RU2460809C1 - Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels - Google Patents
Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels Download PDFInfo
- Publication number
- RU2460809C1 RU2460809C1 RU2011122167/02A RU2011122167A RU2460809C1 RU 2460809 C1 RU2460809 C1 RU 2460809C1 RU 2011122167/02 A RU2011122167/02 A RU 2011122167/02A RU 2011122167 A RU2011122167 A RU 2011122167A RU 2460809 C1 RU2460809 C1 RU 2460809C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- rolling
- temperature
- passes
- cooling
- steel
- Prior art date
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии и может быть использовано при изготовлении толстых листов из микролегированных сталей для изготовления нефте- и газопроводных труб большого диаметра.The invention relates to the field of metallurgy and can be used in the manufacture of thick sheets of microalloyed steels for the manufacture of oil and gas pipes of large diameter.
Известен способ производства штрипсовой стали для труб подводных морских газопроводов высоких параметров [патент RU №2397254], включающий выплавку стали, разливку стали в слябы, аустенизацию, предварительную и окончательную деформации в реверсивном режиме и охлаждение проката. При этом выплавляют сталь определенного химического состава. После выплавки осуществляют разливку стали в слябы, предварительную прокатку поперек продольной оси сляба с суммарной деформацией 60-80%. Охлаждение подката на воздухе проводят до температуры начала чистовой прокатки, а чистовую прокатку осуществляют в направлении продольной оси с температурой конца прокатки, затем охлаждают штрипс до температуры 350-450°С со скоростью 15-50°С/с, а затем - со скоростью не более 1°С/с, при этом соотношение суммарных степеней деформаций предварительной прокатки и окончательной прокатки составляет (1:4)-(1:8).A known method for the production of strip steel for pipes of underwater offshore gas pipelines of high parameters [patent RU No. 2397254], including steel smelting, steel casting into slabs, austenization, preliminary and final deformation in a reverse mode and cooling of the rolling. In this case, steel of a certain chemical composition is melted. After smelting, steel is cast into slabs, preliminary rolling across the longitudinal axis of the slab with a total deformation of 60-80%. The cooling of the rolled product in air is carried out to the temperature of the start of the finish rolling, and the finish rolling is carried out in the direction of the longitudinal axis with the temperature of the end of the rolling, then the strip is cooled to a temperature of 350-450 ° C at a speed of 15-50 ° C / s, and then at a speed not more than 1 ° C / s, while the ratio of the total degrees of deformation of the preliminary rolling and final rolling is (1: 4) - (1: 8).
Недостатком способа является охлаждение на воздухе раската между черновой и чистовой прокатками, что снижает темп прокатки и производительность стана.The disadvantage of this method is the cooling in the air of the roll between rough and finish rolling, which reduces the rate of rolling and productivity of the mill.
Известен способ производства штрипсов из низколегированной стали [патент RU №2391415], выбранный за прототип, включающий получение непрерывнолитой заготовки определенного химического состава толщиной 240-315 мм, нагрев заготовки до температуры 1180-1230°С, реверсивную прокатку в клети толстолистового стана за 17-23 последовательных прохода с суммарным относительным обжатием по высоте во всех проходах 93-98%. В четырех первых и трех последних проходах единичные относительные обжатия заготовки по высоте не превышают 13%. Завершают прокатку при температуре 750-810°С. Охлаждение прокатанных листов осуществляют на воздухе после штабелирования полученного штрипса в стопу, состоящую не менее чем из пяти листов.A known method for the production of strips of low alloy steel [patent RU No. 2391415], selected for the prototype, which includes obtaining continuously cast billets of a certain chemical composition with a thickness of 240-315 mm, heating the billet to a temperature of 1180-1230 ° C, reverse rolling in a mill stand for 17- 23 consecutive passes with a total relative height reduction in all passes of 93-98%. In the first four and last three passes, the unit relative compression of the workpiece does not exceed 13% in height. Complete rolling at a temperature of 750-810 ° C. The cooling of the rolled sheets is carried out in air after stacking the obtained strip in a stack consisting of at least five sheets.
