RU2000338C1 - Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steel - Google Patents
Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steelInfo
- Publication number
- RU2000338C1 RU2000338C1 SU5038040A RU2000338C1 RU 2000338 C1 RU2000338 C1 RU 2000338C1 SU 5038040 A SU5038040 A SU 5038040A RU 2000338 C1 RU2000338 C1 RU 2000338C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- speed
- cooling
- carried out
- final
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 16
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 16
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims description 12
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 title abstract description 10
- 239000010451 perlite Substances 0.000 title 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 27
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 5
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 5
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 5
- -1 titanium nitrides Chemical class 0.000 claims abstract description 5
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 4
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 4
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims abstract description 4
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 7
- 239000004615 ingredient Substances 0.000 claims 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 claims 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 claims 1
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 8
- 238000003466 welding Methods 0.000 abstract description 8
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 7
- 239000011575 calcium Substances 0.000 abstract description 7
- OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N Calcium Chemical compound [Ca] OYPRJOBELJOOCE-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical group [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 4
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 abstract description 3
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 abstract description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- ZPUCINDJVBIVPJ-LJISPDSOSA-N cocaine Chemical compound O([C@H]1C[C@@H]2CC[C@@H](N2C)[C@H]1C(=O)OC)C(=O)C1=CC=CC=C1 ZPUCINDJVBIVPJ-LJISPDSOSA-N 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 230000001175 peptic effect Effects 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Изобретение относитс к металлургии, конкретнее к производству проката ответственного назначени методом термомеханической обработки. Технический результат изобретени заключаетс в получении малоперлитной стали, обладающей высокой прочностью, пластичностью и хладостойко- стью с высокими назначени ми низкотемпературной в зкости зоны термического вли ни после сварки Сущность- сл б из малоперлитной стали подвергают аустени- зации. предварительной деформации и окончательной деформации в реверсивном режиме и охлаждению. Согласно изобретению аустенизацию осуществл ют при температуре на 60-100°С ниже температуры растворимости нитридов титана, предварительную деформацию заканчивают при температуре на 120-180°С выше Агз, а окончательную деформацию производ т при температуре на 20-100°С ниже Агз, при этом между предварительной и окончательной деформаци ми дополнительно осуществл ют охлаждение со скоростью 0,5-2,5 град/с до температуры Агз + 40°С - Агз - -10°С. а охлаждение после окончательной деформации осуществл ют со скоростью 1,0-4,0 град/с до температуры на 150-250°С ниже Ari, при этом термомеханической обработке подвергают сл бы из стали следующего химического состава, мас.%. углерод 0,05-0,15; марганец 1,0-1,7; кремний 0,15- 0,40; ниобий 0.01-0,04; ванадий 0,03-0,07; титан 0,01-0,04; кальций 0,001-0,01; азот 0,003-0,01; медь 0,02-0,3; никель 0,01-0,3; алюминий 0.02-0,06; сера 0.001-0,008; железо остальное, при отношении Ca/S 0,05- 2,OnNbTI + V 0,10-0.12. Кроме того, после операции охлаждени и достижени температуры на 150-250°С ниже Ап, прокат подвергают подогреву со скоростью 0,5-3,0 град/с до температуры на 80-100°С ниже ACI с последующим окончательным охлаждением со скоростью 0,5-2,0 град/с. Также, после операции охлаждени со скоростью 1,0-4,0 град/с и достижени температуры на 150-250°С ниже Ап дальнейшее охлаждение проката осуществл ют со скоростью 0,01-0,5 град/с. 2 табл с ю о о о со 00 00 оThe invention relates to metallurgy, and more particularly to the production of critical rolled products by thermomechanical processing. The technical result of