CN117836460A - 具有高强度和优异的冲击韧性的钢材及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及：具有高强度和优异的冲击韧性的钢材，所述钢材可用于陆上风力发电机等；及其制造方法。

Description

具有高强度和优异的冲击韧性的钢材及其制造方法
技术领域
本公开内容涉及：具有高强度和优异的冲击韧性的钢材，所述钢材可用于陆基风力发电机等；及其制造方法。
背景技术
近来，随着陆基风力发电机的塔高度逐渐变得更加升高，对具有优异的抗负荷能力的厚的高强度钢材的需求增加，并且同时，还需要保证冲击韧性。
为了实现钢材的高强度和优异的冲击韧性，其晶粒的细化是必不可少的，以及轧制工艺可以是用于晶粒细化的各种代表性方法之一。当在可能发生再结晶的温度下进行轧制时，可以利用作为驱动力的由轧制分离力产生的内应力来产生新的奥氏体细晶粒。同时，可以通过在不发生再结晶的范围内的温度下进行轧制而使晶粒接收应力，以在轧制方向上形成带组织，并且当其中出现许多位错而经历奥氏体的相转变时，可以提供更多的成核位点以引起晶粒细化效果。
然而，随着钢材的厚度增加，可以通过轧制施加的轧制分离力变得有限，并且越接近钢材的内部组织，尤其是中心部分，通过轧制形成细晶粒可能越不容易。这是因为随着温度提高和加热时间段增加，奥氏体的晶粒倾向于在等于或高于Ae3的温度下生长。
同时，仅通过板坯的再加热和轧制(其可能是奥氏体的晶粒细化主要发生的过程)，通常难以获得具有足够小的尺寸的晶粒。特别地，随着待轧制的钢材的温度提高，轧制期间的抗变形性可能降低。为了容易轧制，板坯的再加热通常可以在如与Ae3温度相比高得多的温度下进行，并且此时，奥氏体的晶粒可能显著生长。当通过轧制引起的晶粒细化效果不足时，可以通过轧制过程之后的再加热处理来预期另外的奥氏体晶粒细化效果，所述再加热处理通常可以包括正火热处理。
作为风塔用材料，传统上应用已经受正火热处理的钢材。然而，当在制造过程期间施加如上的热处理时，制造成本可能显著增加。因此，如与轧制状态钢材或热机械控制工艺(thermo-mechanical controlled process，TMCP)钢材相比，风塔用材料可能不容易商业化生产。因此，可能需要在不经历正火热处理的情况下制造具有与经正火热处理的钢材的特性相似的特性的钢材。
专利文献1提出了在没有正火热处理的情况下制造具有优异的冲击韧性的钢材的方法。然而，专利文献1具有低的碳含量，这在确保足够的低温冲击韧性方面是有利的，但是可能难以确保足够的强度，此外，可能存在随着厚度增加，强度显著降低的限制。
(专利文献1)韩国登记专利第10-1917453号
发明内容
技术问题
本公开内容的一个方面提供了即使在省略热处理过程时，也具有优异的强度和冲击韧性的钢材，及其制造方法。
本公开内容的目的不限于上述那些。在整个说明书中可以描述本公开内容的另外的问题，并且根据本公开内容的说明书中描述的那些，本领域技术人员将不难理解本公开内容的另外的问题。
技术方案
根据本公开内容的一个方面，具有高强度和优异的冲击韧性的钢材按重量计包含：C：0.12％至0.18％、Si：0.2％至0.5％、Mn：1.0％至1.7％、P：0.012％或更少、S：0.003％或更少、Al：0.015％至0.045％、Nb：0.02％至0.05％、V：0.01％至0.08％、Ti：0.005％至0.017％、N：0.002％至0.01％、以及剩余部分中的Fe和不可避免的杂质；
其中以下[关系式1]的碳当量(Ceq)为0.48或更小，
显微组织包含按面积分数计60％至85％的铁素体和剩余的珠光体，以及所述显微组织包含NbC或VC中的至少一种析出物，以及所述析出物的尺寸为50nm或更小：
[关系式1]
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应组分的量(重量％)。
