RU2640685C1 - Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity - Google Patents
Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity Download PDFInfo
- Publication number
- RU2640685C1 RU2640685C1 RU2017104674A RU2017104674A RU2640685C1 RU 2640685 C1 RU2640685 C1 RU 2640685C1 RU 2017104674 A RU2017104674 A RU 2017104674A RU 2017104674 A RU2017104674 A RU 2017104674A RU 2640685 C1 RU2640685 C1 RU 2640685C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- temperature
- sheet
- steel
- slab
- rolling
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, а именно к производству стального листа толщиной 15-40 мм с пределом текучести свыше 480 МПа, имеющего повышенную деформационную способность, для использования при производстве электросварных прямошовных труб большого диаметра, с высокой вязкостью сварного соединения и предназначенных для транспортирования природного газа по магистральным трубопроводам высокого давления, в том числе в условиях районов повышенной подвижности грунтов, сейсмической активности и вечной мерзлоты.The invention relates to the field of metallurgy, in particular to the production of a steel sheet with a thickness of 15-40 mm with a yield strength of more than 480 MPa, with increased deformation ability, for use in the production of large-diameter longitudinally welded pipes, with a high viscosity of the welded joint and intended for transporting natural gas through high-pressure trunk pipelines, including in areas of increased soil mobility, seismic activity and permafrost.
Известна толстолистовая сталь, характеризующаяся низким соотношением между пределом текучести и пределом прочности, и способ ее производства (патент РФ №2502820, С22С 38/14, C21D 8/02, опубл. 27.12.2013). Сталь содержит, мас. %: углерод - 0,06-0,12; марганец - 1,2-3,0; кремний - 0,01-1,0; алюминий - 0,08 и менее; ниобий - 0,005-0,07; титан -0,005-0,025; сера - 0,005 и менее; фосфор - 0,015 и менее; азот - 0,010 и менее; кислород - 0,005 и менее; железо - остальное и неизбежные примеси. Для получения стального листа сляб нагревают до температуры 1000÷1300°С, проводят черновую и чистовую прокатку при температуре не ниже температуры превращения Аr3. Далее проводят ускоренное охлаждение до температуры 500÷680°С со скоростью 5°С/с и более, а затем повторный нагрев до температуры 550÷750°С со скоростью 2°С/с и более.Known steel plate, characterized by a low ratio between yield strength and tensile strength, and the method of its production (RF patent No. 2502820, C22C 38/14, C21D 8/02, publ. 12/27/2013). Steel contains, by weight. %: carbon - 0.06-0.12; Manganese - 1.2-3.0; silicon - 0.01-1.0; aluminum - 0.08 or less; niobium - 0.005-0.07; titanium -0.005-0.025; sulfur - 0.005 or less; phosphorus - 0.015 or less; nitrogen - 0.010 or less; oxygen - 0.005 or less; iron is the rest and inevitable impurities. To obtain a steel sheet, the slab is heated to a temperature of 1000 ÷ 1300 ° C, rough and finish rolling is carried out at a temperature not lower than the Ar 3 transformation temperature. Then carry out accelerated cooling to a temperature of 500 ÷ 680 ° C at a speed of 5 ° C / s or more, and then re-heat to a temperature of 550 ÷ 750 ° C at a speed of 2 ° C / s and more.
Недостатком аналога является то, что при производстве стального листа с указанным химическим составом для обеспечения требуемых свойств необходимо проведение повторного нагрева до определенной температуры, что снижает производительность, требует применения дополнительного дорогостоящего оборудования и приводит к повышению стоимости продукции. Кроме того, данная сталь обладает недостаточной свариваемостью для обеспечения высокой вязкости сварного соединения.The disadvantage of the analogue is that in the production of a steel sheet with the specified chemical composition, to ensure the required properties, it is necessary to re-heat to a certain temperature, which reduces productivity, requires the use of additional expensive equipment and leads to an increase in the cost of production. In addition, this steel has insufficient weldability to ensure high viscosity of the welded joint.