В результате применения способа полученный толстый лист характеризуется наличием дефекта «полосчатость», который отрицательно влияет на ударные свойства проката, сопротивление хрупкому разрушению и индуцированному водородом растрескиванию, а также снижает анизотропию свойств полосы.As a result of the application of the method, the resulting thick sheet is characterized by the presence of a “bandedness” defect, which negatively affects the impact properties of rolled products, resistance to brittle fracture, and hydrogen-induced cracking, and also reduces the anisotropy of the strip properties.
Техническая задача, решаемая предлагаемым изобретением, состоит в повышении качества полученного толстого листа за счет устранения дефекта «полосчатость».The technical problem solved by the invention is to improve the quality of the obtained thick sheet by eliminating the defect "bandedness".
По предложенному способу производства толстого листа получают непрерывнолитую заготовку толщиной 240-315 мм, нагрев заготовок производят при 1180-1230°С в течение не менее 3 часов, многопроходную реверсивную прокатку ведут за 17-23 прохода за нечетное количество проходов, при этом в каждом проходе, кроме двух последних, единичное относительное обжатие составляет ≥10%, в двух последних проходах оно составляет ≥8%, завершают прокатку при температуре 760-780°С, после чего ускоренное охлаждение со скоростью 20-30°С/с до температур 500-600°С и далее произвольное охлаждение на воздухе.According to the proposed method for producing a thick sheet, a continuously cast billet with a thickness of 240-315 mm is obtained, the billets are heated at 1180-1230 ° C for at least 3 hours, multi-pass reverse rolling is carried out in 17-23 passes for an odd number of passes, with each pass , except for the last two, a single relative reduction is ≥10%, in the last two passes it is ≥8%, rolling is completed at a temperature of 760-780 ° C, after which accelerated cooling at a speed of 20-30 ° C / s to temperatures of 500- 600 ° C and further optionally e air cooling.
Кроме того, непрерывнолитые заготовки получают из стали при следующем соотношении компонентов в ней, мас.%: С=0,03-0,05; Мn=1,4-1,6; Si-0,2-0,3; Nb=0,07-0,08; V<0,004; Ti=0,02-0,04; Cr=0,2-0,25; Ni=0,02-0,05; Cu=0,02-0,05; Al=0,02-0,05; железо и примеси с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03% - остальное.In addition, continuously cast billets are obtained from steel with the following ratio of components in it, wt.%: C = 0.03-0.05; Mn = 1.4-1.6; Si 0.2-0.3; Nb = 0.07-0.08; V <0.004; Ti = 0.02-0.04; Cr = 0.2-0.25; Ni = 0.02-0.05; Cu = 0.02-0.05; Al = 0.02-0.05; iron and impurities with a content of each impurity element of less than 0.03% - the rest.
Применение предложенного способа прокатки обеспечивает устранение дефекта «полосчатость» за счет окончания прокатки в однофазной области и применения ускоренного охлаждения после прокатки. При этом быстро минуется межкритический интервал температур, зародыши ферритной фазы образуются как в обедненных, так и в обогащенных углеродом областях аустенита, т.к. движущие силы превращения очень велики. После этого феррит вытесняет углерод на границы зерен, где в дальнейшем и образуется перлит или бейнит. В этом случае получается однородная, бесполосчатая структура.Application of the proposed rolling method eliminates the “bandedness” defect due to the end of rolling in the single-phase region and the use of accelerated cooling after rolling. In this case, the intercritical temperature range is quickly passed, the ferrite phase nuclei are formed both in the depleted and in the carbon-rich austenite regions, since the driving forces of the transformation are very large. After this, ferrite displaces carbon to the grain boundaries, where later perlite or bainite is formed. In this case, a homogeneous, strip-free structure is obtained.
