RU2635122C1 - Method of production of rolled plates with strength class k80, x100, l690 to manufacture arc welded pipes of main pipelines - Google Patents

Abstract

FIELD: metallurgical engineering.

SUBSTANCE: steel containing, wt % is produced: C 0.03-0.08, Si 0.10-0.35, Mn 1.75-2.10, Cr 0.01-0.50, Ni 0.01-0.60, Cu 0.01-0.40, Mo 0.01-0.50, Al 0.02-0.05, Nb 0.03-0.09, V 0.001-0.10, Ti 0.010-0.035, S 0.0005- 0.003, P 0.002-0.015, N 0.001-0.008, iron and unavoidable impurities are the rest, with the following relations: 0.15<(Mn+Cr+Cu)/20+Si/10+Ni/60+Mo/15 +V/10<0.18, 2.8%<Mn+Cr+Ni+Cu+Mo+Si<3.5%. The continuous cast ingot is subjected to austenitization at a temperature T_cci+(10-50)°C on the basis of the relation T_cci=lg([C]²⁰⁴⋅[Nb]²³²)+34[Si]-1.5[Mn]-2.7[Cr]+17|3.6-[Ti]/[N]|+1657 withhold time, is calculated by the equation t=(1205-T_a)/0.53±40 min, where t is the hold time, T_a is the selected heating temperature. The preliminary deformation is carried out in such a way that the proportion of static recrystallization during the pauses between the passes is not less than 85%, and the total degree of deformation is not less than 0.9. After this, the tack is chilled to the finish rolling onset temperature, determined from the equation T_f=Ar₃+2700/N±40°C, where N is the final thickness of the sheet, mm, and finishing rolling is carried out to the temperature Ar₃+(0-15)°C. Accelerated cooling of the rolled product is carried out to a temperature of B_f-(20-120)°C, defined by the equation B_f=595-320[C]-15[Cr+Cu+Ni]-25[Mn]-2V_c±50°C. Then the rolling is cooled in air.

EFFECT: meeting of the requirements for strength, plastic and viscous properties, characteristic for the rolled strength of K80, X100, L690.

2 cl, 3 tbl

Description

Изобретение относится к области металлургии, в частности к производству на реверсивном толстолистовом стане листового проката толщиной 14-31 мм для изготовления труб магистральных трубопроводов диаметром до 1420 мм.The invention relates to the field of metallurgy, in particular to the production of sheet metal with a thickness of 14-31 mm at a reversible plate mill for the manufacture of pipes of main pipelines with a diameter of up to 1420 mm.

Известен способ производства толстолистового низколегированного штрипса (патент RU №2393238), включающий аустенизацию непрерывно-литой заготовки, черновую прокатку, последующее охлаждение промежуточной заготовки, чистовую прокатку, ускоренное охлаждение полученного штрипса до заданной температуры и его последующее замедленное охлаждение, отличающийся тем, что аустенизацию непрерывно-литой заготовки производят при температуре 1170-1210°C в течение не менее 6 ч, черновую прокатку осуществляют до толщины промежуточной заготовки, равной 4,0-7,5 толщинам готового штрипса, при этом температуру конца черновой прокатки устанавливают не ниже 900°C, последующее охлаждение промежуточной заготовки производят до температуры 780-820°C, затем осуществляют чистовую прокатку со степенью обжатия за проход не менее 12%, за исключением трех последних проходов, в которых допускают степень обжатия не менее 2%, ускоренное охлаждение полученного штрипса после чистовой прокатки начинают не позднее чем через 30 с после выхода штрипса из клети стана и производят до температуры 320-620°C, далее замедленно охлаждают до температуры окружающей среды в стопе, состоящей не менее чем из пяти листов.A known method for the production of plate low-alloy strip (patent RU No. 2393238), including austenization of a continuously cast billet, rough rolling, subsequent cooling of the intermediate billet, finishing rolling, accelerated cooling of the obtained strip to a predetermined temperature and its subsequent delayed cooling, characterized in that austenization is continuous cast billet is produced at a temperature of 1170-1210 ° C for at least 6 hours, rough rolling is carried out to an intermediate billet thickness of 4.0-7.5 t the thickness of the finished strip, while the temperature of the end of the rough rolling is set at least 900 ° C, the subsequent cooling of the intermediate billet is carried out to a temperature of 780-820 ° C, then finish rolling is performed with a reduction ratio of at least 12% per pass, except for the last three passes, in which a compression ratio of at least 2% is allowed, accelerated cooling of the obtained strip after finishing rolling starts no later than 30 s after the strip leaves the mill stand and is produced to a temperature of 320-620 ° C, then it is slowly cooled They are burnt to ambient temperature in a foot consisting of at least five sheets.

