RU2654121C1 - Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product - Google Patents
Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product Download PDFInfo
- Publication number
- RU2654121C1 RU2654121C1 RU2017116033A RU2017116033A RU2654121C1 RU 2654121 C1 RU2654121 C1 RU 2654121C1 RU 2017116033 A RU2017116033 A RU 2017116033A RU 2017116033 A RU2017116033 A RU 2017116033A RU 2654121 C1 RU2654121 C1 RU 2654121C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- deformation
- temperature
- cooling
- accelerated cooling
- steel
- Prior art date
Links
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 26
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 20
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 52
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 41
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 38
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 21
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims abstract description 21
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 claims abstract description 21
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 18
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 17
- 239000011651 chromium Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 239000010949 copper Substances 0.000 claims abstract description 17
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 14
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 12
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 12
- 239000010936 titanium Substances 0.000 claims abstract description 12
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 11
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 11
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000010703 silicon Substances 0.000 claims abstract description 10
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 claims abstract description 7
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 34
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 20
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 19
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims description 9
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims description 9
- 230000009466 transformation Effects 0.000 claims description 8
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 claims description 6
- 239000013256 coordination polymer Substances 0.000 claims description 3
- 239000000203 mixture Substances 0.000 abstract description 10
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 9
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 8
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract description 3
- 238000009434 installation Methods 0.000 abstract description 2
- 239000005864 Sulphur Substances 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 229910052729 chemical element Inorganic materials 0.000 description 14
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 13
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 13
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 12
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 11
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 9
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 7
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 7
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 5
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 5
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 5
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 4
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 4
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 4
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 3
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- -1 titanium carbides Chemical class 0.000 description 3
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 230000009931 harmful effect Effects 0.000 description 2
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 2
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 2
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 2
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 2
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 2
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 2
- BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N Orthosilicate Chemical compound [O-][Si]([O-])([O-])[O-] BPQQTUXANYXVAA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 230000005764 inhibitory process Effects 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008092 positive effect Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000035939 shock Effects 0.000 description 1
- 238000003860 storage Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии, в частности является способом производства толстолистового проката, обладающего одновременно высокими показателями прочности, пластичности, ударной вязкости, хладостойкости и деформационной способности, за счет формирования дисперсной конечной структуры, состоящей из феррита и мартенсито-бейнитных структурных составляющих. Листовой прокат, изготовленный по предлагаемому способу производства, может быть использован в строительных конструкциях и в частности для изготовления труб ответственного назначения, предназначенных для прокладки трубопроводов в районах с суровыми климатическими условиями, для которых характерны низкие температуры эксплуатации и повышенная сейсмическая активность.The invention relates to the field of metallurgy, in particular, is a method for the production of plate steel having simultaneously high strength, ductility, toughness, cold resistance and deformation ability, due to the formation of a dispersed final structure consisting of ferrite and martensite-bainitic structural components. Flat products manufactured by the proposed production method can be used in building structures and, in particular, for the manufacture of pipes for critical purposes, intended for laying pipelines in areas with severe climatic conditions, which are characterized by low operating temperatures and increased seismic activity.
Известен способ производства проката с феррито-мартенсито/бейнитной структурой, описанный в патенте RU 2151214. Согласно этого изобретения заготовку из стали со следующим соотношением химических элементов, мас. %: углерод - 0,05÷0,12; кремний - 0,01÷0,50; марганец - 0,4÷2,0; ниобий - 0,03÷0,12; ванадий - 0,05÷0,15; молибден - 0,2÷0,8; титан - 0,015÷0,03; алюминий - 0,01÷0,03; железо - остальное; дополнительно может содержать хром - 0,3÷1, перед проведением горячей прокатки нагревают до температуры предпочтительно в пределах 1150÷1250°С, достаточной для растворения по существу всех карбонитридов ванадия и ниобия. Далее в один или несколько проходов проводят горячую прокатку заготовки: первое обжатия с суммарной деформацией на 30÷70% в температурном диапазоне, в котором происходит рекристаллизация аустенита; второе обжатие на 40÷70% в более низком температурном диапазоне, в котором не происходитрекристаллизация аустенита, но выше точки Ar3; третье обжатие на 15÷20% после охлаждения раскатов на воздухе до температуры в диапазоне между точками превращения Ar3 и Ar1. После завершения прокатки раскат ускоренно охлаждают со скоростью по меньшей мере ~25°C/с, предпочтительно ~35°C/с до температуры не выше 400°C, при которой исключено дальнейшее превращение в феррит, и при желании, прокатанную закаленную высокопрочную листовую сталь, пригодную для производства труб для трубопровода, охлаждают воздухом до комнатной температуры.A known method for the production of rolled products with ferrito-martensito / bainitic structure, described in patent RU 2151214. According to this invention, a steel billet with the following ratio of chemical elements, wt. %: carbon - 0.05 ÷ 0.12; silicon - 0.01 ÷ 0.50; Manganese - 0.4 ÷ 2.0; niobium - 0.03 ÷ 0.12; vanadium - 0.05 ÷ 0.15; molybdenum - 0.2 ÷ 0.8; titanium - 0.015 ÷ 0.03; aluminum - 0.01 ÷ 0.03; iron - the rest; may additionally contain chromium - 0.3 ÷ 1; before hot rolling, it is heated to a temperature preferably in the range of 1150 ÷ 1250 ° C, sufficient to dissolve essentially all vanadium and niobium carbonitrides. Then, in one or several passes, the billet is hot rolled: the first reduction with a total deformation of 30–70% in the temperature range in which austenite recrystallizes; the second reduction of 40 ÷ 70% in a lower temperature range in which austenite does not recrystallize, but above the Ar 3 point; the third reduction of 15 ÷ 20% after cooling the peals in air to a temperature in the range between the conversion points of Ar 3 and Ar 1 . After rolling is completed, the roll is accelerated cooled at a rate of at least ~ 25 ° C / s, preferably ~ 35 ° C / s to a temperature not exceeding 400 ° C, at which further conversion to ferrite is excluded, and, if desired, a rolled hardened high-strength sheet steel suitable for the production of pipes for piping, cooled by air to room temperature.
