RU2544326C1 - Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance - Google Patents
Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance Download PDFInfo
- Publication number
- RU2544326C1 RU2544326C1 RU2014100434/02A RU2014100434A RU2544326C1 RU 2544326 C1 RU2544326 C1 RU 2544326C1 RU 2014100434/02 A RU2014100434/02 A RU 2014100434/02A RU 2014100434 A RU2014100434 A RU 2014100434A RU 2544326 C1 RU2544326 C1 RU 2544326C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- steel
- rolling
- cooling
- carried out
- Prior art date
Links
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, преимущественно к производству толстых листов из низколегированной стали толщиной 25,0-40,0 мм для изготовления электросварных труб с повышенной коррозионной стойкостью для эксплуатации в условиях агрессивной морской среды.The invention relates to metallurgy, mainly to the production of thick sheets of low alloy steel with a thickness of 25.0-40.0 mm for the manufacture of electric welded pipes with high corrosion resistance for use in aggressive marine environments.
Известен способ производства листов из низколегированной трубной стали класса прочности К60 толщиной 24-28 мм, включающий нагрев до температуры выше Ас3 слябовой заготовки из стали со следующим содержанием элементов: C=0,05-0,07%, Mn=1,45-1,55%, Si=0,20-0,35%, S≤0,003%, P≤0,013%, Ni=0,17-0,27%, Cr≤0,08%, Cu=0,10-0,20%, Al=0,025-0,045%, Nb=0,045-0,055%, V≤0,015%, Ti=0,015-0,025%, Fe - остальное, черновую прокатку в раскат промежуточной толщины, подстуживание, чистовую прокатку с регламентированными обжатиями и температурами конца прокатки, а также последующее ускоренное охлаждение листа, при этом температуру начала чистовой стадии прокатки принимают равной 830±20°C, а температуру конца чистовой прокатки устанавливают равной 820±15°C и последующее ускоренное охлаждение листа, при этом температуру начала ускоренного охлаждения листа принимают более 780°C, а конечную температуру ускоренного охлаждения листа устанавливают 625±15°C (Патент РФ №2479639, МПК C21D 8/02, C22C 38/38, C22C 38/42, B21B 1/26, 20.04.2013 г.).A known method of manufacturing sheets of low-alloy pipe steel of strength class K60 with a thickness of 24-28 mm, comprising heating to a temperature above Ac 3 of a slab billet of steel with the following content of elements: C = 0.05-0.07%, Mn = 1.45- 1.55%, Si = 0.20-0.35%, S≤0.003%, P≤0.013%, Ni = 0.17-0.27%, Cr≤0.08%, Cu = 0.10- 0.20%, Al = 0.025-0.045%, Nb = 0.045-0.055%, V≤0.015%, Ti = 0.015-0.025%, Fe - the rest, rough rolling to a roll of intermediate thickness, chilling, finishing rolling with regulated compressions and temperatures of the end of rolling, as well as subsequent accelerated cooling of the sheet, while the temperature the beginning of the finishing stage of rolling is taken to be 830 ± 20 ° C, and the temperature of the end of the finishing rolling is set to 820 ± 15 ° C and subsequent accelerated cooling of the sheet, while the temperature of the beginning of accelerated cooling of the sheet is taken to more than 780 ° C, and the final temperature of accelerated cooling of the sheet is set 625 ± 15 ° C (RF Patent No. 2479639, IPC C21D 8/02, C22C 38/38, C22C 38/42, B21B 1/26, 04/20/2013).
Недостатком известного способа является сложность формирования требуемого уровня механических свойств материала листов толщиной более 28,0 мм, обусловленная получением неоднородной структуры по сечению, определяющей снижение эксплуатационной надежности конструкции трубопровода в целом.The disadvantage of this method is the difficulty of forming the required level of mechanical properties of the material of the sheets with a thickness of more than 28.0 mm, due to the receipt of a heterogeneous cross-sectional structure, which determines a decrease in the operational reliability of the pipeline design as a whole.
Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового проката из низколегированной стали, включающий выплавку стали, содержащей 0,04-0,08% C, 0,1-0,25% Si, 1,2-1,6% Mn, 0,3-0,5% Ni, 0,15-0,25% Mo, Cr≤0,12%, 0,15-0,45% Cu, Al≤0,05%, 0,03-0,06% V, 0,02-0,05% Nb, 0,01-0,03% Ti, остальное - железо и примеси при содержании каждого примесного элемента менее 0,03 и с параметром стойкости против растрескивания, составляющим Pcm<0,23%, разливку стали на непрерывнолитые заготовки, нагрев заготовки, 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, последующее охлаждение промежуточной заготовки, 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°C, ускоренное охлаждение полученного листа до заданной температуры, определяемой в зависимости от его толщины из соотношения: Т=(717°C-0,11·h2)±15°C, где 0,11 - эмпирический коэффициент, °C/мм2; h - толщина готового листа, мм, и его последующее замедленное охлаждение (Патент РФ 2495142, МПК C21D 8/02, C21D 9/46, C22C 38/38, B21B 1/26, 10.10.2013 г.).The closest in technical essence to the present invention is a method for the production of plate steel from low alloy steel, comprising the smelting of steel containing 0.04-0.08% C, 0.1-0.25% Si, 1.2-1.6 % Mn, 0.3-0.5% Ni, 0.15-0.25% Mo, Cr≤0.12%, 0.15-0.45% Cu, Al≤0.05%, 0.03 -0.06% V, 0.02-0.05% Nb, 0.01-0.03% Ti, the rest is iron and impurities when the content of each impurity element is less than 0.03 and with a cracking resistance parameter of P cm <0,23%, casting steel continuous casting, heating the preform rough rolling with the transition from longitudinal to at Cross rolling with a breakdown of the width begins at a temperature of at least 970 ° C and is carried out with relative reductions per pass of at least 10% to a thickness of 3.5-5.2 of the thickness of the finished sheet, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling begins at a temperature not lower than 740 ° C, and the first finishing passes, on which the width is split, are pressed with a compression of not more than 10% and the finish rolling is finished with a smoothing pass without compression at a temperature of at least 720 ° C, accelerated cooling is obtained th sheet to a predetermined temperature determined as a function of its thickness from the relationship: T = (717 ° C-0,11 · h2) ± 15 ° C, where 0.11 - empirical coefficient, ° C / 2 mm; h is the thickness of the finished sheet, mm, and its subsequent delayed cooling (RF Patent 2495142, IPC C21D 8/02, C21D 9/46, C22C 38/38, B21B 1/26, 10/10/2013).
К недостаткам известного способа можно отнести то, что коррозионная стойкость материала листов, произведенных по данной технологии, в водородных и сероводородных средах не гарантируется.The disadvantages of this method include the fact that the corrosion resistance of the material of the sheets produced by this technology in hydrogen and hydrogen sulfide environments is not guaranteed.
Технический результат - получение проката толщиной 25,0-40,0 мм для объектов ответственного назначения с повышенными показателями по коррозионной стойкости в водородных и сероводородных средах, а также сопротивляемостью к хрупкому разрушению при температуре до -10°C для листов толщиной до 40,0 мм, определяемой количеством волокнистой составляющей в изломе образцов ИПГ.EFFECT: obtaining rolled products with a thickness of 25.0-40.0 mm for critical applications with increased indicators of corrosion resistance in hydrogen and hydrogen sulfide environments, as well as resistance to brittle fracture at temperatures up to -10 ° C for sheets with a thickness of up to 40.0 mm, determined by the amount of fibrous component in the fracture of the IPG samples.
Технический результат достигается тем, что в способе производства толстых листов из низколегированной стали, включающем аустенизацию непрерывнолитой заготовки, черновую прокатку с относительными обжатиями за проход не менее 10%, промежуточное охлаждение раската до регламентированной температуры, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение листа до заданной температуры и последующее замедленное охлаждение в стопе, согласно изобретению непрерывнолитую заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов C=0,035-0,070%, Si=0,10-0,25%, Mn=1,05-1,40%, Cr≤0,1%, Ni=0,38-0,45%, Cu=0,20-0,35%, Mo=0,14-0,20%, Al=0,02-0,05%, (Ti+V+Nb)=0,07-0,11%, Fe и примеси - остальное, при этом углеродный эквивалент Сэ≤0,42%, коэффициент трещиностойкости Pcm≤0,22%, аустенизацию непрерывнолитой заготовки производят до температуры 1180-1190°C в течение 8,5-12,0 ч, черновую прокатку ведут с суммарной степенью деформации 40-45%, последующее промежуточное охлаждение раската проводят до температуры 730-740°C, при этом ускоренное охлаждение листа после чистовой прокатки завершают при температуре 530-560°C.The technical result is achieved in that in a method for producing thick sheets of low alloy steel, including austenization of a continuously cast billet, rough rolling with relative compressions per pass of at least 10%, intermediate cooling of the roll to a regulated temperature, finish rolling, accelerated cooling of the sheet to a predetermined temperature and subsequent delayed cooling in the foot, according to the invention, a continuously cast billet is obtained from steel with the following ratio of elements C = 0.035-0.070%, Si = 0.10-0.25%, Mn = 1.05 -1.40%, Cr≤0.1%, Ni = 0.38-0.45%, Cu = 0.20-0.35%, Mo = 0.14-0.20%, Al = 0, 02-0.05%, (Ti + V + Nb) = 0.07-0.11%, Fe and impurities - the rest, while the carbon equivalent C e ≤0.42%, the coefficient of crack resistance P cm ≤0.22 %, austenization of a continuously cast billet is carried out to a temperature of 1180-1190 ° C for 8.5-12.0 hours, rough rolling is carried out with a total degree of deformation of 40-45%, subsequent intermediate cooling of the roll is carried out to a temperature of 730-740 ° C, this accelerated cooling of the sheet after finishing rolling is completed at a temperature of 530-560 ° C.
