RU2268311C2 - Hot rolled steel sheet of high toughness at ultralow temperature and method for production thereof - Google Patents
Hot rolled steel sheet of high toughness at ultralow temperature and method for production thereof Download PDFInfo
- Publication number
- RU2268311C2 RU2268311C2 RU2004110947/02A RU2004110947A RU2268311C2 RU 2268311 C2 RU2268311 C2 RU 2268311C2 RU 2004110947/02 A RU2004110947/02 A RU 2004110947/02A RU 2004110947 A RU2004110947 A RU 2004110947A RU 2268311 C2 RU2268311 C2 RU 2268311C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel
- temperature
- strength
- mass
- rolled steel
- Prior art date
Links
Images
Classifications
-
- 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
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- 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
- C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
-
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- 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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
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)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Abstract
Description
Настоящее изобретение относится к способу получения стального материала для магистрального трубопровода, испытывающего большое напряжение и используемого для транспортировки сырой нефти и природных газов, особенно стального материала, имеющего высокую ударную вязкость в низкотемпературных условиях, таких как -60°С, а также к способу его получения.The present invention relates to a method for producing steel material for a main pipeline experiencing high stress and used for transporting crude oil and natural gases, especially steel material having high impact strength in low temperature conditions, such as -60 ° C, and also to a method for producing it .
В настоящее время стальные трубы, применяемые для транспортировки сырой нефти, должны выполнять две задачи. Существующие нефтяные скважины истощены, загрязнены примесями и требуют разрешения проблем, связанных с условиями окружающей среды. В то же время новые нефтяные скважины возникают в северных условиях, вдали от существующих нефтяных скважин, при этом трубопроводы должны сохранять высокую вязкость при низких температурах. С точки зрения пользователя для снижения затрат на транспортировку необходимо увеличивать диаметр трубы и его прочность, поэтому стальные компании требуют от производителей стали повышения ее прочности за счет утолщения. Поскольку два указанных требования в некоторой степени независимы друг от друга, производители стали идут по пути повышения вязкости и преодоления трудностей, связанных с условиями окружающей среды.Currently, steel pipes used for transporting crude oil have two tasks. Existing oil wells are depleted, contaminated with impurities and require the resolution of environmental problems. At the same time, new oil wells appear in northern conditions, away from existing oil wells, while the pipelines must maintain high viscosity at low temperatures. From the user's point of view, to reduce transportation costs, it is necessary to increase the diameter of the pipe and its strength, so steel companies require steel producers to increase its strength due to thickening. Since the two requirements are somewhat independent of each other, steel producers are moving towards increasing viscosity and overcoming environmental difficulties.
Вязкость обеспечивает устойчивость к развитию трещин, возникающих в результате царапин стального материала, испытавшего или не испытавшего первоначальную трансформацию, которая отличается от охрупчивания в результате вторичной деформации, вызываемого трансформацией и ведущего к ограничению формуемости, необходимой для обычной горячекатаной стали.The viscosity provides resistance to the development of cracks resulting from scratches of steel material that has experienced or has not experienced the initial transformation, which differs from embrittlement as a result of secondary deformation caused by the transformation and leading to the limitation of formability required for ordinary hot rolled steel.
Основной целью при получении стали для магистральных трубопроводов является обеспечение высокой вязкости, а также высокой прочности. Недавние исследования сделали возможным получение стали, пригодной для магистральных трубопроводов в результате улучшения ее структуры путем низкотемпературной прокатки. Однако низкотемпературная прокатка не применима к материалам, описанным в стандарте API и представляющим собой, например, сталь API-X70, содержащую элемент Nb. В частности, при наличии гетерогенной структуры из-за низкой степени обжатия, достигаемой в результате совместной с обжатием обработки материала для магистрального трубопровода, существует предел улучшения вязкости за счет низкотемпературного обжатия. Следовательно, коммерчески значимое улучшение вязкости требует применения новой технологии.The main goal in obtaining steel for main pipelines is to provide high viscosity as well as high strength. Recent studies have made it possible to obtain steel suitable for trunk pipelines by improving its structure by low temperature rolling. However, low temperature rolling is not applicable to the materials described in the API standard and representing, for example, API-X70 steel containing an Nb element. In particular, in the presence of a heterogeneous structure due to the low degree of compression achieved as a result of joint processing of the material for the main pipeline, there is a limit to the improvement of viscosity due to low-temperature compression. Therefore, a commercially significant improvement in viscosity requires the use of new technology.
Максимальная толщина горячекатаной стали для магистральных трубопроводов с большой нагрузкой, имеющей высокую вязкость при низкой температуре, составляла 13,0 мм. По мере приближения условий окружающей среды к северным условиям необходимая толщина стального материала становилась все больше и больше и достигла уровня 15,0-17,5 мм, при этом также повысился необходимый уровень вязкости при низкой температуре. Однако удовлетворение вышеизложенных требований традиционным способом вызывает множество следующих проблем.The maximum thickness of hot-rolled steel for main pipelines with a large load, having high viscosity at low temperature, was 13.0 mm. As the environmental conditions approached the northern conditions, the required thickness of the steel material became more and more and reached the level of 15.0-17.5 mm, while the required level of viscosity at low temperature also increased. However, the satisfaction of the above requirements in a traditional way causes many of the following problems.
При получении стального материала одинакового химического состава и одинаковым способом влияние прочности и вязкости на толщину очень велико. Традиционный способ предусматривает добавление дисперсионно-упрочняющего элемента, такого как Nb, V и Ti, либо добавление дисперсионно-упрочняющего элемента, такого как Ni, V и Мо, наряду с элементами, вызывающими упрочнение при превращении, например, С и Mn, с целью повышения прочности и вязкости. Однако при использовании традиционной системы компонентов эффект уменьшения размера зерен невысок, при этом существует предел получения достаточной вязкости при низкой температуре.Upon receipt of the steel material of the same chemical composition and in the same way, the effect of strength and toughness on the thickness is very large. The traditional method involves adding a dispersion hardening element, such as Nb, V and Ti, or adding a dispersion hardening element, such as Ni, V and Mo, along with elements that cause hardening during the conversion of, for example, C and Mn, in order to increase strength and toughness. However, when using the traditional system of components, the effect of grain size reduction is not high, and there is a limit to obtaining sufficient viscosity at low temperature.
