RU2532768C1 - Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel - Google Patents
Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2532768C1 RU2532768C1 RU2013134773/02A RU2013134773A RU2532768C1 RU 2532768 C1 RU2532768 C1 RU 2532768C1 RU 2013134773/02 A RU2013134773/02 A RU 2013134773/02A RU 2013134773 A RU2013134773 A RU 2013134773A RU 2532768 C1 RU2532768 C1 RU 2532768C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- rolling
- thickness
- temperature
- billet
- steel
- Prior art date
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 29
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 29
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 16
- 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
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 9
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 16
- 238000012360 testing method Methods 0.000 claims description 11
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims description 7
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims description 6
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 6
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 6
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 5
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims description 4
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 4
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 3
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims description 3
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 2
- 238000004378 air conditioning Methods 0.000 claims description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims description 2
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 claims description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 4
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 3
- 238000002788 crimping Methods 0.000 abstract 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000000463 material Substances 0.000 description 10
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 10
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 10
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 10
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 9
- 238000000227 grinding Methods 0.000 description 7
- 230000008569 process Effects 0.000 description 7
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 6
- 238000009533 lab test Methods 0.000 description 5
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 4
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 3
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 2
- 238000011161 development Methods 0.000 description 2
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 2
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 2
- 238000012546 transfer Methods 0.000 description 2
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 150000004645 aluminates Chemical class 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000006835 compression Effects 0.000 description 1
- 238000007906 compression Methods 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 1
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 1
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 238000005242 forging Methods 0.000 description 1
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000004048 modification Effects 0.000 description 1
- 238000012986 modification Methods 0.000 description 1
- -1 more than 0.35% Chemical compound 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 1
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 1
- 150000004760 silicates Chemical class 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- 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 толстолистовой стали для труб с толщиной стенки до 39 мм.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 plate steel for pipes with a wall thickness of up to 39 mm
Известен способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий получение заготовки из стали, содержащей: 0,04-0,07% C, 1,60-1,95% Mn, 0,15-0,35% Si, 0,2-0,3% Ni, 0,055-0,08% Nb, 0,04-0,3% Cr, 0,2-0,3% Mo, Cu<0,15%, железо и примеси с содержанием каждого элемента примеси менее 0,03% - остальное, аустенизацию заготовки при 1170-1200°C в течение не менее 4 часов, черновую прокатку на толщину, составляющую 4,2-5,5 толщины готового штрипса с температурой конца прокатки не менее 870°C, подстуживание раската перед чистовой прокаткой до 740-780°C, после чего производят чистовую прокатку при суммарной степени обжатия 75-85% и ускоренно охлаждают до 520-580°C (патент РФ 2390568, МПК C21D 8/02, C22C 38/58, 27.05.2010 г.).A known method for the production of plate low-alloy strip, including obtaining a billet of steel containing: 0.04-0.07% C, 1.60-1.95% Mn, 0.15-0.35% Si, 0.2-0 , 3% Ni, 0.055-0.08% Nb, 0.04-0.3% Cr, 0.2-0.3% Mo, Cu <0.15%, iron and impurities with the content of each element of the impurity less than 0 , 03% - the rest, austenization of the workpiece at 1170-1200 ° C for at least 4 hours, rough rolling to a thickness of 4.2-5.5 of the thickness of the finished strip with a temperature of rolling end of at least 870 ° C, reinforcing the roll before finishing rolling up to 740-780 ° C, after which finishing rolling is carried out For a total reduction ratio of 75-85%, it is rapidly cooled to 520-580 ° C (RF patent 2390568, IPC C21D 8/02, C22C 38/58, 05.27.2010).
Однако толстый лист, полученный по известному способу, характеризуется сравнительно низкими и нестабильными уровнями доли вязкой составляющей при испытании образцов падающим грузом (ИПГ) и оценке сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Это связано с тем, что в конечной микроструктуре проката зачастую присутствует развитая феррито-перлитная полосчатость, по которой происходит проскок хрупкой трещины в ходе динамических испытаний.However, a thick sheet obtained by a known method is characterized by relatively low and unstable levels of the share of the viscous component when testing samples with a falling load (IPG) and assessing the resistance to extended viscous fracture during field testing of pipes, as well as during complex laboratory tests to determine it. This is due to the fact that in the final microstructure of rolled products there is often a developed ferrite-pearlitic banding, along which a breakdown of a brittle crack occurs during dynamic tests.
Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового низколегированного штрипса, включающий черновую прокатку до толщины раската, равной 4,2-5,5 от толщины готового штрипса при температуре не ниже 950°C, подстуживание раската перед чистовой прокаткой, последующую чистовую прокатку и охлаждение готового штрипса с обеспечением структуры, содержащей ферритные и бейнитные составляющие (патент РФ 2445379, МПК C21D 8/02, С22С 38/58, 20.03.2012 г.).The closest in technical essence to the present invention is a method for the production of plate low-alloy strip, including rough rolling to a thickness of roll equal to 4.2-5.5 of the thickness of the finished strip at a temperature not lower than 950 ° C, stiffening of the roll before finishing rolling, subsequent finishing rolling and cooling of the finished strip with the provision of a structure containing ferritic and bainitic components (RF patent 2445379, IPC C21D 8/02, C22C 38/58, 03/20/2012).