Также известен способ производства (патент RU 2612109) стального листа толщиной 15÷40 мм и трубы большого диаметра из него с повышенной деформационной способностью и высокими вязкими свойствами сварного соединения, предназначенной для магистральных трубопроводов высокого давления. Поставленная задача в этом изобретении решается за счет того, что сляб из стали со следующим соотношением химических элементов, мас. %: углерод - 0,04÷0,08; кремний - 0,10÷0,30; марганец - 1,6÷1,85; фосфор - не более - 0,013; сера - не более 0,003; молибден 0,10÷0,25; ниобий - 0,03÷0,06; титан - 0,01÷0,02; алюминий - не более 0,05; никель 0,2÷0,4; ванадий - не более 0,01; медь - не более 0,3; хром - не более 0,3; железо и неизбежные примеси - остальное; перед проведением горячей прокатки нагревают до температуры предпочтительно в пределах 1100÷1200°C. Прокатку слябов выполняют в контролируемом режиме в две стадии - черновую и чистовую. Черновую стадию прокатки проводят при температуре 950÷1050°C с суммарным обжатием сляба 40÷50%. Чистовую стадию прокатки выполняют до требуемой толщины листа с суммарным обжатием 75÷85% при температуре 700÷820°C. При этом перед проведением чистовой стадии прокатки раскат охлаждают на воздухе до температуры 720÷800°C. Заключительной технологической операцией изготовления листа является ускоренное охлаждение со скоростью 20÷35°C/с до 300÷500°C. Далее листы охлаждают замедленно до температуры не более 150°C для предотвращения образования флокенов.Also known is the production method (patent RU 2612109) of a steel sheet with a thickness of 15–40 mm and a large diameter pipe from it with increased deformation ability and high viscous properties of the welded joint intended for high-pressure trunk pipelines. The task in this invention is solved due to the fact that the slab of steel with the following ratio of chemical elements, wt. %: carbon - 0.04 ÷ 0.08; silicon - 0.10 ÷ 0.30; Manganese - 1.6 ÷ 1.85; phosphorus - not more than 0.013; sulfur - not more than 0.003; molybdenum 0.10 ÷ 0.25; niobium - 0.03 ÷ 0.06; titanium - 0.01 ÷ 0.02; aluminum - not more than 0.05; nickel 0.2 ÷ 0.4; vanadium - not more than 0.01; copper - not more than 0.3; chrome - not more than 0.3; iron and inevitable impurities - the rest; before the hot rolling is heated to a temperature preferably in the range of 1100 ÷ 1200 ° C. Slab rolling is carried out in a controlled mode in two stages - roughing and finishing. The rough rolling stage is carried out at a temperature of 950 ÷ 1050 ° C with a total compression of the slab 40 ÷ 50%. The finishing stage of rolling is performed to the required sheet thickness with a total compression of 75 ÷ 85% at a temperature of 700 ÷ 820 ° C. In this case, before the finishing stage of rolling, the roll is cooled in air to a temperature of 720 ÷ 800 ° C. The final technological operation of sheet production is accelerated cooling at a rate of 20 ÷ 35 ° C / s to 300 ÷ 500 ° C. Next, the sheets are cooled slowly to a temperature of not more than 150 ° C to prevent the formation of flocs.
Основным недостатком этих способов производства является то, что параметры технологии горячей прокатки не связаны с химическим составом стали, поэтому являются не оптимальными для сталей различного состава с содержанием химических элементов в заявленных пределах. Кроме этого деформация в аустенито-ферритной области снижает пластичность и усиливает склонность листового проката к слоистому разрушению. Недостатком способа производства по патенту RU 2151214 является обязательная необходимость легирования стали молибденом в количестве не менее 0,2%, что оказывает существенные ограничения для производства проката класса прочности К60. В патенте RU 2612109 также требуется легирование стали молибденом в количестве 0,10÷0,25%. Добавка молибдена приводит к удорожанию стали, поэтому использование этого химического элемента не всегда является целесообразной с экономической точки зрения, особенно при производстве листового проката небольших толщин, предназначенных для производства труб невысоких классов прочности до К60.The main disadvantage of these production methods is that the parameters of the hot rolling technology are not related to the chemical composition of the steel, therefore, are not optimal for steels of various compositions with the content of chemical elements within the stated limits. In addition, deformation in the austenite-ferrite region reduces ductility and increases the tendency of sheet metal to layered fracture. The disadvantage of the production method according to patent RU 2151214 is the mandatory need for alloying steel with molybdenum in an amount of at least 0.2%, which has significant limitations for the production of rolled strength class K60. The patent RU 2612109 also requires alloying of steel with molybdenum in an amount of 0.10 ÷ 0.25%. The addition of molybdenum leads to a rise in price of steel, so the use of this chemical element is not always advisable from an economic point of view, especially in the production of sheet metal of small thicknesses intended for the production of pipes of low strength classes up to K60.
Наиболее близким по технологии производства толстолистового низколегированного штрипса является способ, описанный в патенте RU 2393238, далее по тексту прототип, включающий: получение заготовки из стали, содержащей мас. %: углерод - 0,04÷0,10; марганец - 1,6÷1,9; кремний - 0,15÷0,35; суммарные количества: ниобия, ванадия и титана - 0,05÷0,25; молибдена и хрома - 0,2÷0,6; меди и никеля - 0,4÷0,7; остальное - железо и примеси с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом коэффициент трещиностойкости (Pст) не превышает 0,23%; аустенитизацию непрерывнолитой заготовки; черновую прокатку; последующее охлаждение промежуточной заготовки; чистовую прокатку; ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение. Согласно прототипа аустенитизацию непрерывнолитой заготовки проводят при температуре 1170-1210°C в течение не менее 6 часов, черновую прокатку осуществляют до толщины промежуточной заготовки, равной 4,0-7,5 толщины готового штрипса, при этом температуру конца черновой прокатки устанавливают не ниже 900°C, последующее охлаждение промежуточной заготовки проводят до температуры 780-820°C, затем осуществляют чистовую прокатку со степенью обжатия за проход не менее 12%, за исключением трех последних проходов, в которых допускают степень обжатия не менее 2%, ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки начинают не позднее, чем через 30 сек после выхода штрипса из клети стана, и проводят до температуры 320-620°C, далее замедленно охлаждают до температуры окружающей среды в стопе, состоящей не менее, чем из пяти листов.The closest technology for the production of plate low-alloy strip is the method described in patent RU 2393238, hereinafter the prototype, including: obtaining a workpiece from steel containing wt. %: carbon - 0.04 ÷ 0.10; Manganese - 1.6 ÷ 1.9; silicon - 0.15 ÷ 0.35; total amounts: niobium, vanadium and titanium - 0.05 ÷ 0.25; molybdenum and chromium - 0.2 ÷ 0.6; copper and nickel - 0.4 ÷ 0.7; the rest is iron and impurities with the content of each impurity element less than 0.03%, while the coefficient of crack resistance (P article ) does not exceed 0.23%; austenitization of continuously cast billets; rough rolling; subsequent cooling of the intermediate preform; fair rolling; accelerated cooling of the obtained strip to a predetermined temperature and its subsequent delayed cooling. According to the prototype, austenitization of a continuously cast billet is carried out at a temperature of 1170-1210 ° C for at least 6 hours, rough rolling is carried out to a thickness of the intermediate billet equal to 4.0-7.5 of the thickness of the finished strip, while the temperature of the end of the rough rolling is set at least 900 ° C, the subsequent cooling of the intermediate billet is carried out to a temperature of 780-820 ° C, then finish rolling is carried out with a reduction ratio of at least 12% per pass, with the exception of the last three passes, in which a reduction degree of at least 2%, accelerated cooling of the obtained strip after finishing rolling starts no later than 30 seconds after the strip leaves the mill stand, and is carried out to a temperature of 320-620 ° C, then it is slowly cooled to the ambient temperature in the stack, consisting of not less than of five sheets.
