一种铁素体不锈钢中厚板及其制造方法

摘要

一种铁素体不锈钢中厚板，其成分组成质量百分比(wt％)为：在普通410S基础上，添加了0.10～1.00的Nb，0.0010～0.0050的Ca，小于0.30的稀土元素Ce、Dy、Y和Nd中之一或复合添加，且控制S含量小于0.005，P含量小于0.02，O含量小于0.005，C+N含量不小于0.05。该铁素体不锈钢的制造方法，包括冶炼：过热度为25℃以下、采用电磁搅拌和连铸末端的0.5％～1％的动态轻压下技术、连铸拉速0.8～1.5m/min；热轧：终轧温度不小于900℃、前七道次总压下率不小于60％、且粗轧时每道次采用不小于20％的大压下轧制，粗轧时应变速率为1～10s-1；退火：退火温度750℃～850℃、保温时间15～22小时；酸洗后得到抗层状撕裂性能良好的铁素体不锈钢中厚板，该类不锈钢在保证其具有良好的力学性能的前提下具有优异的抗拉伸层状撕裂性能。

权利要求

1.一种铁素体不锈钢中厚板，其按重量百分比计的化学成分为：C≤0.08％，Si≤1.00％，Mn≤1.00％，Cr：11.5～13.5％，S≤0.005％，P≤0.02％，O≤0.005％，Ca：0.0010～0.0050％，Nb：0.1～1.0％，C+N≥0.05％，稀土元素0.05～0.3％，余为铁及不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的铁素体不锈钢中厚板，其特征在于，C：0.025～0.05％，Si：

0.3～0.5％，Mn：0.2～0.5％，稀土元素：0.05～0.1％。

3.如权利要求1或2所述的铁素体不锈钢中厚板，其特征在于，C+N：0.05～0.08％。

4.如权利要求1或2所述的铁素体不锈钢中厚板，其特征在于，所述的稀土元素是Ce、Dy、Y和Nd中的至少一种。

5.如权利要求3所述的铁素体不锈钢中厚板，其特征在于，所述的稀土元素是Ce、Dy、Y和Nd中的至少一种。

6.如权利要求1～5任一所述的铁素体不锈钢中厚板的制造方法，包括如下步骤：炼钢→连铸→中厚板轧制→退火→酸洗；

炼钢过程中，添加Nb、Ca和稀土元素，并控制S≤0.005％，P≤0.02％，O≤0.005％，C+N≥0.05％；

连铸过程中，过热度为25℃以下进行浇注，采用电磁搅拌，拉速控制在0.8～1.5m/min；连铸末端进行0.5～1.0％的动态轻压下；

终轧温度不小于900℃，总的轧制压下率不小于80％，前七道次的总压下率不小于-1

60％；粗轧时采用慢速大压下率，单道次的压下率不小于20％，应变速率为1～10s ；

热处理中，退火温度为750～850℃，保温时间为15～22小时。

7.如权利要求6所述的方法，其特征在于，浇注过热度为15～25℃。

8.如权利要求6或7所述的方法，其特征在于，连铸末端进行0.6～1.0％的动态轻压下。

9.如权利要求6或7所述的方法，其特征在于，终轧温度为910～950℃。

10.如权利要求8所述的方法，其特征在于，终轧温度为910～950℃。

说明书

一种铁素体不锈钢中厚板及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及铁素体不锈钢，特别是涉及具有良好抗层状撕裂性能的铁素体不锈钢中厚板及其制造方法，该铁素体不锈钢中厚板主要适合用于高韧性及受冲击负荷的结构件，如汽轮机片、螺帽、船舶推进器、电站汽水分离器设备等领域。

背景技术

[0002] 相比于410马氏体型不锈钢，410S铁素体型不锈钢具有更好的耐腐蚀性能和成形性能，比410L又具有更高的强度。因为410S具有良好的耐大气、水蒸气和氧化性的酸介质腐蚀，又由于其较低的合金元素含量属于经济型的铁素体不锈钢，所以410S冷轧板大多用于冷冻集装箱结构及外侧材料、汽车排气管、耐热设备部件。