Технический результат также достигается тем, что чистовую прокатку заканчивают при температуре на 40°C выше ее начала.The technical result is also achieved by the fact that the finish rolling is completed at a temperature of 40 ° C above its beginning.
Сущность изобретения состоит в том, что заданный химический состав стали обеспечивает необходимый фазовый состав, определяющий технический результат при реализации предлагаемых технологических режимов.The essence of the invention lies in the fact that the specified chemical composition of the steel provides the necessary phase composition, which determines the technical result when implementing the proposed technological modes.
Углерод в стали определяет ее прочностные свойства. Снижение содержания углерода менее 0,035% приводит к падению прочностных свойств ниже допустимого уровня, увеличение содержания более 0,070% приводит к увеличению прочности выше допустимого уровня, сопровождающемуся ухудшением пластических и вязкостных свойств.Carbon in steel determines its strength properties. A decrease in carbon content of less than 0.035% leads to a drop in strength properties below an acceptable level, an increase in content of more than 0.070% leads to an increase in strength above an acceptable level, accompanied by a deterioration in plastic and viscosity properties.
При содержании кремния менее 0,10% повышается загрязненность стали оксидными включениями, увеличение содержания более 0,25% приводит к загрязненности силикатами - все это негативно отражается на механических и коррозионных свойствах стали.When the silicon content is less than 0.10%, the contamination of the steel with oxide inclusions increases, an increase in the content of more than 0.25% leads to contamination by silicates - all this negatively affects the mechanical and corrosive properties of steel.
Марганец, так же как и углерод, повышает прочностные характеристики стали. При увеличении содержания марганца более 1,40% наблюдается понижение ударной вязкости стали, ухудшение свариваемости и снижение стойкости против коррозии. Однако введение марганца в сталь является необходимым для раскисления стали и удаления серы, поэтому снижение содержания марганца менее 1,05% нежелательно.Manganese, like carbon, increases the strength characteristics of steel. With an increase in manganese content of more than 1.40%, a decrease in the toughness of steel, a decrease in weldability and a decrease in resistance to corrosion are observed. However, the introduction of manganese into steel is necessary for the deoxidation of steel and sulfur removal; therefore, a decrease in the manganese content of less than 1.05% is undesirable.
Наличие хрома положительно сказывается на прочности и коррозионной стойкости металла, содержание хрома более 0,10% ухудшает пластические свойства стали, свариваемость.The presence of chromium positively affects the strength and corrosion resistance of the metal, a chromium content of more than 0.10% affects the plastic properties of steel, weldability.
Легирование никелем улучшает технологические и прочностные свойства стали. Содержание никеля менее 0,38% снижает устойчивость переохлажденного аустенита и приводит к увеличению критической скорости охлаждения, достижение которой в центральных слоях раската трудновыполнимо. Превышение никелем содержания 0,45% повысит устойчивость аустенита и увеличит долю продуктов его распада по сдвиговому механизму. Этот факт приведет к чрезмерному упрочнению материала и снижению пластических свойств.Nickel alloying improves the technological and strength properties of steel. A nickel content of less than 0.38% reduces the stability of supercooled austenite and leads to an increase in the critical cooling rate, which is difficult to achieve in the central layers of the roll. Excess of nickel content of 0.45% will increase the stability of austenite and increase the proportion of its decomposition products by the shear mechanism. This fact will lead to excessive hardening of the material and a decrease in plastic properties.