Недостатком известного способа производства толстолистового штрипса является невозможность обеспечения в прокате одновременно высокой прочности, пластичности и деформационной способности. Также в этом способе не гарантируется сопротивляемость металла листов хрупкому разрушению при отрицательных температурах, определяемая посредством проведения динамических испытаний падающим грузом (ИПГ) при отрицательных температурах с последующей оценкой доли вязкой составляющей (ДВС) на поверхности разрушения испытанных образцов.A disadvantage of the known method for the production of plate strip is the inability to provide at the same time high strength, ductility and deformation ability. Also, this method does not guarantee the resistance of the sheet metal to brittle fracture at negative temperatures, determined by conducting dynamic tests with a falling load (IPG) at negative temperatures, followed by estimating the proportion of the viscous component (ICE) on the fracture surface of the tested samples.
Технический результат изобретения состоит в обеспечении повышенной деформационной способности при сохранении высокой пластичности, ударной вязкости, хладостойкости проката толщиной 15÷40 мм и трубы классов прочности К60÷К70 большого диаметра 1020÷1420 мм, изготовленной из него, предназначенной для эксплуатации трубопроводов высокого давления в районах повышенной сейсмической активности и вечной мерзлоты.The technical result of the invention is to provide increased deformation ability while maintaining high ductility, toughness, cold resistance of rolled products with a thickness of 15 ÷ 40 mm and pipes of strength classes K60 ÷ K70 of large diameter 1020 ÷ 1420 mm, made from it, designed for the operation of high pressure pipelines in areas increased seismic activity and permafrost.
Технический результат достигается тем, что в способе производства толстолистового проката с повышенной деформационной способностью используют стальную непрерывно-литую заготовку с соотношением содержания химических элементов в следующих пределах, мас. %: углерод 0,05÷0,08; марганец 1,5÷2,5; кремний 0,10÷0,50; алюминий 0,01÷0,05; титан 0,005÷0,03; ниобий 0,01÷0,15; ванадий 0,01÷0,10; молибден 0,01÷0,5; никель 0,01÷0,5; медь 0,01÷0,3; хром 0,01÷0,3; азот 0,002÷0,008; сера 0,003 или меньше; фосфор 0,003÷0,015; железо - остальное, при этом суммарное содержание молибдена, никеля, меди, хрома не должно превышать 1%, коэффициент трещиностойкости 
Для достижения технического результата стальная непрерывно-литая заготовка может быть дополнительно легирована по отдельности или совместно молибденом и никелем - до 0,5%, медью и хромом - до 0,3% каждого химического элемента, при суммарном их содержании не более 1%.To achieve a technical result, a continuously cast steel billet can be additionally alloyed separately or together with molybdenum and nickel - up to 0.5%, copper and chromium - up to 0.3% of each chemical element, with a total content of not more than 1%.
Технический результат достигается тем, что ускоренное охлаждение проката проводят водой со скоростью 20÷50°С/с и завершают при температуре 315÷220°С.The technical result is achieved by the fact that accelerated cooling of the rolling is carried out with water at a rate of 20 ÷ 50 ° C / s and is completed at a temperature of 315 ÷ 220 ° C.
Технический результат достигается тем, что первоначальное кратковременное охлаждение раскатов после завершения деформации осуществляют на воздухе и далее - водой в течение 2÷10 сек со скоростью 5÷25°С/с.The technical result is achieved by the fact that the initial short-term cooling of the peals after the completion of the deformation is carried out in air and then with water for 2 ÷ 10 seconds at a speed of 5 ÷ 25 ° C / s.
Также технический результат достигается тем, что перед заключительным этапом деформации в аустенитной области проводят, по меньшей мере, за один проход, обжатие раската при температуре протекания на его поверхности динамического превращения аустенита в феррит, инициированного деформацией, в результате этого на глубине до ~ 0,5 мм с обеих поверхностей широких граней проката формируется ультрадисперсная структуры, с размером ферритных зерен 15÷16 номера по ГОСТ 5639-70.The technical result is also achieved by the fact that before the final stage of deformation in the austenitic region, at least one pass is carried out, compression of the sheet at the flow temperature at its surface, the dynamic transformation of austenite into ferrite initiated by deformation, as a result, to a depth of ~ 0, 5 mm from both surfaces of the wide faces of the rolled ultrafine structure is formed, with the size of
Сущность изобретения заключается в следующем.The invention consists in the following.
Согласно предлагаемому способу производства толстолистового проката с повышенной деформационной способностью, вначале выплавляют сталь с содержанием химических элементов в следующих пределах, мас. %: углерод 0,05÷0,08; марганец 1,5÷2,5; кремний 0,10÷0,50; алюминий 0,01÷0,05; титан 0,005÷0,03; ниобий 0,01÷0,15; ванадий 0,01÷0,10; молибден 0,01÷0,5; никель 0,01÷0,5; медь 0,01÷0,3; хром 0,01÷0,3; азот 0,002÷0,008; сера 0,003 или меньше; фосфор 0,003÷0,015; железо - остальное, при этом суммарное содержание молибдена, никеля, меди, хрома не должно превышать 1%. Далее изготавливают непрерывно-литую заготовку из стали с заданным химическим составом.According to the proposed method for the production of plate with increased deformation ability, steel is first smelted with the content of chemical elements in the following limits, wt. %: carbon 0.05 ÷ 0.08; manganese 1.5 ÷ 2.5; silicon 0.10 ÷ 0.50; aluminum 0.01 ÷ 0.05; titanium 0.005 ÷ 0.03; niobium 0.01 ÷ 0.15; vanadium 0.01 ÷ 0.10; molybdenum 0.01 ÷ 0.5; nickel 0.01 ÷ 0.5; copper 0.01 ÷ 0.3; chrome 0.01 ÷ 0.3; nitrogen 0.002 ÷ 0.008; sulfur 0.003 or less; phosphorus 0.003 ÷ 0.015; iron - the rest, while the total content of molybdenum, nickel, copper, chromium should not exceed 1%. Next, a continuously cast billet is made of steel with a given chemical composition.
