RU2724217C1 - Method of producing rolled steel - Google Patents
Method of producing rolled steel Download PDFInfo
- Publication number
- RU2724217C1 RU2724217C1 RU2020104964A RU2020104964A RU2724217C1 RU 2724217 C1 RU2724217 C1 RU 2724217C1 RU 2020104964 A RU2020104964 A RU 2020104964A RU 2020104964 A RU2020104964 A RU 2020104964A RU 2724217 C1 RU2724217 C1 RU 2724217C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- rolling
- cooling
- slab
- Prior art date
Links
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
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
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)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к металлургии, и в частности, к производству проката нового поколения из экономно легированных сталей.The invention relates to metallurgy, and in particular, to the production of a new generation of rolled products from economically alloyed steels.
Технологические процессы выплавки и обработки современных высокопрочных низколегированных сталей позволяют достичь максимально возможного измельчения зерна как единственного фактора, обеспечивающего одновременное повышение прочности и вязкости. Результаты исследований связи между структурой, свойствами и режимами обработки способствовали разработке и оптимизации процессов термомеханической обработки (ТМО). Основные усилия были направлены на достижение максимально возможной степени измельчения зерна. Ранее для этого использовали термообработку, однако ТМО позволяет достичь большей степени измельчения зерна и связанного с ним улучшения свойств.The technological processes of smelting and processing of modern high-strength low-alloy steels make it possible to achieve the maximum possible grain refinement as the only factor providing a simultaneous increase in strength and toughness. The results of studies of the relationship between the structure, properties and processing modes contributed to the development and optimization of thermomechanical processing (TMT) processes. The main efforts were aimed at achieving the highest possible degree of grain refinement. Previously, heat treatment was used for this, but TMT allows to achieve a greater degree of grain refinement and the related improvement in properties.
Известно, что измельчение зерна - уникальный структурный механизм воздействия на свойства стали, поскольку позволяет одновременно повысить предел текучести и снизить переходную температуру хрупкого разрушения стали (см. http://metal-archive.ru/metallurqiya/763-izrnelchenie-zerna.html [1])It is known that grain grinding is a unique structural mechanism for influencing the properties of steel, since it can simultaneously increase the yield strength and reduce the transition temperature of brittle fracture of steel (see http://metal-archive.ru/metallurqiya/763-izrnelchenie-zerna.html [ 1])
Известен способ производства горячекатаного листа из аустенитной же-лезоуглеродмарганцевой стали, описанный в RU 2366727 [2]. Способ предусматривает выплавку стали, химический состав которой включает (мас. %): 0.85≤С≤1.05; 16≤Mn≤19; Si≤2; Al≤0.050; S≤0.030; Р≤0.050; N≤0.1 остальное железо и неизбежные примеси. Для получения горячекатаного листа полуобработанный продукт из этой стали нагревают до температуры между 1100 и 1300°С, прокатывают с температурой окончания прокатки 900°С или выше, выдерживают, затем охлаждают со скоростью 20°С/с или выше и сматывают его в рулон при температуре 400°С или ниже. Недостатком известного способа является высокая стоимость конечного продукта, обусловленная использованием в составе стали большого количества дорогостоящих легирующих компонентов и недостижение желательного измельчения зерна в готовом продукте.A known method of manufacturing a hot-rolled sheet from austenitic iron-carbon-manganese steel, described in RU 2366727 [2]. The method involves the smelting of steel, the chemical composition of which includes (wt.%): 0.85≤С≤1.05; 16≤Mn≤19; Si≤2; Al≤0.050; S≤0.030; P≤0.050; N≤0.1 the rest is iron and inevitable impurities. To obtain a hot-rolled sheet, a semi-finished product of this steel is heated to a temperature between 1100 and 1300 ° C, rolled with a rolling end temperature of 900 ° C or higher, maintained, then cooled at a speed of 20 ° C / s or higher and wound into a roll at a temperature 400 ° C or lower. The disadvantage of this method is the high cost of the final product due to the use of a large number of expensive alloying components in the steel and the failure to achieve the desired grinding of grain in the finished product.
Известен способ производства экономно-легированного высокопрочного проката для труб магистральных газопроводов высокого давления (RU 2617075[3]), который характеризуется тем, что для повышения прочности проката ката при одновременном повышении прокаливаемости, пластичности и ударной вязкости выплавляют сталь, содержащую, мас. %: углерод 0,04÷0,05, марганец 1,9÷2,0, кремний 0,22÷0,25, ниобий 0,07÷0,09, титан 0,02÷0,025, алюминий 0,025÷0,03, азот 0,005÷0,007, сера 0,001÷0,002, фосфор 0,006÷0,008, бор 0,0015÷0,002, железо - остальное, осуществляют непрерывную разливку стали в слябы, аустенизацию при 1050÷1100°С, черновую прокатку с деформацией 12÷20% в области температур рекристаллизации аустенита, чистовую прокатку - в области температур полного торможения рекристаллизации с общей степенью деформации 70÷80%, ускоренное охлаждение при температуре его завершения 350±450°С и индукционный отпуск при температуре 620±10°С.Недостатком известного способа является наличие дополнительных операций после завершения прокатки (индукционный отпуск) и недостаточное измельчение зерна в готовой продукции.A known method of producing economically-alloyed high-strength steel for pipes of high pressure gas pipelines (RU 2617075 [3]), which is characterized in that to increase the strength of rolled steel while increasing hardenability, ductility and toughness melt steel containing, by weight. %: carbon 0.04 ÷ 0.05, manganese 1.9 ÷ 2.0, silicon 0.22 ÷ 0.25, niobium 0.07 ÷ 0.09, titanium 0.02 ÷ 0.025, aluminum 0.025 ÷ 0, 03, nitrogen 0.005 ÷ 0.007, sulfur 0.001 ÷ 0.002, phosphorus 0.006 ÷ 0.008, boron 0.0015 ÷ 0.002, iron - the rest, carry out continuous casting of steel into slabs, austenization at 1050 ÷ 1100 ° C, rough rolling with a deformation of 12 ÷ 20 % in the temperature range of austenite recrystallization, finish rolling - in the temperature range of complete inhibition of recrystallization with a total degree of deformation of 70 ÷ 80%, accelerated cooling at a temperature of completion of 350 ± 450 ° C and induction tempering at a temperature of 620 ± 10 ° C. A disadvantage of the known method is the presence of additional operations after rolling (induction tempering) and insufficient grinding of grain in the finished product.