Легирование медью повышает коррозионные и прочностные свойства стали. Влияние меди на дисперсионное твердение и адсорбцию водорода при содержании менее 0,2% пренебрежимо мало. Превышение медью содержания 0,35% в ходе кристаллизации приводит к ее сосредоточению в междендритных пространствах и границах кристаллов, повышая вероятность образования поверхностных дефектов сляба или раската.Alloying with copper increases the corrosion and strength properties of steel. The effect of copper on precipitation hardening and hydrogen adsorption at a content of less than 0.2% is negligible. Excess of 0.35% by copper during crystallization leads to its concentration in the interdendritic spaces and crystal boundaries, increasing the likelihood of formation of surface defects in a slab or peal.
Содержание молибдена в количестве 0,14-0,20% способствует обеспечению требуемых прочностных характеристик и коррозионной стойкости стали. Превышение максимального значения 0,20% не сопровождается дальнейшим повышением качества листов, лишь увеличивает нецелесообразные расходы на легирование. При концентрации молибдена менее 0,14% не обеспечиваются прочностные свойства стали.The content of molybdenum in an amount of 0.14-0.20% helps to ensure the required strength characteristics and corrosion resistance of steel. Exceeding the maximum value of 0.20% is not accompanied by a further improvement in the quality of the sheets, it only increases the inappropriate costs of alloying. At a molybdenum concentration of less than 0.14%, the strength properties of steel are not ensured.
Растворенный в металле кислород является вредной примесью, ухудшающей механические свойства стали, для его эффективного удаления из расплава используется алюминий. Стойкие нанодисперсные оксиды алюминия являются центрами кристаллизации для вновь образующихся зерен, измельчая структуру стали, улучшая ее механические характеристики. Этот механизм активизируется при содержании алюминия не менее 0,02%. Увеличение содержания алюминия более 0,05% экономически нецелесообразно.Oxygen dissolved in a metal is a harmful impurity that impairs the mechanical properties of steel; aluminum is used to effectively remove it from the melt. Resistant nanodispersed aluminum oxides are crystallization centers for newly formed grains, grinding the steel structure and improving its mechanical characteristics. This mechanism is activated when the aluminum content is not less than 0.02%. An increase in aluminum content of more than 0.05% is not economically feasible.
Введение в состав стали ванадия, ниобия и титана в суммарном количестве не менее 0,08% вместе с использованием контролируемой прокатки с ускоренным охлаждением способствует получению ячеистой дислокационной микроструктуры, обеспечивающей сочетание высоких прочностных и пластических свойств. Ванадий и ниобий применяют для упрочнения стали дисперсными карбидами, измельчения зерна. Титан является одной из наиболее эффективных добавок в низколегированной стали, он способствует дисперсионному твердению и измельчению зерна. Также мелкодисперсные карбиды и карбонитриды ванадия, ниобия и титана препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева, однако применение ванадия, ниобия и титана ограничено суммарной величиной 0,11%, превышение которой может сопровождаться снижением ударной вязкости стали.The introduction of vanadium, niobium and titanium in the total amount of not less than 0.08% together with the use of controlled rolling with accelerated cooling helps to obtain a cellular dislocation microstructure that provides a combination of high strength and plastic properties. Vanadium and niobium are used to harden steel with dispersed carbides, grinding grain. Titanium is one of the most effective additives in low alloy steel, it contributes to the dispersion hardening and grinding of grain. Also finely dispersed carbides and carbonitrides of vanadium, niobium and titanium prevent the growth of austenite grain during heating, however, the use of vanadium, niobium and titanium is limited to a total value of 0.11%, the excess of which may be accompanied by a decrease in the toughness of steel.
Для предложенного химического состава при значениях углеродного эквивалента Сэ более 0,42% и коэффициента трещиностойкости Pcm более 0,22% возможно образование холодных трещин в сварных соединениях.For the proposed chemical composition with carbon equivalent values of C e more than 0.42% and a coefficient of crack resistance P cm more than 0.22%, the formation of cold cracks in welded joints is possible.
Углеродный эквивалент Сэ и параметр стойкости против растрескивания Pcm определяются по результатам плавочного анализа по формулам:The carbon equivalent C e and the cracking resistance parameter P cm are determined by the results of a melting analysis using the formulas:
Сэ=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15,C e = C + Mn / 6 + (Cr + Mo + V) / 5 + (Ni + Cu) / 15,
Pcm=C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B.P cm = C + Si / 30 + (Mn + Cu + Cr) / 20 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 + 5B.