Выбранные пределы содержания углерода (0,05÷0,08%) в сочетании с марганцем (1,5÷2,5%) необходимы для обеспечения формирования феррито-мартенсито/бейнитной структуры и достижения требуемого уровня прочности в толстом листе после применения предложенного способа производства. Чрезмерное количество углерода более 0,08% оказывает неблагоприятное влияние на ударную вязкость, сопротивление хрупкому разрушению и свариваемость стали. Поэтому в качестве верхнего предела по содержанию углерода установлено значение 0,08%.The selected limits of carbon content (0.05 ÷ 0.08%) in combination with manganese (1.5 ÷ 2.5%) are necessary to ensure the formation of ferrite-martensito / bainitic structure and achieve the required level of strength in a thick sheet after application of the proposed method production. Excessive amounts of carbon greater than 0.08% adversely affect toughness, brittle fracture resistance, and steel weldability. Therefore, the value of 0.08% is set as the upper limit for carbon content.
Легирование марганцем в заявленных пределах (1,5÷2,5%), помимо достижения требуемой прочности, необходимо для снижения температуры вязко-хрупкого перехода и повышения уровня ударной вязкости за счет измельчения конечной структуры листов. При содержании марганца менее 1,5% сложно обеспечить уровень прочности К60 в рамках реализации предлагаемого способа производства толстого листа. При содержании марганца более 2,5% заметно снижается ударная вязкость и ухудшается сопротивляемость металла в зоне термического влияния сварного шва.In addition to achieving the required strength, manganese alloying within the stated limits (1.5 ÷ 2.5%) is necessary to reduce the temperature of the viscous-brittle transition and increase the level of impact strength by grinding the final structure of the sheets. When the manganese content is less than 1.5%, it is difficult to ensure the strength level of K60 in the framework of the implementation of the proposed method for the production of a thick sheet. When the manganese content is more than 2.5%, the toughness decreases markedly and the resistance of the metal in the heat affected zone of the weld decreases.
Заявленные содержания кремния (0,10÷0,50%) и алюминия (0,01÷0,05%) в первую очередь необходимы для раскисления стали при выплавке. Кроме этого, кремний, находясь в твердом растворе α-фазы повышает прочность стали. Однако при добавлении кремния более 0,5% в результате повышения количества силикатных включений ухудшается ударная вязкость околошовной зоны сварного соединения. Для эффективного раскисления стали необходимо добавлять алюминий на уровне не менее 0,01% или больше. Алюминий в заявленных пределах связывает азот в нитриды, улучшает ударную вязкость стали и снижает склонность стали к старению. При содержании более 0,05% алюминия происходит снижение вязких свойств стали.The declared contents of silicon (0.10 ÷ 0.50%) and aluminum (0.01 ÷ 0.05%) are primarily necessary for the deoxidation of steel during smelting. In addition, silicon, being in the α-phase solid solution, increases the strength of steel. However, when silicon is added more than 0.5%, as a result of an increase in the number of silicate inclusions, the toughness of the weld zone near the weld zone decreases. For effective steel deoxidation, it is necessary to add aluminum at a level of not less than 0.01% or more. Aluminum within the stated limits binds nitrogen to nitrides, improves the toughness of steel and reduces the tendency of steel to age. When the content is more than 0.05% of aluminum, the ductile properties of the steel decrease.
Содержание титана в заявленных пределах (0,005÷0,03%) обеспечивает связывание азота в тугоплавкие нитриды, которые не растворяются при температурах аустенитизации и сдерживают рост аустенитного зерна при нагреве слябов под прокатку. Помимо проявления эффекта измельчения структуры, титан является раскислителем стали. Однако поскольку добавление больших количеств титана приводит к значительному ухудшению ударной вязкости и сопротивлению хрупкому разрушению из-за образования карбидов титана, верхний предел его содержания должен быть ограничен 0,030%.The titanium content in the claimed range (0.005 ÷ 0.03%) provides nitrogen binding to refractory nitrides, which do not dissolve at austenitizing temperatures and inhibit the growth of austenitic grain when heating slabs for rolling. In addition to the manifestation of the effect of grinding the structure, titanium is a deoxidizing agent for steel. However, since the addition of large amounts of titanium leads to a significant deterioration in toughness and resistance to brittle fracture due to the formation of titanium carbides, the upper limit of its content should be limited to 0.030%.
Ниобий в заявленных пределах (0,01÷0,15%) тормозит рекристаллизацию горячедеформированного аустенита и способствует измельчению ферритного зерна. Кроме этого ниобий, наряду с ванадием (0,01÷0,10%) за счет выделения в феррите дисперсных карбонитридов способствует повышению прочности по механизму дисперсионного твердения.Niobium in the declared range (0.01 ÷ 0.15%) inhibits the recrystallization of hot-deformed austenite and contributes to the grinding of ferrite grains. In addition, niobium, along with vanadium (0.01–0.10%), due to the precipitation of dispersed carbonitrides in ferrite, increases the strength by the dispersion hardening mechanism.
Азот в заявленных количествах (0,002÷0,008%) необходим для образования нитридов титана, сдерживающих рост аустенитного зерна при нагреве слябов под прокатку, а также образования дисперсных нитридов ванадия и карбонитридов ниобия в феррите, вызывающих упрочнение листа по механизму дисперсионного твердения. При содержании азота более 0,008%, часть азота остается в твердом растворе α-фазы и оказывает отрицательное влияние на хладостойкость и ударную вязкость металла.Nitrogen in the declared amounts (0.002 ÷ 0.008%) is necessary for the formation of titanium nitrides that inhibit the growth of austenitic grain when heating slabs for rolling, as well as the formation of dispersed vanadium nitrides and niobium carbonitrides in ferrite, causing sheet hardening by the dispersion hardening mechanism. When the nitrogen content is more than 0.008%, part of the nitrogen remains in the α-phase solid solution and has a negative effect on the cold resistance and toughness of the metal.
Сера и фосфор являются вредными примесями в стали, поэтому выбранные низкие значения содержаний серы (менее 0,003%) и фосфора (0,003÷0,015%) необходимы для получения высоких значений ударной вязкости и сопротивления металла хрупкому разрушению при отрицательных температурах.Sulfur and phosphorus are harmful impurities in steel, so the selected low values of sulfur (less than 0.003%) and phosphorus (0.003 ÷ 0.015%) are necessary to obtain high values of impact strength and resistance of the metal to brittle fracture at low temperatures.
Для улучшения комплекса механических свойств сталь может быть дополнительно легирована по отдельности или совместно молибденом, никелем, медью и хромом. Для сохранения изотропности свойств в листе и улучшения свариваемости суммарное содержание молибдена, никеля, меди, хрома не должно превышать 1%.To improve the complex of mechanical properties, steel can be additionally alloyed individually or together with molybdenum, nickel, copper and chromium. To preserve the isotropic properties in the sheet and improve weldability, the total content of molybdenum, nickel, copper, chromium should not exceed 1%.
