盘管用钢带及其制造方法

盘管用钢带及其制造方法
【专利摘要】一种盘管用钢带，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，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
【专利说明】盘管用钢带及其制造方法

【技术领域】
[0001] 本发明涉及一种适合于API规格制品API5ST的高强度电焊钢管，特别涉及能够用 于盘管的材质均匀性优良的盘管用钢带及其制造方法。

【背景技术】
[0002] 高强度电焊钢管被用于油井管、汽车、管线等广泛领域，作为其制造技术，已知有 例如专利文献1中记载的技术。所谓电焊钢管，是指一边连续地抽出常温钢带，一边成型为 圆形，并通过电阻焊将密封部焊接接合，从而成型为管状的钢管。在本说明书中，"高强度" 是指屈服强度YS为345MPa以上，拉伸强度TS为483MPa以上。
[0003] 另一方面，为了油井的各种井下作业，广泛使用盘管作为油井管。所谓盘管，是将 外径为20至100mm左右的小直径长焊接管（高强度电焊钢管）卷取在卷轴上，在作业时伸 展开并插入到油井中，在作业后再次进行卷取。为了防止在油井中断裂，盘管必须为高强 度、具有耐腐蚀性，并且没有表面缺陷。另外，对于盘管而言，由于反复进行弯曲，因此还需 要高疲劳强度。
[0004] 这种盘管用原材料的钢带，在切开后在长度方向上连接而形成制品。因此，对于盘 管用原材料的钢带而言，除了上述特性以外，还要求在长度方向和宽度方向上板厚、材质均 匀。由于盘管是小直径的管，因此在长度方向上进行拉伸。因此盘管用钢带的拉伸试验通 常对长度方向进行。
[0005] 现有技术文献
[0006] 专利文献
[0007] 专利文献1 :日本特许3491339号公报


【发明内容】

[0008] 发明所要解决的问题
[0009] 在盘管用钢带中，从在油井中的耐腐蚀性的观点出发，添加了大量的耐腐蚀性元 素，另一方面，还添加了析出强化元素，从而确保了高强度。由于耐腐蚀性元素也是相变强 化元素，因此根据热轧条件，相变强化能和析出强化能产生变化。由于根据热轧条件，材质 偏差较大，因此，一直以来，在造管前增加修整时间，切除钢带的边缘部。因此，期待一种不 需要切除边缘部的材质均匀性优良的盘管用钢带。在上述专利文献1中记载了一种能够适 用于盘管用途的高强度电焊钢管的制造技术，但没有涉及到卷材的全长和全宽上的材质均 匀性的描述。
[0010] 本发明鉴于上述问题而进行，其目的在于提供一种材质均匀性优良的盘管用钢带 及其制造方法。
[0011] 用于解决问题的方法
[0012] 本发明的盘管用钢带，其特征在于，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、Μη :0. 5% 以上且 1. 5% 以下、P :0. 02% 以下、S :0. 005% 以下、Sol. A1 :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、附：0.1%以上且0.3%以下、]?〇:0.1%以上且0.2%以下、恥：0.01%以上且 0. 04%以下、Ti :0. 005%以上且0. 03%以下、N :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的杂 质构成。
[0013] 本发明的盘管用钢带，其特征在于，在上述发明中，在所述组成的基础上，以质 量％计，进一步含有选自Sn :0. 001%以上且0. 005%以下、Ca :0. 001%以上且0. 003%以下 中的1种或2种。
