RU2466193C1 - Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates - Google Patents
Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates Download PDFInfo
- Publication number
- RU2466193C1 RU2466193C1 RU2011120005/02A RU2011120005A RU2466193C1 RU 2466193 C1 RU2466193 C1 RU 2466193C1 RU 2011120005/02 A RU2011120005/02 A RU 2011120005/02A RU 2011120005 A RU2011120005 A RU 2011120005A RU 2466193 C1 RU2466193 C1 RU 2466193C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- rolling
- thickness
- temperature
- less
- steel
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title description 5
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 56
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 32
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 29
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 29
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 10
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 5
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 16
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 13
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 11
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims description 10
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims description 7
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 7
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 7
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 6
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 6
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 6
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 claims description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 7
- 230000009467 reduction Effects 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 abstract description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 2
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 18
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 description 17
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 13
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 8
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 5
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 4
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 3
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 3
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 2
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 238000010583 slow cooling Methods 0.000 description 2
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N Orthosilicate Chemical compound [O-][Si]([O-])([O-])[O-] BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001413 cellular effect Effects 0.000 description 1
- 238000010276 construction Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005087 graphitization Methods 0.000 description 1
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 238000001727 in vivo Methods 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 239000003923 scrap metal Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 230000008646 thermal stress Effects 0.000 description 1
- -1 titanium carbides Chemical class 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Metal Rolling (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству листового проката на реверсивном толстолистовом стане, и может быть использовано при изготовлении толстых листов и штрипсов из низколегированных сталей с применением контролируемой прокатки. The invention relates to the field of metallurgy, in particular to the production of sheet metal on a reversible plate mill, and can be used in the manufacture of thick sheets and strips of low alloy steels using controlled rolling.
Известен способ производства толстых стальных листов, включающий нагрев сляба до температуры 1200±20°С и его черновую прокатку до толщины промежуточного раската 70 мм с температурой конца деформации 900°С. Затем предусмотрена транспортировка раската в зону охлаждения вне линии прокатки и его охлаждение на воздухе до температуры ниже 800°С. После охлаждения раската проводят его чистовую прокатку до конечной толщины с температурой конца деформации 730°С и охлаждают полученный лист до температуры окружающей среды [1].A known method for the production of thick steel sheets, comprising heating a slab to a temperature of 1200 ± 20 ° C and its rough rolling to a thickness of an intermediate roll of 70 mm with a temperature of the end of deformation of 900 ° C. Then, transportation of the roll to the cooling zone outside the rolling line and its cooling in air to a temperature below 800 ° C are provided. After cooling, the roll is finished rolling to a final thickness with a temperature of the end of deformation of 730 ° C and the resulting sheet is cooled to ambient temperature [1].
Однако толстый лист, полученный согласно известному способу, характеризуется сравнительно низким уровнем механических свойств, в особенности ударной вязкости при отрицательных температурах. Это связано с низкой скоростью охлаждения в естественных условиях полученного листа от температуры конца прокатки до температуры окружающей среды. Кроме того, фиксированная и сравнительно небольшая толщина промежуточного раската не всегда обеспечивает степень деформации при чистовой прокатке, достаточную для получения требуемого уровня механических свойств.However, the thick sheet obtained according to the known method is characterized by a relatively low level of mechanical properties, in particular impact strength at low temperatures. This is due to the low cooling rate in vivo of the obtained sheet from the temperature of the end of rolling to ambient temperature. In addition, a fixed and relatively small thickness of the intermediate roll does not always provide a degree of deformation during finishing rolling, sufficient to obtain the required level of mechanical properties.
Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства хладостойкого листового проката, включающий получение заготовки из стали, содержащей, мас.%: C=0,04-0,l; Si=0,15-0,35; Мn=0,60-0,90; Ni=0,10-0,40; Al=0,02-0,06; Nb=0,02-0,06; V=0,03-0,05; остальное - железо и примеси. Способ предусматривает нагрев заготовки до температуры 1100-1150°С, предварительную деформацию (черновую прокатку) с суммарным обжатием 35-60% при температуре 900-800°С, последующее охлаждение промежуточной заготовки (подстуживание) на 50-70°С, окончательную деформацию (чистовую прокатку) с суммарной степенью обжатия 65-75% при температуре 830-750°С, ускоренное охлаждение листового проката до температуры 500-260°С и замедленное охлаждение до температуры не выше 150°С [2].The closest in technical essence to the proposed invention is a method for the production of cold-resistant sheet metal, which includes obtaining a billet of steel containing, wt.%: C = 0.04-0, l; Si = 0.15-0.35; Mn = 0.60-0.90; Ni = 0.10-0.40; Al = 0.02-0.06; Nb = 0.02-0.06; V = 0.03-0.05; the rest is iron and impurities. The method involves heating the preform to a temperature of 1100-1150 ° C, pre-deformation (rough rolling) with a total compression of 35-60% at a temperature of 900-800 ° C, subsequent cooling of the intermediate preform (curing) by 50-70 ° C, the final deformation ( fine rolling) with a total degree of compression of 65-75% at a temperature of 830-750 ° C, accelerated cooling of sheet metal to a temperature of 500-260 ° C and slow cooling to a temperature of no higher than 150 ° C [2].
К недостаткам данного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстый лист из низколегированной стали обладает недостаточно высокими прочностными свойствами. Значения предела прочности и предела текучести, заявленные для данного способа, составляют σт=300-320 МПа, σв=400-455 МПа, при относительном удлинении δ5=29-34% и ударной вязкости KCV-40=200-250 Дж/см2. В то же время нормативные требования для штрипса категории прочности К60 достигают σт>460 МПа, σв>590 МПа, KCV-40≥78,5 Дж/см2. При этом установлена допустимая величина относительного удлинения δ5≥20% [3].The disadvantages of this method include the fact that the thick sheet of low alloy steel obtained by using it has insufficiently high strength properties. Values of tensile strength and yield strength stated for this method comprise σ m = 300-320 MPa, σ in = 400-455 MPa, elongation δ 5 = 29-34% and toughness KCV -40 = 200-250 J. / cm 2 . At the same time, the regulatory requirements for strip category K60 reach σ m> 460 MPa, σ B> 590 MPa, KCV -40 ≥78,5 J / cm 2. At the same time, an acceptable value of the relative elongation δ 5 ≥20% was established [3].