Режим аустенитизации определяет состояние стали перед прокаткой. Нагрев до температуры 1180-1190 в течение 8,5-12,0 ч должен обеспечить практически полное растворение карбонитридов ванадия и ниобия и не допустить интенсивного роста зерна аустенита. Суммарное обжатие на черновой стадии 40-45% выбрано таким, чтобы обеспечить высокую производительность стана и рациональные обжатия на последующих стадиях.The austenitization mode determines the condition of the steel before rolling. Heating to a temperature of 1180–1190 for 8.5–12.0 h should ensure almost complete dissolution of the vanadium and niobium carbonitrides and prevent intensive growth of austenite grain. The total reduction in the draft stage of 40-45% is selected so as to ensure high productivity of the mill and rational reduction in the subsequent stages.
Рациональные параметры реализации способа были определены эмпирически. Экспериментально установлено, что нагрев сляба до температуры ниже 1180°C не сопровождается растворением дисперсных частиц ниобия. Увеличение температуры нагрева выше 1190°C сопровождается интенсивным ростом зерен аустенита и огрублением границ. При продолжительности нагрева менее 8,5 ч сохраняется высокий градиент температур по сечению сляба. Нагрев свыше 12,0 приводит к чрезмерному укрупнению аустенитного зерна с последующим образованием кристаллического излома.Rational parameters of the implementation of the method were determined empirically. It was experimentally established that heating a slab to a temperature below 1180 ° C is not accompanied by the dissolution of dispersed niobium particles. An increase in the heating temperature above 1190 ° C is accompanied by an intensive growth of austenite grains and coarsening of the boundaries. With a heating duration of less than 8.5 hours, a high temperature gradient over the slab cross section is maintained. Heating above 12.0 leads to excessive coarsening of austenitic grain with subsequent formation of a crystalline fracture.
Из опыта установлено, что при суммарной деформации на черновой стадии менее 40% существенно снижается проработка структуры по толщине раската. При суммарной деформации более 45% на чистовой стадии не достигается требуемого развития субструктуры и измельчения ферритного зерна.It was established from experience that with a total deformation at the draft stage of less than 40%, the study of the structure along the thickness of the roll significantly decreases. With a total deformation of more than 45% at the finishing stage, the required development of the substructure and grinding of ferritic grain is not achieved.
Перед ускоренным охлаждением необходимо подготовить аустенит к последующему превращению, создав высокую плотность несовершенств кристаллической решетки гамма-железа. Температура начала деформации в чистовой стадии должна быть в интервале температур 730-740°C, а температура окончания - выше на 40°C. Температура конца ускоренного охлаждения выбрана, исходя из условий получения целевой микроструктуры.Before accelerated cooling, it is necessary to prepare austenite for the subsequent transformation, creating a high density of imperfections in the crystal lattice of gamma-iron. The temperature of the onset of deformation in the finishing stage should be in the temperature range of 730-740 ° C, and the temperature of the end should be higher by 40 ° C. The temperature of the end of accelerated cooling is selected based on the conditions for obtaining the target microstructure.
Экспериментально определено, что начало чистовой прокатки ниже 730°C не позволяет подготовить аустенит к последующему превращению, создав высокую плотность несовершенств кристаллической решетки гамма-железа.It was experimentally determined that the start of finish rolling below 730 ° C does not allow austenite to be prepared for subsequent conversion, creating a high density of imperfections in the gamma-iron crystal lattice.
Экспериментально установлено, что при температуре конца прокатки выше температуры ее начала более чем на 40°C усиливается полосчатость, и значительно ухудшаются результаты испытаний падающим грузом.It was experimentally established that when the temperature of the rolling end is higher than the temperature of its beginning by more than 40 ° C, the banding is enhanced, and the test results of the falling load are significantly worsened.
Ускоренное охлаждение листов до температур, превышающих 560°C, обеспечивает низкую скорость охлаждения центральных слоев листа с выделением неблагоприятных структурных составляющих. Охлаждение до температуры ниже 530°C сопровождается чрезмерным развитием процесса промежуточного превращения переохлажденного аустенита с выделением соответствующих продуктов, резко ухудшающих вязкостные свойства материала.Accelerated cooling of sheets to temperatures exceeding 560 ° C, provides a low cooling rate of the Central layers of the sheet with the release of adverse structural components. Cooling to a temperature below 530 ° C is accompanied by an excessive development of the process of intermediate transformation of supercooled austenite with the release of the corresponding products, which sharply worsen the viscosity properties of the material.