Известен способ производства стального проката из низколегированной стали, включающий получение непрерывнолитых заготовок, содержащих мас. %: 0,09-0,12 С; 1,55-1,70 Mn; 0,20-0,30 Cr; 0,20-0,30 Ni; Cu<0,10; S<0,002, некоторые дополнительные легирующие элементы и железо остальное (RU 2606357 [4]). Для получения проката из непрерывнолитых заготовок толщиной не менее 315 мм проводят аустенизацию заготовок при температуре 1200-1215°С, черновую прокатку начинают при температуре не ниже 950°С и осуществляют до толщины раската не менее 1,3 толщины готового листа с относительными обжатиями за проход не менее 10%, чистовую прокатку начинают при температуре на 115±25°С выше точки Ar3 и завершают на 5-15°С выше температуры начала чистовой прокатки, после чего листы подвергают замедленному охлаждению на воздухе в стопе. Недостатком известного способа является высокая температура конца прокатки, что приводит к росту зерна аустенита и, как следствие, недостижение желательного (не более 10 мкм) измельчения зерна феррита.A known method of production of rolled steel from low alloy steel, including obtaining continuously cast billets containing wt. %: 0.09-0.12 C; 1.55-1.70 Mn; 0.20-0.30 Cr; 0.20-0.30 Ni; Cu <0.10; S <0.002, some additional alloying elements and the rest iron (RU 2606357 [4]). To obtain rolled products from continuously cast billets with a thickness of at least 315 mm, the billets are austenitized at a temperature of 1200-1215 ° C, rough rolling is started at a temperature of at least 950 ° C and is carried out to a rolling thickness of at least 1.3 thickness of the finished sheet with relative reductions per pass at least 10%, finish rolling begins at a temperature of 115 ± 25 ° C above the Ar 3 point and is completed 5-15 ° C above the temperature of the start of finish rolling, after which the sheets are subjected to delayed cooling in the air in the stack. The disadvantage of this method is the high temperature of the end of rolling, which leads to an increase in austenite grain and, as a result, failure to achieve the desired (no more than 10 μm) grinding of ferrite grain.
Наиболее близким к заявляемому по совокупности существенных признаков является способ изготовления горячекатаного стального проката, включающий выплавку стали, содержащую мас. %: С: 0,08-0,18, Mn: 0,8-1,8, S: 0,005 или менее, Cu: 0,005-0,1, Ni: 0,005-0,1, Cr: 0,002-0,1, остальное дополнительные дорогостоящие легирующие элементы такие как Ti, Nb, V, Mo, В и РЗМ, Fe и случайные примеси остальное (RU 2510803 [5]). Нагревают заготовку до температуры 1150-1300°С. Выполняют горячую прокатку стали с температурой конца прокатки в диапазоне температур от Ar3 до (Ar3+60)°С и степенью обжатия в последней клети чистовой прокатки не менее 25% для получения стального листа. Проводят смотку листа при температуре 570-670°С. При этом охлаждение стального листа перед смоткой начинают не позднее чем через 2 секунды после завершения чистовой прокатки, и осуществляют охлаждение до температуры, равной температуре намотки +50°С или ниже, через 10 секунд после завершения чистовой прокатки.Closest to the claimed combination of essential features is a method of manufacturing a hot-rolled steel product, comprising the smelting of steel containing wt. %: C: 0.08-0.18, Mn: 0.8-1.8, S: 0.005 or less, Cu: 0.005-0.1, Ni: 0.005-0.1, Cr: 0.002-0, 1, the rest is additional expensive alloying elements such as Ti, Nb, V, Mo, B and REM, Fe and random impurities the rest (RU 2510803 [5]). Heat the workpiece to a temperature of 1150-1300 ° C. Hot rolling of steel is carried out with a temperature of the end of rolling in the temperature range from Ar 3 to (Ar 3 +60) ° C and a degree of compression in the last stand of finish rolling of at least 25% to obtain a steel sheet. Spool the sheet at a temperature of 570-670 ° C. In this case, the cooling of the steel sheet before winding begins no later than 2 seconds after the completion of the finish rolling, and cooling is carried out to a temperature equal to the winding temperature + 50 ° C or lower, 10 seconds after the completion of the finish rolling.
Недостатком известного способа является невозможность достижения желательного (не более 10 мкм) измельчения зерна феррита при использовании описанных в [5] технологических приемов и параметров для экономно легированных сталей, не содержащих Ti, Nb, V, Mo, В и др.The disadvantage of this method is the inability to achieve the desired (not more than 10 microns) grinding of ferrite grains using the techniques described in [5] and parameters for sparingly alloyed steels that do not contain Ti, Nb, V, Mo, B, etc.
Заявляемый способ производства стального проката направлен на достижение комплексного измельчения зерна феррита до размера не более 10 мкм для экономно легированных сталей.The inventive method for the production of rolled steel is aimed at achieving integrated grinding of ferrite grains to a size of not more than 10 microns for economically alloyed steels.
Указанный результат достигается тем, что способ производства стального проката включает выплавку слябов из стали, содержащей углерод, марганец, хром, никель, медь, серу, железо и неконтролируемые примеси, нагрев слябов выше температуры аустенизации стали, черновую прокатку, междеформационное охлаждение, чистовую прокатку, охлаждение и смотку.The specified result is achieved by the fact that the method of production of rolled steel includes the smelting of slabs from steel containing carbon, manganese, chromium, nickel, copper, sulfur, iron and uncontrolled impurities, heating the slabs above the austenization temperature of steel, rough rolling, interdeformation cooling, finishing rolling, cooling and winding.
При этом заготовку получают из стали, содержащей мас. %: 0,05-0,18 С; 0,80-1,80 Mn; 0,6-1,2 Cr; 0,10-0,25 Ni; 0,30-0,60 Cu; не более 0,005 S, железо и неконтролируемые примеси - остальное, нагрев слябов в печи осуществляют до температуры поверхности металла не выше 1200°С с выдержкой при этой температуре не более 60 минут, чистовую прокатку осуществляют в температурном диапазоне 950-790°С, обеспечивая не менее 75% суммарной относительной деформации, а смотку полосы в рулон после чистовой прокатки осуществляют при температуре поверхности металла 670-640°С с дальнейшим его охлаждением на спокойном воздухе.In this case, the preform is obtained from steel containing wt. %: 0.05-0.18 C; 0.80-1.80 Mn; 0.6-1.2 Cr; 0.10-0.25 Ni; 0.30-0.60 Cu; not more than 0.005 S, iron and uncontrolled impurities - the rest, the slabs are heated in a furnace to a metal surface temperature of not higher than 1200 ° C with holding at this temperature for no more than 60 minutes, finish rolling is carried out in the temperature range of 950-790 ° C, ensuring less than 75% of the total relative deformation, and the strip winding into a roll after finishing rolling is carried out at a metal surface temperature of 670-640 ° C with its further cooling in calm air.
