RU2414515C1 - Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel - Google Patents
Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2414515C1 RU2414515C1 RU2009145366/02A RU2009145366A RU2414515C1 RU 2414515 C1 RU2414515 C1 RU 2414515C1 RU 2009145366/02 A RU2009145366/02 A RU 2009145366/02A RU 2009145366 A RU2009145366 A RU 2009145366A RU 2414515 C1 RU2414515 C1 RU 2414515C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- rolling
- strip
- less
- steel
- Prior art date
Links
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 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 промежуточной толщины 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 [Заявка Японии №59-61504, МПК В21В 1/38; В21В 1/22, опубл. 1984 г.].A known method for the production of thick steel sheets, including heating the slab to a temperature of 1200 ± 20 ° C and its rough rolling to an intermediate thickness of the roll 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 [Japanese Application No. 59-61504, IPC B21B 1/38; B21B 1/22, publ. 1984].
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.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.
Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства хладостойкого листового проката, включающий получение заготовки из стали, содержащей, мас.%: С=0,04-0,1; Mn=0,60-0,90; Si=0,15-0,35; 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 [RU №2265067, МПК C21D 8/02, опубл. 2004 г.].Closest in technical essence to the present invention is a method for the production of cold-resistant sheet metal, comprising obtaining a billet of steel containing, wt.%: C = 0.04-0.1; Mn = 0.60-0.90; Si = 0.15-0.35; 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 reduction 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 [RU No. 2265067, IPC C21D 8/02 publ. 2004].
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 работе удара KV-40=200-250 Дж. В то же время нормативные требования для штрипса категории прочности DNV 450 IFD достигают σт=460-565 МПа, σв=535-645 МПа, KV-40≥135 Дж/см2. При этом установлена допустимая величина относительного удлинения δ5≥21%.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 the pin KV -40 = 200-250 J. . at the same time, the regulatory requirements for strip DNV strength category 450 IFD reach σ m = 460-565 MPa, σ in = 535-645 MPa, KV -40 ≥135 J / cm 2. At the same time, an acceptable elongation δ 5 ≥21% was established.
Технический результат изобретения состоит в повышении прочностных свойств штрипса толщиной 20-30 мм до уровня DNV 450 IFD, 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 20-30 mm to the level of DNV 450 IFD, while maintaining sufficient ductility and cold resistance.
Указанный результат достигается тем, что в известном способе производства толстолистового низколегированного штрипса, предусматривающем нагрев заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного листового проката до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, согласно предложенному техническому решению, непрерывнолитую заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С=0,03…0,08; Si=0,10…0,35; Mn=1,4…1,9; Ni=0,1…0,28; Мо=0,05…0,14; Cr≤0,12; Cu≤0,12; В≤0,0005; Al≤0,05; Nb+Ti+V≤0,17, остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом углеродный эквивалент составляет Cэкв<0,40, нагрев непрерывнолитой заготовки производят при температуре 1170-1210°С в течение не менее 7 часов, черновую прокатку с переходом от протяжки к разбивке ширины начинают при температуре не ниже 950°С и осуществляют ее на толщину, составляющую 4,0…5,5 толщины готового штрипса с относительными обжатиями за проход не менее 10%, причем последующее охлаждение на воздухе промежуточной заготовки производят до 770-800°С, а разбивку ширины завершают на стадии чистовой прокатки не более, чем за два прохода с суммарным обжатием 8…15%, после чего осуществляют продольную прокатку с обжатием за проход не менее 8% за исключением двух последних проходов, в которых допускают степень обжатия не менее 1%, причем заканчивают чистовую прокатку при температуре не ниже 740°С, а ускоренное охлаждение полученного штрипса производят до температуры, определяемой в зависимости от углеродного эквивалента Сэкв из соотношения: Тко=(500*Сэкв+385°)±15°С, где 500 - эмпирический коэффициент, °С.The specified result is achieved by the fact that in the known method for the production of plate low-alloy strip, comprising heating the workpiece, rough rolling, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling, accelerated cooling of the obtained sheet metal to a predetermined temperature and its subsequent slow cooling, according to the proposed technical solution, continuous casting obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%: C = 0.03 ... 0.08; Si = 0.10 ... 0.35; Mn = 1.4 ... 1.9; Ni = 0.1 ... 0.28; Mo = 0.05 ... 0.14; Cr≤0.12; Cu 0 0.12; B≤0,0005; Al≤0.05; Nb + Ti + V≤0.17, the rest is iron and impurities, with the content of each impurity element less than 0.03%, while the carbon equivalent is C equiv <0.40, the continuously cast billet is heated at a temperature of 1170-1210 ° С for at least 7 hours, rough rolling with a transition from broaching to a breakdown of the width begins at a temperature of at least 950 ° C and is carried out at a thickness of 4.0 ... 5.5 of the thickness of the finished strip with a relative reduction in passage of at least 10% and the subsequent cooling in air of the intermediate billet produce up to 770-800 C, and the breakdown of the width is completed at the stage of finishing rolling in no more than two passes with a total compression of 8 ... 15%, after which longitudinal rolling is performed with compression per pass of at least 8% with the exception of the last two passes, in which the degree of compression is not allowed less than 1%, and finish rolling is completed at a temperature not lower than 740 ° C, and accelerated cooling of the obtained strip is carried out to a temperature determined depending on the carbon equivalent C equiv from the relation: Tco = (500 * C equiv + 385 °) ± 15 ° С, where 500 is the empirical coefficient ent, ° C.