Из приведенного анализа следует, что реализация предложенного технического решения позволяет получить требуемое качество листового проката для труб большого диаметра. Это достигается за счет выбора рациональных температурно-деформационных режимов для данного химического состава стали. Однако в случае выхода варьируемых технологических параметров за установленные для этого способа границы возникают трудности с получением стабильных и удовлетворительных свойств материала листов как механических, так и коррозионных. Таким образом, полученные данные подтверждают правильность рекомендаций по выбору допустимых значений технологических параметров предложенного способа производства толстых листов из низколегированной стали с повышенной коррозионной стойкостью.From the above analysis it follows that the implementation of the proposed technical solution allows to obtain the required quality of sheet metal for large diameter pipes. This is achieved by choosing rational temperature-deformation modes for a given chemical composition of steel. However, in the event that the variable technological parameters go beyond the boundaries established for this method, difficulties arise in obtaining stable and satisfactory properties of the sheet material, both mechanical and corrosive. 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 thick sheets of low alloy steel with high corrosion resistance.
Применение способа поясняется примером его реализации при производстве листов категории прочности DNV 450 SFDU на стане 5000.The application of the method is illustrated by an example of its implementation in the production of sheets of strength category DNV 450 SFDU on mill 5000.
Выплавка стали осуществлялась в кислородном конвертере вместимостью 370 т с проведением процесса десульфурации магнием в заливочном ковше. На выпуске проводилось первичное легирование, предварительное раскисление и обработка металла твердошлаковыми смесями с продувкой металла аргоном в сталеразливочном ковше. Окончательное легирование, микролегирование, обработка металла кальцием и перегрев металла для проведения вакуумирования проводилось на агрегате комплексной доводки стали. Дегазация металла осуществлялась путем его вакуумирования. Разливка производилась на МНЛЗ с защитой металла аргоном от вторичного окисления в слябы сечением 315×1715 мм.Steel was smelted in an oxygen converter with a capacity of 370 t with a magnesium desulfurization process in a pouring ladle. Primary alloying, preliminary deoxidation and metal processing with solid slag mixtures with metal purging with argon in a steel pouring ladle were carried out at the issue. The final alloying, microalloying, metal processing with calcium and metal overheating for evacuation were carried out on the complex steel finishing unit. The metal was degassed by evacuation. The casting was carried out at a continuous casting machine with metal protection with argon from secondary oxidation into slabs with a section of 315 × 1715 mm.
Химический состав сталей приведен в таблице 1.The chemical composition of the steels is given in table 1.
Сталь получена со следующим составом химических элементов, масс.%: C=0,049; Si=0,14; Mn=1,27; Cr=0,07; Ni=0,42; Cu=0,25; Mo=0,172; Al=0,038; Ti=0,017; V=0,043; Nb=0,033; железо и примеси - остальное. Углеродный эквивалент составил 0,36%, коэффициент трещиностойкости 0,16%.Steel is obtained with the following composition of chemical elements, wt.%: C = 0,049; Si = 0.14; Mn = 1.27; Cr = 0.07; Ni = 0.42; Cu = 0.25; Mo = 0.172; Al = 0.038; Ti = 0.017; V = 0.043; Nb = 0.033; iron and impurities - the rest. The carbon equivalent was 0.36%, and the crack resistance coefficient was 0.16%.
Непрерывнолитые заготовки нагревали до температуры 1190 в течение 10,5 ч и прокатывали в черновой стадии до толщины подстуживания 180 мм, охлаждали на воздухе до температуры 733°C, прокатывали на чистовой стадии до конечной толщины 39,0 мм с окончанием процесса деформации при 773°C. В последующем листы ускоренно охлаждены до температуры 558°C. Предварительную деформацию на черновой стадии прокатки проводили с регламентированными обжатиями не менее 10%.Continuously cast billets were heated to a temperature of 1190 for 10.5 h and rolled in a rough stage to a thickness of undercrusting of 180 mm, cooled in air to a temperature of 733 ° C, rolled at the finishing stage to a final thickness of 39.0 mm with the end of the deformation process at 773 ° C. Subsequently, the sheets are accelerated to a temperature of 558 ° C. Preliminary deformation at the rough rolling stage was carried out with regulated reductions of at least 10%.
Испытания на статическое растяжение проводили на плоских двухдюймовых образцах по ASTM A370 в двух ортогональных направлениях. Динамические испытания вертикально падающим грузом проводили на образцах с шевронным надрезом при -10°C по API RP 5L3. Коррозионные испытания на водородную и сероводородную стойкость проводили в соответствии с требованиями NACE ТМ 0284 и EFC 16 (метод В) соответственно (коррозионная среда по NACE ТМ 0284, раствор В).Static tensile tests were performed on flat two-inch samples according to ASTM A370 in two orthogonal directions. Dynamic tests with a vertically falling load were carried out on samples with a chevron notch at -10 ° C according to API RP 5L3. Corrosion tests for hydrogen and hydrogen sulfide resistance were carried out in accordance with the requirements of NACE TM 0284 and EFC 16 (method B), respectively (corrosive medium according to NACE TM 0284, solution B).
