高强度钢及其制造方法、以及钢管及该钢管的制造方法

摘要

本发明提供用于制造API级X100以上的蒸气输送用的高强度钢管的技术。一种高强度钢，其特征在于，采用特定的成分组成，Ti/N为2.0～4.0，式(1)所表示的X(％)为0.90％以上，贝氏体百分率为70％以上，350℃下的拉伸强度为760MPa以上。X＝0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V(1)，式(1)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。另外，对于不含有的元素，代入0。

权利要求

1.一种高强度钢，其以质量％计含有C：0.05～0.09％、Si：0.05～0.20％、Mn：超过

1.6％且2.0％以下、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：超过0.30％且0.50％以下、Nb：

0.02～0.06％、Ti：0.005～0.02％、Al：0.01～0.04％、N：0.004～0.006％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Ti/N为2.0～4.0，

式(1)所表示的X(％)为0.90％以上，贝氏体百分率为70％以上，

350℃下的拉伸强度为760MPa以上，

X＝0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V   (1)式(1)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)，另外，对于不含有的元素，代入0。

2.如权利要求1所述的高强度钢，其中，以质量％计还含有Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、V：0.08％以下、Ca：0.0005～0.0040％中的一种或两种以上。

3.一种钢管，其由权利要求1或2所述的高强度钢构成。

4.一种高强度钢的制造方法，其是权利要求1或2所述的高强度钢的制造方法，其中，具有：将钢原材加热至1050～1200℃的加热工序；

将所述加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、且轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的热轧工序；和将所述热轧工序中得到的热轧板在冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为300～450℃的条件下进行加速冷却的加速冷却工序。

5.一种钢管的制造方法，其具有：

将由权利要求1或2所述的高强度钢构成的钢板冷成形为管状的冷成形工序；和将所述冷成形工序中成形为管状的钢板的对接部进行焊接的焊接工序。

说明书

高强度钢及其制造方法、以及钢管及该钢管的制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及在中温范围内拉伸强度为760MPa以上的高强度钢及其制造方法、以及由该高强度钢构成的钢管及其制造方法。本发明涉及能够特别优选应用于蒸气输送用的高强度钢管的技术。

背景技术

[0002] 作为从加拿大等处埋藏的油层中回收油砂的方法，有利用露天开采的方法和将高温高压的蒸气利用钢管插入到油层中的蒸汽注入法。可应用露天开采的地区少，在大多数地区采用蒸汽注入法。

[0003] 利用蒸汽注入法向油层内送入的蒸气的温度处于300～400℃的温度范围(以下称为中温范围)。在蒸汽注入法中，具有中温范围的温度的蒸气在高压下被送入到油层内。在该蒸气的送入中，如上所述，使用钢管。近年来，以伴随能量需求的增加而产生的重质油的回收率的提高以及铺设成本的降低为目的，期望钢管的大径化以及高强度化。

[0004] 此外，在加拿大这样的寒冷地区使用的情况下，在与-20℃以下的外部空气接触的地上部分，在作业时被加热至300℃以上，在非作业时被冷却至-20℃以下，因此，要求从低温范围至中温范围优良的韧性作为钢管特性。

[0005] 作为可以在蒸汽注入法中使用的蒸气输送用的钢管的现有技术，有专利文献1和专利文献2。在这些专利文献中，报道了相当于API X80级的无缝管，该无缝管的钢管外径最大为16英寸。

[0006] 对于无缝钢管而言，难以进一步大径化。另外，对于无缝钢管而言，为了得到API X80级以上的强度，要求添加大量合金元素。

[0007] 在专利文献3、4中公开了通过焊接制造并能够大径化的高强度钢管的制造技术。更具体而言，专利文献3、4涉及通过TMCP(热机械控制工艺，Thermo-mechanical control process)制作并具有API X80级以上的强度的高强度焊接钢管的制造技术。

