JP6569745B2 - コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法に関し、詳細には、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上でかつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上であり、前記予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上であるコイルドチュービング用熱延鋼板とその製造方法に関する。

コイルドチュービングは、外径２０〜１００ｍｍ程度の小径長尺の電縫溶接鋼管をリールに巻き取ったもので、石油井戸内に堆積した砂の除去や、石油井戸内の温度、湿度、深度等の測定など、種々の坑井内作業に広く用いられている。近年では、シェールガスやオイル掘削への適用も開始されている。

コイルドチュービングは、素材となる熱延鋼板を造管後の直径に合わせて長手方向にスリットし、所定の長さに溶接接合した後、管形状にロール成形後、電気抵抗溶接され、その後、溶接部の品質向上や硫化物応力腐食割れを防止するために、歪取り焼鈍が施されたのち、リールに巻き取られる。コイルドチュービングは坑井内の破断防止の観点から、造管後の長手方向に高強度であることが要求され、例えば、降伏強度が９０ｋｓｉ（６２０ＭＰａ）以上のコイルドチュービングが求められている。

このような要求に対して、特許文献１では、質量%で、Ｃ：０．１０％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．５％以上１．５％以下、Ｐ：０．０２％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１％以上０．０７％以下、Ｃｒ：０．４％以上０．８％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．１％以上０．３％以下、Ｍｏ：０．１％以上０．２％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０４％以下、Ｔｉ：０．００５％以上０．０３％以下、Ｎ：０．００５％以下を含有する鋼を、終了温度が８２０℃以上９２０℃以下の温度範囲で熱間仕上げ圧延を行い、熱間仕上げ圧延から巻取りまでの時間が２０秒以内で、かつ、巻取りは５５０℃以上６２０℃以下の温度範囲で巻き取られてなるコイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法が開示されている。

特許文献２では、重量％で、Ｃ：０．１７〜０．３５％、Ｍｎ：０．３０〜２．００％、Ｓｉ：０．１０〜０．３０％、Ａｌ：０．０１０〜０．０４０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ｐ：０．０１５％以下を含有し、鋼組織を焼戻しマルテンサイト主体とした降伏強度が８０ｋｓｉ（５５１ＭＰａ）〜１４０ｋｓｉ（９６５ＭＰａ）でかつ低サイクル疲労特性に優れたコイルドチュービングおよびその製造方法が開示されている。

特許第５４９４８９５号公報 特開２０１４−２０８８８８号公報

特許文献１に記載された技術は、熱延鋼板の長手方向および幅方向の材質バラつきを低減した材質均一性に優れたコイルドチュービング用鋼帯に関するものである。しかしながら、造管後の降伏強度に関する記載がなく、実際にコイルドチュービングとして使用するために必要な強度が得られない可能性が懸念される。

また、特許文献２に記載された技術は、焼き戻しマルテンサイトを主体とした組織を得るために、熱延鋼板を造管後に全管焼入れ処理と再加熱焼き戻し処理が必要となるため、新規設備の導入が必要であり、製造コストの増加を招く懸念がある。

そこで本発明はかかる事情を鑑み、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ、現状の造管工程および歪取り焼鈍熱処理を模擬した５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上であり、前記予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上であるコイルドチュービング用熱延鋼板とその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは、造管および歪取り焼鈍後に所望の降伏強度を得るための方法について、鋭意検討した結果、Ｃ、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｎｂ、Ｔｉ等の化学成分を適正調整した組成としたうえで、鋼スラブの加熱温度や仕上げ圧延終了温度を制御するとともに、６００℃以下の冷却停止温度までを３０℃／ｓ以上で加速冷却し、その後、４５０℃以上６００℃以下の温度域で巻き取ることでベイナイトとベイニティックフェライトを主体とし、かつ、固溶Ｎｂ量が全Ｎｂ含有質量の２０％以上である組織が得られ、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上であり、前記予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上であるコイルドチュービング用熱延鋼板が得られることを知見した。つまり、上記の熱延鋼板を用いれば、造管および歪取り焼鈍による歪時効硬化により、所望の降伏強度（≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られることを知見した。

