WO2019146458A1 - 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

コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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英之 木村
修司 川村
杉本　一郎
浅井　誠
横田　毅
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite

Definitions

  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet for coiled tubing and a method of manufacturing the same, and in particular, heat treatment is performed at 650 ° C. for 60 seconds after a 5% pre-strain load with a yield strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more.
  • the difference between the yield strength after the pre-strain heat treatment and the yield strength before the pre-strain heat treatment ( ⁇ YS) is 100 MPa or more, and the yield strength after the pre-strain heat treatment is 620 MPa or more
  • the present invention relates to a hot rolled steel sheet for coiled tubing and a method of manufacturing the same.
  • Coiled tubing is a small diameter long seam welded steel pipe with an outer diameter of about 20 to 100 mm, wound on a reel, and it is used to remove sand accumulated in the oil well, and to control the temperature, humidity, depth, etc. in the oil well. It is widely used in various wellbore operations such as measurement of In recent years, application to shale gas and oil drilling has also been started.
  • the coiled tubing is slit in the longitudinal direction according to the diameter after pipe making, and is welded and joined to a predetermined length, and then it is roll-formed into a tubular shape, and then electric resistance welding is performed, after that, In order to improve the quality of welds and prevent sulfide stress corrosion cracking, after being subjected to strain relief annealing, it is wound on a reel.
  • the coiled tubing is required to have high strength in the longitudinal direction after pipe making from the viewpoint of preventing breakage in the wellbore, for example, coiled tubing having a yield strength of 90 ksi (620 MPa) or more is required.
  • Patent Document 1 C: 0.10% or more and 0.16% or less, Si: 0.1% or more and 0.5% or less, Mn: 0.5% or more by mass% 1.5% or less, P: 0.02% or less, S: 0.005% or less, Sol.
  • the steel to be finished is subjected to hot finish rolling in the temperature range where the finish temperature is 820 ° C or more and 920 ° C or less, and the time from hot finish rolling to winding is within 20 seconds, and the winding is 550 ° C or more and 620 ° C
  • a steel strip for coiled tubing which is wound up in the following temperature range and a method of manufacturing the same are disclosed.
  • Patent Document 2 C: 0.17 to 0.35%, Mn: 0.30 to 2.00%, Si: 0.10 to 0.30%, Al: 0.010 to 0.% by weight. Containing 040%, S: 0.010% or less, P: 0.015% or less, with a yield strength of 80 ksi (551 MPa) to 140 ksi (965 MPa) mainly composed of tempered martensite with steel structure and low cycle fatigue property Excellent coiled tubing and methods of making same are disclosed.
  • Patent No. 5494895 gazette JP 2014-208888 A
  • Patent Document 1 relates to a steel strip for coiled tubing excellent in material uniformity with reduced material variation in the longitudinal direction and width direction of the hot-rolled steel plate.
  • yield strength after pipe making there is no description about the yield strength after pipe making, and there is a concern that the strength necessary for actually using it as coiled tubing may not be obtained.
  • Patent Document 2 is a new method because it is necessary to carry out the whole pipe hardening treatment and the reheating and tempering treatment after forming the hot rolled steel sheet in order to obtain a structure mainly made of tempered martensite. It is necessary to introduce equipment and there is a concern that the manufacturing cost will increase.
  • the present invention has a heat treatment strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more, and heat treatment at 650 ° C. for 60 seconds after 5% pre-strain load simulating the current pipe forming process and strain relief annealing heat treatment.
  • the difference between the yield strength after the pre-strain heat treatment and the yield strength before the pre-strain heat treatment ( ⁇ YS) is 100 MPa or more, and the yield strength after the pre-strain heat treatment is 620 MPa It is an object of the present invention to provide the above-described hot rolled steel sheet for coiled tubing and a method of manufacturing the same.
  • the present inventors set the composition appropriately adjusted to chemical components such as C, Mn, Cr, Nb, and Ti.
