CN111655892B - 连续管用热轧钢板和其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种连续管用热轧钢板和其制造方法，所述连续管用热轧钢板的屈服强度为480MPa以上，拉伸强度为600MPa以上，并且模拟了当前的制管工序和矫直退火热处理的预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上。将由规定的成分组成构成的钢坯加热至1100℃以上且1250℃以下后，进行粗轧，然后，在轧制结束温度为820℃以上且920℃以下的范围进行精轧，在板厚中央以30℃/s以上且100℃/s以下的平均冷却速度冷却至600℃以下后，在450℃以上且600℃以下的温度区域卷取，由此制造上述连续管用热轧钢板。

Description

连续管用热轧钢板和其制造方法
技术领域
本发明涉及连续管(coiled tubing)用热轧钢板和其制造方法，详细而言，涉及屈服强度为480MPa以上、拉伸强度为600MPa以上且实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上的连续管用热轧钢板和其制造方法，所述预应变负荷热处理为在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。
背景技术
连续管是将外径20～100mm左右的小直径长条的电阻焊焊接钢管卷取于卷轴的管，被广泛用于除去堆积在油井内的沙子、测定油井内的温度、湿度、深度等各种井内作业。近年来，也开始应用于页岩气、石油钻探。
连续管是将作为板坯的热轧钢板根据制管后的直径在长度方向进行切割，以规定的长度焊接接合后，辊成型为管形状后，进行电阻焊接，然后，为了提高焊接部的品质、防止硫化物应力腐蚀开裂，实施矫直退火后卷取于卷轴而得的。从防止井内的断裂的观点考虑，要求连续管在制管后的长度方向为高强度，例如，要求屈服强度为90ksi(620MPa)以上的连续管。
针对这样的要求，在专利文献1中公开了连续管用钢带和其制造方法，所述连续管用钢带是将以质量％计含有C：0.10％以上且0.16％以下、Si：0.1％以上且0.5％以下、Mn：0.5％以上且1.5％以下、P：0.02％以下、S：0.005％以下、Sol.Al：0.01％以上且0.07％以下、Cr：0.4％以上且0.8％以下、Cu：0.1％以上且0.5％以下、Ni：0.1％以上且0.3％以下、Mo：0.1％以上且0.2％以下、Nb：0.01％以上且0.04％以下、Ti：0.005％以上且0.03％以下、N：0.005％以下的钢在结束温度为820℃以上且920℃以下的温度范围进行热精轧，从热精轧至卷取为止的时间为20秒以内，且卷取是在550℃以上且620℃以下的温度范围进行卷取而成的。
在专利文献2中公开了连续管和其制造方法，所述连续管以重量％计含有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，其钢组织以回火马氏体为主体，屈服强度为80ksi(551MPa)～140ksi(965MPa)且低循环疲劳特性优异。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5494895号公报
专利文献2：日本特开2014－208888号公报
发明内容
专利文献1中记载的技术涉及减少热轧钢板的长度方向和宽度方向的材质不均的、材质均匀性优异的连续管用钢带。然而，没有关于制管后的屈服强度的记载，有可能得不到实际上为了用作连续管所需的强度。
另外，专利文献2中记载的技术中为了得到以回火马氏体为主体的组织，在将热轧钢板制管后需要整管淬火处理和再加热回火处理，因此，需要新型设备的导入，有可能招致制造成本的增加。
因此，本发明是鉴于上述情况而完成的，其目的在于提供连续管用热轧钢板和其制造方法，所述连续管用热轧钢板的屈服强度为480MPa以上、拉伸强度为600MPa以上且实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上，所述预应变负荷热处理是模拟了当前的制管工序和矫直退火热处理的、5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。
本发明人等对用于在制管和矫直退火后得到期望的屈服强度的方法进行了深入研究，结果发现在形成适当调整了C、Mn、Cr、Nb、Ti等化学成分的组成的基础上，控制钢坯的加热温度、精轧结束温度，并且直至600℃以下的冷却停止温度为止以30℃/s以上进行加速冷却，然后，在450℃以上且600℃以下的温度区域卷取，由此可得到以贝氏体和贝氏体铁素体为主体且固溶Nb量为总Nb含有质量的20％以上的组织，可得到屈服强度为480MPa以上、拉伸强度为600MPa以上且实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上的连续管用热轧钢板，所述预应变负荷热处理为在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。即，发现如果使用上述的热轧钢板，则通过基于制管和矫直退火的应变时效硬化，可得到具有期望的屈服强度(≥620MPa)的连续管。
