一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板及生产方法与流程

本发明属于特种钢技术领域，具体涉及一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板及生产方法。

背景技术

随着我国硅钢工程的迅猛发展，国内冷轧取向硅钢产量达120万吨。环形退火炉(rof炉)是在取向硅钢隧道式退火炉技术的基础上发展起来的新型退火炉，应用rof炉可大大降低能源消耗，提高生产率，而且厂房长度可大大缩短。每座rof炉年产能约8万吨。炉底板用于rof炉中承载热处理钢卷进行高温退火，属于高消耗件，炉底板工作示意图见图1。每座rof炉需炉底板100～120件，目前国产炉底板材料牌号主要为0cr23ni13，使用寿命仅18个月左右。按每座rof炉年产能8万吨计，全国建有15座rof炉，极大部分采用0cr23ni13不锈钢板，需炉底板1000块，按目前使用寿命18个月计算，每年需更换600块，成本约2亿。受企业严峻的成本压力影响，每年只能更换100余块损伤特别严重而无修复价值的炉底板，其余炉底板只能频繁修复与带伤工作，不仅带来大量的修复消耗与维护工作量，而且因修复质量的不足和炉底板带伤工作，还引起硅钢卷堆垛面压印与卷边缺陷。缺陷的产生不仅影响了硅钢表面质量与市场竞争力，同时，交货时还需进行50-100mm的切边，成品率降低2％以上。按照目前每年50万吨取向硅钢的产量，每吨含税价15000元计算，仅此一项，造成工序损失每年可达近1.5亿元。

陈菁等在《h2气保护下不同加工状态的ocr23ni13钢腐蚀裂纹的研究》(湖北工学院学报，1997年第2期)一文提出：在1200℃，h2保护气氛中，0cr23nil3钢铸态钢板腐蚀主要是沿晶界扩展，使晶界弱化，引起早期开裂；锻态钢板腐蚀主要是沿钢板近表面渗硫，形成硫化物萌生裂纹。宋庭新等在《提高退火炉用圆盘构件热疲劳寿命的研究》(湖北工学院学报，2003年第8期)文中认为裂纹的主要原因是由于遭受周期性的高温升降变化而产生的热疲劳破坏。在出现裂纹以后，由于应力集中在裂纹尖端，其值随裂纹的长度增加不断增大，并随着炉底板的不断使用扩展得越来越快。刘承志在《含氮不锈钢生产工艺研究》(中国冶金，2004年第5期)得出含氮不锈钢用aod炉冶炼，采用氮气进行氮元素合金化工艺是可行的。朱日彰在《耐热钢和高温合金(ⅺ)》(北京：化学工业出版社，1996)等在工作状态下，炉底板不仅要经受压缩和拉伸交变载荷的作用，还要经受高温氧化性气体的侵蚀，在经过几个周期的使用后，就开始产生裂纹，裂纹以构件边缘萌生向心部扩展的，最终失效报废。以上所述论文多数仅仅从裂纹发生机理、增加[n]进行合金化提高性能等方面进行分析研究，缺少综合性的控制措施，无法从根本上提高炉底板用不锈钢的综合性能和使用寿命。

专利85102472提出在材料中加入稀有元素如钛、钼等提高炉底板材料在高温时的强度；专利96311699.1采用在炉底板中添加稀土及有效的气体去杂质技术，从而获得了优良的高温力学性能；专利96239815.25提出了一种退火炉用的复合炉底板，其炉底板由两层或两层以上的金属材料复合而成，主体部分为普通铸钢材料，复合部分为耐热耐腐蚀的金属材料，这种炉底板可以承受高温和有害气体的侵蚀，使用寿命延长2～3倍，成本只增加约5～10％；专利98235819.9提出一种新型的热处理炉炉底板，炉底板的外边缘为梅花形状，其花瓣数为8～24个，每个花瓣上都产生裂纹，使其所受应力分散，使得裂纹向长度和宽度的扩展速度减缓，使炉底板的使用寿命比原来大有提高，从而降低了生产成本；专利200520092270.6提出空心网格结构炉底板，能有效地延长2倍的寿命。上述所提的几项专利中，提及以增加合金元素或稀有元素为基础的炉底板成分体系，工艺上改变不多，而采用复合材料、改变炉底板内外部结构的方案则会大幅增加生产直接成本和时间成本，且规模化推广存在较大难度，因此不能从根本上保证耐热不锈钢炉底板的高水平力学性能和较长的使用寿命。