Отличительными признаками заявляемого способа являются:Distinctive features of the proposed method are:
- химический состав стали;- chemical composition of steel;
- нагрев слябов в печи перед прокаткой до температуры поверхности металла не выше 1200°С с выдержкой при этой температуре не более 60 минут;- heating the slabs in the furnace before rolling to a metal surface temperature of not higher than 1200 ° C with holding at this temperature for no more than 60 minutes;
- чистовая прокатка в температурном диапазоне 950-790°С;- finishing rolling in the temperature range of 950-790 ° C;
- суммарная относительная деформация при чистовой прокатке не менее- total relative deformation during finishing rolling, not less than
75%;75%
- смотка в рулон после чистовой прокатки при температуре поверхности раската 670-640°С с дальнейшим охлаждением рулона на спокойном воздухе.- winding into a roll after finishing rolling at a roll surface temperature of 670-640 ° C with further cooling of the roll in calm air.
Выбор предлагаемого химического состава стали продиктован следующим. С одной стороны, сталь целесообразно экономно легировать не очень дорогими и не дефицитными элементами, а с другой - обеспечивать высокие потребительские свойства проката, производимого из такой стали. Исходя из этого разумно предположить, что подобрав химический состав стали, который в совокупности с используемыми правильно определенными технологическими параметрам обеспечивает измельчение зерна в производимом прокате, можно достичь и хороших потребительских характеристик, поскольку измельчение зерна - уникальный структурный механизм воздействия на свойства стали, который при правильно подобранном химическом составе стали позволяет одновременно повысить прочностные характеристики при сохранении вязкости, увеличивает коррозионную стойкость и устойчивость стали к водородному растрескиванию, кроме того, обеспечивает повышение предела текучести и снижение переходной температуры хрупкого разрушения стали.The choice of the proposed chemical composition of the steel is dictated by the following. On the one hand, it is advisable to alloy steel economically with not very expensive and not scarce elements, and on the other hand, to ensure high consumer properties of rolled products made from such steel. Based on this, it is reasonable to assume that having selected the chemical composition of steel, which, together with the correctly defined technological parameters used, ensures grain grinding in the rolled products, good consumer characteristics can also be achieved, since grain grinding is a unique structural mechanism for influencing the properties of steel, which, when correctly the selected chemical composition of the steel allows both to increase the strength characteristics while maintaining the viscosity, increases the corrosion resistance and the resistance of steel to hydrogen cracking, in addition, provides an increase in the yield strength and a decrease in the transition temperature of brittle fracture of steel.
Углерод необходим для обеспечения прочности и способности сохранять мелкозернистую структуру. Эти эффекты не проявляются в достаточной мере, если вводимое его количество составляет менее 0,05%. С другой стороны, добавление углерода в количествах более 0,18% приводит к снижению ударной вязкости стали в зоне термического воздействия при сварке, а также вызывает заметное ухудшение свариваемости. Таким образом, содержание углерода ограничивается от 0,05 до 0,18.Carbon is required to provide strength and the ability to maintain a fine-grained structure. These effects do not appear sufficiently if the amount administered is less than 0.05%. On the other hand, the addition of carbon in amounts of more than 0.18% leads to a decrease in the toughness of steel in the heat-affected zone during welding, and also causes a noticeable deterioration in weldability. Thus, the carbon content is limited from 0.05 to 0.18.
Сера является постоянной вредной примесью. Сера практически не влияет на прочность, но снижает пластичность, ударную вязкость и коррозионную стойкость. Для этого содержание серы должно быть не более 0,005%.Sulfur is a constant harmful impurity. Sulfur has virtually no effect on strength, but reduces ductility, toughness and corrosion resistance. For this, the sulfur content should be no more than 0.005%.
Снижение содержания углерода, высокая чистота по сере способствуют повышению пластичности и вязкости и являются важнейшим условием улучшения свариваемости и высокой стойкости против растрескивания в холодном состоянии.Reducing the carbon content, high purity of sulfur contribute to increased ductility and viscosity and are an essential condition for improving weldability and high resistance to cracking in the cold state.
Марганец раскисляет сталь, обеспечивает требуемое сочетание прочности и пластичности. Марганец считается технологической примесью, если его содержание не превышает 0,8%. Марганец как технологическая примесь существенного влияния на свойства стали не оказывает. Марганец образует сульфиды MnS, связывающий серу, тем самым предупреждая ее сегрегацию по границам зерен и уменьшает склонность стали к водородному растрескиванию. Для обеспечения такого действия содержание марганца должно составлять 0,8% или более. С другой стороны, при добавлении более 1,8% марганца, снижается прочность границ зерна, что приводит к уменьшению низкотемпературной ударной вязкости и падению устойчивости стали к водородному растрескиванию. Таким образом, содержание марганца ограничивается показателями от 0,8 до 1,8%. В рассматриваемой экономно легированной стали добавки марганца и никеля способствуют твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению прочностных характеристик готового рулонного проката. При этом производственный опыт показывает, что в рамках данной легирующей композиции снижение содержания марганца менее 0,8% приводит к снижению прочностных характеристик и низкотемпературной вязкости ниже желаемых пределов.Manganese deoxidizes steel, provides the required combination of strength and ductility. Manganese is considered a technological impurity if its content does not exceed 0.8%. Manganese as a technological impurity does not significantly affect the properties of steel. Manganese forms MnS sulfides, which binds sulfur, thereby preventing its segregation along grain boundaries and reduces the tendency of steel to hydrogen crack. To ensure this action, the manganese content should be 0.8% or more. On the other hand, with the addition of more than 1.8% manganese, the strength of the grain boundaries decreases, which leads to a decrease in low temperature toughness and a drop in the resistance of steel to hydrogen cracking. Thus, the manganese content is limited to indicators from 0.8 to 1.8%. In the considered economically alloyed steel, additives of manganese and nickel contribute to solid solution hardening of the metal, and, accordingly, increase the strength characteristics of the finished rolled steel. At the same time, production experience shows that, within the framework of this alloying composition, a decrease in the manganese content of less than 0.8% leads to a decrease in the strength characteristics and low-temperature viscosity below the desired limits.