根据本公开内容的另一个方面，制造具有高强度和优异的冲击韧性的钢材的方法包括：在以下[关系式2]的条件下将钢坯加热，所述钢坯按重量计包含：C：0.12％至0.18％、Si：0.2％至0.5％、Mn：1.0％至1.7％、P：0.012％或更少、S：0.003％或更少、Al：0.015％至0.045％、Nb：0.02％至0.05％、V：0.01％至0.08％、Ti：0.005％至0.017％、N：0.002％至0.01％、以及剩余部分中的Fe和不可避免的杂质，以及其中以下[关系式1]的碳当量(Ceq)为0.48或更小；以及
在900℃至1100℃的范围内的温度下对经加热的钢坯进行粗轧，然后在粗轧之后按照Ar3或更高进行精热轧：
[关系式1]
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应组分的量(重量％)。
[关系式2]
板坯取出温度(℃)>10300/{4.09-log([Nb][C]0.24[N]0.65)}-273
其中[Nb]、[C]和[N]意指在合金组成中的相应含量(重量％)。
有益效果
根据本公开内容，可以提供在轧制之后不进行正火热处理的情况下获得优异的强度和冲击韧性的钢材，并且所述钢材可以广泛地用于风力发电结构等。此外，可以通过经由省略热处理降低制造成本来提供可商业化使用的钢材。
本公开内容的各种优点和效果不限于上述那些，并且可以通过本公开内容的具体实施方案的描述而更容易地理解。
附图说明
图1为示出了本公开内容的发明例中举例说明的板坯取出温度与屈服强度之间的关系的图。
具体实施方式
在下文中，本说明书中使用的术语用于描述本公开内容，并且不旨在限制本公开内容。另外地，如本文所使用的，除非相关限定明确相反地指示，否则单数形式包括复数形式。
说明书中使用的“包括”或“包含”的含义指定了配置，并且不排除存在或添加另外的配置。
除非另外限定，否则本说明书中使用的所有术语(包括技术术语和科学术语)具有与本公开内容所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。字典中定义的术语可以被解释为具有与相关的技术文献和本公开内容一致的含义。
本发明人认识到，通过建立最佳的组分设计和制造条件，正火轧制(normalizedrolling，NR)方法可以获得与正火热处理材料相当或比正火热处理材料更好的特性，所述正火轧制方法为这样制造方法：其中将钢材热轧，然后在轧制之后不进行正火热处理的情况下，在具有与经正火热处理的钢材的特性相当或比经正火热处理的钢材的特性更好的特性的范围内的温度下进行空气冷却。
特别地，在陆基风塔等中使用的结构钢中，由于需要大的尺寸和经济效率，因此需要获得其材料所需的特性并经济地制造其的方法。因此，在合金设计中，确定了可以通过确定和优化合金组成以及一些组分之间的关系并优化制造条件来提供具有目标特性的钢材，从而完成本公开内容。
在下文中，将详细描述本公开内容的钢材的一个实施方案。
首先，将详细描述钢材的合金组成。本公开内容的钢材按重量计可以包含：C：0.12％至0.18％、Si：0.2％至0.5％、Mn：1.0％至1.7％、P：0.012％或更少、S：0.003％或更少、Al：0.015％至0.045％、Nb：0.02％至0.05％、V：0.01％至0.08％、Ti：0.005％至0.017％、以及N：0.002％至0.01％；以及
还可以包含以下中的一者或更多者：Cu：0.5％或更少以及Ni：0.5％或更少。
碳(C)：0.12重量％至0.18重量％(在下文中被称为％，除非在公开内容中具体地提及，否则各元素的量基于重量％)。
C可以是在改善钢的强度方面有效的元素。为此目的，C可以以0.12％或更大的量包含在内。当其量超过0.18％时，钢的中心部分的偏析程度可能增加，以及可能形成马氏体-奥氏体(martensite-austenite，MA)组织，这可能显著降低低温冲击韧性。更有利地，可以包含0.17％或更少。
硅(Si)：0.2％至0.5％