[0014] 本发明的盘管用钢带，其特征在于，具有上述组成，并且如下形成：实施结束温度 为820°C以上且920°C以下的范围内的温度的热精轧，在550°C以上且620°C以下的范围内 的温度下进行卷取。
[0015] 本发明的盘管用钢带的制造方法，其特征在于，熔炼具有上述组成的钢，铸造，制 成钢原材后，进行热轧，并卷取所得的钢带，其中，将热精轧的结束温度设定为820°c以上且 920°C以下的范围内的温度，将卷取温度设定为550°C以上且620°C以下的范围内的温度。 [0016] 发明效果
[0017] 根据本发明，可以提供一种材质均匀性优良的盘管用钢带及其制造方法。

【专利附图】

【附图说明】
[0018] [图1]图1是表示钢带的长度方向位置和宽度方向位置与屈服强度（YS)的关系 的图。

【具体实施方式】
[0019] 本发明人为了解决上述问题，在各种成分和热轧条件下对盘管材料的材质进行了 研究。结果，本发明人发现了以下事项。
[0020] 作为盘管材料，为了具有耐腐蚀性而添加了 Cr、Cu、Ni、Mo等耐腐蚀性元素。然而， 由于这些元素也是相变强化元素，因此根据热轧条件，组织产生变动，强度也产生了变化。 另一方面，为了得到高强度钢带，还需要添加析出强化元素。在析出强化元素中，由于Nb具 有溶质拖拽（Solute drag)效果，因此，即使未析出NbC的微细析出物，也可以通过Nb的添 加而确保相应的高强度。该效果是与V等析出强化元素不同的作用。为了发挥这种添加 Nb 的效果，重要的是避免Nb(CN)的析出，为此可以添加与N为原子量当量程度（在摩尔％上 为同等程度）的Ti。
[0021] 并且，在长度方向和宽度方向的中央部，通过在以铁素体和珠光体为主的组织中 析出微细的NbC而确保高强度。另一方面，在精轧温度和卷取温度低于中央部的T端和B 端（以下，将热轧时的后端，即卷取卷材时的后端，松开卷材进行酸洗时的前端记作T端，将 其相反侧记作B端）以及宽度方向的边缘部，通过细粒化强化和以贝氏体为主体的相变强 化来补充析出强化减少的部分，由此提高材质均匀性。
[0022] 在相变强化中，珠光体、贝氏体等的二相组织率，根据热精轧到卷取时铁素体组织 的析出状态而变化。因此，重要的是控制铁素体组织率，以及配合Cr、Cu、Ni、Mo等相变强 化元素量，控制Si、A1等铁素体形成元素量。
[0023] 如果精轧结束温度（终轧温度）变化，则通过铁素体晶粒的成核点变化，铁素体组 织率产生变化，进而二相组织率产生变化，导致材质偏差。为了以较小的偏差制得规定的高 强度，将终轧温度控制在Ar3点以上的特定温度，特别是将精轧结束温度设定在820°C以上 且920°C以下的范围内。
[0024] 在精轧过程中，由于轧制到钢带后端部需要较长时间，因此钢带温度容易下降。为 了防止该温度下降，可以考虑进行加速轧制，使终轧温度保持恒定。然而，即使通过优化精 轧到卷取之间的输出辊道（R0T)的冷却条件能够使卷取温度保持恒定，而随着速度变化， 钢带的冷却模式在T端和B端也不同。但是，在这种情况下，通过上述方法也能够制造材质 偏差小的钢带。
[0025] 对于卷取温度而言，如果宽度中央部的卷取温度低于550°C，则形成了以贝氏体为 主体的组织，在边缘部贝氏体百分率变大，导致了材质偏差。另一方面，如果宽度中央部的 卷取温度超过620°C，则卷取后，由于钢带边缘部和端部的冷却比其他部分快，因此仅在钢 带边缘部和端部析出较多的微细析出物，强度变高。
[0026] 上述组织和析出物受成分组成的影响，可以通过将成分组成设定为适当的范围而 得到。
[0027] 以下，对本发明进行具体说明。
