RU2495142C1 - Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel - Google Patents
Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2495142C1 RU2495142C1 RU2012126755/02A RU2012126755A RU2495142C1 RU 2495142 C1 RU2495142 C1 RU 2495142C1 RU 2012126755/02 A RU2012126755/02 A RU 2012126755/02A RU 2012126755 A RU2012126755 A RU 2012126755A RU 2495142 C1 RU2495142 C1 RU 2495142C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- thickness
- rolling
- steel
- cooling
- 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°C и его черновую прокатку до промежуточной толщины раската 70 мм с температурой конца деформации 900°C. Затем предусмотрена транспортировка раската в зону охлаждения вне линии прокатки и его охлаждение на воздухе до температуры ниже 800°C. После охлаждения раската проводят его чистовую прокатку до конечной толщины с температурой конца деформации 730°C и охлаждают полученный лист до температуры окружающей среды [1].A known method for the production of thick steel sheets, comprising heating a slab to a temperature of 1200 ± 20 ° C and its rough rolling to an intermediate thickness of a roll of 70 mm with a temperature of the end of deformation of 900 ° C. Then, the roll is transported to the cooling zone outside the rolling line and cooled in air to temperatures below 800 ° C. After cooling, the roll is finished rolling to a final thickness with a temperature of the end of deformation of 730 ° C and the resulting sheet is cooled to ambient temperature [1].
Однако, толстый лист, полученный согласно известному способу, характеризуется сравнительно низким уровнем механических свойств, в особенности ударной вязкости при отрицательных температурах. Это связано с низкой скоростью охлаждения в естественных условиях полученного листа от температуры конца прокатки до температуры окружающей среды.However, the thick sheet obtained according to the known method, is characterized by a relatively low level of mechanical properties, especially 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 толстолистового проката из низколегированной стали [2], включающий выплавку, разливку стали на непрерывнолитые заготовки, нагрев заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного листового проката до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, отличающийся тем, что выплавляют сталь со следующим соотношением элементов, мас.%:The closest in technical essence to the present invention is a method for the production of plate steel from low alloy steel [2], 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 set temperature and its subsequent delayed cooling, characterized in that the steel is melted with the following ratio of elements, wt.%:
С=0,03-0,08; Mn=1,40-1,90; Si=0,1-0,35; Ni=0,10-0,28; Мо=0,05-0,14; Cu≤0,12; В≤0,0005; Al≤0,05; Nb+Ti+V≤0,17; остальное - железо и примеси, при этом углеродный эквивалент составляет Сэкв<0,40. Способ предусматривает нагрев заготовки при температуре 1170-1210°С в течение не менее 7 часов, предварительную деформацию (черновую прокатку) с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины и с относительными обжатиями за проход не менее 10%, которую начинают при температуре не ниже 950°С и производят до толщины, составляющей 4,0-5,5 толщины готового листа. 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 этого осуществляют продольную прокатку с обжатием за проход не менее 8% за исключением двух последних проходов, в которых - степень обжатия не менее 1%. Чистовую прокатку заканчивают при температуре не ниже 740°С, а ускоренное охлаждение полученного листа производят до температуры, определяемой в зависимости от углеродного эквивалента Сэкв из соотношения:C = 0.03-0.08; Mn = 1.40-1.90; Si = 0.1-0.35; Ni = 0.10-0.28; Mo = 0.05-0.14; Cu 0 0.12; B≤0,0005; Al≤0.05; Nb + Ti + V 0 0.17; the rest is iron and impurities, while the carbon equivalent is C equiv <0.40. The method involves heating the workpiece at a temperature of 1170-1210 ° C for at least 7 hours, preliminary deformation (rough rolling) with a transition from longitudinal to transverse rolling with a breakdown of the width and with relative reductions for the passage of at least 10%, which begin at a temperature not below 950 ° C and produce up to a thickness of 4.0-5.5 of the thickness of the finished sheet. Subsequent cooling in air of the intermediate billet is carried out to 770-800 ° C, and the width breakdown is completed at the finish rolling stage in no more than two passes with a total compression of 8-15%. After that, longitudinal rolling is carried out with compression for the passage of at least 8%, with the exception of the last two passes, in which the compression ratio is at least 1%. Finishing rolling is completed at a temperature not lower than 740 ° C, and accelerated cooling of the resulting sheet is carried out to a temperature determined depending on the carbon equivalent C equiv from the ratio:
Тко=(500Сэкв+385°C)±15°C, где 500 - эмпирический коэффициент, °C Тco = (500С equiv + 385 ° C) ± 15 ° C, where 500 is an empirical coefficient, ° C
К недостаткам данного способа можно отнести то, что механические свойства толстого листа из низколегированной стали, получаемого при его использовании, не всегда соответствуют предъявляемым требованиям. Значения предела прочности и предела текучести, заявленные для данного способа, составляют σт=510…560 МПа, σв=560…620 МПа, при относительном удлинении δ5≥21…25%. В то же время, нормативные требования для толстолистового проката категории прочности DNV 485 IFD соответствуют более высокому уровню: σт=520-620 МПа, σв=570-690 МПа, δ5≥30%.The disadvantages of this method include the fact that the mechanical properties of a thick sheet of low alloy steel obtained by its use do not always meet the requirements. Values of tensile strength and yield strength stated for this method comprise σ T = 510 ... 560 MPa, σ in = 560 ... 620 MPa, elongation δ 5 ≥21 ... 25%. At the same time, regulatory requirements for rolled plates DNV strength categories 485 correspond IFD higher level: σ m = 520-620 MPa, σ in = 570-690 MPa, δ 5 ≥30%.