Наиболее близким техническим решением, принятым за прототип, является патент РФ №2331698, С22С 38/04, 38/58, C21D 8/02, 8/10, опубл. 20.08.2008: «Стальные листы для сверхвысокопрочных магистральных труб и сверхвысокопрочные магистральные трубы, обладающие прекрасной низкотемпературной ударной вязкостью, и способы их изготовления».The closest technical solution adopted for the prototype is the RF patent No. 2331698, C22C 38/04, 38/58, C21D 8/02, 8/10, publ. 08/20/2008: "Steel sheets for ultra-high-strength trunk pipes and ultra-high-strength trunk pipes with excellent low-temperature impact strength, and methods for their manufacture."
Листы по указанному патенту получают из стали, содержащей, мас. %: углерод - 0,03-0,07; кремний - не более 0,6; марганец - 1,5-2,5; фосфор - не более 0,015; сера - не более 0,003; никель - 0,1-1,5; молибден - 0,15-0,60; ниобий - 0,01-0,10; титан - 0,005-0,030; алюминий - не более 0,06; один и более элементов из группы: бор, азот, ванадий, медь, хром, кальций, РЗМ и магний в необходимых количествах; железо - остальное и неизбежные примеси. Характеристики листа составляют: предел прочности в поперечном направлении 880÷1080 МПа; ударная вязкость на образцах с V-образным надрезом при температуре испытания минус 20°С не ниже 200 Дж; отношение предела текучести при общей деформации 0,2% к пределу прочности - не более 80% в продольном направлении.The sheets according to the specified patent are obtained from steel containing, by weight. %: carbon - 0.03-0.07; silicon - not more than 0.6; Manganese - 1.5-2.5; phosphorus - not more than 0.015; sulfur - not more than 0.003; nickel - 0.1-1.5; molybdenum - 0.15-0.60; niobium - 0.01-0.10; titanium - 0.005-0.030; aluminum - not more than 0.06; one or more elements from the group: boron, nitrogen, vanadium, copper, chromium, calcium, rare-earth metals and magnesium in the required quantities; iron is the rest and inevitable impurities. The characteristics of the sheet are: tensile strength in the transverse direction 880 ÷ 1080 MPa; impact strength on samples with a V-shaped notch at a test temperature of minus 20 ° C not lower than 200 J; the ratio of yield strength with a total strain of 0.2% to tensile strength is not more than 80% in the longitudinal direction.
Способ изготовления листа включает получение сляба, его нагрев до температуры 1000÷1250°С, черновую прокатку в области температуры рекристаллизации, чистовую прокатку при температуре 900°С или ниже при суммарном обжатии не менее 75% и затем охлаждение из аустенитной области со скоростью 1÷10°С/с до получения в центре толщины листа температуры 500°С или ниже. Микроструктура листа состоит из вырожденного верхнего бейнита в количестве более 70%.A method of manufacturing a sheet includes obtaining a slab, heating it to a temperature of 1000 ÷ 1250 ° C, rough rolling in the region of the recrystallization temperature, finishing rolling at a temperature of 900 ° C or lower with a total reduction of at least 75% and then cooling from the austenitic region at a speed of 1 ÷ 10 ° C / s until a center sheet thickness of 500 ° C or lower is obtained. The microstructure of the sheet consists of degenerate upper bainite in an amount of more than 70%.
Недостатком прототипа является то, что стальной лист имеет микроструктуру вырожденного верхнего бейнита, что не обеспечивает высокой деформационной способности стали, а также требуемого уровня свойств для использования стального листа при производстве электросварных прямошовных труб большого диаметра с высокой вязкостью сварного соединения, предназначенных для транспортирования природного газа по магистральным трубопроводам высокого давления.The disadvantage of the prototype is that the steel sheet has a microstructure of degenerate upper bainite, which does not provide high deformation ability of steel, as well as the required level of properties for using steel sheet in the production of large-diameter longitudinally welded pipes with a high viscosity of the welded joint, designed to transport natural gas through high-pressure trunk pipelines.
