CN104928577A - 一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其化学元素质量百分比含量为：C:0.011～0.030％；Mn:0.10～0.50％；S：0.005～0.020％；Al：0.005～0.050％；N：0.003～0.010％；B：0.0010～0.0050％；Ti：0.001～0.020％；余量为Fe和不可避免的杂质。相应地，本发明还公开了该钢板的制造方法。本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，不仅具有高扩孔率、优良的抗鳞爆性能和贮氢能力，此外还具有高温烘烤硬化性能。

Description

一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种钢材及其制造方法，尤其涉及一种搪瓷用钢及其制造方法。

背景技术

在现有技术中，搪瓷制品的加工工艺流程是：将钢板下料、加工成形、焊接，然后涂搪，最后在高温条件下烧结而成。为了保证高质量搪瓷制品的生产要求，钢板不仅要具有优良的搪瓷性能，如抗鳞爆性、优良的密着性能和表面质量，还必须具有优良的成形性能以满足较复杂加工成形的要求，特别是希望经过高温烧成后仍保持较高的强度。

现有技术往往采用热轧高强钢加入大量的合金元素钛来提高钢板的强度和抗鳞爆性能。

例如，公开号为CN1966753A，公开日为2007年5月23日，名称为“一种热轧双面搪瓷用钢板及其制造方法”的中国专利文献公开了一种搪瓷用钢，其各元素成分(wt.％)为：C：0.02％～0.06％，Si：≤0.50％，Mn：0.15％～0.40％，P：≤0.15％，S：≤0.006％，N≤0.003％，Ti：0.08％～0.20％，Al_S：0.005％～0.055％，Ti/C：2.2～5，热轧状态下组织为晶粒直径在2μm～20μm的铁素体，在组织中均匀分布着直径在20nm以下的TiC粒子。但是该技术方案未提及其具有烘烤硬化功能，此外其扩孔率也没有达到60％以上。

又例如，公开号为CN101684532A，公开日为2010年3月31日，名称为“一种冷轧热水器用搪瓷钢及生产方法”的中国专利文献公开了一种搪瓷钢，其化学元素质量百分含量为(wt.％)的成份组成：C：0.01％～0.08％，Si≤0.03％，Mn：0.10％～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，钢中的过剩钛含量满足关系式：Ti-(4*C+3.43*N+1.5S)≤0。该中国专利文献所公开的搪瓷钢经过模拟搪烧后的屈服强度低于模拟搪烧前的屈服强度，同时含钛量较高时钢板的塑性和扩孔率受到限制。

发明内容

本发明的目的之一在于提供一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，该钢板具有优良的成形性能，其具有高扩孔率、优良的抗鳞爆性能。另外，本发明所述的钢板还具备优良的搪烧性能，其经过高温搪烧后的屈服强度会有所提高，即具有高温烘烤硬化性能。

为了实现上述目的，本发明提出了一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其化学元素质量百分比含量为：

C:0.011～0.030％；

Mn:0.10～0.50％；

S：0.005～0.020％；

Al：0.005～0.050％；

N：0.003～0.010％；

B：0.0010～0.0050％；

Ti：0.001～0.020％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

本发明所述的钢板中的各化学元素的设计原理为：

C:0.011～0.030％

钢中的含碳量对钢板的成形性能和强度有很大影响，含碳量越高，塑性越低，扩孔性能越低，强度越高；反之，含碳量越低，塑性越高，强度越低，但是对于本技术方案来说，如果碳含量低于0.011％，无论是否添加钛等合金元素，其扩孔率均会较低。其次，碳在钢中除了以固溶的形式存在之外，还会形成渗碳体或珠光体等微观组织，在添加钛等合金元素后，碳有可能和钛形成碳化钛。

Mn:0.10～0.50％

锰是钢中的脱氧元素，其可以降低钢中的氧含量。锰还是强化元素，锰固溶在钢中可以强化钢板基体。同时锰还会与硫反应生成硫化锰，单纯的硫化锰夹杂物对钢板的塑性和扩孔性能损害很大。本技术方案通过向钢中加入钛，使得锰、钛和硫形成复合的夹杂物，这类夹杂物呈球状，能够显著地降低硫化锰对加工性能的影响。因此，本技术方案必须将锰限定在适当范围内。此外，当锰含量过高时，不仅钢的强度高、塑性低，而且在搪瓷过程中会影响钢和瓷釉界面的反应，损害搪瓷的密着性，并且容易产生气泡等缺陷。鉴于此，本发明钢中的Mn含量设定为0.10～0.50％。