Варианты реализации предложенного способа и показатели их эффективности приведены в таблицах 2 и 3 соответственно.Implementation options of the proposed method and indicators of their effectiveness are shown in tables 2 and 3, respectively.
Результаты испытаний показывают, что предлагаемый способ производства стали выбранного химического состава обеспечивает стабильный уровень стойкости в водородных и сероводородных средах.The test results show that the proposed method for the production of steel of the selected chemical composition provides a stable level of resistance in hydrogen and hydrogen sulfide environments.
Таким образом, применение описанного способа прокатки обеспечивает достижение требуемых результатов, а именно получение на толстолистовом реверсивном стане листов для труб большого диаметра с уровнем механических свойств, соответствующим категории прочности DNV 450 SFDU.Thus, the application of the described rolling method ensures the achievement of the required results, namely, obtaining sheets on large plate reversing mill for pipes of large diameter with a level of mechanical properties corresponding to the strength category DNV 450 SFDU.
Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что использование предложенного способа обеспечивает производство толстых листов из низколегированной стали толщиной 25,0-40,0 мм для изготовления электросварных труб с повышенной коррозионной стойкостью для эксплуатации в условиях агрессивной морской среды.The technical and economic advantages of the considered invention consist in the fact that the use of the proposed method provides the production of thick sheets of low alloy steel with a thickness of 25.0-40.0 mm for the manufacture of electric welded pipes with increased corrosion resistance for use in aggressive marine environments.
Claims (2)
причем углеродный эквивалент составляет Сэ≤0,42%, коэффициент трещиностойкости Pcm≤0,22%, при этом аустенитизацию непрерывнолитой заготовки производят при температуре 1180-1190°C в течение 8,5-12,0 ч, черновую прокатку ведут с суммарной степенью деформации 40-45%, последующее промежуточное охлаждение раската проводят до температуры 730-740°C, при этом ускоренное охлаждение листа после чистовой прокатки завершают при температуре 530-560°C.1. A method of manufacturing thick sheets of low alloy steel, including austenitization of continuously cast billets, rough rolling with relative compressions per pass of at least 10%, intermediate cooling of the roll to a regulated temperature, finish rolling, accelerated cooling of the sheet to a predetermined temperature and subsequent slow cooling in the stack, characterized in that the preform is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%:
moreover, the carbon equivalent is C e ≤0.42%, the coefficient of crack resistance P cm ≤0.22%, while austenitization of the continuously cast billet is carried out at a temperature of 1180-1190 ° C for 8.5-12.0 hours, rough rolling is carried out with the total degree of deformation of 40-45%, the subsequent intermediate cooling of the roll is carried out to a temperature of 730-740 ° C, while accelerated cooling of the sheet after finishing rolling is completed at a temperature of 530-560 ° C.
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014100434/02A RU2544326C1 (en) | 2014-01-09 | 2014-01-09 | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2014100434/02A RU2544326C1 (en) | 2014-01-09 | 2014-01-09 | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2544326C1 true RU2544326C1 (en) | 2015-03-20 |
Family
ID=53290513
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2014100434/02A RU2544326C1 (en) | 2014-01-09 | 2014-01-09 | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2544326C1 (en) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2650651C1 (en) * | 2016-11-25 | 2018-04-16 | Закрытое акционерное общество "Балтийская нержавеющая сталь" | Method of austenitic anticorrosion steel section hot rolled plates production |
| RU2652281C1 (en) * | 2017-05-31 | 2018-04-25 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of production of hot-rolled sheets from high-strength steel |
| RU2691809C1 (en) * | 2018-05-25 | 2019-06-18 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of heavy-duty high-strength wear-resistant rolled stock (versions) |
| RU2734901C1 (en) * | 2017-06-27 | 2020-10-26 | Наньцзин Айрон Энд Стил Ко., Лтд. | Production method of ultra-fine thick plate pipe steel |
| RU2737690C1 (en) * | 2020-05-19 | 2020-12-02 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel for production of critical metal structures |
| CN113684417A (en) * | 2021-07-19 | 2021-11-23 | 中国科学院金属研究所 | Economical 690 MPa-level low-alloy corrosion-resistant refractory steel |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2434951C1 (en) * | 2010-03-29 | 2011-11-27 | Открытое акционерное общество "Уральская Сталь" (ОАО "Уральская сталь") | Procedure for manufacture of flat |