Техническим результатом изобретения является обеспечение повышенной деформационной способности стального листа, предназначенного для использования при производстве электросварных прямошовных труб большого диаметра для транспортирования природного газа по магистральным трубопроводам высокого давления, в том числе в условиях районов повышенной подвижности грунтов, сейсмической активности и вечной мерзлоты.The technical result of the invention is to provide increased deformation ability of a steel sheet intended for use in the manufacture of large-diameter longitudinally welded pipes for transporting natural gas through high-pressure pipelines, including in areas of increased soil mobility, seismic activity and permafrost.
Поставленная задача решается за счет того, что в способе изготовления стального листа толщиной 15-40 мм для труб с повышенной деформационной способностью, включающем получение сляба, нагрев сляба до температуры 1100÷1200°С, черновую и чистовую стадии прокатки сляба в контролируемом режиме при суммарном обжатии не менее 75% и контролируемое охлаждение листа, согласно изобретению сляб получают из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %:The problem is solved due to the fact that in the method of manufacturing a steel sheet with a thickness of 15-40 mm for pipes with high deformation ability, including obtaining a slab, heating the slab to a temperature of 1100 ÷ 1200 ° C, the rough and finish stages of rolling the slab in a controlled mode with a total compression not less than 75% and controlled cooling of the sheet, according to the invention, the slab is obtained from steel containing components in the following ratio, wt. %:
черновую прокатку сляба проводят при температуре 950÷1050°С с суммарным обжатием 40÷50%, затем охлаждают на воздухе до температуры 720÷800°С, чистовую прокатку проводят при температуре 700÷820°С до требуемой толщины листа с суммарным обжатием 75÷85%, после этого проводят ускоренное охлаждение со скоростью 20÷35°С/с до температуры 300÷500°С, а затем - охлаждение на воздухе до температуры не более 150°С, при этом лист имеет микроструктуру, состоящую из бейнита, полигонального феррита, а также «вторых фаз» в виде мартенсит-аустенитной составляющей и вырожденного перлита.rough rolling of the slab is carried out at a temperature of 950 ÷ 1050 ° C with a total compression of 40 ÷ 50%, then cooled in air to a temperature of 720 ÷ 800 ° C, finishing rolling is carried out at a temperature of 700 ÷ 820 ° C to the required thickness of the sheet with a total compression of 75 ÷ 85%, after this, accelerated cooling is carried out at a speed of 20 ÷ 35 ° C / s to a temperature of 300 ÷ 500 ° C, and then cooling in air to a temperature of not more than 150 ° C, while the sheet has a microstructure consisting of polygonal bainite ferrite, as well as “second phases” in the form of a martensite-austenitic component and degenerate perlite.
Молибден и марганец в заявленных пределах обеспечивают устойчивость переохлажденного аустенита для образования низкотемпературных продуктов фазового превращения, что позволяет достигнуть заданного диапазона прочностных свойств.Molybdenum and manganese within the stated limits ensure the stability of supercooled austenite for the formation of low-temperature products of phase transformation, which allows to achieve a specified range of strength properties.
Ниобий в заявленных пределах обеспечивает выделение дисперсных частиц (карбидов, нитридов, карбонитридов) на всех этапах контролируемой прокатки, что позволяет уменьшить размер зерна аустенита и получить требуемый уровень прочностных и пластических свойств.Niobium within the stated limits provides the release of dispersed particles (carbides, nitrides, carbonitrides) at all stages of controlled rolling, which allows to reduce the grain size of austenite and to obtain the required level of strength and plastic properties.
Хром и медь в заявленных пределах повышают прочность феррита и обеспечивают получение требуемого комплекса прочностных свойств.Chromium and copper within the stated limits increase the strength of ferrite and provide the required complex of strength properties.