  • accelerated cooling is performed at 30 ° C / s or more up to a cooling stop temperature of 600 ° C or less, and then wound in a temperature range of 450 ° C or more and 600 ° C or less
  • a structure mainly composed of bainite and bainitic ferrite and having a solid solution Nb content of 20% or more of the total Nb content mass is obtained, a yield strength of 480 MPa or more, a tensile strength of 600 MPa or more, and 5 %
  • ⁇ YS difference
  • the gist of the present invention is as follows. [1] Mass%, C: 0.10% or more and 0.16% or less, Si: 0.1% or more and 0.5% or less, Mn: 0.8% or more and 1.8% or less, P: 0. 001% or more and 0.020% or less, S: 0.0050% or less, Al: 0.01% or more and 0.08% or less, Cu: 0.1% or more and 0.5% or less, Ni: 0.1% or more 0.5% or less, Cr: 0.5% to 0.8%, Mo: 0.10% to 0.5%, Nb: 0.01% to 0.05%, Ti: 0.01 % And not more than 0.03%, N: not less than 0.001% and not more than 0.006%, the balance being the component composition consisting of Fe and unavoidable impurities, and at half the plate thickness, bainite and bain It has a structure in which the area ratio of tick ferrite is 80% or more in total, and the amount of solid solution Nb is 20% or more of the total Nb content, yielding Yield strength
  • a hot rolled steel sheet for coiled tubing wherein the difference in yield strength ( ⁇ YS) is 100 MPa or more, and the yield strength after the pre-strain heat treatment is 620 MPa or more.
  • ⁇ YS difference in yield strength
  • B 0.0005% or more and 0.0050% or less
  • V 0.01% or more and 0.10% or less
  • Ca 0.0005% or more, in mass%.
  • [3] The method for producing a hot rolled steel sheet for coiled tubing according to the above [1] or [2], wherein the steel slab having the above-mentioned component composition is heated to 1100 ° C. or more and 1250 ° C. or less, and then rough rolling is performed. Then, finish rolling is performed at a rolling end temperature in the range of 820 ° C. to 920 ° C., and after cooling to 600 ° C.
  • the structure of the steel is made mainly of bainite and bainitic ferrite, and the solid solution Nb is contained in a predetermined amount or more.
  • a hot rolled steel sheet having a yield strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more can be obtained, and further, coiled tubing having a desired yield strength (MPa 620 MPa) by strain age hardening by pipe forming and strain relief annealing. Is very useful in the industry.
  • C 0.10% or more and 0.16% or less C forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • the C content is less than 0.10%, polygonal ferrite transformation and pearlite transformation easily occur during cooling, and therefore, a predetermined amount of bainite and bainitic ferrite can not be obtained, and the desired hot rolled steel sheet strength ( In some cases, TS ⁇ 600 MPa) can not be obtained.
  • the content of C exceeds 0.16%, NbC becomes difficult to form a solid solution in the heating stage of the steel slab, and it becomes difficult to contain solid solution Nb of a predetermined amount or more.
  • the strain age hardening by annealing may be insufficient, and coiled tubing having a desired yield strength ( ⁇ 620 MPa) may not be obtained. Therefore, the content of C is 0.10% or more and 0.16% or less.
  • the content of C is preferably 0.11% or more. Further, the content of C is preferably 0.13% or less.
  • Si 0.1% or more and 0.5% or less Si is an element necessary for deoxidation, and further has an effect of improving the strength of the hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening. In order to obtain such an effect, it is necessary to add Si 0.1% or more. On the other hand, if the content of Si exceeds 0.5%, the quality of the weld zone is reduced. In addition, the formation of red scale becomes remarkable, and the appearance of the steel sheet is degraded. Therefore, the content of Si is 0.1% or more and 0.5% or less. The content of Si is preferably 0.1% or more and 0.3% or less.