К недостаткам данного способа можно отнести то, что получаемый при его использовании толстый лист из низколегированной стали обладает достаточно крупным (100-200 мкм) зерном аустенита, в направлении прокатки, перед ускоренным охлаждением. Это приводит к тому, что во время фазового (бейнитного, мартенситного) превращения, протекающего в процессе ускоренного охлаждения проката, фазовые компоненты, превращающиеся по сдвиговому механизму, наследуют размер зерна аустенита. Таким образом, микроструктура проката становится неоднородной, что негативно сказывается на всем комплексе механических, коррозионных и вязких свойств стали.The disadvantages of this method include the fact that the thick sheet of low alloy steel obtained by using it has a sufficiently large (100-200 μm) austenite grain, in the rolling direction, before accelerated cooling. This leads to the fact that during the phase (bainitic, martensitic) transformation occurring during the accelerated cooling of the rolled products, phase components that transform by the shear mechanism inherit the austenite grain size. Thus, the microstructure of rolled products becomes heterogeneous, which negatively affects the whole range of mechanical, corrosion and ductile properties of steel.
Технический результат изобретения - обеспечение повышенной хладостойкости, в том числе при ИПГ, обеспечение высокого уровня сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению.The technical result of the invention is the provision of increased cold resistance, including IPG, providing a high level of resistance to long viscous destruction during field testing of pipes, as well as during complex laboratory tests to determine it.
Технический результат достигается тем, что в способе производства проката из низколегированной толстолистовой стали толщиной до 39 мм, включающем нагрев слябовой заготовки, черновую прокатку, подстуживание на воздухе раската толщиной 4-6 от толщины готового листа, последующую чистовую прокатку и охлаждение готового листа, согласно изобретению заготовку получают из стали, содержащей: 0,05-0,12% C, 1,40-1,75% Mn, Si≤0,35%, Ni≤0,3%, Mo≤0,25%, Cu≤0,3%, 0,01-0,03% Ti, 0,02-0,08% Nb, V≤0,08%, 0,01-0,05% Al, S≤0,005%, P≤0,015%, Fe и примеси - остальное, при этом количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 балла, температуру нагрева слябовой заготовки перед черновой прокаткой устанавливают в диапазоне 1160-1220°C, черновую прокатку осуществляют в 2 стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%, при этом первую стадию черновой прокатки проводят при температурах протекания полной рекристаллизации не менее 980°C до толщины промежуточной заготовки, равной 40-60% от исходной толщины слябовой заготовки, после чего осуществляют охлаждение промежуточной заготовки на воздухе, вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации при термомеханической обработке, а чистовую прокатку ведут при температуре начала прокатки не выше 830-890°C и при температуре конца прокатки, равной от Ar3 -50°С до Ar3 +10°C.The technical result is achieved by the fact that in the method for producing rolled products from low-alloy steel plate up to 39 mm thick, including heating a slab billet, rough rolling, air conditioning a roll 4-6 mm thick from the thickness of the finished sheet, subsequent finishing rolling and cooling of the finished sheet, according to the invention the preform is obtained from steel containing: 0.05-0.12% C, 1.40-1.75% Mn, Si≤0.35%, Ni≤0.3%, Mo≤0.25%, Cu≤ 0.3%, 0.01-0.03% Ti, 0.02-0.08% Nb, V≤0.08%, 0.01-0.05% Al, S≤0.005%, P≤0.015 %, Fe and impurities - the rest, while the amount of sulfide non-metallic turning does not exceed 1.5 points, and the number of other non-metallic inclusions does not exceed 3 points, the heating temperature of the slab billet before rough rolling is set in the range of 1160-1220 ° C, rough rolling is carried out in 2 stages with a reduction ratio of at least 10%, the first stage of rough rolling is carried out at temperatures of complete recrystallization of at least 980 ° C to a thickness of the intermediate billet equal to 40-60% of the initial thickness of the slab billet, after which the intermediate is cooled forging in air, the second stage of rough rolling is carried out at a rolling start temperature equal to 870-930 ° C, corresponding to the braking temperature of recrystallization during thermomechanical processing, and finish rolling is carried out at a rolling start temperature not higher than 830-890 ° C and at a rolling end temperature, equal from Ar 3 -50 ° C to Ar 3 + 10 ° C.
Технический результат достигается также тем, что используют слябовую заготовку толщиной не менее 250 мм.The technical result is also achieved by using a slab billet with a thickness of at least 250 mm.
Технический результат достигается также тем, что температуру фазового превращения Ar3 выплавленной стали определяют путем проведения дилатометрических испытаний изготовленного из слябовой заготовки образца.The technical result is also achieved by the fact that the temperature of the phase transformation Ar 3 of the smelted steel is determined by dilatometric testing of a sample made from a slab billet.