[0008] 现有技术文献

[0009] 专利文献

[0010] 专利文献1：日本特开2000-290728号公报

[0011] 专利文献2：日本专利第4821939号公报

[0012] 专利文献3：日本专利第5055736号公报

[0013] 专利文献4：日本专利第4741528号公报

发明内容

[0014] 发明所要解决的问题

[0015] 在专利文献3中，中温范围内的高温特性满足X80级。但是，没有考虑高温下长时间应用时的强度劣化。另外，在专利文献4中，中温范围内的长期应用时的高温特性满足X80级。但是，作为蒸气输送用的高强度钢管的原材料，优选进一步高强度。

[0016] 如此，在现有技术中，还无法得到满足为大径和具有蒸气输送用的高强度焊接钢管所要求的强度特性这两者的蒸气配管用的高强度焊接钢管。

[0017] 因此，本发明的目的在于提供用于制造API级X100以上的蒸气输送用的高强度钢管的技术。

[0018] 需要说明的是，在本说明书中，焊接热影响部韧性的“焊接”是以钢管的缝焊中所使用的焊接为对象。

[0019] 用于解决问题的方法

[0020] 本发明人对大径化的高强度焊接管的中温范围内的特性进行了深入研究。其结果发现，通过适当选择成分组成和制造条件，可以得到能够制造虽为大径、但具有蒸气输送用的高强度钢管所要求的强度特性的高强度钢管的高强度钢。

[0021] 本发明是对上述见解进一步加以研究而完成的，即，本发明由下述内容构成。

[0022] [1]一种高强度钢，其以质量％计含有C：0.05～0.09％、Si：0.05～0.20％、Mn：1.6～2.0％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.20～0.50％、Nb：0.02～0.06％、Ti：0.005～0.02％、Al：0.01～0.04％、N：0.004～0.006％，余量由Fe和不可避免的杂质构成，Ti/N为2.0～4.0，式(1)所表示的X为0.90％以上，贝氏体百分率为70％以上，350℃下的拉伸强度为760MPa以上。

[0023] X＝0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V   (1)

[0024] 式(1)中的元素符号是指各元素的含量(质量％)。另外，对于不含有的元素，代入0。

[0025] [2]如[1]所述的高强度钢，其中，还含有Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Cr：0.50％以下、V：0.08％以下、Ca：0.0005～0.0040％中的一种或两种以上。

[0026] [3]一种钢管，其由[1]或[2]所述的高强度钢构成。

[0027] [4]一种高强度钢的制造方法，其是[1]或[2]所述的高强度钢的制造方法，其中，具有：将钢原材加热至1050～1200℃的加热工序；将上述加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、且轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的热轧工序；和将上述热轧工序中得到的热轧板在冷却速度为5℃/秒以上、冷却停止温度为300～450℃的条件下进行加速冷却的加速冷却工序。

[0028] [5]一种钢管的制造方法，其具有：将由[1]或[2]所述的高强度钢构成的钢板冷成形为管状的冷成形工序；和将上述冷成形工序中成形为管状的钢板的对接部进行焊接的焊接工序。

[0029] 发明效果

[0030] 根据本发明，可以得到虽为大径、但具有蒸气输送用的高强度钢管所要求的强度特性的高强度钢管。

[0031] 根据本发明的高强度钢，焊接热影响部的中温范围内的韧性也提高，因此，本发明的高强度钢能够优选作为蒸气输送用的高强度钢管的原材料使用。

[0032] 另外，根据本发明，即使抑制合金成分的含量，也可以得到优良的强度特性等上述效果。因此，根据本发明，能够在改善强度特性等物性的同时抑制蒸气输送用的高强度钢管的制造成本。

具体实施方式

[0033] 以下，对本发明的实施方式进行说明。需要说明的是，本发明并不限定于下述实施方式。

[0034] <高强度钢>

[0035] 本发明的高强度钢以质量％计含有C：0.05～0.09％、Si：0.05～0.20％、Mn：1.6～2.0％、P：0.020％以下、S：0.002％以下、Mo：0.20～0.50％、Nb：0.02～0.06％、Ti：0.005～
0.02％、Al：0.01～0.04％、N：0.004～0.006％。在以下的说明中，表示成分的含量的“％”是指“质量％”。