the invention is to obtain a low-pearlitic steel having high strength, ductility and cold resistance with high assignments of the low-temperature viscosity of the heat affected zone after welding. Essence-slab of low-pearlitic steel is subjected to austenization. preliminary deformation and final deformation in reverse mode and cooling. According to the invention, austenization is carried out at a temperature of 60-100 ° C below the solubility temperature of titanium nitrides, the preliminary deformation is completed at a temperature of 120-180 ° C above Arg, and the final deformation is carried out at a temperature of 20-100 ° C ; C is lower than Arg, while between preliminary and final strains, cooling is additionally carried out at a rate of 0.5-2.5 deg / s to a temperature of Arg + 40 ° C - Arg - -10 ° C. and cooling after the final deformation is carried out at a rate of 1.0-4.0 deg / s to a temperature of 150-250 ° C below Ari, while the steel of the following chemical composition, wt.%, is subjected to thermomechanical treatment. carbon 0.05-0.15; manganese 1.0-1.7; silicon 0.15-0.40; niobium 0.01-0.04; vanadium 0.03-0.07; titanium 0.01-0.04; calcium 0.001-0.01; nitrogen 0.003-0.01; copper 0.02-0.3; nickel 0.01-0.3; aluminum 0.02-0.06; sulfur 0.001-0.008; the rest is iron, with a Ca / S ratio of 0.05-2, OnNbTI + V 0.10-0.12. In addition, after the cooling operation and reaching a temperature of 150-250 ° C below Ap, the rolled products are heated at a speed of 0.5-3.0 deg / s to a temperature of 80-100 ° C below ACI, followed by final cooling at a speed of 0.5-2.0 deg / s. Also, after the cooling operation at a speed of 1.0-4.0 deg / s and reaching a temperature of 150-250 ° C below An, further rolling of the rolling is carried out at a speed of 0.01-0.5 deg / s. 2 tablets with about o about 00 00 about
Description
Изобретение относитс к металлургии, в частности к производству проката ответственного назначени метолом термомохани- ческой обработкиThe invention relates to metallurgy, in particular to the production of critical rolled stock by thermo-mechanical treatment
Известен способ производства листового проката из низколегированной стали, включающий нагрев выше An прокатку, подстуживание прокатку п интервале температур Агз - An с частными обжати ми 14- 30% за проход и суммарной степенью деформации 59-83% и последующее охлаждение на воздухе (авт. сеид. СССР № 1611952, кл. С 21 D 8/00, 1988).A known method of producing sheet metal from low alloy steel, including heating above An rolling, curing rolling in the temperature range Arg - An with partial reductions of 14-30% per pass and a total degree of deformation of 59-83% and subsequent cooling in air (aut. USSR No. 1611952, class C 21 D 8/00, 1988).
Недостатком этого способа вл етс невысока хладостойкость металла после обработки.The disadvantage of this method is the low cold resistance of the metal after processing.
Наиболее близким к предложенному по технической сущности и достигаемому ре- зультату вл етс способ термомеханической обработки толстолистовой стали, включающий аустенизацию, предварительную прокатку и окончательную прокатку в реверсивном режиме при температуре ни- же температуры рекристаллизации аустени- та, но выше точки Агз, с подстуживанием в процессе прокатки со скоростью 3-15 град/с, последующее охлаждение листа на спокойном воздухе до температуры не ниже Ari + 50°С и далее со скоростью 6-30 град/с до температуры (Ап - 30°С) - 500°С, а затем на спокойном воздухе до цеховой температуры (авт.свид.СССР Nfc 1447889, кл. С 21 D 8/00, 1987). Приведенный способ термоме- ханической обработки не обеспечивает необходимого уровн хладостойкости стали в околошовной зоне при сварке.The closest to the proposed technical essence and the achieved result is a method of thermomechanical processing of plate steel, including austenization, preliminary rolling and final rolling in reverse mode at a temperature lower than the austenite recrystallization temperature, but above the point Arg, with the rolling process at a speed of 3-15 deg / s, subsequent cooling of the sheet in calm air to a temperature not lower than Ari + 50 ° C and then at a speed of 6-30 deg / s to a temperature (Ap - 30 ° C) - 500 ° C, but then in still air until the temperature of the shop (avt.svid.SSSR Nfc 1447889, cl. C 21 D 8/00, 1987). The above method of thermomechanical processing does not provide the necessary level of cold resistance of steel in the heat-affected zone during welding.