Сущность изобретения состоит в следующем.The invention consists in the following.
Сначала выплавляют 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. Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочность. Снижение содержания углерода менее 0,03% приводит к падению ее прочности ниже допустимого уровня. Увеличение содержания углерода более 0,08% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств штрипса, приводит к их неравномерности из-за ликвации.First smelted a billet of steel with a given chemical composition. 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. The carbon content in the low alloy steel of the proposed composition determines its strength. A decrease in carbon content of less than 0.03% leads to a decrease in its strength below an acceptable level. An increase in carbon content of more than 0.08% is accompanied by a deterioration in the plastic and viscous properties of the strip, leading to their unevenness due to segregation.
При содержании кремния менее 0,10% ухудшается раскисленность стали, снижается прочность штрипсов. Увеличение содержания кремния более 0,35% приводит к возрастанию количества силикатных включений и негативно отражается на ударной вязкости металла.When the silicon content is less than 0.10%, the deoxidation of steel deteriorates, the strength of the strips decreases. An increase in the silicon content of more than 0.35% 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 1,9% 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 an excess of 1.9% leads to unreasonable consumption of expensive alloying components.
Никель в количестве Ni=0,1…0,28% способствует твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению хладостойкости, прочности и коррозионной стойкости готового проката. При концентрации менее 0,1% он не оказывает заметного влияния на качество металла. В то же время, при увеличении концентрации никеля свыше 0,28% не наблюдается дальнейшего повышения механических свойств, но заметен рост расходов на легирование.Nickel in the amount of Ni = 0.1 ... 0.28% contributes to solid solution hardening of the metal, and, accordingly, increase the cold resistance, strength and corrosion resistance of the finished product. At a concentration of less than 0.1%, it does not significantly affect the quality of the metal. At the same time, with an increase in nickel concentration over 0.28%, there is no further increase in mechanical properties, 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 0,12% 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 0.12% negatively affects the weldability of steels.
Содержание молибдена Мо=0,05…0,14% обеспечивает получение требуемых прочностных характеристик, способствует повышению коррозионной стойкости штрипсов. Однако превышение указанного значения не сопровождается дальнейшим повышением качества штрипсов, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. При концентрации менее 0,05% не обеспечиваются прочностные свойства.The content of molybdenum Mo = 0.05 ... 0.14% provides the required strength characteristics, helps to increase the corrosion resistance of strips. However, exceeding the specified value is not accompanied by a further improvement in the quality of strips, but only increases the cost of alloying, 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 0,12%, то может иметь место 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 0.12%, then there may be a decrease in the toughness of steel at low temperatures.
Бор способствует измельчению зерен микроструктуры при черновой горячей прокатке слябов и присутствует в стали как остаточный элемент. Однако увеличение содержания бора свыше 0,0005% может приводить к увеличению количества неметаллических включений и ухудшению вязкостных свойств штрипсов, что негативно сказывается на пластических характеристиках металла.Boron contributes to the grinding of microstructure grains during rough hot rolling of slabs and is present in steel as a residual element. However, an increase in boron content in excess of 0.0005% can lead to an increase in the number of non-metallic inclusions and a deterioration in the viscosity properties of strips, which negatively affects the plastic characteristics of the metal.
Алюминий является необходимым раскисляющим и модифицирующим элементом. Кроме того, он связывает азот в нитриды. Однако увеличение содержания алюминия более 0,05% приводит 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 0.05% leads to graphitization of steel, loss of strength and deterioration of weldability.