  • Mn 0.8% or more and 1.8% or less Mn, like C, forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • Mn 0.8% or more and 1.8% or less
  • Mn forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • the content of Mn is less than 0.8%, polygonal ferrite transformation and pearlite transformation easily occur during cooling, and therefore a predetermined amount of bainitic ferrite can not be obtained, and the desired hot rolled steel sheet strength (TSTS In some cases, 600 MPa) can not be obtained.
  • TSTS hot rolled steel sheet strength
  • the content of Mn exceeds 1.8%, not only the effect of strengthening is saturated but also the weldability is deteriorated.
  • the content of Mn is 0.8% to 1.8%.
  • the content of Mn is preferably 0.8% to 1.6%, and more preferably 0.8% to 1.2%.
  • P 0.001% or more and 0.020% or less
  • P is an element effective for strengthening the hot-rolled steel sheet by solid solution strengthening.
  • the P content is made 0.001% or more.
  • the P content exceeds 0.020%, the weldability is significantly deteriorated, and further segregation occurs at grain boundaries to cause inhomogeneity of the material, which may lower the low cycle fatigue characteristics of coiled tubing. . Therefore, the content of P is 0.001% or more and 0.020% or less.
  • the content of P is preferably 0.001% or more and 0.010% or less.
  • S 0.0050% or less S causes hot embrittlement and may be present as sulfide-based inclusions in the steel to reduce ductility and toughness. In addition, there is a concern that it may be a starting point of fatigue cracking and degrade the fatigue characteristics of coiled tubing. Therefore, it is preferable to reduce S as much as possible, and in the present invention, the upper limit of the content of S is 0.0050%.
  • the content of S is preferably 0.0015% or less.
  • the lower limit of the content of S is not particularly limited, it is preferable to set the content of S to be 0.0001% or more, since the steel cost can be increased due to extremely low S.
  • Al 0.01% or more and 0.08% or less
  • Al is an element to be contained as a deoxidizer.
  • Al has a solid solution strengthening ability, and thus effectively acts to increase the strength of the hot rolled steel sheet.
  • the content of Al is set to 0.01% or more and 0.08% or less.
  • the content of Al is preferably 0.01% or more and 0.05% or less.
  • Cu 0.1% or more and 0.5% or less
  • Cu is an element added to impart corrosion resistance.
  • it is a hardenable element and forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • it is necessary to add Cu 0.1% or more.
  • the content of Cu exceeds 0.5%, not only the effect of strengthening is saturated but also the weldability is deteriorated. Therefore, the content of Cu is 0.1% or more and 0.5% or less.
  • the content of Cu is preferably 0.2% or more. Further, the content of Cu is preferably 0.4% or less.
  • Ni 0.1% or more and 0.5% or less
  • Ni is an element added to provide corrosion resistance.
  • it is a hardenable element and forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • it is necessary to add Ni 0.1% or more.
  • Ni is very expensive, and its effect is saturated when the content of Ni exceeds 0.5%. Therefore, the content of Ni is 0.1% or more and 0.5% or less.
  • the content of Ni is preferably 0.1% or more and 0.3% or less.
  • Cr 0.5% or more and 0.8% or less
  • Cr is an element added to impart corrosion resistance as Cu and Ni.
  • it is a hardenable element and forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • Cr enhances the temper softening resistance, it suppresses the softening at the time of strain relief annealing after pipe making, and acts effectively to increase the strength of coiled tubing. In order to obtain these effects, it is necessary to add 0.5% or more of Cr.
  • the content of Cr exceeds 0.8%, not only the effect of strengthening is saturated but also the weldability is deteriorated. Therefore, the content of Cr is set to 0.5% or more and 0.8% or less.
  • the content of Cr is preferably 0.5% or more and 0.7% or less.
  • Mo 0.10% or more and 0.5% or less
  • Mo is a hardenability element and forms a structure based on bainite and bainitic ferrite after accelerated cooling, and effectively acts on strengthening by transformation strengthening.
