RU2711271C1 - Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines - Google Patents

Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines Download PDF

Info

Publication number
RU2711271C1
RU2711271C1 RU2019132390A RU2019132390A RU2711271C1 RU 2711271 C1 RU2711271 C1 RU 2711271C1 RU 2019132390 A RU2019132390 A RU 2019132390A RU 2019132390 A RU2019132390 A RU 2019132390A RU 2711271 C1 RU2711271 C1 RU 2711271C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel
sheet
temperature
cooling
content
Prior art date
Application number
RU2019132390A
Other languages
Russian (ru)
Other versions
RU2711271C9 (en
Inventor
Сергей Викторович Головин
Алексей Владимирович Червонный
Максим Вячеславович Самохвалов
Сергей Михайлович Слюняев
Андрей Владимирович Частухин
Леонид Иосифович Эфрон
Олег Александрович Багмет
Original Assignee
Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ")
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") filed Critical Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ")
Priority to RU2019132390A priority Critical patent/RU2711271C9/en
Priority claimed from RU2019132390A external-priority patent/RU2711271C9/en
Application granted granted Critical
Publication of RU2711271C1 publication Critical patent/RU2711271C1/en
Publication of RU2711271C9 publication Critical patent/RU2711271C9/en

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
    • B21B1/26—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process by hot-rolling, e.g. Steckel hot mill
    • 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
    • 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)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

FIELD: metallurgy.SUBSTANCE: invention relates to metallurgy, particularly, to production of plate-rolled products with thickness of up to 45 mm. To ensure high level of mechanical properties of rolled stock of strength category X65-X70, amount of viscous component at temperature from -10 to -30 °C not less than 85 % and value of absorbed energy at temperature from - 20 to -40 °C not less than 180 J, austenisation of workpiece from steel containing, wt.%: C 0.02÷0.08; Si 0.10÷0.35; Mn 1.10÷2.00; Cr 0.01÷0.30; Ni 0.01÷0.50; Cu 0.01÷0.30; Mo not more than 0.10; Al 0.02÷0.05; Nb 0.02÷0.06; V 0.001÷0.060; Ti 0.005÷0.030; S not more than 0.0030; P not more than 0.015; N 0.001÷0.008, Fe and unavoidable impurities – balance, wherein content of manganese corresponds to ratiowhere R– tensile strength, N/mm, wherein the austenitization temperature of the workpiece corresponds to the expressionafter which roughing the workpiece is performed with subsequent exposure of the rolled stock, finishing rolling at beginning temperature corresponding toand end at temperature of obtained sheet, (T±25)°C, wherein T=(A-0.031⋅h+0.411⋅h-38), then cooling the obtained sheet in a controlled cooling unit at a cooling rate of 10.0÷25.0 °C/s to 200÷550 °C and subsequent cooling of sheet separately or in stack in air.EFFECT: high level of mechanical properties of rolled metal.3 cl, 4 tbl

Description

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству толстолистового проката толщиной до 45 мм, предназначенного для изготовления электросварных труб подводных трубопроводов, категорий прочности преимущественно L450-L485 (Х65-Х70).The invention relates to the field of metallurgy, in particular to the production of plate products up to 45 mm thick, intended for the manufacture of electric-welded pipes for underwater pipelines, strength categories mainly L450-L485 (X65-X70).

Листовой прокат, используемый для изготовления электросварных труб подводных трубопроводов, должен обладать повышенной прочностью и хладостойкостью. Обеспечение указанных характеристик является весьма сложной задачей, поскольку, как правило, данные требования сочетаются с толщиной проката 30 мм и более.Sheet metal used for the manufacture of electric-welded pipes for underwater pipelines should have increased strength and cold resistance. Ensuring these characteristics is a very difficult task, since, as a rule, these requirements are combined with a thickness of 30 mm or more.

Известен способ производства толстолистового проката из низколегированной стали, описанный в патенте РФ №2414515 (опубл. 20.03.2011). По данному способу вначале выплавляют и разливают на непрерывнолитые заготовки сталь со следующим соотношением элементов (мас.%): углерод 0,03÷0,08, кремний 0,10÷0,35, марганец 1,4÷1,9, никель 0,1÷0,28, молибден 0,05÷0,14, хром не более 0,12, медь не более 0,12, бор не более 0,0005, алюминий не более 0,05, суммарное содержание ниобия, титана и ванадия не более 0,17, остальное - железо и примеси с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03; при этом углеродный эквивалент Сэкв составляет менее 0,40. Далее осуществляют нагрев непрерывнолитой заготовки при температуре 1170÷1210°С в течение не менее 7 ч и ее черновую прокатку с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины, которую начинают при температуре не ниже 950°С и осуществляют ее на толщину, составляющую 4,0÷5,5 толщины готового штрипса с относительными обжатиями за проход не менее 10%. Последующее охлаждение промежуточной заготовки производят на воздухе до 770÷800°С, а разбивку ширины завершают на стадии чистовой прокатки не более чем за два прохода с суммарным обжатием 8÷15%, после чего осуществляют продольную прокатку с обжатием за проход не менее 8% за исключением двух последних проходов, в которых степень обжатия не менее 1%. Заканчивают чистовую прокатку при температуре не ниже 740°С. Далее осуществляют ускоренное охлаждение полученного штрипса до температуры, определяемой в зависимости от углеродного эквивалента Сэкв из соотношения Тко=(500⋅Сэкв+385°С)±15°С, где 500 - эмпирический коэффициент в °С, после чего осуществляют его замедленное охлаждение.A known method for the production of plate from low alloy steel, described in the patent of the Russian Federation No. 2414515 (publ. 20.03.2011). According to this method, steel is first smelted and cast onto continuously cast billets with the following ratio of elements (wt.%): Carbon 0.03 ÷ 0.08, silicon 0.10 ÷ 0.35, manganese 1.4 ÷ 1.9, nickel 0 , 1 ÷ 0.28, molybdenum 0.05 ÷ 0.14, chromium not more than 0.12, copper no more than 0.12, boron no more than 0.0005, aluminum no more than 0.05, total content of niobium, titanium and vanadium is not more than 0.17, the rest is iron and impurities with a content of each impurity element less than 0.03; wherein the carbon equivalent of C eq is less than 0.40. Next, the continuously cast billet is heated at a temperature of 1170 ÷ 1210 ° C for at least 7 hours and its rough rolling with a transition from longitudinal to transverse rolling with a breakdown of the width, which begins at a temperature of at least 950 ° C and is carried out at a thickness of 4 , 0 ÷ 5.5 thickness of the finished strip with relative compressions per pass of at least 10%. Subsequent cooling of the intermediate billet is carried out in air to 770 ÷ 800 ° C, and the breakdown of the width is completed at the finish rolling stage in no more than two passes with a total compression of 8 ÷ 15%, after which longitudinal rolling is performed with compression per pass of at least 8% per with the exception of the last two passes, in which the compression ratio is not less than 1%. Finishing rolling is completed at a temperature not lower than 740 ° C. Next, accelerated cooling of the obtained strip is carried out to a temperature determined depending on the carbon equivalent C eq from the ratio T ko = (500 ° C eq + 385 ° C) ± 15 ° C, where 500 is the empirical coefficient in ° C, after which it is carried out slow cooling.