При традиционной температуре чистовой прокатки и смотки образуется ферритно-перлитная структура, поэтому существует препятствие образованию бейнитно-ферритной или игольчато-ферритной структуры, необходимой для повышения прочности и вязкости при низкой температуре.At the traditional finish and winding temperatures, a ferrite-pearlite structure is formed, therefore, there is an obstacle to the formation of a bainitic-ferrite or needle-ferrite structure, which is necessary to increase strength and viscosity at low temperature.
Традиционный способ повышения прочности при получении горячекатаного стального материала марки API-X70 для магистральных трубопроводов включает добавление дисперсионно-упрочняющего элемента, такого как Nb, V и Ti, помимо С и Mn (см. сравнительный пример в таблице 1). Однако требования к прочности и ударной вязкости материалов для магистральных трубопроводов очень высоки, при этом толщина труб должна быть больше толщины обычного материала по классификации API, для того, чтобы выдерживать условия окружающей среды, например северные условия. Существует проблема получения утолщенного горячекатаного стального материала марки API-X70, имеющего удовлетворительную вязкость при низкой температуре, а также прочность, в результате применения известной системы компонентов.The traditional way to increase the strength in the production of API-X70 hot rolled steel material for pipelines involves adding a dispersion hardening element such as Nb, V and Ti, in addition to C and Mn (see comparative example in table 1). However, the requirements for the strength and toughness of materials for pipelines are very high, and the thickness of the pipes must be greater than the thickness of a conventional material according to API classification in order to withstand environmental conditions, such as northern conditions. There is the problem of obtaining thickened hot-rolled steel material grade API-X70 having a satisfactory viscosity at low temperature, as well as strength, as a result of the application of the known system of components.
Авторы настоящего изобретение провели исследования с целью преодоления указанных и иных недостатков вышеописанных традиционных способов.The authors of the present invention conducted research in order to overcome these and other disadvantages of the above traditional methods.
Целью настоящего изобретения, направленного на устранение вышеуказанных недостатков, является получение горячекатаного стального листа для магистральных трубопроводов, имеющего хорошую вязкость при сверхнизкой температуре, сохраняющуюся в течение длительного периода времени при экстремально низкой температуре, и высокую прочность, а также способ его получения. Горячекатаная сталь имеет высокую упругость, высокую ударную вязкость при низкой температуре, а также высокую прочность в северных условиях благодаря соответствующему регулированию состава шлака при производстве стали.The aim of the present invention, aimed at eliminating the above disadvantages, is to obtain a hot-rolled steel sheet for pipelines having good viscosity at ultra-low temperature, which lasts for a long period of time at an extremely low temperature, and high strength, as well as a method for its preparation. Hot rolled steel has high elasticity, high impact strength at low temperature, as well as high strength in northern conditions due to the appropriate regulation of the composition of slag in steel production.
Настоящее изобретение предусматривает лист из стали для магистральных трубопроводов с высокой вязкостью при сверхнизкой температуре, имеющей следующий состав: от 0,04 до 0,07% масс. С; от 1,50 до 1,65% масс. Mn; от 0,15 до 0,25% масс. Si; не более 0,010% масс. Р; не более 0,003% масс. S; от 0,040 до 0,060% масс. Nb; от 0,040 до 0,060% масс. V; от 0,010 до 0,020% масс. Ti; от 0,10 до 0,30% масс. Мо; от 0,10 до 0,30% масс. Ni; при этом остаток составляет Fe и неизбежные примеси.The present invention provides a sheet of steel for pipelines with high viscosity at ultra-low temperature, having the following composition: from 0.04 to 0.07% of the mass. FROM; from 1.50 to 1.65% of the mass. Mn; from 0.15 to 0.25% of the mass. Si; not more than 0.010% of the mass. R; not more than 0.003% of the mass. S; from 0.040 to 0.060% of the mass. Nb; from 0.040 to 0.060% of the mass. V; from 0.010 to 0.020% of the mass. Ti; from 0.10 to 0.30% of the mass. Mo; from 0.10 to 0.30% of the mass. Ni; while the remainder is Fe and inevitable impurities.
Настоящее изобретение предусматривает способ получения листа из горячекатаного стального материала для магистральных трубопроводов с высокой вязкостью при сверхнизкой температуре, включающий следующие стадии: сфероидизация неметаллических включений с применением кальций-кремния при вторичном рафинировании под шлаком расплавленной стали, имеющей вышеуказанный состав; повторное нагревание заготовки из сфероидизированной стали при температуре от 1150 до 1180°С; черновая прокатка повторно нагретой стальной заготовки при степени обжатия от 25 до 30% и температуре от 900 до 930°С при последнем проходе; чистовая прокатка подвергнутой черновой прокатке стальной заготовки при температуре от 790 до 830°С для получения игольчатого феррита; и смотка стальной заготовки после чистовой прокатки при температуре от 540 до 580°С после быстрого охлаждения.The present invention provides a method for producing a sheet of hot-rolled steel material for high-viscosity trunk pipelines at ultra-low temperature, comprising the following steps: spheroidizing non-metallic inclusions using calcium-silicon during secondary refining under molten steel slag having the above composition; reheating a spheroidized steel preform at a temperature of 1150 to 1180 ° C; rough rolling of reheated steel billet with a reduction ratio of 25 to 30% and a temperature of 900 to 930 ° C in the last pass; finishing rolling of rough rolled steel billets at a temperature of from 790 to 830 ° C to obtain needle ferrite; and winding the steel billet after finishing rolling at a temperature of from 540 to 580 ° C. after rapid cooling.
Вышеуказанные и другие цели, признаки и иные преимущества настоящего изобретения станут более понятными из нижеследующего подробного описания в сочетании с прилагаемыми чертежами.The above and other objects, features and other advantages of the present invention will become more apparent from the following detailed description in conjunction with the accompanying drawings.
Фиг.1 представляет график, показывающий изменение температуры перехода вязко-хрупкого разрушения при дисперсионном упрочнении (0,08 Nb) и упрочнении при превращении (0,3 Мо).Figure 1 is a graph showing the change in temperature of the transition of viscous-brittle fracture during dispersion hardening (0.08 Nb) and hardening during conversion (0.3 Mo).