Сущность изобретения состоит в том, что для максимально эффективного использования композиции легирования, применяемой при производстве низколегированного штрипса, необходимо использовать комплексную технологию производства и управлять параметрами структурообразования, а значит и свойствами на всех стадиях производства. Технология направлена на максимальное измельчение зерна аустенита во время прокатки.The essence of the invention lies in the fact that for the most efficient use of the alloying composition used in the production of low-alloy strip, it is necessary to use a comprehensive production technology and control the parameters of structure formation, and hence the properties at all stages of production. The technology is aimed at the maximum grinding of austenite grain during rolling.
Сначала изготавливают непрерывнолитую заготовку из стали с заданным химическим составом. Композиция легирования включает в себя как аустенитстабилизирующие легирующие элементы, так и элементы сужающие аустенитную область. В целом приведенная композиция легирования позволяет в широком диапазоне толщин производить штрипсовый прокат, обладающий повышенной вязкостью и высокой однородностью свойств по толщине.First, a continuously cast billet is made of steel with a given chemical composition. The alloying composition includes both austenite-stabilizing alloying elements and elements narrowing the austenitic region. In general, the above alloying composition allows for a wide range of thicknesses to produce strips having high viscosity and high uniformity of thickness properties.
Содержание углерода и марганца в данной композиции легирования определяется требованиями к прочностным характеристикам штрипса. Снижение содержания углерода менее 0,05% не позволяет получить заданные минимальные прочностные свойства, в то же время превышение верхней границы требований по содержанию углерода, более 0,12%, ухудшает пластические и вязкостные свойства стали и приводит к их неравномерности по причине образования ликвационных дефектов. Аналогично себя проявляет и марганец, недостаточное его содержание ниже 1,40% не позволяет получить заданные по техническим требованиям свойства, а повышенное содержание, выше 1,75%, приводит к возникновению развитой дендритной ликвации в прокате. Кроме того, увеличение содержания углерода и марганца оказывает негативное влияние на свариваемость, поскольку приводит к развитию явлений - подкаливания вблизи сварного шва.The carbon and manganese content in this alloying composition is determined by the requirements for the strength characteristics of the strip. A decrease in carbon content of less than 0.05% does not allow to obtain the specified minimum strength properties, while exceeding the upper limit of the requirements for carbon content of more than 0.12% affects the plastic and viscosity properties of steel and leads to their unevenness due to the formation of segregation defects . Manganese also manifests itself in a similar way, its insufficient content below 1.40% does not allow to obtain the properties specified by technical requirements, and an increased content above 1.75% leads to the development of dendritic segregation at the box office. In addition, an increase in the content of carbon and manganese has a negative effect on weldability, since it leads to the development of phenomena - sticking near the weld.
Кремний и алюминий в данной композиции легирования применяются в первую очередь как раскислители, при этом нижняя граница требований по кремнию определяется исходя из конкретных требований заказа, но не выше 0,35%. Алюминий вводится в сталь до ее микролегирования, для связывания азота в нитриды, и исключает его негативное воздействие на свойства материала. Однако повышенное содержание кремния, более 0,35%, и алюминия, более 0,05%, приводит к увеличению количества силикатов и алюминатов, что негативно сказывается на вязкости материала. Глубокое раскисление стали является неотъемлемым элементом технологии при производстве сталей, обладающих повышенной хладостойкостью, в том числе при ИПГ, и обеспечивающих высокий уровень сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Пониженное содержание O и N в стали требуется, поскольку в твердом состоянии их неметаллические включения особенно при низких температурах обладают пониженным сопротивлением, что приводит к снижению вязких свойств материала.Silicon and aluminum in this alloying composition are primarily used as deoxidizers, while the lower limit of silicon requirements is determined based on the specific requirements of the order, but not higher than 0.35%. Aluminum is introduced into steel prior to its microalloying, to bind nitrogen to nitrides, and eliminates its negative effect on the properties of the material. However, the increased content of silicon, more than 0.35%, and aluminum, more than 0.05%, leads to an increase in the number of silicates and aluminates, which negatively affects the viscosity of the material. Deep deoxidation of steel is an integral element of the technology in the production of steels with high cold resistance, including IPG, and providing a high level of resistance to long ductile fracture during field testing of pipes, as well as during complex laboratory tests to determine it. A low content of O and N in steel is required, since in the solid state their non-metallic inclusions, especially at low temperatures, have a reduced resistance, which leads to a decrease in the viscous properties of the material.