К недостатку этого известного способа можно отнести отсутствие регламентирования температуры нагрева заготовки в зависимости от содержания в стали легирующих и микролегирующих элементов, что может привести к формированию разнозернистой исходной структуры аустенита перед черновой стадией, которая наследуется при дальнейшей прокатке и в конечном продукте. Таким образом, возможно формирование неоднородной конечной структуры проката, что приводит к снижению уровня и стабильности вязкостных свойств при пониженных температурах.The disadvantage of this known method is the lack of regulation of the heating temperature of the workpiece depending on the content of alloying and microalloying elements in the steel, which can lead to the formation of a different-grained austenite initial structure before the roughing stage, which is inherited during further rolling and in the final product. Thus, the formation of an inhomogeneous final structure of rolled products is possible, which leads to a decrease in the level and stability of viscous properties at low temperatures.

Наиболее близким аналогом можно считать описанный в патенте РФ №2495142 (опубл. 10.10.2013) способ производства толстолистового проката из низколегированной стали. Данный способ характеризуется тем, что вначале выплавляют и разливают на непрерывнолитые заготовки сталь со следующим соотношением элементов (мас.%): углерод 0,04÷0,08, кремний 0,1÷0,25, марганец 1,2÷1,6, никель 0,3÷0,5, молибден 0,15÷0,25, хром не более 0,12, медь 0,15÷0,45, алюминий не более 0,05, ванадий 0,03÷0,06, ниобий 0,02÷0,05, титан 0,01÷0,03, остальное - железо и примеси при содержании каждого примесного элемента менее 0,03; при этом параметр стойкости против растрескивания Pcm составляет менее 0,23%. Далее нагревают заготовку и осуществляют ее черновую прокатку с переходом от продольной к поперечной прокатке с разбивкой ширины. При этом начинают черновую прокатку при температуре не ниже 970°С и осуществляют ее с относительными обжатиями за проход не менее 10% до толщины, составляющей 3,5÷5,2 толщины готового листа, а чистовую прокатку начинают при температуре не ниже 740°С, причем первые проходы чистовой прокатки, на которых осуществляют разбивку ширины, производят с обжатием не более 10% и заканчивают чистовую прокатку проглаживающим проходом без обжатия при температуре не ниже 720°С, после чего производят ускоренное охлаждение полученного листа до температуры Т, определяемой в зависимости от его толщины из соотношения T=(717°C-0,11⋅h2)±15°С, где 0,11 - эмпирический коэффициент в °С/мм, h - толщина готового листа в мм.The closest analogue can be considered described in the patent of Russian Federation No. 2495142 (publ. 10.10.2013) a method for the production of plate from low alloy steel. This method is characterized in that steel is first melted and cast onto continuously cast billets with the following ratio of elements (wt.%): Carbon 0.04 ÷ 0.08, silicon 0.1 ÷ 0.25, manganese 1.2 ÷ 1.6 , nickel 0.3 ÷ 0.5, molybdenum 0.15 ÷ 0.25, chrome no more than 0.12, copper 0.15 ÷ 0.45, aluminum no more than 0.05, vanadium 0.03 ÷ 0.06 , niobium 0.02 ÷ 0.05, titanium 0.01 ÷ 0.03, the rest is iron and impurities when the content of each impurity element is less than 0.03; the parameter of resistance to cracking P cm is less than 0.23%. Next, the workpiece is heated and its rough rolling is carried out with the transition from longitudinal to transverse rolling with a breakdown of the width. In this case, rough rolling is started at a temperature not lower than 970 ° C and it is carried out with relative reductions per pass of at least 10% to a thickness of 3.5 ÷ 5.2 of the thickness of the finished sheet, and finish rolling is started at a temperature not lower than 740 ° C moreover, the first finishing rolling passes, on which the width is split, are performed with compression of not more than 10% and finish finishing rolling with a smoothing pass without compression at a temperature of at least 720 ° C, after which the resulting sheet is accelerated cooling to temperature T, depending on its thickness from the relation T = (717 ° C-0.11⋅h 2 ) ± 15 ° C, where 0.11 is the empirical coefficient in ° C / mm, h is the thickness of the finished sheet in mm.

Одним из недостатков данного известного способа является отсутствие регламентирования температуры аустенизации заготовки перед ее прокаткой. При отсутствии контроля температуры нагрева, в том числе в зависимости от содержания легирующих и микролегирующих элементов, возможно формирование неоднородной структуры перед прокаткой. Также данный способ не регламентирует ограничения по максимально допустимым температурам начала и завершения чистовой стадии прокатки, что может, с одной стороны, вследствие частичной рекристаллизации привести к неоднородной структуре аустенита, а с другой стороны - к недостаточной проработке нерекристаллизующего аустенита и уменьшению числа мест зарождения феррита при последующем (γ→α)-превращении при ускоренном охлаждении после окончания прокатки, что приводит к более крупной структуре.One of the disadvantages of this known method is the lack of regulation of the temperature of austenitization of the workpiece before rolling. In the absence of control of the heating temperature, including depending on the content of alloying and microalloying elements, it is possible to form an inhomogeneous structure before rolling. Also, this method does not regulate the restrictions on the maximum permissible temperatures of the beginning and completion of the finishing stage of rolling, which can, on the one hand, lead to a non-uniform structure of austenite due to partial recrystallization, and, on the other hand, to insufficient study of non-crystallizing austenite and a decrease in the number of ferrite nucleation sites subsequent (γ → α) -transformation with accelerated cooling after the end of rolling, which leads to a larger structure.

Задачей настоящего изобретения является разработка способа производства толстолистового проката, свободного от отмеченных недостатков ближайшего аналога, при использовании которого достигается технический результат в виде формирования высокого уровня механических свойств стали проката, соответствующих требуемым категориям прочности, с обеспечением количества вязкой составляющей в изломе образцов при испытании падающим грузом (ИПГ) при температуре испытания от минус 10 до минус 30°С не менее 85%, а также величины поглощенной энергии при испытании образцов на ударный изгиб по методу Шарли (KV) при температуре испытания от минус 20 до минус 40°С не менее 180 Дж.The objective of the present invention is to develop a method for the production of plate products, free from the noted drawbacks of the closest analogue, by using which a technical result is achieved in the form of a high level of mechanical properties of steel products corresponding to the required strength categories, providing the amount of viscous component in the fracture of samples when tested with a falling load (IPG) at a test temperature of minus 10 to minus 30 ° C of at least 85%, as well as the amount of absorbed energy p When testing specimens for impact bending using the Charlie method (KV) at a test temperature of minus 20 to minus 40 ° C at least 180 J.