Введение в состав стали ниобия, ванадия и титана в суммарном количестве менее 0,17% способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры стали при ускоренном охлаждении прокатанных штрипсов, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Ниобий применяют не только для дисперсионного упрочнения стали, но и для эффективного повышения ее прочности и вязкости 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 одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Мелкодисперсные карбиды и карбонитриды ниобия, ванадия и титана препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева. Однако применение ниобия, ванадия и титана ограничено из-за того, что превышение их суммарного содержания более 0,17% может сопровождаться снижением ударной вязкости стали.The introduction of niobium, vanadium, and titanium into the steel in a total amount of less than 0.17% contributes to the production of a cellular dislocation microstructure of steel with accelerated cooling of rolled strips, providing a combination of high strength and plastic properties of the metal. Niobium is used not only for dispersion hardening of steel, but also for effective increase of its strength and toughness due to grain grinding. 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 additives in strip steels, as it promotes dispersion hardening, grain refinement and modification of sulfide inclusions. Finely dispersed carbides and carbonitrides of niobium, vanadium and titanium prevent the growth of austenite grain during heating. However, the use of niobium, vanadium and titanium is limited due to the fact that the excess of their total content of more than 0.17% may be accompanied by a decrease in the toughness of steel.
Для предложенного химического состава при значениях углеродного эквивалента Сэкв же более 0,40% возможно появление холодных трещин в процессе сварки труб из полученного штрипса. Углеродный эквивалент рассчитывается по формуле: Сэкв=С+Mn/6+(Сr+Мо+V)/5+(Ni+Cu)/15, % масс.For the proposed chemical composition at values carbon equivalent C eq is greater than 0.40% may cause cold cracking during welding of the tubes 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 DNV 450 IFD, 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 DNV 450 IFD, while maintaining ductility and increasing cold resistance, it is necessary to obtain a uniform and finely divided structure of the finished product.
При нагреве непрерывнолитой заготовки до температуры 1170…1210°С и ее выдержке при данной температуре не менее 7 часов происходит аустенизация низколегированной стали, растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц.When a continuously cast billet is heated to a temperature of 1170 ... 1210 ° C and held at this temperature for at least 7 hours, austenization of low-alloy steel and dissolution of dispersed carbonitride hardening particles occur.
Последующая многопроходная 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. На стадии черновой прокатки осуществляют деформацию по продольной и поперечной (разбивка ширины) схеме, что позволяет получить требуемые размеры промежуточной заготовки.Subsequent multi-pass 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. At the stage of rough rolling, deformation is carried out according to the longitudinal and transverse (breakdown of the width) scheme, which allows to obtain the required dimensions of the intermediate workpiece.
Охлаждение на воздухе промежуточной заготовки после черновой прокатки необходимо, чтобы избежать деформации в неблагоприятном температурном диапазоне.Air cooling of the intermediate billet after rough rolling is necessary to avoid deformation in the unfavorable temperature range.
Упрочнение толстолистовой стали в процессе чистовой многопроходной 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 при начале прокатки в температурном интервале от 770…800°С, поэтому охлаждение на воздухе (подстуживание) промежуточной заготовки с толщиной, составляющей 4,0…5,5 от толщины готового штрипса, производят именно до этой температуры.Hardening of plate in the process of multi-pass finishing in the field 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 most plastic deformation penetrates the roll at the start of rolling in the temperature range from 770 ... 800 ° C, therefore, cooling in air (curing) of the intermediate workpiece with a thickness of 4.0 ... 5.5 of the thickness of the finished strip is carried out precisely to this temperature .
Разбивку ширины завершают на стадии чистовой прокатки не более чем за два прохода с суммарным обжатием 8…15%. 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.The breakdown of the width is completed at the stage of finish rolling in no more than two passes with a total compression of 8 ... 15%. 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.
Далее производят продольную чистовую прокатку с целью получения заданных размеров штрипса. Величина обжатия за проход свыше 8% при продольной чистовой прокатке достаточна для полной проработки структуры на всю толщину подката, обеспечивается измельчение зерен и повышение хладостойкости готового штрипса. 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 до 12-13 балла добавляет развитие текстуры и образование субзерен, которые помимо увеличения прочности повышают сопротивление хрупкому разрушению и усталости. В двух последних проходах для получения заданной толщины листа допускают степень обжатия не менее 1%.Next, produce a longitudinal finishing rolling in order to obtain the specified dimensions of the strip. The amount of compression per pass of more than 8% during longitudinal finishing rolling is sufficient for a complete study of the structure for the entire thickness of the tackle, grain grinding and increased cold resistance of the finished strip are provided. In addition, the start of rolling in a given temperature range allows you to maintain high solubility of alloying elements in a solid solution and leads to solid solution hardening of the rolled material. Controlled finishing rolling in the two-phase region to the processes of dispersion hardening and grinding of grains up to 12-13 points adds the development of texture and the formation of subgrains, which in addition to increasing strength increase resistance to brittle fracture and fatigue. In the last two passes, to obtain a given sheet thickness, a compression ratio of at least 1% is allowed.
Ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки начинают при температуре не менее 740°С после его выхода из клети стана. При таком условии оно приводит к повышению дисперсности структурных составляющих стали. Температуру завершения ускоренного охлаждения листа определяют из полученного эмпирическим путем соотношения Тко=(500*Сэкв+385°)±15°С, где 500 - эмпирический коэффициент, °С.Accelerated cooling of the obtained strip after finishing rolling begins at a temperature of at least 740 ° C after it leaves the mill stand. Under this condition, it leads to an increase in the dispersion of the structural components of steel. The temperature of completion of accelerated cooling of the sheet is determined from the obtained empirically by the ratio T ko = (500 * С equiv + 385 °) ± 15 ° С, where 500 is an empirical coefficient, ° С.
Соблюдение этого условия обеспечивает формирование требуемого однородного фазового состава металла высокопрочного штрипса для магистральных трубопроводов.Compliance with this condition ensures the formation of the required uniform phase composition of the metal of high strength strip for main pipelines.
Замедленное охлаждение штрипсов способствует снятию внутренних термических напряжений и обеспечивается их штабелированием в стопу для остывания после ускоренного охлаждения.Slow cooling of the strips helps to relieve internal thermal stresses and is provided by stacking them in the stack for cooling after accelerated cooling.
Таким образом, полное использование ресурса свойств, соответствующего низколегированной стали данного химического состава, обеспечивается предлагаемым деформационно-термическим режимом производства штрипса. Технология прокатки направлена на получение оптимального фазового состава и морфологии фаз, измельчение зерен, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение и дислокационное упрочнение.Thus, the full use of the resource properties corresponding to low-alloy steel of a given chemical composition is ensured by the proposed deformation-thermal regime for the production of strip. The rolling technology is aimed at obtaining the optimal phase composition and phase morphology, grain grinding, solid solution hardening, dispersion hardening and dislocation hardening.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве штрипса размером 27×3717×11700 мм (после резки в меру), категории прочности DNV 450 IFD. Производят выплавку заготовок, содержащих, масс.%: С=0,06; Si=0,2; Mn=1,6; Ni=0,2; Nb=0,03; Cr=0,03; Мо=0,08; Cu=0,04; Ti=0,018; V=0,06; Al=0,03; В=0,0002, остальное - железо и примеси менее 0,03. При этом углеродный эквивалент составляет Сэкв 0,377%, т.е. соответствует заявленному диапазону. 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 0,009% 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 production of a strip measuring 27 × 3717 × 11700 mm (after cutting to the best), strength category DNV 450 IFD. Smelting preforms containing, wt.%: C = 0.06; Si = 0.2; Mn = 1.6; Ni = 0.2; Nb = 0.03; Cr = 0.03; Mo = 0.08; Cu = 0.04; Ti = 0.018; V = 0.06; Al = 0.03; B = 0.0002, the rest is iron and impurities less than 0.03. In this case, the carbon equivalent is C equiv 0.377%, i.e. corresponds to the declared range. 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 0.009% 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 315×1850×2700 мм до температуры 1190°С в течение 8 часов. После выдачи из печи производят черновую прокатку заготовки. При этом температуру начала черновой прокатки устанавливают 980°С. Черновую прокатку осуществляют до толщины 110 мм, составляющей 4,07 от толщины готового штрипса. При этом первые проходы производят по продольной схеме, а последние - по поперечной (разбивка ширины). Относительные обжатия за проход на стадии черновой прокатки составляют 10-15%.Carry out heating continuously cast billets of the specified chemical composition with a size of 315 × 1850 × 2700 mm to a temperature of 1190 ° C for 8 hours. After issuing from the furnace produce rough rolling of the workpiece. In this case, the temperature of the start of rough rolling is set to 980 ° C. Rough rolling is carried out to a thickness of 110 mm, comprising 4.07 of the thickness of the finished strip. In this case, the first passages are made according to the longitudinal scheme, and the last - along the transverse (breakdown of the width). The relative compression for the passage at the stage of rough rolling is 10-15%.
Затем производят подстуживание промежуточной заготовки толщиной 110 мм до температуры 790°С на рольганге стана, за счет ее естественного охлаждения на воздухе.Then, the intermediate workpiece is 110 mm thick to a temperature of 790 ° C on the rolling table of the mill, due to its natural cooling in air.