本发明的主旨如下。
[1]一种连续管用热轧钢板，具有如下的成分组成和组织：所述成分组成以质量％计含有C：0.10％以上且0.16％以下、Si：0.1％以上且0.5％以下、Mn：0.8％以上且1.8％以下、P：0.001％以上且0.020％以下、S：0.0050％以下、Al：0.01％以上且0.08％以下、Cu：0.1％以上且0.5％以下、Ni：0.1％以上且0.5％以下、Cr：0.5％以上且0.8％以下、Mo：0.10％以上且0.5％以下、Nb：0.01％以上且0.05％以下、Ti：0.01％以上0.03％以下、N：0.001％以上且0.006％以下，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，所述组织在板厚的1/2位置，贝氏体和贝氏体铁素体的面积率合计为80％以上且固溶Nb量为总Nb含有质量的20％以上；所述连续管用热轧钢板的屈服强度为480MPa以上，拉伸强度为600MPa以上，且实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差即ΔYS为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上，所述预应变负荷热处理在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。
[2]根据上述[1]所述的连续管用热轧钢板，其中，除所述成分组成以外，进一步以质量％计含有选自B：0.0005％以上且0.0050％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的1种或2种以上。
[3]一种连续管用热轧钢板的制造方法，是制造上述[1]或[2]所述的连续管用热轧钢板的制造方法，将由所述成分组成构成的钢坯加热至1100℃以上且1250℃以下后，进行粗轧，然后，在轧制结束温度为820℃以上且920℃以下的范围进行精轧，在板厚中央以30℃/s以上且100℃/s以下的平均冷却速度冷却至600℃以下后，在450℃以上且600℃以下的温度区域卷取。
根据本发明，通过适当地控制轧制条件和轧制后的冷却条件，能够制成钢的组织以贝氏体和贝氏体铁素体为主体且含有规定量以上的固溶Nb的组织，其结果，可得到屈服强度为480MPa以上、拉伸强度为600MPa以上的热轧钢板，进而，通过基于制管和矫直退火的应变时效硬化，可得到具有期望的屈服强度(≥620MPa)的连续管，在产业上极其有益。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
首先，对本发明的成分组成的限定理由进行说明。应予说明，关于成分的“％”表示是指质量％。
C：0.10％以上且0.16％以下
C在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于基于相变强化的高强度化。然而，C的含量小于0.10％时，在冷却中容易产生多边形铁素体相变、珠光体相变，因此，存在得不到规定量的贝氏体和贝氏体铁素体，得不到期望的热轧钢板强度(TS≥600MPa)的情况。另一方面，如果C的含量超过0.16％，则在钢坯的加热阶段NbC不易固溶，难以含有规定量以上的固溶Nb，因此，存在基于制管和矫直退火的应变时效硬化变得不充分，得不到期望的屈服强度(≥620MPa)的连续管的情况。因此，C的含量为0.10％以上且0.16％以下。C的含量优选为0.11％以上。另外，C的含量优选为0.13％以下。
Si：0.1％以上且0.5％以下
Si是脱氧所需要的元素，具有进一步通过固溶强化来提高热轧钢板的强度的效果。为了得到这样的效果，需要添加0.1％以上的Si。另一方面，如果Si的含量超过0.5％，则使焊接部品质降低。另外，红色氧化皮的生成变得顕著，钢板外观性状降低。因此，Si的含量为0.1％以上且0.5％以下。Si的含量优选为0.1％以上且0.3％以下。
Mn：0.8％以上且1.8％以下
Mn与C同样地在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于基于相变强化的高强度化。然而，Mn的含量小于0.8％时，在冷却中容易产生多边形铁素体相变、珠光体相变，因此，存在得不到规定量的贝氏体铁素体，得不到期望的热轧钢板强度(TS≥600MPa)的情况。另一方面，如果Mn的含量超过1.8％，则不仅高强度化的效果达到饱和，而且焊接性变差。另外，存在铸造时不可避免地形成的偏析部富集，使连续管的疲劳特性降低的情况。因此，Mn的含量为0.8％以上且1.8％以下。Mn的含量优选为0.8％以上且1.6％以下，更优选为0.8％以上且1.2％以下。