Хром является карбидообразующим элементом, как и марганец, но, в отличие от него, препятствуют росту зерна аустенита при нагреве, что обеспечивает более мелкое ферритное зерно. Сталь, легированная хромом, сохраняет более высокую дисперсность карбидных частиц, и соответственно большую прочность. Кроме того, хром значительно повышает коррозионную стойкость стали, особенно в сочетании с никелем. Этот эффект не проявляется в достаточной мере, если добавленное количество составляет менее 0,6%. С другой стороны, добавление более 1,2% хрома приводит к ухудшению свариваемости и увеличивает стоимость легирования. Таким образом, его содержание целесообразно ограничивать пределами от 0,6 до 1,2%.Chromium is a carbide-forming element, like manganese, but, in contrast to it, inhibits the growth of austenite grain when heated, which provides a finer ferritic grain. Steel alloyed with chromium retains a higher dispersion of carbide particles, and therefore greater strength. In addition, chrome significantly increases the corrosion resistance of steel, especially in combination with nickel. This effect is not manifested sufficiently if the added amount is less than 0.6%. On the other hand, the addition of more than 1.2% chromium leads to a deterioration in weldability and increases the cost of alloying. Thus, its content is advisable to limit the range from 0.6 to 1.2%.
Никель упрочняет феррит, не снижая его вязкости, и снижает порог хладноломкости.Nickel hardens ferrite without reducing its viscosity and lowers the cold brittleness threshold.
Медь увеличивает прочность стального листа посредством упрочнения твердого раствора или дисперсионного упрочнения. Не образует соединений с железом, и ее растворимость в нем примерно 1%, если меди в стали более 1%, то она будет находиться в ней в виде металлических включений. Медь в качестве легирующего элемента стали применяется, в том числе, для повышения ее антикоррозионных свойств. Физико-химический механизм этого влияния заключается в образовании на поверхности стали пленки оксида железа, имеющего обогащенную кислородом область гомогенности. Присутствие меди в стали способствует этому обогащению.Copper increases the strength of the steel sheet by hardening a solid solution or dispersion hardening. It does not form compounds with iron, and its solubility in it is about 1%, if copper in steel is more than 1%, then it will be in it in the form of metal inclusions. Copper as an alloying element of steel is used, inter alia, to increase its anticorrosion properties. The physicochemical mechanism of this effect consists in the formation of an iron oxide film on the steel surface, which has an oxygen-enriched homogeneity region. The presence of copper in steel contributes to this enrichment.
Авторами было установлено, что в конечной структуре экономно легированных сталей существенное влияние на измельчение зерна оказывает образование в стали частиц и/или соединений легирующих элементов наноразмерного масштаба.The authors found that in the final structure of economically alloyed steels, the formation of particles and / or compounds of alloying elements of nanoscale size has a significant effect on grain grinding.
Одновременное использование в качестве легирующих элементов меди и никеля при соблюдении надлежащих режимов термомеханической обработки позволяет обеспечить формирование частиц наноразмерного масштаба этих элементов в матрице железа. Медь является единственным легирующим элементом, демонстрирующим сильную склонность к кластеризации в матрице ОЦК железа, при этом в тройной системе Fe-Cu-Ni имеется притяжение между атомами меди и никеля. Присутствие в химическом составе никеля будет стимулировать кластеризацию меди на наномасштабном уровне.The simultaneous use of copper and nickel as alloying elements, subject to the proper thermomechanical treatment regimes, allows the formation of nanoscale particles of these elements in the iron matrix. Copper is the only alloying element that demonstrates a strong tendency to clustering in the bcc iron matrix, while in the Fe-Cu-Ni ternary system there is an attraction between copper and nickel atoms. The presence of nickel in the chemical composition will stimulate the clustering of copper at the nanoscale level.
При экспериментальном определении режимов, обеспечивающих формирование наноразмерных выделений легирующих элементов, образцы исследуемой стали подвергались нагреву и различной выдержке в печи, деформации различной степени в чистовой группе клетей, различным температурам смотки в рулон на непрерывном широкополосном стане горячей прокатки.In the experimental determination of the regimes that ensure the formation of nanoscale precipitates of alloying elements, the samples of the studied steel were subjected to heating and various aging in the furnace, deformation of various degrees in the finishing group of stands, various temperatures of winding into a roll on a continuous broadband hot rolling mill.
Было установлено, что для формирования наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа при нахождении образцов в интервале температур 610-570°С требуется около 20 минут. При повышении температуры выше 620°С скорость формирования наноразмерных выделений увеличивается многократно. В частности, при температурах 650-620°С формирование происходит за несколько десятков секунд. Соответственно, для того, чтобы обеспечить требуемые временные условия для формирование наноразмерных выделений в условиях широкополосного прокатного стана необходимо после завершения чистовой прокатки обеспечить пребывание полосы несколько десятков секунд при температурах 650-620°C подбором соответствующих параметров технологического процесса в существующем темпе стана, например, подбором температуры поверхности металла вначале смотки проката в рулон. Теплофизические расчеты для условий широкополосного стана горячей прокатки показали, что при толщине полосы от 1,2 до 10 мм на выходе из последней чистовой клети для соблюдения этих условий необходимо, чтобы температура поверхности металла перед смоткой полосы в рулон была в диапазоне 670-640°С, это позволит во время смотки и при дальнейшем остывании металла на спокойном воздухе обеспечить технологическую скую выдержку не менее 30 с для завершения формирования наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni до достижения температуры металла в объеме не ниже 620°С.It was found that for the formation of nanoscale precipitates of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni in the matrix of ferromagnetic bcc iron when the samples are in the temperature range 610-570 ° C, it takes about 20 minutes. As the temperature rises above 620 ° С, the rate of formation of nanosized precipitates increases many times. In particular, at temperatures of 650-620 ° C, the formation occurs in several tens of seconds. Accordingly, in order to provide the required time conditions for the formation of nanosized precipitates in a broadband rolling mill, after finishing rolling it is necessary to ensure that the strip stays for several tens of seconds at temperatures of 650-620 ° C by selecting the appropriate process parameters at the existing mill rate, for example, by selecting the surface temperature of the metal at the beginning of the winding of the roll. Thermophysical calculations for the conditions of a broadband hot rolling mill showed that with a strip thickness of 1.2 to 10 mm at the exit from the last finishing stand, to meet these conditions, it is necessary that the surface temperature of the metal before the strip is rolled into a roll be in the range of 670-640 ° C , this will allow, during winding and with further cooling of the metal in calm air, to provide a technological exposure of at least 30 s to complete the formation of nanoscale precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni until the metal temperature in the volume reaches at least 620 ° FROM.