Предлагаемое изобретение направлено на получение малоперлитной стали, облада- ющей высокой прочностью, пластичностью и хладостойкостью с высокими значени ми низкотемпературной в зкости зоны термического вли ни после сварки.The present invention is directed to the production of low-pearlitic steel having high strength, ductility and cold resistance with high values of the low temperature viscosity of the heat affected zone after welding.
Указанный технический эффект дости- гаетс тем. что в способе термомеханической обработки сл бов из малоперлитной стали, включающем аустенизацию, предварительную деформацию и окончательную деформацию в реверсивном режиме и ох- лаждение согласно изобретению, аустенизацию осуществл ют при температуре на 60-100°С ниже температуры растворимости нитридов титана, предварительную деформацию заканчивают при температуре на 140-200°С выше Агз, а окончательную деформацию производ т при температуре на 20-100°С ниже Агз, при этом между предварительной и окончательной деформаци ми осуществл ют дополнительное охлаждение со скоростью 0,25-2,0 град/с до температуры Агз + 40°С - Агз - 10°С, а охлаждение после окончательной деформации осуществл ют со скоростью 1,0-4,0 град/с до температуры на 150-250°С ниже Ап, при этом термомеханической обработке подвергают сл бы из стали, содержащей, мас.%: углерод 0,05-0.15; марганец 1,0-1.7; кремний 0,15-0.40; ниобий 0,01-0.05; ванадий 0,03- 0.07; титан 0.01-0.04; кальций 0,001-0.01:The indicated technical effect is achieved by that. that in the method of thermomechanical processing of slabs of mild steel, including austenization, preliminary deformation and final deformation in reverse mode and cooling according to the invention, austenization is carried out at a temperature of 60-100 ° C below the solubility temperature of titanium nitrides, the preliminary deformation is completed at at a temperature of 140-200 ° C higher than Arg, and the final deformation is carried out at a temperature of 20-100 ° C below Arg, while between preliminary and final deformations are carried out to additional cooling at a speed of 0.25-2.0 deg / s to a temperature of Arz + 40 ° C - Arz - 10 ° C, and cooling after final deformation is carried out at a speed of 1.0-4.0 deg / s to a temperature of 150-250 ° C below Ap, while thermomechanically processing the steel slabs containing, wt.%: Carbon 0.05-0.15; manganese 1.0-1.7; silicon 0.15-0.40; niobium 0.01-0.05; vanadium 0.03-0.07; titanium 0.01-0.04; calcium 0.001-0.01:
азот 0,003-0 01; медь 0.02-0.3; никель 0,01- 0,3; алюминий 0,02 0,06; железо остальное, при отношении Ca/S 0,5-2.0 и Nb + TI + +V 0,12-0,14. Кроме того, после операции охлаждени и достижени температуры на 150-250°С ниже Ап сл бы подвергают нагреву со скоростью 0,5-3,0 град/с до температуры на 80-100°С ниже АП, с последующим окончательным охлаждением со скоростью 0,5-2,0 град/с.nitrogen 0.003-0 01; copper 0.02-0.3; nickel 0.01-0.3; aluminum 0.02 0.06; the rest is iron, with a Ca / S ratio of 0.5-2.0 and Nb + TI + + V 0.12-0.14. In addition, after the cooling operation and reaching a temperature of 150-250 ° C below Ap, they should be heated at a speed of 0.5-3.0 deg / s to a temperature of 80-100 ° C below the AP, followed by final cooling at a speed 0.5-2.0 deg / s.
Так же, после операции охлаждени со скоростью 1-4 град/с и достижени температуры на 150-250°С ниже Ап, дальнейшее охлаждение проката осуществл ют со скоростью 0,01-0,5 град/с.Also, after a cooling operation at a speed of 1-4 deg / s and reaching a temperature of 150-250 ° C below An, further rolling of the rolling is carried out at a speed of 0.01-0.5 deg / s.