S：0.005～0.020％

硫在普通钢中是有害元素，硫主要形成硫化锰夹杂，这种夹杂塑性好，对钢的横向塑性和冲击韧性损害很大。然而在本技术方案中，为了避免单纯硫化锰夹杂物的存在，发明人控制钛、硫和锰的含量，使得钢中形成有益的(Mn,Ti)S复合夹杂物，这样，虽然钢中也会不可避免地形成少量的MnS和TiS，但是有益的(Mn,Ti)S复合夹杂物会大大削弱有害夹杂物的作用。如果硫含量高于0.020％，则硫需要消耗更多的钛和锰来形成硫化物，而且所形成的硫化物颗粒会粗大，这同样会损害钢的塑性和扩孔性能，同时较大颗粒的硫化物对提高抗鳞爆性能的作用也十分有限。

Al：0.005～0.050％

铝也是强脱氧元素。当铝含量较高时，钢中的氧含量就会降低，反之，当铝含量过低时，则钢中的氧含量就会提升。残留在钢中的氧主要以氧化物夹杂的形式存在，其会严重地损害钢材的塑性。适量的铝可以降低钢中的含氧量，由此，铝是钢中必然添加的元素之一。为此，对于本发明所述的钢板来说，需要将Al含量控制为0.005～0.050％(或者对应Al_S为0.003～0.045wt.％)。

N：0.003～0.010％、Ti：0.001～0.020％

氮是固溶元素，可以少量固溶于基体中，氮在本发明钢中是有益元素。另一方面，由于氮极易和钛形成金属化合物，因此在加钛的钢中，氮会优先于硫和碳而与钛形成氮化钛夹杂物。氮化钛夹杂物在加工变形中会在颗粒周围形成微小空穴，以有利于钢板在搪瓷过程中的贮氢，然而，氮化钛夹杂物还会严重损害钢板的塑性和扩孔性能等其他力学性能。氮和钛含量越高，形成的氮化钛的量也越大，颗粒也更粗大。为此，为了避免形成粗大的氮化钛夹杂物，需要将钛的上限控制在0.020％范围内。

B：0.0010～0.0050％

硼是强氮化物形成元素。钢中加入硼后，它主要与氮反应析出BN粒子，辅以工艺控制可以使得这些粒子呈细小弥散状态分布在钢中，对提高钢板的抗鳞爆性能是十分有效的。此外，如果钢中单纯依靠加硼来提高抗鳞爆性能，则需要加入的硼量较高。在冶炼过程中硼是易烧损的合金元素，其稳定控制较难，而且硼含量越高越难控制，硼含量的波动会直接影响成品钢板的性能。因此，本技术方案采用硼与钛复合加入的方法来提高钢的抗鳞爆性能。另外，若硼含量过高，在连铸过程中容易产生连铸坯的角部裂纹，加入钛元素后，钛元素会比硼更易与氮形成化合物，从而避免形成大量的氮化硼，进而大大降低连铸坯的裂纹敏感性。

进一步地，在本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板中，钢板中具有有益的分散分布的球形的(Mn,Ti)S复合夹杂物。呈球形的(Mn,Ti)S颗粒分散分布于钢中，对于提高抗鳞爆性能有利。

更进一步地，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板还满足Mn/S≥2.0。

Mn/S的比例对于钢的可制造性很重要，当Mn/S比例过低时，钢的延展性较差，不仅在热加工过程中容易开裂，导致可制造性较差，最终也损害钢的塑性和扩孔性能。控制Mn/S≥2.0，如果按原子比计算，则相当于Mn/S(原子比)≥1.16，即锰的原子数高于硫。因此，本技术方案在控制S含量为0.005～0.020％的同时，最好还要保证Mn/S≥2.0。

进一步地，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板中氮化钛夹杂物的直径为0.5～3μm。

更进一步地，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板还满足：0.05≤N×Ti×10⁴≤1.5且Ti≤3.43×N。

在本技术方案中，氮元素与钛元素既会形成作为夹杂物的氮化钛颗粒，也会形成非常细小的氮化钛析出物。控制钛和氮的协同关系有助于在钢中形成少量的、呈细小弥散分布的氮化钛颗粒(夹杂物)，这些颗粒可以阻止钢在高温搪烧后铁素体晶粒异常长大。满足0.05≤N×Ti×10⁴≤1.5且Ti≤3.43×N，有助于实现氮化钛颗粒(夹杂物)的析出量适量、颗粒尺寸细小(即将氮化钛颗粒尺寸控制在0.5～3μm)、且分布呈弥散状态，并且还能保证有过量的氮存在。如果不满足该约束条件，则会导致氮化钛析出量过少，从而无法实现阻止晶粒长大的作用，或是氮化钛析出量过多，进而形成粗大的严重损害扩孔性能或塑性的夹杂物。