Никель в заявленных пределах одновременно увеличивает прочностные и вязкие свойства.Nickel within the stated limits simultaneously increases the strength and viscous properties.
Титан в заявленных пределах позволяет связать азот и кислород, способствует сдерживанию роста аустенитного зерна.Titanium within the stated limits allows you to bind nitrogen and oxygen, helps to inhibit the growth of austenitic grain.
Кремний и алюминий являются неизбежными технологическими примесями и вводятся в трубную сталь для ее раскисления.Silicon and aluminum are inevitable technological impurities and are introduced into pipe steel for its deoxidation.
Химические элементы в заявленных пределах обеспечивают требуемые прочностные свойства и удовлетворительную свариваемость стали. При последующем воздействии на сталь термического цикла сварки они будут сдерживать рост аустенитного зерна и способствовать формированию мелкозернистой микроструктуры в зоне термического влияния, состоящей из игольчатого и реечного бейнита. Данный тип микроструктуры обеспечит высокие вязкие свойства сварного соединения.Chemical elements within the stated limits provide the required strength properties and satisfactory weldability of steel. With the subsequent exposure of the steel to the thermal cycle of welding, they will inhibit the growth of austenitic grain and contribute to the formation of a fine-grained microstructure in the heat-affected zone, consisting of needle and rack bainite. This type of microstructure will provide high viscous properties of the welded joint.
Предлагаемые режимы изготовления стального листа толщиной 15-40 мм для труб магистральных трубопроводов высокого давления позволяют получить лист с двухфазной микроструктурой, состоящей в основном из бейнита и полигонального феррита, а также «вторых фаз» в виде мартенсит-аустенитной составляющей и вырожденного перлита, что обеспечивает получение требуемого уровня прочностных и пластических характеристик и повышенную деформационную способность. Для этого перед прокаткой осуществляют нагрев сляба до температуры 1100÷1200°С, при которой обеспечивается растворение максимально возможного количества карбидов ниобия, ванадия и титана. При этом наиболее эффективно сдерживается рост зерна аустенита и происходит формирование дефектов кристаллического строения за счет выделения дисперсных частиц при проведении прокатки. При нагреве сляба ниже указанного диапазона температур не происходит растворения карбидов ниобия и титана, а нагрев выше 1200°С приведет к росту зерен аустенита.The proposed modes of manufacturing a steel sheet with a thickness of 15-40 mm for pipes of high-pressure pipelines make it possible to obtain a sheet with a two-phase microstructure, consisting mainly of bainite and polygonal ferrite, as well as “second phases” in the form of a martensite-austenitic component and degenerate perlite, which ensures obtaining the required level of strength and plastic characteristics and increased deformation ability. To do this, before rolling, the slab is heated to a temperature of 1100 ÷ 1200 ° C, at which the maximum possible amount of niobium, vanadium and titanium carbides is dissolved. In this case, the growth of austenite grain is most effectively restrained and the formation of defects in the crystal structure occurs due to the release of dispersed particles during rolling. When the slab is heated below the indicated temperature range, no dissolution of niobium and titanium carbides occurs, and heating above 1200 ° C will lead to the growth of austenite grains.
Контролируемую прокатку сляба выполняют в две стадии - черновую и чистовую при суммарном обжатии не менее 75%. При контролируемой прокатке происходит уменьшение размера зерна аустенита и формирование дефектов кристаллического строения (точечных, линейных и поверхностных), что приводит к измельчению размера субзерна конечной микроструктуры и, как следствие, к улучшению свойств готового проката.The controlled rolling of the slab is carried out in two stages - roughing and finishing with a total reduction of at least 75%. In controlled rolling, a decrease in the austenite grain size and the formation of defects in the crystalline structure (point, linear, and surface) occur, which leads to a refinement of the size of the subgrain of the final microstructure and, as a result, to an improvement in the properties of the finished steel.