Экспериментально установлено, что при нагреве заготовки до температуры ниже 1180°С не достигается гомогенизация аустенитной структуры, что препятствует получению требуемого уровня свойств готового проката. Увеличение температуры нагрева выше 1230°С приводит к интенсивному росту зерен аустенита и снижению прочностных свойств толстых листов. При продолжительности аустенизации менее 3 часов заготовка не успевает равномерно прогреться, что приводит к существенной неравномерности деформации и появлению поверхностных дефектов на готовом изделии.It was experimentally established that when the billet is heated to a temperature below 1180 ° C, homogenization of the austenitic structure is not achieved, which prevents obtaining the required level of properties of the finished product. An increase in the heating temperature above 1230 ° C leads to an intensive growth of austenite grains and a decrease in the strength properties of thick sheets. When the austenitization duration is less than 3 hours, the workpiece does not have time to uniformly warm up, which leads to a significant unevenness of deformation and the appearance of surface defects on the finished product.
Прокатку проводят в реверсивном режиме с максимально допустимыми обжатиями для конкретного стана. Максимально допустимые обжатия рассчитывают, исходя из допустимого усилия и крутящего момента прокатки стана для конкретных геометрических параметров листа и его химического состава. Это приводит к получению дисперсной структуры листа и увеличению производительности способа.Rolling is carried out in reverse mode with the maximum allowable reductions for a particular mill. The maximum allowable reductions are calculated based on the allowable force and torque of rolling the mill for specific geometrical parameters of the sheet and its chemical composition. This leads to a dispersed structure of the sheet and increase the productivity of the method.
Суммарное количество проходов при реверсивной прокатке раската должно быть нечетным для того, чтобы последний проход осуществлялся в сторону установки контролируемого охлаждения. Это необходимо для минимизации паузы между прокаткой и ускоренным охлаждением и для исключения последнего холостого прохода, что в конечном итоге повышает производительность способа.The total number of passes during reverse rolling of the roll must be odd so that the last pass is carried out towards the installation of controlled cooling. This is necessary to minimize the pause between rolling and accelerated cooling and to eliminate the last idle pass, which ultimately increases the productivity of the method.
В каждом проходе осуществляют единичное относительное обжатие ≥10%, а в двух последних проходах ≥8%. Это обусловлено необходимостью обеспечения высокой производительности стана. В двух последних проходах минимальное значение обжатия снижено до 8%, чтобы избежать резкого повышения усилия прокатки, связанного с высокими значениями сопротивления деформации при низких температурах.In each pass, a single relative reduction of ≥10% is performed, and in the last two passes, ≥8%. This is due to the need to ensure high productivity of the mill. In the last two passes, the minimum reduction value is reduced to 8% in order to avoid a sharp increase in rolling force associated with high values of deformation resistance at low temperatures.
Прокатка при повышенных температурах сопровождается процессом рекристаллизации аустенита, что приводит к измельчению его зерна. При понижении температуры прокатки раската процессы рекристаллизации затормаживаются или блокируются, что приводит к вытягиванию аустенитного зерна вдоль направления прокатки и накоплению упрочнения, которое по достижении температуры начала ферритного превращения способствует образованию большого количества зародышей феррита, расположенных вдоль границ и в зерне аустенита. Дисперсная ферритно-перлитная структура, сформированная на фоне мелкого аустенитного зерна, обеспечивает повышение ударной вязкости при отрицательных температурах.Rolling at elevated temperatures is accompanied by a process of austenite recrystallization, which leads to grinding of its grain. With a decrease in the temperature of rolling the roll, the recrystallization processes are inhibited or blocked, which leads to the stretching of austenitic grain along the direction of rolling and the accumulation of hardening, which, upon reaching the temperature of the onset of ferrite transformation, contributes to the formation of a large number of ferrite nuclei located along the boundaries and in the austenite grain. A dispersed ferrite-pearlite structure formed against a background of fine austenitic grain provides an increase in impact strength at low temperatures.
