专利名称：抗hic性优良的管线钢及用该钢材制造出的管线管的制作方法
技术领域：
本发明涉及管线钢及使用该钢材制造的管线管，详细的说，涉及抗HIC性优良的管线钢及用该钢材制造出的管线管。
背景技术：
近年来，生产出的原油和天然气含有湿硫化氢(H2S)。因此，在用于挖掘原油、天然气的油井管和运输被挖掘出的原油、天然气的管线管中，由硫化氢引起的氢脆已成为问题。氢脆中存在静态外部应力下在钢材上产生的硫化物应力腐蚀裂纹(SulfideStress Carcking以下称SSC)、及在无外部应力状态在钢材上产生的氢致裂纹(Hydrogen Induced Cracking以下称HIC)。
油井管的端部采用螺纹接头结构。多个油井管通过螺纹接头结构互相连接，并沿油井或气井的铅直方向组装。此时，在油井管上产生由自重引起的拉伸应力。因此，油井管尤其需要抗SSC性。随着近年来油井的高深度化，更要求油井管有抗SSC性。作为改善抗SSC性的对策，有以下方法净化钢、扩大钢材组织的马氏体比例、将钢材组织细化等。
另一方面，多个管线管通过焊接而被互相连接，并且原则上是沿水平方向组装。因此，在管线管上并未如油井管那样产生静态应力。由此，要求管线管有抗HIC性。
可以认为HIC是通过侵入氢成为分子状氢时的气压而产生的，该侵入氢聚集到由轧制而延伸的MnS与母材的界面。因此，以提高管线管的抗HIC性为目的，现有技术中有下面的2个抗HIC对策(第1抗HIC对策和第2抗HIC对策)。有许多对这些抗HIC对策的记载，例如在日本特开平6-271974号公报、日本特开平6-220577号公报、日本特开平6-271976号公报、日本特开平9-324216号公报中对此有所记载。
第1抗HIC对策是提高了钢对氢脆的抗性。具体而言，是下面所示的对策。
(1)使钢高纯度化、高净化。具体而言，通过在炼钢阶段尽量降低S来降低钢中MnS的量。
(2)降低宏观中心偏析(macro center segregation)。
(3)通过添加Ca，控制硫化物系夹杂物(A系夹杂物)的形态。具体而言，通过Ca处理将硫化物系夹杂物的形态从MnS变成难以在热轧时延伸的CaS。
(4)通过控制轧制和轧制后的加速冷却来控制组织。具体而言，在轧制钢管用原料板时应用控制轧制及加速冷却。由此可以使原料板的金属组织均匀，可以增大对氢脆的抗性。
(5)降低钢中的Mn偏析和P偏析。
(6)降低钢中的氧化铝等B系夹杂物。
对于实施了这些第1抗HIC对策的管线钢的具体制造方法有许多记载，例如在日本特开2003-13175号公报、日本特开2000-160245号公报中对此有所记载。
第2抗HIC对策是防止氢侵入钢中。具体而言，是下面表示的对策。
(7)通过添加Cu来防止氢向湿硫化氢环境中的钢中侵入。
(8)通过添加抑制剂(腐蚀抑制剂)、或实施覆膜处理来防止氢向钢中侵入。
但是，上述实施了公知的抗HIC对策的管线管仍然会产生HIC。因此，一直在试图进一步改善抗HIC性。
发明内容
本发明的目的在于提供抗HIC性更优良的管线钢和用该钢材制造出的管线管。具体而言，提供裂纹面积比(Crack Area Ratio)小于等于3％的管线钢和用该钢材制造出的管线管。
发明人对在实施了公知的抗HIC对策的管线钢上产生的HIC起点进行了调查，结果最新发现了TiN成为HIC起点。
若TiN成为HIC起点，只要在钢中不生成TiN即可。即，只要在钢中不添加Ti即可。但是，由于Ti具有将使韧性降低的元素即钢中的N作为TiN固定，而改善钢的韧性的效果，通常添加Ti。因此，发明人认为不是不生成TiN，而是减小TiN，从而也可提高抗HIC性，并且确认了该想法。使用TiN的大小不同的多个钢材来求得裂纹面积比CAR，下面用求得结果来详细说明只要减小TiN就可提高抗HIC性。
图1是实施了HIC试验而求得的、表示相对于钢中TiN的大小的裂纹面积比CAR的图。在此，通过式(1)求得裂纹面积比CAR。通常在管线钢中，裂纹面积比CAR越小，抗HIC性就越优良。