| RU2445379C1 (en) * | 2010-08-27 | 2012-03-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of low-alloy plate strips |
| RU2459875C1 (en) * | 2008-11-07 | 2012-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Method of producing thick-sheet steel and steel tubes for super strong pipeline |
| RU2461636C1 (en) * | 2008-11-06 | 2012-09-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Method of producing thick-sheet steel and steel tubes for super strong pipeline |
| RU2495142C1 (en) * | 2012-06-26 | 2013-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
-
2014
- 2014-01-09 RU RU2014100434/02A patent/RU2544326C1/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2461636C1 (en) * | 2008-11-06 | 2012-09-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Method of producing thick-sheet steel and steel tubes for super strong pipeline |
| RU2459875C1 (en) * | 2008-11-07 | 2012-08-27 | Ниппон Стил Корпорейшн | Method of producing thick-sheet steel and steel tubes for super strong pipeline |
| RU2434951C1 (en) * | 2010-03-29 | 2011-11-27 | Открытое акционерное общество "Уральская Сталь" (ОАО "Уральская сталь") | Procedure for manufacture of flat |
| RU2445379C1 (en) * | 2010-08-27 | 2012-03-20 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of low-alloy plate strips |
| RU2495142C1 (en) * | 2012-06-26 | 2013-10-10 | Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2650651C1 (en) * | 2016-11-25 | 2018-04-16 | Закрытое акционерное общество "Балтийская нержавеющая сталь" | Method of austenitic anticorrosion steel section hot rolled plates production |
| RU2652281C1 (en) * | 2017-05-31 | 2018-04-25 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of production of hot-rolled sheets from high-strength steel |
| RU2734901C1 (en) * | 2017-06-27 | 2020-10-26 | Наньцзин Айрон Энд Стил Ко., Лтд. | Production method of ultra-fine thick plate pipe steel |
| RU2691809C1 (en) * | 2018-05-25 | 2019-06-18 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of heavy-duty high-strength wear-resistant rolled stock (versions) |
| RU2737690C1 (en) * | 2020-05-19 | 2020-12-02 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel for production of critical metal structures |
| CN113684417A (en) * | 2021-07-19 | 2021-11-23 | 中国科学院金属研究所 | Economical 690 MPa-level low-alloy corrosion-resistant refractory steel |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP1870484B1 (en) | High-strength steel plate and process for production thereof, and high-strength steel pipe | |
| US10358688B2 (en) | Steel plate and method of producing same | |
| RU2544326C1 (en) | Manufacturing method of low alloyed steel plates with increased corrosion resistance | |
| RU2581696C1 (en) | Method for production of hot-rolled sheets from low-alloy steel | |
| WO2018105510A1 (en) | High mn steel sheet and method for producing same | |
| RU2519720C2 (en) | Method of making strips from low-alloy steel | |
| RU2613265C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets from low-alloyed tube steel of k60 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| RU2675307C1 (en) | Method of manufacture of low-alloyable roll strips with enhanced corrosion resistance | |
| WO2017047088A1 (en) | High-strength thick steel plate for structural use and manufacturing method therefor | |
| RU2638479C1 (en) | HOT-ROLLED SHEET OF LOW-ALLOY STEEL WITH THICKNESS FROM 15 TO 165 mm AND METHOD OF ITS PRODUCTION | |
| US20220373108A1 (en) | Electric resistance welded steel pipe, method for producing the same, line pipe, and building structure | |
| JP2017078212A (en) | Low yield ratio steel sheet and method for producing the same | |
| JP2006307324A (en) | High-strength and high-toughness steel plate excellent in resistance to crack by cutting and its manufacturing method | |
| RU2583536C1 (en) | Method for production of hot-rolled sheets for construction of steel structures (versions) | |
| RU2630721C1 (en) | Thick sheet of structural steel for manufacturing details of welded structures and method for its production in normalized condition | |
| JP2008208406A (en) | Steel material having small material anisotropy and excellent fatigue crack propagation properties, and producing method therefor | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| JP2013129885A (en) | Method of producing high-strength thick steel plate excellent in brittle crack propagation arrest property | |
| JP2006241510A (en) | Steel for high strength welded structure having excellent low temperature toughness in high heat input weld haz and its production method | |
| JPWO2019180957A1 (en) | Rolled H-section steel and manufacturing method thereof | |
| JP6179609B2 (en) | Manufacturing method of thick high-strength steel sheet with excellent cold workability | |
| RU2495142C1 (en) | Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel | |
| RU2460809C1 (en) | Manufacturing method of plates from micro-alloyed steels | |
| CN110832102B (en) | Cold-rolled steel sheet for flux-cored wire and method for manufacturing same | |
| US9403242B2 (en) | Steel for welding |