本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］質量%で、Ｃ：０．１０％以上０．１６％以下、Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下、Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、Ｐ：０．００１％以上０．０２０％以下、Ｓ：０．００５０％以下、Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以上０．８％以下、Ｍｏ：０．１０％以上０．５％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１％以上０．０３％以下、Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、板厚の１／２位置において、ベイナイトとベイニティックフェライトの面積率が合計で８０％以上で、かつ、固溶Ｎｂ量が全Ｎｂ含有質量の２０％以上である組織を有し、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上であり、前記予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上であることを特徴とするコイルドチュービング用熱延鋼板。
［２］前記成分組成に加えてさらに、質量%で、Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記［１］に記載のコイルドチュービング用熱延鋼板。
［３］前記［１］または［２］に記載のコイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法であって、前記成分組成からなる鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱した後、粗圧延を行い、その後、圧延終了温度が８２０℃以上９２０℃以下の範囲で仕上げ圧延を行い、板厚中央で３０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却したのち、４５０℃以上６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とするコイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法。

本発明によれば、圧延条件および圧延後の冷却条件を適正に制御することで、鋼の組織をベイナイトとベイニティックフェライト主体とし、かつ固溶Ｎｂが所定量以上含有した組織とすることができ、この結果、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上の熱延鋼板が得られ、さらに造管および歪取り焼鈍による歪時効硬化により、所望の降伏強度（≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られ、産業上極めて有益である。

以下、本発明について詳細に説明する。

まず、本発明の成分組成の限定理由を説明する。なお、成分に関する「％」表示は、質量％を意味するものとする。

Ｃ：０．１０％以上０．１６％以下
Ｃは、加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｃの含有量が０．１０％未満では冷却中にポリゴナルフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイナイトとベイニティックフェライトが得られず、所望の熱延鋼板強度（ＴＳ≧６００ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｃの含有量が０．１６％を超えると鋼スラブの加熱段階でＮｂＣが固溶しにくくなり、所定量以上の固溶Ｎｂを含有することが困難となるため、造管および歪取り焼鈍による歪時効硬化が不十分となり、所望の降伏強度（≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られない場合がある。したがって、Ｃの含有量は０．１０％以上０．１６％以下とする。Ｃの含有量は、好ましくは０．１１％以上０．１３％以下である。

Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下
Ｓｉは、脱酸に必要な元素であり、さらに固溶強化により熱延鋼板の強度を向上させる効果を有する。このような効果を得るためにはＳｉを０．１％以上添加することが必要である。一方、Ｓｉの含有量が０．５％を超えると溶接部品質を低下させる。また、赤スケールの生成が顕著となり、鋼板外観性状が低下する。したがって、Ｓｉの含有量は０．１％以上０．５％以下とする。

Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下
Ｍｎは、Ｃと同様に加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ｍｎの含有量が０．８％未満では冷却中にポリゴナルフェライト変態やパーライト変態が生じやすくなるため、所定量のベイニティックフェライトが得られず、所望の熱延鋼板強度（ＴＳ≧６００ＭＰａ）が得られない場合がある。一方、Ｍｎの含有量が１．８％を超えると高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性が悪化する。また、鋳造時に不可避的に形成される偏析部に濃化し、コイルドチュービングの疲労特性を低下させる場合がある。したがって、Ｍｎの含有量は０．８％以上１．８％以下とする。Ｍｎの含有量は、好ましくは０．８％以上１．６％以下であり、より好ましくは０．８％以上１．２％以下である。

Ｐ：０．００１％以上０．０２０％以下
Ｐは、固溶強化により熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Ｐの含有量が０．００１％未満ではその効果が現れないだけでなく、製鋼工程において脱燐コストの上昇を招く場合があるため、Ｐの含有量は０．００１％以上とする。一方、Ｐの含有量が０．０２０％を超えると、溶接性が顕著に劣化し、さらに粒界に偏析し材質の不均質を招き、コイルドチュービングの低サイクル疲労特性を低下させる懸念がある。したがって、Ｐの含有量は０．００１％以上０．０２０％以下とする。Ｐの含有量は、好ましくは０．００１％以上０．０１０％以下である。

Ｓ：０．００５０％以下
Ｓは、熱間脆性を起こす原因となるほか、鋼中に硫化物系介在物として存在して、延性や靭性を低下させる場合がある。また、疲労き裂の発生起点となり、コイルドチュービングの疲労特性を低下させる懸念がある。したがって、Ｓは極力低減するのが好ましく、本発明ではＳの含有量の上限は０．００５０％とする。Ｓの含有量は、好ましくは０．００１５％以下である。Ｓの含有量の下限は特に限定されないが、極低Ｓ化は製鋼コストが上昇するため、Ｓの含有量は０．０００１％以上とすることが好ましい。

Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下
Ａｌは、脱酸材として含有させる元素である。また、Ａｌは固溶強化能を有するため、熱延鋼板の高強度化に有効に作用する。しかしながら、Ａｌの含有量が０．０１％未満では上記効果が得られない場合がある。一方、Ａｌの含有量が０．０８％を超えると、原料コストの上昇を招くとともに、靭性の低下を招く場合がある。したがって、Ａｌの含有量は０．０１％以上０．０８％以下とする。Ａｌの含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０５％以下である。

Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下
Ｃｕは、耐食性を付与するために添加される元素である。また、焼入れ性元素であり、加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。これらの効果を得るためには、Ｃｕを０．１％以上添加することが必要である。一方、Ｃｕの含有量が０．５％を超えると高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性が悪化する。したがって、Ｃｕの含有量は０．１％以上０．５％以下とする。Ｃｕの含有量は、好ましくは０．２％以上０．４％以下である。

Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下
ＮｉもＣｕと同様に耐食性を付与するために添加される元素である。また、焼入れ性元素であり、加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。これらの効果を得るためには、Ｎｉを０．１％以上添加することが必要である。一方、Ｎｉは非常に高価であり、またＮｉの含有量が０．５％を超えるとそれらの効果が飽和する。したがって、Ｎｉの含有量は０．１％以上０．５％以下とする。Ｎｉの含有量は、好ましくは０．１％以上０．３％以下である。

Ｃｒ：０．５％以上０．８％以下
Ｃｒは、Ｃｕ、Ｎｉと同様に耐食性を付与するために添加される元素である。また、焼入れ性元素であり、加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。さらに、Ｃｒは焼き戻し軟化抵抗を高めるため、造管後の歪取り焼鈍時の軟化を抑制し、コイルドチュービングの高強度化に有効に作用する。これらの効果を得るためには、Ｃｒを０．５％以上添加することが必要である。一方、Ｃｒの含有量が０．８％を超えると高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性が悪化する。したがって、Ｃｒの含有量は０．５％以上０．８％以下とする。Ｃｒの含有量は、好ましくは０．５％以上０．７％以下である。

Ｍｏ：０．１０％以上０．５％以下
Ｍｏは、焼入れ性元素であり、加速冷却後にベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を形成し、変態強化による高強度化に有効に作用する。また、Ｍｏは焼き戻し軟化抵抗を高めるため、造管後の歪取り焼鈍時の軟化を抑制し、コイルドチュービングの高強度化に有効に作用する。これらの効果を得るためにはＭｏを０．１０％以上添加することが必要である。一方、Ｍｏの含有量が０．５％を超えると高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性が悪化する。したがって、Ｍｏの含有量は０．１０％以上０．５％以下とする。Ｍｏの含有量は、好ましくは０．１０％以上０．３％以下である。

Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下
Ｎｂは、熱延鋼板の段階で固溶Ｎｂとして所定量残存させることで、その後の造管および歪取り焼鈍における歪時効硬化によって、コイルドチュービングの高強度化に寄与する。また、Ｎｂは、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損なうことなく、熱延鋼板を高強度化する。これらの効果を得るために、Ｎｂを０．０１％以上添加する。一方、Ｎｂの含有量が０．０５％を超えると、鋼スラブの加熱段階でＮｂＣが固溶しにくくなり、所定量以上の固溶Ｎｂを含有することが困難となるため、造管および歪取り焼鈍による歪時効硬化が不十分となり、所望の降伏強度（≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られない場合がある。したがって、Ｎｂの含有量は０．０１％以上０．０５％以下とする。Ｎｂの含有量は、好ましくは０．０１％以上０．０３％以下である。

Ｔｉ：０．０１％以上０．０３％以下
Ｔｉは、析出強化による熱延鋼板の高強度化に有効な元素である。この効果を得るにはＴｉを０．０１％以上添加する必要がある。一方、Ｔｉの含有量が０．０３％を超えると、ＴｉＮが粗大化し、疲労き裂の発生起点となってコイルドチュービングの疲労特性を低下させる場合がある。したがって、Ｔｉの含有量は０．０１％以上０．０３％以下とする。

Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下
Ｎは、不純物として存在し、とくに溶接部の靭性を低下させるため、できるだけ低減することが望ましいが、０．００６％以下であれば許容できる。一方、Ｎの含有量を過度に低減することは精錬コストの高騰を招く。したがって、Ｎの含有量は０．００１％以上０．００６％以下とする。Ｎの含有量は、好ましくは０．００１％以上０．００４％以下である。

上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物とする。

また、本発明では上記成分に加えて、さらにＢ、Ｖ、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇから選ばれる１種または２種以上の元素を、それぞれ下記含有量の範囲で添加することができる。

Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下から選ばれる１種または２種以上

Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析し、フェライト変態を抑制することで、強度低下防止に寄与する。この効果を得るためには０．０００５％以上の添加が必要である。一方、Ｂの含有量が０．００５０％を超えるとその効果は飽和するため、Ｂを添加する場合は、Ｂの含有量を０．０００５％以上０．００５０％以下とする。

Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下
Ｖは、Ｎｂと同様に、炭窒化物として微細析出することにより、溶接性を損ねることなく、熱延鋼板を高強度化する作用を有する元素であり、この効果を得るためには０．０１％以上の添加が必要である。一方、Ｖの含有量が０．１０％を超えると、高強度化の効果が飽和するだけでなく、溶接性を低下させる場合がある。したがって、Ｖを添加する場合は、Ｖの含有量を０．０１％以上０．１０％以下とする。

Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇは、鋼中のＳを固定して、延性や靭性を向上させる働きがあり、それぞれ０．０００５％以上の添加で効果を発揮する。一方、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇをそれぞれ０．０１００％、０．０２００％、０．０３００％、０．０１００％を超えて添加すると鋼中の介在物が増加し、延性や靭性を劣化させる場合がある。したがって、これらの元素を添加する場合、Ｃａ、ＲＥＭ、Ｚｒ、Ｍｇの含有量をそれぞれ、Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下とする。

次に、本発明のコイルドチュービング用熱延鋼板の有する組織について説明する。

本発明のコイルドチュービング用熱延鋼板の組織は、降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上の特性を安定して得るために、ベイナイトとベイニティックフェライト主体で、かつ固溶Ｎｂ量が全Ｎｂ含有質量の２０％以上である組織とする。ここで、ベイニティックフェライトとは、転位密度が高い下部組織を有する相であり、針状フェライトやアシキュラーフェライトを含む。また、本発明におけるベイナイトとベイニティックフェライト主体とは、組織中の両相の面積率が合計で８０％以上である場合をいう。前記ベイナイトおよびベイニティックフェライト以外の残部組織としては、ポリゴナルフェライト、パーライト、マルテンサイトなどの相が含まれていてもよく、これらの残部組織が、組織中、合計面積率で２０％以下であれば、本発明の効果を発現することができる。

板厚１／２位置におけるベイナイトとベイニティックフェライトの合計面積率：８０％以上
ベイナイトやベイニティックフェライト相は硬質相であり、変態組織強化によって鋼板の強度を増加させるのに有効であり、これらの相の面積率を合計で８０％以上とすることで、所望の熱延鋼板強度（ＴＳ≧６００ＭＰａ）が得られる。一方、これらの相の面積率が合計で８０％未満では、フェライト、パーライト、マルテンサイト等の残部組織の合計面積率が２０％超となり、このような複合組織では、異相界面が疲労き裂の起点となり、造管後のコイルドチューブでの疲労特性が低下する懸念がある。したがって、板厚１／２位置（板厚ｔの１／２ｔ部）におけるベイナイトとベイニティックフェライトの合計面積率は８０％以上とする。

板厚１／２位置における固溶Ｎｂ量割合：全Ｎｂ含有質量の２０％以上
本発明では、熱延鋼板中に固溶Ｎｂを所定量残存させることで、その後の造管および歪取り焼鈍における歪時効硬化によって、所望の強度（降伏強度≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られる。しかしながら、熱延鋼板中の板厚１/２位置における固溶Ｎｂ量が全Ｎｂ含有質量の２０％未満では十分な歪時効硬化（ΔＹＳ≧１００ＭＰａ）が得られず、所望の強度（降伏強度≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られない場合がある。したがって、熱延鋼板中の板厚１/２位置における固溶Ｎｂ量は全Ｎｂ含有質量の２０％以上とする。好ましくは熱延鋼板中の板厚１/２位置における固溶Ｎｂ量は全Ｎｂ含有質量の３０％以上である。

ここで、上記組織の各相の面積率は板厚１／２位置からＬ断面（圧延方向に平行な垂直断面）を鏡面研磨後、ナイタールで腐食し、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて倍率２０００倍で無作為に５視野観察し、撮影した組織写真により組織を同定し、各相の面積率を画像解析にて求めた。

また、固溶Ｎｂ量は、板厚１／２位置から電解抽出用試験片を採取し、採取した試験片を電解液（１０体積％アセチルアセトン−１質量％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール）中で、定電流電解（約２０ｍＡ／ｃｍ^２）し、得られた電解液に溶解した固溶元素をＩＣＰ質量分析装置で測定し、定量した（詳細は下記参考文献参照）。
（参考文献）鋼中固溶マイクロアロイの定量，鉄と鋼，vol.99(2013)，No.5