P：0.001％以上0.020％以下
P是通过固溶强化而对热轧钢板的高强度化有效的元素。然而，P的含量小于0.001％时，存在不仅显现不出其效果，而且在制钢工序中导致脱磷成本上升的情况，因此，P的含量为0.001％以上。另一方面，如果P的含量超过0.020％，则存在焊接性显著劣化，并且在晶界偏析而导致材质的不均质，使连续管的低循环疲劳特性降低的顾虑。因此，P的含量为0.001％以上且0.020％以下。P的含量优选为0.001％以上且0.010％以下。
S：0.0050％以下
S除成为引起热脆性的原因以外，还存在以硫化物系夹杂物的形式存在于钢中而使延展性、韧性降低的情况。另外，存在成为产生疲劳裂纹的起点而使连续管的疲劳特性降低的顾虑。因此，S优选尽可能减少，在本发明中，S的含量的上限为0.0050％。S的含量优选为0.0015％以下。S的含量的下限没有特别限定，但极低S化的制钢成本上升，因此，S的含量优选为0.0001％以上。
Al：0.01％以上0.08％以下
Al是作为脱氧剂而含有的元素。另外，Al具有固溶强化能力，因此，有效地作用于热轧钢板的高强度化。然而，Al的含量小于0.01％时，存在得不到上述效果的情况。另一方面，如果Al的含量超过0.08％，则存在导致原料成本上升并且导致韧性降低的情况。因此，Al的含量为0.01％以上且0.08％以下。Al的含量优选为0.01％以上且0.05％以下。
Cu：0.1％以上且0.5％以下
Cu是为了赋予耐腐蚀性而添加的元素。另外，是淬火性元素，在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于基于相变强化的高强度化。为了得到这些效果，需要添加0.1％以上的Cu。另一方面，如果Cu的含量超过0.5％，则不仅高强度化的效果达到饱和，而且焊接性变差。因此，Cu的含量为0.1％以上且0.5％以下。Cu的含量优选为0.2％以上。另外，Cu的含量优选为0.4％以下。
Ni：0.1％以上且0.5％以下
Ni也与Cu同样地是为了赋予耐腐蚀性而添加的元素。另外，是淬火性元素，在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于基于相变强化的高强度化。为了得到这些效果，需要添加0.1％以上的Ni。另一方面，Ni非常昂贵，并且如果Ni的含量超过0.5％，则这些效果达到饱和。因此，Ni的含量为0.1％以上且0.5％以下。Ni的含量优选为0.1％以上且0.3％以下。
Cr：0.5％以上0.8％以下
Cr与Cu、Ni同样地是为了赋予耐腐蚀性而添加的元素。另外，是淬火性元素，在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于基于相变强化的高强度化。进而，Cr由于提高抗回火软化性，因此，抑制制管后的矫直退火时的软化，有效地作用于连续管的高强度化。为了得到这些效果，需要添加0.5％以上的Cr。另一方面，如果Cr的含量超过0.8％，则不仅高强度化的效果达到饱和，而且焊接性变差。因此，Cr的含量为0.5％以上且0.8％以下。Cr的含量优选为0.5％以上且0.7％以下。
Mo：0.10％以上且0.5％以下
Mo是淬火性元素，在加速冷却后形成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，有效地作用于以相变强化的高强度化。另外，Mo由于提高抗回火软化性，因此，抑制制管后的矫直退火时的软化，有效地作用于连续管的高强度化。为了得到这些效果，需要添加0.10％以上的Mo。另一方面，如果Mo的含量超过0.5％，则不仅高强度化的效果达到饱和，而且焊接性变差。因此，Mo的含量为0.10％以上且0.5％以下。Mo的含量优选为0.50％以下，更优选为0.3％以下，进一步优选为0.30％以下。
Nb：0.01％以上且0.05％以下
Nb在热轧钢板的阶段以固溶Nb的形式残留规定量，由此，通过其后的制管和矫直退火中的应变时效硬化而有助于连续管的高强度化。另外，Nb通过以碳氮化物的形式微细析出，由此在不损害焊接性的情况下将热轧钢板高强度化。为了得到这些效果，添加0.01％以上的Nb。另一方面，如果Nb的含量超过0.05％，则在钢坯的加热阶段，NbC难以固溶，难以含有规定量以上的固溶Nb，因此，存在基于制管和矫直退火的应变时效硬化变得不充分，得不到具有期望的屈服强度(≥620MPa)的连续管的情况。因此，Nb的含量为0.01％以上且0.05％以下。Nb的含量优选为0.01％以上且0.03％以下。