Черновую стадию прокатки проводят выше температуры рекристаллизации аустенита, при температуре 950÷1050°С с суммарном обжатием сляба 40÷50%), при этом происходит измельчение зерна аустенита. Рост зерна аустенита, обусловленный эффектом возврата и рекристаллизацией, сдерживается выделением дисперсных частиц по его границам. При температуре черновой стадии прокатки ниже 950°С не происходит рекристаллизации аустенита (измельчения зерна аустенита), а нагрев до температуры выше 1050°С обеспечивает рост зерен аустенита.The rough rolling stage is carried out above the austenite recrystallization temperature, at a temperature of 950 ÷ 1050 ° C with a total compression of the slab of 40 ÷ 50%), while the austenite grain is crushed. The growth of austenite grain, due to the return effect and recrystallization, is restrained by the release of dispersed particles along its boundaries. At a temperature of the rough rolling stage below 950 ° C, austenite does not recrystallize (grinding of austenite grain), and heating to a temperature above 1050 ° C ensures the growth of austenite grains.
Чистовую стадию прокатки выполняют до требуемой толщины листа с суммарным обжатием 75+85% при температуре 700÷820°С. При этом перед проведением чистовой прокатки раскат охлаждают на воздухе до температуры 720÷800°С. При чистовой прокатке происходит дальнейшее измельчение зерна аустенита путем «раскатывания» и формирования внутри него дефектов кристаллического строения, что позволяет увеличить суммарную площадь границ зерна на единицу объема. В процессе чистовой прокатки зерна аустенита приобретают «блинообразную» форму. При температуре чистовой стадии прокатки ниже 700°С листовой прокат будет иметь низкие вязкие свойства, а при температуре выше 820°С снизится эффективность ускоренного охлаждения и не будет достигнут требуемый комплекс механических свойств.The finishing stage of rolling is carried out to the required sheet thickness with a total compression of 75 + 85% at a temperature of 700 ÷ 820 ° C. In this case, before the finish rolling, the roll is cooled in air to a temperature of 720 ÷ 800 ° C. During fine rolling, further austenite grain is crushed by “rolling” and the formation of crystal structure defects inside it, which allows to increase the total grain boundary area per unit volume. In the process of finish rolling, austenite grains acquire a “pancake-like” shape. At a temperature of the finishing stage of rolling below 700 ° C, sheet metal will have low viscous properties, and at temperatures above 820 ° C the efficiency of accelerated cooling will decrease and the required set of mechanical properties will not be achieved.
Заключительной технологической операцией изготовления листа является ускоренное охлаждение со скоростью 20÷35°С/с для смещения превращения аустенита в сторону низких температур с образованием в структуре продуктов промежуточного и мартенситного превращений. Интервал температур начала и конца ускоренного охлаждения 300÷500°С оказывает определяющее влияние на свойства и параметры микроструктуры листа, характеризующейся образованием достаточного объема бейнита, необходимого для обеспечения заданного уровня механических свойств. При несоблюдении указанного режима ускоренного охлаждения не будет достигнут требуемый комплекс свойств. Последующее медленное охлаждение листа на воздухе до температуры не более 150°С позволяет избежать образования флокенов.The final technological operation of sheet manufacturing is accelerated cooling at a rate of 20–35 ° C / s to bias the austenite transformation towards low temperatures with the formation of intermediate and martensitic transformations in the product structure. The temperature range of the beginning and end of accelerated cooling of 300 ÷ 500 ° C has a decisive influence on the properties and parameters of the microstructure of the sheet, characterized by the formation of a sufficient volume of bainite necessary to ensure a given level of mechanical properties. If the specified accelerated cooling mode is not observed, the required set of properties will not be achieved. Subsequent slow cooling of the sheet in air to a temperature of not more than 150 ° C avoids the formation of flocs.