本発明のコイルドチュービング用熱延鋼板は以下の特性を有する。

（１）コイルドチュービング用熱延鋼板の降伏強度：４８０ＭＰａ以上、引張強度：６００ＭＰａ以上
コイルドチュービングは、素材となる熱延鋼板をスリットした後、管形状にロール成形後、電気抵抗溶接され、その後、歪取り焼鈍が施されたのち、リールに巻き取られる。
造管および歪取り焼鈍後に所望の降伏強度を得るためには、素材となる熱延鋼板の特性も重要であり、本発明によれば、熱延鋼板の降伏強度を４８０ＭＰａ以上、引張強度を６００ＭＰａ以上とすることができるため、高強度化の要望に対応できる。

（２）５％予歪負荷後、６５０℃×６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後の降伏強度と予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上
コイルドチュービングの高強度化に対応するためには、現状の造管工程および歪取り焼鈍熱処理を模擬した５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後の降伏強度と予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が大きいほど有利である。本発明の熱延鋼板を用いれば、ΔＹＳを１００ＭＰａ以上、好ましくは１２０ＭＰａ以上、より好ましくは１４０ＭＰａ以上とすることができるため、コイルドチュービングの高強度化の要望に対応できる。

（３）予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度：６２０ＭＰａ以上
コイルドチュービングは坑井内の破断防止の観点から、造管後の長手方向に高強度であることが要求される。本発明の熱延鋼板を用いれば、造管および歪取り焼鈍後の降伏強度を９０ｋｓｉ（６２０ＭＰａ）以上とすることができるため、コイルドチュービングの高強度化の要望に対応できる。

次に本発明のコイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法について説明する。

本発明のコイルドチュービング用熱延鋼板は、上記した成分組成の鋼素材を所定の加熱温度に加熱する工程（加熱工程）、粗圧延と所定の圧延終了温度の仕上げ圧延からなる熱間圧延を施して熱延板とする工程（圧延工程）、該熱延板を所定の冷却速度にて加速冷却する工程（加速冷却工程）、所定の巻取り温度で巻き取る工程（巻取り工程）で製造される。
なお、本発明において、特に断らない限り、鋼スラブ加熱温度、仕上げ圧延終了温度、加速冷却停止温度、巻取り温度等の温度は、鋼スラブ、熱延板等の表面温度とし、放射温度計等で測定することができる。また、板厚中央の温度は、鋼スラブ、熱延板等の表面温度より、板厚、熱伝導率等のパラメータを考慮した計算によって求めた板厚中央の温度とする。また、平均冷却速度は特に断らない限り、（冷却開始温度−冷却停止温度）／冷却開始温度から冷却停止温度までの冷却時間とする。

（鋼素材製造）
本発明の鋼スラブは、上記した成分組成からなる溶鋼を、転炉、電気炉、真空溶解炉等の公知の方法で溶製し、連続鋳造法あるいは造塊−分塊法により製造することができ、成分のマクロ偏析を防止すべく連続鋳造法で製造することが望ましい。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却せず温片のままで加熱炉に装入し熱間圧延する直送圧延、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに熱間圧延する直送圧延・直接圧延、高温状態のまま加熱炉に装入して再加熱の一部を省略する方法（温片装入）などの省エネルギープロセスも問題なく適用することができる。

鋼スラブ加熱温度：１１００℃以上１２５０℃以下
加熱温度が１１００℃未満では、変形抵抗が高く圧延負荷が増大し圧延能率が低下する。また、加熱温度が１１００℃未満では、粗大なＮｂＣやＮｂ（ＣＮ）の再固溶が困難となり、熱間圧延後に所定量の固溶Ｎｂ量が得られず、十分な歪時効硬化（ΔＹＳ≧１００ＭＰａ）が得られない場合があり、この場合、所望の強度（降伏強度≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られないことが懸念される。一方、加熱温度が１２５０℃を超えて高温になると、初期のオーステナイト粒径が粗大化するため、熱延板の靭性が低下する場合がある。したがって、鋼スラブ加熱温度は１１００℃以上１２５０℃以下とする。鋼スラブ加熱温度は好ましくは１１５０℃以上１２５０℃以下である。