  • Mo enhances the temper softening resistance, it suppresses the softening at the time of strain relief annealing after pipe forming, and acts effectively to increase the strength of coiled tubing. In order to obtain these effects, it is necessary to add Mo 0.10% or more.
  • the content of Mo exceeds 0.5%, not only the effect of strengthening is saturated but also the weldability is deteriorated. Therefore, the content of Mo is 0.10% or more and 0.5% or less.
  • the content of Mo is preferably 0.50% or less, more preferably 0.3% or less, and still more preferably 0.30% or less.
  • Nb 0.01% or more and 0.05% or less Nb is retained as a solid solution Nb at the stage of the hot-rolled steel sheet, thereby making it possible to form coiled tubing by strain age hardening in subsequent pipe formation and strain relief annealing. Contributes to high strength. In addition, Nb precipitates finely as carbonitrides, thereby strengthening the hot rolled steel sheet without impairing the weldability. In order to obtain these effects, 0.01% or more of Nb is added. On the other hand, if the content of Nb exceeds 0.05%, it becomes difficult for NbC to form a solid solution at the heating stage of the steel slab, and it becomes difficult to contain solid solution Nb of a predetermined amount or more.
  • the content of Nb is 0.01% or more and 0.05% or less.
  • the content of Nb is preferably 0.01% or more and 0.03% or less.
  • Ti 0.01% or more and 0.03% or less Ti is an element effective for strengthening the hot rolled steel sheet by precipitation strengthening. In order to obtain this effect, it is necessary to add Ti 0.01% or more. On the other hand, if the content of Ti exceeds 0.03%, TiN may be coarsened, which may be a starting point of fatigue cracking and may deteriorate the fatigue characteristics of coiled tubing. Therefore, the content of Ti is 0.01% or more and 0.03% or less.
  • N 0.001% or more and 0.006% or less N is present as an impurity and is particularly desirable to reduce as much as possible in order to reduce the toughness of the welded portion, but it is acceptable if it is 0.006% or less.
  • the content of N is set to 0.001% to 0.006%.
  • the content of N is preferably 0.001% to 0.004%.
  • the balance other than the above components is Fe and unavoidable impurities.
  • one or more elements selected from B, V, Ca, REM, Zr, and Mg can be further added in the range of the following contents, respectively.
  • B 0.0005% to 0.0050%
  • V 0.01% to 0.10%
  • Ca 0.0005% to 0.0100%
  • REM 0.0005% to 0.0200%
  • Zr 0.0005% or more and 0.0300% or less
  • Mg 0.0005% or more and 0.0100% or less
  • B 0.0005% or more and 0.0050% or less B is segregated in the austenite grain boundary, and contributes to prevention of strength reduction by suppressing ferrite transformation. In order to acquire this effect, 0.0005% or more addition is required. On the other hand, since the effect is saturated when the content of B exceeds 0.0050%, when B is added, the content of B is made 0.0005% or more and 0.0050% or less.
  • V 0.01% or more and 0.10% or less
  • V is an element having a function of strengthening the hot rolled steel sheet without impairing the weldability by finely depositing as a carbonitride similarly to Nb. In order to obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more. On the other hand, when the content of V exceeds 0.10%, not only the effect of strengthening but also the weldability may be reduced. Therefore, when adding V, the content of V is set to 0.01% or more and 0.10% or less.
  • Ca, REM, Zr, and Mg fix S in the steel and work to improve ductility and toughness, and exert their effects when each added by 0.0005% or more.
  • Ca, REM, Zr, and Mg are added at 0.0100%, 0.0200%, 0.0300%, 0.0100%, respectively, inclusions in the steel increase and the ductility and toughness are deteriorated. There is a case.
  • the contents of Ca, REM, Zr and Mg are respectively Ca: 0.0005% or more and 0.0100% or less, REM: 0.0005% or more and 0.0200% or less, Zr 0.0005% or more and 0.0300% or less, Mg: 0.0005% or more and 0.0100% or less.