Экспериментально установлено, что выбранные параметры режимов термомеханической обработки и состав стали обеспечивают получение нар ду с высокой прочностью высокую низкотемпературную в зкость как основного металла, так и зоны термического вли ни после сварки,It was experimentally established that the selected parameters of the thermomechanical processing regimes and the steel composition provide, along with high strength, high low temperature viscosity of both the base metal and the heat affected zone after welding, along with
1.Осуа ествление аустенизации при температуре менее чем на 80°С ниже температуры растворимости нитридов титана приводит к началу роста зерна аустенита и в дальнейшем получению разнозернистой структуры феррита.(1) Implementation of austenization at a temperature less than 80 ° C below the solubility temperature of titanium nitrides leads to the onset of growth of austenite grain and, subsequently, to obtain a different-grained structure of ferrite.
Осуществление аустенизации при температуре более чем на 100°С ниже температуры растворимости нитридов титана приводит к недостаточному количеству переведенного в твердый раствор ниоби , что не обеспечит получени необходимого уровн прочности.The implementation of austenization at a temperature of more than 100 ° C below the solubility temperature of titanium nitrides leads to an insufficient amount of niobium transferred to the solid solution, which does not provide the required level of strength.
2.Окончание предварительной деформации при температуре менее чем на 140°С выше Агз и более чем на 200°С выше Агз не позволит подготовить зерна аустенита к заключительной деформации.2. The completion of the preliminary deformation at a temperature of less than 140 ° C above Arg and more than 200 ° C above Arg will not allow the preparation of austenite grains for final deformation.
3.Осуществление окончательной деформации в выбранном интервале температур (на 20-100°С ниже Агз) обеспечивает получение мелкозернистой структуры аустенита и высокого комплекса взаимно исключающих показателей механических свойств высокой прочности и хорошей пластичности.3. The implementation of the final deformation in the selected temperature range (20-100 ° C lower than Arg) provides for obtaining a fine-grained structure of austenite and a high complex of mutually exclusive indicators of mechanical properties of high strength and good ductility.
4.Охлаждение между предварительной и окончательной деформаци ми со скоростью менее чем 0.25 град/с и до температуры менее Агз + 40°С приводит к росту зерна аустенита и снижению механических свойств.4.Cooling between preliminary and final deformations at a rate of less than 0.25 deg / s and to a temperature of less than Arg + 40 ° C leads to an increase in austenite grain and a decrease in mechanical properties.
Охлаждение между предварительной и окончательной деформаци ми со скоростью более чем 2,0 град/с и до температуры более Агз - Ю°С приводит к образованию закалочных структур и возникновению дефектов заготовки.Cooling between preliminary and final deformations at a rate of more than 2.0 deg / s and to a temperature above Arg - 10 ° C leads to the formation of quenching structures and the appearance of workpiece defects.
5.Охлаждение после окончательной деформации со скоростью менее 1.0 град/с и до температуры монее чем на 100°С ниже5.Cooling after final deformation at a rate of less than 1.0 deg / s and to a temperature lower than 100 ° C lower
An может привести к рекристаллизации феррита и возникновению разнозернистости.An can lead to recrystallization of ferrite and the appearance of heterogeneity.
Охлаждение после окончательной деформации со скоростью более 4,0 град/с и до температуры более чем на 180°С ниже AM способствует протеканию процесса a -ft -превращени по промежуточному механизму и снижению пластичности и хла- достойкости металла.Cooling after the final deformation at a speed of more than 4.0 deg / s and to a temperature of more than 180 ° C below AM contributes to the process of a-ft conversion by an intermediate mechanism and a decrease in the ductility and coldness of the metal.
