RU2465346C1 - Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines - Google Patents
Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines Download PDFInfo
- Publication number
- RU2465346C1 RU2465346C1 RU2011135587/02A RU2011135587A RU2465346C1 RU 2465346 C1 RU2465346 C1 RU 2465346C1 RU 2011135587/02 A RU2011135587/02 A RU 2011135587/02A RU 2011135587 A RU2011135587 A RU 2011135587A RU 2465346 C1 RU2465346 C1 RU 2465346C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- deformation
- cooling
- carried out
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, конкретнее к производству штрипсовой стали класса прочности К65-К70 толщиной до 35 мм для труб магистральных трубопроводов диаметром до 1420 мм.The invention relates to metallurgy, and more particularly to the production of strip steel of strength class K65-K70 with a thickness of up to 35 mm for pipes of main pipelines with a diameter of up to 1420 mm.
Условия, в которых прокладываются и работают трубопроводы, становятся все более сложными: это регионы с холодным климатом, зоны высокой сейсмической активности, глубоководные участки морей и т.д. По этим причинам одновременно с высокой прочностью к материалу трубопроводов предъявляют требования высокой трещиностойкости при низких температурах и высокой деформационной способности.The conditions in which pipelines are laid and operate are becoming increasingly difficult: these are regions with a cold climate, zones of high seismic activity, deep-sea areas of the seas, etc. For these reasons, simultaneously with high strength, the piping material is required to have high crack resistance at low temperatures and high deformation ability.
Известен способ производства штрипса для труб магистральных трубопроводов толщиной не менее 20 мм и не более 40 мм, включающий нагрев заготовки выше точки Ас3, дробную деформацию, подстуживание и ступенчатое охлаждение готового штрипса в установке контролируемого охлаждения (УКО) до температуры 530-350°C с последующим охлаждением в кессоне до температуры не более 150°C и далее на воздухе, отличающийся тем, что заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%:A known method of producing a strip for pipes of main pipelines with a thickness of at least 20 mm and not more than 40 mm, including heating the workpiece above the Ac 3 point, fractional deformation, curing and stepwise cooling of the finished strip in a controlled cooling installation (UCO) to a temperature of 530-350 ° C followed by cooling in a caisson to a temperature of not more than 150 ° C and then in air, characterized in that the preform is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
при этом углеродный эквивалент Сэкв.≤0,43 мас.%. Перед прокаткой заготовку подвергают аустентизации при температуре 1170-1220°C в течение 4-8 часов, затем проводят предварительную деформацию с суммарной степенью 40-60% при температуре 960-900°C, далее промежуточный подкат ускоренно охлаждается за два прохода в УКО, причем после первого прохода осуществляют кантование подката, далее проводят подстуживание на воздухе в течение 3-5 сек/мм и чистовую прокатку при температуре 820-730°C со степенью обжатий 40-50% от общей деформации (патент RU №2383633, [1]).wherein the carbon equivalent Seq. ≤0.43 wt.%. Before rolling, the billet is subjected to austentization at a temperature of 1170-1220 ° C for 4-8 hours, then a preliminary deformation is carried out with a total degree of 40-60% at a temperature of 960-900 ° C, then the intermediate tackle is rapidly cooled in two passes in the UCO, and after the first pass, the tacking is tilted, then it is cooled in air for 3-5 sec / mm and finished rolling at a temperature of 820-730 ° C with a reduction ratio of 40-50% of the total deformation (patent RU No. 2383633, [1]) .
Основным недостатком этого способа производства являются невысокие значения прочностных характеристик трубной заготовки - штрипса (предел текучести не выше 535 Н/мм2).The main disadvantage of this production method is the low strength characteristics of the tube billet - strip (yield strength not higher than 535 N / mm 2 ).