（熱間圧延）
上記により得られた鋼スラブに対して粗圧延および仕上げ圧延を含む熱間圧延を施す。まず、鋼スラブは粗圧延によりシートバーとされる。なお、粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法にしたがって行うことができる。また、表面温度の低下による熱間圧延時のトラブルを防止する観点からは、シートバーを加熱するシートバーヒーターを活用することは有効な方法である。

圧延終了温度：８２０℃以上９２０℃以下
圧延終了温度（仕上げ圧延終了温度）が８２０℃未満の場合、とくに鋼板のエッジ部ではＡｒ_３点以下となりやすく、軟質なフェライトの生成により、所望の強度が得られない場合がある。また、フェライト生成後に圧延すると残留応力が発生するため、スリット後に形状が悪化する懸念がある。一方、圧延終了温度が９２０℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れやすく、表面品質が劣化する場合がある。したがって、圧延終了温度（仕上げ圧延終了温度）は８２０℃以上９２０℃以下とする。圧延終了温度は、好ましくは８２０℃以上８８０℃以下である。

加速冷却の冷却速度：板厚中央で３０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度
仕上げ圧延終了後、直ちに、好ましくは３ｓ以内に冷却を開始し、６００℃以下の冷却停止温度まで、板厚中央で３０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で加速冷却する。平均冷却速度が３０℃／ｓ未満では、冷却中にポリゴナルフェライトが生じる場合があり、ベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織を確保することが困難となり、所望の熱延鋼板強度（ＴＳ≧６００ＭＰａ）が得られない場合がある。また、冷却中にＮｂＣが析出しやすくなるため、熱間圧延後に所定量の固溶Ｎｂ量が得られず、十分な歪時効硬化（ΔＹＳ≧１００ＭＰａ）が得られない場合があり、この場合、所望の強度（降伏強度≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られないことが懸念される。一方、平均冷却速度が１００℃／ｓを超えても上記のポリゴナルフェライト抑制効果やＮｂＣ析出抑制効果は飽和する。したがって、平均冷却速度は３０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下とする。平均冷却速度は好ましくは５０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下である。また、冷却停止温度が６００℃を超えると、その後の冷却中にポリゴナルフェライトが生じてベイナイトとベイニティックフェライト主体の組織が得られなかったり、ＮｂＣが析出し所定量の固溶Ｎｂ量が確保できなかったりする場合があるため、冷却停止温度は６００℃以下とする。なお、冷却速度は冷却開始温度と冷却停止温度を所要時間で除した平均冷却速度を指す。

巻取り温度：４５０℃以上６００℃以下の温度域
加速冷却後、コイル状に巻取って冷却する工程において、巻取り温度が４５０℃未満ではマルテンサイト変態が生じ、このような複合組織では、異相界面が疲労き裂の起点となり、造管後のコイルドチューブでの疲労特性が低下する懸念がある。一方、巻取り温度が６００℃を超えると、ＮｂＣが過剰に生成し、所定量の固溶Ｎｂ量が得られず、十分な歪時効硬化（ΔＹＳ≧１００ＭＰａ）が得られない場合があり、この場合、所望の強度（降伏強度≧６２０ＭＰａ）を有するコイルドチュービングが得られないことが懸念される。また、粗大なＮｂＣが生成して、所望の熱延鋼板強度（ＴＳ≧６００ＭＰａ）が得られない場合がある。したがって、巻取り温度は４５０℃以上６００℃以下とする。巻取り温度は、好ましくは４５０℃以上５５０℃未満であり、より好ましくは４５０℃以上５４０℃以下である。

また、巻取り後のコイルは通常空冷されるが、コイル幅エッジ部の内巻〜外巻の平均温度で１５℃／ｈ以上の冷却速度で冷却することで、ＮｂＣの析出抑制による固溶Ｎｂの確保によって、より安定的に歪時効硬化（ΔＹＳ≧１００ＭＰａ）を得ることが可能となる。

なお、上記により製造された熱延鋼板（コイル）は、酸洗により表面のスケールを除去した後、所定の幅にスリットされ、コイルドチュービングに造管される。ここで、スケール除去を容易にするため、酸洗に先立ち、スキンパス（酸洗前スキンパス）を施すことが許容され、また、酸洗後に不良部カットおよび表面検査のため、スキンパスを施すことが許容される。

以下、本発明の実施例について説明する。
（実施例１）
表１に示す成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブ(鋼素材)とした後、表２に示す条件で加熱工程、圧延工程、加速冷却工程および巻取り工程を順に施し、板厚が４．５ｍｍの熱延鋼板を製造した。