Молибден необходим для улучшения прокаливаемости и повышения прочности. Влияние молибдена ощутимо уже при небольших концентрациях 0,01%. Однако, добавление этого химического элемента более 0,5% может привести к ухудшению вязкости стали и чрезмерному повышению прочности. Поэтому верхний предел содержания молибдена в стали не должен превышать 0,5%.Molybdenum is required to improve hardenability and increase strength. The effect of molybdenum is already noticeable at low concentrations of 0.01%. However, the addition of this chemical element of more than 0.5% can lead to a deterioration in the viscosity of the steel and an excessive increase in strength. Therefore, the upper limit of the molybdenum content in steel should not exceed 0.5%.
Никель является очень эффективным химическим элементом для одновременного повышения ударной вязкости и прочности стали. Добавки этого химического элемента на свойства стали являются эффективными при содержании не менее 0,01% и оказывают положительное влияние при его содержании до 5%. При большем его содержание наблюдается снижение ударной вязкости стали. Однако, никель является дорогостоящим химическим элементом, поэтому из экономической целесообразности верхний предел его содержания установлен на уровне 0,5%.Nickel is a very effective chemical element for simultaneously increasing the toughness and strength of steel. Additives of this chemical element to the properties of steel are effective at a content of not less than 0.01% and have a positive effect when its content is up to 5%. With a larger content, a decrease in the toughness of steel is observed. However, nickel is an expensive chemical element, therefore, out of economic feasibility, the upper limit of its content is set at 0.5%.
Для экономии никеля сталь может содержать медь в количестве 0,01÷0,3%. Медь в этих концентрациях повышает прочность без ухудшения ударной вязкости стали. Верхний предел содержания меди 0,3% установлен для предотвращения образования горячих трещин в слябе, листе и трубе.To save nickel, steel may contain copper in an amount of 0.01 ÷ 0.3%. Copper at these concentrations increases strength without compromising the toughness of steel. An upper limit of 0.3% copper is set to prevent the formation of hot cracks in the slab, sheet and pipe.
Хром в пределах от 0,01% до 0,3% добавляют в сталь для повышения прокаливаемости и повышения прочности стали. Избыточное содержание хрома может оказать отрицательное влияние на вязкость листов, зоны термического влияния сварных соединений и свариваемость, поэтому верхний предел этого химического элемента установлен на уровне 0,3%.Chrome from 0.01% to 0.3% is added to steel to increase hardenability and increase the strength of steel. Excessive chromium can have a negative effect on the viscosity of the sheets, the heat affected zones of welded joints and weldability, so the upper limit of this chemical element is set at 0.3%.
Для предотвращения образования холодных трещин при сварке коэффициент трещиностойкости (Рст) должен быть не более 0,24%, определяемый в зависимости от суммарного содержания легирующих химических элементов (мас. %) в составе стали по следующей формуле: 
Далее из непрерывно-литых слябов в условиях реверсивного прокатного стана, оснащенного установкой контролируемого ускоренного охлаждения (УКО), позволяющей проводить регламентированное ускоренное охлаждение раскатов, осуществляют изготовление листового проката заданных размеров. Перед прокаткой слябы нагревают в аустенитную область до температур 1150÷1200°С. Нагрев до высоких температур 1150°С и выше необходим для растворения в твердом растворе γ-железа микролегирующих элементов, в первую очередь ниобия и ванадия. Для предотвращения укрупнения зеренной аустенитной структуры по механизму собирательной рекристаллизации температура нагрева слябов не должна превышать 1200°С. После аустенитизации слябов осуществляют термомеханическую прокатку (ТМП) при температурах выше и ниже температуры рекристаллизации горячедеформированного аустенита. Суммарное обжатие на 40÷70% при температуре выше температуры рекристаллизации в диапазоне 1050÷900°С проводят с целью измельчения аустенитного зерна в основном по механизму статической рекристаллизации за счет чередующихся актов деформации и рекристаллизации аустенитных зерен. Деформация раскатов с суммарным обжатием 60÷85% в диапазоне 880÷820°С при температурах ниже температуры рекристаллизации аустенита необходима для повышения накопленной энергии системы за счет формирования большого количества несовершенств кристаллической гранецентрированной решетки аустенита и создания удлиненных вдоль направления прокатки «оладьеобразных» аустенитных зерен перед началом полиморфного γ→α-превращения с повышенной площадью большеугловых границ. Деформация раскатов в температурном интервале отсутствия рекристаллизации аустенита в значительной мере активизирует ферритное превращение в основном за счет увеличения скорости зарождения новой фазы при протекании полиморфного γ→α-превращения, что приводит к значительному уменьшению размеров ферритного зерна и мартенсито-бейнитных структурных составляющих в листах после завершения охлаждения. Для дальнейшего измельчения конечной структуры листов окончательную деформацию в однофазной аустенитной области проводят за один или два прохода при температуре протекания на поверхности раската динамического превращения аустенита в феррит, инициированного деформацией. Деформация заготовки может проводиться в несколько стадий с применением воздушного или ускоренного охлаждения раскатов водой между стадиями. После завершения ТМП при температуре, определяемой химическим составом стали: Ткп=910-200С-60Mn+25Si-36Ni-20Cr-20Cu±20°C, раскаты подвергают ступенчатому регламентированному охлаждению за несколько стадий. Первоначальное кратковременное охлаждение раскатов осуществляют на воздухе при движении по рольгангу в сторону нагревательных печей и далее - водой со скоростью 5÷25°С/с в течение 2÷10 сек, с целью ускорения полиморфного γ→α-превращения и измельчения размеров ферритного зерна в результате увеличения количества центров зарождения α-фазы при снижении температуры превращения. Далее раскаты вновь охлаждают с невысокой скоростью на воздухе до температуры, определяемой химическим составом стали: Тно=880-75Mn-25Si-65Cr-33Ni-75Мо-270(1-ехр(-1,33С)±20°С, путем перемещения раската по рольгангу в сторону УКО со скоростью, которая определяется по формуле в зависимости от конечной толщины проката (Н, мм) и разности температур конца прокатки (Ткп) и начала ускоренного охлаждения (Тно): 
За счет применения предлагаемого способа ТМП с последующим многоступенчатым охлаждением раскатов с различными скоростями на каждой стадии, происходит формирование в итоге дисперсной феррито-мартенсито/бейнитной структуры, обеспечивающей одновременно высокую прочность, ударную вязкость, хладостойкость, пластичность, деформационную способность листов и труб из них.Due to the application of the proposed TMP method with subsequent multi-stage cooling of peals with different speeds at each stage, a dispersed ferrite-martensito / bainitic structure is formed as a result, which simultaneously provides high strength, impact strength, cold resistance, ductility, deformation ability of sheets and pipes made of them.