裂纹面积比CAR＝在试验片上产生的HIC的面积/试验片的面积(1)但是，在实施了公知的抗HIC对策的管线钢中，使裂纹面积比CAR为多大才能进一步改善抗HIC性，这一点并不是很明确。因此，发明人的目标是满足比使裂纹面积比CAR为小于等于3％这种现有技术更为严格的标准。
表1表示图1的试样的成分。如表1所示，分别熔炼180kg的、具有基本相同成分的试样X1～X4，加热至1250℃进行热煅后，通过淬火回火处理将各钢材的屈服强度调整到大致65ksi。此时，如表1所示，对每一试样X1～X4使其熔炼时熔渣中的Ca添加量、CaO/Al2O3值、铸造时的冷却速度变化，用以改变在每一试样中的TiN的大小。
由制造出的各试样X1～X4加工5个厚10mm、宽20mm、长100mm的试验片，并测定了在各试验片的表面显示出的TiN的大小。具体而言，在试验片表面中观察与锻造方向基本平行的表面上的5个1mm2区域。在观察中使用将放大率设定为100倍的SEM(扫描型电子显微镜)。在观察到的各区域中从较大的TiN中选择10个TiN，测定了选择出的TiN的长径。此时，如图2所示，在连接TiN与母材的在界面上的不同2点的直线中，将最长的直线设为TiN的长径。TiN的大小为测定出的长径的平均值(50个TiN的长径的平均值)。另外，通过EDX(能量分散型X射线微测定器)来辨认TiN。
测定TiN的大小后，实施了HIC试验。在HIC试验中，将各试验片浸渍在使1atm的硫化氢饱和的25℃的0.5％醋酸+5％盐水中96小时。浸渍后，通过超声波探伤法测定在各试样中产生的HIC，根据式(1)求得裂纹面积比CAR。
从HIC试验的结果可以判断出TiN越小，裂纹面积比CAR就越小。尤其判断出当TiN的大小小于等于30μm时，裂纹面积比CAR小于等于3％。由此，认为只要减小管线钢中的TiN，就可提高抗HIC性。尤其认为通过使TiN的大小为小于等于30μm，可以得到抗HIC性优良的管线钢。
因此，发明人根据这些见解完成了下面的本发明。
本发明的抗HIC性优良的管线钢按照质量百分比含有0.03～0.15％的C、0.05～1.0％的Si、0.5～1.8％的Mn、小于等于0.015％的P、小于等于0.004％的S、小于等于0.01％的O(氧)、小于等于0.007％的N、0.01～0.1％的Sol.Al(酸溶性Ai固溶于钢中的Al)、小于等于0.024％的Ti、0.0003～0.02％的Ca，其余由Fe和杂质构成，在钢材中作为夹杂物存在的TiN的大小小于等于30μm。
在此，TiN中Ti与N的含有比例按照摩尔百分比不必为1∶1，最好是TiN中Ti的质量百分比大于等于50％。另外，TiN除了Ti和N之外，也可以含有C、Nb、V、Cr、Mo等。而且，通过应用EDX等成分分析法可以鉴定TiN。
另外，这里所说的TiN的大小可以用下面的方法求得。首先，观察与管线钢的轧制方向(或锻造方向)基本平行的截面上的5个1mm2的区域。在观察中使用将放大率设定为100倍的SEM。在每一观察的各区域中，从较大的TiN中选定10个显现出的TiN。测定被选定的TiN的长径，以测定出的长径的平均值(即50个TiN的长径的平均值)为TiN的大小。另外，如图2所示，长径是在连接TiN与母材的在界面上的不同两点的直线中最长的直线。
最好是本发明的管线钢还包含0.1～0.4％的Cu、0.1～0.3％的Ni中的至少1种。
Cu、Ni阻止氢向钢中侵入。因此，通过添加这些元素中的至少1种元素，可以提高管线钢的抗HIC性。
最好是本发明的管线钢还含有0.01～1.0％的Cr、0.01～1.0％的Mo、0.01～0.3％的V、0.0001～0.001％的B、0.003～0.1％的Nb中的至少一种。
通过添加强化钢的元素、即Cr、Mo、V、B、Nb中的至少一种元素，可以提高管线钢的强度。另外，添加这些元素不影响通过减小TiN的大小而得到的抗HIC性的效果。