Ti：0.01％以上且0.03％以下
Ti是对基于析出强化的热轧钢板的高强度化有效的元素。为了得到该效果，需要添加0.01％以上的Ti。另一方面，如果Ti的含量超过0.03％，则存在TiN粗大化，成为产生疲劳裂纹的起点而使连续管的疲劳特性降低的情况。因此，Ti的含量为0.01％以上且0.03％以下。
N：0.001％以上0.006％以下
N以杂质的形式存在，特别是使焊接部的韧性降低，因此，优选尽可能减少，但如果为0.006％以下，则可以允许。另一方面，过度减少N的含量会导致精炼成本高涨。因此，N的含量为0.001％以上且0.006％以下。N的含量优选为0.001％以上且0.004％以下。
上述成分以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。
另外，在本发明中，除上述成分以外，还可以进一步分别以下述含量的范围添加选自B、V、Ca、REM、Zr、Mg中的1种或2种以上的元素。
选自B：0.0005％以上且0.0050％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的1种或2种以上
B：0.0005％以上且0.0050％以下
B在奥氏体晶界偏析，抑制铁素体相变，由此有助于防止强度降低。为了得到该效果，需要添加0.0005％以上。另一方面，如果B的含量超过0.0050％，则其效果达到饱和，因此，在添加B的情况下，使B的含量为0.0005％以上且0.0050％以下。
V：0.01％以上且0.10％以下
V与Nb同样地是具有通过以碳氮化物的形式微细析出，由此在不损害焊接性的情况下将热轧钢板高强度化的作用的元素，为了得到该效果，需要添加0.01％以上。另一方面，如果V的含量超过0.10％，则存在不仅高强度化的效果达到饱和，而且使焊接性降低的情况。因此，在添加V的情况下，使V的含量为0.01％以上且0.10％以下。
Ca、REM、Zr、Mg具有将钢中的S固定而提高延展性、韧性的作用，分别添加0.0005％以上时发挥效果。另一方面，如果使Ca、REM、Zr、Mg分别超过0.0100％、0.0200％、0.0300％、0.0100％而添加，则存在钢中的夹杂物增加而使延展性、韧性劣化的情况。因此，在添加这些元素的情况下，使Ca、REM、Zr、Mg的含量分别为Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、REM：0.0005％以上且0.0200％以下、Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、Mg：0.0005％以上且0.0100％以下。
接着，对本发明的连续管用热轧钢板所具有的组织进行说明。
为了稳定得到屈服强度为480MPa以上、拉伸强度为600MPa以上且实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施上述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上的特性，本发明的连续管用热轧钢板的组织制成以贝氏体和贝氏体铁素体为主体且固溶Nb量为总Nb含有质量的20％以上的组织，所述预应变负荷热处理在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。在此，贝氏体铁素体是具有位错密度高的下部组织的相，包含针状铁素体、针状的铁素体。另外，本发明中的以贝氏体和贝氏体铁素体为主体是指组织中的两相的面积率合计为80％以上的情况。作为除上述贝氏体和贝氏体铁素体以外的剩余部分组织，可以包含多边形铁素体、珠光体、马氏体等的相，这些剩余部分组织如果在组织中以合计面积率计为20％以下，则能够表现出本发明的效果。
板厚1/2位置的贝氏体和贝氏体铁素体的合计面积率：80％以上
贝氏体、贝氏体铁素体相为硬质相，对通过相变组织强化而使钢板的强度增加有效，通过使这些相的面积率合计为80％以上，可得到期望的热轧钢板强度(TS≥600MPa)。另一方面，这些相的面积率合计小于80％时，铁素体、珠光体、马氏体等剩余部分组织的合计面积率超过20％，在这样的复合组织中，异相界面成为疲劳裂纹的起点，有可能制管后的盘管的疲劳特性降低。因此，板厚1/2位置(板厚t的(1/2)t部)的贝氏体和贝氏体铁素体的合计面积率为80％以上。
板厚1/2位置的固溶Nb量比例：总Nb含有质量的20％以上
在本发明中，通过使固溶Nb在热轧钢板中残留规定量，从而通过其后的制管和矫直退火中的应变时效硬化，可得到具有期望的强度(屈服强度≥620MPa)的连续管。然而，热轧钢板中的板厚1/2位置的固溶Nb量小于总Nb含有质量的20％时，存在得不到充分的应变时效硬化(ΔYS≥100MPa)，得不到具有期望的强度(屈服强度≥620MPa)的连续管的情况。因此，热轧钢板中的板厚1/2位置的固溶Nb量为总Nb含有质量的20％以上。优选热轧钢板中的板厚1/2位置的固溶Nb量为总Nb含有质量的30％以上。