Штрипсы прокатывают из низколегированной стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С - 0,04-0,1; Mn - 1,60-1,90; Si - 0,15-0,35; (V+Nb+Ti) - 0,05-0,25; (Mo+Cr) - 0,20-0,60; (Cu+Ni) - 0,40-0,70; остальное - железо и примеси с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03%, при этом коэффициент трещиностойкости Рсм не превышает 0,23, а микроструктура штрипса содержит по меньшей мере 70 об.% бейнита реечной морфологии, полученного из нерекристаллизованного аустенита, имеющего поперечный средний диаметр (dY) аустенитных зерен не более 25 мкм.Strips are rolled from low alloy steel with the following ratio of elements, wt.%: C - 0.04-0.1; Mn - 1.60-1.90; Si - 0.15-0.35; (V + Nb + Ti) 0.05-0.25; (Mo + Cr) - 0.20-0.60; (Cu + Ni) - 0.40-0.70; the rest is iron and impurities with a content of each impurity element of less than 0.03%, while the crack resistance coefficient Rcm does not exceed 0.23, and the strip microstructure contains at least 70 vol.% bainite of rack morphology obtained from unrecrystallized austenite having a transverse average diameter (dY) of austenitic grains no more than 25 microns.

К недостаткам данного способа можно отнести низкую пластичность и ударную вязкость, присутствие в структуре более 70 об.% реечного бейнита, заметно снижающего вязкопластические свойства. Также не гарантируется обеспечение доли вязкой составляющей в изломе при ИПГ.The disadvantages of this method include low ductility and toughness, the presence in the structure of more than 70 vol.% Rack bainite, which significantly reduces the viscoplastic properties. It is also not guaranteed that the share of the viscous component in the fracture during IPG is guaranteed.

Наиболее близким по технологии изготовления является способ производства штрипса для труб магистральных трубопроводов (патент RU №2397254 - прототип), включающий выплавку стали, разливку в слябы, предварительную прокатку сляба, промежуточное подстуживание подката, чистовую прокатку и охлаждение, отличающийся тем, что выплавляют сталь следующего состава, мас.%:Closest to the manufacturing technology is a method of manufacturing a strip for pipes of main pipelines (patent RU No. 2397254 - prototype), including steelmaking, casting into slabs, preliminary rolling of the slab, intermediate reinforcement of the rolling, finishing rolling and cooling, characterized in that the steel is melted of the following composition, wt.%:

углеродcarbon 0,03-0,070.03-0.07 кремнийsilicon 0,16-0,400.16-0.40 марганецmanganese 1,75-2,101.75-2.10 никельnickel 0,040-0,800.040-0.80 медьcopper 0,001-0,500.001-0.50 молибденmolybdenum 0,03-0,500.03-0.50 алюминийaluminum 0,01-0,100.01-0.10 ниобийniobium 0,01-0,100.01-0.10 ванадийvanadium 0,001-0,040.001-0.04 титанtitanium 0,01-0,050.01-0.05 сераsulfur 0,001-0,0030.001-0.003 фосфорphosphorus 0,003-0,0120.003-0.012 кальцийcalcium 0,001-0,0100.001-0.010 железоiron остальное,rest,

предварительную прокатку осуществляют поперек продольной оси сляба с суммарной степенью деформации 60-80%, затем охлаждают подкат на воздухе до температуры начала чистовой прокатки, равной (Ar3+150)°C, и проводят чистовую прокатку в направлении продольной оси с температурой конца прокатки, равной Ar3+(20-40)°C, затем охлаждают до температуры 350-450°C со скоростью 15-50°C/с, а затем - со скоростью не более 1°C/с, при этом соотношение суммарных степеней деформаций предварительной прокатки и окончательной прокатки составляет (1:4)-(1:8).preliminary rolling is carried out across the longitudinal axis of the slab with a total degree of deformation of 60-80%, then the rolling is cooled in air to the finish rolling start temperature equal to (Ar3 + 150) ° C, and finish rolling is carried out in the longitudinal axis direction with the end temperature of rolling equal to Ar3 + (20-40) ° C, then cooled to a temperature of 350-450 ° C at a speed of 15-50 ° C / s, and then at a speed of not more than 1 ° C / s, while the ratio of the total degrees of deformation of the preliminary rolling and final rolling is (1: 4) - (1: 8).

Недостатком данного способа является то, что полученный металл характеризуется низким уровнем ударной вязкости даже при -20°C. Также, не гарантируется относительное удлинение и доля вязкой составляющей в изломе (ДВСИ) при испытаниях падающим грузом (ИНГ).The disadvantage of this method is that the obtained metal is characterized by a low level of toughness even at -20 ° C. Also, the relative elongation and proportion of the viscous component in the fracture (ICE) during falling load tests (ING) is not guaranteed.

В целом низкие вязкопластические свойства проката, изготовленного по способу-прототипу, обусловлены неправильным соотношением технологических параметров нагрева, черновой прокатки и охлаждения для данной толщины проката и выбранного химического состава стали.In general, the low viscoplastic properties of rolled products manufactured by the prototype method are due to an incorrect ratio of the technological parameters of heating, rough rolling and cooling for a given rolled thickness and the selected chemical composition of steel.

Технический результат предлагаемого изобретения состоит в обеспечении доли вязкой составляющей в изломе образцов при испытаниях падающим грузом не менее 85% при температуре испытания -20°C, ударной вязкости (KCV) при температуре испытания -40°C не менее 250 Дж/см², при достижении прочностных свойств на уровне К80, X100, L690.The technical result of the invention consists in ensuring the proportion of the viscous component in the fracture of the samples when tested with a falling load of at least 85% at a test temperature of -20 ° C, impact strength (KCV) at a test temperature of -40 ° C of at least 250 J / cm ² , at achievement of strength properties at the level of K80, X100, L690.