Поставленная задача решена в настоящем изобретении, предлагающем способ производства толстолистового проката, включающий следующие операции: проводят аустенизацию заготовки, выполненной из стали с содержанием элементов в мас.%: углерод 0,02÷0,08, кремний 0,10÷0,35, марганец 1,10÷2,00, хром 0,01÷0,30, никель 0,01÷0,50, медь 0,01÷0,30, молибден не более 0,10, алюминий 0,02÷0,05, ниобий 0,02÷0,06, ванадий 0,001÷0,060, титан 0,005÷0,030, сера не более 0,0030, фосфор не более 0,015, азот 0,001÷0,008, железо и неизбежные примеси - остальное, причем содержание марганца соответствует соотношению

Figure 00000001
где символы химических элементов (Mn, С) обозначают содержание в стали данных элементов в мас.%, Rm -необходимое минимальное значение временного сопротивления разрыву стали изготавливаемого проката в Н/мм2, при этом температура аустенизации заготовки соответствует выражению
Figure 00000002
где ТН - температура аустенизации заготовки в °С, символы химических элементов (С, Mn, Ti, N, Nb) обозначают содержание данных элементов в мас.% в стали, из которой выполнена заготовка; осуществляют черновую прокатку упомянутой заготовки с последующей выдержкой полученного подката перед его чистовой прокаткой; проводят чистовую прокатку упомянутого подката, причем начинают ее при температуре подката, соответствующей
Figure 00000003
а заканчивают ее при температуре получаемого листа, соответствующей (ТКП±25)°С, при этом ТКП=(Ae3-0,031⋅h2+0,411⋅h-38), где Ае3 - температура начала ферритного превращения в стали, из которой выполнена упомянутая заготовка, определенная для стабильных условий, в°С, h -номинальная толщина изготавливаемого листа в мм; осуществляют охлаждение полученного листа в установке контролируемого охлаждения со скоростью охлаждения 10,0÷25,0 °С/с до температуры 200÷550°С, а последующее охлаждение листа отдельно или после его укладки в стопу осуществляют на воздухе.The problem is solved in the present invention, a method for the production of plate products, including the following operations: carry out the austenization of a workpiece made of steel with the content of elements in wt.%: Carbon 0.02 ÷ 0.08, silicon 0.10 ÷ 0.35, manganese 1.10 ÷ 2.00, chromium 0.01 ÷ 0.30, nickel 0.01 ÷ 0.50, copper 0.01 ÷ 0.30, molybdenum not more than 0.10, aluminum 0.02 ÷ 0, 05, niobium 0.02 ÷ 0.06, vanadium 0.001 ÷ 0.060, titanium 0.005 ÷ 0.030, sulfur no more than 0.0030, phosphorus no more than 0.015, nitrogen 0.001 ÷ 0.008, iron and unavoidable impurities - the rest, and the manganese content corresponds to the ratio
Figure 00000001
where the symbols of chemical elements (Mn, C) denote the content in steel of these elements in wt.%, R m is the required minimum value of the tensile strength of steel of the manufactured steel in N / mm 2 , while the austenitization temperature of the workpiece corresponds to the expression
Figure 00000002
where T N is the austenitization temperature of the workpiece in ° C, the symbols of the chemical elements (C, Mn, Ti, N, Nb) denote the content of these elements in wt.% in the steel from which the workpiece is made; carry out rough rolling of the aforementioned workpiece with subsequent exposure of the resulting rolled before finishing rolling; finishing rolling of said tackle is carried out, and it starts at a tackle temperature corresponding to
Figure 00000003
and they finish it at the temperature of the resulting sheet corresponding to (T KP ± 25) ° C, while T KP = (A e3 -0.031⋅h 2 + 0.411⋅h-38), where A e3 is the temperature of the onset of ferritic transformation in steel, from which said billet is made, determined for stable conditions, in ° C, h is the nominal thickness of the sheet to be made in mm; cooling the resulting sheet in a controlled cooling installation with a cooling rate of 10.0 ÷ 25.0 ° C / s to a temperature of 200 ÷ 550 ° C, and subsequent cooling of the sheet separately or after stacking it in the stack is carried out in air.

Особенность способа по настоящему изобретению состоит в том, что в случае, если

Figure 00000004
где h, b, l - номинальные значения соответственно толщины, ширины и длины изготавливаемого листа в мм, n - количество готовых листов в материнском листе, то чистовая прокатка подката может быть осуществлена в две стадии.A feature of the method of the present invention is that if
Figure 00000004
where h, b, l are the nominal values, respectively, of the thickness, width and length of the sheet being produced in mm, n is the number of finished sheets in the mother sheet, then the finish rolling of the rolled stock can be carried out in two stages.

Другая особенность способа по настоящему изобретению состоит в том, что лист может быть охлажден в установке контролируемого охлаждения до температуры, соответствующей выражению Тко=(730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn-7⋅(Cr+Ni+Cu)-7⋅CR)⋅k±50, где Тко - температура листа в конце его охлаждения в установке контролируемого охлаждения в °С, h - номинальная толщина изготавливаемого листа в мм, символы химических элементов (С, Mn, Cr, Ni, Cu) обозначают содержание данных элементов в мас.% в стали, из которой выполнена упомянутая заготовка, CR - скорость охлаждения листа в установке контролируемого охлаждения в °С/с, k - коэффициент, определяемый по выражению k=32⋅R2-50⋅R+20, где R - целевое значение отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву стали изготавливаемого листа.Another feature of the method of the present invention is that the sheet can be cooled in a controlled cooling installation to a temperature corresponding to the expression T ko = (730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn-7⋅ (Cr + Ni + Cu ) -7⋅C R ) ⋅k ± 50, where T ko is the temperature of the sheet at the end of its cooling in a controlled cooling installation in ° C, h is the nominal thickness of the manufactured sheet in mm, symbols of chemical elements (C, Mn, Cr, Ni , Cu) denote the content of these elements in wt.% In the steel of which the said billet is made, C R is the cooling rate of the sheet in the installation ke controlled cooling in ° C / s, k is the coefficient determined by the expression k = 32⋅R 2 -50⋅R + 20, where R is the target value of the ratio of yield strength to temporary tensile strength of the steel of the manufactured sheet.

Сущность настоящего изобретения заключается в следующем.The essence of the present invention is as follows.

Согласно предложенному способу производства толстолистового проката используют заготовку, выполненную из стали со следующим содержанием ее элементов в мас.%: углерод 0,02÷0,08, кремний 0,10÷0,35, марганец 1,10÷2,00, хром 0,01÷0,30, никель 0,01÷0,50, медь 0,01÷0,30, молибден не более 0,10, алюминий 0,02÷0,05, ниобий 0,02÷0,06, ванадий 0,001÷0,060, титан 0,005÷0,030, сера не более 0,0030, фосфор не более 0,015, азот 0,001÷0,008, остальное - железо и неизбежные примеси, причем содержание в стали марганца соответствует соотношению

Figure 00000005
где символы химических элементов (Mn, С) обозначают содержание в стали данных элементов в мас.%, Rm -необходимое минимальное значение временного сопротивления разрыву стали изготавливаемого проката в Н/мм2. В целом, приведенное содержание элементов в стали при реализации предложенных в настоящем изобретении режимов производства проката обеспечивает формирование требуемого уровня его механических свойств. Ниже приведено обоснование заявленных ограничений по содержанию химических элементов в стали.According to the proposed method for the production of plate products, a billet made of steel with the following content of its elements in wt.% Is used: carbon 0.02 ÷ 0.08, silicon 0.10 ÷ 0.35, manganese 1.10 ÷ 2.00, chrome 0.01 ÷ 0.30, nickel 0.01 ÷ 0.50, copper 0.01 ÷ 0.30, molybdenum no more than 0.10, aluminum 0.02 ÷ 0.05, niobium 0.02 ÷ 0.06 , vanadium 0.001 ÷ 0.060, titanium 0.005 ÷ 0.030, sulfur no more than 0.0030, phosphorus no more than 0.015, nitrogen 0.001 ÷ 0.008, the rest - iron and inevitable impurities, and the content in manganese steel corresponds to the ratio
Figure 00000005
where the symbols of the chemical elements (Mn, C) denote the content in steel of these elements in wt.%, R m is the required minimum value of the temporary tensile strength of the steel of manufactured steel in N / mm 2 . In general, the given content of elements in steel during the implementation of the modes of production of rolled products proposed in the present invention ensures the formation of the required level of its mechanical properties. Below is the rationale for the declared restrictions on the content of chemical elements in steel.