在此，上述组织的各相的面积率如下求出，即，从板厚1/2位置对L截面(与轧制方向平行的垂直截面)进行镜面研磨后，用硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，使用扫描型电子显微镜(SEM)以倍率2000倍随机进行5个视野观察，利用拍摄的组织照片来鉴定组织，通过图像解析而求出各相的面积率。
另外，固溶Nb量如下定量，即，从板厚1/2位置采取电解提取用试验片，将采取的试验片在电解液(10体积％乙酰丙酮－1质量％四甲基氯化铵－甲醇)中进行恒定电流电解(约20mA/cm 2)，利用ICP质量分析装置对溶解于得到的电解液的固溶元素进行测定，并定量(详细内容参照下述参考文献)。
(参考文献)钢中固溶微合金的定量，铁和钢，vol.99(2013)，No.5
本发明的连续管用热轧钢板具有以下的特性。
(1)连续管用热轧钢板的屈服强度：480MPa以上、拉伸强度：600MPa以上
连续管是将作为板坯的热轧钢板切割后，辊成型为管形状后，进行电阻焊接，然后，实施矫直退火后卷取于卷轴而得到的。
在制管和矫直退火后，为了得到期望的屈服强度，作为板坯的热轧钢板的特性也很重要，根据本发明，能够使热轧钢板的屈服强度为480MPa以上、使拉伸强度为600MPa以上，因此，能应对高强度化的需求。
(2)在5％预应变负荷后实施650℃×60秒的热处理(预应变负荷热处理)后的屈服强度与实施预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上
为了应对连续管的高强度化，模拟了当前的制管工序和矫直退火热处理的、在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理(预应变负荷热处理)后的屈服强度与实施预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)越大越有利。如果使用本发明的热轧钢板，能够使ΔYS为100MPa以上、优选为120MPa以上、更优选为140MPa以上，因此，能够应对连续管的高强度化的需求。
(3)实施预应变负荷热处理后的屈服强度：620MPa以上
从防止井内的断裂的观点考虑，对连续管要求在制管后的长度方向为高强度。如果使用本发明的热轧钢板，能够使制管和矫直退火后的屈服强度为90ksi(620MPa)以上，因此，能够应对连续管的高强度化的需求。
接着，对本发明的连续管用热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的连续管用热轧钢板通过如下工序来制造：将上述的成分组成的钢板坯加热至规定的加热温度的工序(加热工序)，实施粗轧和由规定的轧制结束温度的范围构成的热轧而制成热轧板的工序(轧制工序)，将该热轧板以规定的冷却速度进行加速冷却的工序(加速冷却工序)，以规定的卷取温度卷取的工序(卷取工序)。
应予说明，在本发明中，只要没有特别说明，则钢坯加热温度、精轧结束温度、加速冷却停止温度、卷取温度等温度设为钢坯、热轧板等的表面温度，可以利用放射温度计等进行测定。另外，板厚中央的温度设为由钢坯、热轧板等的表面温度并通过考虑了板厚、导热率等参数的计算而求出的板厚中央的温度。另外，平均冷却速度只要没有特别说明，则设为(冷却开始温度－冷却停止温度)/从冷却开始温度至冷却停止温度为止的冷却时间。
(钢板坯制造)
本发明的钢坯可以将由上述的成分组成构成的钢水利用转炉、电炉、真空熔炼炉等公知的方法进行熔炼，并通过连续铸造法或铸锭－开坯法来制造，为了防止成分的宏观偏析，优选通过连续铸造法来制造。另外，在制造钢坯后，除暂时冷却至室温，然后再次进行加热的现有方法以外，在不冷却的情况下以温片的状态装入加热炉进行热轧的直送轧制或者略微进行保热后立即进行热轧的直送轧制·直接轧制、在高温状态下装入加热炉而省略再加热的一部分的方法(温片装入)等节能工艺均能够没有问题地应用。
钢坯加热温度：1100℃以上且1250℃以下
加热温度小于1100℃时，变形阻力高，轧制负荷增大，轧制效率降低。另外，加热温度小于1100℃时，存在粗大的NbC、Nb(CN)的再固溶变难，在热轧后得不到规定量的固溶Nb量，得不到充分的应变时效硬化(ΔYS≥100MPa)的情况，此时，有可能得不到具有期望的强度(屈服强度≥620MPa)的连续管。另一方面，如果加热温度成为超过1250℃的高温，则存在由于初期的奥氏体粒径粗大化而热轧板的韧性降低的情况。因此，钢坯加热温度为1100℃以上且1250℃以下。钢坯加热温度优选为1150℃以上且1250℃以下。
(热轧)