Выделения Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni по границам зерен препятствуют росту зерен феррита при собирательной рекристаллизации, обеспечивая тем самым значительное (почти в два раза) снижение объемной доли зерен крупнее 10 мкм. Кроме того, благодаря наноразмерным выделениям Cu предложенная химическая композиция позволяет достигать требуемого уровня механических свойств, несмотря на сниженную концентрацию углерода и исключает появление закалочных структур, например, бейнита.The precipitation of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni along the grain boundaries prevents the growth of ferrite grains during collective recrystallization, thereby providing a significant (almost two-fold) decrease in the volume fraction of grains larger than 10 μm. In addition, due to nanosized precipitations of Cu, the proposed chemical composition allows to achieve the desired level of mechanical properties, despite a reduced carbon concentration and eliminates the appearance of quenching structures, for example, bainite.
Исходя из полученных выше данных можно было бы предположить, что целесообразно осуществлять смотку полосы сразу же после завершения чистовой прокатки, т.е. при температурах 950-790°С.Однако, проведенные в дальнейшем эксперименты показали, что при таких высоких температурах смотки не обеспечивается требуемый технический результат, т.к. происходит интенсивный рост зерна, а возможные выделения Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni по границам крупных зерен более 14-16 мкм теряют свою эффективность. Как известно, на непрерывных широкополосных станах горячей прокатки полосу перед смоткой, как правило, либо охлаждают водяными душирующими устройствами на отводящем рольганге для обеспечения значительного снижения температуры, либо подстуживают на воздухе без включения душирующих устройств, чтобы обеспечить меньшие скорости охлаждения. В предлагаемом способе используется технологическая возможность без использования воды добиться остывания полосы до требуемой температуры начала смотки и, тем самым обеспечить технологическую выдержку не менее 30 с для завершения формирования наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni. Было установлено, что повышение температуры поверхности металла при начале смотки выше 670°С приводит к значительному росту ферритного зерна (более 14 мкм), а ниже 640°С не обеспечивает условия для выделений достаточного количества наноразмерных выделений Си, и/или Ni, и/или Cu-Ni, как дополнительного механизма измельчения ферритного зерна, что также не обеспечивает в готовой полосе получение ферритного зерна не более 10 мкм.Based on the data obtained above, it could be assumed that it is advisable to wind the strip immediately after finishing rolling, i.e. at temperatures of 950-790 ° C. However, further experiments showed that at such high winding temperatures the required technical result is not provided, because intensive grain growth occurs, and possible precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni along the boundaries of large grains of more than 14-16 μm lose their effectiveness. As you know, on continuous broadband hot rolling mills, the strip before winding, as a rule, is either cooled by water scenting devices on the discharge roller table to provide a significant reduction in temperature, or it is cooled in air without switching on scenting devices to provide lower cooling rates. In the proposed method, the technological possibility is used without water to achieve cooling of the strip to the desired temperature at the beginning of the winding and, thereby, ensure technological exposure of at least 30 s to complete the formation of nanoscale precipitates of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni. It was found that increasing the surface temperature of the metal at the beginning of winding above 670 ° C leads to a significant increase in ferrite grains (more than 14 μm), and below 640 ° C does not provide conditions for the release of a sufficient number of nanoscale precipitates of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni, as an additional mechanism for grinding ferritic grains, which also does not provide in the finished strip obtaining ferritic grains of not more than 10 microns.
Таким образом, была выявлена целесообразность начала проведения операции смотки проката в рулон при достаточно высоких температурах (не ниже 640°С, но не выше 670°С) и дальнейшее остывание рулона на спокойном воздухе. Снижение температуры начала смотки, например, до 610-600°С, как было указано выше, значительно замедляет образование наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni в матрице ферромагнитного ОЦК железа. Таким образом, для обеспечения требуемых потребительских свойств температура поверхности полосы перед смоткой должна быть не выше 670°С. Это обеспечивает, при завершении смотки и остывании рулона на спокойном воздухе, нахождение проката при нужных температурах нужное время (не менее 30 с) и формирование нановыделений Cu с размерами 5-10 нм. В результате соблюдения указанных выше технологических параметров в структуре готового проката обеспечивается ферритное зерно с размером не более 10 мкм.Thus, the expediency of starting the operation of rolling the coil into a roll at sufficiently high temperatures (not lower than 640 ° C, but not higher than 670 ° C) and the further cooling of the coil in calm air were revealed. Lowering the temperature of the beginning of the winding, for example, to 610-600 ° C, as mentioned above, significantly slows down the formation of nanoscale precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni in the ferromagnetic bcc iron matrix. Thus, to ensure the required consumer properties, the temperature of the strip surface before winding should not be higher than 670 ° С. This ensures that, upon completion of winding and cooling of the coil in calm air, the rolled metal can be found at the right temperatures for the right time (at least 30 s) and the formation of Cu nano-precipitates with sizes of 5-10 nm. As a result of observing the above technological parameters in the structure of the finished product provides ferritic grain with a size of not more than 10 microns.
Интенсивная пластическая деформация оказывает положительное влияние на измельчение зерна в стали. Величина и форма аустенитного зерна зависят от скорости рекристаллизации при прокатке, которая, в свою очередь, зависит от суммарной деформации в чистовой группе клетей стана. Экспериментально установлено, что необходимая степень измельчения микроструктуры происходит при достижении 75% суммарной относительной деформации в чистовой группе стана при температуре конца прокатки 950-790°С (измельчение зерна происходит в момент рекристаллизации, и зарождающиеся новые зерна дополнительно измельчаются интенсивной деформацией). Это позволяет получить равномерную феррито-перлитную структуру, в которой отсутствуют элементы структур закалочного типа, что гарантирует равномерное распределение свойств как по длине проката, так и по его толщине.Intensive plastic deformation has a positive effect on grinding grain in steel. The size and shape of the austenitic grain depends on the rate of recrystallization during rolling, which, in turn, depends on the total deformation in the finishing group of the mill stands. It has been experimentally established that the necessary degree of refinement of the microstructure occurs when 75% of the total relative deformation in the finishing group of the mill is reached at the end of rolling temperature of 950-790 ° C (grain is milled at the time of recrystallization, and the emerging new grains are additionally milled by intense deformation). This allows you to get a uniform ferrite-pearlite structure, in which there are no elements of the structure of the quenching type, which guarantees a uniform distribution of properties along the length of the rental and its thickness.