  • the structure of the hot rolled steel sheet for coiled tubing according to the present invention is subjected to a pre-strain heat treatment which has a yield strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more and a heat treatment of 60 seconds at 650 ° C. after a 5% pre-strain load.
  • a pre-strain heat treatment which has a yield strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more and a heat treatment of 60 seconds at 650 ° C. after a 5% pre-strain load.
  • the difference in yield strength after being subjected to the pre-strain load heat treatment (.DELTA.YS) is 100 MPa or more
  • bainite and bainitic ferrite are main components
  • the amount of solid solution Nb is The texture is 20% or more of the total Nb content.
  • the bainitic ferrite is a phase having a substructure having a high dislocation density, and includes needle ferrite and acicular ferrite.
  • the term "mainly containing bainite and bainitic ferrite” refers to the case where the area ratio of both phases in the structure is 80% or more in total.
  • the remaining structure other than the bainite and bainitic ferrite may contain a phase such as polygonal ferrite, perlite, martensite or the like, and these remaining structures are 20% or less in total area ratio in the structure. If so, the effects of the present invention can be exhibited.
  • the total area ratio of bainite and bainitic ferrite at the thickness 1/2 position 80% or more
  • the bainite or bainitic ferrite phase is a hard phase and is effective for increasing the strength of the steel sheet by strengthening the transformation structure, By making the area ratio of these phases 80% or more in total, desired hot rolled steel sheet strength (TSTS600 MPa) can be obtained.
  • TSTS600 MPa hot rolled steel sheet strength
  • the area ratio of these phases is less than 80% in total, the total area ratio of the remaining structures such as ferrite, pearlite, martensite etc. becomes more than 20%, and in such a composite structure, the heterophase interface is a fatigue crack It becomes a starting point, and there is a concern that the fatigue property in the coiled tube after pipe-making may deteriorate. Therefore, the total area ratio of bainite and bainitic ferrite at the plate thickness 1/2 position ((1/2) t portion of the plate thickness t) is 80% or more.
  • Solid solution Nb content ratio at 1/2 thickness position 20% or more of total Nb content mass
  • Strain age hardening provides coiled tubing with the desired strength (yield strength 620 620 MPa).
  • the amount of solid solution Nb at the 1/2 thickness position in the heat-rolled steel plate is less than 20% of the total Nb content mass, sufficient strain age hardening ( ⁇ YS 100 100 MPa) can not be obtained, and the desired strength (yield strength ⁇ In some cases, coiled tubing having a pressure of 620 MPa can not be obtained.
  • the amount of solid solution Nb at the 1/2 thickness position in the heat-rolled steel plate is set to 20% or more of the total Nb content mass.
  • the amount of solid solution Nb at the 1/2 thickness position in the heat-rolled steel plate is 30% or more of the total Nb content mass.
  • the area ratio of each phase of the above structure is mirror-polished from the plate thickness 1/2 position to the L cross section (vertical cross section parallel to the rolling direction) and then corroded with nital, using a scanning electron microscope (SEM) Five fields of view were randomly observed at a magnification of 2000 ⁇ , tissues were identified by the photographed tissue photographs, and the area ratio of each phase was determined by image analysis.
  • SEM scanning electron microscope
  • the test piece for electrolytic extraction is collected from the plate thickness 1/2 position, and the collected test piece is used in an electrolytic solution (10% by volume of acetylacetone-1% by mass of tetramethylammonium chloride-methanol).
  • the constant current electrolysis (about 20 mA / cm 2 ) was carried out, and the solid solution element dissolved in the obtained electrolytic solution was measured and quantified using an ICP mass spectrometer (for details, refer to the following reference). (Reference) Determination of solid solution microalloy in steel, iron and steel, vol. 99 (2013), No. 5
  • the hot rolled steel sheet for coiled tubing of the present invention has the following characteristics.