Наиболее близким по технологии изготовления является способ производства штрипсовой стали для труб подводных морских газопроводов высоких параметров следующего химического состава (мас.%), патент №2270873, С21D 8/02, опубл. 27.02.2006 г. [2] (прототип):Closest to the manufacturing technology is a method of producing strip steel for pipes of underwater offshore gas pipelines of high parameters of the following chemical composition (wt.%), 2270873, C21D 8/02, publ. 02/27/2006, [2] (prototype):
При этом проводят предварительную деформацию при температуре 950-850°C с суммарными обжатиями 50-60%, затем осуществляют охлаждение полученной заготовки до 820-760°C со скоростью охлаждения 4-15°C/с, окончательную деформацию с суммарной степенью обжатий 60-76% проводят при температуре 770-740°C, ускоренное охлаждение листового проката проводят в установке контролируемого охлаждения до температур 530-350°C со скоростью 35-55°C/сек, далее замедленно охлаждают в кессоне до температуры 150±20°C и затем на воздухе.In this case, a preliminary deformation is carried out at a temperature of 950-850 ° C with a total reduction of 50-60%, then the resulting workpiece is cooled to 820-760 ° C with a cooling rate of 4-15 ° C / s, the final deformation with a total degree of reduction of 60- 76% is carried out at a temperature of 770-740 ° C, accelerated cooling of sheet metal is carried out in a controlled cooling installation to temperatures of 530-350 ° C at a speed of 35-55 ° C / s, then it is cooled slowly in a caisson to a temperature of 150 ± 20 ° C and then in the air.
Известная сталь обеспечивает достаточно высокую технологичность изготовления труб, определяемую соотношением σT/σB≤0,90, однако недостатками прототипа являются пониженные прочностные свойства (предел текучести не выше 530 Н/мм2) для листов толщиной до 40 мм, не гарантируются равномерное удлинение и трещиностойкость стали при температурах до -40°C.Known steel provides a sufficiently high manufacturability of pipe production, determined by the ratio σ T / σ B ≤0.90, however, the disadvantages of the prototype are reduced strength properties (yield strength not higher than 530 N / mm 2 ) for sheets up to 40 mm thick, uniform elongation is not guaranteed and crack resistance of steel at temperatures down to -40 ° C.
Техническим результатом изобретения является разработка способа производства высокопрочного штрипса для магистральных трубопроводов толщиной 20-35 мм и шириной до 4500, обеспечивающего предел текучести не менее 570 (для стали класса К65) и 590 Н/мм2 (для стали класса К70), временное сопротивление не менее 650 (для стали класса К65) и 690 Н/мм2 (для стали класса К70) и трещиностойкость при температурах до -40°C для листов толщиной до 35 мм при сохранении высокой технологичности, определяемой соотношением σT/σB≤0,90 и величиной равномерного удлинения не менее 7%.The technical result of the invention is the development of a method for the production of high-strength strip for trunk pipelines with a thickness of 20-35 mm and a width of up to 4500, providing a yield strength of at least 570 (for steel of class K65) and 590 N / mm 2 (for steel of class K70), temporary resistance not less than 650 (for steel of class K65) and 690 N / mm 2 (for steel of class K70) and crack resistance at temperatures up to -40 ° C for sheets up to 35 mm thick while maintaining high processability, determined by the ratio σ T / σ B ≤0, 90 and a uniform elongation of at least 7%
Технический результат достигается тем, что в способе производства высокопрочного штрипса для труб магистральных трубопроводов, включающем получение заготовки из стали, нагрев до температуры выше Ас3, дробную деформацию и ступенчатое охлаждение готового штрипса в установке контролируемого ускоренного охлаждения (УКО) с последующим замедленным охлаждением до температуры не более 150°C и далее на воздухе, в отличие от ближайшего аналога заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%:The technical result is achieved by the fact that in the method of manufacturing a high-strength strip for pipes of main pipelines, which includes obtaining a billet from steel, heating to a temperature above Ac 3 , fractional deformation and stepwise cooling of the finished strip in a controlled accelerated cooling (UCO) installation, followed by delayed cooling to a temperature not more than 150 ° C and further in air, in contrast to the closest analogue, the workpiece is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