Технический результат изобретения, состоит в повышении прочностных свойств штрипса толщиной 30-40 мм до уровня DNV 485 IFD, при сохранении достаточной пластичности и хладостойкости.The technical result of the invention is to increase the strength properties of a strip with a thickness of 30-40 mm to the level of DNV 485 IFD, while maintaining sufficient ductility and cold resistance.
Указанный результат достигается тем, что в известном способе производства толстолистового проката из низколегированной стали, включающем выплавку, разливку стали на непрерывнолитые заготовки, 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, выплавляют сталь со следующим соотношением элементов, масс.%: С=0,04-0,08; Si=0,1-0,25; Mn=1,2-1,6; Ni=0,3-0,5; Mo=0,15-0,25; Cr≤0,12; Cu=0,15-0,45; Al≤0,05; V=0,03-0,06; Nb=0,02-0,05; Ti=0,01-0,03, остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом параметр стойкости против растрескивания составляет Pcm<0,23%, черновую прокатку с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины начинают при температуре не ниже 970°C и осуществляют ее с относительными обжатиями за проход не менее 10%, до толщины, составляющей 3,5-5,2 толщины готового листа, а чистовую прокатку начинают при температуре не ниже 740°C, причем первые проходы чистовой прокатки, на которых осуществляют разбивку ширины, производят с обжатием не более 10%, и заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом без обжатия при температуре не ниже 720°С, после чего производят ускоренное охлаждение полученного листа до температуры, определяемой в зависимости от его толщины из соотношения: Тко=(717°C-0,11*h2)±15°С, где 0,11 - эмпирический коэффициент, °C/мм2; h - толщина готового листа, мм. Сущность изобретения состоит в следующем.The specified result is achieved by the fact that in the known method for the production of plate 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, according to the proposed technical solution, steel is melted with the following ratio of elements, wt.%: C = 0.04-0.08; Si = 0.1-0.25; Mn = 1.2-1.6; Ni = 0.3-0.5; Mo = 0.15-0.25; Cr≤0.12; Cu = 0.15-0.45; Al≤0.05; V = 0.03-0.06; Nb = 0.02-0.05; Ti = 0.01-0.03, the rest is iron and impurities, with the content of each impurity element less than 0.03%, while the parameter of resistance to cracking is P cm <0.23%, rough rolling with a transition from longitudinal to transverse rolling with a breakdown of the width begins at a temperature not lower than 970 ° C and carry out it with relative reductions per pass of at least 10%, to a thickness of 3.5-5.2 of the thickness of the finished sheet, and finish rolling begins at a temperature of not lower than 740 ° C, and the first passes of the finish rolling, which carry out the breakdown of the width, p oizvodyat with a reduction of not more than 10%, and end finish rolling ironed pass without compression at a temperature not lower than 720 ° C, whereupon the accelerated cooling the resulting sheet to a temperature determined as a function of its thickness from the relationship: T to = (717 ° C -0.11 * h 2 ) ± 15 ° C, where 0.11 is an empirical coefficient, ° C / mm 2 ; h is the thickness of the finished sheet, mm 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 параметра стойкости против растрескивания, а также механические свойства толстолистового проката при реализации предлагаемых технологических режимов. Содержание углерода в низколегированной стали предложенного состава определяет ее прочностные характеристики. Снижение содержания углерода менее 0,04% приводит к падению ее прочности ниже допустимого уровня. Увеличение содержания углерода более 0,08% сопровождается ухудшением пластических и вязкостных свойств листа, приводит к их неравномерности по толщине из-за ликвации.First smelted a billet of steel with a given chemical composition. In general, the given content of the elements provides the necessary phase composition and the value of the parameter of resistance to cracking, as well as the mechanical properties of plate in the implementation of the proposed technological modes. The carbon content in the low alloy steel of the proposed composition determines its strength characteristics. A decrease in carbon content of less than 0.04% leads to a decrease in its strength below an acceptable level. An increase in carbon content of more than 0.08% is accompanied by a deterioration in the plastic and viscous properties of the sheet, leading to their unevenness in thickness due to segregation.