对通过上述操作而得到的钢坯实施包含粗轧和精轧的热轧。首先，钢坯通过粗轧而制成板坯。应予说明，粗轧的条件不需要特别规定，只要依照常规方法进行即可。另外，从防止因表面温度的降低所致的热轧时的故障的观点考虑，利用加热板坯的板坯加热器是有效的方法。
轧制结束温度：820℃以上且920℃以下
轧制结束温度(精轧结束温度)小于820℃时，存在尤其是在钢板的边缘部容易成为Ar3点以下，生成软质的铁素体而得不到期望的强度的情况。另外，如果在铁素体生成后进行轧制，则存在由于产生残留应力而在切割后形状变差的顾虑。另一方面，如果轧制结束温度超过920℃，则存在氧化物(氧化皮)的生成量增大，铁基与氧化物的界面容易粗糙，表面品质劣化的情况。因此，轧制结束温度(精轧结束温度)为820℃以上且920℃以下。轧制结束温度优选为820℃以上且880℃以下。
加速冷却的冷却速度：在板厚中央为30℃/s以上且100℃/s以下的平均冷却速度
在精轧结束后，立即优选在3s以内开始冷却，在板厚中央以30℃/s以上且100℃/s以下的平均冷却速度进行加速冷却至600℃以下的冷却停止温度。如果平均冷却速度小于30℃/s，则有在冷却中产生多边形铁素体的情况，难以确保以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，存在得不到期望的热轧钢板强度(TS≥600MPa)的情况。另外，有在冷却中NbC容易析出，因此，在热轧后得不到规定量的固溶Nb量，得不到充分的应变时效硬化(ΔYS≥100MPa)的情况，此时，有可能得不到具有期望的强度(屈服强度≥620MPa)的连续管。另一方面，即使平均冷却速度超过100℃/s，上述的多边形铁素体抑制效果和NbC析出抑制效果也达到饱和。因此，平均冷却速度为30℃/s以上且100℃/s以下。平均冷却速度优选为50℃/s以上且100℃/s以下。另外，如果冷却停止温度超过600℃，则存在在其后的冷却中产生多边形铁素体而得不到以贝氏体和贝氏体铁素体为主体的组织，或者NbC析出而无法确保规定量的固溶Nb量的情况，因此，冷却停止温度为600℃以下。应予说明，冷却速度是指将冷却开始温度和冷却停止温度除以所需时间而得的平均冷却速度。
卷取温度：450℃以上且600℃以下的温度区域
加速冷却后，卷取成卷状并冷却的工序中，如果卷取温度小于450℃，则存在产生马氏体相变，在这样的复合组织中，异相界面成为疲劳裂纹的起点，制管后的盘管的疲劳特性有可能降低。另一方面，如果卷取温度超过600℃，则存在过量地生成NbC，得不到规定量的固溶Nb量，得不到充分的应变时效硬化(ΔYS≥100MPa)的情况，此时，有可能得不到具有期望的强度(屈服强度≥620MPa)的连续管。另外，存在生成粗大的NbC而得不到期望的热轧钢板强度(TS≥600MPa)的情况。因此，卷取温度为450℃以上且600℃以下。卷取温度优选为450℃以上且小于550℃，更优选为450℃以上且540℃以下。
另外，卷取后的卷通常进行空气冷却，但通过在卷宽边缘部的内卷～外卷的平均温度以15℃/h以上的冷却速度进行冷却，从而通过抑制NbC的析出来确保固溶Nb，由此能够更稳定地得到应变时效硬化(ΔYS≥100MPa)。
应予说明，通过上述操作而制造的热轧钢板(卷)通过酸洗而除去表面的氧化皮后，切割成规定的宽度，制管成连续管。在此，为了容易地除去氧化皮，允许在酸洗前实施表皮冷轧(酸洗前表皮冷轧)，另外，为了在酸洗后进行不良部切除和表面检查，允许实施表皮冷轧。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
(实施例1)
将由表1所示的成分组成构成的钢水利用转炉熔炼，通过连续铸造法制成钢坯(钢板坯)后，在表2所示的条件下依次实施加热工序、轧制工序、加速冷却工序和卷取工序，制造板厚为4.5mm的热轧钢板。
Figure BDA0002607715720000131
Figure BDA0002607715720000141
从通过以上操作而得到的热轧钢板采取拉伸方向为L方向的JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、降伏比(YR)。另外，对JIS5号拉伸试验的L方向赋予模拟了制管应变的5％的拉伸应变，实施以除去制管应变为目的的模拟了矫直退火的650℃且60秒的热处理(预应变负荷热处理)，然后，再次实施拉伸试验，求出预应变负荷热处理后的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和预应变负荷热处理前后的屈服强度的差(ΔYS)。
另外，从板厚1/2位置采取组织观察用试验片，通过上述的方法进行组织的鉴定以及求出各相的面积率。另外，从板厚1/2位置采取电解抽出用试验片，通过上述的电解提取法来测定固溶Nb量。
将得到的结果示于表3。
Figure BDA0002607715720000161