Si不仅可以用作脱氧剂，而且还可以为有利于改善钢的强度和韧性的元素。为了充分获得这种效果，Si可以以0.2％或更大的量包含在内。当其量超过0.5％时，可能存在过量形成MA以及低温冲击韧性差的风险。因此，Si的量可以为0.2％至0.5％。
锰(Mn)：1.0％至1.7％
Mn可以是通过固溶强化效应而有利于改善钢的强度的元素。为了充分获得该效果，Mn可以以1.0％或更大的量包含在内。当其量超过1.7％时，其与钢中的硫(S)结合以形成MnS，这可能大大损害低温冲击韧性。因此，Mn可以以1.0％至1.7％的量包含在内，并且更有利地，可以以1.35％至1.65％的量包含在内。
磷(P)：0.012％或更少
P可以是在改善钢的强度并确保其耐腐蚀性方面有利的元素，但是可能大大损害钢的冲击韧性。因此，期望将其量限制得尽可能低。在本公开内容中，即使当P以0.012％的最大值包含在内时，在确保目标特性方面也可能不存在困难。因此，将其量限制为0.012％或更少。考虑到不可避免地添加的水平，可以不包括0％。
硫(S)：0.003％或更少
S可以是通过与钢中的Mn结合以形成MnS而大大抑制钢的氢致开裂抗力和冲击韧性等的元素。因此，有利的是以尽可能低的量控制S。在本公开内容中，即使当S以0.003％的最大值包含在内时，在确保目标特性方面也可能不存在困难。因此，将其量限制为0.003％或更少。考虑到不可避免地添加的水平，可以不包括0％。
铝(Al)：0.015％至0.045％
Al可以是可以廉价地使钢水脱氧的元素。为了充分获得上述效果，Al可以以0.015％或更大的量包含在内。当其量超过0.045％时，在连铸期间可能发生水口堵塞。这可能是不期望的，因为其不仅造成损坏，而且可能因形成基于Al的氧化夹杂物而使冲击韧性显著降低。因此，Al可以以0.015％至0.045％包含在内。
铌(Nb)：0.02％至0.05％
Nb可以析出以形成NbC或Nb(C,N)，从而大大改善基材的强度，并且当在高温下再加热时，溶解的Nb可以抑制奥氏体的再结晶以及铁素体或贝氏体的转变，从而获得组织细化效果。为此目的，Nb可以以0.02％或更大的量包含在内。当其量过量时，未溶解的Nb可能形成TiNb(C,N)，所述TiNb(C,N)导致UT缺陷并阻碍低温冲击韧性。因此，Nb的上限可以为0.05％。更有利地，Nb可以占0.035％至0.045％。
钒(V)：0.01％至0.08％
如与其他合金元素相比，V可以具有低的固溶温度，并且可以在热轧之后的空气冷却过程期间形成VC，以显著有助于提高强度。钢材例如本公开内容的钢材在焊后热处理(post-welding heat treatment，PWHT)之后可能具有不足的强度。因此，可以通过包含0.01％或更多的V来获得强度提高效果。当其量超过0.08％时，硬相例如MA的分数可能增加，从而导致低温冲击韧性显著降低的问题。因此，V的量可以为0.01％至0.08％。
钛(Ti)：0.005％至0.017％
Ti可以与N一起包含在内以形成TiN，从而减少由于AlN析出物的形成而引起的表面裂纹的出现，并且可以以0.005％或更大的量包含在内。当其量超过0.017％时，可能在钢坯的再加热期间形成粗TiN，所述粗TiN充当阻碍低温冲击韧性的因素。因此，Ti的量可以为0.005％至0.017％，并且更优选0.01％至0.015％。
氮(N)：0.002％至0.01％
可以有利的是，N可以与Ti一起包含在内以形成TiN，并抑制由于焊接期间的热效应引起的晶粒生长。为了充分获得上述效果，当添加Ti时，N可以以0.002％或更大的量包含在内。当其量超过0.01％时是不期望的，因为形成了粗TiN并且损害了低温冲击韧性。因此，N的量可以为0.002％至0.01％。
另外地，除了以上组分之外，还可以包含以下中的一者或更多者：铜(Cu)：0.5％或更少以及镍(Ni)：0.5％或更少。
铜(Cu)：0.5％或更少
