WO2013108861A1 - コイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法 - Google Patents

コイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法 Download PDF

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    • F16L9/02—Rigid pipes of metal

Definitions

  • [C content] C is an element that increases the strength of steel.
  • C is required to be contained in an amount of 0.10% or more in order to ensure a desired high strength.
  • the C content exceeds 0.16%, NbC is difficult to be dissolved by hot rolling, and NbC precipitates from finishing to winding with the undissolved NbC as a nucleus. As a result, the precipitation of fine NbC is hindered, and the variation in material increases as the strength decreases. For this reason, content of C shall be in the range of 0.10% or more and 0.16% or less.
  • Mo, Si, Sol. Al content Mo, Si, and Al are ferrite forming elements and are added to adjust the two-phase texture at the end. Mo is also a carbide-forming element, and is effective in reducing material variations through the two-phase structure ratio. In order to obtain this effect, Mo needs to be 0.1% or more. However, when the Mo content exceeds 0.2%, a bainite structure is likely to precipitate, and the two-phase structure ratio is not constant, so that material variation tends to increase. For this reason, content of Mo shall be in the range of 0.1% or more and 0.2% or less. A preferable range of the Mo content is in the range of 0.10% to 0.15%.

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Abstract

　コイルドチュービング用鋼帯は、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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。

Description

コイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法
　本発明は、ＡＰＩ規格製品ＡＰＩ　５ＳＴに好適な高強度電縫鋼管、特にコイルドチュービングに用いられる材質均一性に優れたコイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法に関する。
　高強度電縫鋼管は、油井管用、自動車用、配管用等、幅広い分野で使用されており、その製造技術として例えば特許文献１に記載されたものが知られている。電縫鋼管とは、常温の鋼帯を連続的に引き出しながら円形に成形し、シーム部を電気抵抗溶接によって溶接接合することによりパイプ状に成形した鋼管のことを意味する。本明細書中において「高強度」とは、降伏強さＹＳ：３４５ＭＰａ以上、引張強さＴＳ：４８３ＭＰａ以上であることを意味する。