进一步地，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的微观组织为铁素体基体和弥散分布于铁素体基体上的析出物，所述析出物包括含Ti的析出物和含B的析出物。

其中，Ti的析出物可以包括TiC、Ti(C,N)和Ti₄C₂S₂等(以这些类型为主但不限于这些类型)。B的析出物主要BN和B(C,N)。

更进一步地，所述含Ti的析出物的颗粒直径小于50nm，更优选地，所述含Ti的析出物的颗粒直径集中在5～30nm。

更进一步地，所述含B的析出物的颗粒直径小于20nm。

在高温加热过程中，铁素体基体上的析出物会部分溶解，然后在冷却过程中，这些析出物会以更加细小的颗粒再次析出，从而使得析出物具有上述颗粒直径尺寸，这些细小的析出物不仅有利于阻止铁素体晶粒长大，也起到析出强化作用，使得钢的屈服强度进一步上升，从而提高了钢板的耐用性，延长了其使用寿命。

进一步地，在本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板中，所述不可避免的杂质中的Nb+V+Cu+Ni+Cr+Mo≤0.30％。

在本发明所述的钢板中，不可避免地会存在残留的Nb、V、Cu、Ni、Cr和Mo的至少其中之一，这些元素的含量波动都会影响钢板的搪瓷性能，特别是会影响钢材的密着性，产生搪瓷表面缺陷，过多的含量还会损害钢板的塑性和扩孔率等。因此，有必要将这些元素总量控制在0.30％以下。

进一步地，在本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板中，所述不可避免的杂质中的Si≤0.05％，P≤0.020％，O≤0.0050％。

硅在本技术方案中是钢中的残余元素。由于硅元素容易在钢板表面残留，在搪瓷过程中硅会阻碍钢板与瓷釉中的介质交换，不利于瓷层和钢板的密着，因此需要将硅含量控制在0.05％以下，且越低越好。

氧在本发明钢中会形成氧化物夹杂，因此也是有害元素。由于钢水在转炉冶炼过程中主要是依靠吹氧产生碳氧反应进行脱碳，因此氧在钢中的残留是不可避免的。基于此，本发明控制氧元素低于0.0050％，且越低越好。

在本技术方案的一种实施方式中，所述具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板中具有有益的分散分布的球形的(Mn，Ti)S复合夹杂物，钢板中氮化钛夹杂物的直径为0.5～3μm；钢板的微观组织为铁素体基体和弥散分布于铁素体基体上的析出物，所述析出物包括含Ti的析出物和含B的析出物，其中含Ti的析出物的颗粒直径小于50nm，含B的析出物的颗粒直径小于20nm；此外，钢板中的化学元素还满足Mn/S≥2.0，0.05≤N×Ti×10⁴≤1.5且Ti≤3.43×N。

进一步地，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的延伸率≥40％，扩孔率≥60％，氢穿透时间≥10min。

本发明的另一目的在于提供一种上述具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的制造方法，采用该方法制得的钢板具有优良的成形性能和搪烧性能。

基于上述发明目的，本发明还提供了一种上述具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的制造方法，其依次包括步骤：铁水预处理，转炉冶炼，精炼，连铸和热轧。

采用上述方法可以获得热轧钢板。

在所述热轧步骤后进一步进行步骤：酸洗，冷轧，退火和平整，可以获得冷轧钢板。

进一步地，在所述热轧步骤中，控制加热温度为1100～1250℃，加热时间≥板厚×1min/mm，其中板厚单位为mm。

为了使得一些高温形成的质点如氮化钛等溶解或部分溶解，将热轧步骤中连铸坯的加热温度设定为1100～1250℃。当然，在该范围内的具体加热时间可以根据钢坯厚度进行调整，一般钢坯越薄，其加热时间就越短，其加热时间需要满足t≥板厚×1min/mm，其中板厚单位为mm。

更进一步地，在所述热轧步骤中，热轧终轧温度为850～930℃，热轧卷取温度为650～750℃。

在热轧的加热过程中，析出相会有部分溶解，在随后的轧制过程中会重新析出，因此，本技术方案除了控制热轧步骤中的加热温度和时间外，还需要控制合理的终轧温度和卷取温度，以使得夹杂物和析出相进一步地细化。本发明的钢板控制在850～930℃温度范围内完成热轧终轧，是为了确保热轧在再结晶温度以上完成，避免在奥氏体+铁素体两相区轧制，防止引起钢板混晶和组织异常的缺陷，另外还通过控制热轧步骤中工艺参数来使得析出相以细小弥散状态分布在钢的基体上，这样既有利于提高钢板的抗鳞爆性能，也有利于提高钢板的塑性和扩孔性能。