以上により得られた熱延鋼板より、引張方向がＬ方向となるＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を求めた。また、ＪＩＳ５号引張試験のＬ方向に造管歪を模擬した５％の引張ひずみを付与した後、造管歪の除去を目的とした歪取り焼鈍を模擬した６５０℃で６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後、再度引張試験を実施し、予歪負荷熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および予歪負荷熱処理前後における降伏強度の差（ΔＹＳ）を求めた。

また、板厚１／２位置から組織観察用試験片を採取し、上記の方法にて組織の同定および各相の面積率を求めた。また、板厚１／２位置から電解抽出用試験片を採取し、上記した電解抽出法にて固溶Ｎｂ量を測定した。

得られた結果を表３に示す。

表３より、Ｎｏ.２〜１２の熱延鋼板は、成分組成および製造方法が本発明の要件に適合した発明例であり、熱延鋼板の降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上でかつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上で、予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上となっている。

これに対して、比較例のＮｏ.１はＣの含有量が本発明範囲を下回っているため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、所定量のベイナイト＋ベイニティックフェライトの合計面積率が得られないため、所望の熱延鋼板降伏強度および引張強度が得られない。また、全Ｎｂ含有質量に対する固溶Ｎｂ量の割合が低く、熱延鋼板段階での固溶Ｎｂ量が低いため、所望の予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られておらず、結果として、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。比較例Ｎｏ.１３はＮｂの含有量が本発明範囲を上回っており、Ｎｂの固溶温度が高く、鋼スラブ加熱時にＮｂが未固溶のまま残存する。このため、全Ｎｂ含有質量に対する固溶Ｎｂ量の割合が低くなり、その結果、所望の予歪負荷熱処理後の降伏強度や予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られない。比較例Ｎｏ.１４はＣの含有量が本発明範囲を上回っているため、Ｎｂの固溶温度が高くなり、鋼スラブ加熱時にＮｂが未固溶のまま残存しやすい。このため、全Ｎｂ含有質量に対する固溶Ｎｂ量の割合が低くなり、その結果、所望の予歪負荷熱処理後の降伏強度や予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られない。比較例Ｎｏ.１５はＭｎの含有量が、比較例Ｎｏ.１６はＣｒの含有量が、比較例Ｎｏ.１７はＭｏの含有量がそれぞれ本発明範囲を下回るため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、組織中に所定量のベイナイト＋ベイニティックフェライトが得られないため、所望の熱延鋼板降伏強度および引張強度が得られない。その結果、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。比較例Ｎｏ.１８はＴｉの含有量が本発明範囲を下回るため、析出強化量が十分ではなく、所望の熱延鋼板の降伏強度が得られない。その結果、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。比較例Ｎｏ.１９はＮｂの含有量が本発明範囲を下回るため、全Ｎｂ含有質量に対する固溶Ｎｂ量の割合は高いものの、固溶Ｎｂそのものの含有量が低くなり、所望の予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られず、その結果、所望の予歪負荷熱処理後の降伏強度が得られない。

（実施例２）
表１に示す鋼Ｃ、ＦおよびＩの成分組成からなる溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブ(鋼素材)とした後、表４に示す条件で加熱工程、圧延工程、加速冷却工程および巻取り工程を順に施し、板厚が２．５〜８．０ｍｍの熱延鋼板を製造した。

以上により得られた熱延鋼板に対して、実施例１と同様に、引張方向がＬ方向となるＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を実施し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）を求めた。また、ＪＩＳ５号引張試験のＬ方向に造管歪を模擬した５％の引張ひずみを付与した後、造管歪の除去を目的とした歪取り焼鈍を模擬した６５０℃で６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後、再度引張試験を実施し、予歪負荷熱処理後の降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）および予歪負荷熱処理前後における降伏強度の差（ΔＹＳ）を求めた。また、実施例１と同様に、組織の同定および各相の面積率、固溶Ｎｂ量の測定を行なった。

得られた結果を表５に示す。

表５から、本発明の製造条件を満たすＮｏ.２０、２１、２３、２４、２７、２９〜３２、３４、３５の熱延鋼板は、成分組成および製造方法が本発明の要件に適合した発明例であり、熱延鋼板の降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上でかつ、５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理（予歪負荷熱処理）を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上で、予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上となっている。