После подстуживания на стадии чистовой прокатки завершают разбивку ширины в низкотемпературной области за два прохода с суммарным обжатием 14%. Полученную заготовку толщиной 95 мм прокатывают по продольной схеме на размер готового штрипса 27×3717×11700 мм (после резки в меру) со степенью обжатия 8-12% за проход, за исключением двух последних проходов, в которых, с целью получения заданной толщины готового штрипса, степень обжатия уменьшают до величины 1-4%. Заканчивают чистовую прокатку при температуре 760°С. После чистовой прокатки полученный штрипс подвергают ускоренному водяному охлаждению в специальной установке. Ускоренное охлаждение полученного штрипса начинают после выхода штрипса из клети стана при температуре 760°С и производят до температуры, определяемой из соотношения: Тко=(500*Сэкв+385°)±15°С и составляющей в данном случае Тко=(573±15)°С для углеродного эквивалента Сэкв=0,377. Последующее замедленное охлаждение металла осуществляют путем выдержки на воздухе штабелированной стопы горячекатаных штрипсов, состоящей из 10-16 листов. Указанное замедленное охлаждение способствует снятию внутренних термических напряжений в материале штрипса.After undermining at the stage of finish rolling, the breakdown of the width in the low-temperature region is completed in two passes with a total compression of 14%. The resulting workpiece with a thickness of 95 mm is rolled according to the longitudinal scheme to the size of the finished strip 27 × 3717 × 11700 mm (after cutting to the best) with a reduction ratio of 8-12% per pass, with the exception of the last two passes, in which, in order to obtain a given thickness of the finished strip, the degree of compression is reduced to a value of 1-4%. Finishing rolling is completed at a temperature of 760 ° C. After finishing rolling, the obtained strip is subjected to accelerated water cooling in a special installation. Accelerated cooling of the obtained strip is started after the strip leaves the mill stand at a temperature of 760 ° C and is produced to a temperature determined from the relation: T ko = (500 * C eq + 385 °) ± 15 ° C and component in this case T ko = ( 573 ± 15) ° С for the carbon equivalent С equiv = 0.377. Subsequent delayed cooling of the metal is carried out by exposure to air of a stacked stack of hot-rolled strips, consisting of 10-16 sheets. The specified delayed cooling helps to relieve internal thermal stresses in the strip material.
Механические свойства штрипса определяли на поперечных образцах. Температурно-деформационный режим прокатки обеспечил получение мелкозернистой структуры с заметной поперечной и продольной анизотропией зерен. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских пропорциональных полнотолщинных образцах по ГОСТ 1497, а на работу удара на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре - минус 40°С. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σв=560…620 Н/мм2; предел текучести σт=510…560 Н/мм2; относительное удлинение δ5=21…25%; работа удара KV-40=260…280 Дж. Указанный уровень свойств полностью соответствует требованиям, предъявляемым к штрипсу категории прочности DNV 450 IFD.The mechanical properties of the strip were determined on transverse samples. The temperature-strain mode of rolling provided a fine-grained structure with a noticeable transverse and longitudinal grain anisotropy. Static tensile tests were carried out on flat proportional full-thickness samples according to GOST 1497, and on the impact work on samples with a V-shaped notch according to GOST 9454 at a temperature of minus 40 ° С. The following mechanical properties were obtained for transverse samples: temporary resistance σ in = 560 ... 620 N / mm 2 ; yield strength σ t = 510 ... 560 N / mm 2 ; elongation δ 5 = 21 ... 25%; impact work KV -40 = 260 ... 280 J. The specified level of properties fully complies with the requirements for a strip of strength category DNV 450 IFD.
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 DNV 450 IFD.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 the strength category DNV 450 IFD on a plate reversing mill.
Оптимальные параметры реализации способа были определены эмпирическим путем. Экспериментально установлено, что при нагреве сляба до температуры ниже 1170°С не достигается гомогенизация аустенитной структуры, что препятствует получению требуемого уровня свойств готового проката. Увеличение температуры нагрева выше 1210°С сопровождается интенсивным ростом зерен аустенита и снижением прочностных свойств толстых листов. При продолжительности нагрева менее 7 часов непрерывнолитая заготовка не успевает равномерно прогреться, что приводит к существенной неравномерности деформации при прокатке и появлению поверхностных дефектов на готовом изделии.The optimal parameters for the implementation of the method were determined empirically. It was experimentally established that when the slab is heated to a temperature below 1170 ° C, homogenization of the austenitic structure is not achieved, which prevents the desired level of properties of the finished product from being obtained. An increase in the heating temperature above 1210 ° C is accompanied by an intensive growth of austenite grains and a decrease in the strength properties of thick sheets. When the heating time is less than 7 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.