图1是表示相对于钢中TiN的大小的裂纹面积比CAR的图。
图2是表示本发明的实施方式的管线钢中的TiN的形状的简图。
图3A是表示以往的管线钢中的夹杂物形状的示意图。
图3B是表示本发明的实施方式的管线钢中的夹杂物形状的示意图。
图4是表示在本发明的实施方式的管线钢的钢水过程(melting process)中的钢水中的夹杂物的形状的示意图。
图5是表示图3B中的Al-Ca-Ti系复合夹杂物的形状的示意图。
具体实施例方式
下面，参照
本发明的实施方式。
1.化学成分本发明的实施方式的管线钢含有下面的成分。以下，合金元素的百分比是指质量百分比。
C0.03～0.15％C是强化钢的有效元素。为使管线管保持必要的强度，使C含量的下限为0.03％。另一方面，C的过量添加使管线管的焊接部的硬度上升。当焊接部的硬度上升时，即使是难以产生SSC的管线管，也变得容易引起SSC。因而，使C含量的上限为0.15％。最好是C含量为0.05～0.13％。
Si0.05～1.0％Si是钢脱氧的有效元素。Si含量不足0.05％时就缺乏脱氧效果。因此，设Si含量的下限值为0.05％。另一方面，当添加Si至过量时，钢的韧性下降。因此，使Si含量的上限为1.0％。最好是Si含量为0.1～0.3％。
Mn0.5～1.8％Mn是强化钢的有效元素。为使管线管保持必要的强度，使Mn含量的下限为0.5％。另一方面，当添加Mn至过量时，Mn的偏析显著。在Mn的偏析部形成有可成为HIC产生原因的硬化组织。由此，使Mn含量的上限为1.8％。最好是Mn的含量为0.8～1.6％。
P小于等于0.015％P是杂质，其促进中心偏析，使抗HIC性变差。因此，最好是P含量尽量低。从而，将P含量限制为小于等于0.015％。
S小于等于0.004％S是杂质。当在钢水中提高S的浓度时，虽然有使形成TiN的N含量降低的效果，但在钢中形成MnS，使抗HIC性下降。因此，最好是S含量低。因而，将S含量限制为小于等于0.004％。最好是限制为小于等于0.003％。
O小于等于0.01％O是杂质，使钢的纯度下降。其结果，使抗HIC性下降。因此，O含量最好是尽量低。因而，将O含量限制为小于等于0.01％。最好是限制为小于等于0.005％。
N小于等于0.007％N是杂质，其通过固溶于钢而使钢的韧性下降。另外，当作为TiN而成为夹杂物时，成为HIC起点而使抗HIC性下降。因此，最好是N含量尽量低。因而，N含量限制为小于等于0.007％。最好是限制为小于等于0.005％。
Ti小于等于0.024％Ti不会使N单独固溶，而是将使N作为TiN析出，提高了韧性。另一方面，因过量地添加Ti，TiN增多并成为HIC的产生起点。因而，使Ti含量的上限为0.024％。Ti含量的较佳下限为0.005％，较佳上限是0.018％。
Ca0.0003～0.02％Ca将成为HIC产生起点的MnS的形态控制为球状，而抑制产生HIC。而且，如后述那样，用与Al的复合作用使TiN变小。另一方面，过量地添加Ca使钢的纯度降低，反而使抗HIC性变差。因而，使Ca含量为0.0003～0.02％，最好是为0.002～0.015％。
sol.Al0.01～0.1％Al是使钢脱氧的必要元素。而且，如后述那样，用与Ca的复合作用使TiN变小。为了发挥这些效果，使sol.Al含量的下限为0.01％。另一方面，当过量地添加Al时，钢的纯度和韧性降低，抗HIC性反而变差。因此，使sol.Al含量的上限值为0.1％。最好是使sol.Al含量为0.02～0.05％。
另外，其余由Fe构成，但因制造过程的各种原因可能含有杂质。
本实施方式的管线钢根据需要还含有Cu、Ni中的至少一种。Cu、Ni是用于提高抗HIC性的有效元素。下面，对各元素进行说明。