Технический результат достигается тем, что в предлагаемом способе производства толстолистового проката классов прочности К80, X100, L690 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов, включающем получение непрерывнолитой заготовки из стали, аустенитизацию непрерывнолитой заготовки, предварительную деформацию, подстуживание подката до температуры начала чистовой прокатки, чистовую прокатку и последующее регламентированное ускоренное охлаждение готового проката со скоростью 15-50°C/с с окончательным замедленным охлаждением и/или охлаждением на воздухе до температуры окружающей среды, в отличие от прототипа, заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%: С - 0,03-0,08; Si - 0,10-0,35; Mn - 1,75-2,10; Cr - 0,01-0,50; Ni - 0,01-0,60; Cu - 0,01-0,40; Мо - 0,01-0,50; Al - 0,02-0,05; Nb - 0,03-0,09; V - 0,001-0,10; Ti - 0,010-0,035; S - 0,0005-0,003; Р - 0,002-0,015; N - 0,001-0,008; В до 0,002; железо и неизбежные примеси - остальное, при этом должны выполняться следующие соотношения между содержанием марганца, хрома, меди, кремния, никеля, молибдена, ванадия, ниобия, углерода и азота:The technical result is achieved by the fact that in the proposed method for the production of plate products of strength classes K80, X100, L690 for the manufacture of electric-welded pipes of main pipelines, including the production of continuously cast billets from steel, austenitization of continuously cast billets, preliminary deformation, bending rolled to the temperature of the start of finish rolling, finishing rolling and subsequent regulated accelerated cooling of finished products at a speed of 15-50 ° C / s with final delayed cooling by drinking and / or cooling in air to ambient temperature, in contrast to the prototype, the preform is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%: C - 0.03-0.08; Si 0.10-0.35; Mn - 1.75-2.10; Cr - 0.01-0.50; Ni - 0.01-0.60; Cu - 0.01-0.40; Mo - 0.01-0.50; Al - 0.02-0.05; Nb - 0.03-0.09; V - 0.001-0.10; Ti - 0.010-0.035; S 0.0005-0.003; P - 0.002-0.015; N - 0.001-0.008; B up to 0.002; iron and unavoidable impurities are the rest, while the following relationships between the contents of manganese, chromium, copper, silicon, nickel, molybdenum, vanadium, niobium, carbon and nitrogen should be fulfilled:

0,15<(Mn+Cr+Cu)/20+Si/10+Ni/60+Mo/15+V/10<0,18,0.15 <(Mn + Cr + Cu) / 20 + Si / 10 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 <0.18,

2,8%<Mn+Cr+Ni+Cu+Mo+Si<3,5%,2.8% <Mn + Cr + Ni + Cu + Mo + Si <3.5%,

причем аустенитизацию проводят при температуре Тн+(10-50)°C в соответствии с соотношениемmoreover, austenitization is carried out at a temperature Tn + (10-50) ° C in accordance with the ratio

T_н=lg([C]²⁰⁴⋅[Nb]²³²)+34[Si]-1,5[Mn]-2,7[Cr]+17|3,6-[Ti]/[N]|+1657T _n = log ([C] ²⁰⁴ ⋅ [Nb] ²³² ) +34 [Si] -1.5 [Mn] -2.7 [Cr] +17 | 3.6- [Ti] / [N] | + 1657

при выборе времени выдержки в томильной зоне руководствуются уравнениемwhen choosing the exposure time in the languid zone are guided by the equation

t=(1205-Та)/0,53±40 мин,t = (1205-T a ) / 0.53 ± 40 min,

где t - время выдержки, мин,where t is the exposure time, min,

Т_а - выбранная температура нагрева, °C;T _a - selected heating temperature, ° C;

предварительную стадию деформации осуществляют так, что доля статической рекристаллизации за время паузы между проходами составляет не меньше 85%, а суммарная степень деформации составляет не менее 0,9; температуру начала чистовой прокатки определяют из уравненияthe preliminary stage of deformation is carried out so that the proportion of static recrystallization during the pause between passes is not less than 85%, and the total degree of deformation is not less than 0.9; the temperature of the finish rolling start is determined from the equation

Т_нчистп=Ar₃+2700/Н±40°C,T _nchistp = Ar ₃ + 2700 / N ± 40 ° C,

где Н - конечная толщина листа, мм,where N is the final sheet thickness, mm,

температура завершения прокатки составляет Ar₃+(10-15)°C,the temperature of completion of rolling is Ar ₃ + (10-15) ° C,

соотношение суммарных степеней деформации предварительной и окончательной прокатки составляет (1:1)-(1:2),the ratio of the total degrees of deformation of the preliminary and final rolling is (1: 1) - (1: 2),

ускоренное охлаждение готового проката производят до температуры Bf - (20-120)°C, определяемой по формулеaccelerated cooling of the finished steel is carried out to a temperature of Bf - (20-120) ° C, determined by the formula

B_f=595-320[С]-15[Cr+Cu+Ni]-25[Mn]-2V_охл±50°C,B _f = 595-320 [C] -15 [Cr + Cu + Ni ] -25 [Mn] -2V _OHL ± 50 ° C,

где V_охл - скорость охлаждения проката.where V _okhl - cooling rate of hire.