  • Yield strength of coiled tubing for hot-rolled steel plate 480 MPa or more
  • tensile strength 600 MPa or more
  • Coiled tubing is formed into a tubular shape after slitting the hot-rolled steel plate as a material, and then resistance-welded Then, after being subjected to strain relief annealing, it is wound on a reel.
  • the properties of the hot rolled steel sheet as a material are also important.
  • the yield strength of the hot rolled steel sheet is 480 MPa or more
  • the tensile strength is 600 MPa. Since it can be made above, it can respond to the demand of high strengthening.
  • ⁇ YS can be set to 100 MPa or more, preferably 120 MPa or more, more preferably 140 MPa or more, and therefore, it is possible to meet the demand for high strength of coiled tubing.
  • yield strength after pre-strain load heat treatment 620 MPa or more
  • the yield strength after tube formation and strain relief annealing can be made to be 90 ksi (620 MPa) or more, so that it is possible to meet the demand for high strength of coiled tubing.
  • the hot rolled steel sheet for coiled tubing of the present invention comprises the step of heating the steel material having the above-described composition to a predetermined heating temperature (heating step), rough rolling and finish rolling of a predetermined rolling finish temperature.
  • Manufacturing in a step of applying a hot-rolled sheet (rolling step), a step of accelerating and cooling the hot-rolled sheet at a predetermined cooling rate (accelerated cooling step), and a step of winding it at a predetermined winding temperature (winding step) Be done.
  • temperatures such as steel slab heating temperature, finish rolling end temperature, accelerated cooling stop temperature, winding temperature, etc. are surface temperatures of steel slabs, hot-rolled sheets, etc., radiation thermometers, etc.
  • the temperature at the center of the plate thickness is the temperature at the center of the plate thickness obtained by calculation taking into consideration parameters such as plate thickness and thermal conductivity from the surface temperature of the steel slab, hot rolled sheet and the like.
  • the average cooling rate is (cooling start temperature ⁇ cooling stop temperature) / cooling time from the cooling start temperature to the cooling stop temperature.
  • the steel slab of the present invention may be produced by melting a molten steel having the above-described component composition by a known method such as a converter, an electric furnace, a vacuum melting furnace or the like by a continuous casting method or an ingot-slab method. It is desirable to use a continuous casting method to prevent macro segregation of the components.
  • the steel slab heating temperature is set to 1100 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
  • the steel slab heating temperature is preferably 1150 ° C. or more and 1250 ° C. or less.
  • the steel slab obtained above is subjected to hot rolling including rough rolling and finish rolling.
  • a steel slab is made into a sheet bar by rough rolling.
  • End of rolling temperature 820 ° C. or more and 920 ° C. or less
  • end of rolling finishing end temperature
  • Ar at the edge of the steel sheet is particularly likely to be 3 points or less and soft ferrite is generated. It may not be obtained.
  • a residual stress is generated, so there is a concern that the shape may be deteriorated after the slitting.
  • the rolling finish temperature exceeds 920 ° C.
  • the rolling end temperature is preferably 820 ° C. or more and 880 ° C. or less.
  • Cooling rate of accelerated cooling Average cooling rate of 30 ° C / s or more and 100 ° C / s or less at the center of plate thickness Immediately after finish rolling, cooling is started preferably within 3s, and to a cooling stop temperature of 600 ° C or less Accelerated cooling is performed at an average cooling rate of 30 ° C./s to 100 ° C./s at the center of the plate thickness. If the average cooling rate is less than 30 ° C./s, polygonal ferrite may occur during cooling, which makes it difficult to ensure a bainitic and bainitic ferrite-based structure, and the desired hot rolled steel sheet strength (TS ⁇ 600 MPa ) May not be obtained.