при этом содержание титана, азота, ниобия и углерода удовлетворяет соотношениямthe content of titanium, nitrogen, niobium and carbon satisfies the ratios
[Ti]×[N]=(0,51÷1,31)×10-4; [Nb]×[С]=(18÷53)×10-4,[Ti] × [N] = (0.51 ÷ 1.31) × 10 -4 ; [Nb] × [C] = (18 ÷ 53) × 10 -4 ,
перед прокаткой металл подвергают аустенизации при температуре 1190-1220°C в течение 5-6 часов, предварительную деформацию проводят с регламентированными обжатиями не менее 12% при температуре 1020-1120°C, окончательную деформацию проводят при температуре 800-840°C, причем каждое последующее обжатие больше предыдущего на 1-2%, затем производят горячую правку листового проката и охлаждение в установке ускоренного охлаждения до температуры 500-560°C со скоростью 16-20°/сек.before rolling, the metal is austenitized at a temperature of 1190-1220 ° C for 5-6 hours, preliminary deformation is carried out with regulated compressions of at least 12% at a temperature of 1020-1120 ° C, the final deformation is carried out at a temperature of 800-840 ° C, each subsequent compression is 1-2% more than the previous one, then hot straightening of sheet metal is performed and cooling in an accelerated cooling unit to a temperature of 500-560 ° C at a speed of 16-20 ° / s.
Главной отличительной особенностью технологии является последовательное измельчение аустенитного зерна в стали предлагаемого состава за счет сдерживания его роста карбонитридами титана, формирующимися при кристаллизации, при нагреве заготовки под прокатку, на черновой стадии прокатки - за счет сдерживания вторичной статической рекристаллизации карбонитридами ниобия во время междеформационных пауз, на чистовой стадии прокатки - за счет разбиения аустенитного зерна при температурах ниже температуры рекристаллизации на субзерна (фрагменты).The main distinguishing feature of the technology is the sequential grinding of austenitic grain in the steel of the proposed composition by inhibiting its growth by titanium carbonitrides, which form during crystallization, upon heating the billet for rolling, at the rough rolling stage, by restraining secondary static recrystallization of niobium carbonitrides during inter-deformation pauses, finishing stage of rolling - due to the breakdown of austenitic grain at temperatures below the recrystallization temperature into subgrains (fr gmenty).
Применение термомеханической обработки по приведенной схеме обеспечивает формирование мелкозернистой феррито-бейнитной структуры с развитой субструктурой в гранулярном бейните, унаследованной от деформированного аустенита, которая усиливается при фазовом превращении [3], и с равномерно распределенной мелкодисперсной карбидной фазой.The application of thermomechanical treatment according to the above scheme ensures the formation of a fine-grained ferrite-bainitic structure with a developed substructure in granular bainite, inherited from deformed austenite, which is strengthened during phase transformation [3], and with a uniformly distributed finely divided carbide phase.
Легирование азотом, титаном, ванадием и ниобием в заявляемых пределах наиболее эффективно способствует упрочнению стали и созданию ультрамелкозернистой феррито-бейнитной структуры с мелкодисперсными частицами карбонитридов ванадия и ниобия, эффективно стабилизирующими созданную структуру при эксплуатационных воздействиях - статических и циклических нагружениях.Alloying with nitrogen, titanium, vanadium and niobium within the claimed limits most effectively contributes to the hardening of steel and the creation of an ultrafine-grained ferrite-bainitic structure with fine particles of vanadium and niobium carbonitrides, which effectively stabilize the structure under operational conditions - static and cyclic loading.