Для обеспечения требуемой прочности стали содержание углерода должно быть не менее 0,02 мас.%, при этом его содержание более 0,08 мас.% приводит к ухудшению ударной вязкости стали и ее свариваемости.To ensure the required strength of steel, the carbon content should be at least 0.02 wt.%, While its content of more than 0.08 wt.% Leads to a deterioration in the toughness of steel and its weldability.

Кремний необходим для раскисления стали при ее выплавке. Для обеспечения необходимого уровня раскисленности стали содержание кремния должно быть не менее 0,10 мас.%, при этом его содержание более 0,35 мас.% увеличивает количество силикатных включений, что приводит к ухудшению ударной вязкости стали.Silicon is necessary for the deoxidation of steel during its smelting. To ensure the necessary level of deoxidation of the steel, the silicon content should be at least 0.10 wt.%, While its content of more than 0.35 wt.% Increases the number of silicate inclusions, which leads to a deterioration in the toughness of steel.

Марганец в стали способствует сдвигу γ→α-превращения в область более низких температур, что вызывает уменьшение размера зерен феррита. В результате измельчения микроструктуры повышается предел текучести с одновременным повышением хладостойкости. При содержании марганца в стали более 2,00 мас.% значительно снижается ее ударная вязкость. Кроме того, марганец повышает степень пересыщения феррита растворенными элементами (ниобий, титан, ванадий, углерод, азот), которые принимают участие в дисперсионном твердении. Минимальное содержание марганца для оптимального использования дисперсионного твердения в данной стали и обеспечения ее требуемой прочности и хладостойкости составляет 1,10 мас.%.Manganese in steel promotes a shift in the γ → α transformation to a region of lower temperatures, which causes a decrease in the size of ferrite grains. As a result of grinding the microstructure, the yield strength increases with a simultaneous increase in cold resistance. When the manganese content in the steel is more than 2.00 wt.%, Its toughness is significantly reduced. In addition, manganese increases the degree of supersaturation of ferrite with dissolved elements (niobium, titanium, vanadium, carbon, nitrogen), which take part in the precipitation hardening. The minimum manganese content for the optimal use of dispersion hardening in this steel and ensuring its required strength and cold resistance is 1.10 wt.%.

Для повышения устойчивости аустенита в сталь добавляют медь, никель и хром. Для получения необходимого эффекта требуется минимум 0,01 мас.% никеля, при этом экономически нецелесообразно обеспечивать содержание в стали никеля более 0,50 мас.%. Для экономии никеля сталь легируют медью. Для получения необходимого эффекта требуется минимум 0,01 мас.% меди, при этом содержание в стали меди более 0,30 мас.% может привести к образованию трещин на поверхности заготовки при ее горячей прокатке. Нижний предел содержания хрома, необходимый для получения указанного эффекта, составляет 0,01 мас.%. С увеличением концентрации хрома повышается прокаливаемость стали и появляется возможность образования мартенситных структур, приводящих к снижению ударной вязкости. Верхний предел содержания хрома в стали установлен на уровне 0,30 мас.%.To increase the stability of austenite, copper, nickel and chromium are added to the steel. To obtain the desired effect, a minimum of 0.01 wt.% Of nickel is required, while it is not economically feasible to provide a nickel content of more than 0.50 wt.%. To save nickel, steel is alloyed with copper. To obtain the desired effect, a minimum of 0.01 wt.% Of copper is required, while the content in copper steel of more than 0.30 wt.% Can lead to the formation of cracks on the surface of the workpiece during its hot rolling. The lower limit of the chromium content required to obtain this effect is 0.01 wt.%. With an increase in chromium concentration, hardenability of steel increases and the possibility of the formation of martensitic structures, leading to a decrease in toughness, appears. The upper limit of the chromium content in the steel is set at 0.30 wt.%.

Молибден является элементом, который повышает прокаливаемость стали, при этом его содержание в стали более 0,10 мас.% экономически нецелесообразно.Molybdenum is an element that increases the hardenability of steel, while its content in steel more than 0.10 wt.% Is not economically feasible.

Ниобий необходим для образования карбидов. Карбиды ниобия тормозят рост зерна при нагреве стали, способствуют формированию в прокате мелкодисперсной структуры за счет торможения рекристаллизации при чистовой прокатке. Содержание в стали ниобия менее 0,02 мас.% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения, при этом его содержание в стали более 0,06 мас.% экономически нецелесообразно.Niobium is necessary for the formation of carbides. Niobium carbides inhibit grain growth during steel heating, and contribute to the formation of a finely dispersed structure in rolled products due to inhibition of recrystallization during finish rolling. A content of niobium steel of less than 0.02 wt.% Does not provide sufficient dispersion and grain-boundary hardening, while its content in steel of more than 0.06 wt.% Is not economically feasible.

Алюминий раскисляет и модифицирует сталь, связывает азот в нитриды. Для эффективного раскисления стали необходимо добавлять алюминий на уровне не менее 0,02 мас.%, при этом его содержание более 0,05 мас.% приводит к снижению вязкостных свойств стали.Aluminum deoxidizes and modifies steel, binds nitrogen to nitrides. For effective steel deoxidation, it is necessary to add aluminum at a level of not less than 0.02 wt.%, While its content of more than 0.05 wt.% Leads to a decrease in the viscosity properties of steel.

Титан является нитридообразующим элементом, который проявляет эффект измельчения зерен при его содержании в стали не менее 0,005 мас.%. Однако, поскольку добавление больших количеств титана приводит к значительному ухудшению ударной вязкости стали из-за образования карбидов, верхний предел его содержания ограничен значением 0,030 мас.%.Titanium is a nitride-forming element, which exhibits the effect of grinding grains when its content in the steel is not less than 0.005 wt.%. However, since the addition of large amounts of titanium leads to a significant deterioration in the toughness of steel due to the formation of carbides, the upper limit of its content is limited to 0.030 wt.%.

Ванадий является карбо-нитридообразующим элементом, повышающим прочность стали. При содержании ванадия в стали менее 0,001 мас.% данный эффект не достигается, однако его содержание более 0,060 мас.% экономически нецелесообразно.Vanadium is a carbo-nitride-forming element that increases the strength of steel. When the vanadium content in the steel is less than 0.001 wt.%, This effect is not achieved, however, its content of more than 0.060 wt.% Is not economically feasible.

Фосфор относится к числу элементов, обладающих наибольшей склонностью к ликвации и образованию сегрегаций по границам зерен, и, как следствие, отрицательно влияет на ударную вязкость стали. Верхний предел его содержания установлен на уровне 0,015 мас.%.Phosphorus is one of the elements that are most prone to segregation and the formation of segregation along grain boundaries, and, as a result, adversely affects the toughness of steel. The upper limit of its content is set at 0.015 wt.%.