После прокатки полосу сразу же охлаждают в установке контролируемого охлаждения со скоростью 20-30°С/с до 500-600°С. При ускоренном охлаждении до температуры ниже начала промежуточного превращения происходит увеличение ферритной составляющей в структуре металла и образование перлитной, а возможно, и бейнитной составляющих. При этом выделения перлита и/или бейнита располагаются не в виде полос, а в виде отдельных включений между зернами феррита. Это обеспечивает устранение дефекта «полосчатость».After rolling, the strip is immediately cooled in a controlled cooling unit at a speed of 20-30 ° C / s to 500-600 ° C. With accelerated cooling to a temperature below the beginning of the intermediate transformation, an increase in the ferritic component in the metal structure and the formation of a pearlitic, and possibly bainitic, component occur. In this case, perlite and / or bainite precipitates are not located in the form of strips, but in the form of separate inclusions between the grains of ferrite. This ensures the elimination of the defect "bandedness".
Углерод в низколегированной стали предложенного состава определяет ее высокую вязкость разрушения. Увеличение содержания углерода более 0,05% приводит к получению неудовлетворительной доли вязкой составляющей при испытании падающим грузом и ухудшает пластические свойства металла, содержание углерода менее 0,03% приводит к падению прочностных свойств ниже допустимого уровня.Carbon in low alloy steel of the proposed composition determines its high fracture toughness. An increase in carbon content of more than 0.05% leads to an unsatisfactory proportion of the viscous component when tested by a falling load and worsens the plastic properties of the metal, the carbon content of less than 0.03% leads to a drop in strength properties below an acceptable level.
При содержании кремния менее 0,2% ухудшается раскисленность стали, снижаются прочностные свойства. Увеличение содержания кремния более 0,3% приводит к возрастанию количества силикатных включений и сопровождается снижением ударной вязкости штрипса.When the silicon content is less than 0.2%, the deoxidation of steel deteriorates, and the strength properties decrease. An increase in the silicon content of more than 0.3% leads to an increase in the number of silicate inclusions and is accompanied by a decrease in the impact strength of the strip.
Добавка марганца в заявляемых пределах обеспечивает твердорастворное упрочнение металла. Снижение содержания марганца менее 1,4% увеличивает окисленность стали, сопровождается снижением прочностных свойств. Повышение содержания марганца выше 1,6% может приводить к росту отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву выше допустимого предела.The addition of manganese within the claimed limits provides solid solution hardening of the metal. A decrease in manganese content of less than 1.4% increases the oxidation of steel, accompanied by a decrease in strength properties. An increase in the manganese content above 1.6% can lead to an increase in the ratio of yield strength to temporary tensile strength above the allowable limit.
Содержание никеля, меди и хрома ниже указанных пределов способствует твердорастворному упрочнению металла, а также повышению хладостойкости и коррозионной стойкости штрипсов. Являясь в данном случае примесными элементами, при концентрации выше 0,05%, 0,05% и 0,25% соответственно, они оказывают вредное влияние на свариваемость стали при производстве труб.The content of nickel, copper and chromium below the specified limits promotes solid-solution hardening of the metal, as well as improving the cold resistance and corrosion resistance of strips. Being in this case impurity elements, at concentrations above 0.05%, 0.05% and 0.25%, respectively, they have a detrimental effect on the weldability of steel in the production of pipes.
Алюминий раскисляет и модифицирует сталь. Он обеспечивает измельчение зерна за счет образования мелкодисперсных карбидов, затрудняющих рост зерна аустенита при нагреве, что увеличивает предел текучести и хладостойкость штрипсовой стали. При концентрации менее 0,02% его воздействие проявляется слабо и обычно ухудшает механические свойства штрипсов. Увеличение его содержания более 0,05% приводит к графитизации углерода, что также негативно сказывается на качестве готовой продукции.Aluminum deoxidizes and modifies steel. It provides grain grinding due to the formation of finely dispersed carbides, which impede the growth of austenite grain during heating, which increases the yield strength and cold resistance of strip steel. At a concentration of less than 0.02%, its effect is weak and usually impairs the mechanical properties of the strips. An increase in its content of more than 0.05% leads to graphitization of carbon, which also negatively affects the quality of the finished product.