Добавки никеля, молибдена и меди положительно сказываются на прочностных и вязких свойствах материала в количестве Ni≤0,3%, Mo≤0,25%, Cu≤0,3% за счет применения как твердорастворного, так и дисперсионного механизмов упрочнения. Данные элементы оказывают наиболее сильное влияние на вязкие свойства материала, однако содержание каждого из них более заявленных значений экономически нецелесообразно и приводит к снижению эффективности производства.Additives of nickel, molybdenum and copper positively affect the strength and viscous properties of the material in the amount of Ni≤0.3%, Mo≤0.25%, Cu≤0.3% due to the use of both solid solution and dispersion hardening mechanisms. These elements have the strongest effect on the viscous properties of the material, however, the content of each of them more than the declared values is economically impractical and leads to a decrease in production efficiency.
Микролегирование ниобием, ванадием и титаном в первую очередь призвано сдерживать рост зерна аустенита во время нагрева и прокатки, а также получать упрочнение за счет образования карбидных и карбонитридных включений. Экспериментально установлено, что микролегирование в количестве 0,02-0,07% Nb, 0,01-0,03% Ti и V≤0,08% способствует получению развитой мелкодисперсной микроструктуры в стали и обеспечивает сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсного упрочнения стали, но и для эффективного повышения прочности и вязкости стали за счет измельчения зерен. Ванадий в меньшей степени, чем ниобий, способствует измельчению зерна. Тормозящее действие ванадия на процесс рекристаллизации наблюдается лишь при низких температурах. Титан является одним из наиболее эффективных микролегирующих элементов в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Микролегирующие элементы в целом благотворно влияют на измельчение зерна аустенита: во время нагрева под прокатку карбонитриды сдерживают рост зерен аустенита, во время прокатки тормозят процессы возврата, а во время охлаждения, вместе с межзеренными границами, являются центрами зарождения новых фаз. В свою очередь мелкое зерно способствует получению высоких результатов по вязкости и хладостойкости проката.Microalloying with niobium, vanadium and titanium is primarily intended to restrain the growth of austenite grains during heating and rolling, as well as to obtain hardening due to the formation of carbide and carbonitride inclusions. It has been experimentally established that microalloying in an amount of 0.02-0.07% Nb, 0.01-0.03% Ti and V≤0.08% helps to obtain a developed finely dispersed microstructure in steel and provides a combination of high strength and plastic properties of the metal. Niobium is used not only for dispersed hardening of steel, but also for effective increase in strength and toughness of steel due to grinding of grains. 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. Titanium is one of the most effective microalloying elements in strip steels, as it promotes dispersion hardening, grain refinement and modification of sulfide inclusions. Microalloying elements as a whole have a beneficial effect on the grinding of austenite grains: during heating for rolling, carbonitrides inhibit the growth of austenite grains, during rolling they slow down the return processes, and during cooling, together with grain boundaries, they are centers of nucleation of new phases. In turn, fine grain contributes to obtaining high results in viscosity and cold resistance of rolled products.
Сера и фосфор являются вредными примесями, которые оказывают негативное влияние на весь комплекс свойств. По причине того, что сера обладает пониженной растворимостью при кристаллизации стали и ее дальнейшем охлаждении, сера зачастую располагается по границам кристаллов, ослабляя их. При этом увеличение содержания серы в металле более 0,005% приводит к выпадению вредных включений типа FeS и FeS-FeO, а также увеличивает вероятность образования MnS. Ограничения по фосфору связаны с высокой его ликвирующей способностью, его содержание выше 0,012% приводит к образованию пленочных включений по границам зерен и снижению вязкости материала.Sulfur and phosphorus are harmful impurities that have a negative effect on the whole complex of properties. Due to the fact that sulfur has a reduced solubility during crystallization of steel and its further cooling, sulfur is often located along the boundaries of crystals, weakening them. Moreover, an increase in the sulfur content in the metal of more than 0.005% leads to the precipitation of harmful inclusions of the type FeS and FeS-FeO, and also increases the likelihood of the formation of MnS. Limitations on phosphorus are associated with its high liquor ability; its content above 0.012% leads to the formation of film inclusions along grain boundaries and a decrease in the viscosity of the material.
Выплавляемая сталь тщательно контролируется по содержанию неметаллических включений, количество сульфидных неметаллических включений не должно превышать 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не должно превышать 3 балла. Данные ограничения связаны с различным напряженно-деформированным состоянием материала, которое возникает вокруг включений данного типа в условиях распространения динамичной трещины в металле, например при натурных полигонных испытаниях. Более жесткие требования к размеру сульфидных включений объясняются их остроконечной формой, приводящей к локальным пикам напряжения, что недопустимо в условиях высоконагруженных конструкций, к которым относятся трубопроводы.Smelted steel is carefully controlled by the content of non-metallic inclusions, the number of sulfide non-metallic inclusions should not exceed 1.5 points, and the number of other non-metallic inclusions should not exceed 3 points. These limitations are associated with various stress-strain state of the material, which occurs around inclusions of this type in the conditions of the propagation of a dynamic crack in a metal, for example, during full-scale field tests. More stringent requirements for the size of sulfide inclusions are explained by their pointed shape, leading to local voltage peaks, which is unacceptable in conditions of highly loaded structures, which include pipelines.