Предлагаемый способ изготовления стального листа обеспечивает получение следующих характеристик стального листа:The proposed method of manufacturing a steel sheet provides the following characteristics of a steel sheet:
в продольном направлении: предел текучести при общей деформации 0,5% составляет 480÷570 МПа, предел прочности - 560÷690 МПа, отношение предела текучести при общей деформации 0,5% к пределу прочности - не более 88%, относительное удлинение - не менее 22%; в поперечном направлении: предел текучести при общей деформации 0,5% составляет 500÷590 МПа, предел прочности - 590÷700 МПа, отношение предела текучести при общей деформации 0,5% к пределу прочности - не более 85%, относительное удлинение - не менее 22%, ударная вязкость на образцах с V-образным надрезом при температуре испытания минус 40°С - не ниже 250 Дж/см2, критическое раскрытие в вершине трещины при температуре испытании минус 20°С - не ниже 0,40 мм при отсутствии площадки текучести в продольном и поперечном направлениях.in the longitudinal direction: the yield strength with a total strain of 0.5% is 480 ÷ 570 MPa, the tensile strength is 560 ÷ 690 MPa, the ratio of the yield strength with a total strain of 0.5% to the ultimate strength is not more than 88%, the elongation is not less than 22%; in the transverse direction: the yield strength with a total strain of 0.5% is 500 ÷ 590 MPa, the tensile strength is 590 ÷ 700 MPa, the ratio of the yield strength with a total strain of 0.5% to the ultimate strength is not more than 85%, the elongation is not less than 22%, impact strength on samples with a V-shaped notch at a test temperature of minus 40 ° C - not lower than 250 J / cm 2 , critical opening at the crack tip at a test temperature of minus 20 ° C - not lower than 0.40 mm in the absence yield points in the longitudinal and transverse directions.
Приведенные характеристики соответствуют классу прочности К60 по системе классификации трубных сталей, принятой в РФ. При этом пониженное соотношение предела текучести при общей деформации 0,5% к пределу прочности, а также отсутствие на диаграмме растяжения площадки текучести повышают сопротивление основного металла трубы, изготовленной из этой стали, локализации пластических деформаций («Strain Capacity of High-Strength Line Pipes» Suzuki Nobuhisa, Kondo Joe, Shimamura Junji // JFE Technical Report No. 12, Oct. 2008).The characteristics given correspond to strength class K60 according to the pipe steel classification system adopted in the Russian Federation. At the same time, a reduced ratio of yield strength with a total strain of 0.5% to tensile strength, as well as the absence of a yield area on the tensile diagram, increase the resistance of the base metal of a pipe made of this steel and the localization of plastic deformations (“Strain Capacity of High-Strength Line Pipes” Suzuki Nobuhisa, Kondo Joe, Shimamura Junji // JFE Technical Report No. 12, Oct. 2008).
Способ производства стального листа был опробован на ОАО «Магнитогорский металлургический комбинат» (далее - ОАО «ММК»), было выплавлено пять опытных плавок, одна из которых имела химический состав, соответствующий заявляемому (сталь «А»), а другие - типичный химический состав для стали К60 (стали «Б», «В», «Г» и «Д»). Химический состав выплавленных сталей и стали по прототипу приведен в таблице 1. Опытные плавки были разлиты на слябы, которые прокатали на стане «5000» ОАО «ММК» по предлагаемому режиму для стали «А» и по применяемым режимам на производстве для сталей «Б», «В», «Г» и «Д» в стальные листы размером 32×4500×12000 мм (толщина×ширина×длина). Режимы прокатки слябов, механические свойства и параметры микроструктуры полученных стальных листов приведены в таблице 2.The method of producing steel sheet was tested at OJSC Magnitogorsk Iron and Steel Works (hereinafter - OJSC MMK), five pilot melts were smelted, one of which had a chemical composition corresponding to the claimed (steel "A"), and the other had a typical chemical composition for steel K60 (steel "B", "C", "G" and "D"). The chemical composition of the smelted steels and steel according to the prototype is shown in Table 1. The experimental melts were cast into slabs, which were rolled at the mill 5000 of OJSC MMK according to the proposed regime for steel A and according to the applied production conditions for steel B , “B”, “G” and “D” in steel sheets 32 × 4500 × 12000 mm in size (thickness × width × length). The modes of rolling slabs, mechanical properties and microstructure parameters of the obtained steel sheets are shown in table 2.