При содержании кремния менее 0,10% ухудшается раскисленность стали, снижается прочность проката. Увеличение содержания кремния более 0,25% приводит к возможности появления силикатных включений и негативно отражается на ударной вязкости металла.When the silicon content is less than 0.10%, the deoxidation of steel deteriorates, and the strength of the rolled products decreases. An increase in the silicon content of more than 0.25% leads to the possibility of silicate inclusions and negatively affects the toughness of the metal.
В низколегированной малоуглеродистой стали добавки марганца способствуют твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению хладостойкости и коррозионной стойкости готового проката. Содержания марганца менее 1,2% недостаточно, чтобы обеспечить получение требуемых прочностных характеристик, а превышение значения 1,6% приводит к необоснованному расходу дорогостоящих легирующих компонентов.In low-alloy low-carbon steel, manganese additives contribute to the solid solution hardening of the metal, and, accordingly, increase the cold resistance and corrosion resistance of the finished steel. A manganese content of less than 1.2% is not enough to provide the required strength characteristics, and exceeding the value of 1.6% leads to unreasonable consumption of expensive alloying components.
Никель в количестве Ni=0,3-0,5% способствует твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению хладостойкости, прочности и коррозионной стойкости готового проката. При концентрации менее 0,3% он не оказывает заметного влияния на качество металла в рамках данного химического состава. В то же время, при увеличении концентрации никеля свыше 0,5% при росте расходов на легирование не наблюдается существенного повышения уровня механических свойств.Nickel in the amount of Ni = 0.3-0.5% contributes to solid solution hardening of the metal, and, accordingly, to increase the cold resistance, strength and corrosion resistance of the finished product. At a concentration of less than 0.3%, it does not significantly affect the quality of the metal within the given chemical composition. At the same time, with an increase in nickel concentration over 0.5% with an increase in alloying costs, there is no significant increase in the level of mechanical properties.
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=0,15-0,25% обеспечивает получение требуемых прочностных характеристик, способствует повышению коррозионной стойкости штрипсов. Однако превышение максимального значения не сопровождается дальнейшим повышением качества штрипсов, а лишь увеличивает расходы на легирование, что нецелесообразно. При концентрации менее 0,15% в ряде случаев не обеспечиваются прочностные свойства.The content of molybdenum Mo = 0.15-0.25% provides the required strength characteristics, helps to increase the corrosion resistance of strips. However, exceeding the maximum value is not accompanied by a further increase in the quality of strips, but only increases the cost of alloying, which is impractical. At a concentration of less than 0.15%, in some cases, strength properties are not provided.
Медь, как правило, способствует повышению прочностных свойств штрипса. Но если содержание этого элемента для данной композиции превышает 0,45%, то может иметь место снижение ударной вязкости стали при отрицательных температурах. В то же время снижение содержания меди менее 0,15% способно приводить к снижению предела прочности и предела текучести металла листа.Copper, as a rule, helps to increase the strength properties of the strip. But if the content of this element for this composition exceeds 0.45%, then there may be a decrease in the toughness of steel at low temperatures. At the same time, a decrease in the copper content of less than 0.15% can lead to a decrease in the tensile strength and yield strength of the sheet metal.
Алюминий является необходимым раскисляющим и модифицирующим элементом. Кроме того, он способен связывать азот в нитриды. Однако увеличение содержания алюминия более 0,05% приводит к графитизации стали, сопровождающейся потерей прочности и ухудшением свариваемости листового проката.Aluminum is a necessary deoxidizing and modifying element. In addition, it is able to bind nitrogen to nitrides. However, an increase in aluminum content of more than 0.05% leads to graphitization of steel, accompanied by a loss of strength and a deterioration in the weldability of sheet metal.