Титан является сильным карбонитридообразующим элементом, способствующим при выбранной концентрации измельчению зерна за счет образования дисперсных выделений с азотом. Соотношение титана к азоту определяется как [Ti]×[N]=(0,51÷1,31)×10-4. Верхняя граница этого произведения ограничивается опасностью чрезмерно раннего нитридообразования с формированием грубых нитридов в жидком металле, нижняя граница - возможной незавершенностью выделения нитридов из уже твердого раствора ниже температуры солидуса. При оптимальной температуре начала образования, определяемой произведением концентраций химических элементов, дисперсные нитриды модифицируют литую структуру, обеспечивая мелкое аустенитное зерно, не подверженное росту при нагреве под прокатку.Titanium is a strong carbonitride-forming element, contributing to the grinding of grain at a selected concentration due to the formation of dispersed precipitates with nitrogen. The ratio of titanium to nitrogen is defined as [Ti] × [N] = (0.51 ÷ 1.31) × 10 -4 . The upper boundary of this product is limited by the danger of excessively early nitride formation with the formation of coarse nitrides in a liquid metal, the lower boundary is by the possible incompleteness of the separation of nitrides from an already solid solution below the solidus temperature. At the optimum temperature of the onset of formation, determined by the product of the concentrations of chemical elements, dispersed nitrides modify the cast structure, providing a fine austenitic grain that is not subject to growth when heated for rolling.
Ниобий образует в широком диапазоне температур мелкодисперсные частицы Nb (С, N), которые путем выбора соответствующего режима нагрева использованы для ограничения роста зерна аустенита, при деформации - для регулирования процесса рекристаллизации [4]. При этом оптимальный диапазон по ниобию и углероду составляет: [Nb]×[C]=(18÷53)×10-4. Такое соотношение обеспечивает выделение карбонитридов ниобия при установленном содержании азота в интервале температур черновой прокатки (1020-1120°C). Сверху это произведение ограничено опасностью образования грубых карбонитридных выделений при нагреве под прокатку, особенно в области ликвационной полоски в листовом прокате. В процессе подстуживания листа после черновой прокатки при отсутствии этих включений не удастся сдержать рост зерна при статической рекристаллизации.Niobium forms finely dispersed Nb (C, N) particles over a wide temperature range, which, by choosing the appropriate heating regime, are used to limit the growth of austenite grain and, during deformation, to regulate the recrystallization process [4]. The optimal range for niobium and carbon is: [Nb] × [C] = (18 ÷ 53) × 10 -4 . This ratio provides the release of niobium carbonitrides at a specified nitrogen content in the range of rough rolling temperatures (1020-1120 ° C). Above, this work is limited by the danger of the formation of coarse carbonitride precipitates when heated for rolling, especially in the area of segregation strips in sheet metal. In the process of undermining the sheet after rough rolling in the absence of these inclusions, it will not be possible to restrain grain growth during static recrystallization.
Выбранное соотношение титана, ванадия, ниобия, азота и углерода обеспечивает выделение дисперсных карбонитридов ниобия и ванадия и при чистовой прокатке (800-840°C) [4].The selected ratio of titanium, vanadium, niobium, nitrogen, and carbon ensures the release of dispersed niobium and vanadium carbonitrides during finish rolling (800–840 ° C) [4].
В целом это обеспечивает непрерывное формирование дисперсной структуры на всех стадиях производства, включая кристаллизацию, пластическую деформацию и ускоренное охлаждение за счет «эстафетного» образования мелкодисперсных выделений (карбидов) карбонитридов.In general, this ensures the continuous formation of a dispersed structure at all stages of production, including crystallization, plastic deformation, and accelerated cooling due to the "relay" formation of finely dispersed precipitates (carbides) of carbonitrides.