Нагрев слябов в печи до температуры поверхности металла не выше 1200°С с выдержкой при этой температуре не более 60 минут, как было экспериментально установлено, обеспечивает более мелкое зерно аустенита при нагреве, а относительно небольшая выдержка в печи препятствует его росту, тем самым также обеспечивая измельчение зерна феррита в готовом прокате. Нагрев металла под прокатку осуществляют выше температуры аустенизации для обеспечения гомогенизации аустенита. Температура нагрева выбирается в зависимости от химического состава стали. Например, при содержании в составе стали в значительном количестве Ti, Nb, Mo, V и т.п.температуру нагрева в печи под прокатку выбирают от 1270°С и, иногда, выше, т.к. эти элементы при более низких температурах плохо растворяются, что снижает эффективность их использования при легировании стали. В экономно легированных сталях нового поколения, как в предлагаемом способе, отсутствуют труднорастворимые элементы, поэтому основная задача на этапе нагрева выбрать оптимальную температуру, с одной стороны, удовлетворяющую энергосиловым параметрам прокатного оборудования, а с другой - не допустить излишнего роста аустенитного зерна в процессе нагрева и во время выдержки металла при этой температуре. При прочих равных условиях, при последующем полиморфном превращении в стали изначально крупное зерно аустенита приведет к получению более крупного зерна феррита, что снижает потребительские свойства готового проката.The heating of slabs in the furnace to a metal surface temperature of not higher than 1200 ° C with holding at this temperature for no more than 60 minutes, as was experimentally established, provides finer austenite grain during heating, and a relatively short exposure in the furnace prevents its growth, thereby also providing grinding of ferrite grain in the finished car. Heating of the metal for rolling is carried out above the austenitization temperature to ensure homogenization of austenite. The heating temperature is selected depending on the chemical composition of the steel. For example, when the content of steel in a significant amount of Ti, Nb, Mo, V, etc., is selected, the heating temperature in the furnace for rolling is chosen from 1270 ° C and, sometimes, higher, because these elements are poorly soluble at lower temperatures, which reduces the efficiency of their use in alloying steel. In economically alloyed steels of the new generation, as in the proposed method, there are no insoluble elements, therefore, the main task at the heating stage is to choose the optimum temperature, on the one hand, satisfying the energy-power parameters of the rolling equipment, and on the other, to prevent excessive growth of austenitic grain during heating and while holding the metal at this temperature. Ceteris paribus, with subsequent polymorphic transformation into steel, initially coarse austenite grain will result in a larger ferrite grain, which reduces the consumer properties of finished steel.
Таким образом, только совокупное выполнение всех предложенных технологических режимов: нагрева, прокатки и смотки позволяет сформировать однородную мелкозернистую феррито-перлитную с дисперсионным упрочнением за счет выделения наноразмерных выделений с одновременным достижением высоких показателей прочности, пластичности, хладостойкости, а также коррозионной стойкости.Thus, only the combined implementation of all the proposed technological modes: heating, rolling and winding allows you to form a homogeneous fine-grained ferrite-pearlite with dispersion hardening due to the allocation of nanoscale precipitates while achieving high strength, ductility, cold resistance, and corrosion resistance.
Кроме того, известно, что уменьшение размера зерна подавляет процессы водородного растрескивания, т.к. концентрация серы выше по границам крупного ферритного зерна в сравнении с более мелким. (Е.Г. Астафурова, Е.В. Мельников, С.В. Астафуров, И.В. Раточка и др. Закономерности водородного охрупчивания аустенитных нержавеющих сталей с ультрамелкозернистой структурой разной морфологии. Физическая мезомеханика, 21, 2, (2018) 103-117 [6]). Исходя из этого разумно предположить, что подобрав химический состав стали, который в совокупности с правильно определенными технологическими параметрами обеспечивает измельчение зерна в производимом прокате стали, можно добиться и повышение его стойкости к водородному растрескиванию.In addition, it is known that a decrease in grain size inhibits the processes of hydrogen cracking, because sulfur concentration is higher at the boundaries of large ferrite grains in comparison with finer grains. (E.G. Astafurova, E.V. Melnikov, S.V. Astafurov, I.V. Ratochka, et al. Patterns of hydrogen embrittlement of austenitic stainless steels with an ultrafine-grained structure of different morphology. Physical Mesomechanics, 21, 2, (2018) 103 -117 [6]). Based on this, it is reasonable to assume that by selecting the chemical composition of steel, which, together with correctly defined technological parameters, ensures grain grinding in the rolled steel, it is also possible to increase its resistance to hydrogen cracking.
Сущность заявляемого способа производства стального проката поясняется примерами его реализации.The essence of the proposed method for the production of rolled steel is illustrated by examples of its implementation.
Пример 1. В общем случае способ реализовывался следующим образом. Заготовку (сляб) стали химического состава, масс. %: 0,05-0,18 С; 0,80-1,80 Mn; 0,005 S; 0,60-1,20 Cr; 0,10-0,25 Ni; 0,30-0,60 Cu остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученную после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на непрерывный широкополосный стан горячей прокатки.Example 1. In the General case, the method was implemented as follows. Billet (slab) of steel of chemical composition, mass. %: 0.05-0.18 C; 0.80-1.80 Mn; 0.005 S; 0.60-1.20 Cr; 0.10-0.25 Ni; 0.30-0.60 Cu the rest of Fe and uncontrolled impurities obtained after casting on a continuous casting machine were transferred to a continuous broadband hot rolling mill.
Перед началом черновой прокатки заготовку нагревали до температуры поверхности металла не выше 1200°С с выдержкой при этой температуре не более 60 минут. Контролируемую прокатку в чистовой группе клетей проводили ли в температурном диапазоне 950-790°С, обеспечивая не менее 75% суммарной относительной деформации. После чистовой прокатки при различных температурах конца прокатки, полоса, двигаясь по отводящему рольгангу стана с отключенными водяными душирующими устройствами (без подачи воды), к моменту начала смотки достигала различных температур поверхности металла 670-640°С, далее сматывалась в рулон с дальнейшим его охлаждением на спокойном воздухе.Before starting rough rolling, the billet was heated to a metal surface temperature of not higher than 1200 ° C with holding at this temperature for no more than 60 minutes. Controlled rolling in the finishing group of stands was carried out in the temperature range of 950–790 ° С, providing at least 75% of the total relative deformation. After finishing rolling at various temperatures at the end of rolling, the strip, moving along the discharge roller table of the mill with water-de-icing devices turned off (without water supply), reached the temperature of the metal surface at 670-640 ° C by the time it began to roll, then it was rolled into a roll with its further cooling in calm air.
Для определения оптимальных вариаций химического состава стали, температуры нагрева перед прокаткой и длительности выдержки при этой температуре, температурных режимов чистовой прокатки, а также температур начала смотки полосы в рулон проводились эксперименты, позволяющие изучить влияние отдельных параметров технологического процесса на измельчение зерна феррита в готовой полосе.To determine the optimal variations in the chemical composition of steel, the heating temperature before rolling, and the exposure time at this temperature, the temperature conditions of finish rolling, as well as the temperatures at which the strip was started to roll into rolls, experiments were carried out to study the effect of individual process parameters on grinding of ferrite grain in the finished strip.