Кроме того, технический результат достигается тем, что ускоренное охлаждение проката завершают при температурах 200-345°C.In addition, the technical result is achieved by the fact that accelerated cooling of the rolling is completed at temperatures of 200-345 ° C.

Сущность изобретения заключается в следующем.The invention consists in the following.

Сначала изготавливают непрерывно-литую заготовку из стали с заданным химическим составом. В целом, приведенное содержание элементов обеспечивает необходимые механические свойства штрипса при реализации предлагаемых технологических режимов.First, a continuously cast billet is made of steel with a given chemical composition. In general, the given content of elements provides the necessary mechanical properties of the strip during the implementation of the proposed technological regimes.

Ниже приведено обоснование ограничений по химическому составу толстолистового проката классов прочности К80, X100, L690 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов.Below is the justification of limitations on the chemical composition of plate products of strength classes K80, X100, L690 for the manufacture of electric-welded pipes of main pipelines.

Для получения требуемой прочности содержание С должно быть не менее 0,03%, но при этом добавка С более 0,08% приводит к ухудшению ударной вязкости и свариваемости стали.To obtain the required strength, the C content must be at least 0.03%, but the addition of C more than 0.08% leads to a deterioration in the toughness and weldability of steel.

Добавка Si необходима для раскисления стали при выплавке. Для обеспечения необходимого уровня раскисленности добавляют минимум 0,10% Si, но при содержании Si более 0,35% в результате повышения количества силикатных включений ухудшается ударная вязкость околошовной зоны сварного соединения.The addition of Si is necessary for the deoxidation of steel during smelting. To ensure the necessary level of deoxidation, a minimum of 0.10% Si is added, but when the Si content is more than 0.35%, the toughness of the weld zone near the weld zone deteriorates as a result of an increase in the number of silicate inclusions.

Mn способствует сдвигу γ→α - превращения в область более низких температур, что вызывает уменьшение размера зерен феррита. В результате измельчения микроструктуры повышается предел текучести с одновременным повышением хладостойкости. С увеличением содержания Mn переходная температура хрупкого разрушения снижается вплоть до 2,1%. При содержании Mn свыше 2,1% снижается ударная вязкость в зоне термического влияния сварного шва. Кроме того, Mn повышает степень пересыщения феррита растворенными элементами (ниобий, титан, ванадий, углерод, азот), которые принимают участие в дисперсионном твердении. Минимальное необходимое содержание марганца для оптимального использования дисперсионного твердения в данной стали 1,75%.Mn promotes a shift of the γ → α transformation into a region of lower temperatures, which causes a decrease in the size of ferrite grains. As a result of grinding the microstructure, the yield strength increases with a simultaneous increase in cold resistance. With an increase in the Mn content, the transition temperature of brittle fracture decreases up to 2.1%. When the Mn content is over 2.1%, the toughness in the heat affected zone of the weld is reduced. In addition, Mn increases the degree of supersaturation of ferrite with dissolved elements (niobium, titanium, vanadium, carbon, nitrogen), which take part in the precipitation hardening. The minimum required manganese content for the optimal use of precipitation hardening in this steel is 1.75%.

В данной стали применяется эффект твердорастворного упрочнения Cr. Нижний предел влияния Cr 0,01%. С повышением концентрации Cr повышается прокаливаемость и появляется возможность образования мартенситных структур, приводящих к снижению ударной вязкости. Поэтому верхний предел содержания Cr установлен на уровне 0,5%.This steel uses the effect of solid solution hardening Cr. The lower limit of influence of Cr is 0.01%. With an increase in Cr concentration, hardenability increases and the possibility of the formation of martensitic structures, leading to a decrease in toughness, appears. Therefore, the upper limit of the Cr content is set at 0.5%.

Для повышения устойчивости аустенита в сталь добавляют Cu, Ni и Cr. Для получения необходимого эффекта необходимо минимум 0,01% Ni. Экономически нецелесообразно добавлять более 0,6% Ni. Для экономии никеля сталь легируют медью. Для получения необходимого эффекта необходимо минимум 0,01% Cu. Добавление более 0,4% Cu может приводить к горячим трещинам при прокатке.To increase the stability of austenite, Cu, Ni and Cr are added to the steel. To obtain the desired effect, a minimum of 0.01% Ni is required. It is not economically feasible to add more than 0.6% Ni. To save nickel, steel is alloyed with copper. To obtain the desired effect, a minimum of 0.01% Cu is required. The addition of more than 0.4% Cu can lead to hot cracks during rolling.

Мо является элементом, который повышает прокаливаемость стали. Чтобы получить такой эффект, необходимо добавить 0,01% или более Мо. Однако добавление большого количества Мо, превышающего 0,5%, значительно повышает стоимость стали и экономически нецелесообразно.Mo is an element that increases the hardenability of steel. To obtain this effect, it is necessary to add 0.01% or more of Mo. However, the addition of a large amount of Mo in excess of 0.5% significantly increases the cost of steel and is not economically feasible.

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

При содержании S свыше 0,0030% образующиеся грубые сульфиды значительно снижают ударную вязкость.When the S content is more than 0.0030%, the resulting coarse sulfides significantly reduce the toughness.