[0028] 本发明的盘管用钢带，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、Μη :0. 5%以上且1. 5%以下、P :0. 02%以下、S :0. 005%以下、Sol. A1 : 0.01%以上且0.07%以下、0:0.4%以上且0.8%以下、(：11:0.1%以上且0.5%以下、附 ： 0.1%以上且0.3%以下、]?〇:0.1%以上且0.2%以下、恥：0.01%以上且0.04%以下、11 : 0. 005%以上且0. 03%以下、N :0. 005%以下，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
[0029] 首先，对本发明中使用的钢原材的组成限定理由进行说明。只要没有特别说明，则 成分中的％为质量％。
[0030] [C的含量]
[0031] C是增加钢强度的元素，在本发明中为了确保所希望的高强度，必须含有0. 10% 以上。然而，如果C的含量超过0. 16%，则在热轧加热中NbC难以固溶，溶留下来NbC形成 核，在终轧到卷取的过程中析出NbC。由此，阻碍了微细的NbC的析出，强度下降，同时还增 加了材质偏差。因此，将C的含量设定为0. 10%以上且0. 16%以下的范围。
[0032] [Μη 的含量]
[0033] Μη是增加钢强度的元素，为了确保所希望的高强度，必须含有0.5%以上。然而， 如果Μη过多，则珠光体相变的迟滞变大，在中央部难以形成以珠光体为主体的组织，边缘 部和端部与中央部之间的材质偏差变大。从该观点出发，将Μη的含量设定为0. 5%以上且 1.5%以下的范围。Μη的含量优选为0.7%以上且1.2%以下的范围。
[0034] [Ρ的含量]
[0035] Ρ容易在晶界等中偏析，导致材质的不均匀。因此，Ρ作为不可避免的杂质，优选尽 可能地减少，但可以允许0.02%左右的含量。因此，将Ρ的含量设定为0.02%以下。Ρ的含 量优选为〇.〇1 %以下。
[0036] [S的含量]
[0037] S在钢中容易形成Ti硫化物。Ti硫化物成为NbC的析出点，阻碍了高强度，同时 强度偏差变大。因此，将S的含量设定为0.005 %以下。S的含量优选为0.003 %以下。
[0038] [Cr、Cu、Ni 的含量]
[0039] Cr、Cu、Ni是为了赋予耐腐蚀性而添加的元素。为了赋予耐腐蚀性，必须含有分别 为0. 4%、0. 1%、0. 1%以上的Cr、Cu、Ni。然而，如果含量过多，则在端部以外生成贝氏体组 织，材质偏差变大。因此，分别将Cr、Cu、Ni的含量设定为0.4%以上且0.8%以下、0. 1%以 上且0. 5%以下、0. 1%以上且0. 3%以下的范围。Cr、Cu、Ni的含量分别优选为0. 55%以上 且0. 65%以下、0. 25%以上且0. 40%以下、0. 15%以上且0. 30%以下的范围。
[0040] [Mo、Si、Sol. A1 的含量]
[0041] Mo、Si、Al是铁素体形成元素，是为了在端部中调整二相组织率而添加的。Mo特别 具有碳化物形成元素也具有的通过二相组织率而减小材质偏差的效果。为了获得该效果， Mo必须为0. 1 %以上。然而，如果Mo的含量超过0. 2%，则贝氏体组织容易析出，二相组织 率无法恒定，因此材质偏差容易变大。因此，将Mo的含量设定为0. 1 %以上且0. 2%以下的 范围。Mo含量的优选范围是0. 10%以上且0. 15%以下的范围。
[0042] Si、Sol. A1也用于调整铁素体组织率，其含量分别必须为0. 1 %、0. 01 %以上。如 果Si过多，则在表面上生成红锈。在生成红锈的表面部分，表面粗糙度大，比其他的表面部 分容易冷却，因此材质产生偏差。另外，如果A1过多，则氧化铝系夹杂物变多，表面性状变 差。因此，分别将Si、Sol. A1的含量设定为0. 1%以上且0. 5%以下、0. 01%以上且0. 07%以 下的范围。Si、Sol. A1的优选含量分别为0. 25%以上且0. 35%以下、0. 02%以上且0. 04% 以下的范围。