Фиг.2 представляет график, показывающий действие прокатки на микроструктуру и размер зерен в зависимости от обжатия.Figure 2 is a graph showing the effect of rolling on the microstructure and grain size depending on compression.
Фиг.3 представляет технологическую схему горячей прокатки.Figure 3 is a flow chart of hot rolling.
Практические и предпочтительные в настоящее время варианты осуществления данного изобретения проиллюстрированы следующими примерами.Practical and currently preferred embodiments of the invention are illustrated by the following examples.
Однако подразумевается, что специалисты в данной области техники после изучения приведенного описания могут сделать модификации и улучшения в рамках сущности и объема настоящего изобретения.However, it is understood that those skilled in the art, after studying the above description, may make modifications and improvements within the spirit and scope of the present invention.
Традиционный способ повышения прочности при получении горячекатаного стального материала марки API-Х70 для магистральных трубопроводов включает добавление дисперсионно-упрочняющего элемента, такого как Nb, V и Ti, помимо С и Mn (см. сравнительный пример в таблице 1). Однако материал в соответствии с настоящим изобретением получают из обогащенной переходной структурой стали путем добавления Мо и Ni, что приводит к улучшению ударной вязкости при низкой температуре.The traditional way to increase the strength in the production of API-X70 hot-rolled steel material for pipelines involves the addition of a dispersion-strengthening element, such as Nb, V and Ti, in addition to C and Mn (see comparative example in table 1). However, the material in accordance with the present invention is obtained from an enriched transition structure of steel by the addition of Mo and Ni, which leads to an improvement in toughness at low temperature.
Причины, по которым химический состав материала в соответствии с настоящим изобретением ограничен, приведены ниже.The reasons why the chemical composition of the material in accordance with the present invention is limited is given below.
С: В материале в соответствии с настоящим изобретением содержание элемента С снижено до 0,04-0,07% масс. для улучшения ударной вязкости путем снижения содержания перлитной составляющей в структуре стали.C: In the material in accordance with the present invention, the content of element C is reduced to 0.04-0.07% of the mass. to improve toughness by reducing the content of the pearlite component in the steel structure.
При высоком содержании в стали элемента С ее прочность повышается, однако ударная вязкость снижается из-за увеличения количества источников растрескивания. Соответственно, содержание элемента С снижено до 0,07% масс. Сравнительный пример 4 показывает ударную вязкость в результате добавления избыточного количества элемента С.With a high content of element C in the steel, its strength increases, but the toughness decreases due to an increase in the number of cracking sources. Accordingly, the content of element C is reduced to 0.07% of the mass. Comparative example 4 shows the toughness as a result of adding an excess of element C.
Mn: Mn представляет собой упрочняющий раствор элемент, одновременно повышающий прочность и вязкость, при этом увеличение его количества вызывает уменьшение размера зерен. Содержание Mn свыше 1,65% масс. отрицательно влияет на жидкотекучесть и ударную вязкость из-за ликвации в центре. Если содержание Mn ниже 1,50% масс., то повышения прочности не происходит.Mn: Mn is a solution hardening element that simultaneously increases strength and toughness, while increasing its amount causes a decrease in grain size. Mn content in excess of 1.65% of the mass. adversely affects fluidity and toughness due to segregation in the center. If the Mn content is below 1.50% by mass, then an increase in strength does not occur.
Si: Si представляет собой стабилизирующий феррит элемент, также подавляющий образование карбида. Он играет важную роль в трип-стали и в двухфазной стали, но не в стали по классификации API.Si: Si is a ferrite stabilizing element that also inhibits carbide formation. It plays an important role in trip steel and biphasic steel, but not in API steel.
Причина, по которой следует добавлять определенное количество Si, заключается в том, что превышение некоторого количества отрицательно влияет на способность к превращению и вязкость из-за образования перлита. Поэтому для обеспечения хорошей вязкости содержание Si предпочтительно составляет 0,15-0,25% масс.The reason why a certain amount of Si should be added is that the excess of a certain amount adversely affects the ability to transform and viscosity due to the formation of perlite. Therefore, to ensure good viscosity, the Si content is preferably 0.15-0.25% of the mass.
Р: Р представляет собой примесь, отрицательно влияющую на ударную вязкость. Он сегрегируется в центре и оказывает отрицательное действие на ударную вязкость из-за ухудшения качества и улучшения способности к ударному превращению. Поэтому содержание Р является как можно более низким и составляет не более 0,010% масс.P: P is an impurity adversely affecting toughness. It segregates in the center and has a negative impact on toughness due to deterioration in quality and improved ability to impact transformation. Therefore, the content of P is as low as possible and is not more than 0.010% of the mass.
S: S, как и Р, является нежелательным элементом, отрицательно влияющим на ударную вязкость по причине образования поверхностных трещин, внутренних трещин и ликвации в центре. Поэтому содержание элемента S ограничено величиной не более 0,003% масс.S: S, like P, is an undesirable element that adversely affects toughness due to the formation of surface cracks, internal cracks and segregation in the center. Therefore, the content of the element S is limited to not more than 0.003% of the mass.
Nb: Nb представляет собой дисперсионно-упрочняющий элемент, способствующий высокой прочности и вязкости. Он выделяется в аустенитной фазе и подавляет перекристаллизацию, тем самым играя важную роль при контролируемой прокатке. Если даже эффект определяется содержанием элемента С, то содержание Nb в низкоуглеродистой стали должно составлять не более 0,06%, предпочтительно 0,040-0,060% масс.Nb: Nb is a dispersion hardening element that contributes to high strength and viscosity. It stands out in the austenitic phase and suppresses recrystallization, thereby playing an important role in controlled rolling. Even if the effect is determined by the content of element C, the Nb content in low carbon steel should be no more than 0.06%, preferably 0.040-0.060% by weight.
Эффект существенно снижается, если содержание Nb составляет более 0,060% масс.The effect is significantly reduced if the Nb content is more than 0.060% of the mass.