При температуре начала черновой прокатки менее 950°С металл попадает в неблагоприятную для деформации температурную область, что может привести к повышенным нагрузкам на оборудование и невозможности обеспечить требуемую величину обжатия.When the temperature of the start of rough rolling is less than 950 ° С, the metal enters the temperature region unfavorable for deformation, which can lead to increased loads on the equipment and the inability to provide the required amount of compression.
Из опыта установлено, что при толщине промежуточной заготовки, превышающей толщину готового штрипса менее чем в 4 раза, невозможно обеспечить деформацию при чистовой прокатке, достаточную для проработки структуры металла и получения мелкого зерна в готовом изделии. В то же время, при толщине промежуточной заготовки более 5,5 от толщины готового штрипса, 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.It was established from experience that when the thickness of the intermediate billet is less than 4 times the thickness of the finished strip, it is impossible to ensure a deformation during finish rolling that is sufficient to study the metal structure and obtain fine grain in the finished product. At the same time, with the thickness of the intermediate workpiece more than 5.5 of the thickness of the finished strip, the workpiece is too massive and the operation of intermediate stitching 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.
При относительных обжатиях за проход в процессе черновой прокатки менее 10% возможно неравномерное распределение деформации по сечению непрерывнолитой заготовки. В этом случае в осевой зоне заготовки может сохраниться ликвационная полоса, что приведет к появлению брака по механическим свойствам.With relative reductions per pass during rough rolling of less than 10%, an uneven distribution of deformation over the cross section of the continuously cast billet is possible. In this case, a segregation strip may remain in the axial zone of the workpiece, which will lead to the appearance of a defect in mechanical properties.
Экспериментально определено, что для данного штрипса при охлаждении промежуточной заготовки в ходе подстуживания до температуры выше 800°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 770°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 800 ° 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 770 ° 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. Если суммарное обжатие за два прохода при разбивке ширины на стадии чистовой прокатки не достигает 8%, то можно ожидать, что механические свойства готового штрипса в поперечном направлении будут недостаточно высоки, поскольку поперечная деформация в низкотемпературной области слишком мала для их формирования. В то же время, если указанное обжатие превышает 15%, возникает опасность выхода из строя оборудования ввиду превышения допустимого усилия прокатки.The breakdown of the width is completed at the stage of finish rolling. If the total compression in two passes when breaking the width at the finish rolling stage does not reach 8%, then it can be expected that the mechanical properties of the finished strip in the transverse direction will not be high enough, since the transverse deformation in the low-temperature region is too small for their formation. At the same time, if the specified reduction exceeds 15%, there is a danger of equipment failure due to exceeding the allowable rolling force.
Опытным путем установлено, что величина обжатия промежуточной заготовки 8% за проход при продольной чистовой прокатке является минимально допустимой, при которой в температурном диапазоне деформации имеет место интенсивная проработка структуры раската по толщине. Поэтому снижение величины обжатия за проход менее 8% приводит к ухудшению механических свойств штрипса. В то же время, для последних одного-двух проходов чистовой прокатки должна быть предусмотрена возможность использования небольших обжатий не менее 1%, чтобы с максимальной точностью обеспечить получение заданных размеров готового проката. При обжатиях менее 1% возможно нарушение планшетности листа, т.е. появление волнистости или коробоватости.It was experimentally established that the compression of the intermediate billet of 8% per pass during longitudinal finishing rolling is the minimum allowable, in which in the temperature range of deformation there is an intensive study of the structure of the roll in thickness. Therefore, a decrease in the amount of compression per passage of less than 8% leads to a deterioration in the mechanical properties of the strip. At the same time, for the last one or two finishing passes, the possibility of using small reductions of at least 1% should be provided in order to ensure that the specified dimensions of the finished product are obtained with maximum accuracy. With reductions of less than 1%, a flatness of the sheet is possible, i.e. the appearance of waviness or boxing.
Экспериментально определено, что окончание чистовой прокатки при температуре ниже 740°С может сопровождаться появлением рекристаллизованных зерен феррита, что приводит к конечной разнозернистости и понижению вязкопластических свойств готового штрипса.It was experimentally determined that the end of finish rolling at a temperature below 740 ° 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.