[0003] 随着近年来国内建筑结构的高层化、核电安全设备、水蒸气压力容器、船舶工业等行业的发展，对具有强韧性、可焊性和良好的冷弯性能的不锈钢中厚板的需求不断增长。铁素体不锈钢由于导热系数大，膨胀系数小、抗氧化性好、抗应力腐蚀优良等特点在工业领域越来越得到人们的重视，410S又因为其经济性、良好的抗应力腐蚀性、良好的力学强度、良好的成形性代替部分碳钢越来越广泛地应用在机械机构用部件、压力容器等工业领域。而在这些领域，设备往往要承受像压力、风力、地震等横向载荷，因而要求钢板不但具备高强度、高韧性、高塑性，而且具备抗层状撕裂性能、抗震性能。铁素体不锈钢由于其相对较差的室温塑性，如果在对成型性或室温塑性要求较高的领域，一般都通过比较苛刻的试验来验证其是否能够使用，即通过破坏性拉伸试验，观察其拉伸断口是否有层状撕裂来判断材料是否合格。对于常规的410S铁素体不锈钢中厚板在进行力学拉伸实验时，在断口常会出现一种内部沿轧向的应力开裂，这就表明材料的抗层状撕裂性能不良。

[0004] 对于汽车排气系统用铁素体不锈钢409L和410L，往往采用超低碳氮冶炼的设计路线，并通过添加Nb和Ti双稳定来提高耐腐蚀性能。中国专利申请CN101397638A通过往409L中添加0.15～0.35％的Nb和6×(C+N)～0.6％的Ti来改善其晶间腐蚀性能，但这类钢的强度明显偏低，同时也仅限于冷轧薄板，其焊管用于汽车排气系统等晶间腐蚀要求较高的领域。中国专利申请CN101435054A通过对于400系铁素体不锈钢中控制1.2Nb+5Mo+6Cu≥11.5和15Nb+2Mo+5Cu≥10.5两个指标来获得耐热性良好和低温韧性良好的铁素体不锈钢，用于900℃以上的汽车排气通路。日本专利申请JP2008-189974同样通过往400系铁素体不锈钢中添加0.5～0.7％的Nb、0.05～0.3％的Ti和1～2％的Cu来获得具有优良热疲劳性能和低温韧性的汽车排气系统用铁素体不锈钢。中国专利申请CN1363710A通过往400系铁素体不锈钢中添加0.15～0.8％的Nb获得优良加工性能的铁素体不锈钢板。日本专利申请JP2006-330252通过往400系铁素体不锈钢中添加不高于0.5％的Nb、0.05～0.3％的Ti、0.03～0.12％的Al和1～2％的Cu来获得具有优异的高温强度和焊接处韧性的汽车废气通道部件用不锈钢。纵观众多国内外专利申请发现，几乎所有400系铁素体不锈钢均是通过超低碳氮设计、添加Nb和Ti双稳定微合金元素和其他一些合金元素来提高耐晶间腐蚀性能、高温强度和韧性、或者获得具有优良加工性能和焊接性能的铁素体不锈钢，其冷轧薄板多用于家电领域和制造焊管用于汽车排气系统。

[0005] 中国专利申请CN101451214A公开了一种大厚度新型抗硫化氢用碳钢的生产方法，通过超纯净的冶炼方法获得≤0.008％的P和≤0.005％的S，添加0.025～0.35％的Nb获得的钢经过特殊的轧制和退火工艺获得大厚度的抗硫化氢用钢，这种钢具有良好的抗层状撕裂性能。中国专利申请CN101323929A公开了大厚度高层建筑结构用高强度钢板的生产方法中，材料的合金成分有≥0.015％的Nb和≤0.20％的Ti和0.02～0.06％的Al，经过特殊的轧制和退火工艺获得具有良好抗层状撕裂性能的高强度碳钢。

发明内容

[0006] 本发明的目的在于提供一种具有良好抗层状撕裂性能的铁素体不锈钢中厚板，本发明通过控制夹杂物含量、均匀热轧组织细化晶粒和降低晶界碳化物析出等措施来实现。所制造的铁素体不锈钢中厚板内部和表面质量高、在保证钢板强度的情况下具有良好的抗层状撕裂性能。可用于承受横向载荷的汽水分离器支撑板、发电塔架等。