技术实现要素：

本发明所要解决的技术问题是针对现有技术中存在的上述不足，提供一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板及生产方法，在炉底板用不锈钢生产工艺上采用电渣重熔冶炼的方式，净化钢质，提高钢液的纯净度，通过增加n含量，同时添加nb、v、ti等微合金来进一步细化奥氏体晶粒，从而提高取向硅钢用环形炉炉底板用钢高温强度，延长其使用寿命，同时提高取向硅钢成材率。

为解决上述技术问题，本发明提供的技术方案是：

提供一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，所述炉底板用不锈钢板在高温1200℃时屈服强度≥30mpa，其组分及重量百分比含量为：c：0.05～0.08％；si：0.40～0.80％；mn：1.00～1.60％；p、s：≤0.010％；n：0.02～0.09％；ni：10.0～12.0％；cr：22.00～24％；mo：0.10～0.50％；nb：0.02～0.05％；v：0.040～0.090％；ti：0.01～0.04％，其余为fe和不可避免的杂质。

优选的是，其组分及重量百分比含量为：c：0.05～0.07％；si：0.50～0.70％；mn：1.00～1.60％；p、s：≤0.010％；n：0.03～0.08％；ni：11.0～12.0％；cr：22.00～24％；mo：0.20～0.40％；nb：0.02～0.04％；v：0.050～0.070％；ti：0.02～0.03％，其余为fe和不可避免的杂质。

按上述方案，所述耐高温高强度炉底板用不锈钢板厚度为1000～2000mm，直径为1000～2500mm。

本发明还提供上述耐高温高强度炉底板用不锈钢板的生产方法，包括如下工艺步骤：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，控制出钢温度在1650～1690℃，随后采用lf炉进行精炼，并lf底吹氮气增氮，同时进行微合金调节，在vd炉通过控制真空气压来调节钢中的氮含量，成分满足要求后，进行模铸浇铸，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，电渣重熔过程定时自动喷入铝粉，加入量40～50g/20min，全程采用氮气密封，重熔后电渣锭自然空冷，模铸及电渣重熔全程采用氮气密封，随后进行锻造，锻造完成后进行固溶处理，得到化学成分合格，钢质纯净的铸坯，经加工得到耐高温高强度炉底板用不锈钢板。

按上述方案，所述锻造过程加热工艺为：将电渣锭放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1220±10℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。

按上述方案，所述固溶处理过程加热工艺为：将电渣锭放入600℃加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1130±10℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。

上述合金元素的作用及原理如下：

本发明钢中c的含量为0.05～0.08％。c是提高钢材强度最有效的元素，碳含量每增加0.1％抗拉强度大约提高90mpa，屈服强度大约提高40～50mpa。但是，不锈钢c含量的增加，钢中会生成碳化物，其周围形成贫铬层，会导致奥氏体不锈钢的晶间腐蚀。提高奥氏体不锈钢的抗晶间腐蚀能力，最有效的办法是降低钢中的碳含量。因此，对本发明而言，必须严格控制c含量；优选地控制在0.05～0.07％。

si作为提高强度的元素添加在钢中，在不锈钢中添加si会有利于铁素体的形成，铁素体在钢中可提高不锈钢的强度，但因铁素体与基体奥氏体有不同的热膨胀系数，在热加工中导致钢板开裂，一般在不锈钢中si含量不能过高；mn含量选择在0.40～0.80％，优选地控制在0.50～0.70％。

ni元素能扩大奥氏体相区，降低奥氏体的转变温度，是奥氏体不锈钢的主要成分之一。但ni金属比较贵，采用合理的成分及工艺是发明不锈钢炉底板取得成功的关键，ni含量优选地控制在11.0～12.0％。

mo是缩小奥氏体相区的元素，同时也抑制奥氏体的分解。mo也是一个固溶强化元素，能有效提高钢材强度特别是高温强度，还能提高钢的抗氢脆能力和回火稳定性。mo还可以提高奥氏体不锈钢的抗点腐蚀的能力，因为含钼的钢，氧化膜比较致密，能增强不锈钢的钝化能力。另外，mo也是铁素体稳定元素，在不锈钢中不能过多。mo含量选择在0.10～0.50％，优选地控制在0.20～0.40％。

n促进奥氏体的作用大体上与c相当，大约是ni的30倍。在c含量≤0.03％的钢中，加入0.05～0.25％的n，可以稳定奥氏体、补偿降低c含量而致的负面作用。如钢中加入了n，则凝固时不产生δ-铁素体，直接形成奥氏体枝晶。奥氏体长大时，稳定铁素体的元素析出于枝晶间的部位。最终的组织是奥氏体枝晶和位于枝晶间的铁素体。通过适当的控制，也可以是全奥氏体组织。n还可以使奥氏体固溶强化，在保持铁素体含量大致相同的条件下，加入n可明显提高钢的抗拉强度和屈服强度。但过高的n含量会造成n聚集，形成空洞，n含量选择在0.02～0.09％，优选地控制在0.03～0.08％。