Сера является вредной примесью в стали, при ее содержании свыше 0,0030 мас.% образующиеся грубые сульфиды значительно снижают ударную вязкость стали.Sulfur is a harmful impurity in steel, when its content exceeds 0.0030 wt.%, The resulting coarse sulfides significantly reduce the toughness of steel.

Азот при его содержании в стали в заявленных пределах (0,001÷0,008 мас.%) необходим для выделения мелкодисперсного нитрида титана, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. При этом содержание азота в стали более 0,008 мас.% ухудшает ее низкотемпературную ударную вязкость.Nitrogen, when it is contained in steel within the declared limits (0.001 ÷ 0.008 wt.%), Is necessary to isolate finely dispersed titanium nitride in order to reduce the diameter of austenitic grains. Moreover, the nitrogen content in the steel of more than 0.008 wt.% Worsens its low temperature toughness.

Кроме заявленных ограничений по содержанию химических элементов, важнейшей характеристикой стали является соотношение между содержанием определенных элементов. В зависимости от содержания углерода для обеспечения требуемого минимального уровня временного сопротивления разрыву содержание в стали марганца должно соответствовать соотношению

Figure 00000006
где символы химических элементов (Mn, С) обозначают содержание в стали данных элементов в мас.% Rm - необходимое минимальное значение временного сопротивления разрыву стали изготавливаемого проката в Н/мм2. Содержание в стали марганца менее минимального значения, соответствующего указанному соотношению, не позволит гарантированно обеспечить требуемый уровень прочностных свойств по причине понижения степени пересыщения феррита растворенными элементами, которые принимают участие в дисперсионном твердении. Содержание в стали марганца, превышающее максимальное значение, соответствующее указанному соотношению, экономически нецелесообразно и может привести к получению излишне высоких прочностных свойств и снижению пластичности стали.In addition to the stated restrictions on the content of chemical elements, the most important characteristic of steel is the ratio between the content of certain elements. Depending on the carbon content, to ensure the required minimum level of temporary tensile strength, the content in manganese steel should correspond to the ratio
Figure 00000006
where the symbols of the chemical elements (Mn, C) denote the content in steel of these elements in wt.% R m - the required minimum value of the temporary tensile strength of the steel of manufactured steel in N / mm 2 . The content in manganese steel of less than the minimum value corresponding to the specified ratio will not allow guaranteeing the required level of strength properties due to a decrease in the degree of supersaturation of ferrite with dissolved elements that take part in the precipitation hardening. The content in manganese steel exceeding the maximum value corresponding to the specified ratio is not economically feasible and can lead to unnecessarily high strength properties and a decrease in the ductility of steel.

Одной из основных отличительных особенностей предлагаемого способа является недопущение образования неоднородной структуры стали на всех этапах горячей прокатки заготовки, что является необходимым условием получения проката для труб подводных трубопроводов.One of the main distinguishing features of the proposed method is to prevent the formation of a heterogeneous steel structure at all stages of the hot rolling of the workpiece, which is a prerequisite for obtaining rolled products for pipes of underwater pipelines.

При повышении температуры в ходе нагрева под прокатку сталей, содержащих добавки микролегирующих элементов ниобий, титан и ванадий, кроме нормального роста зерна (собирательная рекристаллизация) возможен также и аномальный рост зерна (вторичная рекристаллизация), когда небольшое число зерен вырастает до очень крупных размеров (порядка нескольких миллиметров) в относительно мелкозернистой матрице. Аномальный рост аустенитного зерна при нагреве под прокатку связан с избирательной растворимостью расположенных по границам зерен карбонитридных фаз микролегирующих элементов, что приводит к резкому повышению подвижности границ отдельных зерен.With increasing temperature during heating for rolling steels containing additives of microalloying elements niobium, titanium and vanadium, in addition to normal grain growth (collective recrystallization), anomalous grain growth (secondary recrystallization) is also possible, when a small number of grains grow to very large sizes (about several millimeters) in a relatively fine-grained matrix. The abnormal growth of austenitic grain upon heating for rolling is associated with the selective solubility of microalloying elements located at the grain boundaries of carbonitride phases, which leads to a sharp increase in the mobility of the boundaries of individual grains.

Повышение температуры нагрева заготовки перед прокаткой приводит к снижению ударной вязкости и хладостойкости, при этом повышаются прочностные свойства. Такие изменения объясняются увеличением размера зерна аустенита при нагреве, более полной растворимостью карбонитридных фаз и соответствующим повышением устойчивости аустенита при охлаждении. Понижение температуры нагрева заготовки с целью измельчения зерна аустенита может приводить к повышению вязких свойств и хладостойкости проката, но при этом снижаются прочностные свойства, вследствие увеличения количества не растворившихся при нагреве частиц, практически не участвующих в упрочнении. В данной связи температура аустенизации заготовки должна соответствовать выражению

Figure 00000007
где ТН - температура аустенизации заготовки в °С, символы химических элементов (С, Mn, Ti, N, Nb) обозначают содержание данных элементов в мас.% в стали, из которой выполнена заготовка.An increase in the heating temperature of the workpiece before rolling leads to a decrease in toughness and cold resistance, while the strength properties increase. Such changes are explained by an increase in the grain size of austenite upon heating, a more complete solubility of the carbonitride phases and a corresponding increase in the stability of austenite upon cooling. Lowering the heating temperature of the billet in order to grind austenite grain can lead to an increase in the viscous properties and cold resistance of rolled products, but at the same time, the strength properties decrease due to an increase in the number of particles that did not dissolve during heating and practically do not participate in hardening. In this regard, the austenitization temperature of the workpiece should correspond to the expression
Figure 00000007
where T N is the austenitization temperature of the workpiece in ° C, the symbols of the chemical elements (C, Mn, Ti, N, Nb) denote the content of these elements in wt.% in the steel from which the workpiece is made.

Температура листа в конце его чистовой прокатки является важным структурообразующим параметром, поэтому она должна быть строго регламентирована для обеспечения формирования его благоприятной структуры перед последующей операцией охлаждения. В связи с этим по настоящему изобретению температура листа в конце его чистовой прокатки должна соответствовать (ТКП±25)°С, при этом ТКП=(Ae3-0,031⋅h2+0,411⋅h-38), где Ае3 - температура начала ферритного превращения в стали, из которой выполнена упомянутая заготовка, определенная для стабильных условий, в °С, h - номинальная толщина изготавливаемого листа в мм.The temperature of the sheet at the end of its finish rolling is an important structure-forming parameter, so it should be strictly regulated to ensure the formation of its favorable structure before the subsequent cooling operation. In this regard, according to the present invention, the temperature of the sheet at the end of its finish rolling should correspond to (T KP ± 25) ° C, while T KP = (A e3 -0,031⋅h 2 + 0,411⋅h-38), where A e3 - the temperature of the onset of ferritic transformation in steel, from which the aforementioned workpiece is made, determined for stable conditions, in ° C, h is the nominal thickness of the sheet to be made in mm.