[0007] 本发明中所述“中厚板”一般是指厚度在约8～40mm的板。

[0008] 为实现上述目的，本发明的具有良好抗层状撕裂性能的铁素体不锈钢中厚板，其化学成分为(重量百分比)：C≤0.08％，Si≤1.00％，Mn≤1.00％，Cr：11.5～13.5％，S≤0.005％，P≤0.02％，O≤0.005％，Ca：0.0010～0.0050％，Nb：0.1～1.0％，C+N≥0.05％，稀土元素0.05～0.3％，余为铁及不可避免的杂质。

[0009] 优选地，所述的稀土元素是铈(Ce)、镝(Dy)、钇(Y)和钕(Nd)中的一种或多种。

[0010] 优选地，C：0.025～0.05％，Si：0.3～0.5％，Mn：0.2～0.5％，稀土元素：0.05～0.1％。

[0011] 优选地，C+N含量为0.05～0.08％。

[0012] 本发明中，Nb是一种强铁素体形成元素，又是强碳、氮化物形成元素，Nb可以与碳氮元素交互作用，形成碳化物、氮化物及碳氮化物，这些化合物在高温下溶解，低温下析出并以第二相析出的方式分布在基体上，从而增加再结晶时的形核点和抑制晶界的移动，有效阻止了晶粒的长大。同时，Nb的原子半径是2.94埃，比钢中普通置换合金元素的任何一个都大，所以相比于其他合金元素Nb具有最大的强化作用。

[0013] 稀土元素具有细化铁素体不锈钢晶粒的作用，添加到钢液中，可以增加钢液凝固过程中的形核质点，从而达到细化连铸坯还原始态组织的目的，原始铸态组织晶粒的细化有利于最终产品晶粒的细化。

[0014] 钢中夹杂物的存在，尤其是非金属夹杂物，使金属基体组织的均匀性和连续性遭到破坏，当受到外力的作用而发生塑性变形时，夹杂处易于形成应力集中而开裂。本发明中严格控制S含量来降低夹杂物，防止形成脆的硫化物，造成钢在热加工过程中产生裂纹，降低钢的强度和韧性，尤其是对钢的塑性不利；同时严格控制O含量减少夹杂物的含量。微量的Ca可以改变硫化物的形态，降低夹杂物等级，改善钢板的各向异性，但此含量不宜过高，过高会形成新的夹杂物从而影响钢板的抗层状撕裂性能。

[0015] 本发明中，严格控制P含量，防止产生钢的硬化和增加钢的脆性，以降低钢板的中心偏析。

[0016] C、N含量过高容易产生马氏体相变，同时会导致在晶界析出大量的碳氮化物，从而降低不锈钢的耐蚀性。另一方面，C、N含量太低又会明显降低钢板的强度，影响钢板的使用性能。所以，对于本发明的铁素体不锈钢保证C+N含量不小于0.05％是为了防止钢板的强度不达标。优选地C+N含量为0.05～0.08％。

[0017] 本发明的铁素体不锈钢中厚板的制造方法，包括如下步骤：炼钢→连铸→中厚板轧制→退火→酸洗。

[0018] 在炼钢过程中，本发明的铁素体不锈钢中厚板是在410S基础上通过添加0.1～1.00％的Nb、0.0010～0.0050％的Ca，0.05～0.30％的稀土元素Ce、Dy、Y和Nd的其中之一或复合添加，并控制S≤0.005％，P≤0.02％，O≤0.005％，C+N≥0.05％。

[0019] 连铸过程中，采用低过热度，优选过热度在25℃以下进行浇注，更优选15～25℃，采用电磁搅拌，使连铸坯的等轴晶比率控制到40％以上，连铸中拉速控制在0.8～1.5m/min，连铸末端采用动态轻压下技术，如压下率为0.5～1.0％。