[0036] C：0.05～0.09％

[0037] C是用于通过固溶强化和析出强化来确保钢的强度的必需元素。特别是，固溶C量的增加和析出物的形成对于确保中温范围内的强度是重要的。为了在室温以及中温范围内确保规定的强度，将C含量设定为0.05％以上。C含量超过0.09％时，焊接热影响部韧性劣化。因此，C含量设定为0.05～0.09％。

[0038] Si：0.05～0.20％

[0039] Si是用于脱氧而添加的。Si含量小于0.05％时，得不到充分的脱氧效果。Si含量超过0.20％时，导致焊接热影响部韧性的劣化。因此，Si含量设定为0.05～0.20％。

[0040] Mn：1.6～2.0％

[0041] Mn是对于提高钢的强度和韧性有效的元素。Mn含量小于1.6％时，其效果小。另外，Mn含量超过2.0％时，焊接热影响部韧性显著劣化。因此，Mn含量设定为1.6～2.0％。

[0042] P：0.020％以下

[0043] P是杂质元素，使得韧性劣化。因此，优选尽可能地降低P含量。但是，想要过度地降低P含量时，制造成本升高。因此，作为使韧性劣化在允许范围内的条件，P含量设定为0.020％以下。

[0044] S：0.002％以下

[0045] S是杂质元素，使得韧性劣化。因此，优选尽可能地降低S含量。将S的含量设定为0.002％以下。

[0046] Mo：0.20～0.50％

[0047] Mo是通过固溶强化和碳化物的析出强化而对强度的升高、特别是中温范围内的强度的升高有效的元素之一。Mo含量小于0.20％时，得不到充分的强度。另一方面，Mo含量超过0.50％时，效果饱和，并且焊接热影响部韧性劣化。因此，Mo的含量设定为0.20～0.50％。

[0048] Nb：0.02～0.06％

[0049] Nb是用于通过抑制钢坯加热时和轧制时的晶粒的生长而使显微组织微细化、从而赋予充分的强度和韧性的必需成分。另外，Nb还是形成碳化物从而确保中温范围内的强度的必需成分。为了通过其效果得到作为X100级材料所要求的强度，需要将Nb含量设定为0.02％以上。Nb含量超过0.06％时，其效果基本饱和，焊接热影响部韧性劣化。因此，将Nb含量设定为0.02～0.06％。

[0050] Ti：0.005～0.02％

[0051] Ti与N一起形成TiN而在达到1350℃以上的焊接热影响部的高温范围内抑制奥氏体晶粒的生长。其结果是，Ti的含有对于改善-20℃以下的低温范围以及300℃以上的中温范围内的焊接热影响部韧性是有效的。为了得到该效果，需要将Ti含量设定为0.005％以上。Ti含量超过0.02％时，因析出物的粗大化而使得韧性劣化。因此，将Ti的含量设定为0.005～0.02％。

[0052] Al：0.01～0.04％

[0053] Al作为脱氧剂而添加。作为脱氧剂的效果通过将Al含量设定为0.01％以上而得到。Al含量超过0.04％时，韧性劣化。因此，将Al的含量设定为0.01～0.04％。

[0054] N：0.004～0.006％

[0055] N与Ti一起形成TiN，在达到1350℃以上的焊接热影响部的高温范围内微细分散。通过该微细分散使焊接热影响部的原奥氏体晶粒细粒化。该细粒化大大地有助于-20℃以下的低温范围以及300℃以上的中温范围内的焊接热影响部的韧性提高。N含量小于
0.004％时，不能充分地得到其上述效果。N含量超过0.006％时，伴随析出物的粗大化而导致原奥氏体晶粒的粗大化，并且固溶N增加，焊接热影响部韧性劣化。因此，N的含量设定为
0.004～0.006％。

[0056] Ti/N：2.0～4.0

[0057] 通过将Ti/N规定为适当的范围，TiN微细地分散，实现焊接热影响部处的原奥氏体晶粒的微细化。通过该微细化使得-20℃以下的低温范围以及300℃以上的中温范围内的焊接热影响部的韧性提高。Ti/N小于2.0时，其效果不充分。Ti/N超过4.0时，伴随析出物的粗大化而导致原奥氏体晶粒的粗大化。因该粗大化而使得焊接热影响部的韧性劣化。因此，将Ti/N的值规定为2.0～4.0。