[0043] [Nb 的含量]
[0044] Nb在热轧中作为微细的NbC析出，进行了高强度化以及减小材质偏差，因此必须 含有0. 01 %以上。由于在钢带端部因相变组织强化而产生高强度化，因此在端部以外需要 与此相平衡的析出强化。为了发挥该效果，除了 Nb的含量以外，如后所述，还需要控制Ti和 N的含量。如果Nb的含量过多，则在热轧加热温度下难以固溶，无法进行与其含量相当的高 强度化，而且成为了材质偏差的主要因素。因此，将Nb的含量设定为0. 01 %以上且0. 04% 以下的范围。Nb的含量优选为0.015%以上且0.025%以下的范围。
[0045] [Ti 的含量]
[0046] 如前所述，从高强度化和减小偏差方面考虑，Nb是重要的元素。然而，如果Nb与 N结合，则以Nb(CN)作为核析出NbC，难以得到高强度且均匀的材质。因此，重要的是含有 0. 005%以上的Ti，析出TiN，以及析出微细的NbC。另外，Ti形成硫化物。如果硫化物转变 为TiS、Ti4C 2S2等，则对强度的影响不同，因此根据N和S的含量而含有Ti。另一方面，如果 Ti的含量过多，则TiC量变多，微细的NbC减少。因此，将Ti的含量设定为0.005 %以上且 0. 03%以下的范围。Ti的含量优选为0. 010%以上且0. 020%以下的范围。
[0047] [N的含量]
[0048] N是不可避免的杂质，如果形成Nb氮化物，则微细的NbC的量减少。作为对策，添 加 Ti，形成TiN，而如果N过多，则析出Nb(CN)。因此，将N的含量设定为0. 005%以下。N 的含量优选为0.003%以下。
[0049] 上述成分为钢带的基本成分，在这些基本成分的基础上，还可以进一步含有选自 Ca :0. 001 %以上且0. 003%以下、Sn :0. 001 %以上且0. 005%以下中的1种或2种。
[0050] Ca是形成硫化物的元素。在本发明中，虽然调整为析出Ti硫化物，但Ti是容易氧 化的元素，有时难以控制为与S的含量相应的含量。在这种情况下，根据需要而添加 Ca。如 果添加 Ca而形成硫化物，则Ti可以是与N的含量相应的含量，因此容易控制材质。但是，如 果Ca的含量超过0. 003%，则Ca系析出物成为NbC的析出点，导致材质偏差。因此，将Ca 的含量设定为〇. 003%以下的范围。为了有效地发挥上述效果，Ca的含量优选为0. 001% 以上。
[0051] 为了耐腐蚀性，根据需要添加 Sn。但是，Sn是容易偏析的元素。为了避免偏析而 导致的强度偏差，将Sn的含量设定为0. 005%以下。为了有效地发挥耐腐蚀性效果，Sn的 含量优选为0.001 %以上。
[0052] 上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。在非有意添加的情况下，作为 不可避免的杂质，允许Co :0. 1%以下、V :0.01%以下、B :0.0005%以下。
[0053] [高强度钢带的制造方法]
[0054] 接着，对具有上述成分组成的高强度钢带的制造方法进行说明。
[0055] 首先，制造具有上述组成的钢原材。该钢原材的制造方法不需要特别限定，可以适 用转炉等常用的熔炼设备，优选使用偏析少的连铸等铸造方法，制成钢坯等钢原材。另外， 为了防止偏析，优选使用轻压下铸造、电磁搅拌。
[0056] 接着，对如此所得的钢原材实施热轧工序。在热轧工序中，加热钢原材，实施由粗 轧和精轧构成的热轧，制成热轧钢带，精轧结束后，卷取为卷材状。
[0057] 当热轧工序中的加热温度低于1200°C时，粗大的NbC、Nb(CN)的再熔解不足，在热 轧时再次析出时，卷材内的强度偏差可能会变大。另一方面，如果加热温度超过1280°C，则 奥氏体晶粒粗大化，在热轧中析出物的形成点减少，成为强度下降的主要因素。从这种观点 考虑，优选将热轧工序中的加热温度设定为1200°C以上且1280°C以下的范围。对于钢坯加 热而言，可以在将钢坯暂时冷却至室温后进行再加热，也可以不冷却钢坯进行加热。