Ванадий повышает прочность штрипсов, прокатанных по предложенным режимам. Однако он снижает долю вязкой составляющей при испытании падающим грузом, поэтому его вклад в упрочнение металла скомпенсирован повышенным содержанием ниобия.Vanadium increases the strength of strips rolled according to the proposed modes. However, it reduces the proportion of the viscous component when tested by a falling load, therefore its contribution to the hardening of the metal is compensated by the increased content of niobium.
Ниобий измельчает зерно, повышает прочность и вязкость штрипсов, прокатанных по предложенным режимам. При содержании ниобия менее 0,07% и отсутствии ванадия штрипсы имеют недостаточную вязкость при минусовых температурах, их механические свойства в горячекатаном состоянии также недостаточно высоки. Повышение концентрации ниобия более 0,08% не приводит к дальнейшему повышению уровня механических свойств металла, однако приводит к увеличению расхода дорогостоящей лигатуры и потому представляется нецелесообразным.Niobium grinds grain, increases the strength and viscosity of strips rolled according to the proposed modes. When the niobium content is less than 0.07% and the absence of vanadium, the strips have insufficient viscosity at subzero temperatures, their mechanical properties in the hot-rolled state are also not high enough. An increase in the concentration of niobium of more than 0.08% does not lead to a further increase in the level of the mechanical properties of the metal, however, it leads to an increase in the consumption of expensive ligatures and therefore is not practical.
Карбиды титана в рассматриваемой стали блокируют рост аустенитных зерен при нагреве слябов под прокатку, т.к. при указанных температурах нагрева они не растворяются. Содержание титана менее 0,02% не достаточно для полного блокирования роста аустенитного зерна, повышение содержания титана выше 0,04% нецелесообразно с экономической точки зрения.Titanium carbides in the considered steel block the growth of austenitic grains when heating slabs for rolling, because at the indicated heating temperatures they do not dissolve. A titanium content of less than 0.02% is not enough to completely block the growth of austenitic grain, an increase in titanium content above 0.04% is impractical from an economic point of view.
Следует также отметить, что сталь предложенного состава может включать в виде примесей не более 0,018% фосфора, не более 0,007% серы и не более 0,010% азота. При указанных предельных концентрациях эти элементы в стали предложенного состава не оказывают заметного негативного воздействия на качество штрипсов, тогда как их полное удаление из расплава стали на нынешнем уровне развития сталеплавильной технологии практически невозможно.It should also be noted that the steel of the proposed composition may include in the form of impurities not more than 0.018% phosphorus, not more than 0.007% sulfur and not more than 0.010% nitrogen. At the indicated maximum concentrations, these elements in the steel of the proposed composition do not have a noticeable negative effect on the quality of the strips, while their complete removal from the steel melt at the current level of development of steelmaking technology is practically impossible.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве листов размерами 15,7×4250×27500 мм (после резки в размер), категории прочности К60 на реверсивном толстолистовом стане 5000 ОАО «Северсталь». Максимальное усилие прокатки стана составляет 8500 тонн, максимальный суммарный крутящий момент - 6 кН·м. Выплавляют и разливают микролегированную сталь каждого из трех химических составов, указанных в табл.1, в слябы. Технологические параметры трех опытных прокаток указаны в табл.2. Аустенизацию сляба проводят при температуре Тн в течение 4 часов. Размер заготовки 244×1712×3460 мм. После выдачи из печи с заготовки сбивают окалину с помощью отдельно стоящего гидросбива, затем осуществляют прокатку сляба без паузы до конечной толщины 15,7 мм за 23 прохода, при этом температура начала прокатки составляет ТНП а температура конца прокатки ТКП. При прокатке до температуры выпадения карбонитридов ниобия, которая для данной стали составляет около 900°С, протекают процессы рекристаллизации, что приводит к измельчению аустенитного зерна. При реализации данного способа используют продольную схему прокатки, кантовки осуществляют перед проходами №1 и 9.The application of the method is illustrated by an example of its implementation in the production of sheets with dimensions of 15.7 × 4250 × 27500 mm (after cutting to size), strength category K60 on a reversing plate mill 5000 of Severstal OJSC. The maximum rolling force of the mill is 8500 tons, the maximum total torque is 6 kN · m. Microalloyed steel of each of the three chemical compositions indicated in Table 1 is melted and poured into slabs. The technological parameters of the three pilot rolling are shown in table.2. The slab austenization is carried out at a temperature of Tn for 4 hours. The size of the workpiece is 244 × 1712 × 3460 mm. After discharge from the furnace, the scale is knocked off using a freestanding breakdown, then the slab is rolled without a pause to a final thickness of 15.7 mm in 23 passes, while the temperature of the start of rolling is T NP and the temperature of the end of rolling T KP . When rolling to the precipitation temperature of niobium carbonitrides, which for this steel is about 900 ° C, recrystallization processes occur, which leads to grinding of austenitic grain. When implementing this method, a longitudinal rolling scheme is used, tilting is carried out before passages No. 1 and 9.