Ниобий применяют не только для дисперсионного упрочнения стали, но и для эффективного повышения ее прочности и вязкости за счет измельчения зерен. Введение в состав рассматриваемой стали ниобия в количестве 0,02-0,05% способствует максимально эффективному взаимодействию с такими легирующими элементами, как ванадий и титан. Это способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры металла при ускоренном охлаждении прокатанных штрипсов, что обеспечивает сочетание высоких прочностных и пластических свойств металла. Снижение содержания ниобия ниже 0,02% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения. В то же время превышение уровня Nb=0,05% - ухудшает свариваемость стали и экономически не целесообразно ввиду повышения расходов на легирование.Niobium is used not only for dispersion hardening of steel, but also for effective increase of its strength and toughness due to grain grinding. The introduction of 0.02-0.05% in the composition of the considered steel niobium promotes the most effective interaction with alloying elements such as vanadium and titanium. This helps to obtain a cellular dislocation microstructure of the metal with accelerated cooling of rolled strips, which provides a combination of high strength and plastic properties of the metal. A decrease in the niobium content below 0.02% does not provide sufficient dispersion and grain boundary hardening. At the same time, exceeding the level of Nb = 0.05% impairs the weldability of steel and is not economically feasible due to the increase in alloying costs.
Ванадий в меньшей степени, чем ниобий, способствует измельчению зерна. Тормозящее воздействие ванадия на процесс рекристаллизации наблюдается лишь при низких температурах. Снижение содержания ванадия ниже 0,03% не обеспечивает достаточной степени дисперсионного и зернограничного упрочнения. В то же время превышение заданного верхнего уровня 0,06% сопровождается ухудшением свариваемости стали.Vanadium, to a lesser extent than niobium, contributes to the grinding of grain. The inhibitory effect of vanadium on the recrystallization process is observed only at low temperatures. A decrease in the content of vanadium below 0.03% does not provide a sufficient degree of dispersion and grain boundary hardening. At the same time, exceeding the specified upper level of 0.06% is accompanied by a deterioration in the weldability of steel.
Титан является одной из наиболее эффективных микролегирующих добавок в штрипсовых сталях, так как он способствует дисперсионному твердению, измельчению зерна и модифицированию сульфидных включений. Мелкодисперсные карбиды титана, выделившиеся в процессе горячей прокатки и охлаждения полос водой, обладают высокой устойчивостью к перегреву. Однако уменьшение содержания титана менее 0,01% не позволяет получить достаточно заметный положительный эффект. В то же время повышение содержания титана свыше 0,03% сопровождается снижением вязкостных свойств металла, что недопустимо для сталей данного сортамента.Titanium is one of the most effective microalloying additives in strip steels, as it promotes dispersion hardening, grain refinement and modification of sulfide inclusions. The finely dispersed titanium carbides precipitated during hot rolling and cooling of the strips with water are highly resistant to overheating. However, a decrease in the titanium content of less than 0.01% does not allow to obtain a sufficiently noticeable positive effect. At the same time, an increase in the titanium content over 0.03% is accompanied by a decrease in the viscosity properties of the metal, which is unacceptable for steels of this assortment.
Для предложенного химического состава при значениях параметра стойкости против растрескивания Pcm>0,23% возможно появление холодных трещин в процессе сварки труб из полученного штрипса. Параметр стойкости против растрескивания рассчитывают по формуле:For the proposed chemical composition at values of the parameter of resistance to cracking P cm > 0.23%, cold cracks may appear during welding of pipes from the obtained strip. The cracking resistance parameter is calculated by the formula:
Cэкв=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10)/5+5B, %масс.C equiv = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10) / 5 + 5B,% wt.
Для выполнения поставленной задачи повышения прочностных свойств штрипса до уровня DNV 485 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 485 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 и ее выдержке в нагревательной печи происходит аустенизация низколегированной стали, растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц. 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. Решению этих задач способствует то, что черновую прокатку начинают при температуре не ниже 970°С.When heating a continuously cast billet and holding it in a heating furnace, austenization of low-alloy steel and dissolution of dispersed carbonitride hardening particles occur. 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. The solution to these problems is facilitated by the fact that rough rolling is started at a temperature not lower than 970 ° C.
На стадии черновой прокатки осуществляют деформацию по продольной (протяжка) и поперечной (разбивка ширины) схеме, причем разбивка ширины полностью не завершается. Черновую прокатку производят до толщины промежуточной заготовки, составляющей 3,5-5,2 толщины готового листа, после чего осуществляют ее охлаждение на воздухе (подстуживание). Охлаждение на воздухе промежуточной заготовки после черновой прокатки необходимо, чтобы избежать деформации в неблагоприятном температурном диапазоне.At the stage of rough rolling, deformation is carried out according to the longitudinal (broaching) and transverse (breakdown of the width) scheme, and the breakdown of the width is not completely completed. Rough rolling is carried out to an intermediate billet thickness of 3.5-5.2 times the thickness of the finished sheet, after which it is cooled in air (curing). Air cooling of the intermediate billet after rough rolling is necessary to avoid deformation in the unfavorable temperature range.