Не менее важным параметром является температура подката в начале его чистовой прокатки, которая по настоящему изобретению должна соответствовать

Figure 00000008
Более высокая температура подката может привести к частичной рекристаллизации аустенита в начале фазы, что негативно влияет на равномерность структуры аустенита и, соответственно, на вязкостные свойства. Меньшая температура подката в начале чистовой прокатки может привести к повышенному наклепу поверхностных слоев раската в процессе чистовой стадии и созданию неравномерной структуры по сечению листа, что приводит к переупрочнению листов и снижению хладостойкости.An equally important parameter is the temperature of the tackle at the beginning of its finish rolling, which according to the present invention should correspond to
Figure 00000008
A higher temperature of the tackle can lead to partial recrystallization of austenite at the beginning of the phase, which negatively affects the uniformity of the structure of austenite and, accordingly, the viscosity properties. A lower tack temperature at the beginning of the finish rolling can lead to increased hardening of the surface layers of the roll during the finishing stage and the creation of an uneven structure over the cross section of the sheet, which leads to overhardening of the sheets and a decrease in cold resistance.

При этом следует отметить известность для специалистов в соответствующей области техники метода определения конкретных значений используемого параметра Ае3 - в частности, для этого может использоваться программное обеспечение Thermo-Calc компании Thermo-Calc Software.At the same time, it is worth noting that specialists in the relevant technical field know how to determine the specific values of the used parameter A e3 - in particular, Thermo-Calc software from Thermo-Calc Software can be used for this.

Для того чтобы наиболее оптимальным образом обеспечить требуемую температуру подката на этапе его чистовой прокатки в случае, если

Figure 00000009
где h, b, 1 - номинальные значения соответственно толщины,In order to best provide the required temperature of the tackle at the stage of its finish rolling in case
Figure 00000009
where h, b, 1 - nominal values, respectively, of the thickness,

ширины и длины изготавливаемого листа в мм, n - количество готовых листов в материнском листе, чистовая прокатка подката может осуществляться в две стадии.the width and length of the sheet to be produced in mm, n is the number of finished sheets in the mother sheet, finishing rolling of the rolled product can be carried out in two stages.

Применение ускоренного охлаждения листа в установке контролируемого охлаждения позволяет создать более дисперсную структуру феррита и продуктов промежуточного превращения. При этом наблюдается повышение эффективности дисперсионного упрочнения и увеличение плотности дислокаций. Скорость охлаждения листа 10,0÷25,0°С/с и его температура в конце данной операции 200÷550°С определены эмпирическим путем. Охлаждение листа в соответствии с указанными параметрами оказывает положительное влияние на его прочностные и вязкопластические свойства. При этом в зависимости от целевого значения отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву стали изготавливаемого листа, целесообразным может являться охлаждение проката до температур в диапазоне 200÷400°С или до более высоких температур в диапазоне 400÷550°С. При этом оптимальное значение температуры листа в конце его охлаждения в установке контролируемого охлаждения определяется выражением Тко=(730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn-7⋅(Cr+Ni+Cu)-7⋅CR)⋅k±50, где Тко - температура листа в конце его охлаждения в установке контролируемого охлаждения в °C, h - номинальная толщина изготавливаемого листа в мм, символы химических элементов (С, Mn, Cr, Ni, Cu) обозначают содержание данных элементов в мас.% в стали, из которой выполнена упомянутая заготовка, Cr - скорость охлаждения листа в установке контролируемого охлаждения в °С/с, k - коэффициент, определяемый по выражению k=32⋅R2-50⋅R+20, где R - целевое значение отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву стали изготавливаемого листа.The use of accelerated sheet cooling in a controlled cooling installation allows you to create a more dispersed structure of ferrite and intermediate transformation products. In this case, an increase in the efficiency of dispersion hardening and an increase in the density of dislocations are observed. The sheet cooling rate of 10.0 ÷ 25.0 ° C / s and its temperature at the end of this operation 200 ÷ 550 ° C are determined empirically. The cooling of the sheet in accordance with the specified parameters has a positive effect on its strength and viscoplastic properties. Moreover, depending on the target value of the ratio of the yield strength to the tensile strength of the steel of the manufactured sheet, it may be advisable to cool the rolled products to temperatures in the range 200–400 ° C or to higher temperatures in the range 400–550 ° C. The optimal value of the sheet temperature at the end of its cooling installation is given by controlled cooling to T = (730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn- 7⋅ (Cr + Ni + Cu) -7⋅C R) ⋅ k ± 50, where T ko is the temperature of the sheet at the end of its cooling in a controlled cooling installation in ° C, h is the nominal thickness of the manufactured sheet in mm, symbols of chemical elements (C, Mn, Cr, Ni, Cu) denote the content of these elements in wt.% in the steel of which the said billet is made, Cr is the cooling rate of the sheet in a controlled cooling installation in ° C / s, k is the coefficient itsient defined by the expression k = 32⋅R 2 -50⋅R + 20 where R - target value of the ratio of yield strength to tensile strength steel sheet manufactured.

Последующее охлаждение листа осуществляется на воздухе. При этом с целью предотвращения водородного охрупчивания и снятия внутренних напряжений может быть использовано замедленное естественное охлаждение изготавливаемых листов на воздухе после их укладки в стопу.Subsequent cooling of the sheet is carried out in air. At the same time, in order to prevent hydrogen embrittlement and relieve internal stresses, delayed free cooling of the produced sheets in air after stacking them can be used.

Применение предложенного способа поясняется примерами его реализации при производстве листов на одноклетьевом реверсивном стане 5000 АО «ВМЗ».The application of the proposed method is illustrated by examples of its implementation in the production of sheets on a single-strand reversible mill 5000 JSC "VMZ".

Для производства листов использовались слябы, выполненные из стали различных плавок, химический состав которых приведен в таблице 1. При этом настоящему изобретению соответствовал химический состав стали плавок №№1, 2 и 3.For the production of sheets, slabs made of steel of various swimming trunks were used, the chemical composition of which is given in Table 1. In this case, the chemical composition of steel of swimming trunks No. 1, 2, and 3 corresponded to the present invention.

После аустенизации слябов проводилась их черновая прокатка с последующей выдержкой подкатов на воздухе. После этого осуществлялась чистовая прокатка подкатов в одну или две стадии. Затем прокатанные листы охлаждались водой в установке контролируемого охлаждения. Технологические параметры нагрева и черновой прокатки заготовок, а также чистовой прокатки подкатов и охлаждения полученных листов приведены в таблице 2 и 3, соответственно. Производство листов из слябов, выполненных из стали плавки №1, осуществлялось по режимам №№1-1÷1-7, из стали плавки №2 - по режимам №№2-1 и 2-2, из стали плавки №3 - по режиму №3-1, из стали плавки №4 - по режиму №4-1. При этом параметры режимов №№1-1, 1-2, 1-3, 1-4, 1-5, 2-1 и 3-1 соответствовали признакам настоящего изобретения, а отдельные параметры режимов №№1-6, 1-7, 2-2 и 4-1 не соответствовали признакам настоящего изобретения. Так, в частности, режим №1-6 характеризовался слишком высокой температурой аустенизации заготовки и более низкой ее температурой в начале чистовой прокатки, режим №1-7 характеризовался слишком низкой температурой заготовки в начале ее чистовой прокатки, режим №2-2 характеризовался слишком высокой температурой листа в момент завершения его охлаждения водой в установке контролируемого охлаждения, режим №4-1 характеризовался слишком высокими значениями температуры аустенизации заготовки и температуры листа в момент завершения его охлаждения водой в установке контролируемого охлаждения.After austenization of the slabs, their rough rolling was carried out, followed by exposure of the tack in the air. After that, finishing rolling of rolled products in one or two stages was carried out. Then, the rolled sheets were cooled with water in a controlled cooling installation. The technological parameters of heating and rough rolling of the workpieces, as well as the finish rolling of the rolled products and cooling of the obtained sheets are shown in table 2 and 3, respectively. The production of sheets from slabs made of smelting steel No. 1 was carried out according to modes No. 1-1 ÷ 1-7, from steel melt No. 2 - according to modes No. 2-1 and 2-2, from steel melt No. 3 - according to mode No. 3-1, from smelting steel No. 4 - according to mode No. 4-1. Moreover, the parameters of the modes No. 1-1, 1-2, 1-3, 1-4, 1-5, 2-1 and 3-1 corresponded to the features of the present invention, and the individual parameters of the modes No. 1-6, 1- 7, 2-2 and 4-1 did not correspond to the features of the present invention. So, in particular, mode No. 1-6 was characterized by a too high austenitization temperature of the billet and its lower temperature at the beginning of finish rolling, mode No. 1-7 was characterized by too low a temperature of the billet at the beginning of finish rolling, mode No. 2-2 was too high the temperature of the sheet at the time of completion of its cooling with water in a controlled cooling installation, mode No. 4-1 was characterized by too high values of the austenization temperature of the workpiece and the temperature of the sheet at the time of completion of cooling water in a controlled cooling installation.