Непрерывнолитую заготовку, композиция и концепция легирования которой были представлены, нагревают в печи по режимам, позволяющим получить равномерное распределение температуры по всему телу заготовки. Температура нагрева при этом составляет 1160-1220°C. Нагрев ниже 1160°C не позволяет растворить и перевести в твердый раствор карбонитридообразующие компоненты, входящие в химический состав стали, и использовать их наиболее эффективно. Превышение же температуры выше 1220°C нежелательно, поскольку после растворения всех частиц начинается резкий рост зерна аустенита, что приводит к понижению вязкости.The continuously cast billet, the composition and alloying concept of which was presented, is heated in the furnace according to the regimes that make it possible to obtain a uniform temperature distribution throughout the body of the billet. The heating temperature is 1160-1220 ° C. Heating below 1160 ° C does not allow the carbonitride-forming components included in the chemical composition of the steel to be dissolved and transferred into a solid solution and used most effectively. Exceeding the temperature above 1220 ° C is undesirable, since after dissolution of all particles, a sharp increase in austenite grain begins, which leads to a decrease in viscosity.
Важнейшим элементом прокатки является черновая стадия, поскольку только во время нее удается максимально измельчить зерно аустенита, которое впоследствии наследуется в готовом прокате. Для максимального использования данного механизма черновую прокатку разбивают на две стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%. Обжатия 10 и более процентов позволяют интенсивно дробить зерно аустенита во время прохода при высоких температурах, а затем во время паузы протекают процессы возврата и динамической рекристаллизации. Опытным путем определено, что величина обжатий менее 10% за проход при черновой прокатке не обеспечивает требуемого уровня измельчения зерен аустенита. Поскольку при высоких температурах процессы рекристаллизации в низколегированных штрипсовых сталях протекают достаточно интенсивно, то при малом количестве зародышей зерна успевают вырасти до сравнительно больших размеров. В то же время деформация с большими обжатиями активирует рекристаллизационные процессы, существенно увеличивая количество центров зарождения новых зерен.The most important element of rolling is the roughing stage, since only during it it is possible to grind the austenite grain to the maximum, which is subsequently inherited in the finished rolling. To maximize the use of this mechanism, rough rolling is divided into two stages with a reduction ratio of at least 10% per pass. Compression of 10% or more allows intensive crushing of austenite grain during passage at high temperatures, and then during the pause processes of return and dynamic recrystallization occur. It has been experimentally determined that the reduction ratio of less than 10% per pass during rough rolling does not provide the required level of grinding of austenite grains. Since at high temperatures the recrystallization processes in low-alloy strip steels proceed quite intensively, with a small number of nuclei the grains have time to grow to a relatively large size. At the same time, deformation with large reductions activates recrystallization processes, significantly increasing the number of nucleation centers of new grains.
Экспериментально установлено, что первую стадию черновой прокатки нецелесообразно проводить при температуре ниже температуры протекания полной рекристаллизации (<980°C), поскольку в этом случае можно ожидать существенного торможения процессов рекристаллизации, что будет препятствовать интенсивному дроблению аустенитных зерен перед чистовой прокаткой и негативно отразится на уровне механических свойств.It was experimentally established that the first stage of rough rolling is impractical to carry out at a temperature below the full recrystallization temperature (<980 ° C), since in this case a significant inhibition of the recrystallization processes can be expected, which will prevent intense crushing of austenitic grains before finishing rolling and will negatively affect the level mechanical properties.
Из опыта установлено, при толщине промежуточной заготовки менее 40% от исходной толщины слябовой заготовки не удается обеспечить деформацию, достаточную для проработки структуры металла на чистовой стадии прокатки и получения мелкого зерна в готовом изделии. Увеличение толщины промежуточной заготовки при подстуживании до величины более 60% от исходной толщины слябовой заготовки характеризуется сравнительно низкой производительностью, т.к. заготовка слишком массивна и операция подстуживания занимает слишком много времени.It was established from experience that when the thickness of the intermediate billet is less than 40% of the initial thickness of the slab billet, it is not possible to provide a deformation sufficient to work out the metal structure at the finishing stage of rolling and to obtain fine grain in the finished product. An increase in the thickness of the intermediate billet when undercoating to a value of more than 60% of the initial thickness of the slab billet is characterized by a relatively low productivity, since the workpiece is too massive and the curing operation takes too much time.
Экспериментально установлено, что при толщине промежуточного подстуживания 40-60% от исходной толщины заготовки объем металла, прошедшего многократную рекристаллизацию, составляет около 60%, для проработки оставшихся 40% материала проводят 2-ю стадию черновой прокатки, предварительно проведя подстуживание на воздухе для выравнивания температуры по сечению промежуточной заготовки.It was experimentally established that, with an intermediate shelling thickness of 40-60% of the initial workpiece thickness, the volume of the metal that has undergone multiple recrystallization is about 60%, to work through the remaining 40% of the material, the second stage of rough rolling is carried out, previously undergoing bending in air to equalize the temperature on the cross section of the intermediate workpiece.
Вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации. В условиях торможения рекристаллизации при более низких температурах 870-930°C удается передать деформацию в центральные слои проката, за счет чего раздробить зерно аустенита во всем объеме металла. Важнейшим механизмом получения вязкости в готовом прокате, за счет технологии прокатки, является измельчение исходного зерна аустенита: этого удается добиться за счет многократной рекристаллизации во время первой стадии черновой прокатки, на 60% от общего объема металла, для проработки оставшихся 40% материала, которые располагаются преимущественно в центральных слоях подката, используют вторую стадию черновой прокатки, которая проводится при более низких температурах. Комплекс этих мероприятий позитивно сказывается на вязких свойствах.The second stage of rough rolling is carried out at a rolling start temperature of 870-930 ° C, corresponding to the braking temperature of recrystallization. Under conditions of inhibition of recrystallization at lower temperatures of 870-930 ° C, it is possible to transfer the deformation to the central layers of the rolled product, due to which the austenite grain is crushed in the entire metal volume. The most important mechanism for obtaining viscosity in finished products, due to rolling technology, is the grinding of the initial austenite grain: this can be achieved by repeated recrystallization during the first stage of rough rolling, to 60% of the total metal volume, to work through the remaining 40% of the material, which are located mainly in the central layers of the tackle, use the second stage of rough rolling, which is carried out at lower temperatures. The complex of these measures has a positive effect on viscous properties.
И чистовую прокатку ведут при температурах начала прокатки не выше 830-890°C, деформирование при заданных температурах позволяет максимально использовать запас пластичности горячего материала, но при этом полностью исключить процессы возврата и роста зерен, кроме того, за счет теплопередачи внутри сляба происходит выравнивание температуры по сечению во время подстуживания. Опытным путем определено, что температура конца прокатки должна находиться в интервале от Ar3 -50°C до Ar3 +10°C. Эти температуры соответствуют температурам начала фазового превращения аустенита в феррит. Завершение чистовой стадии прокатки происходит при температуре не ниже Ar3 -50°C, дальнейшее снижение создает угрозу появления провалов по пластичности и образованию поверхностных дефектов на листе. Прокатка в смешанной α+γ-области позволяет максимально повысить плотность дислокации в металле, при этом за счет низкой температуры, не выше Ar3 +10°C, и протекающего превращения не произойдет их релаксация, что позволяет максимально насытить металл дислокационными структурами, благодаря использованию ускоренного охлаждения. Полученная при этом конечная микроструктура, имеющая максимально измельченный размер зерна и высокую степень плотности дислокации, обладает высокой вязкостью, хладостойкостью и высоким уровнем сопротивления протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению. Температуру фазового превращения Ar3 выплавленной стали определяют путем проведения дилатометрических испытаний изготовленного из слябовой заготовки образца.And finish rolling is carried out at rolling start temperatures not higher than 830-890 ° C, deformation at given temperatures allows maximum use of the ductility margin of hot material, but at the same time completely eliminates the processes of grain return and growth, in addition, due to heat transfer inside the slab, the temperature is equalized cross-section during whipping. It has been experimentally determined that the temperature of the end of rolling should be in the range from Ar 3 -50 ° C to Ar 3 + 10 ° C. These temperatures correspond to the temperatures of the onset of phase transformation of austenite to ferrite. The completion of the finishing stage of rolling occurs at a temperature not lower than Ar 3 -50 ° C, a further decrease threatens the appearance of dips in ductility and the formation of surface defects on the sheet. Rolling in the mixed α + γ region allows one to maximize the dislocation density in the metal, while due to the low temperature, not higher than Ar 3 + 10 ° C, and the proceeding transformation, their relaxation will not occur, which allows the metal to be saturated with dislocation structures as much as possible due to the use of accelerated cooling. The resulting final microstructure, which has the finest grain size and a high degree of dislocation density, has high viscosity, cold resistance and a high level of resistance to extended viscous fracture during field testing of pipes, as well as during complex laboratory tests to determine it. The temperature of the phase transformation Ar 3 of the smelted steel is determined by dilatometric testing of a sample made from a slab billet.
Для прокатки по данному способу необходимо применять заготовки толщиной не менее 250 мм, поскольку использование более тонкой заготовки не позволяет в полной мере использовать упрочнение за счет наклепа, которое удается получить во время чистовой стадии прокатки при низких температурах. Подкат после черновой стадии имеет малую толщину, что негативно сказывается на комплексе механических свойств стали.For rolling according to this method, it is necessary to use billets with a thickness of at least 250 mm, since the use of a thinner billet does not allow full use of hardening due to hardening, which can be obtained during the finishing stage of rolling at low temperatures. The tackle after the roughing stage has a small thickness, which negatively affects the complex of mechanical properties of steel.