V: Добавление V оказывает более сильное действие, чем добавление других дисперсионно-упрочняющих элементов, вызывая уменьшение размера зерен. V представляет собой дисперсионный элемент V (С, N) и больше способствует повышению прочности на растяжение, чем повышению предела текучести. Содержание V ограничено величиной более 0,04% масс., предпочтительно - 0,040-0,060% масс. Добавление большего количества V повышает прочность, но оказывает отрицательное действие на ударную вязкость основного материала и сварочный участок.V: Addition of V has a stronger effect than the addition of other dispersion hardening elements, causing a decrease in grain size. V is a dispersion element V (C, N) and contributes more to an increase in tensile strength than an increase in yield strength. The content of V is limited to more than 0.04% by weight, preferably 0.040-0.060% by weight. Adding more V increases the strength, but has a negative effect on the toughness of the base material and the welding section.
Ti: Содержание Ti ограничено 0,010-0,020% масс., при этом помимо дисперсионно-упрочняющего действия Ti применяют для стабилизации повторно нагретой структуры. TiN выделяется при самой высокой температуре среди стальных включений и сохраняется в виде стабильного соединения при 1200°С. Поэтому его применяют в качестве элемента, подавляющего нежелательное укрупнение аустенита при повторном нагреве. Если содержание Ti составляет более 0,020% масс., то соотношение Ti/N далеко от оптимального соотношения 1,0-3,0 в том случае, когда содержание азота составляет 50-60 ppm, при этом происходит укрупнение TiN и ухудшение вязкости по причине снижения упрочняющего эффекта.Ti: The Ti content is limited to 0.010-0.020% by weight, while in addition to the dispersion hardening action, Ti is used to stabilize the reheated structure. TiN is released at the highest temperature among steel inclusions and is stored as a stable compound at 1200 ° C. Therefore, it is used as an element that suppresses undesirable coarsening of austenite upon repeated heating. If the Ti content is more than 0.020% by mass, then the Ti / N ratio is far from the optimal ratio of 1.0-3.0 in the case where the nitrogen content is 50-60 ppm, and TiN coarsening and viscosity deterioration due to a decrease hardening effect.
Мо: Мо представляет собой упрочняющий за счет превращений элемент и способствует повышению прочности и вязкости. Его добавляют с целью повышения прочности до такого же уровня, как и способность к ударному превращению. Наиболее важным результатом добавления Мо является обеспечение возможности низкотемпературной деформации. Элемент Мо применяют с целью повышения прочности за счет образования игольчатого феррита, повышающего вязкость. Поэтому самым важным результатом его добавления является обеспечение возможности низкотемпературной гибки листа. Эффективное содержание Мо составляет более 0,1% масс. при условиях, указанных на фиг.1, предпочтительно - 0,10-0,30% масс. Как показано в сравнительном примере 3, если содержание Мо слишком высоко, то прочность повышается, а ударная вязкость оказывается недостаточной по сравнению с традиционными материалами (таблицы 1, 3 и сравнительный пример).Mo: Mo is an element that strengthens due to transformations and helps to increase strength and toughness. It is added in order to increase strength to the same level as the ability to shock transformation. The most important result of adding Mo is to allow low temperature deformation. The Mo element is used to increase strength due to the formation of needle-shaped ferrite, which increases viscosity. Therefore, the most important result of its addition is the possibility of low-temperature bending of the sheet. The effective content of Mo is more than 0.1% of the mass. under the conditions indicated in figure 1, preferably 0.10-0.30% of the mass. As shown in comparative example 3, if the Mo content is too high, then the strength increases, and the toughness is insufficient compared to traditional materials (tables 1, 3 and comparative example).
Ni: Ni представляет собой стабилизирующий аустенит элемент, замедляющий образование ферритно-перлитной структуры, тем самым ускоряя образование бейнита. Он повышает прочность и вязкость, обеспечиваемые Мо, и его добавляют в количестве 0,10-0,30% масс. с целью повышения вязкости. Добавление большего количества Ni отрицательно влияет на вязкость. Сравнительный пример 2 из таблиц 1 и 3 показывает, что прочность повышается, а ударная вязкость оказывается недостаточной.Ni: Ni is an austenite stabilizing element that slows down the formation of a ferrite-pearlite structure, thereby accelerating the formation of bainite. It increases the strength and viscosity provided by Mo, and it is added in an amount of 0.10-0.30% by weight. in order to increase viscosity. Adding more Ni adversely affects viscosity. Comparative example 2 of tables 1 and 3 shows that the strength is increased, and the toughness is insufficient.
При прокатке стального продукта в таких же условиях, как и сравнительный материал, в соответствии с химическим составом согласно настоящему изобретению, прочность и ударная вязкость существенно повышаются, как показано в таблицах 1 и 3.When rolling a steel product under the same conditions as the comparative material, in accordance with the chemical composition according to the present invention, the strength and toughness are significantly increased, as shown in tables 1 and 3.
Способ получения в соответствии с настоящим изобретением подробно описан ниже.The production method in accordance with the present invention is described in detail below.
Фиг.2 представляет диаграмму, показывающую результат обжатия. Показано образование игольчатого феррита из аустенита, укрупненного при отсутствии трансформации, и небольшое образование феррита при трансформации. Фиг.3 представляет диаграмму, показывающую общий процесс горячей прокатки, а также смотку рулона после охлаждения, производимого после черновой и чистовой прокатки, а также нагревательной печи.Figure 2 is a diagram showing the result of compression. The formation of acicular ferrite from austenite, enlarged in the absence of transformation, and a small formation of ferrite during transformation are shown. Figure 3 is a diagram showing the general process of hot rolling, as well as the winding of the coil after cooling produced after rough and finish rolling, as well as a heating furnace.
Бейнитный феррит, образующийся в мелкозернистом аустените, образует большеугловую границу и поэтому имеет высокую устойчивость против возникновения трещин. С другой стороны, бейнитная структура, образующаяся в укрупненном аустените, имеет укрупненный участок, что может легко привести к образованию трещин.Bainitic ferrite, which is formed in fine-grained austenite, forms a high-angle boundary and therefore has high resistance to cracking. On the other hand, the bainitic structure formed in enlarged austenite has an enlarged portion, which can easily lead to the formation of cracks.