Пример осуществления способа производства толстолистового проката.An example implementation of the method of production of plate.
Для проведения экспериментов были произведены слябы из трех плавок. Химический состав плавок А и Б соответствовал данному изобретению. Плавка В по содержанию легирующих химических элементов отвечала требованиям прототипа, но выходила за рамки заявленного изобретения по суммарному содержанию молибдена, никеля, хрома и меди (табл. 1). Металл выплавляли конвертерным способом, подвергали внепечной обработке и разливали на криволинейной машине непрерывного литья заготовок в кристаллизатор сечением 310×2100 мм. Для сравнения влияния способов производства по изобретению и прототипу на структуру и механические свойства проведены опытные прокатки слябов на одноклетьевом реверсивном стане «5000» на листы толщиной 28 мм с последующим регламентированным охлаждением, в том числе с использованием УКО. Технологические параметры ТМП и последующего ускоренного охлаждения (УО) сравниваемых вариантов изготовления листов приведены в табл. 2, 3. Режимы 1-1; 1-2; 1-3; 1-5; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9; 1-10 выполнены согласно изобретению, 2-1; 2-2; 2-3; 2-4 - за пределами заявленного диапазона технологических параметров изобретения; 3-1 - по прототипу.For the experiments, slabs of three heats were produced. The chemical composition of the bottoms A and B was in accordance with this invention. Melting In the content of alloying chemical elements met the requirements of the prototype, but went beyond the scope of the claimed invention in the total content of molybdenum, nickel, chromium and copper (table. 1). The metal was smelted using the converter method, subjected to out-of-furnace treatment, and cast on a curvilinear continuous casting machine into a mold with a section of 310 × 2100 mm. To compare the influence of the production methods according to the invention and the prototype on the structure and mechanical properties, experimental rolling of slabs was carried out on a single-strand reversible mill “5000” on sheets with a thickness of 28 mm, followed by regulated cooling, including using UCO. The technological parameters of TMP and subsequent accelerated cooling (UO) of the compared sheet manufacturing options are given in table. 2, 3. Modes 1-1; 1-2; 1-3; 1-5; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9; 1-10 are made according to the invention, 2-1; 2-2; 2-3; 2-4 - outside the claimed range of technological parameters of the invention; 3-1 - according to the prototype.
По изобретению после нагрева от температур 1152÷1172°С слябы прокатывали в три стадии. На первом этапе ТМП слябы деформировали с суммарным обжатием 55% в диапазоне температур 1042÷971°С. Во время этого этапа ТМП в результате многократно чередующихся актов деформации и статической рекристаллизации происходило существенное измельчение аустенитного зерна. Далее для дальнейшего измельчения аустенитного зерна подкаты после воздушного охлаждения прокатывали в диапазоне температур 920÷900°С с суммарным обжатием 28% в области значительного торможения собирательной рекристаллизации аустенита, поэтому после последующего воздушного охлаждения до температур третьего этапа прокатки в раскатах сохранялась дисперсная и однородная по размеру зерен рекристаллизованная аустенитная структура. Завершающим этапом ТМП являлась деформация металла с суммарным обжатием 72% в интервале 831÷790°С (для листов из слябов плавки А) и 818÷778°С (для листов из слябов плавки Б). В этих температурных интервалах деформации рекристаллизация горячедеформированного аустенита была подавлена в обоих случаях. Во время последнего прохода на поверхности раскатов, прокатанных по режимам: 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9 протекало динамическое превращения аустенита в феррит, о чем свидетельствует присутствие возле поверхности листов недеформированных ферритных зерен ультрадисперсных размеров 15÷16 номера по ГОСТ 5639-70 (фиг. 1, а).According to the invention, after heating from temperatures of 1152 ÷ 1172 ° C, the slabs were rolled in three stages. At the first stage of TMP, the slabs were deformed with a total compression of 55% in the temperature range 1042–971 ° С. During this stage of the TMP, as a result of repeatedly alternating acts of deformation and static recrystallization, a significant grinding of austenitic grain occurred. Further, for further grinding of austenitic grain, the rolled products after air cooling were rolled in the temperature range 920 ÷ 900 ° С with a total compression of 28% in the region of significant inhibition of collective recrystallization of austenite, therefore, after subsequent air cooling to the temperatures of the third stage of rolling, dispersed and uniform in size remained in the peals grains recrystallized austenitic structure. The final stage of TMP was metal deformation with a total compression of 72% in the range of 831–790 ° С (for sheets from melting slabs A) and 818–778 ° С (for sheets from melting slabs B). In these temperature ranges of deformation, recrystallization of hot deformed austenite was suppressed in both cases. During the last pass on the surface of peals rolled according to the modes: 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9, the dynamic conversion of austenite to ferrite proceeded, as evidenced by the presence near the surface of sheets of undeformed ferritic grains of ultrafine sizes of 15-16 numbers according to GOST 5639-70 (Fig. 1, a).