Сложившаяся производственная практика изготовления штрипсовых марок сталей с повышенным уровнем вязкости, хладостойкости и сопротивлением протяженному вязкому разрушению при натурных полигонных испытаниях труб, а также при проведении комплексных лабораторных испытаний по его определению, указывает на необходимость легирования данных сталей дорогостоящими элементами, такими как Мо и Ni, до 0,5-0,7%. Основным экономическим преимуществом предложенного способа является использование минимального количества данных элементов за счет применения сбалансированной композиции легирующих и более эффективного использования механизмов упрочнения и повышения вязкости и хладостойкости во время горячей прокатки.The current manufacturing practice of manufacturing strip grades of steels with a high level of viscosity, cold resistance and resistance to extensive viscous fracture during full-scale polygon testing of pipes, as well as during complex laboratory tests to determine it, indicates the need for alloying these steels with expensive elements such as Mo and Ni, up to 0.5-0.7%. The main economic advantage of the proposed method is the use of a minimum amount of these elements through the use of a balanced alloying composition and more efficient use of hardening mechanisms and increase the viscosity and cold resistance during hot rolling.
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 химсостава: измельчение зерен микроструктуры, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение. Использование предложенного способа обеспечивает производство толстолистовой стали для труб с толщиной стенки до 39 мм.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: grinding of microstructure grains, dislocation hardening, dispersion hardening. Using the proposed method provides the production of plate steel for pipes with a wall thickness of up to 39 mm
Claims (3)
при этом количество сульфидных неметаллических включений не превышает 1,5 балла, а количество остальных неметаллических включений не превышает 3 балла, температуру нагрева заготовок перед черновой прокаткой устанавливают в диапазоне 1160-1220°C, черновую прокатку осуществляют в 2 стадии со степенью обжатия за проход не менее 10%, при этом первую стадию черновой прокатки проводят при температурах протекания полной рекристаллизации не менее 980°C до толщины промежуточной заготовки, равной 40-60% от исходной толщины слябовой заготовки, после чего осуществляют охлаждение промежуточной заготовки на воздухе, вторую стадию черновой прокатки проводят при температуре начала прокатки, равной 870-930°C, соответствующей температуре торможения рекристаллизации при термомеханической обработке до толщины раската, а чистовую прокатку ведут при температуре начала прокатки не выше 830-890°C и при температуре конца прокатки, равной от Аr3 -50°C до Аr3 +10°C.1. A method of manufacturing rolled products from low-alloy steel plate up to 39 mm thick, including heating a slab billet, rough rolling, air conditioning a roll 4-6 mm thick from the thickness of the finished sheet, subsequent finishing rolling and cooling of the finished sheet, characterized in that the billet is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
the number of sulfide non-metallic inclusions does not exceed 1.5 points, and the number of other non-metallic inclusions does not exceed 3 points, the heating temperature of the workpieces before rough rolling is set in the range of 1160-1220 ° C, rough rolling is carried out in 2 stages with a reduction rate of not pass less than 10%, while the first stage of rough rolling is carried out at full recrystallization temperatures of at least 980 ° C to an intermediate billet thickness equal to 40-60% of the initial slab billet thickness, after which the intermediate billet is cooled in air, the second stage of rough rolling is carried out at a rolling start temperature of 870-930 ° C, corresponding to the braking temperature of recrystallization during thermomechanical processing to the thickness of the roll, and finish rolling is carried out at a temperature of rolling start not higher than 830-890 ° C and at a temperature of rolling end equal to Ar 3 -50 ° C to Ar 3 + 10 ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013134773/02A RU2532768C1 (en) | 2013-07-23 | 2013-07-23 | Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2013134773/02A RU2532768C1 (en) | 2013-07-23 | 2013-07-23 | Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2532768C1 true RU2532768C1 (en) | 2014-11-10 |
Family
ID=53382485
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2013134773/02A RU2532768C1 (en) | 2013-07-23 | 2013-07-23 | Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2532768C1 (en) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2638479C1 (en) * | 2016-12-20 | 2017-12-13 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | HOT-ROLLED SHEET OF LOW-ALLOY STEEL WITH THICKNESS FROM 15 TO 165 mm AND METHOD OF ITS PRODUCTION |
| RU2687360C1 (en) * | 2018-07-19 | 2019-05-13 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Steel rolling of increased corrosion resistance and article made of it |
| RU2690076C1 (en) * | 2018-12-18 | 2019-05-30 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Rolled sheet and method of its production |
| RU2714566C2 (en) * | 2018-07-30 | 2020-02-18 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method for production of hot-rolled plate with high cold resistance for production of electric-welded pipes and welded structures |
| CN114107635A (en) * | 2021-10-13 | 2022-03-01 | 石钢京诚装备技术有限公司 | Method for controlling cracks of low-alloy copper-containing steel |
| RU2772064C1 (en) * | 2018-09-25 | 2022-05-16 | Арселормиттал | High-strength hot-rolled steel characterised by excellent scale adhesion and method for manufacture thereof |