Ускоренное охлаждение полученного штрипса до температуры, превышающей допустимую по расчету температуру, не обеспечивает полного протекания фазовых превращений, связанных с величиной углеродного эквивалента, и приводит к сохранению значительного количества феррита в структуре проката. Это обуславливает снижение прочностных свойств готового изделия. В то же время, охлаждение до температуры ниже расчетной сопровождается недопустимым снижением вязкостных свойств трубного штрипса.The accelerated cooling of the obtained strip to a temperature exceeding the temperature allowed by the calculation does not ensure the complete occurrence of phase transformations associated with the carbon equivalent value and leads to the conservation of a significant amount of ferrite in the rolled metal structure. This leads to a decrease in the strength properties of the finished product. At the same time, cooling to a temperature lower than the calculated one is accompanied by an unacceptable decrease in the viscous properties of the tube strip.
Как следует из приведенного анализа, 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 прокатке на толстолистовом реверсивном стане. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы не всегда удается обеспечить соответствие полученных штрипсов заданным требованиям хладостойкости и категории прочности по механическим характеристикам. 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 analysis, when implementing the proposed technical solution, the required quality of strip products for large diameter 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 when rolling on plate reversing camp. 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 comply with the specified requirements of cold resistance and strength category according to mechanical characteristics. 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.
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 зерна, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение, анизотропия структуры и свойств. Использование предложенного способа для производства штрипсов категории прочности DNV 450 IFD, толщиной 20-30 мм из низколегированной стали позволит повысить выход годного на данном сортаменте на 3-5%.The technical and economic advantages of the considered invention consist in the fact that the proposed temperature-deformation modes of production allow to use to the greatest extent all the mechanisms of hardening 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 DNV 450 IFD, a thickness of 20-30 mm from low alloy steel will increase the yield on this range by 3-5%.
Claims (1)
при этом углеродный эквивалент составляет Сэкв<0,40, нагрев непрерывнолитой заготовки производят при температуре 1170-1210°С в течение не менее 7 ч, черновую прокатку с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины начинают при температуре не ниже 950°С и осуществляют ее на толщину, составляющую 4,0-5,5 толщины готового штрипса с относительными обжатиями за проход не менее 10%, причем последующее охлаждение на воздухе промежуточной заготовки производят до 770-800°С, а разбивку ширины завершают на стадии чистовой прокатки не более чем за два прохода с суммарным обжатием 8-15%, после чего осуществляют продольную прокатку с обжатием за проход не менее 8% за исключением двух последних проходов, в которых - степень обжатия не менее 1%, причем заканчивают чистовую прокатку при температуре не ниже 740°С, а ускоренное охлаждение полученного штрипса производят до температуры, определяемой в зависимости от углеродного эквивалента Сэкв из соотношения: Tкo=(500·Cэкв+385°C)±15°C, где 500 - эмпирический коэффициент, °С. A method of manufacturing a plate of rolled steel from low alloy steel, including smelting, casting steel into continuously cast billets, heating the billet, rough rolling, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling, accelerated cooling of the obtained sheet metal to a predetermined temperature and its subsequent delayed cooling, characterized in that it is melted steel with the following ratio of elements, wt.%:
the carbon equivalent is C equiv <0.40, the continuously cast billet is heated at a temperature of 1170-1210 ° C for at least 7 hours, rough rolling with a transition from longitudinal to transverse rolling with a breakdown of the width is started at a temperature of at least 950 ° C and carry it out to a thickness of 4.0-5.5 of the thickness of the finished strip with relative compressions per pass of at least 10%, and the subsequent cooling in air of the intermediate billet is carried out to 770-800 ° C, and the breakdown of the width is completed at the stage of finishing rolling no more than m in two passes with a total compression of 8-15%, after which longitudinal rolling is performed with compression for a passage of at least 8%, with the exception of the last two passes, in which the compression ratio is at least 1%, and finish rolling is completed at a temperature of at least 740 ° C, and accelerated cooling of the obtained strip is carried out to a temperature determined depending on the carbon equivalent C equiv from the ratio: T ko = (500 · C equiv + 385 ° C) ± 15 ° C, where 500 is an empirical coefficient, ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009145366/02A RU2414515C1 (en) | 2009-12-07 | 2009-12-07 | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2009145366/02A RU2414515C1 (en) | 2009-12-07 | 2009-12-07 | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2414515C1 true RU2414515C1 (en) | 2011-03-20 |
Family
ID=44053683
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2009145366/02A RU2414515C1 (en) | 2009-12-07 | 2009-12-07 | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2414515C1 (en) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2465346C1 (en) * | 2011-08-25 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