[0058] X(％)：0.90％以上

[0059] 以使0.35Cr+0.9Mo+12.5Nb+8V所表示的X(式中的元素符号是指各元素的含量(质量％))为0.90％以上的方式调整这些元素的含量。表示X的上述式是用于通过对于由上述成分范围构成的钢提高回火软化阻力、改善轧制中的晶粒内析出强化而制成具有中温范围内的X100级以上的优良强度且具有-20℃的良好的低温韧性的钢的重要因子。通过与后述记载的制造条件组合而表现出最大限度的效果。为了实现350℃下的X100级的强度，需要将X设定为0.90％以上。另外，X为2.0％以上时，焊接部低温韧性有时降低。因此，X优选小于2.0％。优选小于1.8％、更优选小于1.6％。

[0060] 出于进一步提高本发明的高强度钢的特性的目的，高强度钢可以含有Cu、Ni、Cr、V、Ca中的一种或两种以上。

[0061] Cu：0.50％以下

[0062] Cu是对于韧性的改善和强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，优选将Cu含量设定为0.05％以上。超过0.50％的Cu的含有会阻碍焊接性，因此，添加Cu时设定为0.50％以下。

[0063] Ni：0.50％以下

[0064] Ni是对于韧性的改善和强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，Ni含量优选为0.05％以上。Ni含量超过0.50％时，不仅效果饱和，而且导致制造成本的升高。因此，含有Ni时，其含量设定为0.50％以下。

[0065] Cr：0.50％以下

[0066] Cr是对于强度的升高有效的元素之一。为了得到该效果，Cr含量优选为0.05％以上。Cr含量超过0.50％时，对焊接性有不良影响。因此，含有Cr时，Cr含量设定为0.50％以下。

[0067] V：0.08％以下

[0068] V与Ti一起形成复合析出物，有助于强度升高。为了得到该效果，优选将V含量设定为0.01％以上。V含量超过0.08％时，焊接热影响部的韧性劣化。因此，含有V时，V含量规定为0.08％以下。

[0069] Ca：0.0005～0.0040％

[0070] Ca控制硫化物系夹杂物的形态而改善韧性。通过将Ca含量设定为0.0005％以上而表现出该效果。Ca含量超过0.0040％时，效果饱和，反而洁净度降低，韧性劣化。因此，含有Ca时，Ca含量设定为0.0005～0.0040％。需要说明的是，即使Ca含量小于上述下限值时，也不会损害本发明的效果，因此，Ca含量小于下限值时，Ca作为不可避免的杂质而含有。

[0071] 优选以使Cu+Ni+Cr+Mo(元素符号是指各元素的含量(质量％))达到1.50％以下的方式调整这些元素的含量。上述元素组有助于强度升高，越是大量添加则上述效果越提高。特别是，Ni对于改善韧性是有效的。另外，为了将制造成本抑制为廉价，优选将上述元素组的合计含量的上限设定为1.50％以下。更优选为1.20％以下。如此，在本发明中，通过采用特定的成分组成、组织，即使抑制合金元素的含量也能够得到期望的强度和韧性。需要说明的是，从强度升高的观点出发，上述合计含量优选为0.30％以上。

[0072] 上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，可以列举B：0.0002％以下。

[0073] 接着，对本发明的高强度钢的组织进行说明。在本发明的高强度钢的组织中，贝氏体百分率以面积率计为70％以上。出于得到API X100级以上的强度的理由，需要使贝氏体百分率为70％以上。需要说明的是，作为贝氏体以外的相，可以含有以合计的面积率计为30％以下的铁素体、珠光体、马氏体、岛状马氏体(MA)、残余奥氏体等。

[0074] 另外，本发明的高强度钢的350℃下的拉伸强度为760MPa以上。通过形成如上所述的成分组成和组织，高强度钢即使在中温范围内也具有优良的拉伸强度。

[0075] <钢管>

[0076] 本发明的钢管由上述的高强度钢构成。本发明的钢管由本发明的高强度钢构成，因此，即使为大径，也具有蒸气输送用的高强度钢管所要求的强度特性。

[0077] 大径是指钢管的内径(直径)为500mm以上。特别是，根据本发明，能够在维持蒸气输送用的高强度钢管所要求的强度特性的同时充分大径化至上述内径850mm。