Cu0.1～0.4％Cu提高钢在硫化氢环境中的耐蚀性。具体而言，是防止氢侵入钢中。因此，抑制了HIC的产生和传播。但是，添加过量会使钢的焊接性变差。另外，因在高温下降低了熔融晶界强度而容易在热轧时产生裂纹。因而，使Cu含量为0.1～0.4％。
Ni0.1～0.3％Ni与Cu同样，都能提高在抗硫化氢环境中的耐蚀性，另外，也提高了钢的强度和韧性。但是，如过量地添加，效果也会饱和。因而，Ni含量是0.1～0.3％。
本实施方式的管线钢根据需要还含有Cr、Mo、Nb、V及B中的至少一种。Cr、Mo、Nb、V及B是具有提高钢的强度的效果的元素。下面，对各元素进行具体说明。
Cr0.01～1.0％Cr是用于提高低C钢的强度的有效元素。但是，过量地添加会降低焊接性及焊接部的韧性。因而，使Cr含量为0.01～0.1％。
Mo0.01～1.0％Mo是用于提高强度及韧性的有效元素。但是，过量地添加，反而会降低韧性、焊接性变差。因而，使Mo含量为0.01～1.0％。最好是0.01～0.5％。
Nb0.003～0.1％V0.01～0.3％
Nb及V都是使钢晶粒细化而提高韧性，还通过析出碳化物来提高钢的强度。但是，过量地添加则会降低焊接部的韧性。因而，使Nb含量为0.003～0.1％，最好是0.01～0.03％；使V含量为0.01～0.3％，最好是0.01～0.1％。
B0.0001～0.001％B提高钢的淬透性并有利于钢的高强度化。为了得到该效果，使B含量的下限值为0.0001％。另一方面，由于过量地添加则该效果会饱和，因此使B含量的上限值为0.001％。
2.制造方法作为本实施方式的管线钢的制造方法之一，发明人发现通过在钢中生成Al-Ca-Ti系复合夹杂物，可以使钢中的TiN变小。如图3A所示，虽然在以往的制造方法中，在钢中生成了多个TiN，但在发明人发现的制造方法中，如图3B所示，在钢中生成了微细的Al-Ca-Ti系复合夹杂物和比以往还细小的TiN。下面，说明本实施方式的管线钢的制造方法。
如图4所示，在本实施方式的管线钢的制造方法中，在钢水阶段生成许多微细的Al-Ca系含氧硫化物。Al-Ca系含氧硫化物在钢水中的溶解度极小，并且在钢水中微细分散。
接着，冷却钢水，此时如图3所示，生成了Al-Ca-Ti系复合夹杂物及TiN。如图5所示，Al-Ca-Ti系复合夹杂物由在钢水阶段生成的Al-Ca系含氧硫化物和覆盖其表面的TiN(以下称TiN膜)构成。即，钢水的冷却中在Al-Ca系含氧硫化物的表面生成了TiN膜，结果是Al-Ca系含氧硫化物成为Al-Ca-Ti系复合夹杂物。该Al-Ca-Ti系复合夹杂物大致呈球状，其长径是3μm左右。
这样，在本实施方式中，以往的图3A中的TiN的一部分作为TiN膜覆盖了Al-Ca系含氧硫化物，包含于Al-Ca-Ti系复合夹杂物中。因此，如图3B所示，钢中析出的TiN比以往小。
为了通过如上面那样生成Al-Ca-Ti系复合夹杂物来减小TiN，只要满足下面的制造条件(A)～(C)即可。
(A)当Al-Ca系含氧硫化物中Ca浓度与Al浓度相同时，容易生成Al-Ca-Ti系复合夹杂物。由此，为了使Al-Ca系含氧硫化物中Ca浓度与Al浓度相同，最好在钢水阶段按纯量添加0.1～0.3kg/ton的Ca。另外，Ca的添加既可以使用纯Ca，也可以使用CaSi等Ca合金。另外，与添加速度、浇勺形状等无关。
(B)为了使在钢水阶段生成的多个Al-Ca系含氧硫化物的各种成分平均，最好是在钢水阶段控制熔渣成分。具体而言，最好是使熔渣中的CaO/Al2O3的重量比为1.2～1.5。
(C)最好是铸造时的冷却速度较慢，并且最好是使1500～1000℃区间的冷却速度为小于等于500℃/分。这是为确保Ti在Al-Ca系含氧硫化物的周边扩散，生成TiN膜的时间。
铸造后的管线管的加工工序(轧制工序等)与以往的加工工序相同。即，将热轧坯料等钢片而得的钢板进行焊接加工以制造管线管(焊管)。或者，将通过分块轧制钢块得到的钢坯、或通过连铸法得到的钢坯作为原料，通过斜轧穿孔机等制造无缝管线管。