Величину относительного обжатия заготовки за проход при черновой прокатке устанавливают не менее 10%, кроме последнего прохода при разбивке ширины. Относительно большая величина обжатий способствует равномерному измельчению зерна металла по всей толщине заготовки. В последнем проходе обжатие должно обеспечивать получение заданной толщины промежуточной заготовки, необходимой для эффективного подстуживания.The relative compression of the workpiece per pass during rough rolling is set at least 10%, except for the last pass when breaking the width. The relatively large amount of compression contributes to uniform grinding of metal grain throughout the thickness of the workpiece. In the last pass, the compression should provide a given thickness of the intermediate workpiece necessary for effective undermining.
Чистовую прокатку промежуточной заготовки после подстуживания начинают с разбивки ширины, причем первые поперечные проходы чистовой прокатки, на которых осуществляют разбивку ширины, производят с обжатием не более 10%. Это ограничение связано с опасностью перегрузки стана при поперечной схеме прокатки. Использование поперечной прокатки для разбивки ширины на чистовой стадии необходимо для получения анизотропии зерен в поперечном направлении, достаточной для обеспечения требуемого уровня механических свойств. Это способствует выравниванию уровня механических свойств в продольном и поперечном направлении в готовом штрипсе. Далее производят продольную чистовую прокатку с целью получения заданных размеров штрипса.Finishing rolling of the intermediate billet after undercoating begins with a breakdown of the width, and the first transverse passages of the finish rolling, on which the breakdown of the width is carried out, is performed with compression not more than 10%. This limitation is associated with the danger of overloading the mill with a transverse rolling pattern. The use of transverse rolling to break the width at the finishing stage is necessary to obtain grain anisotropy in the transverse direction, sufficient to provide the required level of mechanical properties. This helps to equalize the level of mechanical properties in the longitudinal and transverse directions in the finished strip. Next, produce a longitudinal finishing rolling in order to obtain the specified dimensions of the strip.
Упрочнение толстолистовой стали в процессе чистовой 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 в случае начала чистовой прокатки при температуре не ниже 740°C и ее окончания при температуре не ниже 730°C. Поэтому охлаждение на воздухе (подстуживание) промежуточной заготовки с толщиной, составляющей 3,5-5,2 от толщины готового штрипса, производят именно до 740°C, а заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом без обжатия при температуре не ниже 720°C. Такой проход способствует выравниванию температуры по сечению листа. Следует отметить, что проведение чистовой прокатки при заданных температурах 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.Hardening of plate in the process of finishing multi-pass rolling in the area of difficult austenite recrystallization is characterized by the fact that in the first passes the surface layers of the intermediate workpiece are most intensely hardened, in which the deformation is maximum. As the surface layers harden, the deformation begins to penetrate deep into and covers the entire thickness of the roll. The most plastic deformation penetrates the roll if the finish rolling starts at a temperature of at least 740 ° C and ends at a temperature of at least 730 ° C. Therefore, cooling in air (undercoating) of an intermediate billet with a thickness of 3.5-5.2 of the thickness of the finished strip is carried out precisely up to 740 ° C, and finish finishing rolling with a smoothing pass without compression at a temperature of at least 720 ° C. This passage helps to equalize the temperature over the cross section of the sheet. It should be noted that the finish rolling at given temperatures allows you to maintain high solubility of the alloying elements in a solid solution and leads to solid solution hardening of the rolled material. Controlled finishing rolling in the two-phase region to the processes of dispersion hardening and grain grinding 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.
Величина обжатия за проход не более 10% при чистовой прокатке достаточна для полной проработки структуры на всю толщину подката, обеспечивается измельчение зерен и повышение хладостойкости готового штрипса. Заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом для выравнивания температуры по толщине и ширине листа.The amount of compression per pass of not more than 10% during 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 ensured. Finishing rolling is finished with a smoothing passage to equalize the temperature along the thickness and width of the sheet.
Ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки начинают после его выхода из клети стана. Эта операция направлена на повышение дисперсности структурных составляющих стали. Температуру завершения ускоренного охлаждения листа, определяют из полученного эмпирическим путем соотношения: Тко=(717°С-0,11∗h2)±15°С, где 0,11 - эмпирический коэффициент, °C/мм2; h - толщина готового листа, мм. Соблюдение этого условия обеспечивает формирование требуемого однородного структурно-фазового состава металла высокопрочного штрипса для магистральных трубопроводов.Accelerated cooling of the obtained strip after finishing rolling is started after it leaves the mill stand. This operation is aimed at increasing the dispersion of the structural components of steel. The temperature of completion of accelerated cooling of the sheet is determined from the ratio obtained empirically: T ko = (717 ° C-0.11 * h 2 ) ± 15 ° C, where 0.11 is an empirical coefficient, ° C / mm 2 ; h is the thickness of the finished sheet, mm Observance of this condition ensures the formation of the required homogeneous structural-phase composition of high-strength strip metal for main pipelines.
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 refinement, solid solution hardening, dispersion hardening, and dislocation hardening.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве штрипса размером 37,4×2700×11700 мм (после резки в меру), категории прочности DNV 485 IFD. Производят выплавку заготовок, содержащих, масс.%: С=0,04; Si=0,2; Mn=1,2; Ni=0,3; Mo=0,2; Cr=0,1; Cu=0,25; Al=0,03; V=0,04; Nb=0,05; Ti=0,02, остальное - железо и примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом параметр стойкости против растрескивания составляет Pcm=0,142<0,23%, т.е. соответствует заявленному диапазону.The application of the method is illustrated by an example of its implementation in the production of a strip measuring 37.4 × 2700 × 11700 mm (after cutting to the best), strength category DNV 485 IFD. Smelting preforms containing, wt.%: C = 0.04; Si = 0.2; Mn = 1.2; Ni = 0.3; Mo = 0.2; Cr = 0.1; Cu = 0.25; Al = 0.03; V = 0.04; Nb = 0.05; Ti = 0.02, the rest is iron and impurities, with the content of each impurity element less than 0.03%, while the parameter for resistance to cracking is P cm = 0.142 <0.23%, i.e. corresponds to the declared range.
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.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 толщиной 315 мм до температуры аустенизации и последующую выдержку в печи. После выдачи из печи производят черновую прокатку заготовки. При этом температуру начала черновой прокатки устанавливают 990°С. Черновую прокатку осуществляют до толщины 186 мм, составляющей 5,0 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 10,5-13,5%Carry out heating continuously cast billets of the specified chemical composition with a thickness of 315 mm to the temperature of austenization and subsequent exposure in the furnace. After issuing from the furnace produce rough rolling of the workpiece. In this case, the temperature of the start of rough rolling set 990 ° C. Rough rolling is carried out to a thickness of 186 mm, which is 5.0 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 10.5-13.5%
Затем производят подстуживание промежуточной заготовки толщиной 186 мм на рольганге стана, за счет ее естественного охлаждения на воздухе. После подстуживания, на стадии чистовой прокатки при температуре 790°С завершают разбивку ширины в низкотемпературной области за два прохода с обжатием за проход 7,8% и 6,9% соответственно. Далее заготовку прокатывают по продольной схеме на размер готового штрипса, причем заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом без обжатия при температуре 770°С. После чистовой прокатки полученный штрипс подвергают ускоренному водяному охлаждению в специальной установке. Ускоренное охлаждение полученного штрипса начинают после выхода штрипса из клети стана и производят до температуры определяемой из соотношения: Т=(717°С-0,11*h2)±15°C, и составляющей в данном случае Т=(563±15)°C для толщины штрипса 37,4 мм.Then, the intermediate preform is baked at a thickness of 186 mm on the rolling table of the mill due to its natural cooling in air. After baking, at the stage of finish rolling at a temperature of 790 ° C, the breakdown of the width in the low-temperature region is completed in two passes with a compression of 7.8% and 6.9%, respectively. Next, the workpiece is rolled according to a longitudinal scheme to the size of the finished strip, and finish finishing rolling with a smoothing passage without compression at a temperature of 770 ° 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 and is produced to a temperature determined from the relation: T = (717 ° C-0.11 * h 2 ) ± 15 ° C, and component in this case T = (563 ± 15) ° C for strip thickness 37.4 mm.
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 30°C. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σв=640…680 Н/мм2; предел текучести σт=560…590 Н/мм2; относительное удлинение δ5=32…34%; работа удара KV-30=260…280 Дж. Указанный уровень свойств полностью соответствует требованиям, предъявляемым к штрипсу категории прочности DNV 485 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 30 ° C. The following mechanical properties were obtained for transverse samples: temporary resistance σ in = 640 ... 680 N / mm 2 ; yield strength σ t = 560 ... 590 N / mm 2 ; elongation δ 5 = 32 ... 34%; impact work KV -30 = 260 ... 280 J. The specified level of properties fully complies with the requirements for a strip of strength category DNV 485 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 DNY 485 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 DNY 485 IFD on a plate reversing mill.