Как видно из таблиц 1 и 2, различный химический состав стали и режимы изготовления листа обеспечивают получение разного типа микроструктуры и, как следствие, разных механических свойств. При этом только стальной лист, полученный из стали с предлагаемым химическим составом «А» (таблица 2), обладает комплексом механических свойств, обеспечивающим повышенную деформационную способность стали, а именно имеет низкое отношением предела текучести при общей деформации 0,5% к пределу прочности, отсутствие на диаграмме растяжения площадки текучести, а также имеет двухфазную микроструктуру, состоящую из бейнита и полигонального феррита.As can be seen from tables 1 and 2, the different chemical composition of the steel and the manufacturing conditions of the sheet provide different types of microstructures and, as a result, different mechanical properties. Moreover, only a steel sheet obtained from steel with the proposed chemical composition “A” (table 2) has a set of mechanical properties that provide increased deformation ability of steel, namely it has a low ratio of yield strength with a total deformation of 0.5% to ultimate strength, the absence of a yield point on the tensile diagram, and also has a two-phase microstructure consisting of bainite and polygonal ferrite.
Стальной лист, изготовленный по прототипу, а также стальные листы из сталей «Б», «В», «Г» и «Д» (таблица 2) стандартного химического состава и изготовленные по применяемым на производстве технологиям не обладают комплексом механических свойств, обеспечивающим повышенную деформационную способность стали.The steel sheet made according to the prototype, as well as the steel sheets made of steel “B”, “C”, “G” and “D” (table 2) of standard chemical composition and manufactured according to the technologies used in the production, do not have a set of mechanical properties that provide increased deformation ability of steel.
Предлагаемый способ изготовления стального листа из стали предлагаемого состава обеспечивает получение требуемого комплекса механических характеристик для последующего изготовления из стального листа труб с повышенной деформационной способностью и высокой вязкостью сварного соединения для использования в магистральных трубопроводах высокого давления, в том числе в районах со сложными геолого-климатическими условиями.The proposed method of manufacturing a steel sheet of steel of the proposed composition provides the desired set of mechanical characteristics for the subsequent manufacture of steel sheets of pipes with high deformation ability and high viscosity of the welded joint for use in high pressure pipelines, including in areas with difficult geological and climatic conditions .
Claims (3)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017104674A RU2640685C1 (en) | 2017-02-13 | 2017-02-13 | Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017104674A RU2640685C1 (en) | 2017-02-13 | 2017-02-13 | Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity |
Related Parent Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2015116041A Division RU2612109C2 (en) | 2015-04-27 | 2015-04-27 | Steel sheet and method of steel sheet |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2640685C1 true RU2640685C1 (en) | 2018-01-11 |
Family
ID=68235349
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017104674A RU2640685C1 (en) | 2017-02-13 | 2017-02-13 | Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2640685C1 (en) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2331698C2 (en) * | 2003-12-19 | 2008-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Steel sheets for ultrahigh-strength header pipes and ultrahigh-strength header pipes possessing excellent low temperature impact resistance and methods of their fabrication |
| JP2008240151A (en) * | 2007-03-01 | 2008-10-09 | Nippon Steel Corp | High strength hot rolled steel sheet for line pipe having excellent low-temperature toughness, and its manufacturing method |
| US20100206440A1 (en) * | 2008-04-09 | 2010-08-19 | Kazuhiro Fukunaga | Method of production of 780 mpa class high strength steel plate excellent in low temperature toughness |
| RU2449843C1 (en) * | 2010-11-01 | 2012-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of hot rolling of high-strength low-alloy sheets |
| RU2458156C1 (en) * | 2011-07-08 | 2012-08-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheets from low-alloyed tube steel of x60 strength grade |