  • NbC is likely to precipitate during cooling, so a predetermined amount of solid solution Nb can not be obtained after hot rolling, and a sufficient strain age hardening ( ⁇ YS100100 MPa) may not be obtained in this case. It is concerned that coiled tubing with the desired strength (yield strength 620 620 MPa) can not be obtained.
  • the average cooling rate is set to 30 ° C./s to 100 ° C./s.
  • the average cooling rate is preferably 50 ° C./s or more and 100 ° C./s or less.
  • the cooling stop temperature exceeds 600 ° C., polygonal ferrite is generated during subsequent cooling, and a structure based on bainite and bainitic ferrite can not be obtained, or NbC precipitates, and the amount of solid solution Nb of a predetermined amount is
  • the cooling stop temperature is set to 600 ° C. or less because it may not be ensured.
  • the cooling rate refers to an average cooling rate obtained by dividing the cooling start temperature and the cooling stop temperature by the required time.
  • Winding temperature temperature range of 450 ° C. to 600 ° C.
  • martensitic transformation occurs when the winding temperature is less than 450 ° C.
  • heterophases The interface is a starting point of the fatigue crack, and there is a concern that the fatigue property of the coiled tube after pipe making may be deteriorated.
  • the coiling temperature exceeds 600 ° C., excessive NbC is generated, a predetermined amount of solid solution Nb can not be obtained, and sufficient strain age hardening ( ⁇ YS ⁇ 100 MPa) may not be obtained.
  • the winding temperature is set to 450 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • the winding temperature is preferably 450 ° C. or more and less than 550 ° C., more preferably 450 ° C. or more and 540 ° C. or less.
  • the coil after winding is normally air cooled, by cooling at a cooling rate of 15 ° C./h or more at the average temperature of the inner winding to the outer winding at the coil width edge portion, solid solution Nb by precipitation suppression
  • the strain age hardening ( ⁇ YS ⁇ 100 MPa) can be obtained more stably.
  • the heat-rolled steel plate (coil) manufactured by the above is slit by predetermined
  • a skin pass pre-acid wash skin pass
  • Example 1 A molten steel having the component composition shown in Table 1 is melted by a converter and made into a steel slab (steel material) by a continuous casting method, and then a heating step, a rolling step, an accelerated cooling step and a winding step under the conditions shown in Table 2. In order to produce a hot-rolled steel plate having a thickness of 4.5 mm.
  • the JIS No. 5 tensile test specimen in which the tensile direction is the L direction is collected, and the tensile test is performed to obtain the yield strength (YS), tensile strength (TS), and yield ratio (YR). I asked. After applying 5% tensile strain simulating pipe forming strain in L direction of JIS No.
  • test piece for tissue observation was extract
  • test piece for electrolytic extraction was extract
  • the No. 2 to No. 12 hot rolled steel sheets are invention examples in which the component composition and the manufacturing method conform to the requirements of the present invention, and the hot rolled steel sheet has a yield strength of 480 MPa or more and a tensile strength of 600 MPa or more
  • the difference between the yield strength before the pre-strain load heat treatment ( ⁇ YS) is 100 MPa or more;
  • the yield strength after the strain load heat treatment is 620 MPa or more.
  • the content of C is below the range of the present invention, so that the amount of polygonal ferrite produced during cooling is large, and a predetermined amount of bainite + bainitic ferrite Since the total area ratio can not be obtained, the desired hot rolled steel sheet yield strength and tensile strength can not be obtained. Further, since the ratio of the solid solution Nb content to the total Nb content mass is low and the solid solution Nb content at the stage of the hot rolled steel sheet is low, the desired strength difference ( ⁇ YS) before and after the pre-strain load heat treatment is not obtained. As a result, the yield strength after the desired pre-strain load heat treatment (after tube forming strain relief annealing) can not be obtained.
  • Comparative Example No. 15 has a content of Mn
  • Comparative Example No. 16 has a content of Cr
  • Comparative Example No. 17 has a content of Mo below the range of the present invention. Since a large amount of ferrite is generated and a predetermined amount of bainite + bainitic ferrite can not be obtained in the structure, desired hot rolled steel sheet yield strength and tensile strength can not be obtained.