Оптимальные параметры реализации способа были определены эмпирическим путем. Экспериментально установлено, что при температуре начала черновой прокатки менее 970°С металл имеет слишком высокое сопротивление деформации, что не позволяет использовать обжатия величиной более 10% за проход, т.к. усилия прокатки могут превышать допустимую для данного стана величину.The optimal parameters for the implementation of the method were determined empirically. It was experimentally established that at the temperature of the start of rough rolling less than 970 ° C, the metal has a too high deformation resistance, which does not allow the use of compression of more than 10% per pass, because rolling forces may exceed the permissible value for a given mill.
Из опыта установлено, что при толщине промежуточной заготовки, превышающей толщину готового штрипса менее, чем в 3,5 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 5,2 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 has been established from experience that with an intermediate billet thickness exceeding the thickness of the finished strip less than 3.5 times, it is impossible to ensure deformation during finish rolling, 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 5.2 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 листа. Использование при завершении чистовой прокатки проглаживающего прохода без обжатия при температуре не ниже 720°C способствует выравниванию температуры по сечению листа. Кроме того, экспериментально определено, что окончание чистовой прокатки при температуре ниже 720°С может сопровождаться появлением рекристаллизованных зерен феррита, что приводит к конечной разнозернистости и понижению вязкопластических свойств готового штрипса.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 the mechanical properties of the sheet. The use of a smoothing pass at the end of finishing rolling without crimping at a temperature of at least 720 ° C helps to equalize the temperature along the cross section of the sheet. In addition, it was experimentally determined that the end of finish rolling at a temperature below 720 ° C can be accompanied by the appearance of recrystallized ferrite grains, which leads to a final heterogeneity and a decrease in the visco-plastic properties of the finished strip.
Ускоренное охлаждение полученного штрипса до температуры, превышающей установленную по расчету температуру, не обеспечивает полного протекания фазовых превращений, связанных с величиной коэффициента растрескивания, 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 calculated by the calculation does not ensure the complete occurrence of phase transformations associated with the value of the cracking coefficient and leads to the conservation of a significant amount of ferrite in the rolled 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 так же 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 pipes is achieved by choosing the most rational temperature-deformation modes for a given chemical composition of steel, as well as due to the nature of the distribution of transverse and longitudinal deformations of the workpiece during rolling on plate reversing mill. 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 широко 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 485 IFD, толщиной 30-40 мм из низколегированной стали позволит повысить выход годного на данном сортаменте на 2-4%.The technical and economic advantages of the considered invention consist in the fact that the proposed temperature-deformation modes of production make it possible to widely use all the hardening mechanisms of low alloy steel of a given chemical composition: grain refinement, dislocation hardening, dispersion hardening, anisotropy of the structure and properties. Using the proposed method for the production of strips of strength category DNV 485 IFD, a thickness of 30-40 mm from low alloy steel will increase the yield on this range by 2-4%.
Литературные источники, использованные при составлении описания изобретения:Literary sources used in the preparation of the description of the invention:
1. Заявка №59-61504 (Япония), МПК В21В 1/38; В21В 1/22, 1984.1. Application No. 59-61504 (Japan), IPC B21B 1/38; B21B 1/22, 1984.
2. Патент №2414515 (Россия), МПК C21D 8/02, 2009.2. Patent No. 2414515 (Russia), IPC C21D 8/02, 2009.