[0020] 连铸坯经加热保温后进行热轧，终轧温度控制在不小于900℃，优选为910～950℃，轧制的总压下率不小于80％，前七道次的总压下率不小于60％(通常前7道次的轧制为粗轧)；粗轧时采用慢速大压下制度，单道次的压下率不小于20％，应变速率(应变速-1
率表明变形速度，在这里就是轧制的压下速度)为1～10s 。

[0021] 热轧后采用较低温度和较长时间热处理制度，退火温度在750～850℃，保温时间为15～22小时。

[0022] 退火酸洗后得到抗层状撕裂性能良好的铁素体不锈钢中厚板。

[0023] 根据本发明的制造抗层状撕裂性能良好的铁素体不锈钢中厚板的方法，在连铸过程中，采用电磁搅拌、低的过热度浇注、低的拉速、连铸末端采用动态轻压下等是为了提高连铸坯的等轴晶比例，从而细化成品板的晶粒组织提高强度，同时可以改善连铸坯的中心偏析和中心疏松，减少钢板的内部缺陷。

[0024] 保证大于900℃的终轧温度可以促进在热轧过程中晶粒组织的动态再结晶，这样可以提高在后续低温热处理过程中的静态再结晶效率，保证在较低的温度下在相对较短的时间内组织的充分再结晶。

[0025] 对于铁素体不锈钢中厚板要保证其总的轧制压下率大于80％。随着轧制钢板厚度的增加，钢板的压缩比会越来越小，从而造成钢板的综合机械性能降低和钢板心部的轧制渗透不够引起的厚度方向上组织的不均匀性，导致心部组织偏大强度偏低，表层区组织细小强度偏高，这种厚度方向上强度的不一致容易产生层状撕裂。粗轧时采用单道次小于-110s 慢应变速率的不小于20％的大压下制度，可以保证轧制力充分渗透到心部，使心部的组织变形和表层区保持一致，尽可能地保证了成品板的组织均匀。同时这种大压下变形还可以使钢板的内部疏松等缺陷更容易焊合，减少了应力集中萌生点，从而避免钢板受力时容易产生层状撕裂。

[0026] 传统的410S中厚板采用890℃长时间保温随炉冷却至室温，容易产生较多的马氏体组织和大量的碳化物，通过相图计算发现850℃以上属于410S的双相区，容易产生马氏体相变。本发明通过降低热处理温度，在铁素体单相区进行长时间保温使晶粒充分再结晶，马氏体充分转化为铁素体，晶界的碳化物充分溶解。同时避免热处理温度低于750℃，因为600～750℃是碳化物析出敏感区，温度太低晶界也容易析出大量碳化物。

[0027] 本发明所获得的铁素体不锈钢中厚板具有强度高，即抗拉强度在470MPa以上，组织均匀细小，即晶粒度大于7.5级，夹杂物等级低，即A+B+C+D≤2级，具有良好的抗层状撕裂性能，适合用于高韧性及受冲击负荷的结构件，如汽轮机片、螺帽、船舶推进器、电站汽水分离器设备等领域。

具体实施方式

[0028] 以下通过实施例对本发明的铁素体不锈钢进行详细说明，但这些实施例不构成对本发明的任何限制。

[0029] 根据本发明所述的铁素体不锈钢的成分，采用本发明的工艺，经过电炉+AOD冶炼、连铸、热轧、退火、酸洗后得到铁素体不锈钢厚板，厚度为12mm。

[0030] 实施例1

[0031] 按照表1中实施例1的成分进行冶炼和连铸，其中添加0.11％的Nb，0.004的Ca以及0.08％的稀土元素Ce，并控制S含量为0.001％，P含量为0.010％，O含量为0.003％，浇注过热度为20℃，采用电磁搅拌，连铸末端采用1％的动态轻压下技术，连铸拉速1.2m/min；热轧过程中：前七道次的总压下率为65％，粗轧道次压下率为25％，粗轧单道次应变-1速率为3～5s ，终轧温度为930℃；热处理制度为：800℃保温炉中保温20hr，炉冷。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0032] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.0，抗拉强度高为503MPa，无层状撕裂。