Nb необходим для образования карбидов. Карбиды ниобия тормозят рост зерна при нагреве, способствуют формированию в прокате мелкодисперсной структуры за счет торможения рекристаллизации при чистовой прокатке. Содержание ниобия менее 0,03% не обеспечивает достаточного дисперсионного и зернограничного упрочнения. Содержание ниобия свыше 0,09% экономически нецелесообразно.Nb is necessary for the formation of carbides. Niobium carbides inhibit grain growth during heating, and contribute to the formation of a finely dispersed structure in rolled products due to inhibition of recrystallization during finish rolling. A niobium content of less than 0.03% does not provide sufficient dispersion and grain boundary hardening. The content of niobium in excess of 0.09% is not economically feasible.

Алюминий раскисляет сталь, связывает азот в нитриды. Для того чтобы снизить количество кислорода в расплавленной стали, необходимо добавлять 0,02% Al или больше. При содержании более 0,05% алюминия происходит снижение вязких свойств стали.Aluminum deoxidizes steel, binds nitrogen to nitrides. In order to reduce the amount of oxygen in the molten steel, it is necessary to add 0.02% Al or more. When the content is more than 0.05% of aluminum, the ductile properties of the steel decrease.

Ti является нитридообразующим элементом, который проявляет эффект измельчения зерен при содержании более 0,010%. Однако, поскольку добавление больших количеств Ti приводит к значительному ухудшению ударной вязкости из-за образования карбидов, верхний предел его содержания должен быть ограничен 0,035%.Ti is a nitride-forming element, which exhibits the effect of grinding grains with a content of more than 0.010%. However, since the addition of large amounts of Ti leads to a significant deterioration in toughness due to the formation of carbides, the upper limit of its content should be limited to 0.035%.

V является карбонитридообразующим элементом, повышающим прочность. Однако добавление 0,001% или меньше V не производит такого эффекта. Кроме того, добавление более 0,10% V приводит к ухудшению ударной вязкости. Поэтому содержание V установлено в диапазоне от 0,001 до 0,10%.V is a carbonitride-forming element that increases strength. However, the addition of 0.001% or less of V does not produce such an effect. In addition, the addition of more than 0.10% V leads to a deterioration in toughness. Therefore, the content of V is set in the range from 0.001 to 0.10%.

N необходим для выделения мелкодисперсного TiN, чтобы уменьшить диаметр аустенитных зерен. Так как минимальное содержание N, достаточное для образования необходимого количества TiN - 0,001%, нижний предел количества N установлен на 0,001%. Кроме того, если количество N превышает 0,008%, повышается количество растворенного N и ухудшается низкотемпературная ударная вязкость исходного материала, поэтому верхний предел количества N установлен 0,008%.N is needed to isolate finely divided TiN in order to reduce the diameter of the austenitic grains. Since the minimum N content sufficient to form the required amount of TiN is 0.001%, the lower limit of the amount of N is set to 0.001%. In addition, if the amount of N exceeds 0.008%, the amount of dissolved N increases and the low temperature toughness of the starting material deteriorates, therefore, the upper limit of the amount of N is set to 0.008%.

Кроме содержания химических элементов, важнейшей характеристикой стали является соотношение между содержанием определенных элементов, например, входящих в состав фазы и определяющих как кинетику ее образования, так и морфологию частиц и в итоге определяющее воздействие на структуру и свойства стали.In addition to the content of chemical elements, the most important characteristic of steel is the relationship between the content of certain elements, for example, which are part of the phase and determine both the kinetics of its formation and the morphology of particles and, as a result, determine the effect on the structure and properties of steel.

Для предотвращения образования холодных трещин сварного соединения необходимо, чтобы сумма следующих соотношений элементов была меньше 0,18: (Mn+Cr+Cu)/20+Si/10+Ni/60+Mo/15+V/10. Но при этом, если данная сумма будет меньше 0,15, то нельзя будет обеспечить необходимые прочностные свойства.To prevent the formation of cold cracks in the welded joint, it is necessary that the sum of the following element ratios is less than 0.18: (Mn + Cr + Cu) / 20 + Si / 10 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10. But at the same time, if this amount is less than 0.15, then it will not be possible to provide the necessary strength properties.

Ограничение суммарного содержания Mn+Cr+Ni+Cu+Мо+Si<3,5% необходимо для достижения требуемой свариваемости труб и снижения анизотропии свойств в листе. Тем не менее, если данная сумма будет меньше 2,8%, то нельзя будет обеспечить необходимые прочностные и вязкопластические свойства.The limitation of the total content of Mn + Cr + Ni + Cu + Mo + Si <3.5% is necessary to achieve the required weldability of the pipes and reduce the anisotropy of the properties in the sheet. However, if this amount is less than 2.8%, it will not be possible to provide the necessary strength and viscoplastic properties.

Комплексное воздействие легирования, микролегирования и термомеханической обработки позволяет эффективно влиять на структуру стали и получать требуемую феррито-бейнитную структуру с равномерно распределенной мелкодисперсной карбидной фазой. Одной из основных отличительных особенностей технологии является недопущение образования неоднородной структуры на всех этапах контролируемой прокатки.The combined effect of alloying, microalloying and thermomechanical processing allows you to effectively influence the structure of steel and to obtain the desired ferrite-bainitic structure with a uniformly distributed finely divided carbide phase. One of the main distinguishing features of the technology is to prevent the formation of a heterogeneous structure at all stages of controlled rolling.