| RU2502820C1 (en) * | 2009-09-30 | 2013-12-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Plate steel characterised by low ratio between yield point and ultimate strength, high strength and high uniform relative elongation, and method for its manufacture |
-
2017
- 2017-02-13 RU RU2017104674A patent/RU2640685C1/en active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2331698C2 (en) * | 2003-12-19 | 2008-08-20 | Ниппон Стил Корпорейшн | Steel sheets for ultrahigh-strength header pipes and ultrahigh-strength header pipes possessing excellent low temperature impact resistance and methods of their fabrication |
| JP2008240151A (en) * | 2007-03-01 | 2008-10-09 | Nippon Steel Corp | High strength hot rolled steel sheet for line pipe having excellent low-temperature toughness, and its manufacturing method |
| US20100206440A1 (en) * | 2008-04-09 | 2010-08-19 | Kazuhiro Fukunaga | Method of production of 780 mpa class high strength steel plate excellent in low temperature toughness |
| RU2502820C1 (en) * | 2009-09-30 | 2013-12-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Plate steel characterised by low ratio between yield point and ultimate strength, high strength and high uniform relative elongation, and method for its manufacture |
| RU2449843C1 (en) * | 2010-11-01 | 2012-05-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of hot rolling of high-strength low-alloy sheets |
| RU2458156C1 (en) * | 2011-07-08 | 2012-08-10 | Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheets from low-alloyed tube steel of x60 strength grade |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9708681B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil well use having excellent resistance to sulfide stress cracking | |
| JP6107437B2 (en) | Manufacturing method of low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells with excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking | |
| JPWO2018043570A1 (en) | Steel and oil well steel pipe | |
| US11377719B2 (en) | Hot-rolled steel sheet for heavy-wall, high-strength line pipe, welded steel pipe for heavy-wall, high-strength line pipe, and method for producing the welded steel pipe | |
| RU2583973C1 (en) | Method of producing thick-wall pipe steel | |
| JP2017512906A (en) | Austenitic stainless steel | |
| CN111893386B (en) | Thick plate for deepwater pipeline designed based on plastic deformation and crush resistance and production method thereof | |
| JP2020500262A (en) | Medium manganese steel for low temperature and its manufacturing method | |
| JP2016033236A (en) | High strength hot rolled steel sheet excellent in strength-uniform elongation balance and production method thereof | |
| JP3375554B2 (en) | Steel pipe with excellent strength-ductility balance | |
| US11021769B2 (en) | Micro alloyed steel and method for producing said steel | |
| JP5786720B2 (en) | High tensile thick steel plate having a tensile strength of 780 MPa or more and method for producing the same | |
| US20210054473A1 (en) | Steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing the steel thereof | |
| US11761051B2 (en) | High tensile and high toughness steels | |
| JP2012126974A (en) | High strength steel artifact superior in notch fatigue strength, and manufacturing method therefor | |
| JP2011084813A (en) | Workpiece made of high strength steel having excellent notch fatigue strength, and method for producing the same | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| JP2011214130A (en) | Rolled steel for induction hardening and method for producing the same | |
| RU2612109C2 (en) | Steel sheet and method of steel sheet | |
| JP2014005519A (en) | Low yield ratio high strength spiral steel pipe pile | |
| RU2640685C1 (en) | Manufacture method of steel sheet for pipes with increased deformation capacity | |
| RU2656189C1 (en) | Pipe with high deformation capacity and high viscosity of welding joint and method of its manufacture | |
| JP2011241465A (en) | Rolled steel material for induction hardening and method for manufacturing the same | |
| JP2000297349A (en) | High tensile strength hot rolled steel plate excellent in elongation flanging property and fatigue characteristic and its production | |
| RU2593803C1 (en) | Method for production of pipe steel plate, micro alloyed with boron |