Таким образом, в стали предлагаемого химического состава одновременно обеспечивается твердорастворное, зернограничное и дисперсионное упрочнение, обусловливающее повышение прочностных характеристик. Измельчение зерна за счет введения азота, титана, ванадия и ниобия позволяет при содержании углерода в указанных пределах обеспечить заданный уровень прочности, способствует обеспечению необходимой пластичности, хладостойкости до минус 60°C и трещиностойкости до минус 40°C без ухудшения свариваемости.Thus, in the steel of the proposed chemical composition, solid solution, grain boundary and dispersion hardening is simultaneously provided, which leads to an increase in strength characteristics. Grinding grain by introducing nitrogen, titanium, vanadium, and niobium allows for a specified level of strength with a carbon content within the specified limits, helps to ensure the necessary ductility, cold resistance to minus 60 ° C and crack resistance to minus 40 ° C without compromising weldability.
Использование микролегирования обеспечивает формирование мелкозернистой структуры по всей толщине проката. Содержание марганца не более 1,85 мас.%, никеля не более 0,4 мас.%, хрома не более 0,35 мас.%, меди не более 0,35 мас.%. и молибдена не более 0,30 мас.%. Определяет широкий интервал скоростей охлаждения для получения заданной феррито-бейнитной структуры по всей толщине проката. Варьированием содержания никеля, марганца, хрома, меди и молибдена, обеспечивающими требуемую величину углеродного эквивалента Сэкв и коэффициент трещиностоикости Рсм, и варьированием температуры конца прокатки и охлаждения достигаются прочностные характеристики, соответствующие стали класса прочности К65 или К70, за счет формирования реечного бейнита не менее 10% в стали К65 и не менее 20% в стали К70. Высокая трещиностойкость обеспечивается формированием субзеренной (фрагментированной) структуры в гранулярном бейните.The use of microalloying ensures the formation of a fine-grained structure over the entire thickness of the rolled product. The manganese content is not more than 1.85 wt.%, Nickel is not more than 0.4 wt.%, Chromium is not more than 0.35 wt.%, Copper is not more than 0.35 wt.%. and molybdenum not more than 0.30 wt.%. Defines a wide range of cooling rates to obtain a given ferrite-bainitic structure over the entire thickness of the rolling stock. By varying the contents of nickel, manganese, chromium, copper and molybdenum, which provide the required carbon equivalent SECV value and cracking coefficient Rcm, and varying the temperature of the end of rolling and cooling, strength characteristics corresponding to steel of strength class K65 or K70 are achieved due to the formation of rack bainite of at least 10 % in K65 steel and at least 20% in K70 steel. High crack resistance is ensured by the formation of a subgrain (fragmented) structure in granular bainite.
Стабильные значения равномерного удлинения получены за счет создания квазиоднородной структуры преимущественно квазиполигонального феррита и гранулярного бейнита близкой морфологии (по форме и плотности дислокации) по всей толщине листового проката при выбранных термодеформационных режимах [5].Stable values of uniform elongation were obtained due to the creation of a quasihomogeneous structure of predominantly quasi-polygonal ferrite and granular bainite with close morphology (in shape and density of dislocation) over the entire thickness of the rolled sheet under the selected thermal deformation modes [5].
Регламентирование содержания примесных элементов, особенно серы, фосфора и азота в сочетании со сформированной феррито-бейнитной структурой обеспечивает высокую сопротивляемость стали динамическим нагрузкам при отрицательных температурах (DWTT при минус 20°C) в листовом прокате толщиной до 35 мм.Regulation of the content of impurity elements, especially sulfur, phosphorus and nitrogen in combination with the formed ferrite-bainitic structure provides high resistance to dynamic stress at low temperatures (DWTT at minus 20 ° C) in sheet metal with a thickness of up to 35 mm.