[0033] 实施例2

[0034] 按照表1中实施例2的成分进行冶炼和连铸，其中添加0.99％的Nb，0.003的Ca以及0.09％的稀土元素Dy，并控制S含量为0.001％，P含量为0.015％，O含量为0.003％，浇注过热度为25℃，采用电磁搅拌，连铸末端采用0.8％的动态轻压下技术，连铸拉速0.8m/min；热轧过程中：前七道次的总压下率为70％，粗轧道次压下率为30％左右，粗轧单道次-1应变速率为5～9s ，终轧温度为950℃；热处理制度为：820℃保温炉中保温16h，炉冷。

[0035] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为8级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.5，抗拉强度高为520MPa，无层状撕裂。

[0036] 实施例3

[0037] 按照表1中实施例1的成分进行冶炼和连铸，其中添加0.55％的Nb，0.003的Ca以及0.035％的稀土元素Ce和0.045％的Dy，并控制S含量为0.001％，P含量为0.004％，O含量为0.003％，浇注过热度23℃，采用电磁搅拌，连铸末端采用0.6％的动态轻压下技术，连铸拉速1.5m/min；热轧过程中：前七道次的总压下率为75％，粗轧道次压下率在35％左-1右，粗轧单道次应变速率为1～3s ，终轧温度为910℃；热处理制度为：780℃保温炉中保温
22h，炉冷。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0038] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为8级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.0，抗拉强度高为510MPa，无层状撕裂。

[0039] 对比例1

[0040] 其成分为常规的410S成分(即参见表1中对比组份1)，其S含量为0.01％，O含量为0.007％，未添加Ca、Nb和稀土元素，其生产工艺与实施例2相同，得到的铁素体不锈钢成品板的力学拉伸结果表明，抗拉强度接近标准要求下限415MPa，由于其夹杂物含量较高，导致拉伸断口有较严重的层状撕裂现象。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0041] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝4.0，抗拉强度高为420MPa，有层状撕裂，抗拉强度偏下限、夹杂物严重。

[0042] 对比例2

[0043] 其成分参照常规410S成分(即参见表1中对比组份2)，严格控制S、P、O等元素的含量，添加微量的Ca元素，但不添加Nb和稀土元素进行微合金化，其生产工艺与实施例2相同，最后得到的铁素体不锈钢成品的力学拉伸结果表明，所生产的铁素体不锈钢工业板夹杂物含量低，也没有发生层状撕裂，但抗拉强度太低，不满足ASTM标准中410S的力学性能要求。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0044] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.5，抗拉强度高为410MPa，无层状撕裂，抗拉强度不合格。

[0045] 对比例3

[0046] 其成分见表1中对比组分3，采用超低碳氮设计，C+N约为0.03％，其中C含量约为0.015％、N含量约为0.014％，其生产工艺与实施例2相同，最后得到的成品板的力学拉伸结果表明，所生产的铁素体不锈钢工业板没有层状撕裂，但抗拉强度仍然偏低。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0047] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.0，抗拉强度高为418MPa，无层状撕裂，抗拉强度不合格。

[0048] 对比例4

[0049] 其成分同表1中实施例3，其连铸坯的浇注过程参照传统的工艺：浇注过热度35℃，连铸拉速大于1.5m/min，连铸末端未采用动态轻压下技术。其他工艺与实施例2相同，最后成品的力学拉伸结果表明，其抗拉强度较高，但断口有较严重的层状撕裂发生，分析原因发现连铸坯存在中心偏析和中心疏松等缺陷。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0050] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.0，抗拉强度高为495MPa，有层状撕裂，连铸坯中心偏析。

[0051] 对比例5

[0052] 其成分同表1中实施例3，其热轧过程采用多道次的快速轧制，单道次的压下量约为10％，轧制总压下率为80％，其他工艺与实施例2相同，最后成品的力学拉伸结果表明，抗拉强度较高，但断口仍有较严重的层状撕裂发生，分析截面的金相组织发现整个厚度方向上的组织极其不均匀，钢板心部组织粗大，钢板表层区组织细小。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0053] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其组织不均匀，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.5，抗拉强度高为490MPa，有层状撕裂，厚度方向上组织不均匀。