В частности, экспериментально определялись режимы, обеспечивающие формирование наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni. Для этого образцы исследуемой стали, вырезанные из сляба соответствующего химического состава, полученного после разливки на машине непрерывного литья заготовок, подвергались нагреву до 1200°С и выдержке 60 минут, относительной деформации 75% в интервале температур 950-790°С, выдержке 30 с в диапазоне температур 650-620°, при которых железо находится в соответствующем состоянии (для наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni - ферромагнитное ОЦК железо). Для фиксации структурного состояния образцов, с целью установления в них наличия сформированных наноразмерных выделений, образцы подвергались ускоренному охлаждению водой.In particular, the modes that ensure the formation of nanoscale precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni were experimentally determined. For this, samples of the steel under study cut from a slab of the appropriate chemical composition obtained after casting on a continuous casting machine were heated to 1200 ° C and held for 60 minutes, relative deformation of 75% in the temperature range 950-790 ° C, held for 30 s temperature range 650-620 °, at which the iron is in an appropriate state (for nanoscale precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni - ferromagnetic bcc iron). To fix the structural state of the samples, in order to establish the presence of formed nanoscale precipitates in them, the samples were subjected to accelerated cooling with water.
Из обработанных указанным выше способом образцов из различных сечений вырезали круглую заготовку диаметром 3 мм и толщиной 0,2-0,3 мм, которую затем утоняли шлифованием до получения фольг толщиной 0,1-0,15 мм для электронно-микроскопических исследований на просвечивающем электронном микроскопе. По результатам исследования устанавливалось наличие в образцах соответствующих выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni наноразмерного масштаба с характерным размером 5-10 нм, химический состав которых подтверждался 3D-атом-проб томографией.A round billet with a diameter of 3 mm and a thickness of 0.2-0.3 mm was cut from samples processed by the above method from various sections, which was then thinned by grinding to obtain foils with a thickness of 0.1-0.15 mm for electron microscopy studies on transmission electron a microscope. The results of the study established the presence in the samples of the corresponding precipitations of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni of a nanoscale scale with a characteristic size of 5-10 nm, the chemical composition of which was confirmed by 3D atomic tomography.
Далее, из образцов, в фольгах которых по результатам исследования реплик были обнаружены выделения Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni наноразмерного масштаба с характерным размером 5-10 нм, изготавливались микрошлифы для исследования микроструктуры на оптическом микроскопе. Подготовка образцов производилась на комплексе оборудования фирмы BUEHLER, исследование микроструктуры образцов проводилось с использованием структурного анализатора, включающего в себя программный пакет SIAMS, микроскоп NIKON EPIPHOT ТМЕ и камеру PixeLink. Используя модуль оценки изображений и программное обеспечение для структурного анализа, получали информацию о размерах зерен феррита. Результаты проведенных исследований приведены в табл. 1.Next, microsections for studying the microstructure using an optical microscope were made from samples in the foils of which, according to the results of the study of replicas, precipitates of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni were detected on a nanoscale scale with a characteristic size of 5-10 nm. The samples were prepared using a BUEHLER equipment complex, and the microstructure of the samples was studied using a structural analyzer, which includes the SIAMS software package, a NIKON EPIPHOT TME microscope, and a PixeLink camera. Using the image evaluation module and structural analysis software, information was obtained on the size of ferrite grains. The results of the studies are shown in table. 1.
Пример 2. Заготовки (слябы) стали следующего состава, масс. %: 0,12 С; 1,60 Mn; 0,005 S; 1,10 Cr; 0,20 Ni; 0,60 Си, остальное Fe и неконтролируемые примеси, полученные после разливки на машине непрерывного литья заготовок, передавали на непрерывный широкополосный стан горячей прокатки. Перед началом прокатки заготовку нагревали до 1200°C и обеспечивали выдержку при этой температуре 60 минут. После черновой прокатки осуществляли контролируемую чистовую прокатку с относительной суммарной деформацией 75% и с температурой конца прокатки 800°С.Далее стальная полоса толщиной 2,8 мм по отводящему рольгангу стана с отключенными водяными душирующими устройствами (без подачи воды) двигалась к ближней или дальней моталке для смотки полосы в рулон. Опытные прокатки проводились одинаково, за исключением операции смотки - температура поверхности металла при смотке полосы в рулон изменялась. В начале смотки температура поверхности металла была равна 580, 640°С и 720°С, после чего смотанные рулоны остывали на воздухе.Example 2. Billets (slabs) of steel of the following composition, mass. %: 0.12 C; 1.60 Mn; 0.005 S; 1.10 Cr; 0.20 Ni; 0.60 Cu, the rest Fe and uncontrolled impurities obtained after casting on a continuous casting machine were transferred to a continuous broadband hot rolling mill. Before rolling, the billet was heated to 1200 ° C and held at this temperature for 60 minutes. After rough rolling, controlled finishing rolling was carried out with a relative total deformation of 75% and a temperature of the end of rolling of 800 ° C. Next, a 2.8 mm thick steel strip along the outgoing rolling table of the mill with water-de-icing devices turned off (without water supply) moved to the near or far coiler for winding strip into a roll. Experimental rolling was carried out in the same way, with the exception of the winding operation — the surface temperature of the metal changed when the strip was coiled. At the beginning of the winding, the surface temperature of the metal was 580, 640 ° C and 720 ° C, after which the coiled coils cooled in air.
Из готового проката с различной температурой начала смотки изготавливались образцы на комплексе оборудования фирмы BUEHLER, исследование структуры образцов проводилось с использованием структурного анализатора, включающего в себя программный пакет SIAMS, микроскоп NIKON EPIPHOT ТМЕ и камеры PixeLink. Используя модуль оценки изображений и программное обеспечение для структурного анализа, получали информацию о размерах зерен феррита. Результаты представлены в табл. 2.Samples were made from finished products with different temperatures at the beginning of the winding using a BUEHLER equipment complex; the structure of the samples was studied using a structural analyzer that included the SIAMS software package, a NIKON EPIPHOT TME microscope, and PixeLink cameras. Using the image evaluation module and structural analysis software, information was obtained on the size of ferrite grains. The results are presented in table. 2.