ПримерExample
Выплавку стали осуществляли в 370 т кислородном конверторе с проведением процесса десульфурации магнием в заливочном ковше. На выпуске осуществляли первичное легирование, предварительное раскисление и обработку металла твердошлаковыми смесями с продувкой металла аргоном в сталеразливочном ковше. Окончательное легирование, микролегирование и перегрев металла для проведения вакуумирования проводили на двухпозиционной установке «Печь-Ковш». Дегазацию металла осуществляли путем его вакуумирования. Разливку производили на МНЛЗ с защитой металла аргоном от вторичного окисления. Химический состав стали приведен в таблице 1.Steel was smelted in a 370 t oxygen converter with a magnesium desulfurization process in a casting ladle. Initial alloying, preliminary deoxidation, and metal processing with solid slag mixtures with metal purging with argon in a steel pouring ladle were performed at the outlet. The final alloying, microalloying and overheating of the metal for evacuation was carried out on a two-position installation "Furnace-Ladle". The metal was degassed by evacuation. The casting was carried out at a continuous casting machine with metal protection with argon from secondary oxidation. The chemical composition of steel is given in table 1.
Согласно предлагаемому способу заготовки подвергали аустенитизации при температуре 1210°C в течение 5,5 часов. Прокатку на листы толщиной 23, 27.7 и 35 мм производили на одноклетьевом стане 5000 в реверсивном режиме. Предварительную деформацию проводили с обжатиями не менее 12% в диапазоне температур 1060-1118°C. Окончательную деформацию производили при температуре 800-840°C. После окончания деформации листы охлаждали в установке контролируемого охлаждения до температуры 500-560°C со скоростью 17,5-20°C/с, затем листы охлаждали замедленно до температуры 70-140°C. Окончательное охлаждение производили на воздухе до температуры окружающей среды. Фактические параметры технологического процесса приведены в таблице 2.According to the proposed method, the preform was subjected to austenitization at a temperature of 1210 ° C for 5.5 hours. Rolling on sheets with a thickness of 23, 27.7 and 35 mm was performed on a single-sill mill 5000 in reverse mode. Preliminary deformation was carried out with reductions of at least 12% in the temperature range 1060-1118 ° C. The final deformation was carried out at a temperature of 800-840 ° C. After deformation, the sheets were cooled in a controlled cooling installation to a temperature of 500-560 ° C at a speed of 17.5-20 ° C / s, then the sheets were cooled slowly to a temperature of 70-140 ° C. Final cooling was performed in air to ambient temperature. The actual process parameters are shown in table 2.
Механические свойства определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение проводили на полнотолщинных образцах, а на ударный изгиб - на образцах с V-образным надрезом (тип 11, ГОСТ 9454) при температурах -20 и -60°C. Испытание DWTT проводили на полнотолщинных образцах в соответствии с API 5L 3. Процедура испытаний на CTOD, требования к оборудованию и измерительным средствам соответствовали части I Британского стандарта BS 7448 [6]. Для испытаний были использованы образцы на статический изгиб прямоугольного сечения с односторонним краевым надрезом (тип SENB по BS 7448) и гладкими боковыми поверхностями. Выращивание усталостной трещины проводилось при частоте 5-8 Гц. Суммарное число циклов нагружения для образца составило не менее 55000. При испытаниях записывали диаграмму деформирования в координатах «нагрузка - раскрытие берегов трещины». Определение перемещений (раскрытия берегов трещины) производилось датчиком DSR 10/50.Mechanical properties were determined on transverse samples. Tensile tests were carried out on full-thickness specimens, and on impact bending - on specimens with a V-shaped notch (type 11, GOST 9454) at temperatures of -20 and -60 ° C. The DWTT test was carried out on full-thickness specimens in accordance with API 5L 3. The CTOD test procedure, equipment and instrumentation requirements were in accordance with Part I of British Standard BS 7448 [6]. For testing, we used samples for rectangular rectangular bending with a single-sided notch (SENB type according to BS 7448) and smooth side surfaces. Fatigue crack growth was carried out at a frequency of 5-8 Hz. The total number of loading cycles for the sample was not less than 55,000. During the tests, a deformation diagram was recorded in the coordinates “load - opening of crack faces”. The determination of displacements (opening of the crack faces) was carried out by the DSR 10/50 sensor.