Cu可以为可以通过固溶强化来大大提高强度的元素。当Cu的量过量时，其可能不仅由于碳当量的增加而损害可焊性，而且还使产品的表面品质显著劣化。因此，当添加Cu时，其可以以最大0.5％包含在内。在本公开内容中，即使当不添加Cu时，在确保目标特性方面也可能不存在困难。因此，注意Cu不是必需的。
镍(Ni)：0.5％或更少
Ni可以是可以同时改善基材的强度及其低温冲击韧性的元素，但是可能是昂贵的元素。当其量超过0.5％时，可能大大降低经济可行性。因此，Ni可以以0.5％或更小的量包含在内。在本公开内容中，即使当不添加Ni时，在确保目标特性方面也可能不存在困难。因此，注意Ni不是必需的。
剩余部分可以包含铁(Fe)和不可避免的杂质。不可避免的杂质可能在正常的钢制造过程中无意地混入，因此可能无法完全排除，并且正常钢制造领域的任何工程师都可以容易地理解其含义。此外，本公开内容不完全排除添加除上述钢组成之外的组成。
为了确保本公开内容的钢材的冲击韧性以及目标强度水平，期望通过添加一定量的有利于改善特性的元素来适当地调节所述元素的量。因此，以下[关系式1]的碳当量(Ceq)可以为0.48或更小。当碳当量(Ceq)超过0.48时，其在确保强度方面是有利的，但可能存在可能大大损害焊接之后的特性的风险。此外，当包含大量合金元素时，成本将增加并且经济可行性将被损害。因此，碳当量(Ceq)可以为0.48或更小。
[关系式1]
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应元素的量(重量％)。
本公开内容的钢材的显微组织可以包含按面积分数计60％至85％的铁素体和剩余的珠光体。当铁素体分数小于60％或剩余的珠光体分数超过40％时，其对于确保强度是有利的，但是冲击韧性可能显著降低。此外，当铁素体分数超过85％时，其对于确保冲击韧性是有利的，但是难以确保足够的强度。因此，本公开内容的钢材可以包含60面积％至85面积％的铁素体和剩余的珠光体。
铁素体的晶粒尺寸可以为30μm或更小。当铁素体的平均晶粒尺寸超过30μm时，难以确保屈服强度，并且冲击韧性可能大大降低。因此，平均晶粒尺寸可以为30μm或更小。
钢材的显微组织可以包含NbC和/或VC析出物。析出物的尺寸可以为50nm或更小。当析出物的尺寸超过50nm时，其是不期望的，因为冲击韧性可能大大降低。析出物可以存在于铁素体的晶粒内。
当在厚度方向上的t/4点处(其中t意指钢材的厚度(mm))垂直于轧制方向评估钢材时，屈服强度可以为370MPa或更大，抗拉强度可以为520MPa或更大，以及在-20℃的温度下的平均夏氏冲击吸收能(CVN，-20℃)值可以为40J或更大，以具有优异的强度和低温冲击韧性。
接下来，将详细描述用于制造本公开内容的钢材的方法的一个实施方案。上述方法可以通过对具有如上所述的合金组成和[关系式1]中的0.48或更小的碳当量(Ceq)的钢坯进行加热和热轧来制造。在下文中，将详细描述每个过程。
钢坯的加热
可以通过将满足如上所述的合金组成的钢坯加热来进行均匀化处理。在这种情况下，期望进行满足由以下[关系式2]限定的温度条件的加热。以下[关系式2]中的板坯取出温度可以不超过1200℃。
当钢坯的加热温度不满足以下关系式2的条件时，板坯中形成的析出物(碳化物、氮化物)可能无法充分再溶解，从而减少热轧之后的过程中析出物的形成，并且最终难以满足本公开内容中提出的规定的屈服强度和抗拉强度。当板坯取出温度超过1200℃时，奥氏体的晶粒可能粗化并且钢的特性可能劣化。因此，板坯取出温度可以不超过1200℃。
[关系式2]
板坯取出温度(℃)>10300/{4.09-log([Nb][C]0.24[N]0.65)}-273
其中[Nb]、[C]和[N]意指在合金组成中的相应含量(重量％)。
热轧
可以将经加热的钢坯进行热轧。可以将经加热的钢坯在900℃至1100℃的范围内的温度下进行粗轧，然后可以将其按照Ar3或更高进行精热轧。当粗轧期间的温度可能小于950℃时，可能存在在随后的精热轧期间温度变得太低的问题。当精热轧期间的温度低于Ar3时，轧制负荷可能增加，并且可能存在诸如表面裂纹等的品质缺陷的风险。