| CN116179952A (en) * | 2023-02-28 | 2023-05-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | A thick-gauge phosphorus-containing hot-rolled weather-resistant steel plate and its manufacturing method |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2241769C1 (en) * | 2003-08-04 | 2004-12-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for production of candies from low-alloy steel |
| US7713362B2 (en) * | 2002-11-19 | 2010-05-11 | Industeel Creusot | Method for making an abrasion resistant steel plate and plate obtained |
| RU2445379C1 (en) * | 2010-08-27 | 2012-03-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of low-alloy plate strips |
| US8147626B2 (en) * | 2002-02-07 | 2012-04-03 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength steel plate |
| RU2458156C1 (en) * | 2011-07-08 | 2012-08-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheets from low-alloyed tube steel of x60 strength grade |
| RU2463359C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip |
| RU2463360C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip |
-
2013
- 2013-07-23 RU RU2013134773/02A patent/RU2532768C1/en active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US8147626B2 (en) * | 2002-02-07 | 2012-04-03 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength steel plate |
| US7713362B2 (en) * | 2002-11-19 | 2010-05-11 | Industeel Creusot | Method for making an abrasion resistant steel plate and plate obtained |
| RU2241769C1 (en) * | 2003-08-04 | 2004-12-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for production of candies from low-alloy steel |
| RU2445379C1 (en) * | 2010-08-27 | 2012-03-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of low-alloy plate strips |
| RU2463359C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip |
| RU2463360C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip |
| RU2458156C1 (en) * | 2011-07-08 | 2012-08-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheets from low-alloyed tube steel of x60 strength grade |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2638479C1 (en) * | 2016-12-20 | 2017-12-13 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | HOT-ROLLED SHEET OF LOW-ALLOY STEEL WITH THICKNESS FROM 15 TO 165 mm AND METHOD OF ITS PRODUCTION |
| RU2687360C1 (en) * | 2018-07-19 | 2019-05-13 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Steel rolling of increased corrosion resistance and article made of it |
| RU2714566C2 (en) * | 2018-07-30 | 2020-02-18 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method for production of hot-rolled plate with high cold resistance for production of electric-welded pipes and welded structures |
| RU2772064C1 (en) * | 2018-09-25 | 2022-05-16 | Арселормиттал | High-strength hot-rolled steel characterised by excellent scale adhesion and method for manufacture thereof |
| RU2690076C1 (en) * | 2018-12-18 | 2019-05-30 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Rolled sheet and method of its production |
| RU2805165C1 (en) * | 2020-03-26 | 2023-10-11 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | High-strength steel sheet for acid-resistant main pipe and method of its manufacture, and high-strength steel pipe using high-strength steel sheet for acid-resistant main pipe |
| CN114107635A (en) * | 2021-10-13 | 2022-03-01 | 石钢京诚装备技术有限公司 | Method for controlling cracks of low-alloy copper-containing steel |
| CN114107635B (en) * | 2021-10-13 | 2023-08-22 | 石钢京诚装备技术有限公司 | Method for controlling cracks of low-alloy copper-containing steel |
| CN116179952A (en) * | 2023-02-28 | 2023-05-30 | 马鞍山钢铁股份有限公司 | A thick-gauge phosphorus-containing hot-rolled weather-resistant steel plate and its manufacturing method |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI679285B (en) | Hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| EP2726637B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength structural steel and a high-strength structural steel product | |
| EP3101147B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| CA2941202C (en) | Method for producing a high-strength flat steel product | |
| JP6048580B2 (en) | Hot rolled steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JPWO2018151331A1 (en) | High strength steel sheet | |
| CN109576585A (en) | A kind of van container EH47 crack arrest steel peculiar to vessel and its manufacturing method | |
| RU2463359C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2532768C1 (en) | Manufacturing method of rolled stock from low-alloy plate steel | |
| CN105492643A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| EP3239339A1 (en) | Heat treatable steel, product formed thereof having ultra high strength and excellent durability, and method for manufacturing same | |
| JP5720612B2 (en) | High strength hot rolled steel sheet excellent in formability and low temperature toughness and method for producing the same | |
| EP2647730A2 (en) | A method for manufacturing a high strength formable continuously annealed steel strip, a high strength formable continuously annealed steel strip product and a steel coil | |
| EP3187613A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same | |
| CN105008570A (en) | Thick, tough, high tensile strength steel plate and production method therefor | |
| EP3246426A1 (en) | Thick high-toughness high-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| US10301700B2 (en) | Method for producing a steel component | |
| JP6202579B2 (en) | Cold rolled flat steel product and method for producing the same | |
| EP3715492B1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for producing same | |
| TW201708569A (en) | Steel sheet and method for producing same | |
| WO2015110585A1 (en) | Hot-rolled ultrahigh strength steel strip product | |
| RU2549023C1 (en) | Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines | |
| RU2463360C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2530078C1 (en) | Production of thick-sheet rolled stock for ship building | |
| RU2432404C1 (en) | Procedure for manufacture of cold rolled strips of low alloyed steel of 260 class of strength |