ti能与c、n等元素形成细小、稳定、弥散地tin、ti(c,n)颗粒，有效地钉扎晶界，阻止高温奥氏体晶粒粗化，起到细化晶粒的作用，因而能显著提高钢的室温强度、高温强度和钢的韧性。同时，也可以有效地阻止轧制道次间和轧制后奥氏体晶粒的长大。但是，过多的ti在钢中易形成粗大tin颗粒，导致晶界的脆化，降低材料的韧性，故ti含量选择在0.010～0.040％，优选地控制在0.02～0.03％。

nb、v的作用与ti相似，但比ti强烈，是一种细化晶粒的元素。nb、v是强烈的碳氮化物形成元素，可与碳、氮形成极其稳定的(nb,v)(c,n)化合物。沿奥氏体晶界弥散分布的(nb,v)(c,n)粒子，阻碍晶粒长大，显著提高原始奥氏体晶粒粗化温度。但是，nb也易与fe、c等元素形成低熔点共晶物，从而增加钢板热裂纹的倾向，因此，在成分设计时控制nb的加入量，nb含量选择在0.02～0.05％，优选地控制在0.02～0.04％，v含量选择在0.040～0.090％，优选地，v的重量百分比为0.05～0.07％。

本发明通过在炉底板用奥氏体不锈钢中增加n含量，增加奥氏体不锈钢强度，添加nb、v、ti等微合金来进一步细化奥氏体晶粒，同时减少c、si等元素的含量，达到提高炉底板高温下的组织稳定性，减少铁素体、碳化物、金属间化合物σ-相的生成；另外在炉底板不锈钢生产工艺上采用电渣重熔冶炼的方式，减少有害夹杂物含量，净化钢质，致密组织，细化晶粒，从化学成分及钢质纯净度两方面来提高取向硅钢用环形炉炉底板用钢高温强度，减少裂纹生成趋势，减缓裂纹扩展速度从而最终提高炉底板的使用效果和寿命，同时提高取向硅钢成材率。

本发明的有益效果在于：1、与传统的取向硅钢用耐高温炉底板用钢相比，本发明所提供的不锈钢板在化学成分方面，在不提高c含量的情况下降低了ni、si的含量，添加nb、v、ti、mo微合金及n，弥散强化以提高铸钢的蠕变抗力和持久性能；通过si、mo、nb、ti、v等合金元素合理搭配，可以提高炉底板的高温强度，增加炉底板高温下的组织稳定性，减少铁素体、碳化物等的生成，达到既减少裂纹生成，又减缓裂纹扩展的双重效果。2、本发明生产方法采用lf精炼炉底吹氮既可以起到搅拌作用，减少氩气用量又能达到增氮的效果，并且电渣重熔净化钢质，致密组织，进一步提高炉底板的高温强度，延长使用寿命。

附图说明

图1为炉底板工作示意图；

图2为本发明对比例及实施例1-5电渣锻造过程加热工艺曲线；

图3为对比例及实施例1-5固溶处理过程加热工艺曲线。

具体实施方式

为使本领域技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合附图对本发明作进一步详细描述。

本发明实施例所述耐高温高强度炉底板用不锈钢板在高温1200℃时屈服强度≥30mpa，其组分及重量百分比含量为：c：0.05～0.08％；si：0.40～0.80％；mn：1.00～1.60％；p、s：≤0.010％；n：0.02～0.09％；ni：10.0～12.0％；cr：22.00～24％；mo：0.10～0.50％；nb：0.02～0.05％；v：0.040～0.090％；ti：0.01～0.04％，其余为fe和不可避免的杂质。

其生产方法包括如下工艺步骤：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，控制出钢温度在1650～1690℃，随后采用lf炉进行精炼，并lf底吹氮气增氮，同时进行微合金调节，在vd炉进行最终成分调节，成分满足要求后，进行模铸浇铸，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，为减少微合金元素过程烧损量，电渣过程定时自动喷入铝粉，加入量40～50g/20min，全程采用氮气密封，重熔后电渣锭自然空冷，模铸及电渣重熔全程采用氮气密封，电渣锭经热处理后进行锻造，得到化学成分合格，钢质纯净的铸坯，经加工得到耐高温高强度炉底板用不锈钢板。并以传统的不锈钢炉底板作为对比例。