Технический результат изобретения состоит в повышении прочностных свойств штрипса толщиной 23-40 мм до уровня К60, при сохранении достаточной пластичности и хладостойкости.The technical result of the invention is to increase the strength properties of the strip with a thickness of 23-40 mm to the level of K60, while maintaining sufficient ductility and cold resistance.
Технический результат достигается тем, что в способе производства низколегированного проката для изготовления прямошовных магистральных труб, включающем получение непрерывнолитой заготовки, ее нагрев, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение готового проката до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, согласно изобретению непрерывнолитую заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов: 0,04-0,10% углерод, 0,15-0,40% кремний, 1,4-1,75% марганец, 0,31-0,60% никель, 0,05-0,22% молибден, 0,065-0,10% ниобий, 0,025-0,06% ванадий, не более 0,25% хром, не более 0,3% медь, не более 0,08% алюминий, не более 0,05% титан, железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное, при этом суммарное содержание Nb+Ti+V≤0,18%, суммарное содержание Cr+Ni+Cu≤l,0%, а углеродный эквивалент составляет Сэкв≤0,43, нагрев непрерывнолитой заготовки производят при температуре выше 1150°С в течение не менее 7,5 часов, черновую прокатку осуществляют с величиной относительного обжатия за проход не менее 8%, за исключением последнего прохода, на толщину промежуточной заготовки, равную 115-165 мм при толщине готового проката, меньше или равной 33 мм, и на толщину промежуточной заготовки, равную 166-195 мм при толщине готового проката более 33 мм, охлаждение промежуточной заготовки после черновой прокатки производят до температуры 730-765°С, а последующую чистовую прокатку осуществляют сначала в поперечном, а затем в продольном направлении с температурой конца прокатки 720-760°С, при этом температуру конца ускоренного охлаждения готового проката устанавливают не ниже 540°С.The technical result is achieved by the fact that in the method for producing low-alloy rolled products for the manufacture of straight-seam main pipes, which includes producing a continuously cast billet, heating it, rough rolling, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling, accelerated cooling of the finished steel to a predetermined temperature and its subsequent delayed cooling, according to According to the invention, a continuously cast billet is obtained from steel with the following ratio of elements: 0.04-0.10% carbon, 0.15-0.40% silicon, 1.4-1.75% marg nets, 0.31-0.60% nickel, 0.05-0.22% molybdenum, 0.065-0.10% niobium, 0.025-0.06% vanadium, not more than 0.25% chromium, not more than 0, 3% copper, not more than 0.08% aluminum, not more than 0.05% titanium, iron and impurities, with the content of each element of the impurity less than 0.03% - the rest, while the total content of Nb + Ti + V≤0.18 %, the total content of Cr + Ni + Cu≤l, 0%, and the carbon equivalent is C equiv ≤0.43, the continuously cast billet is heated at a temperature above 1150 ° C for at least 7.5 hours, roughing is carried out with a value relative reduction per pass of at least 8%, except for the last its passage, by the thickness of the intermediate billet equal to 115-165 mm with a thickness of finished steel less than or equal to 33 mm, and by the thickness of the intermediate billet equal to 166-195 mm with a thickness of finished rolled more than 33 mm, the intermediate billet is cooled after rough rolling to a temperature of 730-765 ° C, and the subsequent finishing rolling is carried out first in the transverse and then in the longitudinal direction with a temperature of the end of rolling 720-760 ° C, while the temperature of the end of accelerated cooling of the finished steel is set not lower than 540 ° C.
Сущность изобретения состоит в следующем.The invention consists in the following.
Сначала получают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. В целом приведенное содержание элементов обеспечивает необходимый фазовый состав и величину углеродного эквивалента, а также механические свойства штрипса при реализации предлагаемых технологических режимов.First, a continuously cast billet of steel with a given chemical composition is obtained. In general, the given content of elements provides the necessary phase composition and carbon equivalent value, as well as the mechanical properties of the strip during the implementation of the proposed technological regimes.
Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочность. Снижение содержания углерода менее 0,04% приводит к падению ее прочности ниже допустимого уровня. Увеличение содержания углерода более 0,10% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств штрипса, приводит к их неравномерности из-за ликвации.The carbon content in the low alloy steel of the proposed composition determines its strength. A decrease in carbon content of less than 0.04% leads to a decrease in its strength below an acceptable level. An increase in carbon content of more than 0.10% is accompanied by a deterioration in the plastic and viscous properties of the strip, leading to their unevenness due to segregation.
При содержании кремния в рассматриваемой стали менее 0,15% ухудшается раскисленность металла, снижается прочность штрипсов. Увеличение содержания кремния более 0,40% приводит к возрастанию количества силикатных включений и негативно отражается на ударной вязкости металла.When the silicon content in the considered steel is less than 0.15%, the deoxidation of the metal worsens, the strength of the strips decreases. An increase in the silicon content of more than 0.40% leads to an increase in the number of silicate inclusions and negatively affects the toughness of the metal.
В низколегированной штрипсовой стали добавки марганца способствуют твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению хладостойкости и коррозионной стойкости готового проката. Содержания марганца менее 1,4% недостаточно, чтобы обеспечить получение требуемого комплекса механических свойств, а превышение значения 1,75% приводит к необоснованному расходу дорогостоящих легирующих компонентов.In low-alloy strip steel, manganese additives contribute to the solid solution hardening of the metal, and, accordingly, increase the cold resistance and corrosion resistance of the finished product. A manganese content of less than 1.4% is not enough to provide the required complex of mechanical properties, and exceeding the value of 1.75% leads to unreasonable consumption of expensive alloying components.