Механические свойства стали изготовленных листов определяли на изготовленных из них поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение проводили на полнотолщинных образцах в соответствии с ASTM A370, испытания на ударный изгиб - на образцах с V-образным надрезом (KV2) в соответствии с ISO 148-1 при температурах минус 20 и минус 40°С, ИПГ - в соответствии с API RP 5L3 при температурах минус 10 и минус 30°С. Полученные значения механических свойств изготовленных листов приведены в таблице 4. Показано, что при производстве толстолистового проката по технологии, не соответствующей настоящему изобретению, не достигается заявленный технический результат, в частности, при производстве по режиму №1-6 - по требуемому количеству вязкой составляющей в изломе образцов при ИПГ при отрицательных температурах, по режиму №1-7 - по временному сопротивлению разрыву, по режиму №2-2 - по временному сопротивлению разрыву и отношению предела текучести к временному сопротивлению разрыву, по режиму №4-1 (технологические параметры которого соответствовали способу-прототипу) - по временному сопротивлению разрыву и количеству вязкой составляющей в изломе образцов при ИПГ при отрицательных температурах. При этом результаты испытаний листов, изготовленных в соответствии с настоящим изобретением, показывают достижение заявленного технического результата.The mechanical properties of steel made sheets were determined on transverse samples made from them. Static tensile tests were carried out on full-thickness specimens in accordance with ASTM A370, impact bending tests on specimens with a V-shaped notch (KV 2 ) in accordance with ISO 148-1 at temperatures of minus 20 and minus 40 ° C, IPG in in accordance with API RP 5L3 at temperatures minus 10 and minus 30 ° C. The obtained values of the mechanical properties of the manufactured sheets are shown in table 4. It is shown that in the production of plate products using technology that does not correspond to the present invention, the claimed technical result is not achieved, in particular, in the production according to mode No. 1-6 - according to the required amount of viscous component in fracture of samples at IPG at negative temperatures, according to regime No. 1-7 - according to temporary tensile strength, according to regime No. 2-2 - according to temporary tensile strength and the ratio of yield strength to temporary mu tensile strength at regime №4-1 (process parameters which correspond to the prior art) - Temporary tensile strength and number of shear fracture the samples at IPG at subzero temperatures. Moreover, the test results of sheets made in accordance with the present invention, show the achievement of the claimed technical result.

Применение предложенных в настоящем изобретении параметров производства толстолистового проката при его изготовлении из заготовки, выполненной из стали заявленного химического состава, позволяет целенаправленно управлять формированием структуры стали проката и обеспечить высокий комплекс его свойств, соответствующих требуемой категории прочности, при необходимой хладостойкости.The application of the parameters of the production of plate products proposed in the present invention when manufacturing them from a billet made of steel of the declared chemical composition allows one to purposefully control the formation of the structure of rolled steel and provide a high complex of its properties corresponding to the required strength category, with the necessary cold resistance.

Figure 00000010
Figure 00000010

Figure 00000011
Figure 00000011

Figure 00000012
Figure 00000012

Figure 00000013
Figure 00000013

Claims (8)