[0058] 对被加热的钢，继续实施由粗轧和精轧构成的热乳。对于粗轧的条件而言，只要可 以制成规定的尺寸形状的薄板坯即可，而为了在精轧中确保未再结晶轧制率，希望使厚度 为40mm以上。对于精轧而言，将精轧开始温度优选设定为950°C以下，将精轧结束温度设 定为820°C以上且920°C以下的范围而进行。通过将精轧开始温度控制得较低，在未再结晶 区中进行精轧，可以通过细粒化而高强度化。为了获得该效果，优选将精轧开始温度设定为 950°C以下。
[0059] 为了降低精轧开始温度，有在粗轧中增加道次数的方法、在粗轧后使薄板坯待机 这样的方法。当精轧结束温度低于820°C时，特别是在钢带的边缘部中，在低于Ar 3点的 温度下进行了精轧，容易由边缘部与中央部的组织差而产生强度差。由于Ar3点受成分的 影响，因此该温度范围是在本发明的组成范围内特有的。另一方面，如果精轧结束温度超 过920°C，则奥氏体晶粒粗大化，析出物形成点减少，成为了强度不足的主要因素，并且还容 易产生材质偏差。从这种观点考虑，将精轧的轧制结束温度（宽度中央部的温度）设定为 820°C以上且920°C以下的范围。另外，为了确保精轧结束温度，也可以使用感应加热装置等 加热薄板坯整体。另外，还可以在将薄板坯暂时卷取后，实施精轧。
[0060] 另外，在通常的热轧工序中，由于钢带边缘部的温度低于宽度中央部，因此为了提 高宽度方向的材质均匀性，优选使用边缘加热器，将钢带的边缘部提高10°c以上。对于使 用边缘加热器加热的边缘部的温度上升幅度，没有特别的上限，但是由于设备的制约，通常 为70°C以下。如果要获得其以上的温度，需要减慢钢带的速度。然而，在该情况下，T端和 Β端的温度下降，长度方向的材质均匀性变差，同时在热轧时容易产生轧制故障。
[0061] 精轧结束后，将热轧钢带卷取为卷材状，并且在精轧结束后到卷取为卷材状之间， 在输出辊道上冷却热轧钢带。这时，为了提高宽度方向的材质均匀性，优选将热精轧到卷取 的时间控制在20秒钟以内。如果从热精轧到卷取的时间超过20秒钟，则端部、边缘部的温 度下降增大，成为材质偏差的主要因素。对于从热精轧到卷取的时间，没有特别的下限，但 是由于设备的制约，通常为10秒钟以上。从热精轧到卷取的时间，可以通过改变精轧时的 轧制速度、道次规划等而改变。从提高卷取温度的精度的观点考虑，也可以以50°C /秒钟以 上的冷却速度进行冷却。
[0062] 还有在R0T上遮蔽边缘部，抑制边缘部冷却的方法，但是当钢带蛇行时，遮蔽部无 法固定，成为材质偏差的主要因素。
[0063] 在将热轧钢带卷取为卷材状时的卷取温度（宽度中央部的卷取温度）为550°C以 上且620°C以下的范围。当卷取温度低于550°C时，抑制了微细析出物的生成，另一方面，在 钢带的端部以外，贝氏体比率也变大，端部的强度过大而导致强度偏差增大。另一方面，如 果卷取温度超过620°C而变高，则析出粗大的NbC，强度降低，同时由于卷取后卷材的冷却 速度差，在端部强度提高，成为了强度偏差的原因。卷取温度优选为570°C以上且600°C以 下的范围。将卷材空气冷却至室温。为了缩短冷却时间，允许在将卷材冷却至不会生成马 氏体的温度即400°C以下之后，通过水冷进行冷却。
[0064] 热轧的钢带，通过酸洗而除去表面的氧化皮，然后被切为规定的宽度，造管为盘 管。为了容易除去锈皮，允许在酸洗前实施表皮光乳（酸洗前表皮光乳）。酸洗前表皮光 轧还具有抑制酸洗钢带的屈服点产生延伸的效果，从减小屈服强度偏差的观点考虑是优选 的。为了在酸洗后进行不良部位的切割和表面检查，允许实施表皮光轧。在酸洗时，为了确 保延伸率，允许使用在线表皮光轧、拉矫机中的一种以上。