Никель в количестве 0,31-0,60% способствует твердорастворному упрочнению металла и, соответственно, повышению хладостойкости, прочности и коррозионной стойкости готового проката. При концентрации менее 0,31% он не оказывает существенного влияния на качество металла для данной легирующей композиции. В то же время при увеличении содержания никеля свыше 0,60% не наблюдается дальнейшего повышения указанных свойств, но заметен рост расходов на легирование.Nickel in the amount of 0.31-0.60% contributes to solid solution hardening of the metal and, accordingly, to increase the cold resistance, strength and corrosion resistance of the finished product. At a concentration of less than 0.31%, it does not significantly affect the quality of the metal for a given alloying composition. At the same time, with an increase in the nickel content over 0.60%, no further increase in these properties is observed, but an increase in alloying costs is noticeable.
Наличие хрома положительно сказывается на прочности и коррозионной стойкости металла и расширяет возможности использования металлического лома при выплавке, что способствует снижению себестоимости производства штрипсов. Однако содержание хрома более 0,25% негативно сказывается на свариваемости сталей.The presence of chromium positively affects the strength and corrosion resistance of the metal and expands the possibilities of using scrap metal for smelting, which helps to reduce the cost of production of strips. However, a chromium content of more than 0.25% negatively affects the weldability of steels.
Содержание молибдена 0,05-0,22% обеспечивает получение требуемых прочностных характеристик, способствует повышению коррозионной стойкости штрипсов. Однако выход за верхнюю границу указанного диапазона не сопровождается дальнейшим повышением качества штрипсов, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. При концентрации менее 0,05% не обеспечиваются прочностные свойства.The molybdenum content of 0.05-0.22% provides the required strength characteristics, improves the corrosion resistance of strips. However, going beyond the upper limit of the indicated range is not accompanied by a further improvement in the quality of strips, but only increases the doping costs, which is impractical. At a concentration of less than 0.05%, strength properties are not provided.
Медь способствует повышению прочностных свойств штрипса. Но если содержание этого элемента для данной композиции превышает 0,3%, то возможно снижение ударной вязкости стали при отрицательных температурах.Copper helps to increase the strength properties of the strip. But if the content of this element for this composition exceeds 0.3%, then it is possible to reduce the toughness of steel at low temperatures.
Алюминий является необходимым раскисляющим и модифицирующим элементом. Кроме того, он связывает азот в нитриды. Однако увеличение содержания алюминия более 0,08% может приводить к графитизации стали, потере прочности и ухудшению свариваемости.Aluminum is a necessary deoxidizing and modifying element. In addition, it binds nitrogen to nitrides. However, an increase in aluminum content of more than 0.08% can lead to graphitization of steel, loss of strength, and poor weldability.
Введение в состав стали ниобия, ванадия и титана способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры металла при ускоренном охлаждении прокатанных штрипсов, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Совместное легирование ниобием и ванадием в принятых пределах особенно эффективно для малоуглеродистой стали, т.к. температура растворения NbC на 50-70°С выше, чем VC, и в результате дисперсные карбиды VC выделяются при охлаждении, a NbC тормозит рост зерна аустенита при нагреве. Кроме того, такое совместное легирование повышает горячую пластичность (деформируемость) литых заготовок при прокатке. Однако общее количество ниобия, ванадия и титана в стали ограничено из-за того, что превышение их суммарного содержания более 0,18% может сопровождаться снижением ударной вязкости стали.The introduction of niobium, vanadium, and titanium into the composition of the steel facilitates the production of a cellular dislocation microstructure of the metal with accelerated cooling of rolled strips, which provides a combination of high strength and plastic properties of the metal. Joint alloying with niobium and vanadium within the accepted limits is especially effective for mild steel, since the dissolution temperature of NbC is 50-70 ° C higher than VC, and as a result, dispersed carbides of VC are released upon cooling, and NbC inhibits the growth of austenite grain upon heating. In addition, this joint alloying increases the hot ductility (deformability) of cast billets during rolling. However, the total amount of niobium, vanadium and titanium in steel is limited due to the fact that the excess of their total content of more than 0.18% may be accompanied by a decrease in the toughness of steel.
Ниобий применяют не только для дисперсионного упрочнения стали, но и для эффективного повышения ее прочности и вязкости за счет измельчения зерен. Снижение содержания ниобия ниже 0,065% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения. В то же время превышение уровня 0,10% ухудшает свариваемость стали и экономически не целесообразно ввиду повышения расходов на легирование.Niobium is used not only for dispersion hardening of steel, but also for effective increase of its strength and toughness due to grain grinding. A decrease in the niobium content below 0.065% does not provide sufficient dispersion and grain boundary hardening. At the same time, exceeding the level of 0.10% affects the weldability of steel and is not economically feasible in view of the increase in alloying costs.
Ванадий в меньшей степени, чем ниобий, способствует измельчению зерна. Тормозящее воздействие ванадия на процесс рекристаллизации наблюдается лишь при низких температурах. Снижение содержания ванадия ниже 0,025% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения. В то же время превышение заданного верхнего уровня 0,06% сопровождается ухудшением свариваемости стали.Vanadium, to a lesser extent than niobium, contributes to the grinding of grain. The inhibitory effect of vanadium on the recrystallization process is observed only at low temperatures. A decrease in the vanadium content below 0.025% does not provide sufficient dispersion and grain boundary hardening. At the same time, exceeding the specified upper level of 0.06% is accompanied by a deterioration in the weldability of steel.
Титан является одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Мелкодисперсные карбиды титана, выделившиеся в процессе горячей прокатки и охлаждения полос водой, обладают высокой устойчивостью к перегреву. Повышение содержания титана свыше 0,05% сопровождается снижением вязкостных свойств металла, что недопустимо для сталей данного сортамента.Titanium is one of the most effective microalloying additives in strip steels, as it promotes dispersion hardening, grain refinement and modification of sulfide inclusions. The finely dispersed titanium carbides precipitated during hot rolling and cooling of the strips with water are highly resistant to overheating. An increase in titanium content over 0.05% is accompanied by a decrease in the viscosity properties of the metal, which is unacceptable for steels of this assortment.