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

Повышение температуры нагрева приводит к снижению ударной вязкости и хладостойкости, при этом повышаются прочностные свойства. Такие изменения объясняют увеличением размера зерна аустенита при нагреве, более полной растворимостью карбонитридных фаз и соответствующим повышением устойчивости аустенита при охлаждении, а также увеличением температуры черновой прокатки.An increase in the heating temperature leads to a decrease in toughness and cold resistance, while the strength properties increase. Such changes are explained by an increase in the austenite grain size upon heating, a more complete solubility of the carbonitride phases and a corresponding increase in the austenite stability upon cooling, as well as an increase in the rough rolling temperature.

Понижение температуры нагрева слябов с целью измельчения зерна аустенита может приводить к повышению вязких свойств и хладостойкости проката, но при этом снижаются прочностные свойства, вследствие увеличения количества не растворившихся при нагреве частиц, практически не участвующих в упрочнении.Lowering the heating temperature of the slabs with the aim of grinding austenite grain can lead to an increase in the viscous properties and cold resistance of the rolled products, but at the same time, the strength properties decrease due to an increase in the number of particles that did not dissolve during heating and practically do not participate in hardening.

В связи с этим температуру нагрева и время выдержки в томильной зоне печи необходимо выбирать так, чтобы не допустить аномального роста зерна, но при этом наиболее полно растворить карбонитридные фазы МЛЭ.In this regard, the heating temperature and the exposure time in the languid zone of the furnace must be chosen so as to prevent an abnormal grain growth, but at the same time it is most complete to dissolve the carbonitride phases of MBE.

Для того чтобы не допустить аномального роста зерен при нагреве аустенитизацию проводят при температуре Т_н+(10-50)°C в соответствии с соотношениемIn order to prevent abnormal grain growth during heating, austenitization is carried out at a temperature of T _n + (10-50) ° C in accordance with the ratio

T_н=lg([C]²⁰⁴⋅[Nb]²³²)+34[Si]-1,5[Mn]-2,7[Cr]+17|3,6-[Ti]/[N]|+1657T _n = log ([C] ²⁰⁴ ⋅ [Nb] ²³² ) +34 [Si] -1.5 [Mn] -2.7 [Cr] +17 | 3.6- [Ti] / [N] | + 1657

при выборе времени выдержки в томильной зоне руководствуются уравнением t=(1205-Т_а)/0,53±40 мин, где t - время выдержки, мин; Т_а - выбранная температура нагрева, °C.when choosing exposure time in the languid zone they are guided by the equation t = (1205-T _a ) / 0.53 ± 40 min, where t is the exposure time, min; T _a - selected heating temperature, ° C.

При превышении расчетных значений по данным уравнениям возможен аномальный рост зерен, приводящий к снижению вязкостных свойств проката. При недостижении достаточного времени выдержки в томильной зоне печи не успевают раствориться карбонитриды микролегирующих элементов, что оказывает негативное влияние на протекание процессов рекристаллизации и снижает вязкие свойства стали.If the calculated values for these equations are exceeded, an abnormal grain growth is possible, leading to a decrease in the viscosity properties of rolled products. If a sufficient exposure time is not achieved, the carbonitrides of microalloying elements do not have time to dissolve in the languid zone of the furnace, which has a negative effect on the course of recrystallization processes and reduces the ductile properties of steel.

Горячую прокатку штрипса по предлагаемому способу проводят по регламентируемым температурно-деформационным режимам с целью формирования в готовом прокате мелкозернистой структуры с упорядоченным распределением дефектов кристаллической решетки, обеспечивающим повышение предела текучести, ударной вязкости, доли вязкой составляющей в изломе (ДВСИ) и снижение температуры вязко-хрупкого перехода.Hot rolling of the strip according to the proposed method is carried out according to regulated temperature-deformation modes in order to form a fine-grained structure in the finished product with an ordered distribution of defects in the crystal lattice, providing an increase in the yield strength, impact strength, the share of the viscous component in the fracture (ICE) and lowering the temperature of the viscous-brittle transition.

С точки зрения структурообразования, важным этапом контролируемой прокатки является предварительная стадия. В результате этой стадии литая структура сляба и исходные аустенитные зерна, образующиеся при нагреве сляба в печи, измельчаются путем последовательной статической рекристаллизации деформированной структуры между проходами. От того, насколько полно рекристаллизуется металл в этой стадии, напрямую зависит дисперсность и однородность конечной структуры. Неполное протекание статической рекристаллизации (CP) негативно влияет на аустенитную структуру, т.к. способствует формированию разнозернистости, что снижает пластичность металла, ударную вязкость и ДВСИ при ИПГ. Следовательно, при создании технологии контролируемой прокатки необходимо назначать температурный режим и распределять обжатия в черновой стадии таким образом, чтобы доля статической рекристаллизации за время паузы между проходами составляла не меньше 85%, а суммарная степень деформации была не меньше 0,9.From the point of view of structure formation, an important stage of controlled rolling is the preliminary stage. As a result of this stage, the cast structure of the slab and the initial austenitic grains formed during heating of the slab in the furnace are crushed by successive static recrystallization of the deformed structure between the passages. The dispersion and uniformity of the final structure directly depend on how fully the metal crystallizes in this stage. Incomplete flow of static recrystallization (CP) negatively affects the austenitic structure, because contributes to the formation of heterogeneity, which reduces the ductility of the metal, toughness and ICE with IPG. Therefore, when creating technology for controlled rolling, it is necessary to set the temperature regime and distribute the reduction in the draft stage so that the proportion of static recrystallization during the pause between passes is no less than 85%, and the total degree of deformation is not less than 0.9.

