0.008～0.02％，碳含量达到目标成分后加Al脱氧，然后加入钛铁进行钛合金化，钛合金化后继续在RH精炼炉内将钢水环流搅拌7-10min，然后关真空，将钢水进行软吹氩搅拌13～15min。

5.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤1)中，

6.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，步骤2)中，钢坯再加热制度为：

出钢温度1180-1220℃；均热段温度控制1200-1260℃，加热段温度控制1210-1280℃，预热段温度控制1000-1150℃；冷坯加热时间≥130min，热坯加热时间≥100min。

7.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，罩式退火工艺制度为：

加热段1：0～470℃，1～3h；加热段2：470℃～750℃，6～10h；保温段：750℃，10～14h；冷却段1：750～550℃，6～10h带罩冷却；冷却段2：550～380℃，风冷；冷却段3：380～80℃，水冷。