　一方、油井の種々の坑内作業のため、油井管としてコイルドチュービングが広く用いられてきている。コイルドチュービングとは、外径２０乃至１００ｍｍ程度の小径長尺の溶接パイプ（高強度電縫鋼管）をリールに巻取ったもので、作業の際、巻き戻して油井に挿入し、作業後再び巻き取るものである。油井内での破断防止のため、コイルドチュービングには、高強度で耐食性を有すること、および表面欠陥が無いことが必要とされる。また、コイルドチュービングには、繰り返し曲げが加わるために、疲労強度が高いことも必要とされる。
　このようなコイルドチュービング用素材の鋼帯はスリットした後に長手方向につないで製品とする。このため、コイルドチュービング用素材の鋼帯には、上記の特性に加えて、長手方向および幅方向に板厚と材質とが均一なことが要求される。コイルドチュービングは小径のパイプなので、引張は長手方向に行われる。このため、コイルドチュービング用鋼帯の引張試験は通常長手方向に対して行われる。
特許３４９１３３９号公報
　コイルドチュービング用鋼帯においては、油井での耐食性の観点から、耐食性元素を多量添加する一方、析出強化元素も添加して高強度を確保している。耐食性元素は、変態強化元素でもあるため、熱延条件に応じて変態強化能および析出強化能が変化する。熱延条件に応じた材質ばらつきが大きいため、従来は、造管前にトリム代を大きくして、鋼帯のエッジ部をカットすることが行われている。このため、エッジ部のカットが不要な材質均一性に優れたコイルドチュービング用鋼帯が要望されている。上記特許文献１には、コイルドチュービング用途に適用可能な高強度電縫鋼管の製造技術が記載されているが、コイルの全長および全幅にわたる材質均一性に関する記述はない。
　本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであって、その目的は、材質均一性に優れたコイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法を提供することにある。
　本発明に係るコイルドチュービング用鋼帯は、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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とする。
　本発明に係るコイルドチュービング用鋼帯は、上記発明において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｎ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００３％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする。
　本発明に係るコイルドチュービング用鋼帯は、上記組成を有し、終了温度が８２０℃以上９２０℃以下の範囲内の温度となる熱間仕上圧延が施され、５５０℃以上６２０℃以下の範囲内の温度で巻取られてなることを特徴とする。
　本発明に係るコイルドチュービング用鋼帯の製造方法は、上記組成を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼素材とした後、熱間圧延し、得られた鋼帯を巻取るコイルドチュービング用鋼帯の製造方法であって、熱間仕上圧延の終了温度を８２０℃以上９２０℃以下の範囲内の温度とし、巻取温度を５５０℃以上６２０℃以下の範囲内の温度とすることを特徴とする。
　本発明によれば、材質均一性に優れたコイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法を提供することができる。
図１は、鋼帯の長手方向位置および幅方向位置と降伏強度（ＹＳ）との関係を示した図である。
　本発明者は、上記課題を解決するために、種々の成分および熱延条件でコイルドチュービング材の材質調査を行った。その結果、本発明者は、以下のことを見出した。
　コイルドチュービング材として、耐食性を有するために、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の耐食性元素を添加する。しかしながら、これらの元素は、変態強化元素でもあるため、熱延条件に応じて組織が変動し、強度が変化する。一方、高強度鋼帯を得るためには、析出強化元素の添加も必要である。析出強化元素の中で、ＮｂはＳｏｌｕｔｅ　ｄｒａｇ効果を有するために、ＮｂＣの微細析出物が析出しなくてもＮｂの添加によって相応の高強度を確保することができる。この効果はＶ等の析出強化元素と異なる作用である。このようなＮｂ添加の効果を発揮せしめるには、Ｎｂ（ＣＮ）の析出を回避することが重要で、そのためにはＴｉをＮと原子量的に当量程度（モル％で同等程度）添加するのがよい。
　そして、長手方向および幅方向のセンター部においては、フェライトおよびパーライトを主とした組織に微細なＮｂＣを析出させることにより高強度を確保する。一方、仕上圧延温度および巻取温度がセンター部より低いＴ端およびＢ端（以降、熱延時の後端、つまりコイル巻取り時の後端、つまりコイルを巻きほぐして酸洗する際の先端をＴ端、および、その反対側をＢ端と記載する）と幅方向のエッジ部においては、析出強化減少分を細粒化強化、およびベイナイトを主体とした変態強化により補うことにより、材質均一性が向上する。