Claims (1)
Т=(717°C-0,11·h2)±15°C,
где 0,11 - эмпирический коэффициент, °С/мм2;
h - толщина готового листа, мм. 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 to a predetermined temperature and its subsequent delayed cooling, characterized in that the steel is melted with the following ratio of elements, wt.%: C 0.04-0.08, Si 0.1-0.25, Mn 1.2-1.6, Ni 0.3-0.5, Mo 0.15- 0.25, Cr≤0.12, Cu 0.15-0.45, Al≤0.05, V 0.03-0.06, Nb 0.02-0.05, Ti 0.01-0, 03, the rest is iron and impurities When the content of each impurity element is less than 0.03 and resistance against cracking parameter constituting P cm <0,23%, wherein the rough rolling with the transition from longitudinal to transverse rolling disaggregated width begin at a temperature not lower than 970 ° C and it is performed with relative reductions per pass of at least 10% to a thickness of 3.5-5.2 of the thickness of the finished sheet, and finish rolling starts at a temperature of at least 740 ° C, and the first passes of the finish rolling, which carry out the breakdown of the width, are performed with compression no more 10% and finish the finish rolling with a smoothing pass without compression at a temperature not lower than 720 ° C, after which the resulting sheet is accelerated cooling to a temperature T, determined depending on its thickness from the ratio
T = (717 ° C-0.11 · h 2 ) ± 15 ° C,
where 0.11 is an empirical coefficient, ° C / mm 2 ;
h is the thickness of the finished sheet, mm
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012126755/02A RU2495142C1 (en) | 2012-06-26 | 2012-06-26 | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2012126755/02A RU2495142C1 (en) | 2012-06-26 | 2012-06-26 | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2495142C1 true RU2495142C1 (en) | 2013-10-10 |
Family
ID=49302988
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012126755/02A RU2495142C1 (en) | 2012-06-26 | 2012-06-26 | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2495142C1 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2544326C1 (en) * | 2014-01-09 | 2015-03-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance |
| RU2711271C1 (en) * | 2019-10-11 | 2020-01-16 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines |
| RU2759106C1 (en) * | 2020-11-24 | 2021-11-09 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for manufacturing hot-rolled sheets from cryogenic steel (variants) |
| RU2711271C9 (en) * | 2019-10-11 | 2022-07-29 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2337976C2 (en) * | 2006-09-01 | 2008-11-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Production method of cold-resistant steel sheets |
| US7462251B2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-12-09 | Usinor | Method for making an abrasion-resistant steel plate |
| US7540928B2 (en) * | 2002-10-14 | 2009-06-02 | Usinor | Process for manufacturing bake hardening steel sheet, and steel sheet and parts thus obtained |
| 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 |
-
2012
- 2012-06-26 RU RU2012126755/02A patent/RU2495142C1/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7540928B2 (en) * | 2002-10-14 | 2009-06-02 | Usinor | Process for manufacturing bake hardening steel sheet, and steel sheet and parts thus obtained |
| US7462251B2 (en) * | 2002-11-19 | 2008-12-09 | Usinor | Method for making an abrasion-resistant steel plate |
| RU2337976C2 (en) * | 2006-09-01 | 2008-11-10 | Федеральное Государственное Унитарное Предприятие "Центральный Научно-Исследовательский Институт Конструкционных Материалов "Прометей" (Фгуп "Цнии Км "Прометей") | Production method of cold-resistant steel sheets |
| 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 |
|---|---|---|---|---|
| RU2544326C1 (en) * | 2014-01-09 | 2015-03-20 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance |
| RU2711271C1 (en) * | 2019-10-11 | 2020-01-16 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines |
| RU2711271C9 (en) * | 2019-10-11 | 2022-07-29 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines |
| RU2759106C1 (en) * | 2020-11-24 | 2021-11-09 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for manufacturing hot-rolled sheets from cryogenic steel (variants) |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2414515C1 (en) | Procedure for production of heavy plate low alloyed rolled steel | |
| EP3135787B1 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| KR101988144B1 (en) | High toughness and high tensile strength thick steel plate with excellent material homogeneity and production method for same | |
| KR101838424B1 (en) | High toughness and high tensile strength thick steel plate and production method therefor | |
| CA2969200C (en) | Thick-walled high-toughness high-strength steel plate and method for manufacturing the same | |
| RU2393239C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| RU2390568C1 (en) | Procedure for production of thick sheet low alloyed strip | |
| RU2463359C1 (en) | Method to produce thick-sheet low-alloyed strip | |
| RU2466193C1 (en) | Manufacturing method of thick low-alloy rolled plates | |
| RU2675307C1 (en) | Method of manufacture of low-alloyable roll strips with enhanced corrosion resistance | |
| RU2393238C1 (en) | Procedure for production of plate iron low-alloyed strip | |
| CN105008570A (en) | Thick, tough, high tensile strength steel plate and production method therefor | |
| RU2583973C1 (en) | Method of producing thick-wall pipe steel | |
| RU2613265C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloyed tube steel of k60 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2549023C1 (en) | Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines | |
| 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) | |
| 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 | |
| RU2633684C1 (en) | Method for producing hot-rolled sheets of low-alloy steel | |
| RU2318027C1 (en) | Method of production of the plate iron | |
| RU2697301C1 (en) | Method for production of tubular rolled products of increased corrosion resistance at a reversing mill | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2495142C1 (en) | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE Effective date: 20140122 |