Указанные проблемы могут быть сведены к минимуму в результате низкотемпературной прокатки и низкотемпературной смотки, поэтому материал в соответствии с настоящим изобретением получают при температуре смотки на 40°С ниже и при конечной температуре обжимного стана на 20-30°С ниже температуры получения сравнительного материала (см. таблицу 2). Несмотря на трудности регулирования скорости охлаждения по сравнению с тонким материалом (толщина стального листа составляет не более 12,5 мм), он имеет высокую вязкость при низкой температуре в результате образования игольчатого феррита в горячекатаном стальном материале толстого профиля.These problems can be minimized as a result of low-temperature rolling and low-temperature winding, therefore, the material in accordance with the present invention is obtained at a winding temperature of 40 ° C lower and at a final temperature of the crimping mill 20-30 ° C lower than the temperature of obtaining the comparative material (see table 2). Despite the difficulties in controlling the cooling rate compared to thin material (the thickness of the steel sheet is not more than 12.5 mm), it has high viscosity at low temperature as a result of the formation of acicular ferrite in the hot-rolled steel material with a thick profile.
В соответствии с настоящим изобретением предусмотрена сфероидизация включений с применением Са-Si при вторичном рафинировании под шлаком расплавленной стали, имеющей следующий состав: от 0,04 до 0,07% масс. С; от 1,50 до 1,65% масс. Mn; от 0,15 до 0,25% масс. Si; не более 0,010% масс. Р; не более 0,003% масс. S; от 0,040 до 0,060% масс. Nb; от 0,040 до 0,060% масс. V; от 0,010 до 0,020% масс. Ti; от 0,10 до 0,30% масс. Мо; от 0,10 до 0,30% масс. Ni; при этом остаток составляет Fe и неизбежные примеси. Затем заготовку из сфероидизированной стали подвергают повторному нагреванию при температуре от 1150 до 1180°С. После повторного нагревания степень обжатия при черновой прокатке при последнем проходе составляет 25-30%, а температура черновой прокатки для уменьшения размера зерен составляет 900-930°С. Для получения игольчатого феррита температура чистовой прокатки составляет 790-830°С. После чистовой прокатки для охлаждения горячего листа с целью предотвращения измельчения зерен применяют систему частичного охлаждения, а температура смотки также составляет 540-580°С для получения игольчатого феррита.In accordance with the present invention, spheroidization of inclusions using Ca-Si is provided for secondary refining under molten steel slag having the following composition: from 0.04 to 0.07% by weight. FROM; from 1.50 to 1.65% of the mass. Mn; from 0.15 to 0.25% of the mass. Si; not more than 0.010% of the mass. R; not more than 0.003% of the mass. S; from 0.040 to 0.060% of the mass. Nb; from 0.040 to 0.060% of the mass. V; from 0.010 to 0.020% of the mass. Ti; from 0.10 to 0.30% of the mass. Mo; from 0.10 to 0.30% of the mass. Ni; while the remainder is Fe and inevitable impurities. Then the billet of spheroidized steel is subjected to re-heating at a temperature of from 1150 to 1180 ° C. After reheating, the degree of compression during rough rolling during the last pass is 25-30%, and the temperature of rough rolling to reduce grain size is 900-930 ° C. To obtain needle ferrite, the temperature of the finish rolling is 790-830 ° C. After finish rolling, a partial cooling system is used to cool the hot sheet in order to prevent grain grinding, and the winding temperature is also 540-580 ° C to produce needle ferrite.
Настоящее изобретение подробно проиллюстрировано следующими примерами.The present invention is illustrated in detail by the following examples.
Пример 1Example 1
В примере 1 описано получение непрерывно-литой плоской заготовки из материала в соответствии с данным изобретением и сравнительного материала. Состав сравнительного материала отличается от состава материала в соответствии с данным изобретением из-за дефосфорации во время предварительной обработки горячего металла, а также содержанием С, Мо и Ni (см. сравнительные примеры 1-8 в таблице 1). Однако условия процесса горячей прессовки в указанном примере 1 одинаковы как для материала в соответствии с настоящим изобретением, так и для сравнительного материала (см. сравнительные примеры 1-8 в таблице 2).Example 1 describes the preparation of a continuously cast flat billet from a material in accordance with this invention and a comparative material. The composition of the comparative material differs from the composition of the material in accordance with this invention due to dephosphorization during the pre-treatment of the hot metal, as well as the content of C, Mo and Ni (see comparative examples 1-8 in table 1). However, the conditions of the hot pressing process in the above example 1 are the same for both the material in accordance with the present invention and the comparative material (see comparative examples 1-8 in table 2).
Прежде всего, с целью получения состава, отвечающего составу компонентов в соответствии с настоящим изобретением, сталь под шлаком подвергают дефосфорации и десульфурации во время процесса предварительной обработки и после продувки в конвертере; в ковш добавляют 0,20-0,30 тонн извести и 0,20-0,30 тонн плавикового шпата для улучшения десульфурации и ассимиляции неметаллических включений. Во время процесса вторичного рафинирования, после перемешивания расплавленной стали и точного регулирования содержания компонентов добавляют 200-300 кг Са-Si путем вдувания порошка, и сфероидизацию включений ускоряют перемешиванием расплавленной стали в течение более 6 минут. Вышеупомянутые компоненты расплавленной стали такие же, как и компоненты в иллюстрирующих данное изобретение примерах 1-4 таблицы 1.First of all, in order to obtain a composition corresponding to the composition of the components in accordance with the present invention, the steel under slag is subjected to dephosphorization and desulfurization during the pretreatment process and after purging in the converter; 0.20-0.30 tons of lime and 0.20-0.30 tons of fluorspar are added to the bucket to improve desulfurization and assimilation of non-metallic inclusions. During the secondary refining process, after mixing the molten steel and fine-tuning the content of the components, 200-300 kg of Ca-Si are added by blowing the powder, and spheroidization of inclusions is accelerated by mixing the molten steel for more than 6 minutes. The aforementioned components of the molten steel are the same as the components in Examples 1-4 of Table 1 illustrating the present invention.