根据表3，No.2～12的热轧钢板是成分组成和制造方法适于本发明的要件的发明例，热轧钢板的屈服强度为480MPa以上，拉伸强度为600MPa以上且在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理(预应变负荷热处理)后的屈服强度与实施上述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上。
与此相对，比较例的No.1由于C的含量低于本发明范围，因此，在冷却中产生的多边形铁素体的生成量多，得不到规定量的贝氏体+贝氏体铁素体的合计面积率，因此，得不到期望的热轧钢板屈服强度和拉伸强度。另外，由于固溶Nb量相对于总Nb含有质量的比例低，热轧钢板阶段中的固溶Nb量低，因此，得不到期望的预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)，作为结果，得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。比较例No.13的Nb的含量超过本发明范围，Nb的固溶温度高，在钢坯加热时，Nb以未固溶的状态残留。因此，固溶Nb量相对于总Nb含有质量的比例变低，其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后的屈服强度、预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)。比较例No.14由于C的含量超过本发明范围，因此，Nb的固溶温度变高，在钢坯加热时，Nb容易以未固溶的状态残留。因此，固溶Nb量相对于总Nb含有质量的比例变低，其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后的屈服强度、预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)。比较例No.15由于Mn的含量低于本发明范围，比较例No.16由于Cr的含量低于本发明范围，比较例No.17由于Mo的含量低于本发明范围，因此，在冷却中产生的多边形铁素体的生成量多，在组织中得不到规定量的贝氏体+贝氏体铁素体，因此，得不到期望的热轧钢板屈服强度和拉伸强度。其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。比较例No.18由于Ti的含量低于本发明范围，因此，析出强化量不充分，得不到期望的热轧钢板的屈服强度。其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。比较例No.19由于Nb的含量低于本发明范围，因此，虽然固溶Nb量相对于总Nb含有质量的比例高，但固溶Nb本身的含量变低，得不到期望的预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)，其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后的屈服强度。
(实施例2)
将由表1所示的钢C、F和I的成分组成构成的钢水利用转炉进行熔炼，通过连续铸造法制成钢坯(钢板坯)后，在表4所示的条件下依次实施加热工序、轧制工序加速冷却工序和卷取工序，制造板厚为2.5～8.0mm的热轧钢板。
Figure BDA0002607715720000181
针对通过以上操作而得到的热轧钢板，与实施例1同样地采取拉伸方向为L方向的JIS5号拉伸试验片，实施拉伸试验，求出屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、降伏比(YR)。另外，对JIS5号拉伸试验的L方向赋予模拟了制管应变的5％的拉伸应变后，实施以除去制管应变为目的的模拟了矫直退火的650℃且60秒的热处理(预应变负荷热处理)，然后，再次后实施拉伸试验，求出预应变负荷热处理后的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)和预应变负荷热处理前后的屈服强度的差(ΔYS)。另外，与实施例1同样地进行组织的鉴定以及各相的面积率、固溶Nb量的测定。
将得到的结果示于表5。
Figure BDA0002607715720000201
根据表5，满足本发明的制造条件的No.20、21、23、24、27、29～32、34、35的热轧钢板是成分组成和制造方法是适于本发明的要件的发明例，热轧钢板的屈服强度为480MPa以上，拉伸强度为600MPa以上且在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理(预应变负荷热处理)后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差(ΔYS)为100MPa以上，实施预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上。