[0054] 对比例6

[0055] 其成分同表1中实施例3，热轧过程中采用单道次慢速轧制，且单道次的压下率均在20％以上，但总轧制压下率只有55％，其他工艺与实施例2相同，最后成品板的力学拉伸结果表明，断口虽然没有层状撕裂发生，但是晶粒组织粗大，抗拉强度明显偏低。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0056] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为5.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1.5，抗拉强度高为415MPa，无层状撕裂，抗拉强度偏低。

[0057] 对比例7

[0058] 其成分同表1中实施例3，其热处理制度采用传统的较高温度长时间保温，900℃保温16小时，其他工艺与实施例2相同，最后成品的力学拉伸结果表明，虽然拉伸断口没有明显的层状撕裂发生，但其晶粒组织偏大抗拉强度明显偏低。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0059] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为5.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1，抗拉强度高为426MPa，无层状撕裂，晶粒粗大、抗拉强度明显降低。

[0060] 对比例8

[0061] 其成分见表1中对比组分2，其热处理制度采用较低的长时间保温，即700℃保温16小时，其他工艺与实施例2相同，最后成品的力学拉伸结果表明，虽然抗拉强度满足ASTM标准中410S的力学性能要求，但在断口仍有轻微的层状撕裂，分析金相组织发现晶界有大量的碳化物析出，层状撕裂沿晶发生。最后成品板力学拉伸采用JIS13B标准取样检测其抗拉强度、分析拉伸断口的层状撕裂情况，分析成品的夹杂物等级和晶粒度。

[0062] 得到的铁素体不锈钢中厚板，其晶粒度为7.5级，夹杂物等级为(A+B+C+D)＝1，抗拉强度高为430MPa，轻微的沿晶撕裂，晶界析出大量碳化物。

[0063] 由此可见，本发明基于常规410S铁素体型不锈钢的成分设计，经过成分优化设计、特定的轧制工艺和热处理工艺等来获得一种抗层状撕裂性能优异的铁素体不锈钢中厚板。通过添加微量的Nb和稀土元素来细化晶粒组织和提高力学性能，添加微量的Ca改变夹杂物形态，并严格控制S、P含量来减少夹杂物和降低钢板的中心偏析。热轧时通过采用较低的轧制速度和粗轧时采用大的压下量制度，获得组织均匀细化的钢板。热处理时通过优化退火工艺防止晶粒组织的进一步长大和减少晶界碳化物的析出。酸洗后得到的铁素体不锈钢中厚板既具有良好的抗层状撕裂性能又具有良好的力学性能。

[0064] 以上通过具体实施例对本发明进行了详细说明，但这些实施例并不构成对本发明的任何限制，在不脱离本发明构思的前提下，还可以有更多其他变化或改进的实施例，而这些变化和改进都属于本申请权利要求要求保护的范围。

[0065]

[0066] 表2实施例和对比例的工艺参数和性能对比

[0067]热处理制度 抗拉强度 晶粒度 夹杂物等级
结果
(℃×hr) (MPa) (级) (A+B+C+D)
无层状撕裂
实施例1 800×20 503 7.5 1.0
抗拉强度高
无层状撕裂
实施例2 820×16 520 8 1.5
抗拉强度高
无层状撕裂
实施例3 780×22 510 8 1.0
抗拉强度高
有层状撕裂
对比例1 800×20 420 7 4.0 抗拉强度偏下
限、夹杂物严重
无层状撕裂
对比例2 800×20 410 7 1.5
抗拉强度不合格
无层状撕裂
对比例3 820×20 418 7.5 1.0
抗拉强度偏低
有层状撕裂
对比例4 800×20 495 7.5 1.0
连铸坯中心偏析
有层状撕裂
组织不
对比例5 800×20 490 1.5 厚度方向上组织
均
不均匀
无层状撕裂
对比例6 800×20 415 5.5 1.5
抗拉强度偏低
无层状撕裂
对比例7 900×16 426 5.5 1 晶粒粗大、抗拉
强度明显降低