С целью предотвращения ликвации в центре непрерывно-литой заготовки применяют непрерывную охлаждающую систему. Как показано в таблице 2, температура повторного нагревания как материала в соответствии с данным изобретением, так и сравнительного материала, составляет 1150-1180°С, степень обжатия при черновой прокатке при последнем проходе составляет 10-25% с целью уменьшения размера зерен аустенита, а толщина полосы составляет 45-55 мм с целью максимального накопления трансформации при чистовой прокатке. Температура черновой прокатки составляет 930-950°С для уменьшения размера зерен аустенита, а чистовой прокатки - 790-830°С для получения игольчатого феррита. После чистовой прокатки для охлаждения горячего листа применяют систему частичного охлаждения с целью предотвращения уменьшения размера зерен, при этом температура сворачивания также составляет 580-620°С для получения игольчатого феррита.In order to prevent segregation in the center of a continuously cast billet, a continuous cooling system is used. As shown in table 2, the reheating temperature of both the material in accordance with this invention and the comparative material is 1150-1180 ° C, the reduction ratio during rough rolling in the last pass is 10-25% in order to reduce the size of austenite grains, and strip thickness is 45-55 mm in order to maximize the accumulation of transformation during finishing rolling. The rough rolling temperature is 930-950 ° C to reduce the size of austenite grains, and the finish rolling is 790-830 ° C to obtain needle ferrite. After finishing rolling, a partial cooling system is used to cool the hot sheet in order to prevent grain size reduction, while the folding temperature is also 580-620 ° C to produce needle ferrite.
Механические свойства и ударную вязкость материала согласно данному изобретению и сравнительного материала, полученного в соответствии с вышеупомянутым способом, исследуют по отдельности, а полученные результаты приведены в таблице 3. Как материал согласно данному изобретению, так и сравнительный материал, соответствуют классификации API-X70 (предел текучести: более 482 МПа, предел прочности на растяжение: более 570 МПа, удлинение: более 23%), но материал согласно данному изобретению имеет более высокую ударную вязкость при низкой температуре, чем сравнительный материал (см. соотношение разрушения DWTT при температуре -30 и -50°С в таблице 3). Вязкость повышают, сводя к минимуму содержание Р и устраняя ликвацию в центре. Одновременно также повышаются прочность и вязкость в результате подавления образования ферритно-перлитной структуры и добавления Мо и Ni в соответствующей пропорции, повышающей ударную вязкость при низкой температуре.The mechanical properties and toughness of the material according to this invention and the comparative material obtained in accordance with the aforementioned method are examined separately, and the results obtained are shown in table 3. Both the material according to this invention and the comparative material correspond to the classification API-X70 (limit yield strength: more than 482 MPa, tensile strength: more than 570 MPa, elongation: more than 23%), but the material according to this invention has a higher impact strength at low temperature, than comparative material (see the ratio of the destruction of DWTT at a temperature of -30 and -50 ° C in table 3). The viscosity is increased, minimizing the content of P and eliminating segregation in the center. At the same time, strength and toughness also increase as a result of suppressing the formation of a ferrite-pearlite structure and adding Mo and Ni in an appropriate proportion increasing the toughness at low temperature.
В целом, прочность и ударная вязкость постепенно снижаются по мере увеличения толщины стального материала.In general, strength and toughness gradually decrease as the thickness of the steel material increases.
Однако большая толщина (толщина стального листа составляет не более 12,5 мм) в соответствии с настоящим изобретением устраняет проблемы и обеспечивает более высокий предел текучести, чем сравнительный материал. Это является большим преимуществом, предотвращая снижение предела текучести ниже нормы после прокладывания магистрального трубопровода.However, the large thickness (the thickness of the steel sheet is not more than 12.5 mm) in accordance with the present invention eliminates the problems and provides a higher yield strength than the comparative material. This is a great advantage, preventing a decrease in the yield strength below the norm after laying the main pipeline.
Пример 2Example 2
В примере 2 как состав примера по данному изобретению, так и состав сравнительного примера, соответствуют составу согласно настоящему изобретению. Был проведен эксперимент по сравнению различий условий получения.In Example 2, both the composition of the example of this invention and the composition of the comparative example correspond to the composition of the present invention. An experiment was conducted comparing differences in production conditions.
Как показано в таблице 4, степень обжатия при черновой прокатке для материала в соответствии с настоящим изобретением при последнем проходе составляет 25-30%, а температура черновой прокатки составляет 900-930°С для уменьшения размера зерен аустенита. Температура чистовой прокатки составляет 790-830°С для получения игольчатого феррита. После чистовой прокатки для охлаждения горячего листа применяют систему частичного охлаждения с целью предотвращения уменьшения размера зерен, при этом температура смотки также составляет 540-580°С для получения игольчатого феррита.As shown in table 4, the degree of compression during rough rolling for the material in accordance with the present invention at the last pass is 25-30%, and the temperature of the rough rolling is 900-930 ° C to reduce the grain size of austenite. The finish rolling temperature is 790-830 ° C to obtain needle ferrite. After finishing rolling, a partial cooling system is used to cool the hot sheet in order to prevent grain size reduction, while the winding temperature is also 540-580 ° C to produce needle ferrite.
Однако степень обжатия при черновой прокатке для сравнительного материала при последнем проходе составляет 15-25%, а толщина полосы - 45 мм по сравнению с материалом в соответствии с данным изобретением. Температура черновой прокатки составляет 930-950°С, а температура смотки - 580-620°С.However, the reduction ratio during rough rolling for comparative material in the last pass is 15-25%, and the strip thickness is 45 mm compared to the material in accordance with this invention. The temperature of rough rolling is 930-950 ° C, and the temperature of the winding is 580-620 ° C.
Механические свойства и ударную вязкость материала в соответствии с данным изобретением и сравнительного материала, полученного в соответствии с вышеупомянутым способом, исследуют по отдельности и полученные результаты приведены в таблице 5. Как следует из таблицы 5, материал в соответствии с данным изобретением имеет более высокую ударную вязкость при низкой температуре, чем сравнительный материал.The mechanical properties and toughness of the material in accordance with this invention and the comparative material obtained in accordance with the above method are examined separately and the results are shown in table 5. As follows from table 5, the material in accordance with this invention has a higher toughness at a lower temperature than comparative material.
Это объясняется тем, что сравнительный материал имеет укрупненную ферритную и перлитную структуру, а материал в соответствии с данным изобретением состоит из мелкозернистого игольчатого феррита.This is because the comparative material has an enlarged ferrite and pearlite structure, and the material in accordance with this invention consists of fine-grained needle-shaped ferrite.