В то же время суммарное содержание хрома, никеля и меди не должно превышать 1,0%, т.к. это негативно сказывается на свариваемости сталей. В то же время при увеличении суммарной концентрации этих элементов свыше указанного значения не наблюдается дальнейшего повышения механических свойств, но заметен рост расходов на легирование.At the same time, the total content of chromium, nickel and copper should not exceed 1.0%, because this negatively affects the weldability of steels. At the same time, with an increase in the total concentration of these elements above the indicated value, there is no further increase in mechanical properties, but an increase in alloying costs is noticeable.
Для предложенного химического состава при величине углеродного эквивалента Сэкв более 0,43% возможно холодное растрескивание металла в процессе сварки труб из полученного штрипса. Углеродный эквивалент рассчитывают по формуле Cэкв=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15, мас.%.For the proposed chemical composition with a carbon equivalent of C eq greater than 0.43%, cold cracking of the metal is possible during welding of pipes from the obtained strip. The carbon equivalent is calculated by the formula C equiv = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15, wt.%.
Для выполнения поставленной задачи повышения прочностных свойств штрипса до уровня К60, при сохранении пластичности и увеличении хладостойкости, необходимо получение равномерной и мелкодисперсной структуры готового проката.To accomplish the task of increasing the strength properties of the strip to the level of K60, while maintaining ductility and increasing cold resistance, it is necessary to obtain a uniform and finely divided structure of finished products.
Оптимальные параметры реализации способа были определены эмпирическим путем.The optimal parameters for the implementation of the method were determined empirically.
При нагреве непрерывнолитой заготовки до температуры выше 1150°С и ее выдержке при данной температуре не менее 7,5 часов происходит аустенизация низколегированной стали рассматриваемого химического состава, растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц.When a continuously cast billet is heated to a temperature above 1150 ° C and held at this temperature for at least 7.5 hours, austenization of low-alloy steel of the chemical composition under consideration occurs, and dispersed carbonitride reinforcing particles dissolve.
Экспериментально установлено, что при нагреве непрерывнолитой заготовки до температуры ниже 1150°С не достигается гомогенизация аустенитной структуры, что препятствует получению требуемого уровня свойств готового проката. При продолжительности нагрева менее 7,5 часов непрерывнолитая заготовка не успевает равномерно прогреться, что приводит к существенной неравномерности деформации при прокатке и появлению поверхностных дефектов на готовом изделии.It was experimentally established that when a continuously cast billet is heated to a temperature below 1150 ° C, homogenization of the austenitic structure is not achieved, which prevents obtaining the required level of properties of the finished product. When the heating time is less than 7.5 hours, the continuously cast billet does not have time to uniformly warm up, which leads to a significant unevenness of deformation during rolling and the appearance of surface defects on the finished product.
Последующая реверсивная черновая прокатка в высокотемпературной области позволяет получать равномерную деформацию по всему сечению непрерывнолитой заготовки и способствует максимальной проработке ее структуры. Она обеспечивает получение мелкозернистой однородной структуры путем измельчения зерна аустенита при статической и динамической рекристаллизации, а также деформации. Черновую прокатку производят на толщину, составляющую 115-165 мм для толщины штрипса, меньше или равной 33 мм, и составляющую 166-195 мм для толщины штрипса больше 33 мм.Subsequent reverse rough rolling in the high temperature region allows to obtain uniform deformation over the entire cross section of the continuously cast billet and contributes to the maximum development of its structure. It provides a fine-grained homogeneous structure by grinding austenite grains during static and dynamic recrystallization, as well as deformation. Rough rolling is performed at a thickness of 115-165 mm for a strip thickness less than or equal to 33 mm, and 166-195 mm for a strip thickness greater than 33 mm.
Из опыта установлено, что при чистовой прокатке штрипса толщиной, меньше или равной 33 мм, не удается обеспечить деформацию, достаточную для проработки структуры металла и получения мелкого зерна в готовом изделии, если толщина промежуточной заготовки составляет менее 115 мм. В то же время при толщине промежуточной заготовки более 165 мм заготовка слишком массивна и операция промежуточного подстуживания занимает слишком много времени. Иначе говоря, промежуточная заготовка остывает до заданной температуры чистовой прокатки слишком долго, что неоправданно замедляет процесс подстуживания и приводит к снижению производительности прокатки. Аналогичные явления происходят при прокатке штрипса толщиной более 33 мм. В этом случае при толщине промежуточной заготовки менее 166 мм степень деформации на стадии чистовой прокатки недостаточна для получения требуемого уровня механических свойств, а при толщине более 195 мм подстуживание слишком затягивается по времени.It has been established from experience that during finishing rolling of a strip with a thickness less than or equal to 33 mm, it is not possible to provide a deformation sufficient to study the metal structure and obtain fine grain in the finished product if the thickness of the intermediate preform is less than 115 mm. At the same time, with an intermediate billet thickness of more than 165 mm, the billet is too massive and the intermediate stretching operation takes too much time. In other words, the intermediate billet cools down to a predetermined finish rolling temperature for too long, which unduly slows down the process of curing and leads to a decrease in rolling performance. Similar phenomena occur when rolling a strip with a thickness of more than 33 mm. In this case, when the intermediate billet thickness is less than 166 mm, the degree of deformation at the finish rolling stage is insufficient to obtain the required level of mechanical properties, and when the thickness is more than 195 mm, the reinforcement is too long.