　変態強化において、パーライトやベイナイト等の二相組織率は、熱間仕上から巻取におけるフェライト組織の析出状態により変化する。このため、フェライト組織率を制御することが重要であり、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ等の変態強化元素量に合わせて、Ｓｉ、Ａｌ等のフェライト形成元素量を制御することが重要である。
　仕上圧延終了温度（仕上温度）が変化すると、フェライト粒の核生成サイト変化を通してフェライト組織率、ひいては二相組織率が変化し、材質ばらつきにつながる。所定の高強度を少ないばらつきで製造するため、仕上温度は、Ａｒ３点以上の特定温度に制御し、特に仕上圧延終了温度を８２０℃以上９２０℃以下の範囲内とする。
　仕上圧延中、鋼帯後端部は圧延まで時間がかかるため、鋼帯温度が低下しがちである。この温度低下防止のため、加速圧延を行って仕上温度を一定にすることが考えられる。ところが、仕上圧延から巻取間のランアウトテーブル（ＲＯＴ）の冷却条件を適正化することにより巻取温度を一定にすることは可能であっても、速度変化により、鋼帯の冷却パターンがＴ端およびＢ端で異なる。しかし、このような場合でも、上記の手法により、材質ばらつきが小さい鋼帯が製造可能である。
　巻取温度については、幅センター部の巻取温度が５５０℃未満であると、ベイナイトを主体とした組織となり、エッジ部ではベイナイト率が大きくなって、材質ばらつきにつながる。一方、幅センター部の巻取温度が６２０℃超えであると、巻取り後、鋼帯エッジ部および端部の冷却がその他の部分より速いため、鋼帯エッジ部および端部にのみ微細析出物が多く析出して強度が高くなってしまう。
　以上述べた組織および析出物は、成分組成に影響され、成分組成を適正な範囲とすることにより初めて得られる。
　以下、本発明について具体的に説明する。
　本発明のコイルドチュービング用鋼帯は、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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。
　まず、本発明で使用する鋼素材の組成限定理由について説明する。とくに断わらない限り成分における％表示は質量％である。
〔Ｃの含有量〕
　Ｃは、鋼の強度を増加させる元素であり、本発明では所望の高強度を確保するために０．１０％以上含有することを必要とする。しかしながら、Ｃの含有量が０．１６％を超えると、熱延加熱でＮｂＣが固溶し難くなり、溶け残ったＮｂＣを核として仕上げから巻取りにかけてＮｂＣが析出する。これにより、微細なＮｂＣの析出が妨げられ、強度低下とともに材質のばらつきが増加する。このため、Ｃの含有量は０．１０％以上０．１６％以下の範囲内とする。
〔Ｍｎの含有量〕
　Ｍｎは、鋼の強度を増加させる元素であり、所望の高強度を確保するために、０．５％以上含有することが必要である。しかし、Ｍｎが多すぎると、パーライト変態の遅滞が大きくなり、センター部でパーライトを主体とした組織がつくりにくくなり、エッジ部および端部とセンター部との間の材質差が大きくなる。このようなことから、Ｍｎの含有量は０．５％以上１．５％以下の範囲内とする。望ましくは、Ｍｎの含有量は０．７％以上１．２％以下の範囲内である。
〔Ｐの含有量〕
　Ｐは、粒界等に偏析しやすく、材質の不均質を招く。このため、Ｐは不可避的不純物としてできるだけ低減することが好ましいが、０．０２％程度の含有量までは許容できる。このため、Ｐの含有量は０．０２％以下とする。好ましくは、Ｐの含有量は０．０１％以下である。
〔Ｓの含有量〕
　Ｓは、鋼中でＴｉ硫化物を形成しやすい。Ｔｉ硫化物は、ＮｂＣの析出サイトとなり、高強度を妨げると共に強度ばらつきを大きくする。よって、Ｓの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、Ｓの含有量は０．００３％以下である。
〔Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量〕
　Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉは耐食性を付与するために添加される元素である。耐食性を付与するためには、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉをそれぞれ、０．４％、０．１％、０．１％以上含有させる必要がある。しかし、含有量が多すぎると、端部以外でベイナイト組織が生成し、材質ばらつきが大きくなる。このため、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ、０．４％以上０．８％以下、０．１％以上０．５％以下、０．１％以上０．３％以下の範囲内とする。望ましくは、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉの含有量はそれぞれ、０．５５％以上０．６５％以下、０．２５％以上０．４０％以下、０．１５％以上０．３０％以下の範囲内である。