[0065][实施例]
[0066] 在转炉中熔炼表1所示成分组成的钢水，通过连铸法制成钢坯（钢原材）。在 1230°C以上且1270°C以下的加热温度下加热这些钢坯后，在970°C以上且1000°C以下粗轧 至粗坯厚度为45mm，在精轧入口侧温度：890°C以上且920°C以下插入精轧机中，在表2所示 的条件（宽度中央部）下实施精轧，在表2所示的卷取温度（宽度中央部的卷取温度）下 实施卷取为卷材状的热乳工序，制成热乳钢带（板厚：4. 5mm、板宽：1110mm)。为了避免在 轧制中精轧温度下降，进行加速轧制。另外，在精轧前使用边缘加热器，在两边缘部仅50_ 处实施+30°C以上且+50°C以下的范围内的加热。从精轧到卷取的时间为11秒钟以上且16 秒钟以下。接着，如表2所示在酸洗前对一部分实施表皮光轧，然后通过酸洗除去热轧钢带 表面的锈皮。
[0067] 在长度方向上从如此制造的酸洗钢带上距离前端5m(T)部、长度方向中心（M)部 和距离后端5m(B)部切出整个宽度（22个）的ASTM A370标距长度=2英寸、平行部宽度 =38mm的板状试验片（试验片宽度：50mm)，实施拉伸试验。将宽度中央部的拉伸结果合并 示于表2。另外，从No. 1(钢1，本发明例）和No. 5(钢5,比较例）的钢的长度方向（T、M、 B)和宽度方向各位置所得的板状试验片的屈服强度（YS)示于图1。为了评价卷材长度方 向（Τ、Μ、B)、宽度方向（22个）上的材质偏差，将从YS的最大值中减去最小值的结果作为 AYS求出（AYS并不是仅仅宽度中央部的数据，而是包括边缘的偏差评价）。该值也示于 表2。
[0068] 由表2和图1所示可以确认，落在本发明范围之外的比较例，其宽度方向和长度方 向的材质偏差大，相反，在本发明例的情况下，宽度方向和长度方向的材质偏差小，材质均 匀性优良。
[0069] (表 1)
[0070] 成分（质量％ )
[0071]

【权利要求】
1. 一种盘管用钢带，其特征在于，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、Μη :0. 5%以上且1. 5%以下、P :0. 02%以下、S :0. 005%以下、Sol. 八1:0.01%以上且0.07%以下、0:0.4%以上且0.8%以下、(：11 :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，且余量由Fe和不可避免的杂质构成。
2. 如权利要求1所述的盘管用钢带，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计， 进一步含有选自Sn :0.001%以上且0.005%以下、Ca :0.001%以上且0.003%以下中的1 种或2种。
3. -种盘管用钢带，其特征在于，具有权利要求1或2所述的组成，并且如下形成：实 施结束温度为820°C以上且920°C以下的范围内的温度的热精轧，在550°C以上且620°C以 下的范围内的温度下进行卷取。
4. 一种盘管用钢带的制造方法，其特征在于，熔炼具有权利要求1或2所述组成的 钢，铸造，制成钢原材后，进行热轧，并卷取所得的钢带，其中，将热精轧的结束温度设定为 820°C以上且920°C以下的范围内的温度，将卷取温度设定为550°C以上且620°C以下的范 围内的温度。
【文档编号】C22C38/54GK104053805SQ201380005796
【公开日】2014年9月17日 申请日期:2013年1月18日 优先权日:2012年1月18日
【发明者】松木康浩, 小仓隆彦, 上力, 中田博士 申请人:杰富意钢铁株式会社