Величину относительного обжатия заготовки за проход при черновой прокатке устанавливают не менее 8%, кроме последнего прохода. Относительно большая величина обжатий способствует равномерному измельчению зерна металла по всей толщине заготовки. При относительных обжатиях за проход в процессе черновой прокатки менее 8% деформация сосредотачивается в поверхностных слоях непрерывнолитой заготовки. Соответственно, в осевой зоне заготовки может сохраниться ликвационная полоса, что приведет к появлению брака по механическим свойствам. В последнем проходе обжатие должно обеспечивать получение заданной толщины промежуточной заготовки, необходимой для эффективного подстуживания, поэтому его величина не регламентируется и определяется непосредственно при прокатке в каждом конкретном случае.The relative compression of the workpiece per pass during rough rolling is set at least 8%, except for the last pass. The relatively large amount of compression contributes to uniform grinding of metal grain throughout the thickness of the workpiece. With relative reductions per pass during rough rolling of less than 8%, the deformation is concentrated in the surface layers of the continuously cast billet. Accordingly, in the axial zone of the workpiece, a segregation strip may remain, which will lead to the appearance of a defect in mechanical properties. In the last pass, the compression should ensure that the specified thickness of the intermediate workpiece is obtained, which is necessary for effective reinforcing, therefore its value is not regulated and is determined directly during rolling in each specific case.
Охлаждение на воздухе (подстуживание) промежуточной заготовки после черновой прокатки необходимо, чтобы избежать деформации в неблагоприятном температурном диапазоне.Air cooling (cooling) of the intermediate billet after rough rolling is necessary to avoid deformation in the unfavorable temperature range.
Экспериментально определено, что для данного штрипса при охлаждении промежуточной заготовки в ходе подстуживания до температуры выше 765°С не всегда достигается требуемая степень измельчения микроструктуры в процессе чистовой прокатки. Это приводит к снижению комплекса механических свойств толстого листа. В то же время после подстуживания заготовки до температуры менее 730°С чистовая прокатка сопровождается уменьшением доли волокнистой составляющей в изломе и ухудшением хладостойкости толстых листов.It was experimentally determined that for a given strip during cooling of the intermediate billet during stirring to a temperature above 765 ° C, the required degree of grinding of the microstructure during finish rolling is not always achieved. This leads to a decrease in the complex of mechanical properties of a thick sheet. At the same time, after baking the workpiece to a temperature of less than 730 ° C, finish rolling is accompanied by a decrease in the proportion of the fibrous component in the fracture and a deterioration in the cold resistance of thick sheets.
Разбивку ширины завершают на стадии чистовой прокатки и переходят к продольной схеме. Использование поперечной прокатки для разбивки ширины на чистовой стадии необходимо для получения анизотропии зерен в поперечном направлении, достаточной для обеспечения требуемого уровня механических свойств. Это способствует выравниванию уровня механических свойств в продольном и поперечном направлении в готовом штрипсе. Далее производят продольную чистовую прокатку с целью получения заданных размеров штрипса.The breakdown of the width is completed at the stage of finish rolling and proceed to the longitudinal scheme. The use of transverse rolling to break the width at the finishing stage is necessary to obtain grain anisotropy in the transverse direction, sufficient to provide the required level of mechanical properties. This helps to equalize the level of mechanical properties in the longitudinal and transverse directions in the finished strip. Next, produce a longitudinal finishing rolling in order to obtain the specified dimensions of the strip.
Упрочнение толстолистовой стали в процессе чистовой реверсивной прокатки в области затрудненной рекристаллизации аустенита характеризуется тем, что в первых проходах наиболее интенсивно упрочняются поверхностные слои промежуточной заготовки, в которых деформация максимальна. По мере упрочнения поверхностных слоев деформация начинает проникать вглубь и охватывает всю толщину раската. Наиболее глубоко пластическая деформация проникает в раскат, когда прокатку начинают в температурном интервале от 730-765°С, поэтому охлаждение на воздухе (подстуживание) промежуточной заготовки с толщиной, указанной ранее, производят именно до этой температуры.Hardening of plate in the process of finishing reverse rolling in the area of difficult austenite recrystallization is characterized by the fact that in the first passes the surface layers of the intermediate workpiece are most intensely hardened, in which the deformation is maximum. As the surface layers harden, the deformation begins to penetrate deep into and covers the entire thickness of the roll. The plastic deformation penetrates most deeply into the roll when rolling starts in the temperature range from 730-765 ° C; therefore, air cooling (curing) of the intermediate billet with the thickness indicated earlier is carried out precisely to this temperature.
Кроме того, начало прокатки в заданном интервале температур позволяет сохранить высокую растворимость легирующих элементов в твердом растворе и приводит к твердорастворному упрочнению материала проката. Контролируемая чистовая прокатка в двухфазной области к процессам дисперсионного упрочнения и измельчения зерен добавляет развитие текстуры и образование субзерен, которые помимо увеличения прочности повышают сопротивление хрупкому разрушению и усталости.In addition, the beginning of rolling in a given temperature range allows you to maintain high solubility of the alloying elements in a solid solution and leads to solid solution hardening of the rolled material. Controlled finish rolling in the two-phase region to the processes of dispersion hardening and grain grinding adds the development of texture and the formation of subgrains, which in addition to increasing strength increase resistance to brittle fracture and fatigue.
Чистовую прокатку заканчивают при температуре 720-760°С. Это позволяет начинать ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки после его выхода из клети стана при сравнительно высокой температуре и приводит к повышению дисперсности структурных составляющих стали.Finishing rolling is completed at a temperature of 720-760 ° C. This allows you to begin accelerated cooling of the obtained strip after finishing rolling after it leaves the mill stand at a relatively high temperature and leads to an increase in the dispersion of the structural components of steel.
Экспериментально определено, что окончание чистовой прокатки при температуре ниже 720°С может сопровождаться появлением рекристаллизованных зерен феррита, что приводит к конечной разнозернистости и понижению вязко-пластических свойств готового штрипса. Однако, если эта температура превышает 760°С, то прочностные характеристики металла опускаются ниже допустимых пределов.It was experimentally determined that the end of the finish rolling at temperatures below 720 ° C can be accompanied by the appearance of recrystallized ferrite grains, which leads to a final heterogeneity and a decrease in the visco-plastic properties of the finished strip. However, if this temperature exceeds 760 ° C, then the strength characteristics of the metal fall below acceptable limits.