另外，即使未满足上述制造条件(A)～(C)中的某一个，只要追加其他应控制的制造条件，就可以使钢中的TiN为小于等于30μm。
例如，也可以追加降低Ti、Ni的添加量的工序，或去除粗大TiN的工序等的制造条件。在去除粗大TiN的工序中，例如通过浇口盘加热器(tundish heater)等使钢水温度上升，使粗大TiN上浮而分离出来。
实施例1制造本发明钢的管线管和比较钢的管线管(焊管)，并调查了各钢材的裂纹面积比CAR和屈服应力YS(Yield Stress)，在表2中表示本发明钢的管线管和比较钢的管线管的成分和钢中TiN大小的值。
表2
*为较佳制造条件范围外本发明钢1～14是如下面那样制造出的。开始，对表2中的制造条件(Ca添加量、熔渣成分、冷却速度)的钢水进行连铸而制造出坯料。将制造出的坯料加热至1050～1200℃后，通过热轧做出15～20mm的钢板。然后，对钢板进行淬火回火处理后，通过焊接加工制造成管线管。在淬火回火处理中，在加热至850～950℃后进行水冷，然后在加热至500～700℃后进行空冷。
从制造出的本发明钢中分别加工厚10mm、宽20mm、长100mm的试验片，然后测定了各试验片中的TiN大小。具体而言，对埋入树脂块内的各试验片的表面进行研磨后，使用SEM(扫描型电子显微镜)在100倍的放大率下对每个试验片观察5个1mm2区域。在各自的视野中从较大的TiN中选择10个TiN，测定所选择的TiN的长径，将测定出的长径的平均值作为TiN的大小。
本发明钢1～14的TiN的大小成为比本发明所确定的30μm小的值。
比较钢A～F的化学成分与本发明钢相同。但是，由于制造条件(A)～(C)的某个不合适，TiN的大小比本发明所确定的30μm大。具体而言，比较钢A及E冷却速度大于500℃/分；比较钢B和F的CaO/Al2O3重量比(熔渣成分)是1.2～1.5的范围外。比较钢D的Ca添加量不足0.1kg/ton。另外，比较钢C不满足熔渣成分和Ca添加量的制造条件。其他制造工序与本发明钢1～14相同。而且，TiN大小的测定方法与本发明钢相同。
使用从本发明钢和比较钢加工出的试验片(厚10mm、宽20mm、长100mm)来进行HIC试验。在HIC试验中，将各试验片浸渍在使1atm的硫化氢饱和的25℃的0.5％醋酸+5％食盐水中96小时。通过超声波探伤法测定在试验后的各试验片上产生的HIC的面积，然后通过式(1)求得裂纹面积比CAR。而且，使式(1)中的试验片的面积为20mm×100mm。
另外，求得了本发明和比较钢的屈服应力YS。具体而言，制作作成2根从各钢的壁厚中心部沿纵长方向平行的平行部直径6mm和平行部长度40mm的圆棒拉伸试验片，使用作成的圆棒拉伸试验片在常温下进行拉伸试验。通过平均2根圆棒拉伸试验片的屈服应力YS来求得各钢的屈服应力YS。
在本发明钢1～14中，任一个裂纹面积比CAR都低于3％。由此，通过使TiN的大小为小于等于30μm，将裂纹面积比抑制为不足3％。
另一方面，在比较钢A～F中，任一个裂纹面积比CAR都超过3％。由于未满足钢水阶段的制造条件(A)～(C)中的某一个而使TiN大小超过30μm，因此裂纹面积比变大。
另外，相当于本发明钢1～4的屈服压力YS为453～470MPa，与此相对添加了Cr、Mo、Nb、V、B后的本发明钢5～10的屈服应力YS为523～601MPa，钢材的强度上升了。
而且，本发明钢5～10的裂纹面积比CAR不足1％。即，通过添加这些元素，钢材的强度上升，并且不妨碍HIC的抑制效果。
而且，即使是添加了Cu、Ni的本发明钢11～13，也可将裂纹面积比CAR抑制为不足1％。
本发明钢14添加了Cr和Mo，还添加了Cr和Ni。通过添加这些元素，钢材的强度上升至560MPa，并且裂纹面积比也被抑制为不足1％。