6.Качественный и количественный составы стали выбраны из следующих соображений: углерод, марганец, ванадий, ниобий, титан и азот способствуют формированию мелкозернистого, однородного зерна фер- рита в процессе термомеханической обработки и обеспечивают необходимый уровень прочности, пластичности и хладо- стойкости. При сварке в зоне термического вли ни комплексное используемое микро- легирование титаном, ниобием и ванадием позволит исключить разупрочнение зоны термического вли ни и сохранить мелкозернистуюструктурусвысокой низкотемпературной в зкостью. Кремний и алюминий в выбранных пределах обеспечивают получение глубокой раскисленности стали и отрицательно не вли ют на низкотемпературную в зкость и хладостойкость.6. Qualitative and quantitative steel compositions were selected from the following considerations: carbon, manganese, vanadium, niobium, titanium and nitrogen contribute to the formation of fine-grained, uniform ferrite grains during thermomechanical processing and provide the necessary level of strength, ductility and cold resistance. When welding in the heat-affected zone, the complex microalloying used with titanium, niobium and vanadium will eliminate the softening of the heat-affected zone and maintain a fine-grained structure with a high low-temperature viscosity. Silicon and aluminum within the selected limits provide deep deoxidation of the steel and do not adversely affect the low temperature viscosity and cold resistance.
Отношение кальци к сере в за влен- ных пределах способствует полной глобул - ризации сульфидных включений и повышению ударной в зкости при отрицательных температурах.The ratio of calcium to sulfur within the specified limits promotes complete globularization of sulfide inclusions and an increase in toughness at low temperatures.
7.Превышение суммарного содержа- ни микролегирующих ниоби , титана и ванади при сварке вызывает образование промежуточных структур и снижает хладо- стойкость и низкотемпературную в зкость зоны термического вли ни . Медь и никель в за вленных пределах способствуют обес- печению необходимых прочностных свойств, не снижа при этом других показателей качества.7. Exceeding the total content of microalloying niobium, titanium and vanadium during welding causes the formation of intermediate structures and reduces the cold resistance and low temperature viscosity of the heat affected zone. Copper and nickel within the claimed limits contribute to the provision of the necessary strength properties, while not lowering other quality indicators.
Параметры подогрева после охлажде- ни и достижение температуры на 100- 180°С ниже Ап обеспечивают релаксацию деформационных напр жений в матрице и повышение пластичности металла.The parameters of heating after cooling and the temperature reaching 100-180 ° C below An provide relaxation of the strain stresses in the matrix and increase the ductility of the metal.
Пример. Сталь была выплавлена в 350-тонном кислородном конвертере и после внепечного рафинировани разлита на МНЛЗ. Химический состав стали был следующим . мэс.%: углерод 0,10; марганец 1,35; кремний 0,27; ниобий 0,025; ванадий 0,05; титан 0,025: кальций 0.0057; азот 0,0065; медь 0,16; никель 0.15; алюминий 0,03; сера 0.0045. Отношение Ca/S было 1,25; суммарное содержание ниоби , ванади и титана было 0,10 мае.11/ Прокатку производили на двухклетьевом Р пепсивном стане 3600.Example. Steel was smelted in a 350-ton oxygen converter and, after out-of-furnace refining, was cast into a continuous casting machine. The chemical composition of the steel was as follows. wt.%: carbon 0.10; manganese 1.35; silicon 0.27; niobium 0.025; vanadium 0.05; titanium 0.025: calcium 0.0057; nitrogen 0.0065; copper 0.16; nickel 0.15; aluminum 0.03; sulfur 0.0045. The Ca / S ratio was 1.25; the total content of niobium, vanadium and titanium was May 0.10. 11 / Rolling was performed on a 3600 double-stand P peptic mill.