Ar3＝910-310C-80Mn119V124T1-18Nb+179A1
(其中各元素意指量(重量％))。
在热轧之后，可以进行空气冷却。
通过以上方法制造的本公开内容的钢材可以在不进行随后的热处理例如正火热处理等的情况下获得高强度和优异的冲击韧性。
发明实施方式
接下来，将描述本公开内容的实施例。
在不脱离本公开内容的范围的情况下，本领域技术人员可以对以下实施例做出各种修改。以下实施例用于理解本公开内容，并且本公开内容的范围不应限于以下实施例，而是应由所附权利要求及其等同方案来确定。
(实施例1)
通过对具有下表1中示出的合金组成(重量％，剩余部分为Fe和不可避免的杂质)的钢水进行连铸来制造板坯。在这种情况下，板坯被制造成具有300mm的厚度。在表1中，发明例1至4是满足本公开内容中提出的合金组成和关系式1二者的情况，比较例1是C的量和关系式1在本公开内容中提出的值之外的情况，以及比较例3表示Nb的量在本公开内容中提出的值之外。
[表1]
在上表1中，可以如下计算关系式1：
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应元素的量(重量％)。
将该板坯在表2的条件下进行加热和粗轧，在880℃至900℃的范围内的温度下进行精热轧以生产厚度为5mm的热轧钢板，并空气冷却至室温。发明例1至4以及比较例1和3满足本公开内容中提出的工艺条件，但是比较例2不满足以下关系式2的条件。
[表2]
在上表2中，关系式2可以如下：
[关系式2]
板坯取出温度(℃)>10300/{4.09-log([Nb][C]0.24[N]0.65)}-273
其中在关系式2中，[Nb]、[C]和[N]意指在合金组成中的相应含量(重量％)。
评估如上制造的钢材的显微组织和机械特性。使用光学显微镜观察显微组织，然后使用分析程序测量铁素体晶粒的分数和直径，并使用透射电子显微镜测量析出物的平均直径。在这种情况下，在每个钢材的厚度方向上的t/4点处(t可以为钢厚度，mm)测量显微组织，并且结果可以示于下表3中。
此外，在每个钢材的厚度方向上的1/4t点处评估机械特性。在这种情况下，在垂直于轧制方向的方向上从各厚度方向点收集拉伸试样，以测量抗拉强度(TS)、屈服强度(YS)，并测量延伸率(El)，并且冲击试样取自在轧制方向上在厚度方向上的1/4t点处的JIS 4号标准测试试样，并测量-20℃下的平均冲击韧性(CVN)。结果可以示于下表4中。
[表3]
如表3所示，根据本公开内容中提出的合金组成、组分关系和制造条件制造的发明钢1至4满足本公开内容中提出的多边形铁素体的分数、晶粒尺寸和析出物尺寸。比较例1和3满足多边形铁素体分数，但是铁素体的晶粒尺寸在本公开内容中提出的值之外。另外地，比较例1偏离了本公开内容中提出的析出物的尺寸。
[表4]
上表4示出了正火之前和之后的拉伸特性和低温冲击韧性。在这种情况下，将正火处理在870℃下保持128分钟，然后空气冷却。
在发明例1至4中，满足本公开内容中提出的组分范围、关系式1和2以及显微组织特性，并且满足拉伸特性和低温冲击韧性二者。具体地，在发明例1至4中，当比较轧制状态和正火热处理之后的结果时，在热处理之后，屈服强度和抗拉强度略微下降，但仍满足本公开内容中提出的强度。在热处理之后，如与通过NR方法制造的那些相比，冲击韧性略微增加，并且可以确定满足由本公开内容提出的冲击韧性。
在比较例1中，作为C的量和关系式1在本公开内容中提出的范围之外的组分体系，但是可以确定，由于过量添加C，屈服/抗拉强度满足本公开内容中提出的值，而冲击韧性不满足该值。比较例2满足本公开内容中提出的所有组分范围，但是不满足关系式2，从而具有非常低的板坯取出温度。可以确定，在轧制状态和正火热处理二者之后，本公开内容中提出的屈服强度和抗拉强度降低。此外，可以确定，如与发明例1至4相比，屈服强度的降低非常大。这被认为是由于因在轧制期间Nb未充分溶解在板坯中以及NbC未充分析出而引起强度的显著降低。比较例3是Nb的量偏离本公开内容中提出的值的情况。即使Nb在Nb充分溶解在板坯中的温度下被加热，其本身的量也是非常低的，并且NbC析出物未充分析出。因此，可以确定NbC析出物未充分析出，以及不满足屈服强度和抗拉强度，以及在比较例3中，还可以确定在正火热处理之后，屈服强度显著降低。