Так как толщина получаемого листа может быть в пределах 14-30 мм, то и толщина подката после предварительной стадии прокатки тоже может значительно отличаться. Соответственно, условия остывания листа во время окончательной стадии прокатки будут разные. Поэтому регулирование температуры чистовой прокатки необходимо вести в зависимости от толщины проката в соответствии со следующим соотношением:Since the thickness of the resulting sheet can be in the range of 14-30 mm, the thickness of the tackle after the preliminary rolling stage can also vary significantly. Accordingly, the conditions for cooling the sheet during the final rolling stage will be different. Therefore, the temperature control of the finish rolling must be carried out depending on the thickness of the rental in accordance with the following ratio:

Т_нчистп=Ar₃+2700/Н±40°C, где Н - конечная толщина листа, мм; Ar₃ - температура начала превращения при непрерывном охлаждении проката;T _nchistp = Ar ₃ + 2700 / N ± 40 ° C, where N is the final sheet thickness, mm; Ar ₃ is the temperature of the onset of transformation during continuous cooling of the rolling stock;

Для того чтобы сформировать как можно более мелкозернистую структуру в прокате, но при этом не допустить выделения феррита во время деформации, необходимо завершать деформацию при температуре Ar₃+(0-15)°C. При превышении данного диапазона, эффект от наклепа в окончательной стадии прокатки не будет максимальным, что вызовет снижение прочностных и вязкостных свойств. При завершении деформации ниже температуры Ar₃ будет происходить деформация выделившегося феррита, что приведет к снижению ударной вязкости.In order to form the finest possible grain structure in the car, but not to allow the release of ferrite during deformation, it is necessary to complete the deformation at a temperature of Ar ₃ + (0-15) ° C. If this range is exceeded, the effect of hardening in the final stage of rolling will not be maximum, which will cause a decrease in strength and viscosity properties. Upon completion of the deformation below the temperature Ar ₃ , deformation of the precipitated ferrite will occur, which will lead to a decrease in impact strength.

Соотношение суммарных степеней деформации предварительной и окончательной прокатки необходимо соблюдать в пределах (1:1)-(1:2). Если это соотношение будет меньше чем 1:1, то суммарного обжатия в завершающей стадии прокатки будет недостаточно для создания требуемой дислокационной структуры в аустените, что негативно скажется на прочностных свойствах. Если это соотношение будет больше чем 1:2, то суммарного обжатия в предварительной стадии прокатки будет недостаточно измельчения зерна аустенита, что негативно скажется на ударной вязкости и доле вязкой составляющей при испытаниях падающим грузом.The ratio of the total degrees of deformation of the preliminary and final rolling must be observed within (1: 1) - (1: 2). If this ratio is less than 1: 1, then the total compression in the final stage of rolling will not be enough to create the required dislocation structure in austenite, which will negatively affect the strength properties. If this ratio is more than 1: 2, then the total reduction in the preliminary rolling stage will not be sufficient grinding of austenite grain, which will negatively affect the toughness and the proportion of the viscous component during the tests with a falling load.

Применение ускоренного охлаждения позволяет создать более дисперсную структуру феррита и продуктов промежуточного превращения. При этом наблюдается повышение эффективности дисперсионного упрочнения и увеличение плотности дислокаций. В целом ускоренное охлаждение оказывает положительное влияние на прочностные и вязкопластические свойства. Температура завершения ускоренного охлаждения оказывает сильное влияние на получаемые свойства. С целью недопущения получения разных типов бейнита и снижения, в связи с этим, вязкостных свойств, охлаждение производят ниже температуры завершения бейнитного превращения (B_f) на 20-120°C. Данная температура зависит от химического состава и скорости охлаждения и определяется следующим соотношением:The use of accelerated cooling allows you to create a more dispersed structure of ferrite and intermediate products of transformation. In this case, an increase in the efficiency of dispersion hardening and an increase in the density of dislocations are observed. In general, accelerated cooling has a positive effect on the strength and viscoplastic properties. The completion temperature of accelerated cooling has a strong effect on the resulting properties. In order to prevent the receipt of different types of bainite and to reduce, in this regard, the viscosity properties, cooling is carried out below the temperature of completion of the bainitic transformation (B _f ) by 20-120 ° C. This temperature depends on the chemical composition and cooling rate and is determined by the following ratio:

B_f=595-320[C]-15[Cr+Cu+Ni]-25[Mn]-2V_охл±50°C, где V_охл - скорость охлаждения проката. _{B f = 595-320 [C] -15} [Cr + Cu + Ni] -25 [Mn] -2V _OHL ± 50 ° C, where V _OHL - cooling speed rolling.