[0078] 另外，钢管的厚度没有特别限定，在蒸气输送用的情况下为12～30mm。

[0079] 与上述高强度钢同样，蒸气输送用的高强度焊接钢管所要求的强度特性是指350℃下的拉伸强度为760MPa以上。

[0080] <高强度钢的制造方法>

[0081] 接着，对本发明的高强度钢的制造方法进行说明。本发明的制造方法具有加热工序、热轧工序和加速冷却工序。以下，对各工序进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别声明，温度设定为板厚方向的平均温度。板厚方向的平均温度可以根据板厚、表面温度和冷却条件等通过模拟计算等求出。例如，使用差分法，计算板厚方向的温度分布，由此求出板厚方向的平均温度。

[0082] 加热工序

[0083] 在本发明中，加热工序是指将钢原材加热至1050～1200℃的工序。在此，钢原材是指例如将钢水进行铸造而得到的钢坯。钢原材的成分组成为高强度钢的成分组成，因此，高强度钢的成分组成的调整在钢水的成分组成的调整的阶段进行即可。需要说明的是，对于钢原材的炼钢方法没有特别限定。从经济性的观点出发，优选进行基于转炉法的炼钢工艺和基于连铸工艺的钢片的铸造。

[0084] 在后述的热轧工序时，为了使奥氏体化和碳化物的固溶充分进行而得到室温以及中温范围内的充分的强度，需要将钢原材的加热温度设定为1050℃以上。另一方面，加热温度超过1200℃时，奥氏体晶粒生长显著，母材韧性劣化。因此，加热温度设定为1050～1200℃。

[0085] 热轧工序

[0086] 在本发明中，热轧工序是指将加热工序中加热后的钢原材在900℃以下的累积压下率为50％以上、且轧制结束温度为850℃以下的条件下进行热轧的工序。

[0087] 奥氏体未再结晶温度范围的上限通过添加Nb而升高至约900℃。通过在900℃以下的温度范围内进行轧制，奥氏体晶粒伸展，在板厚、板宽方向上形成细粒，并且通过轧制导入的晶粒内的位错密度增加。通过使900℃以下的累积压下率为50％以上且将轧制结束温度设定为850℃以下，该效果显著地得到发挥，在热轧和后述的冷却后的高强度钢中、以及由该高强度钢构成的钢管中，强度、特别是中温范围内的强度升高，韧性也显著提高。

[0088] 900℃以下的累积压下率小于50％或轧制结束温度超过850℃时，奥氏体晶粒的细粒化不充分，晶粒内的位错密度小，因此，中温范围内的强度和韧性劣化。由此，900℃以下的累积压下率设定为50％以上、并且轧制结束温度设定为850℃以下。

[0089] 需要说明的是，上述轧制结束温度的下限也没有特别限定，出于通过从钢整体为奥氏体的状态起进行冷却而确保组织的均匀性的理由，上述轧制结束温度优选为Ar3点以上。

[0090] 加速冷却工序

[0091] 在本发明中，加速冷却工序是指将热轧工序中得到的热轧板在冷却速度(是指冷却开始温度与冷却停止温度之差除以从冷却开始到冷却停止所需的时间而得到的平均冷却速度)为5℃/秒以上、冷却停止温度为300～450℃的条件下进行加速冷却的工序。

[0092] 高强度钢的强度显示出随着加速冷却中的冷却速度的增加而升高的倾向。加速冷却时的冷却速度小于5℃/秒时，在高温下开始相变，因此，除了贝氏体以外还生成铁素体、珠光体，除此以外在冷却中也进行位错的恢复。因此，冷却速度小于5℃/秒时，在室温以及中温范围内不能得到充分的强度。因此，将加速冷却时的冷却速度设定为5℃/秒以上。需要说明的是，冷却速度的上限没有特别限定，为了避免马氏体百分率的过度升高，冷却速度设定为50℃/秒以下。