После завершения прокатки листы по изобретению подвергали многостадийному охлаждению с различными скоростями на каждой стадии. Первоначальное кратковременное охлаждение поверхности раскатов при реализации режимов: 1-1; 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9 было на воздухе при движении по рольгангу в сторону нагревательных печей и затем - водой со скоростью 15÷20°С/с в течение ~ 5 сек при движении в сторону УКО. Раскаты, изготовленные по режимам: 1-5 и 1-10 сразу после завершения деформации не подвергались кратковременному ускоренному охлаждению. Поэтому в листах, прокатанных по режимам 1-5 и 1-10 возле поверхности ферритное зерно на 1÷1,5 номера было крупнее по сравнению с листами, прокатанными по режимам: 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9. Далее раскаты при перемещении со скоростью 1 м/с (для листов из слябов плавки А) и 0,8 м/с (для листов из слябов плавки Б) от прокатной клети до УКО охлаждались с невысокой скоростью на воздухе. На этом этапе охлаждения листов происходило протекание полиморфного γ→α-превращения по нормальному механизму с образованием феррита полигональной морфологии и обогащением углеродом не превращенных порций аустенита. Далее для превращения по сдвиговому или промежуточному механизму оставшегося обогащенного углеродом аустенита в мартенсито/бейнитные структурные составляющие листы охлаждали со скоростью 27÷30°С/с до температур 302÷325°С (для листов из слябов плавки А) и 301÷315°С (для листов из слябов плавки Б). Окончательное охлаждение листов до температуры окружающей среды проводили замедленно после складирования в стопы при температуре 260÷240°С для предотвращения образования трещин водородного происхождения. Конечная структура серединных слоев листов в обоих случаях, изготовленных из слябов плавок А и Б по изобретению, представляла собой матрицу мелкозернистого полигонального феррита номера 12÷14 ГОСТ 5639-70 с равномерно распределенными дисперсными мартенсито-бейнитными структурными составляющими (фиг. 1, б).After rolling, the sheets of the invention were subjected to multi-stage cooling at various speeds at each stage. The initial short-term cooling of the surface of the peals during the implementation of the modes: 1-1; 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9 was in the air when moving along the rolling table towards the heating furnaces and then with water at a speed of 15 ÷ 20 ° C / s for ~ 5 sec when moving towards the UCO. The peals made according to the modes: 1-5 and 1-10 immediately after completion of the deformation were not subjected to short-term accelerated cooling. Therefore, in sheets rolled according to modes 1-5 and 1-10 near the surface, the ferrite grain was 1–1.5 numbers larger than sheets rolled according to modes: 1-2; 1-3; 1-6; 1-7; 1-8; 1-9. Then, peals when moving at a speed of 1 m / s (for sheets from slabs of smelting A) and 0.8 m / s (for sheets from slabs of smelting B) from the rolling stand to UCO were cooled at a low speed in air. At this stage of sheet cooling, the polymorphic γ → α transformation took place according to the normal mechanism with the formation of polygon morphology ferrite and carbon enrichment of unreformed portions of austenite. Further, in order to transform the remaining carbon-enriched austenite into a martensite / bainitic structural constituent by the shear or intermediate mechanism, the sheets were cooled at a rate of 27–30 ° C / s to temperatures of 302–325 ° C (for sheets from smelting slabs A) and 301–315 ° C (for sheets from slabs of melting B). The final cooling of the sheets to ambient temperature was carried out slowly after storage in stacks at a temperature of 260 ÷ 240 ° C to prevent the formation of cracks of hydrogen origin. The final structure of the middle layers of the sheets in both cases, made from slabs of heats A and B according to the invention, was a matrix of fine-grained polygonal ferrite number 12 ÷ 14 GOST 5639-70 with uniformly distributed dispersed martensite-bainitic structural components (Fig. 1, b).
При ТМП листов по режиму 2-1 и 2-2 температуры конца прокатки (Ткп) были соответственно ниже и выше предельно допустимого диапазона температур 793±20°С (табл. 2). При УО листа по режиму 2-3 температура Тзо была выше допустимого диапазона 318±20°С (табл. 3). Во время УО для листа по режиму 2-4 скорость охлаждения составила 12°С/с (табл. 3), что является ниже интервала скоростей охлаждения 20÷50°С/с согласно требований по изобретению.When TMP sheets according to the regimes 2-1 and 2-2, the temperatures of the end of rolling (T cp ) were respectively lower and higher than the maximum permissible temperature range 793 ± 20 ° С (Table 2). When the UO of the sheet according to
Механические свойства определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение проводили на пятикратных полнотолщинных образцах в соответствии с ГОСТ 1497, с определением временного сопротивления разрыву (σв), условного предела текучести (σт), при котором остаточная пластическая деформация составляла 0,5%, отношения условного предела текучести к временному сопротивлению (σт/σв), относительного удлинения (δ5). Динамические испытания на ударный изгиб образцов с острым концентратором напряжений при отрицательных температурах -20; -50; -70°С проводили по ГОСТ 9454 с определением ударной вязкости (KCV), ИПГ образцов с оценкой ДВС на поверхности излома выполнены в соответствии с ГОСТ 30456-97.Mechanical properties were determined on transverse samples. Tensile tests were carried out on five-time full-thickness specimens in accordance with GOST 1497, with the determination of the temporary tensile strength (σ in ), the conditional yield strength (σ t ), at which the residual plastic deformation was 0.5%, the ratio of the conditional yield strength to temporary resistance (σ t / σ in ), elongation (δ 5 ). Dynamic tests for shock bending of samples with a sharp stress concentrator at negative temperatures -20; -fifty; -70 ° C was carried out according to GOST 9454 with the determination of impact strength (KCV), IPG samples with the assessment of ICE on the fracture surface were made in accordance with GOST 30456-97.
При реализации режима 2-1 в результате образования феррито-мартенсито/бейнитной структуры получены довольно низкие значения отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву ((σт/σв) и непрерывный вид диаграммы «напряжение-деформация» при статическом испытании на растяжение образцов, что гарантировало хорошую деформационную способность рассматриваемых листов. Однако снижение температуры завершения прокатки ниже требуемого уровня оказало негативное влияние на ударную вязкость при отрицательных температурах и пластичность металла листов.In regimen 2-1 by forming the ferrite-martensite / bainite structure obtained rather low values of the ratio of yield strength to ultimate tensile strength ((σ r / σ in) and a continuous type "stress-strain" diagram in the static tensile test specimens, which guaranteed a good deformation ability of the considered sheets, however, a decrease in the temperature of rolling completion below the required level had a negative effect on the impact strength at low temperatures and NOSTA metal sheets.
Применение других режимов прокатки, за пределами изобретения, и по прототипу не обеспечивало низких значений σт/σв и непрерывный вид диаграмм «напряжение-деформация» в отличии от листов, прокатанных в рамках изобретения (фиг. 2). Диаграммы «напряжение-деформация» образцов от листов имели вид плавной кривой без перегибов и площадок.The use of other rolling modes, beyond the scope of the invention and according to the prototype, did not provide low σ t / σ in and a continuous view of stress-strain diagrams, in contrast to sheets rolled within the framework of the invention (Fig. 2). The stress-strain diagrams of the samples from the sheets had the appearance of a smooth curve without kinks and pads.