Ускоренное охлаждение листа завершают при температуре не ниже 540°С. Это позволяет обеспечить формирование требуемого однородного фазового состава металла и получение требуемых механических свойств на высокопрочном штрипсе для магистральных трубопроводов.Accelerated cooling of the sheet is completed at a temperature not lower than 540 ° C. This allows you to ensure the formation of the required homogeneous phase composition of the metal and obtain the required mechanical properties on a high-strength strip for main pipelines.
Ускоренное охлаждение полученного штрипса до температуры ниже 540°С в результате неблагоприятного характера фазовых превращений может приводить к снижению доли вязкой составляющей при испытаниях ИПГ и, соответственно, к снижению хладостойкости продукции.The accelerated cooling of the obtained strip to a temperature below 540 ° C as a result of the unfavorable nature of the phase transformations can lead to a decrease in the proportion of the viscous component during IPG tests and, accordingly, to a decrease in the cold resistance of products.
Замедленное охлаждение штрипсов способствует снятию внутренних термических напряжений и достигается их штабелированием в стопу для остывания после ускоренного охлаждения.Slow cooling of the strips helps to relieve internal thermal stresses and is achieved by stacking them in the stack for cooling after accelerated cooling.
Как следует из приведенных данных, при реализации предложенного технического решения требуемое качество штрипсового проката для труб большого диаметра достигается за счет выбора наиболее рациональных температурно-деформационных режимов для данного химического состава стали, а также за счет характера распределения поперечных и продольных деформаций заготовки при черновой и чистовой прокатке на толстолистовом реверсивном стане. Технология прокатки направлена на получение оптимального фазового состава и морфологии фаз, измельчение зерен, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение, и дислокационное упрочнение. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы не всегда удается обеспечить соответствие полученных штрипсов заданным требованиям по хладостойкости и категории прочности. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность рекомендаций по выбору допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства низколегированного штрипса для магистральных труб.As follows from the above data, when implementing the proposed technical solution, the required quality of strip products for large pipes is achieved by choosing the most rational temperature-deformation modes for a given chemical composition of steel, as well as due to the nature of the distribution of transverse and longitudinal deformations of the workpiece during roughing and finishing rolling on a plate reversing mill. The rolling technology is aimed at obtaining the optimal phase composition and phase morphology, grain refinement, solid solution hardening, dispersion hardening, and dislocation hardening. However, in the event that the variable technological parameters go beyond the boundaries established for this method, it is not always possible to ensure that the obtained strips meet the specified requirements for cold resistance and strength category. Thus, the data obtained confirm the correctness of the recommendations on the selection of permissible values of the technological parameters of the proposed method for the production of low-alloy strip for main pipes.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве штрипса размером 37,9×3800×11700 мм, категории прочности К60. Производят выплавку заготовок, содержащих: С=0,06%; Si=0,2%; Mn=l,6%; Ni=0,45%; Nb=0,07%; Cr=0,15%; Мо=0,08%; Cu=0,09%; Ti=0,01%; V=0,04%; Аl=0,03%; железо и примеси, с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное. Сэкв=0,417%, т.е. соответствует заявленному диапазону. Суммарное содержание Nb+Ti+V=0,12%, а суммарное содержание Cr+Ni+Cu=0,69%, что соответствует заявленным признакам. Следует также отметить, что выплавленная сталь предложенного состава содержит в виде примесей не более 0,015% фосфора, не более 0,003% серы и не более 0,01% азота. При указанных предельных концентрациях эти элементы не оказывают заметного негативного воздействия на качество штрипсов, тогда как их удаление из расплава существенно повышает затраты на производство и усложняет технологический процесс.The application of the method is illustrated by an example of its implementation in the manufacture of a strip measuring 37.9 × 3800 × 11700 mm, strength category K60. Smelting blanks containing: C = 0.06%; Si = 0.2%; Mn = l, 6%; Ni = 0.45%; Nb = 0.07%; Cr = 0.15%; Mo = 0.08%; Cu = 0.09%; Ti = 0.01%; V = 0.04%; Al = 0.03%; iron and impurities, with the content of each element of the impurity less than 0.03% - the rest. With eq = 0.417%, i.e. corresponds to the declared range. The total content of Nb + Ti + V = 0.12%, and the total content of Cr + Ni + Cu = 0.69%, which corresponds to the declared features. It should also be noted that the smelted steel of the proposed composition contains in the form of impurities not more than 0.015% phosphorus, not more than 0.003% sulfur and not more than 0.01% nitrogen. At the indicated maximum concentrations, these elements do not have a noticeable negative effect on the quality of the strips, while their removal from the melt significantly increases production costs and complicates the process.
Осуществляют нагрев непрерывнолитых заготовок указанного химического состава размером 315×1850×2900 мм до температуры 1190°С в течение 7,5 часов. После выдачи из печи производят черновую прокатку заготовки, при этом первые проходы производят по продольной схеме (протяжка), а последние - поперечной (разбивка ширины). Черновую прокатку заготовки осуществляют на толщину 175 мм. Относительные обжатия за проход на стадии черновой прокатки составляют 9-12% а в последнем проходе при разбивке ширины - 2%, чтобы получить требуемые размеры промежуточной заготовки.Carry out heating continuously cast billets of the specified chemical composition measuring 315 × 1850 × 2900 mm to a temperature of 1190 ° C for 7.5 hours. After delivery from the furnace, roughing of the workpiece is carried out, with the first passages being made in a longitudinal pattern (broaching), and the latter in the transverse way (width breakdown). Rough rolling of the workpiece is carried out to a thickness of 175 mm. The relative compression for the pass at the rough rolling stage is 9-12% and in the last pass with a breakdown of the width - 2%, in order to obtain the required dimensions of the intermediate workpiece.