本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板具备较好的成型性能，其延伸率≥40％，扩孔率≥60％。

本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板还具备优良的涂搪性能，其氢穿透时间长(≥10min)，高于现有技术中双面搪瓷用钢所要求的氢穿透时间(≥6.7min)。

由于采用了价格较低的合金添加元素，本发明所述的钢板的合金成本低，生产制造成本相对经济。

另外，本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的制造方法，其生产工艺简单易行。

附图说明

图1显示了本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的实施例A1的微观组织图。

具体实施方式

下面将结合附图说明和具体的实施例对本发明所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板及其制造方法做进一步的解释和说明，然而该解释和说明并不对本发明的技术方案构成不当限定。

实施例A1-A6和对比例B1-B2

按照下列步骤制造本发明实施例A1-A6中的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板以及对比例B1-B2中的钢板(各实施例和对比例中的元素配比如表1所示，各实施例和对比例中的具体工艺参数如表2所示)：

1)铁水预处理；

2)转炉冶炼：实现脱碳、脱磷，去除残余元素和有害气体；

3)精炼：进一步脱去有害气体和残余元素，控制实施例A1-A6和对比例B1-B2的各化学元素的质量百分配比如表1所示；

4)连铸：将钢水浇铸成200或230mm厚的连铸坯，连铸坯在高温状态下堆冷或装入缓冷坑冷却，待连铸坯冷却后对表面质量进行人工检查，对表面缺陷进行人工清理；

5)热轧：热轧前将连铸坯进行加热，加热温度为1100～1250℃，加热时间t≥板厚×1min/mm，其中板厚单位为mm；根据实际产品需要，热轧终了钢板厚度为1.5～6mm，热轧终轧温度为850～930℃，钢板经层流冷却至卷取温度后进行卷取，热轧卷取温度为650～750℃；

6)酸洗以除尽钢板表面的氧化铁皮；

7)冷轧：控制总压下率在60％以上，优选控制总压下率在75％以上；另外，冷轧还可以通过改变轧辊辊面的粗糙度来控制钢板表面粗糙度在0.4～2.0μm范围内；

8)退火：退火温度为650～850℃，从而实现冷轧后钢板组织的再结晶和铁素体晶粒长大，同时避免铁素体晶粒异常长大，以获得良好的塑性；

9)平整：控制平整延伸率在0.8～1.5％。

表1.(wt.％，余量为Fe以及除了P、O、Si以及残余元素之外的其他不可避免的杂质)

	A1	A2	A3	A4	A5	A6	B1	B2
									C	0.011	0.030	0.025	0.017	0.015	0.018	0.003	0.002
Mn	0.25	0.10	0.25	0.50	0.28	0.20	0.19	0.09
									S	0.008	0.020	0.012	0.005	0.010	0.008	0.005	0.005
Al	0.025	0.035	0.025	0.005	0.030	0.050	0.026	0.029
									N	0.006	0.003	0.005	0.005	0.006	0.010	0.001	0.001
B	0.004	0.003	0.005	0.004	0.005	0.003	0	0
									Ti	0.001	0.009	0.006	0.008	0.020	0.005	0	0.021
Si	0.006	0.010	0.012	0.005	0.050	0.002	0.003	0.003
									O	0.0045	0.0045	0.0050	0.0030	0.0020	0.0040	0.0030	0.0040
P	0.010	0.008	0.008	0.015	0.020	0.009	0.011	0.010
									Nb	0	0.001	0.010	0.005	0	0.025	0	0.011
V	0.050	0.020	0.020	0.080	0.010	0.050	0.010	0.005
									Cu	0.01	0.05	0.05	0.04	0.10	0.15	0.020	0.030
Ni	0.001	0	0.100	0.050	0.020	0.050	0.010	0.010
									Cr	0.050	0.005	0.040	0.020	0.100	0	0.015	0.020
Mo	0.050	0.020	0.010	0.005	0.050	0.020	0.008	0.005

注：表中的Nb、V、Cu、Ni、Cr、Mo均为钢中残余元素，并非有意添加的元素

表2列出了本案实施例A1-A6和对比例B1-B2的钢板制造方法的具体工艺参数。

表2.