Механические свойства изготовленных листов и результаты испытаний на трещиностойкость (CTOD) приведены в таблице 3.The mechanical properties of the manufactured sheets and the results of crack resistance tests (CTOD) are shown in table 3.
Claims (1)
при этом содержание титана, азота, ниобия и углерода удовлетворяет соотношениям
[Ti]·[N]=(0,51÷1,31)·10-4 и [Nb]·[C]=(18÷53)·10-4,
перед деформацией заготовку подвергают аустенизации при температуре 1190-1220°C в течение 5-6 ч, при дробной деформации предварительную деформацию проводят с регламентированными обжатиями не менее 12% при температуре 1020-1120°C, а окончательную деформацию проводят при температуре 800-840°C, причем каждое последующее обжатие больше предыдущего на 1-2%, затем производят горячую правку листового проката и охлаждение в установке ускоренного охлаждения до температуры 500-560°C со скоростью 16-20°С/с. A method of manufacturing a high-strength strip for pipes of main pipelines, including the preparation of steel billets, heating to a temperature above Ac 3 , fractional deformation and stepwise cooling of the finished strip in a controlled accelerated cooling unit, followed by delayed cooling to a temperature of not more than 150 ° C and then in air, characterized in that the preform is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
the content of titanium, nitrogen, niobium and carbon satisfies the ratios
[Ti] · [N] = (0.51 ÷ 1.31) · 10 -4 and [Nb] · [C] = (18 ÷ 53) · 10 -4 ,
before deformation, the preform is subjected to austenization at a temperature of 1190-1220 ° C for 5-6 hours, with fractional deformation, preliminary deformation is carried out with regulated compressions of at least 12% at a temperature of 1020-1120 ° C, and the final deformation is carried out at a temperature of 800-840 ° C, and each subsequent compression is 1-2% more than the previous one, then hot straightening of the rolled sheet is carried out and cooling in the accelerated cooling installation to a temperature of 500-560 ° C at a speed of 16-20 ° C / s.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011135587/02A RU2465346C1 (en) | 2011-08-25 | 2011-08-25 | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2011135587/02A RU2465346C1 (en) | 2011-08-25 | 2011-08-25 | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2465346C1 true RU2465346C1 (en) | 2012-10-27 |
Family
ID=47147441
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2011135587/02A RU2465346C1 (en) | 2011-08-25 | 2011-08-25 | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2465346C1 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2519719C1 (en) * | 2012-12-05 | 2014-06-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production of hot-rolled stock from microalloyed steels |
| RU2617075C1 (en) * | 2016-02-11 | 2017-04-19 | Иван Анатольевич Симбухов | Method of manufacture of economy-deposited high-strength rolling for pipes of high-pressure gas pipelines, and also for mechanical engineering and offshore shipbuilding |
| RU2724257C1 (en) * | 2017-04-01 | 2020-06-22 | Цзянъинь Синчэн Спешал Стил Воркс Ко., Лтд | Pipeline sheet steel of class x80 with high equivalent content of carbon and high impact strength at low temperatures for use in bent pipes and method of production thereof |
| RU2790721C1 (en) * | 2022-04-20 | 2023-02-28 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Pipe with high strain capacity of strength class k65 and method for its production |
Citations (7)
| 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 |
| RU2136776C1 (en) * | 1995-02-03 | 1999-09-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility |
| 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 |
| RU2311465C2 (en) * | 2005-11-16 | 2007-11-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Method of manufacture of steel plates from low-alloy and carbon steels designed for manufacture of vessels |
| US7727463B2 (en) * | 2003-05-21 | 2010-06-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel pipe for an airbag system |
| RU2393239C1 (en) * | 2009-08-31 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip |
| RU2414515C1 (en) * | 2009-12-07 | 2011-03-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
-
2011
- 2011-08-25 RU RU2011135587/02A patent/RU2465346C1/en active IP Right Revival
Patent Citations (7)
| 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 |