  • Example 2 A molten steel consisting of the component compositions of steels C, F and I shown in Table 1 is melted by a converter and made into a steel slab (steel material) by continuous casting method, then heating process, rolling process under the conditions shown in Table 4 The accelerated cooling step and the winding step were sequentially performed to produce a hot rolled steel sheet having a thickness of 2.5 to 8.0 mm.
  • a JIS No. 5 tensile test specimen in which the tensile direction is the L direction is collected from the heat-rolled steel plate obtained as above in the same manner as in Example 1, and the tensile test is performed to obtain yield strength (YS), tensile strength (TS), yield ratio (YR) was determined. After applying 5% tensile strain simulating pipe forming strain in L direction of JIS No.
  • the hot-rolled steel sheets of No. 20, 21, 23, 24, 27, 29, 32 to 34, 35 satisfying the production conditions of the present invention are inventions in which the component composition and the production method conform to the requirements of the present invention
  • the yield strength of the heat-rolled steel plate is 480 MPa or more
  • the tensile strength is 600 MPa or more
  • the yield strength after heat treatment at 650 ° C. for 60 seconds after 5% pre-strain load and the above
  • the difference ( ⁇ YS) in yield strength before the pre-strain load heat treatment is 100 MPa or more
  • the yield strength after the pre-strain load heat treatment is 620 MPa or more.
  • No. 22 of the comparative example has a steel slab heating temperature lower than the range of the present invention, so Nb remains undissolved as it is during steel slab heating, so the amount of solid solution Nb relative to the total Nb content mass As a result, the yield strength after the desired pre-strain load heat treatment and the yield strength difference ( ⁇ YS) before and after the pre-strain load heat treatment can not be obtained.
  • the cooling rate of accelerated cooling falls below the range of the present invention
  • the cooling stop temperature exceeds the range of the present invention, so the amount of polygonal ferrite formed during cooling is large.
  • the desired hot rolled steel sheet yield strength and tensile strength can not be obtained. Further, NbC is precipitated during cooling, and the amount of solid solution Nb at the stage of the hot rolled steel sheet tends to be low, so that the desired difference in yield strength ( ⁇ YS) before and after the pre-strain load heat treatment is not obtained. The yield strength after the desired pre-strain heat treatment (after tube forming strain relief annealing) can not be obtained. Since No.
  • the desired hot rolled steel sheet yield strength and tensile strength can not be obtained.
  • the desired strength difference ( ⁇ YS) before and after the pre-strain load heat treatment can not be obtained, and as a result, The yield strength after the desired pre-strain heat treatment (after tube forming strain relief annealing) can not be obtained.
  • No. 36 has a structure mainly composed of martensite since the coiling temperature is below the range of the present invention, and there is a concern that the strength of the heat-rolled steel plate is very high and the uniform elongation is low. For this reason, since it may exceed the range of uniform elongation of a hot rolled sheet steel at the time of 5% predistortion which simulated pipe formation, application to coiled tubing is judged to be difficult.
  • coiled tubing having a yield strength of 90 ksi (620 MPa) or more can be stably obtained, which can greatly contribute to the prevention of fracture in a well.

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Abstract

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。　所定の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で、上記コイルドチュービング用熱延鋼板を製造する。

Description

コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
　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％以上である。また、Ｃの含有量は、好ましくは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。Ｓｉの含有量は、好ましくは０．１％以上０．３％以下である。
　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％以上である。また、Ｃｕの含有量は、好ましくは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０．５０％以下であり、より好ましくは、０．３％以下であり、さらに好ましくは０．３０％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（１／２）ｔ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／ｃｍ２）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Ａｒ３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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
  
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
  
　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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
  
　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コイルドチュービング用熱延鋼板の製造方法。
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