Таким образом, полученные результаты подтверждают комплексное влияние технологических факторов: температуры нагрева металла под прокатку 1200°С с выдержкой при этой температуре не больше 60 мин., чистовой прокатки в температурном диапазоне 950-790°С с суммарной относительной деформацией не менее 75% и смотке полосы в рулон после чистовой прокатки при температуре поверхности металла 670-640°С с дальнейшим его охлаждением на спокойном воздухе на получение в структуре готового проката зерна феррита не более 10 мкм. Кроме того, экспериментально подтверждено влияние технологической выдержки короткой продолжительностью (несколько десятков секунд) для завершения формирования наноразмерных выделений Cu, и/или Ni, и/или Cu-Ni, которые обеспечивают дополнительное измельчение зерна феррита.Thus, the obtained results confirm the complex influence of technological factors: the temperature of metal heating for rolling 1200 ° С with holding at this temperature no more than 60 minutes, finish rolling in the temperature range 950-790 ° С with a total relative deformation of at least 75% and winding strip into a roll after finishing rolling at a metal surface temperature of 670-640 ° C with its further cooling in calm air to obtain ferrite grain in the structure of finished steel no more than 10 microns. In addition, the influence of technological exposure with a short duration (several tens of seconds) to complete the formation of nanoscale precipitates of Cu, and / or Ni, and / or Cu-Ni, which provide additional grinding of ferrite grains, has been experimentally confirmed.
ЛитератураLiterature
1. Измельчение зерна http://metal-archive.ru/metallurgiya/763-izmelchenie-zerna.html1. Grain grinding http://metal-archive.ru/metallurgiya/763-izmelchenie-zerna.html
2. Патент РФ №2366727, МПК C21D 8/04,20092. RF patent No. 2366727, IPC C21D 8 / 04,2009
3. Патент РФ №2617075, МПК C21D 8/02, 20173. RF patent No. 2617075, IPC C21D 8/02, 2017
4. Патент РФ №2606357, МПК C21D 8/02, 20174. RF patent №2606357, IPC C21D 8/02, 2017
5. Патент РФ №2510803, МПК C21D 8/02, 20145. RF patent No. 2510803, IPC C21D 8/02, 2014
6. Е.Г. Астафурова, Е.В. Мельников, С.В. Астафуров, И.В. Раточка и др. Закономерности водородного охрупчивания аустенитных нержавеющих сталей с ультрамелкозернистой структурой разной морфологии. Физическая мезомеханика, 21, 2, (2018) 103-117.6. E.G. Astafurova, E.V. Melnikov, S.V. Astafurov, I.V. Grooving and other laws of hydrogen embrittlement of austenitic stainless steels with ultrafine-grained structure of different morphology. Physical Mesomechanics, 21, 2, (2018) 103-117.
Claims (3)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2020104964A RU2724217C1 (en) | 2020-02-04 | 2020-02-04 | Method of producing rolled steel |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2020104964A RU2724217C1 (en) | 2020-02-04 | 2020-02-04 | Method of producing rolled steel |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2724217C1 true RU2724217C1 (en) | 2020-06-22 |
Family
ID=71135898
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2020104964A RU2724217C1 (en) | 2020-02-04 | 2020-02-04 | Method of producing rolled steel |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2724217C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2820583C1 (en) * | 2023-12-04 | 2024-06-05 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing hot-rolled cold-resistant rolled stock resistant to atmospheric corrosion |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2346061C2 (en) * | 2003-06-18 | 2009-02-10 | Смс Демаг Акциенгезелльшафт | Method and plant for manufacturing of hot-rolled strip with duplex structure |
| EP2594657A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron beam welded joint, steel material for use in electron beam welded joint, and manufacturing method thereof |
| RU2615667C1 (en) * | 2015-12-09 | 2017-04-06 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes |
| RU2689348C1 (en) * | 2018-06-26 | 2019-05-27 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled high-strength rolled metal |
| RU2696186C2 (en) * | 2017-10-05 | 2019-07-31 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheet rolled products from low-alloy pipe steel |
-
2020
- 2020-02-04 RU RU2020104964A patent/RU2724217C1/en active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2346061C2 (en) * | 2003-06-18 | 2009-02-10 | Смс Демаг Акциенгезелльшафт | Method and plant for manufacturing of hot-rolled strip with duplex structure |
| EP2594657A1 (en) * | 2010-11-22 | 2013-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Electron beam welded joint, steel material for use in electron beam welded joint, and manufacturing method thereof |
| RU2615667C1 (en) * | 2015-12-09 | 2017-04-06 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Method of producing hot-rolled sheets of low-alloyed steel of k65 strength grade for longitudinal electric-welded pipes |
| RU2696186C2 (en) * | 2017-10-05 | 2019-07-31 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing sheet rolled products from low-alloy pipe steel |
| RU2689348C1 (en) * | 2018-06-26 | 2019-05-27 | Публичное акционерное общество "Северсталь" (ПАО "Северсталь") | Method for production of hot-rolled high-strength rolled metal |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2820583C1 (en) * | 2023-12-04 | 2024-06-05 | Публичное акционерное общество "Магнитогорский металлургический комбинат" | Method of producing hot-rolled cold-resistant rolled stock resistant to atmospheric corrosion |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10174396B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended) | |
| US10435762B2 (en) | High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same | |
| US10570475B2 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| EP3187613B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing same | |
| EP3263728B1 (en) | High-strength cold-rolled steel plate and method for producing same | |
| KR101591611B1 (en) | Method for producing cold-rolled steel sheet | |
| JP5370016B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and method for producing the same | |
| JP4072090B2 (en) | High-strength steel sheet with excellent stretch flangeability and manufacturing method thereof | |
| JP5858174B2 (en) | Low yield ratio high strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same | |
| EP2130938A1 (en) | High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excelling in surface and burring properties and process for manufacturing the same | |
| KR20190084092A (en) | As-rolled steel pipe for line pipe | |
| JP2011052321A (en) | High-strength hot-rolled steel sheet having excellent low temperature toughness and method for producing the same | |
| KR20140054379A (en) | High-strength hot-dip galvanized steel plate having excellent impact resistance and method for producing same, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method for producing same | |
| CN111684096B (en) | Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet | |
| US20170204490A1 (en) | High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet | |
| JP6597938B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength plated steel sheet, and methods for producing them | |
| JP5742123B2 (en) | High-tensile hot-rolled steel sheet for high-strength welded steel pipe for line pipe and method for producing the same | |
| WO2019107042A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| CN113330127A (en) | Hot rolled steel plate | |
| JP4116901B2 (en) | Burring high strength thin steel sheet and method for producing the same | |
| WO2020179737A1 (en) | Hot-rolled steel sheet and production method therefor | |
| JP2021063253A (en) | High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
| WO2022138894A1 (en) | Steel sheet, member, method for producing said steel sheet, and method for producing said member | |
| JP4158737B2 (en) | Manufacturing method of fine grain hot rolled steel sheet | |
| JP2007231399A (en) | High strength steel sheet, unsintered high strength steel sheet and method for producing them |