| RU2466193C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-11-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates |
| RU2471003C1 (en) * | 2011-12-02 | 2012-12-27 | Министерство Промышленности И Торговли Российской Федерации | Manufacturing method of rolled metal with increased resistance to hydrogen and hydrosulphuric cracking |
| RU2477323C1 (en) * | 2011-09-29 | 2013-03-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of rolled low-alloy plate |
| RU2495142C1 (en) * | 2012-06-26 | 2013-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
| RU2499844C1 (en) * | 2012-07-20 | 2013-11-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Plate steel making method |
| RU2500820C1 (en) * | 2012-08-29 | 2013-12-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production method of rolled metal from low-alloy steel for manufacture of structural members of oil and gas lines |
| RU2530078C1 (en) * | 2013-07-23 | 2014-10-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Production of thick-sheet rolled stock for ship building |
| RU2583973C1 (en) * | 2015-02-10 | 2016-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing thick-wall pipe steel |
| RU2606357C1 (en) * | 2015-09-02 | 2017-01-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled thick sheets from low-alloy steel for nuclear and power engineering |
| RU2674360C2 (en) * | 2014-07-11 | 2018-12-07 | Арселормиттал | Hot-rolled steel sheet and related method of manufacture |
| RU2815952C1 (en) * | 2023-08-09 | 2024-03-25 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloy steel |
-
2009
- 2009-12-07 RU RU2009145366/02A patent/RU2414515C1/en active
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2466193C1 (en) * | 2011-05-18 | 2012-11-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates |
| RU2465346C1 (en) * | 2011-08-25 | 2012-10-27 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
| RU2477323C1 (en) * | 2011-09-29 | 2013-03-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Manufacturing method of rolled low-alloy plate |
| RU2471003C1 (en) * | 2011-12-02 | 2012-12-27 | Министерство Промышленности И Торговли Российской Федерации | Manufacturing method of rolled metal with increased resistance to hydrogen and hydrosulphuric cracking |
| RU2495142C1 (en) * | 2012-06-26 | 2013-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
| RU2499844C1 (en) * | 2012-07-20 | 2013-11-27 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего профессионального образования "Национальный исследовательский технологический университет "МИСиС" | Plate steel making method |
| RU2500820C1 (en) * | 2012-08-29 | 2013-12-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production method of rolled metal from low-alloy steel for manufacture of structural members of oil and gas lines |
| RU2530078C1 (en) * | 2013-07-23 | 2014-10-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Production of thick-sheet rolled stock for ship building |
| RU2674360C2 (en) * | 2014-07-11 | 2018-12-07 | Арселормиттал | Hot-rolled steel sheet and related method of manufacture |
| US10858716B2 (en) | 2014-07-11 | 2020-12-08 | Arcelormittal | Hot rolled steel sheet and associated manufacturing method |
| US11447844B2 (en) | 2014-07-11 | 2022-09-20 | Arcelormittal | Manufacturing method for hot rolled steel sheet |
| RU2583973C1 (en) * | 2015-02-10 | 2016-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing thick-wall pipe steel |
| RU2606357C1 (en) * | 2015-09-02 | 2017-01-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled thick sheets from low-alloy steel for nuclear and power engineering |
| RU2815952C1 (en) * | 2023-08-09 | 2024-03-25 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloy steel |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2414515C1 (en) | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel | |
| RU2390568C1 (en) | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip | |
| EP3135787B1 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| RU2393239C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| RU2466193C1 (en) | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates | |
| 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 | |
| WO2014041802A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| WO2012036308A1 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet having superior punchability and method for producing same | |
| RU2519720C2 (en) | Method of making strips from low-alloy steel | |
| EP3246426A1 (en) | Thick high-toughness high-strength steel sheet and method for manufacturing same | |
| RU2544326C1 (en) | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance | |
| US20220033927A1 (en) | Hot rolled steel sheet and method for producing same | |
| RU2549807C1 (en) | Manufacturing method of rolled stock from high-strength cold-resistant steel | |
| RU2463360C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2630721C1 (en) | Thick sheet of structural steel for manufacturing details of welded structures and method for its production in normalized condition | |
| RU2697301C1 (en) | Method for production of tubular rolled products of increased corrosion resistance at a reversing mill | |
| RU2318027C1 (en) | Method of production of the plate iron | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2445379C1 (en) | Manufacturing method of low-alloy plate strips | |
| RU2346060C2 (en) | Method of blades manufacturing | |
| RU2530078C1 (en) | Production of thick-sheet rolled stock for ship building | |
| RU2495142C1 (en) | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel | |
| RU2403105C1 (en) | Method of rolling low-alloyed main pipe strips on reversing plate mill |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20111213 |
|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE Effective date: 20120821 |