表3列出了在室温下对于实施例A1-A6和对比例B1-B2的钢板进行横向取样，测得的屈服强度R_eL、抗拉强度R_m、延伸率A_80mm和扩孔率。表3中列出的氢穿透时间是根据标准EN10209中的电化学实验方法来测定钢板的氢穿透时间，然后换算成穿透1mm的标准厚度所需要的时间得到的。在830℃的保温状态下，对于实施例A1-A6和对比例B1-B2的钢板均采用横向取样后进行热处理，即放置在830℃的恒温炉内保温10min后取出空冷至室温，测定经过热处理后的样板R_eL也列于表3中。

表3.

从表3中可以看出，在室温下，实施例A1-A6的延伸率A₈₀为40～44％，扩孔率为65～85％，氢穿透时间≥12min，并且在830℃保温状态下，实施例A1-A6的屈服强度提高到了215MPa以上。由此可以说明，本发明所述的钢板不仅具有较高的延伸率、较长的氢穿透时间、较高的扩孔率，而且所有实施例经过830℃保温10min后的强度均获得了提高。这说明本技术方案涉及的钢板具有优良的塑性和扩孔性能、优良的贮氢性能，并具有一定的高温烘烤硬化性，有这利于大幅度地提高搪瓷用钢制品的耐压能力和使用寿命。相比较而言，对比例B1-B2的贮氢能力差，并且经模拟高温搪烧的屈服强度显著降低。

本发明所述的钢板的氢穿透时间≥12min。通常来说，当氢穿透时间≥8min时，钢板就可以满足双面搪瓷的抗鳞爆要求，也就是说，无论实际生产中采用何种类型釉料，此类钢板均可以满足抗鳞爆要求。

图1显示了实施例A1的钢板的微观组织。从图1可以看出，该钢板的微观组织为均匀的铁素体组织，未见有珠光体组织和较大尺寸的渗碳体颗粒，铁素体基体上的析出相细小，且呈弥散分布。

需要注意的是，以上列举的仅为本发明的具体实施例，显然本发明不限于以上实施例，随之有着许多的类似变化。本领域的技术人员如果从本发明公开的内容直接导出或联想到的所有变形，均应属于本发明的保护范围。

Claims (18)

1.一种具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，其化学元素质量百分比含量为：

C:0.011～0.030％；

Mn:0.10～0.50％；

S：0.005～0.020％；

Al：0.005～0.050％；

N：0.003～0.010％；

B：0.0010～0.0050％；

Ti：0.001～0.020％；

余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，钢板中具有有益的分散分布的球形的(Mn，Ti)S复合夹杂物。

3.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，其还满足Mn/S≥2.0。

4.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，钢板中氮化钛夹杂物的直径为0.5～3μm。

5.如权利要求4所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，其还满足：0.05≤N×Ti×10⁴≤1.5且Ti≤3.43×N。

6.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，其微观组织为铁素体基体和弥散分布于铁素体基体上的析出物，所述析出物包括含Ti的析出物和含B的析出物。

7.如权利要求6所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，所述含Ti的析出物的颗粒直径小于50nm。

8.如权利要求6所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，所述含B的析出物的颗粒直径小于20nm。

9.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，所述不可避免的杂质中的Nb+V+Cu+Ni+Cr+Mo≤0.30％。

10.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，所述不可避免的杂质中的Si≤0.05％，P≤0.020％，O≤0.0050％。

11.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，钢板中具有有益的分散分布的球形的(Mn，Ti)S复合夹杂物，钢板中氮化钛夹杂物的直径为0.5～3μm；钢板的微观组织为铁素体基体和弥散分布于铁素体基体上的析出物，所述析出物包括含Ti的析出物和含B的析出物，其中含Ti的析出物的颗粒直径小于50nm，含B的析出物的颗粒直径小于20nm；此外，钢板中的化学元素还满足Mn/S≥2.0，0.05≤N×Ti×10⁴≤1.5且Ti≤3.43×N。

12.如权利要求1所述的具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板，其特征在于，其延伸率≥40％，扩孔率≥60％，氢穿透时间≥10min。

13.如权利要求1-12中任意一项具有高扩孔率和优良涂搪性能的钢板的制造方法，其依次包括步骤：铁水预处理，转炉冶炼，精炼，连铸和热轧。

14.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，所述热轧步骤后还进一步包括步骤：酸洗，冷轧，退火和平整。

15.如权利要求13所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤中，控制加热温度为1100～1250℃，加热时间≥板厚×1min/mm，其中板厚单位为mm。

16.如权利要求15所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤中，热轧终轧温度为850～930℃，热轧卷取温度为650～750℃。

17.如权利要求14所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤中，控制加热温度为1100～1250℃，加热时间≥板厚×1min/mm，其中板厚单位为mm。

18.如权利要求17所述的制造方法，其特征在于，在所述热轧步骤中，热轧终轧温度为850～930℃，热轧卷取温度为650～750℃。