(实施例2)
作为单独的实施例，通过对具有实施例1的发明例1的组分的板坯进行轧制来制造厚度为75mmt的钢材。在这种情况下，为了确定根据板坯取出温度而定的屈服强度，当改变关系式2的取出温度的结果时，将取出温度与屈服强度之间的关系的结果示于图1中。可以确定，当取出温度不满足关系式2时，不满足本公开内容中提出的屈服强度，而当取出温度满足关系式2时，全部表现出优异的屈服强度。

Claims (8)

1.一种具有高强度和优异的冲击韧性的钢材，按重量计包含：
C：0.12％至0.18％、Si：0.2％至0.5％、Mn：1.0％至1.7％、P：0.012％或更少、S：0.003％或更少、Al：0.015％至0.045％、Nb：0.02％至0.05％、V：0.01％至0.08％、Ti：0.005％至0.017％、N：0.002％至0.01％、以及剩余部分中的Fe和不可避免的杂质；
其中以下[关系式1]的碳当量(Ceq)为0.48或更小，
显微组织包含按面积分数计60％至85％的铁素体和剩余的珠光体，以及所述显微组织包含NbC或VC中的至少一种析出物，以及所述析出物的尺寸为50nm或更小：
[关系式1]
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应组分的量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的钢材，还包含以下中的至少一者：Cu：0.5％或更少或者Ni：0.5％或更少。
3.根据权利要求1所述的钢材，其中所述铁素体的晶粒尺寸为30μm或更小。
4.根据权利要求1所述的钢材，其中所述NbC或VC中的至少一种析出物存在于所述铁素体的晶粒中。
5.根据权利要求1所述的钢材，其中，当在厚度方向上的t/4点处(其中t意指所述钢材的厚度(mm))垂直于轧制方向评估所述钢材时，屈服强度为370MPa或更大，抗拉强度为520MPa或更大，以及在-20℃的温度下的平均夏氏冲击吸收能(CVN，-20℃)值为40J或更大。
6.一种制造具有高强度和优异的冲击韧性的钢材的方法，包括：
在以下[关系式2]的条件下将钢坯加热，所述钢坯按重量计包含：C：0.12％至0.18％、Si：0.2％至0.5％、Mn：1.0％至1.7％、P：0.012％或更少、S：0.003％或更少、Al：0.015％至0.045％、Nb：0.02％至0.05％、V：0.01％至0.08％、Ti：0.005％至0.017％、N：0.002％至0.01％、以及剩余部分中的Fe和不可避免的杂质，以及其中以下[关系式1]的碳当量(Ceq)为0.48或更小；以及
在900℃至1100℃的范围内的温度下对经加热的钢坯进行粗轧，然后在所述粗轧之后按照Ar3或更高进行精热轧：
[关系式1]
Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/+(Cu+Ni)/15
其中C、Mn、Cr、Mo、V、Cu和Ni为相应组分的量(重量％)，
[关系式2]
板坯取出温度(℃)>10300/{4.09-log([Nb][C]0.24[N]0.65)}-273
其中[Nb]、[C]和[N]意指在合金组成中的相应含量(重量％)。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述钢坯还包含以下中的至少一者：Cu：0.5％或更少或者Ni：0.5％或更少。
8.根据权利要求6所述的方法，其中所述板坯取出温度为1200℃或更低。
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