实施例2制造本发明钢和比较钢的无缝管线管，与实施例1相同，调查了各钢材的裂纹面积比CAR和屈服应力YS。在表3中表示本发明钢和比较钢的无缝管线管的成分、钢中的TiN的大小。
表3
*为较佳制造条件范围外本发明钢15～31如下面那样制造出。开始，通过使用以表3中的制造条件炼出的钢水来连铸，而制造出钢坯。然后，将钢坯加热至1200～1250℃后，通过斜轧穿孔机热轧，制造成无缝管线管。然后在加热至850～950℃后进行水冷，再加热至500～700℃后进行空冷。
各钢材中的TiN大小的测定法、抗HIC性和强度的评价试验方法都与实施例1相同。
另外，本发明钢15～31的TiN的大小成为比本发明所确定的30um小的值。
比较钢G～J的化学成分与本发明钢相同，但由于制造条件(A)～(C)中的某个不合适，因此TiN的大小变成大于本发明所确定的30μm。具体而言，比较钢G和I的CaO/Al2O3重量比(熔渣成分)是1.2～1.5的范围外。另外，比较钢H和J的Ca添加量是0.1～0.3kg/tom的范围外。其他的制造工序与本发明钢15～31相同。
在本发明钢15～31中，任一个钢的裂纹面积比CAR都低于3％。由此，与实施例1相同，通过使TiN的大小为小于等于30μm，来将裂纹面积比抑制为不足3％。
另一方面，在比较钢G～J中，由于未满足在钢水阶段的制造条件(A)～(C)的某个而使TiN的大小超过30μm，因此裂纹面积比CAR超过了3％。
另外，添加了Cr、Mo、Nb、V、B的本发明钢22～27的屈服应力YS为522～580MPa，与未添加这些元素的本发明钢15～21相比，钢材的强度上升了。另外，添加了抑制氢侵入元素即Cu、Ni的本发明钢28～30也可将裂纹面积比CAR抑制为不足1％。由Cr、Mo、Nb及V使本发明钢31的屈服应力YS上升至586MPa。而且，裂纹面积比CAR也受到抑制。
以上，说明了本发明的实施方式，但上述实施方式不过是用于实施本发明的例子。因此，本发明并不限定于上述的实施方式，在不脱离其要旨的范围内可将上述的实施方式适当变形地实施。
产业可用性本发明的管线钢可应用于运输原油或天然气的管线管。
权利要求
1.一种抗HIC性优良的管线钢，其按照质量百分比含有0.03～0.15％的C、0.05～1.0％的Si、0.5～1.8％的Mn、小于等于0.015％的P、小于等于0.004％的S、小于等于0.01％的O(氧)、小于等于0.007％的N、0.01～0.1％的Sol.Al、小于等于0.024％的Ti、0.0003～0.02％的Ca，其余由Fe和杂质构成，其特征在于，在上述管线钢中作为夹杂物存在的TiN的大小小于等于30μm。
2.根据权利要求1所述的抗HIC性优良的管线钢，其特征在于，还含有0.1～0.4％的Cu、0.1～0.3％的Ni中的至少一种。
3.根据权利要求1或2所述的抗HIC性优良的管线钢，其特征在于，还含有0.01～1.0％的Cr、0.01～1.0％的Mo、0.01～0.3％的V、0.0001～0.001％的B、0.003～0.1％的Nb中的至少一种。
4.用权利要求1～3任一项所述的管线钢制造出的管线管。
全文摘要
一种抗HIC性优良的管线钢，其成分按照质量百分比含有0.03～0.15％的C、0.05～1.0％的Si、0.5～1.8％的Mn、小于等于0.015％的P、小于等于0.004％的S、小于等于0.01％的O(氧)、小于等于0.007％的N、0.01～0.1％的Sol.Al、小于等于0.024％的Ti、0.0003～0.02％的Ca，其余由Fe和杂质构成，在钢中作为夹杂物存在的TiN的大小小于等于30μm。本发明的管线钢抗HIC性优良，可将裂纹面积比抑制为小于等于3％。
文档编号C22C38/58GK1914341SQ200480041358
公开日2007年2月14日 申请日期2004年6月17日 优先权日2004年2月4日
发明者大村朋彦, 沼田光裕, 栉田隆弘(死亡) 申请人:住友金属工业株式会社