〔Ｍｏ、Ｓｉ、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量〕
　Ｍｏ、Ｓｉ、Ａｌはフェライト形成元素であり、端部において二相組織率を調整するために添加される。Ｍｏは特に、炭化物形成元素でも有り、二相組織率を通して材質ばらつき低減に効果がある。この効果を得るためには、Ｍｏが０．１％以上必要である。しかしながら、Ｍｏの含有量が０．２％を超えると、ベイナイト組織が析出しやすくなり、二相組織率が一定とならないため、材質ばらつきが大きくなりやすい。このため、Ｍｏの含有量は０．１％以上０．２％以下の範囲内とする。Ｍｏの含有量の好ましい範囲は０．１０％以上０．１５％以下の範囲内である。
　Ｓｉ、Ｓｏｌ．Ａｌもフェライト組織率を調整するため、含有量はそれぞれ０．１％、０．０１％以上必要である。Ｓｉが多すぎると赤スケールが表面に発生する。赤スケールが発生した表面部分は、表面粗さが大きく、他の表面部分よりも冷却されやすいため、材質にばらつきが生じる。また、Ａｌが多すぎると、アルミナ系介在物が多くなり、表面性状が悪化する。このため、Ｓｉ、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量はそれぞれ、０．１％以上０．５％以下、０．０１％以上０．０７％以下の範囲内とする。好ましくは、Ｓｉ、Ｓｏｌ．Ａｌの含有量はそれぞれ、０．２５％以上０．３５％以下、０．０２％以上０．０４％以下の範囲内である。
〔Ｎｂの含有量〕
　Ｎｂは熱延において微細なＮｂＣとして析出し、高強度化と材質ばらつき低減のため０．０１％以上含有されることが必要である。鋼帯端部では変態組織強化による高強度化が起こるため、端部以外ではこれに見合った分の析出強化が必要である。この効果を発揮せしめるには、Ｎｂの含有量に加えて、後述のごとく、ＴｉとＮの含有量を制御する必要がある。Ｎｂの含有量が多くなりすぎると、熱延加熱温度で固溶し難くなり、含有量に見合った高強度化がなされない上に、材質ばらつきの要因となる。このため、Ｎｂの含有量は０．０１％以上０．０４％以下の範囲内とする。望ましくは、Ｎｂの含有量は、０．０１５％以上０．０２５％以下の範囲内である。
〔Ｔｉの含有量〕
　前述のごとく、Ｎｂは高強度化とばらつき低減の点から重要な元素である。ところが、ＮｂがＮと結合すると、Ｎｂ（ＣＮ）を核としてＮｂＣが析出し、高強度と均一な材質が得にくくなる。よって、Ｔｉを０．００５％以上含有させてＴｉＮを析出させ、微細なＮｂＣを析出させることが重要である。また、Ｔｉは硫化物を形成する。ところが、硫化物がＴｉＳ、Ｔｉ４Ｃ２Ｓ２等に変化すると、強度に対する影響が異なるため、Ｔｉの含有量はＮとＳの含有量に応じて含有させる。一方、Ｔｉの含有量が多すぎると、ＴｉＣ量が多くなり、微細なＮｂＣが少なくなる。このため、Ｔｉの含有量は０．００５％以上０．０３％以下の範囲内とする。好ましくは、Ｔｉの含有量は、０．０１０％以上０．０２０％以下の範囲内である。
〔Ｎの含有量〕
　Ｎは、不可避的不純物であるが、Ｎｂ窒化物が形成されると微細なＮｂＣの量が減少する。対策として、Ｔｉを添加してＴｉＮを形成させるが、Ｎが多すぎるとＮｂ（ＣＮ）が析出する。このため、Ｎの含有量は０．００５％以下とする。好ましくは、Ｎの含有量は０．００３％以下である。
　上記した成分が鋼帯の基本の成分であるが、これら基本の成分に加えてさらに、Ｃａ：０．００１％以上０．００３％以下、Ｓｎ：０．００１％以上０．００５％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有させてもよい。
　Ｃａは、硫化物を形成する元素である。本発明では、Ｔｉ硫化物を析出させるよう調整するが、Ｔｉは酸化しやすい元素であり、Ｓの含有量に応じた含有量に制御することが難しい場合がある。Ｃａはそのような場合に必要に応じて添加する。Ｃａを添加して硫化物を形成させると、ＴｉはＮの含有量に応じた含有量でよいため材質制御しやすい。しかし、Ｃａの含有量が０．００３％を超えると、Ｃａ系析出物がＮｂＣの析出サイトとなり、材質ばらつきにつながる。このため、Ｃａの含有量は０．００３％以下の範囲内とする。上記効果を有効に発揮させるためにはＣａの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　Ｓｎは耐食性のため必要に応じて添加する。しかし、Ｓｎは偏析しやすい元素である。偏析による強度ばらつきを避けるため、Ｓｎの含有量を０．００５％以下とする。耐食性の効果を有効に発揮させるためにはＳｎの含有量は０．００１％以上であることが好ましい。
　上記した成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。意図的に添加しない場合、不可避的不純物としては、Ｃｏ：０．１％以下、Ｖ：０．０１％以下、Ｂ：０．０００５％以下が許容される。