Температура нагрева составл ла 1180СС, Температура завершени предварительной деформации была 950°С. охлаждение до начала чистовой деформации проводили со скоростью 1,2 град/с. Температура начала чистовой деформации 815°С, а завершени - 740°С. Охлаждение после завершени деформации осуществл ли со скоростью 2,5 град/с водовоздушной смесью до температуры 490°С, после чего раскат подогревали со скоростью 1,7 град/с до 630°С и затем охлаждали до комнатной температуры на воздухе со скоростью 1,2 град/с.The heating temperature was 1180 ° C. The temperature at which the pre-deformation was completed was 950 ° C. cooling to the beginning of the final deformation was carried out at a speed of 1.2 deg / s. The temperature at the beginning of the final deformation is 815 ° C, and the completion temperature is 740 ° C. After deformation, cooling was carried out at a speed of 2.5 deg / s with an air-water mixture to a temperature of 490 ° C, after which the roll was heated at a speed of 1.7 deg / s to 630 ° C and then cooled to room temperature in air at a speed of 1, 2 deg / s.
Возможно после операции охлаждени со скбростью 2,5 грзд/с после достижени температуры 490°С дальнейшее охлаждение производить замедленно, например, в стопе со скоростью 0.2 град/с.It is possible that after a cooling operation with a velocity of 2.5 g / s after reaching a temperature of 490 ° C, further cooling is slow, for example, in a stack at a speed of 0.2 deg / s.
Испытани механических свойств осуществл ли на поперечных образцах. Механические свойства на раст жение определ ли на плоских п тикратных образцах , а на ударную в зкость - на образцах Шарли при -20°С и Менаже при -60°С.Testing of mechanical properties was carried out on transverse samples. The mechanical tensile properties were determined on flat five-fold samples, and the impact strength on Charlie samples at -20 ° C and Menage at -60 ° C.
Хладостойкость металла определ ли по результатам сериальных испытаний образцов ДВТТ при 80% в зкой составл ющей в изломе. Низкотемпературную в зкость металла зоны термического вли ни после сварки определ ли на образцах Шарпи при температуре-20°С.The cold resistance of the metal was determined by the results of serial tests of DVTT samples at 80% of the viscous component in the fracture. The low temperature viscosity of the metal of the heat affected zone after welding was determined on Charpy samples at a temperature of -20 ° C.
Химический анализ изготовленных образцов представлен в табл. 1, параметры за вленного и известного способов - в табл.2. Из полученных результатов видно, что предложенный способ термомеханической обработки сл бов из малоперлитной стали обеспечивает получение высокой прочности , пластичности и хладостойкости стали при сохранении высокой низкотемпературной в зкости зоны термического вли ни после сварки.Chemical analysis of the prepared samples is presented in table. 1, the parameters of the claimed and known methods are in table.2. From the obtained results it is seen that the proposed method of thermomechanical processing of slabs of low-pearl steel provides high strength, ductility and cold resistance of steel while maintaining high low-temperature viscosity of the heat affected zone after welding.
Claims (3)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5038040 RU2000338C1 (en) | 1992-04-12 | 1992-04-12 | Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| SU5038040 RU2000338C1 (en) | 1992-04-12 | 1992-04-12 | Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2000338C1 true RU2000338C1 (en) | 1993-09-07 |
Family
ID=21602215
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| SU5038040 RU2000338C1 (en) | 1992-04-12 | 1992-04-12 | Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2000338C1 (en) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2245770C2 (en) * | 2002-09-25 | 2005-02-10 | Сибирский государственный университет путей сообщения (СГУПС) | Part making or restoring method |
| RU2249629C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-04-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round-profiled rolled iron from medium-carbon high-plasticity steel for cold die forging of high-strength especially high-profiled fastening members |
| RU2249628C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-04-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round-profiled rolled iron from low-carbon steel for cold die forging of high-strength especially high-profiled fastening members |
| RU2262539C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-10-20 | Общество с ограниченной отвественностью "Интелмет НТ" | Round merchant shapes made from alloyed steel for cold die forging of intricate-shape profiles for high-strength fastening parts |
| RU2262538C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-10-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round merchant shapes made from low-carbon high-ductility steel for cold die forging of intricate-shape fastening parts |