Затем производят подстуживание промежуточной заготовки толщиной 175 мм до температуры 750°С на рольганге стана за счет ее естественного охлаждения на воздухе.Then, the intermediate billet is 175 mm thick to a temperature of 750 ° C on the rolling table of the mill due to its natural cooling in air.
После достижения указанной температуры промежуточной заготовки приступают к ее чистовой прокатке, в ходе которой завершают разбивку ширины и переходят к продольной схеме деформации. Заканчивают чистовую прокатку при температуре 730°С. После чистовой прокатки полученный штрипс подвергают ускоренному водяному охлаждению в специальной установке. Ускоренное охлаждение полученного штрипса начинают после выхода штрипса из клети стана и заканчивают при температуре 600°С. Последующее замедленное охлаждение металла осуществляют путем выдержки на воздухе штабелированной стопы горячекатаных штрипсов.After reaching the indicated temperature, the intermediate billet proceeds to its finish rolling, during which the breakdown of the width is completed and the longitudinal deformation scheme is transferred. Finishing rolling is completed at a temperature of 730 ° C. After finishing rolling, the obtained strip is subjected to accelerated water cooling in a special installation. The accelerated cooling of the obtained strip is started after the strip leaves the mill stand and terminated at a temperature of 600 ° C. Subsequent delayed cooling of the metal is carried out by exposure to air of a stacked stack of hot rolled strips.
Механические свойства штрипса определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских пропорциональных полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497, а на ударную вязкость на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σв=650-670 Н/мм2; предел текучести σт=570-590 Н/мм2; относительное удлинение δ5=22-23%; ударная вязкость KCV-40=200-210 Дж/см2. Указанный уровень свойств полностью соответствует требованиям, предъявляемым к штрипсу категории прочности К60.The mechanical properties of the strip were determined on transverse samples. Static tensile tests were carried out on flat proportional full-thickness specimens according to GOST 1497, and on impact strength on specimens with a V-shaped notch according to GOST 9454. The following mechanical properties were obtained for transverse specimens: temporary resistance σ in = 650-670 N / mm 2 ; yield strength σ t = 570-590 N / mm 2 ; elongation δ 5 = 22-23%; impact strength KCV -40 = 200-210 J / cm 2 . The specified level of properties fully complies with the requirements for a strip of strength category K60.
Таким образом, применение предложенного способа прокатки обеспечивает достижение требуемого результата - получение на толстолистовом реверсивном стане штрипса для труб большого диаметра с уровнем механических свойств, соответствующим категории прочности К60.Thus, the application of the proposed rolling method ensures the achievement of the desired result — obtaining a strip for large diameter pipes with a plate of large diameter with a level of mechanical properties corresponding to strength category K60 on a plate reversing mill.
Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что предложенные температурно-деформационные режимы производства позволяют в наибольшей степени использовать все механизмы упрочнения низколегированной стали данного химического состава: измельчение зерна, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение, анизотропия структуры и свойств. Использование предложенного способа для производства штрипсов категории прочности К60, толщиной 23-40 мм из низколегированной стали позволит повысить выход годного на данном сортаменте на 2-3%.The technical and economic advantages of the considered invention consist in the fact that the proposed temperature-deformation modes of production make it possible to use to the greatest extent all the hardening mechanisms of low-alloy steel of a given chemical composition: grain refinement, dislocation hardening, dispersion hardening, anisotropy of structure and properties. Using the proposed method for the production of strips of strength category K60 with a thickness of 23-40 mm from low alloy steel will increase the yield on this assortment by 2-3%.
Литературные источникиLiterary sources
1. Заявка №59-61504 (Япония), МПК В21В 1/38; В21В 1/22, 1984.1. Application No. 59-61504 (Japan), IPC B21B 1/38; B21B 1/22, 1984.
2. Патент РФ №2265067, МПК С21D 8/02, 2005.2. RF patent No. 2265067, IPC C21D 8/02, 2005.
3. Нестеров Г.В. и др. Трубы для строительства нефтепровода «БТС-2» (таблицы 3, 4). Технические требования. Территория НЕФТЕГАЗ, 2007, №10.3. Nesterov G.V. etc. Pipes for the construction of the BTS-2 oil pipeline (Tables 3, 4). Technical requirements. Territory NEFTEGAZ, 2007, No. 10.