〔高強度鋼帯の製造方法〕
　次に、上記成分組成を有する高強度鋼帯の製造方法について説明する。
　まず、上記した組成を有する鋼素材を製造する。この鋼素材の製造方法は、特に限定する必要はなく、転炉等の常用の溶製手段を適用し、好ましくは偏析の少ない連続鋳造等の鋳造手段を用いて、スラブ等の鋼素材とする。また、偏析防止のため、軽圧下鋳造、電磁攪拌を用いることが好ましい。
　次いで、このようにして得られた鋼素材に、熱延工程を施す。熱延工程では、鋼素材を加熱し、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施して熱延鋼帯とし、仕上圧延終了後、コイル状に巻取る。
　熱間圧延工程における加熱温度が１２００℃未満である場合、粗大なＮｂＣ、Ｎｂ（ＣＮ）の再溶解が不十分となり、熱間圧延時に再析出した際、コイル内での強度ばらつきが大きくなる可能性がある。一方、加熱温度が１２８０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、熱間圧延で析出物の形成サイトが減少し、強度低下の要因となる。このようなことから、熱間圧延工程における加熱温度は１２００℃以上１２８０℃以下の範囲内とすることが好ましい。スラブ加熱は、スラブを一旦室温まで冷却してから再加熱しても、スラブ冷却なしに加熱を行ってもよい。
　加熱された鋼は、引き続き粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施される。粗圧延の条件については、所定の寸法形状のシートバーとすることができればよいが、仕上圧延で未再結晶圧下率を確保するため、厚さを４０ｍｍ以上にすることが望ましい。仕上圧延は、仕上圧延開始温度を好ましくは９５０℃以下とし、仕上圧延終了温度を８２０℃以上９２０℃以下の範囲内として行う。仕上開始温度を低く制御することにより、未再結晶域で仕上圧延を行うこととなり、細粒化による高強度化ができる。この効果を得るため、仕上開始温度を９５０℃以下とすることが好ましい。
　仕上圧延開始温度を下げるには、粗圧延でパス数を増加する方法や、粗圧延後、シートバーを待機させるという方法がある。仕上圧延終了温度が８２０℃未満では、特に鋼帯のエッジ部において、Ａｒ３点より低い温度で仕上圧延されることになり、エッジ部とセンター部との組織差から強度差が生じやすくなる。Ａｒ３点は成分に影響されるため、この温度範囲は本発明の組成範囲内で特有なものである。一方、仕上圧延終了温度が９２０℃を超えると、オーステナイト粒が粗大化し、析出物形成サイトが減少して、強度不足の要因となると共に材質ばらつきが発生しやすくなる。このようなことから、仕上圧延の圧延終了温度（幅センター部の温度）は８２０℃以上９２０℃以下の範囲内とする。また、仕上圧延終了温度を確保するため、シートバー全体を誘導加熱装置等で加熱してもよい。また、シートバーを一旦巻き取ってから、仕上圧延を施してもよい。
　また、通常の熱延工程では、鋼帯のエッジ部の温度が幅センター部より低いため、幅方向の材質均一性を向上させるためには、エッジヒーターを使用して、鋼帯のエッジ部を１０℃以上上昇させることが好ましい。エッジヒーターでのエッジ部の温度上昇幅に特に上限はないが、設備制約から７０℃以下が通常である。これ以上の温度上昇幅を得ようとすると、鋼帯の速度を遅くする必要がある。ところが、この場合、Ｔ端およびＢ端の温度が低下し、長手方向の材質均一性が劣化するとともに、熱間圧延時に圧延トラブルが発生しやすい。
　仕上圧延終了後、熱延鋼帯はコイル状に巻取られるが、仕上圧延が終了してからコイル状に巻取られるまでの間、熱延鋼帯はランアウトテーブル上で冷却される。このとき、幅方向の材質均一性を向上させるためには、熱間仕上圧延から巻取りまでの時間を２０秒以内に制御するのが好ましい。熱間仕上圧延から巻取りまでの時間が２０秒超えであると、端部、エッジ部の温度低下が大きくなって材質ばらつきの要因となる。熱間仕上圧延から巻取りまでの時間に下限は特に存在しないが、設備制約から１０秒以上となるのが普通である。熱間仕上圧延から巻取りまでの時間は、仕上圧延での圧延速度、パススケジュール等を変化させることにより、変化させることができる。巻取温度の精度を向上させるという観点から、５０℃／Ｓ以上の冷却速度で冷却してもよい。
　ＲＯＴでエッジ部をマスクして、エッジ部の冷却を抑える方法もあるが、鋼帯が蛇行した時、マスク部が一定とならず、材質ばらつきの要因となる。
　熱延鋼帯をコイル状に巻取る際の巻取温度（幅センター部の巻取温度）は５５０℃以上６２０℃以下の範囲内とする。巻取温度が５５０℃未満では、微細析出物の生成が抑制される一方、鋼帯の端部以外でもベイナイト比率が大きくなり、端部の強度が大きすぎて強度ばらつきが増大する。一方、巻取温度が６２０℃を超えて高くなると、粗大なＮｂＣが析出して低強度となるとともに、巻取り後のコイルの冷却速度の差から、端部で高強度となって強度ばらつきの原因となる。望ましくは、巻取温度は５７０℃以上６００℃以下の範囲内である。コイルは、室温まで空冷される。ただし、冷却時間短縮のため、コイルがマルテンサイトが生成しない温度である４００℃以下まで冷えた後、水冷により冷却することは許される。