1. Способ производства толстолистового проката, включающий 1. A method of manufacturing a plate, including аустенизацию заготовки, выполненной из стали с содержанием элементов в мас.%: углерод 0,02÷0,08, кремний 0,10÷0,35, марганец 1,10÷2,00, хром 0,01÷0,30, никель 0,01÷0,50, медь 0,01÷0,30, молибден не более 0,10, алюминий 0,02÷0,05, ниобий 0,02÷0,06, ванадий 0,001÷0,060, титан 0,005÷0,030, сера не более 0,0030, фосфор не более 0,015, азот 0,001÷0,008, железо и неизбежные примеси - остальное, причем содержание марганца соответствует соотношению
Figure 00000014
где символы химических элементов Mn, С обозначают их содержание в стали в мас.%, Rm - необходимое минимальное значение временного сопротивления разрыву стали изготавливаемого проката в Н/мм2, при этом температура аустенизации заготовки соответствует выражению
Figure 00000015
где ТН - температура аустенизации заготовки в °С, символы химических элементов С, Mn, Ti, N, Nb обозначают их содержание в стали в мас.%, из которой выполнена заготовка,austenization of a billet made of steel with an element content in wt.%: carbon 0.02 ÷ 0.08, silicon 0.10 ÷ 0.35, manganese 1.10 ÷ 2.00, chromium 0.01 ÷ 0.30, nickel 0.01 ÷ 0.50, copper 0.01 ÷ 0.30, molybdenum no more than 0.10, aluminum 0.02 ÷ 0.05, niobium 0.02 ÷ 0.06, vanadium 0.001 ÷ 0.060, titanium 0.005 ÷ 0,030, sulfur not more than 0,0030, phosphorus not more than 0,015, nitrogen 0,001 ÷ 0,008, iron and inevitable impurities - the rest, and the manganese content corresponds to the ratio
Figure 00000014
where the symbols of the chemical elements Mn, C indicate their content in steel in wt.%, R m - the required minimum value of the tensile strength of the steel of the manufactured steel in N / mm 2 , while the austenitization temperature of the workpiece corresponds to the expression
Figure 00000015
where T N - austenitization temperature of the workpiece in ° C, the symbols of the chemical elements C, Mn, Ti, N, Nb denote their content in steel in wt.%, from which the workpiece is made, черновую прокатку упомянутой заготовки с последующей выдержкой полученного подката перед его чистовой прокаткой,rough rolling of the aforementioned workpiece with subsequent exposure of the rolled product before its final rolling, чистовую прокатку упомянутого подката, причем начинают ее при температуре подката, соответствующей
Figure 00000016
а заканчивают ее при температуре полученного листа, соответствующей (ТКП±25)°С, при этом ТКП=(Ae3-0,031⋅h2+0,411-h⋅38), где Ае3 - температура начала ферритного превращения в стали, из которой выполнена упомянутая заготовка, определенная для стабильных условий, в °С, h - номинальная толщина изготавливаемого листа в мм,finishing rolling of said tackle, and it starts at a tack temperature corresponding to
Figure 00000016
and they finish it at the temperature of the obtained sheet corresponding to (T KP ± 25) ° C, while T KP = (A e3 -0.031⋅h 2 + 0.411-h⋅38), where A e3 is the temperature of the onset of ferritic transformation in steel, from which the said billet is made, determined for stable conditions, in ° C, h is the nominal thickness of the sheet to be made in mm, охлаждение полученного листа в установке контролируемого охлаждения со скоростью охлаждения 10,0÷25,0°С/с до температуры 200÷550°С и последующее охлаждение листа отдельно или после его укладки в стопу на воздухе.cooling the resulting sheet in a controlled cooling installation with a cooling rate of 10.0 ÷ 25.0 ° C / s to a temperature of 200 ÷ 550 ° C and subsequent cooling of the sheet separately or after stacking it in the air. 2. Способ по п. 1, в котором в случае, если
Figure 00000017
где h, b, l - номинальные значения соответственно толщины, ширины и длины изготавливаемого листа в мм, n - количество готовых листов в упомянутом полученном листе, то чистовую прокатку упомянутого подката осуществляют в две стадии.2. The method according to p. 1, in which case
Figure 00000017
where h, b, l are the nominal values, respectively, of the thickness, width and length of the sheet to be produced in mm, n is the number of finished sheets in the aforementioned sheet, then the finish rolling of the said rolling is carried out in two stages. 3. Способ по п. 1 или 2, в котором лист охлаждают в установке контролируемого охлаждения до температуры, соответствующей выражению3. The method according to p. 1 or 2, in which the sheet is cooled in a controlled cooling installation to a temperature corresponding to the expression Тко=(730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn-7⋅(Cr+Ni+Cu)-7⋅CR)⋅k±50, где Тко -температура листа в конце его охлаждения в установке контролируемого охлаждения в °С, h - номинальная толщина изготавливаемого листа в мм, символы химических элементов С, Mn, Cr, Ni, Cu обозначают их содержание в стали в мас.%, из которой выполнена упомянутая заготовка, CR - скорость охлаждения листа в установке контролируемого охлаждения в °С/с, k - коэффициент, определяемый по выражению k=32⋅R2 -50⋅R+20, где R - целевое значение отношения предела текучести к временному сопротивлению разрыву стали изготавливаемого листа. To T = (730-3⋅h-10⋅C-7⋅Mn- 7⋅ (Cr + Ni + Cu) -7⋅C R) ⋅k ± 50, where T is the temperature of the sheet to the end of cooling to install controlled cooling in ° C, h is the nominal thickness of the manufactured sheet in mm, the symbols of the chemical elements C, Mn, Cr, Ni, Cu denote their content in steel in wt.%, of which the said workpiece is made, C R is the cooling rate of the sheet in the installation of controlled cooling in ° C / s, k is the coefficient determined by the expression k = 32⋅R 2 -50⋅R + 20, where R is the target value of the ratio of yield strength to temporary tensile strength of steel the sheet to be.
RU2019132390A 2019-10-11 Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines RU2711271C9 (en)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2019132390A RU2711271C9 (en) 2019-10-11 Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
RU2019132390A RU2711271C9 (en) 2019-10-11 Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2711271C1 true RU2711271C1 (en) 2020-01-16
RU2711271C9 RU2711271C9 (en) 2022-07-29

Family

ID=

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2760014C1 (en) * 2021-01-23 2021-11-22 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») METHOD FOR PRODUCING STRIP ROLLED PRODUCTS WITH A THICKNESS OF 10 TO 40 mm FOR MANUFACTURING LARGE-DIAMETER LONGITUDINALLY WELDED PIPES OPERATED UNDER EXTREMELY LOW TEMPERATURES

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2495142C1 (en) * 2012-06-26 2013-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel
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
RU2583973C1 (en) * 2015-02-10 2016-05-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Method of producing thick-wall pipe steel
RU2635122C1 (en) * 2017-01-25 2017-11-09 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") Method of production of rolled plates with strength class k80, x100, l690 to manufacture arc welded pipes of main pipelines
EP3246427B1 (en) * 2015-03-06 2018-12-12 JFE Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2495142C1 (en) * 2012-06-26 2013-10-10 Общество с ограниченной ответственностью "Северсталь-Проект" (ООО "Северсталь-Проект") Manufacturing method of rolled steel plate from low-alloy steel
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
RU2583973C1 (en) * 2015-02-10 2016-05-10 Открытое акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" Method of producing thick-wall pipe steel
EP3246427B1 (en) * 2015-03-06 2018-12-12 JFE Steel Corporation High strength electric resistance welded steel pipe and manufacturing method therefor
RU2635122C1 (en) * 2017-01-25 2017-11-09 Акционерное общество "Выксунский металлургический завод" (АО "ВМЗ") Method of production of rolled plates with strength class k80, x100, l690 to manufacture arc welded pipes of main pipelines

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2760014C1 (en) * 2021-01-23 2021-11-22 Публичное акционерное общество «Северсталь» (ПАО «Северсталь») METHOD FOR PRODUCING STRIP ROLLED PRODUCTS WITH A THICKNESS OF 10 TO 40 mm FOR MANUFACTURING LARGE-DIAMETER LONGITUDINALLY WELDED PIPES OPERATED UNDER EXTREMELY LOW TEMPERATURES

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6123966B1 (en) steel sheet
CN106133173B (en) The excellent high strength cold rolled steel plate of property uniform in material and its manufacture method
CN102333899B (en) Hot rolled steel sheet having excellent punching workability and fatigue properties, hot dip galvanized steel sheet, and method for producing same
JP6107437B2 (en) Manufacturing method of low-alloy high-strength seamless steel pipe for oil wells with excellent resistance to sulfide stress corrosion cracking
WO2018011978A1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
WO2019009410A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
WO2014041801A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for manufacturing same
CA2787575A1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method of manufacturing thereof
WO2008093897A1 (en) High tensile steel products excellent in the resistance to delayed fracture and process for production of the same
RU2675307C1 (en) Method of manufacture of low-alloyable roll strips with enhanced corrosion resistance
RU2549023C1 (en) Method of production of rolled plates with strength class k65, x80, l555 to manufacture arc welded pipes of main pipelines
JP4600196B2 (en) High carbon cold-rolled steel sheet with excellent workability and manufacturing method thereof
CN107250406A (en) High strength cold rolled steel plate and its manufacture method
JP2015160986A (en) High strength hot rolled steel sheet and manufacturing method therefor
CN115087756B (en) Hot rolled steel sheet
JP4696853B2 (en) Method for producing high-carbon cold-rolled steel sheet with excellent workability and high-carbon cold-rolled steel sheet
JP7280537B2 (en) hot rolled steel
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
JP5189959B2 (en) High strength cold-rolled steel sheet with excellent elongation and stretch flangeability
RU2615667C1 (en) Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes
RU2697301C1 (en) Method for production of tubular rolled products of increased corrosion resistance at a reversing mill
CN113166904A (en) High-strength steel sheet having excellent low-temperature fracture toughness and elongation and method for manufacturing same
RU2711271C1 (en) Method for production of plate steel for production of electric-welded pipes of underwater pipelines
JP6684905B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet excellent in shear workability and method for producing the same