| RU2136776C1 (en) * | 1995-02-03 | 1999-09-10 | Ниппон Стил Корпорейшн | High-strength steel for main pipelines with low yield factor and high low-temperature ductility |
| US7727463B2 (en) * | 2003-05-21 | 2010-06-01 | Sumitomo Metal Industries, Ltd. | Steel pipe for an airbag system |
| 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 |
| RU2311465C2 (en) * | 2005-11-16 | 2007-11-27 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Method of manufacture of steel plates from low-alloy and carbon steels designed for manufacture of vessels |
| RU2393239C1 (en) * | 2009-08-31 | 2010-06-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip |
| RU2414515C1 (en) * | 2009-12-07 | 2011-03-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2519719C1 (en) * | 2012-12-05 | 2014-06-20 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Production of hot-rolled stock from microalloyed steels |
| RU2617075C1 (en) * | 2016-02-11 | 2017-04-19 | Иван Анатольевич Симбухов | Method of manufacture of economy-deposited high-strength rolling for pipes of high-pressure gas pipelines, and also for mechanical engineering and offshore shipbuilding |
| RU2724257C1 (en) * | 2017-04-01 | 2020-06-22 | Цзянъинь Синчэн Спешал Стил Воркс Ко., Лтд | Pipeline sheet steel of class x80 with high equivalent content of carbon and high impact strength at low temperatures for use in bent pipes and method of production thereof |
| RU2790721C1 (en) * | 2022-04-20 | 2023-02-28 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Pipe with high strain capacity of strength class k65 and method for its production |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9708681B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking | |
| RU2680041C2 (en) | Method for producing high-strength steel sheet and produced sheet | |
| EP3135787B1 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| RU2661972C1 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil-field pipe articles and method for manufacture thereof | |
| EP2157203B1 (en) | High-strength steel sheet superior in formability | |
| US10597760B2 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
| WO2010106748A1 (en) | Boron-containing steel sheet with excellent hardenability and method of manufacturing same | |
| US20180355453A1 (en) | Ultra-high strength steel sheet having excellent phosphatability and hole expandability and method for manufacturing same | |
| RU2638479C1 (en) | HOT-ROLLED SHEET OF LOW-ALLOY STEEL WITH THICKNESS FROM 15 TO 165 mm AND METHOD OF ITS PRODUCTION | |
| JP2016033236A (en) | High strength hot rolled steel sheet excellent in strength-uniform elongation balance and production method thereof | |
| RU2728981C1 (en) | Rolled stock for casing and tubing pipes and method of its production | |
| JP5747249B2 (en) | High-strength steel material excellent in strength, ductility and energy absorption capacity and its manufacturing method | |
| JP2017214618A (en) | Production method of low yield ratio high strength hot rolled steel sheet excellent in low temperature toughness | |
| JPS63241114A (en) | Manufacture of high toughness and high tension steel having superior resistance to stress corrosion cracking | |
| RU2689348C1 (en) | Method for production of hot-rolled high-strength rolled metal | |
| RU2465346C1 (en) | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines | |
| RU2426800C2 (en) | Procedure for production of strip for pipes of mains | |
| JP2010126808A (en) | Cold rolled steel sheet and method for producing the same | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| EP3868909A1 (en) | Thin steel sheet and method for manufacturing same | |
| RU2658515C1 (en) | High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture | |
| US20220396856A1 (en) | Hot-rolled steel sheet for electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing the same, electric resistance welded steel pipe and method for manufacturing the same, line pipe, and building structure | |
| RU2629420C1 (en) | Method of production of high-strength rolled products with high cold resistance | |
| JP3518517B2 (en) | Manufacturing method of high chromium / ferritic heat resistant steel | |
| JP2021509147A (en) | Ultra-high-strength hot-rolled steel sheets, steel pipes, members, and their manufacturing methods |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20150826 |
|
| NF4A | Reinstatement of patent |
Effective date: 20160720 |