Как показано и подтверждено выше, настоящее изобретение предлагает горячекатаный стальной материал для магистральных трубопроводов, способный выдерживать сверхнизкую температуру в течение длительного периода времени при использовании в трубопроводе для транспортировки сырой нефти и имеющий высокую упругость, высокую ударную вязкость при низкой температуре в северных условиях, а также высокую прочность в результате соответствующего регулирования состава стали.As shown and confirmed above, the present invention provides a hot-rolled steel material for pipelines capable of withstanding ultra-low temperatures for a long period of time when used in a pipeline for transporting crude oil and having high elasticity, high impact strength at low temperature in northern conditions, and high strength as a result of appropriate regulation of the composition of steel.
Горячекатаный стальной лист большой толщины с высокой упругостью сорта API-X70, имеющий высокую прочность и ударную вязкость при низкой температуре, также имеет ударную вязкость и прочность, соответствующие стандарту API-X80, и поэтому пригоден для получения высококачественных горячекатаных стальных листов, применимых в северных условиях. В частности, ранее получали только стальные листы толщиной 17,5 мм по причине снижения вязкости в результате негомогеннности структуры по всей толщине горячекатаного стального материала большой толщины. Однако настоящее изобретение обеспечивает возможность получения материала толщиной 17,5 мм способом горячей прокатки, благодаря чему производственные затраты существенно снижаются. Получение API-X70 способом горячей прокатки в соответствии с настоящим изобретением обеспечивает его более высокую финансовую конкурентоспособность, чем API-X70, получаемого обычным способом изготовления толстой листовой стали.API-X70 hot rolled steel sheet of large thickness and high elasticity, having high strength and toughness at low temperature, also has toughness and strength corresponding to API-X80, and is therefore suitable for producing high-quality hot rolled steel sheets applicable in northern conditions . In particular, previously only 17.5 mm thick steel sheets were obtained due to a decrease in viscosity due to the inhomogeneity of the structure over the entire thickness of the hot-rolled steel material of large thickness. However, the present invention provides the possibility of obtaining material with a thickness of 17.5 mm by hot rolling, so that production costs are significantly reduced. Obtaining API-X70 by the hot rolling method in accordance with the present invention provides its higher financial competitiveness than API-X70 obtained by the usual method of manufacturing thick sheet steel.
Специалистам в данной области техники понятно, что понятия и конкретные варианты, раскрытые в данном описании, могут быть легко использованы как основа для изменения или создания других вариантов для достижения целей настоящего изобретения.Those skilled in the art will understand that the concepts and specific variations disclosed herein can easily be used as the basis for changing or creating other variations to achieve the objectives of the present invention.
Специалистам в данной области техники также понятно, что подобные равнозначные варианты не нарушают сущность и объем данного изобретения, изложенные в прилагаемой формуле изобретения.Specialists in the art will also understand that such equivalent options do not violate the essence and scope of the invention set forth in the attached claims.
Claims (2)
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| KR2001/0055561 | 2001-09-10 | ||
| KR1020010055561A KR20030021965A (en) | 2001-09-10 | 2001-09-10 | a hot-rolled steel sheet wiht good ultra low temperature toughness and the method of the same |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2004110947A RU2004110947A (en) | 2005-03-27 |
| RU2268311C2 true RU2268311C2 (en) | 2006-01-20 |
Family
ID=19714123
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2004110947/02A RU2268311C2 (en) | 2001-09-10 | 2002-09-09 | Hot rolled steel sheet of high toughness at ultralow temperature and method for production thereof |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3846729B2 (en) |
| KR (1) | KR20030021965A (en) |
| CN (1) | CN1288268C (en) |
| RU (1) | RU2268311C2 (en) |
| WO (1) | WO2003025241A1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2649110C1 (en) * | 2017-04-26 | 2018-03-29 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Dispersion-solid steel thick sheet for hot stamping and method of its production |
| RU2753344C1 (en) * | 2018-01-29 | 2021-08-13 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Hot-rolled sheet steel for small-diameter flexible tubing and its manufacturing method |
| RU2818510C1 (en) * | 2020-11-24 | 2024-05-02 | Лайу Стил Иньшань Секшн Ко., Лтд. | Method of producing steel for wind power engineering with low-temperature impact strength |
Families Citing this family (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100584762B1 (en) * | 2001-12-26 | 2006-05-30 | 주식회사 포스코 | The method of manufacturing hot rolled steels with less anisotropic properties for linepipes |
| KR100568365B1 (en) * | 2001-12-27 | 2006-04-05 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing heavy gauge high strength linepipe steel with superior low temperature toughness |
| KR101091368B1 (en) * | 2004-09-30 | 2011-12-07 | 주식회사 포스코 | Method for manufacturing a high-strength hot rolled steel sheet for linepipe with superior DWTT characteristics at low temperature |
| CN100392132C (en) * | 2005-03-30 | 2008-06-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | Steel for low temperature and high tenacity structure use and its production method |
| KR100723169B1 (en) * | 2005-12-26 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | A method for manufacturing precipitaion hardened steel for linepipe having excellent property of hot rolling |
| JP5223375B2 (en) | 2007-03-01 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and method for producing the same |
| JP5223379B2 (en) | 2007-03-08 | 2013-06-26 | 新日鐵住金株式会社 | High strength hot rolled steel sheet for spiral pipe with excellent low temperature toughness and method for producing the same |
| CN102046829B (en) | 2008-05-26 | 2013-03-13 | 新日铁住金株式会社 | High-strength hot-rolled steel sheet for line pipe excellent in low-temperature toughness and ductile-fracture-stopping performance and process for producing the same |
| KR101302298B1 (en) | 2010-06-30 | 2013-09-03 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | Hot-rolled steel sheet and method for producing same |