В листах, произведенных по режимам 2-3 и 2-4, наблюдалось заметное снижение временного сопротивления разрыву при статическом испытании на растяжение при комнатной температуре и ударной вязкости при отрицательных температурах (табл. 4, стратегия 2, плавка А), по сравнению с листами, изготовленными по технологическим параметрам в рамках изобретения (табл. 4, стратегия 1, плавка А). В режиме 2-2 показано вредное влияние повышенной температуры завершения деформации на сопротивление металла листов хрупкому разрушению во время динамических испытаний образцов ИПГ (табл. 4). В режиме по прототипу также получены низкие значения доли вязкой составляющей на поверхности разрушения образцов ИПГ. Кроме этого листы, изготовленные по прототипу (табл. 4, стратегия 3, плавка В), при практически одинаковом временном сопротивлении разрыву, уступали по уровню ударной вязкости и пластичности листам, произведенным согласно изобретения (табл. 4 стратегия 1, плавка Б) в результате наличия в конечной структуре, наряду с зернистым и игольчатым бейнитом, протяженных вытянутых вдоль направления прокатки областей бейнита реечной морфологии (фиг. 3, а). Напротив, листы по изобретению имели структуру, состоящую из феррита и мартенсито-бейнитных структурных составляющих (фиг. 3, б).In the sheets produced according to
Таким образом, предлагаемый способ производства толстолистового проката, за счет формирования в конечном итоге дисперсной феррито-мартенсито/бейнитной структуры, обеспечивая наряду с высокой ударной вязкостью, хладостойкостью, пластичностью, позволяет получить одновременно высокую прочность и довольно низкие значения отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву (σт/σв), что гарантирует также хорошую деформационную способность такого проката и труб большого диаметра, изготовленных из него.Thus, the proposed method for the production of plate products, due to the formation of ultimately dispersed ferrito-martensito / bainitic structure, providing, along with high impact strength, cold resistance, ductility, simultaneously high strength and fairly low values of the ratio of yield strength to temporary tensile strength (σ t / σ in ), which also guarantees good deformation ability of such rolled products and large diameter pipes made of it.
Примечание: 1) - остальное железо; 2) - требования изобретенияNote: 1) - the rest is iron; 2) - the requirements of the invention
Примечание: 1) 1 - по изобретению; 2 - за пределами изобретения; 3 - по прототипуNote: 1) 1 - according to the invention; 2 - outside the scope of the invention; 3 - prototype
Примечание: 1) 1 - по изобретению; 2 - за пределами изобретения; 3 - по прототипу; 2) - требования изобретенияNote: 1) 1 - according to the invention; 2 - outside the scope of the invention; 3 - according to the prototype; 2) - the requirements of the invention
Примечание: 1) 1 - по изобретению; 2 - за пределами изобретения; 3 - по прототипуNote: 1) 1 - according to the invention; 2 - outside the scope of the invention; 3 - prototype
Claims (6)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116033A RU2654121C1 (en) | 2017-05-04 | 2017-05-04 | Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116033A RU2654121C1 (en) | 2017-05-04 | 2017-05-04 | Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2654121C1 true RU2654121C1 (en) | 2018-05-16 |
Family
ID=62152779
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116033A RU2654121C1 (en) | 2017-05-04 | 2017-05-04 | Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2654121C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2696920C1 (en) * | 2018-07-30 | 2019-08-07 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method of production of rolled stock for pipes of main pipelines with simultaneous provision of uniform elongation and cold resistance |
| RU2709071C1 (en) * | 2019-09-30 | 2019-12-13 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of thick-rolled steel with increased deformation capacity (versions) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2012241272A (en) * | 2011-05-24 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | High strength linepipe superior in collapse resistance and toughness of weld heat-affected zone, and method for producing the same |
| RU2478124C1 (en) * | 2009-01-30 | 2013-03-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Thick-wall high-strength hot-rolled steel sheet with high tensile strength, high-temperature toughness, and method of its production |
| RU2481415C2 (en) * | 2007-11-07 | 2013-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Steel sheet and steel pipe for pipelines |
| RU2519343C2 (en) * | 2009-12-23 | 2014-06-10 | Фоестальпине Гробблех Гмбх | Method of thermomechanical treatment |
| RU2549023C1 (en) * | 2013-12-06 | 2015-04-20 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines |
| RU2612109C2 (en) * | 2015-04-27 | 2017-03-02 | Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") | Steel sheet and method of steel sheet |
-
2017
- 2017-05-04 RU RU2017116033A patent/RU2654121C1/en active
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2481415C2 (en) * | 2007-11-07 | 2013-05-10 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Steel sheet and steel pipe for pipelines |
| RU2478124C1 (en) * | 2009-01-30 | 2013-03-27 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Thick-wall high-strength hot-rolled steel sheet with high tensile strength, high-temperature toughness, and method of its production |
| RU2519343C2 (en) * | 2009-12-23 | 2014-06-10 | Фоестальпине Гробблех Гмбх | Method of thermomechanical treatment |
| JP2012241272A (en) * | 2011-05-24 | 2012-12-10 | Jfe Steel Corp | High strength linepipe superior in collapse resistance and toughness of weld heat-affected zone, and method for producing the same |
| RU2549023C1 (en) * | 2013-12-06 | 2015-04-20 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines |
| RU2612109C2 (en) * | 2015-04-27 | 2017-03-02 | Открытое акционерное общество "Российский научно-исследовательский институт трубной промышленности" (ОАО "РосНИТИ") | Steel sheet and method of steel sheet |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2696920C1 (en) * | 2018-07-30 | 2019-08-07 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" | Method of production of rolled stock for pipes of main pipelines with simultaneous provision of uniform elongation and cold resistance |
| RU2709071C1 (en) * | 2019-09-30 | 2019-12-13 | Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") | Method for production of thick-rolled steel with increased deformation capacity (versions) |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US9028626B2 (en) | Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet with excellent formability | |
| TWI412605B (en) | High strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP5365112B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP5454745B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP5003785B2 (en) | High tensile steel plate with excellent ductility and method for producing the same | |
| JP4897125B2 (en) | High-strength steel sheet and its manufacturing method | |
| US11753693B2 (en) | High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, highstrength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor | |
| EP3859041A1 (en) | High-strength cold rolled steel sheet having high hole expansion ratio, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor | |
| JP5126399B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent stretch flangeability and manufacturing method thereof | |
| EP2460901A1 (en) | High-strength steel sheet, and process for production thereof | |
| JP5521444B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet with excellent workability and method for producing the same | |
| JP2020500262A (en) | Medium manganese steel for low temperature and its manufacturing method | |
| JP2012237042A (en) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in workability and method for production thereof | |
| JP5862052B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet excellent in elongation and stretch flangeability and method for producing the same | |
| US9493864B2 (en) | Line pipe steels and process of manufacturing | |
| US20180216207A1 (en) | Formable lightweight steel having improved mechanical properties and method for producing semi-finished products from said steel | |
| JP2002241897A (en) | Steel sheet having small variation in yield strength and fracture elongation, high formability and low yield ratio, and method for manufacturing the same | |
| RU2654121C1 (en) | Method for manufacture of plate-rolled product with high deformation capacity, plate-rolled product | |
| 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 | |
| CN113692456B (en) | Ultrahigh-strength steel sheet having excellent shear workability and method for producing same | |
| US11248275B2 (en) | Warm-workable high-strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| RU2615667C1 (en) | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes | |
| JP6699711B2 (en) | High-strength steel strip manufacturing method | |
| RU2709071C1 (en) | Method for production of thick-rolled steel with increased deformation capacity (versions) | |
| JP2023547090A (en) | High-strength steel plate with excellent thermal stability and its manufacturing method |