对比例

传统不锈钢炉底板生产工艺：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1658℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氩气的方式进行搅拌。在vd工位，采用133pa高真空保持20分钟，破真空后，进行微合金调节及添加碳化稻壳，并软吹10分钟(ar)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，为减少微合金元素过程烧损量，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封，随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1220℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造完成后进行固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1130℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

实施例1

一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，生产工艺包括：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1655℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氮气的方式进行增氮。在vd工位，采用670pa高真空保持20分钟，破真空后，添加feti及碳化稻壳，并软吹10分钟(ar：n控制在2：1)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，为减少微合金元素过程烧损量，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封。随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1220℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造完成后采用固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1130℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

实施例2

一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，生产工艺包括：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1671℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氮气的方式进行增氮。在vd工位，采用1330pa高真空保持20分钟，破真空后，添加feti及碳化稻壳，并软吹10分钟(ar:n控制在2：1)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封。随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1210℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造本钢种前先预热锻造设备，降低温降，以防锻件出现裂纹，控制好锻造温度，当温度低于900℃，回炉加热，并保温3小时以上，直至锻造完成。锻造完成后采用固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1120℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

实施例3

一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，生产工艺包括：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1681℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氮气的方式进行增氮。在vd工位，采用3350pa高真空保持20分钟，破真空后，添加feti及碳化稻壳，并软吹10分钟(ar：n控制在1：1)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封。随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1230℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造本钢种前先预热锻造设备，降低温降，以防锻件出现裂纹，控制好锻造温度，当温度低于900℃，回炉加热，并保温3小时以上，直至锻造完成。锻造完成后采用固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1140℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

实施例4

一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，生产工艺包括：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1685℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氮气的方式进行增氮。在vd工位，采用6700pa高真空保持20分钟，破真空后，添加feti及碳化稻壳，并软吹10分钟(ar：n控制在1：1)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封。随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1220℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造本钢种前先预热锻造设备，降低温降，以防锻件出现裂纹，控制好锻造温度，当温度低于900℃，回炉加热，并保温3小时以上，直至锻造完成。锻造完成后采用固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1130℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

实施例5

一种耐高温高强度炉底板用不锈钢板，生产工艺包括：采用电炉+氧枪吹氧的复合吹炼方式进行冶炼，添加石灰、萤石及脱磷剂，进行深脱p，出钢温度在1655℃。随后采用lf炉进行精炼，在lf炉添加各种合金，进行合金调节，添加石灰及萤石，进行深脱s；添加al粉脱氧；lf炉全过程采用底吹氮气的方式进行增氮。在vd工位，采用5200pa高真空保持20分钟，破真空后，添加feti及碳化稻壳，并软吹10分钟(ar：n控制在1：1)，随后进行模铸。钢锭脱模缓冷后，进行退火处理，锯掉帽口及锭底部，对钢锭表面进行清理，去除氧化铁皮，表面涂刷al粉，烘烤后，作为电渣母材电极材料，然后采用70％al2o3+30％caf2二元渣系在电渣重熔炉内进行电渣重熔，电渣重熔过程中每10分钟添加20克al粉；重熔后电渣锭自然空冷。模铸及电渣重熔全程采用氮气密封。随后将电渣锭放入600℃温度加热炉内进行锻造，锻造过程电渣锭加热工艺曲线如图2所示，保温5小时，缓慢升温至850℃，升温速率不超过50℃/h，保温3小时，后缓慢升温至1220℃，升温速率不超过100℃/h，保温4小时。锻造本钢种前先预热锻造设备，降低温降，以防锻件出现裂纹，控制好锻造温度，当温度低于900℃，回炉加热，并保温3小时以上，直至锻造完成。锻造完成后采用固溶处理，固溶过程升温曲线见图3，钢板放入600℃温度加热炉内，保温5小时，缓慢升温至850℃，每小时不超过50℃，保温3小时，后缓慢升温至1130℃，每小时不超过100℃，保温4小时，最后加工成满足用户需求的炉底板钢坯，其化学成分见表1，力学性能见表2。

表1对比例及实施例1-5制备的不锈钢板的化学成分(％)

表2对比例及实施例1-5制备的不锈钢板的力学性能

由上述结果可见，本发明实施例1-5制备的不锈钢板室温及高温强度均高于对比例制备的不锈钢板强度，其室温力学性能为：rp0.2为335～357mpa，rm为626～651mpa，a为56.0～72.5％，z为63～73％，1000℃下力学性能为：rp0.2为54～63mpa，rm为79～85mpa，z为83.0～94.0％，1200℃下力学性能为：rp0.2为19～22mpa，rm为29～33mpa，z为80.5～92.0％；使用寿命也大幅提高，由18个月延长到36～46个月，并且随着氮含量的增加，使用寿命有增加的趋势。