　熱延された鋼帯は、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。スケール除去を容易ならしめるため、酸洗に先立ち、スキンパス（酸洗前スキンパス）を施すことは許容される。酸洗前スキンパスは、酸洗鋼帯の降伏点延びの発生を抑制する効果も有し、降伏強度ばらつき低減の観点からは望ましい。酸洗後、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は許される。酸洗では、伸張率を確保するため、インラインスキンパス、テンションレベラーの１つ以上を使用することは許容される。
〔実施例〕
　表１に示す成分組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材）とした。これらスラブを、１２３０℃以上１２７０℃以下の加熱温度で加熱した後、９７０℃以上１０００℃以下で粗バー厚４５ｍｍに粗圧延し、仕上入側温度：８９０℃以上９２０℃以下で仕上圧延に挿入し、表２に示す条件（幅センター部）で仕上圧延を施し、表２に示す巻取温度（幅センター部の巻取温度）でコイル状に巻き取る熱延工程を施し、熱延鋼帯（板厚：４．５ｍｍ、板幅：１１１０ｍｍ）とした。圧延中に仕上温度が低下することを回避するため、加速圧延を行った。また、仕上圧延前にエッジヒーターを使用し、両エッジ部５０ｍｍのみ＋３０℃以上＋５０℃以下の範囲内の加熱を実施した。仕上圧延から巻取りまでの時間は１１秒以上１６秒以下である。次いで、表２に示すように酸洗前に一部にスキンパスを施した後、酸洗で熱延鋼帯表面のスケールを除去した。
　このようにして製造した酸洗鋼帯の先端から５ｍ（Ｔ）部、長手方向中心（Ｍ）部、および後端から５ｍ（Ｂ）部から長手方向にＡＳＴＭ　Ａ３７０　ゲージレングス＝２インチ、平行部幅：３８ｍｍの板状試験片（試験片幅：５０ｍｍ）を全幅分（２２本）切り出し、引張試験を実施した。幅センター部の引張結果を表２に合わせて示す。また、Ｎｏ．１（鋼１，本発明例）およびＮｏ．５（鋼５，比較例）の鋼の長手方向（Ｔ，Ｍ、Ｂ）および幅方向各位置から得られた板状試験片の降伏強度（ＹＳ）を図１に示す。コイル長手方向（Ｔ、Ｍ、Ｂ）、幅方向（２２本）での材質ばらつき評価のため、ＹＳの最大値から最小値を引いたものをΔＹＳとして求めた（ΔＹＳは幅センター部のみのデータではなくエッジまで含めたばらつき評価である）。その値も表２に示す。
　表２および図１に示すように、本発明の範囲から外れる比較例では幅方向および長手方向の材質のばらつきが大きいのに対し、本発明例の場合には、幅方向および長手方向の材質のばらつきが小さく材質均一性に優れていることが確認された。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　以上、本発明者らによってなされた発明を適用した実施の形態について説明したが、本実施形態による本発明の開示の一部をなす記述により本発明は限定されることはない。すなわち、本実施形態に基づいて当業者などによりなされる他の実施の形態、実施例および運用技術などは全て本発明の範疇に含まれる。
　本発明は、コイルドチュービング用鋼帯およびその製造方法に適用することができる。

Claims (4)

  1. 　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％以下を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなることを特徴とするコイルドチュービング用鋼帯。
  2. 　前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｓｎ：０．００１％以上０．００５％以下、Ｃａ：０．００１％以上０．００３％以下のうちから選ばれた１種または２種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鋼帯。
  3. 　請求項１または請求項２に記載の組成を有し、終了温度が８２０℃以上９２０℃以下の範囲内の温度となる熱間仕上圧延が施され、５５０℃以上６２０℃以下の範囲内の温度で巻取られてなることを特徴とするコイルドチュービング用鋼帯。
  4. 　請求項１または請求項２に記載の組成を有する鋼を溶製し、鋳造して鋼素材とした後、熱間圧延し、得られた鋼帯を巻取るコイルドチュービング用鋼帯の製造方法であって、熱間仕上圧延の終了温度を８２０℃以上９２０℃以下の範囲内の温度とし、巻取温度を５５０℃以上６２０℃以下の範囲内の温度とすることを特徴とするコイルドチュービング用鋼帯の製造方法。
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