Claims (1)
при этом суммарное содержание Nb+Ti+V≤0,18, суммарное содержание Cr+Ni+Cu≤l,0, а углеродный эквивалент составляет Сэкв≤0,43, нагрев непрерывнолитой заготовки производят при температуре выше 1150°С в течение не менее 7,5 ч, черновую прокатку осуществляют сначала в продольном, а затем в поперечном направлениях с величиной относительного обжатия за проход не менее 8%, за исключением последнего прохода, на толщину промежуточной заготовки, равную 115-165 мм при толщине готового проката меньше или равной 33 мм, и на толщину промежуточной заготовки, равную 166-195 мм при толщине готового проката более 33 мм, охлаждение промежуточной заготовки после черновой прокатки ведут до температуры 730-765°С, а последующую чистовую прокатку осуществляют сначала в поперечном, а затем в продольном направлениях с температурой конца прокатки 720-760°С, при этом температуру конца ускоренного охлаждения готового проката устанавливают не ниже 540°С. A method of manufacturing rolled steel from low alloy steel for the manufacture of longitudinal seam pipes, including the production of a continuously cast billet, its heating, rough rolling, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling, accelerated cooling of the finished steel to a given temperature and its subsequent delayed cooling, characterized in that the continuous cast billet obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
the total content of Nb + Ti + V≤0.18, the total content of Cr + Ni + Cu≤l, 0, and the carbon equivalent is C equiv ≤0.43, the continuously cast billet is heated at a temperature above 1150 ° C for not less than 7.5 hours, rough rolling is carried out first in the longitudinal and then in the transverse directions with a relative compression ratio of at least 8% per pass, with the exception of the last pass, to an intermediate billet thickness of 115-165 mm with a finished rolled thickness less than or equal to 33 mm, and the thickness of the intermediate workpiece equal to 166-195 m m with a finished rolling thickness of more than 33 mm, the intermediate billet is cooled after rough rolling to a temperature of 730-765 ° C, and the subsequent finishing rolling is carried out first in the transverse and then in the longitudinal directions with the temperature of the rolling end 720-760 ° C, the temperature of the end of the accelerated cooling of the finished product is set at least 540 ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011120005/02A RU2466193C1 (en) | 2011-05-18 | 2011-05-18 | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011120005/02A RU2466193C1 (en) | 2011-05-18 | 2011-05-18 | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2466193C1 true RU2466193C1 (en) | 2012-11-10 |
Family
ID=47322277
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011120005/02A RU2466193C1 (en) | 2011-05-18 | 2011-05-18 | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2466193C1 (en) |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2549807C1 (en) * | 2013-12-30 | 2015-04-27 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of rolled stock from high-strength cold-resistant steel |
| RU2551324C1 (en) * | 2013-12-30 | 2015-05-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of strips of low-alloyed weld steel |
| RU2581696C1 (en) * | 2015-01-19 | 2016-04-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel |
| RU2583973C1 (en) * | 2015-02-10 | 2016-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing thick-wall pipe steel |
| RU2613265C1 (en) * | 2015-12-07 | 2017-03-15 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloyed tube steel of k60 strength grade for longitudinal electric-welded pipes |
| RU2653954C2 (en) * | 2016-02-02 | 2018-05-15 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of manufacturing thick-sheet rolled stock for manufacturing of electrically welded gas-and-oil pipes of large diameter category x42-x56, resistant against hydrogen-induced cracking in h2s-containing media |
| RU2737690C1 (en) * | 2020-05-19 | 2020-12-02 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel for production of critical metal structures |
| RU2745390C1 (en) * | 2020-08-11 | 2021-03-24 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for obtaining high-strength thick-steel steel rolls on reversing mill (versions) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2337976C2 (en) * | 2006-09-01 | 2008-11-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Production method of cold-resistant steel sheets |
| US7462251B2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-12-09 | Usinor | Method for making an abrasion-resistant steel plate |
| US7540928B2 (en) * | 2002-10-14 | 2009-06-02 | Usinor | Process for manufacturing bake hardening steel sheet, and steel sheet and parts thus obtained |
| RU2390568C1 (en) * | 2009-07-07 | 2010-05-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip |
| RU2393239C1 (en) * | 2009-08-31 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip |
| RU2414515C1 (en) * | 2009-12-07 | 2011-03-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
-
2011
- 2011-05-18 RU RU2011120005/02A patent/RU2466193C1/en active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7540928B2 (en) * | 2002-10-14 | 2009-06-02 | Usinor | Process for manufacturing bake hardening steel sheet, and steel sheet and parts thus obtained |
| US7462251B2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-12-09 | Usinor | Method for making an abrasion-resistant steel plate |
| RU2337976C2 (en) * | 2006-09-01 | 2008-11-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Production method of cold-resistant steel sheets |
| RU2390568C1 (en) * | 2009-07-07 | 2010-05-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip |
| RU2393239C1 (en) * | 2009-08-31 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip |
| RU2414515C1 (en) * | 2009-12-07 | 2011-03-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2549807C1 (en) * | 2013-12-30 | 2015-04-27 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of rolled stock from high-strength cold-resistant steel |
| RU2551324C1 (en) * | 2013-12-30 | 2015-05-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of strips of low-alloyed weld steel |
| RU2581696C1 (en) * | 2015-01-19 | 2016-04-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel |
| RU2583973C1 (en) * | 2015-02-10 | 2016-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing thick-wall pipe steel |
| RU2613265C1 (en) * | 2015-12-07 | 2017-03-15 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloyed tube steel of k60 strength grade for longitudinal electric-welded pipes |
| RU2653954C2 (en) * | 2016-02-02 | 2018-05-15 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of manufacturing thick-sheet rolled stock for manufacturing of electrically welded gas-and-oil pipes of large diameter category x42-x56, resistant against hydrogen-induced cracking in h2s-containing media |
| RU2737690C1 (en) * | 2020-05-19 | 2020-12-02 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel for production of critical metal structures |
| RU2745390C1 (en) * | 2020-08-11 | 2021-03-24 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for obtaining high-strength thick-steel steel rolls on reversing mill (versions) |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2414515C1 (en) | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel | |
| RU2466193C1 (en) | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates | |
| RU2390568C1 (en) | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip | |
| JP5871109B1 (en) | Thick steel plate and manufacturing method thereof | |
| RU2393239C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| RU2463359C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2393238C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| RU2675307C1 (en) | Method of manufacture of low-alloyable roll strips with enhanced corrosion resistance | |
| RU2519720C2 (en) | Method of making strips from low-alloy steel | |
| RU2583973C1 (en) | Method of producing thick-wall pipe steel | |
| RU2549023C1 (en) | Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines | |
| JP7131687B2 (en) | Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| RU2463360C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2549807C1 (en) | Manufacturing method of rolled stock from high-strength cold-resistant steel | |
| RU2318027C1 (en) | Method of production of the plate iron | |
| RU2697301C1 (en) | Method for production of tubular rolled products of increased corrosion resistance at a reversing mill | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2530078C1 (en) | Production of thick-sheet rolled stock for ship building | |
| RU2346060C2 (en) | Method of blades manufacturing | |
| RU2445379C1 (en) | Manufacturing method of low-alloy plate strips | |
| JP6179609B2 (en) | Manufacturing method of thick high-strength steel sheet with excellent cold workability | |
| RU2495142C1 (en) | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel | |
| RU2696186C2 (en) | Method of producing sheet rolled products from low-alloy pipe steel | |
| RU2403105C1 (en) | Method of rolling low-alloyed main pipe strips on reversing plate mill | |
| RU2593803C1 (en) | Method for production of pipe steel plate, micro alloyed with boron |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE Effective date: 20130606 |