与此相对，比较例的No.22由于钢坯加热温度低于本发明范围，因此，在钢坯加热时，Nb以未固溶的状态残留，因此，固溶Nb量相对于总Nb含有质量的比例变低，其结果，得不到期望的预应变负荷热处理后的屈服强度、预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)。比较例的No.25由于加速冷却的冷却速度低于本发明范围，比较例的No.26由于冷却停止温度超过本发明范围，因此，在冷却中产生的多边形铁素体的生成量多，在组织中得不到规定量的贝氏体+贝氏体铁素体，因此，得不到期望的热轧钢板屈服强度和拉伸强度。另外，在冷却中，NbC析出，热轧钢板阶段中的固溶Nb量容易变低，因此，得不到期望的预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)，作为结果，得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。比较例的No.28由于精轧结束温度低于本发明范围，因此，在组织中得不到规定量的贝氏体+贝氏体铁素体，因此，得不到期望的热轧钢板屈服强度和拉伸强度。其结果，虽然可得到期望的预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)，但得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。比较例的No.33由于卷取温度超过本发明范围，因此，在冷却中产生的多边形铁素体的生成量多，在组织中得不到规定量的贝氏体+贝氏体铁素体，因此，得不到期望的热轧钢板屈服强度和拉伸强度。另外，在卷取中过量地生成NbC，热轧钢板阶段中的固溶Nb量变低，因此，得不到期望的预应变负荷热处理前后的屈服强度差(ΔYS)，作为结果，得不到期望的预应变负荷热处理后(制管矫直退火后)的屈服强度。No.36由于卷取温度低于本发明范围，因此，成为以马氏体为主体的组织，热轧钢板强度非常高，担心均匀伸长率低。因此，有在模拟了制管的5％预应变时超过热轧钢板的均匀伸长率的范围的情况，因此，判断难以应用于连续管。
产业上的可利用性
通过将本发明的热轧钢板应用于连续管，可稳定地得到屈服强度为90ksi(620MPa)以上的连续管，能够大幅有助于防止井内的断裂。

Claims (3)

1.一种连续管用热轧钢板，具有如下的成分组成和组织：
所述成分组成为以质量％计含有
C：0.10％以上且0.16％以下、
Si：0.1％以上且0.5％以下、
Mn：0.8％以上且1.8％以下、
P：0.001％以上且0.020％以下、
S：0.0050％以下、
Al：0.01％以上且0.08％以下、
Cu：0.1％以上且0.5％以下、
Ni：0.1％以上且0.5％以下、
Cr：0.5％以上且0.8％以下、
Mo：0.10％以上且0.5％以下、
Nb：0.01％以上且0.05％以下、
Ti：0.01％以上0.03％以下、
N：0.001％以上且0.006％以下，
剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成，
所述组织为在板厚的1/2位置，贝氏体和贝氏体铁素体的面积率合计为80％以上且固溶Nb量为总Nb含有质量的20％以上；
并且，所述连续管用热轧钢板的屈服强度为480MPa～673MPa，拉伸强度为600MPa～750MPa，
并且，实施预应变负荷热处理后的屈服强度与实施所述预应变负荷热处理前的屈服强度的差即ΔYS为100MPa以上，实施所述预应变负荷热处理后的屈服强度为620MPa以上，所述预应变负荷热处理为在5％预应变负荷后以650℃实施60秒的热处理。
2.根据权利要求1所述的连续管用热轧钢板，其中，除所述成分组成以外，进一步以质量％计含有选自
B：0.0005％以上且0.0050％以下、
V：0.01％以上且0.10％以下、
Ca：0.0005％以上且0.0100％以下、
REM：0.0005％以上且0.0200％以下、
Zr：0.0005％以上且0.0300％以下、
Mg：0.0005％以上且0.0100％以下中的1种或2种以上。
3.一种连续管用热轧钢板的制造方法，是制造权利要求1或2所述的连续管用热轧钢板的制造方法，
将由所述成分组成构成的钢坯加热至1100℃以上且1250℃以下后，进行粗轧，然后，在轧制结束温度为820℃以上且920℃以下的范围进行精轧，在板厚中央以30℃/s以上且100℃/s以下的平均冷却速度冷却至600℃以下后，在450℃以上且600℃以下的温度区域卷取。
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