[0093] 钢板强度显示出随着加速冷却的冷却停止温度降低而升高的倾向。加速冷却的冷却停止温度超过450℃时，碳化物的生长被促进，固溶碳量降低，因此，在冷却后的高强度钢中、以及由该高强度钢构成的钢管中，得不到充分的强度、特别是中温范围内的充分的强度。另外，加速冷却的冷却停止温度超过450℃时，形成粗大的岛状马氏体，韧性显著降低。另一方面，冷却停止温度低于300℃时，随着马氏体的形成而使韧性劣化，并且所析出的低温相变生成物在中温范围内发生分解而使得中温范围内的强度显著降低。因此，加速冷却的冷却停止温度设定为300～450℃。需要说明的是，冷却停止温度优选为400℃以下、进一步优选低于400℃。

[0094] <钢管的制造方法>

[0095] 本发明的钢管的制造方法具有冷成形工序和焊接工序。

[0096] 冷成形工序

[0097] 冷成形工序是指将由本发明的高强度钢构成的钢板冷成形为管状的工序。

[0098] 在制造蒸气输送用的钢管的情况下，上述钢板的厚度优选为12～30mm。

[0099] 利用冷加工将钢板成形为管状的方法没有特别限定。作为成形方法，可以例示UOE成形、压弯成形、辊轧成形等。

[0100] 焊接工序

[0101] 焊接工序是指将冷成形工序中成形为管状的钢板的对接部进行焊接的工序。焊接方法没有特别限定，可以利用埋弧焊等进行焊接接合。需要说明的是，对焊接后的钢管实施扩管时，管断面的真圆度得以改善，因此优选。钢管制造后的热处理根据所期望的特性实施即可，没有特别规定。

[0102] 实施例

[0103] 将使用具有表1所示的化学成分的钢A～N在表2所示的制造条件下制作的钢板进行冷成形后，通过缝焊制作管厚为15～20mm的焊接钢管。需要说明的是，表2中的“压下率”是指900℃以下的累积压下率、FT是指轧制结束温度、“冷速”是指冷却速度、“冷停”是指冷却停止温度。

[0104] 从如此制造的钢板的板宽中央部裁取钢组织观察用样品，对与轧制长度方向平行的板厚断面进行镜面研磨后，进行硝酸乙醇溶液腐蚀，由此使显微组织显现。然后，使用光学显微镜，以400倍的倍率随机地对5个视野拍摄钢组织照片，利用图像解析装置对照片中的贝氏体百分率进行测定。

[0105] 作为钢板特性，沿相对于钢板轧制方向为直角的方向裁取拉伸试验片，求出室温以及350℃下的拉伸强度(单位MPa)。室温下的拉伸试验中使用API矩形试验，在350℃下使用直径6mm的圆棒试验片，将室温以及350℃下的拉伸强度(单位MPa)为760MPa以上设定为良好。

[0106] 关于钢管的焊接热影响部韧性，通过夏比冲击试验求出夏比吸收能(J)来进行评价。关于夏比冲击试验的试验片，在2mmV形缺口的全尺寸试验片中从管厚的中央部以使缺口位置为焊接热影响部的方式使长度为圆周方向来裁取3条。夏比冲击试验在-20℃的试验温度下进行，以三条的平均值进行评价，将50J以上设定为良好。

[0107] 求出钢管的室温以及350℃下的强度(单位MPa)。室温下的拉伸试验中使用API矩形试验，在350℃下使用直径为6mm的圆棒试验片，将室温以及350℃下的屈服强度为690MPa以上、拉伸强度为760MPa以上设定为良好。

[0108] 需要说明的是，对于一部分比较例，由于不满足钢板阶段的特性，因此没有进行制管，省略了钢管特性。

[0109] 表2中示出钢板的制造条件、所得到的特性。对于化学成分、钢板制造条件都在本发明范围内的本发明钢，钢板、钢管的室温以及350℃下的拉伸强度为760MPa以上，并且得到了良好的焊接热影响部韧性。

[0110] 另一方面，对于化学成分、X值或钢板制造条件在本发明范围外的比较钢，室温或350℃下的强度和/或焊接热影响部韧性相对于本发明钢较差。

[0111]

[0112]