Дополнительно раскаты охлаждают при помощи гидросбива проточной водой, установленной в клети прокатного стана, в проходах №1, 3, 5, 7, 9, 11 и 13. Ускоренное охлаждение полученных листов после выхода из клети толстолистового стана производят от температуры ТНО до температуры ТКО. Последующее замедленное охлаждение листа осуществляют путем выдержки на воздухе штабелированной стопы горячекатаных листов.In addition, peals are cooled by means of hydraulic breakdown with running water installed in the mill stand, in the passages No. 1, 3, 5, 7, 9, 11 and 13. Accelerated cooling of the obtained sheets after leaving the mill stand is carried out from temperature T BUT to temperature T KO . Subsequent delayed cooling of the sheet is carried out by holding in the air a stacked stack of hot rolled sheets.
Механические свойства определяли на поперечных образцах. Предложенный температурно-деформационный режим прокатки обеспечил получение мелкозернистой феррито-перлитной структуры листа.Mechanical properties were determined on transverse samples. The proposed temperature-deformation mode of rolling provided the production of a fine-grained ferrite-pearlite sheet structure.
Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских образцах по ГОСТ 1497, на ударный изгиб на образцах с V- и U-образными надрезами по ГОСТ 9454 при температурах -20°С и -60°С соответственно, испытания падающим грузом проводили на плоских полнотолщинных образцах с V-образным надрезом при температуре -20°С по ГОСТ 304456. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σВ=600-625 МПа; предел текучести σТ=550-570 МПа; относительное удлинение=21-23%; ударная вязкость KCV-20=390-430 Дж/см2, KCU-60=410-450 Дж/см2, доля вязкой составляющей в изломе при испытании падающим грузом 90-100%. Указанный уровень свойств полностью соответствует требованиям, предъявляемым к штрипсу категории прочности К60. Исследование структуры прокатанных полос по предлагаемому способу в поперечном и продольном направлениях показывает отсутствие полосчатости (Фиг.1).Static tensile tests were carried out on flat specimens in accordance with GOST 1497, in impact bending on specimens with V- and U-shaped notches in accordance with GOST 9454 at temperatures of -20 ° C and -60 ° C, respectively, falling load tests were carried out on flat full-thickness specimens with V-shaped notch at a temperature of -20 ° C according to GOST 304456. The following mechanical properties for transverse samples were obtained: temporary resistance σ B = 600-625 MPa; yield strength σ T = 550-570 MPa; elongation = 21-23%; impact strength KCV -20 = 390-430 J / cm 2 , KCU -60 = 410-450 J / cm 2 , the share of the viscous component in the fracture when tested with a falling load of 90-100%. The specified level of properties fully complies with the requirements for a strip of strength category K60. The study of the structure of the rolled strips of the proposed method in the transverse and longitudinal directions shows the absence of bandedness (Figure 1).