| CN101928882B (en) * | 2010-08-03 | 2012-06-27 | 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 | X60 pipe line steel and production method thereof |
| CN104060170B (en) * | 2014-06-18 | 2016-08-17 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | A kind of hot rolled steel plate and production method thereof |
| CN106392029A (en) * | 2016-09-28 | 2017-02-15 | 南京钢铁股份有限公司 | Method for improving tissue property by cooling pipeline steel casting blank and heating pipeline steel casting blank at low temperature |
| KR101949036B1 (en) * | 2017-10-11 | 2019-05-08 | 주식회사 포스코 | Thick steel sheet having excellent low temperature strain aging impact properties and method of manufacturing the same |
| CN113151651B (en) * | 2020-09-25 | 2022-06-03 | 攀钢集团研究院有限公司 | Production method of low-temperature annealed ultra-deep drawn cold-rolled steel plate and cold-rolled steel plate |
| CN113373376A (en) * | 2021-05-27 | 2021-09-10 | 本钢板材股份有限公司 | Bainite non-quenched and tempered high-strength steel with tensile strength of more than or equal to 960MPa and manufacturing method thereof |
| CN113564479B (en) * | 2021-07-30 | 2023-08-01 | 日钢营口中板有限公司 | High-wall-thickness steel with good low-temperature toughness for station sites and manufacturing method thereof |
| CN115449709B (en) * | 2022-08-30 | 2024-02-13 | 鞍钢股份有限公司 | Thick-specification high-strength-toughness L485M pipeline steel and production method thereof |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS57131320A (en) * | 1981-02-06 | 1982-08-14 | Kawasaki Steel Corp | Production of high tensile steel plate having superior low temperature toughness |
| JP3390596B2 (en) * | 1995-03-23 | 2003-03-24 | 川崎製鉄株式会社 | Low yield ratio high strength hot rolled steel sheet excellent in toughness and method for producing the same |
| KR100635074B1 (en) * | 1999-12-28 | 2006-10-16 | 주식회사 포스코 | A method for production of the high strength and toughness steel by coarse precipitate |
-
2001
- 2001-09-10 KR KR1020010055561A patent/KR20030021965A/en not_active Application Discontinuation
-
2002
- 2002-09-09 JP JP2003530010A patent/JP3846729B2/en not_active Expired - Fee Related
- 2002-09-09 WO PCT/KR2002/001692 patent/WO2003025241A1/en active Application Filing
- 2002-09-09 CN CNB028177525A patent/CN1288268C/en not_active Expired - Fee Related
- 2002-09-09 RU RU2004110947/02A patent/RU2268311C2/en not_active IP Right Cessation
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2649110C1 (en) * | 2017-04-26 | 2018-03-29 | Публичное акционерное общество "Северсталь" | Dispersion-solid steel thick sheet for hot stamping and method of its production |
| RU2753344C1 (en) * | 2018-01-29 | 2021-08-13 | ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН | Hot-rolled sheet steel for small-diameter flexible tubing and its manufacturing method |
| US11401594B2 (en) | 2018-01-29 | 2022-08-02 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for coiled tubing and method for manufacturing the same |
| RU2818510C1 (en) * | 2020-11-24 | 2024-05-02 | Лайу Стил Иньшань Секшн Ко., Лтд. | Method of producing steel for wind power engineering with low-temperature impact strength |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1553966A (en) | 2004-12-08 |
| RU2004110947A (en) | 2005-03-27 |
| KR20030021965A (en) | 2003-03-15 |
| JP3846729B2 (en) | 2006-11-15 |
| CN1288268C (en) | 2006-12-06 |
| WO2003025241A1 (en) | 2003-03-27 |
| JP2005503483A (en) | 2005-02-03 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2268311C2 (en) | Hot rolled steel sheet of high toughness at ultralow temperature and method for production thereof | |
| JP6229640B2 (en) | Seamless steel pipe and manufacturing method thereof | |
| US11313007B2 (en) | High-strength seamless steel pipe for oil country tubular goods, and method for producing the same | |
| US20230212704A1 (en) | Steel Material, for Pressure Vessel, Showing Excellent Hydrogen-Induced Cracking Resistance and Method for Preparing Same | |
| JPH0741856A (en) | Production of high strength steel pipe excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance | |
| JP2005273002A (en) | Superhigh strength cold-rolled steel sheet having superior bendability and formability for extension flange and manufacturing method therefor | |
| JPH10306316A (en) | Production of low yield ratio high tensile-strength steel excellent in low temperature toughness | |
| JP2000017389A (en) | Cr-Mo SERIES LOW ALLOY SEAMLESS STEEL PIPE EXCELLENT IN TOUGHNESS AND ITS Cr-Mo SERIES LOW ALLOY STEEL | |
| JPH0931536A (en) | Production of ultrahigh strength steel plate excellent in low temperature toughness | |
| JPH09111344A (en) | Production of high strength and low yield ratio seamless steel pipe | |
| CN114231703B (en) | Production method of high-strength simplified annealed cold heading steel | |
| JPH08104922A (en) | Production of high strength steel pipe excellent in low temperature toughness | |
| CN112912532B (en) | High-strength steel material having excellent sulfide stress corrosion cracking resistance and method for producing same | |
| JP3274013B2 (en) | Method for producing sour resistant high strength steel sheet having excellent low temperature toughness | |
| JP3857875B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in hole expansibility and ductility and manufacturing method thereof | |
| JP3937964B2 (en) | High strength and high toughness martensitic stainless steel seamless pipe manufacturing method | |
| JPS602364B2 (en) | Manufacturing method of non-thermal high tensile strength steel plate with excellent low-temperature toughness | |
| JPH06293914A (en) | Production of low alloy steel plate for line pipe excellent in co2 corrosion resistance and haz toughness | |
| KR100452303B1 (en) | Manufacturing method of high-tension steel for line pipe having excellent tenacity at low temperature | |
| CN115369328B (en) | Low-temperature-resistant rolled steel and production method thereof | |
| CN114761599B (en) | Steel material excellent in sulfide stress corrosion cracking resistance and method for producing same | |
| JP2001192773A (en) | Steel for line pipe | |
| JP3393314B2 (en) | Manufacturing method of sour resistant high strength steel sheet with excellent low temperature toughness | |
| JPH0949065A (en) | Wear resistant hot rolled steel sheet excellent in stretch-flanging property and its production | |
| CN114959512B (en) | Steel for high-strength welded sleeve for thickened oil thermal recovery well, production method of steel and high-strength welded sleeve heat treatment method for thickened oil thermal recovery well |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20160910 |