| RU2277595C1 (en) * | 2004-10-05 | 2006-06-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" (ОАО "ОЭМК") | Round rolled bars of mean-alloy steel |
| RU2285054C2 (en) * | 2004-07-13 | 2006-10-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Round merchant shape made from medium-carbon chromium-containing steel |
| RU2393236C1 (en) * | 2009-06-09 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron |
-
1992
- 1992-04-12 RU SU5038040 patent/RU2000338C1/en active
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2245770C2 (en) * | 2002-09-25 | 2005-02-10 | Сибирский государственный университет путей сообщения (СГУПС) | Part making or restoring method |
| RU2249629C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-04-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round-profiled rolled iron from medium-carbon high-plasticity steel for cold die forging of high-strength especially high-profiled fastening members |
| RU2249628C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-04-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round-profiled rolled iron from low-carbon steel for cold die forging of high-strength especially high-profiled fastening members |
| RU2262539C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-10-20 | Общество с ограниченной отвественностью "Интелмет НТ" | Round merchant shapes made from alloyed steel for cold die forging of intricate-shape profiles for high-strength fastening parts |
| RU2262538C1 (en) * | 2003-12-26 | 2005-10-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Интелмет НТ" | Round merchant shapes made from low-carbon high-ductility steel for cold die forging of intricate-shape fastening parts |
| RU2285054C2 (en) * | 2004-07-13 | 2006-10-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Round merchant shape made from medium-carbon chromium-containing steel |
| RU2277595C1 (en) * | 2004-10-05 | 2006-06-10 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" (ОАО "ОЭМК") | Round rolled bars of mean-alloy steel |
| RU2393236C1 (en) * | 2009-06-09 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN113249641B (en) | 100-120 mm Q460D super-thick high-strength steel and preparation method thereof | |
| CA2260231A1 (en) | Hot-rolled steel strip and method of making it | |
| RU2000338C1 (en) | Method for thermomechanical treatment of slabs from low-perlite steel | |
| JP3845554B2 (en) | Super high strength cold-rolled steel sheet with excellent bending workability | |
| RU2255987C1 (en) | Rolled metal production method | |
| RU2048541C1 (en) | Rolling production method | |
| JP2776174B2 (en) | Manufacturing method of high tensile strength and high toughness fine bainite steel | |
| JPH05263182A (en) | Manufacture of low alloy rolled shape steel excellent in toughness | |
| CN112981238A (en) | Standard Q460D steel plate for forge piece production by continuous casting billet and manufacturing method thereof | |
| US4851054A (en) | Method of producing rolled steel having excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking | |
| CA1318836C (en) | Non-ageing low-alloy hot-rolled strip-form formable steel | |
| EP0191873B1 (en) | Method and steel alloy for producing high-strength hot forgings | |
| US5030297A (en) | Process for the manufacture of seamless pressure vessels and its named product | |
| JPS62199750A (en) | Non-tempered steel bar with excellent toughness and its manufacturing method | |
| RU2242524C1 (en) | Method for producing of low-alloy steel sheets | |
| JP3243987B2 (en) | Manufacturing method of high strength and high corrosion resistance martensitic stainless steel | |
| JP2019052341A (en) | Non-modified low yield ratio high tension thick steel sheet excellent in flexure processability, and manufacturing method therefor | |
| RU2397255C1 (en) | Procedure for production of sheets out of alloyed steel | |
| RU2170274C1 (en) | Method of manufacture of two-layer hot-rolled sheets with main layer made from low-carbon steel and clad layer made from corrosion-resistant steel | |
| JPH02163341A (en) | Steel material for structural purposes having excellent fire resistance and its manufacture | |
| RU2044069C1 (en) | Method for sheet rolling | |
| JP2543282B2 (en) | Method for producing controlled rolled steel with excellent toughness | |
| US4119445A (en) | High strength alloy of ferritic structure | |
| JP4319945B2 (en) | High carbon steel plate with excellent hardenability and workability | |
| JP3107695B2 (en) | Method for producing shaped steel having flange with excellent strength, toughness and weldability |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| REG | Reference to a code of a succession state |
Ref country code: RU Ref legal event code: MM4A Effective date: 20090418 |