Claims (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011122167/02A RU2460809C1 (en) | 2011-05-31 | 2011-05-31 | Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011122167/02A RU2460809C1 (en) | 2011-05-31 | 2011-05-31 | Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2460809C1 true RU2460809C1 (en) | 2012-09-10 |
Family
ID=46938941
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011122167/02A RU2460809C1 (en) | 2011-05-31 | 2011-05-31 | Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2460809C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2586955C1 (en) * | 2015-03-30 | 2016-06-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel with guarantee of properties in thickness direction |
| 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 |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4015249A1 (en) * | 1989-05-09 | 1991-02-28 | Salzgitter Peine Stahlwerke | Mfg. coil-break-free hot rolled strip |
| RU2269587C1 (en) * | 2004-10-25 | 2006-02-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Cold-resistant steel with enhanced strength |
| RU2270873C1 (en) * | 2005-03-15 | 2006-02-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Method of production of skelp steel for pipes of underwater sea gas pipe lines of high parameters |
| RU2345149C2 (en) * | 2006-09-28 | 2009-01-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Cold-resistant rolled plate manufacturing method (versions) |
| RU2348702C1 (en) * | 2007-07-31 | 2009-03-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of thick sheets production |
| RU2391415C1 (en) * | 2009-06-29 | 2010-06-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of low-alloy steel strip production |
-
2011
- 2011-05-31 RU RU2011122167/02A patent/RU2460809C1/en active IP Right Revival
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE4015249A1 (en) * | 1989-05-09 | 1991-02-28 | Salzgitter Peine Stahlwerke | Mfg. coil-break-free hot rolled strip |
| RU2269587C1 (en) * | 2004-10-25 | 2006-02-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Cold-resistant steel with enhanced strength |
| RU2270873C1 (en) * | 2005-03-15 | 2006-02-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Method of production of skelp steel for pipes of underwater sea gas pipe lines of high parameters |
| RU2345149C2 (en) * | 2006-09-28 | 2009-01-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Cold-resistant rolled plate manufacturing method (versions) |
| RU2348702C1 (en) * | 2007-07-31 | 2009-03-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of thick sheets production |
| RU2391415C1 (en) * | 2009-06-29 | 2010-06-10 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of low-alloy steel strip production |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2586955C1 (en) * | 2015-03-30 | 2016-06-10 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel with guarantee of properties in thickness direction |
| 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 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10876180B2 (en) | Method of manufacturing hot rolled steel sheet for square column for building structural members | |
| EP3135787B1 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| RU2414515C1 (en) | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel | |
| JP5476763B2 (en) | High tensile steel plate with excellent ductility and method for producing the same | |
| RU2463359C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2390568C1 (en) | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip | |
| RU2519720C2 (en) | Method of making strips from low-alloy steel | |
| WO2014041802A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| RU2393238C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| RU2466193C1 (en) | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates | |
| RU2613265C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloyed tube steel of k60 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| JP2012153963A (en) | Method for manufacturing thick hot-rolled steel sheet for use in square steel pipe for building structural member | |
| JP5786720B2 (en) | High tensile thick steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and method for producing the same | |
| RU2581696C1 (en) | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel | |
| US20150218684A1 (en) | Cold-Rolled Flat Steel Product and Method for the Production Thereof | |
| RU2544326C1 (en) | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance | |
| RU2583536C1 (en) | Method for production of hot-rolled sheets for construction of steel structures (versions) | |
| RU2463360C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| JP5874664B2 (en) | High strength steel plate with excellent drop weight characteristics and method for producing the same | |
| RU2358024C1 (en) | Method of production of strips out of low alloyed steel | |
| RU2630721C1 (en) | Thick sheet of structural steel for manufacturing details of welded structures and method for its production in normalized condition | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2460809C1 (en) | Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels | |
| RU2530078C1 (en) | Production of thick-sheet rolled stock for ship building | |
| JP2013129885A (en) | Method of producing high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation arrest property |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20141007 |
|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20150601 |
|
| NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20170323 |