これに対して、比較例のＮｏ.２２は鋼スラブ加熱温度が本発明範囲を下回っているため、鋼スラブ加熱時にＮｂが未固溶のまま残存するため、全Ｎｂ含有質量に対する固溶Ｎｂ量の割合が低くなり、その結果、所望の予歪負荷熱処理後の降伏強度や予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られない。比較例のＮｏ.２５は加速冷却の冷却速度が本発明範囲を下回り、比較例のＮｏ.２６は冷却停止温度が本発明範囲を上回るため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、組織中に所定量のベイナイト＋ベイニティックフェライトが得られないため、所望の熱延鋼板降伏強度および引張強度が得られない。また、冷却中にＮｂＣが析出し、熱延鋼板段階での固溶Ｎｂ量が低くなりやすいため、所望の予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られておらず、結果として、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。比較例のＮｏ.２８は仕上げ圧延終了温度が本発明範囲を下回るため、組織中に所定量のベイナイト＋ベイニティックフェライトが得られないため、所望の熱延鋼板降伏強度および引張強度が得られない。その結果、所望の予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られているが、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。比較例のＮｏ.３３は巻取り温度が本発明範囲を上回るため、冷却中に生じたポリゴナルフェライトの生成量が多く、組織中に所定量のベイナイト＋ベイニティックフェライトが得られないため、所望の熱延鋼板降伏強度および引張強度が得られない。また、巻取り中にＮｂＣが過剰に生成し、熱延鋼板段階での固溶Ｎｂ量が低くなるため、所望の予歪負荷熱処理前後の降伏強度差（ΔＹＳ）が得られず、結果として、所望の予歪負荷熱処理後（造管歪取り焼鈍後）の降伏強度が得られない。Ｎｏ.３６は巻取り温度が本発明範囲を下回るため、マルテンサイト主体の組織となっており、熱延鋼板強度が非常に高く、均一伸びが低いことが懸念される。このため、造管を模擬した５％予歪時に熱延鋼板の均一伸びの範囲を超える場合があるため、コイルドチュービングへの適用は困難と判断される。

本発明の熱延鋼板をコイルドチュービングに適用することで、降伏強度が９０ｋｓｉ（６２０ＭＰａ）以上のコイルドチュービングが安定的に得られ、坑井内の破断防止に大きく貢献できる。

Claims (3)

1. 質量%で、
   Ｃ：０．１０％以上０．１６％以下、
   Ｓｉ：０．１％以上０．５％以下、
   Ｍｎ：０．８％以上１．８％以下、
   Ｐ：０．００１％以上０．０２０％以下、
   Ｓ：０．００５０％以下、
   Ａｌ：０．０１％以上０．０８％以下、
   Ｃｕ：０．１％以上０．５％以下、
   Ｎｉ：０．１％以上０．５％以下、
   Ｃｒ：０．５％以上０．８％以下、
   Ｍｏ：０．１０％以上０．５％以下、
   Ｎｂ：０．０１％以上０．０５％以下、
   Ｔｉ：０．０１％以上０．０３％以下、
   Ｎ：０．００１％以上０．００６％以下
   を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
   板厚の１／２位置において、ベイナイトとベイニティックフェライトの面積率が合計で８０％以上で、かつ、固溶Ｎｂ量が全Ｎｂ含有質量の２０％以上である組織を有し、
   降伏強度が４８０ＭＰａ以上、引張強度が６００ＭＰａ以上で、かつ、
   ５％予歪負荷後に６５０℃で６０秒の熱処理を施す予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度と前記予歪負荷熱処理を施す前の降伏強度の差（ΔＹＳ）が１００ＭＰａ以上であり、前記予歪負荷熱処理を施した後の降伏強度が６２０ＭＰａ以上であることを特徴とするコイルドチュービング用熱延鋼板。
2. 前記成分組成に加えてさらに、質量％で、
   Ｂ：０．０００５％以上０．００５０％以下、
   Ｖ：０．０１％以上０．１０％以下、
   Ｃａ：０．０００５％以上０．０１００％以下、
   ＲＥＭ：０．０００５％以上０．０２００％以下、
   Ｚｒ：０．０００５％以上０．０３００％以下、
   Ｍｇ：０．０００５％以上０．０１００％以下
   から選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のコイルドチュービング用熱延鋼板。
3. 請求項１または２に記載のコイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法であって、
   前記成分組成からなる鋼スラブを１１００℃以上１２５０℃以下に加熱した後、粗圧延を行い、その後、圧延終了温度が８２０℃以上９２０℃以下の範囲で仕上げ圧延を行い、板厚中央で３０℃／ｓ以上１００℃／ｓ以下の平均冷却速度で６００℃以下まで冷却したのち、４５０℃以上６００℃以下の温度域で巻き取ることを特徴とするコイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法。