Охлаждение в область температур 345-200°C за счет создания мелкодисперсных мартенсито-аустенитных участков позволяет повысить прочность стали и добиться более низкого соотношения σ_Т/σ_В.Cooling to a temperature range of 345-200 ° C by creating finely dispersed martensite-austenitic sections allows to increase the strength of steel and to achieve a lower ratio of σ _T / σ _V

При окончании ускоренного охлаждения ниже температуры 200°C не успевает пройти противофлокенная обработка при последующем замедленном охлаждении, в результате чего в листе могут наблюдаться дефекты, вызванные водородом. При охлаждении выше температуры 345°C количество образованных мартенсито-аустенитных участков недостаточно для получения необходимого эффекта.At the end of accelerated cooling below 200 ° C, the anti-flock treatment does not have time to undergo subsequent delayed cooling, as a result of which defects caused by hydrogen can be observed in the sheet. When cooled above a temperature of 345 ° C, the number of formed martensite-austenitic sites is insufficient to obtain the desired effect.

ПримерыExamples

Для эксперимента были произведены слябы из 3-х плавок. Химический состав экспериментальных плавок и химический состав прототипа представлены в Таблице 1.For the experiment, slabs of 3 heats were produced. The chemical composition of the experimental heats and the chemical composition of the prototype are presented in Table 1.

После аустенитизации слябов толщиной 355 и 310 мм до температуры 1105-1189°C, с временем выдержки в томильной зоне печи 58-240 минут, проводили предварительную стадию горячей прокатки с суммарной деформацией 0,9-1,5 при температурах завершения данной стадии 912-966°C. После этого проводили чистовую стадию прокатки с суммарной деформацией 1,6 до толщины 14-31 мм при среднемассовых температурах начала данной стадии 882-780°C, а температурах завершения деформации 689-710°С. Затем проводили ускоренное охлаждение до температур 210-480°C с окончательным замедленным охлаждением и/или на воздухе до температуры окружающей среды.After austenitizing slabs with a thickness of 355 and 310 mm to a temperature of 1105-1189 ° C, with a holding time in the furnace zone of 58-240 minutes, a preliminary stage of hot rolling was carried out with a total deformation of 0.9-1.5 at completion temperatures of this stage 912- 966 ° C. After that, the finishing stage of rolling was carried out with a total deformation of 1.6 to a thickness of 14-31 mm at the mass-average temperatures of the beginning of this stage of 882-780 ° C, and the temperatures of completion of the deformation of 689-710 ° C. Then, accelerated cooling was carried out to temperatures of 210-480 ° C with final delayed cooling and / or in air to ambient temperature.

Технологические параметры прокатки и охлаждения приведены в Таблице 2. Режимы 1-1, 1-2, 1-3, 1-4, 2-1, 2-2, 2-3, 2-4, 2-5, 2-8, 3-1, 3-2, 3-3, 3-4 выполнены согласно изобретению; 2-6 и 2-7 - за пределами заявленного диапазона параметров.The technological parameters of rolling and cooling are shown in Table 2. Modes 1-1, 1-2, 1-3, 1-4, 2-1, 2-2, 2-3, 2-4, 2-5, 2-8 3-1, 3-2, 3-3, 3-4 are made according to the invention; 2-6 and 2-7 - outside the declared range of parameters.

Для режима 2-8 ускоренное охлаждение проводили до температуры 210°C. Для данного проката предел прочности составил 910 МПа, что выше всех полученных значений. Отношение σ_Т/σ_В при этом на самом низком уровне.For mode 2-8, accelerated cooling was carried out to a temperature of 210 ° C. For this product, the tensile strength was 910 MPa, which is higher than all the values obtained. The ratio of σ _T / σ _In this case at the lowest level.

Для сравнения в режиме 2-6 показано вредное влияние слишком длительной выдержки в томильной зоне печи на пластичность, ударную вязкость и, главным образом, на долю вязкой составляющей в изломе. В режиме 2-7 показано, как неправильно выбранная температура завершения ускоренного охлаждения негативно влияет на вязкопластические свойства.For comparison, mode 2-6 shows the harmful effect of holding too long in the furnace languid zone on ductility, toughness, and mainly on the proportion of the viscous component in the fracture. Mode 2-7 shows how the improperly selected temperature for accelerated cooling completion negatively affects the viscoplastic properties.

Механические свойства определяли на поперечных образцах. Испытания на статическое растяжение проводили на полнотолщинных образцах (по ГОСТ 1497 и ASTM А370), а на ударный изгиб - на образцах с V-образным надрезом (по ГОСТ 9454) при температуре -20°C (околошовная зона) и -40°C. Испытания падающим грузом проводили на полнотолщинных образцах в соответствии с API 5L 3 при температуре испытания -20°C и -40°C.Mechanical properties were determined on transverse samples. Tensile tests were carried out on full-thickness specimens (according to GOST 1497 and ASTM А370), and on impact bending - on specimens with a V-shaped notch (according to GOST 9454) at a temperature of -20 ° C (near-heat zone) and -40 ° C. Tests with a falling load were carried out on full-thickness samples in accordance with API 5L 3 at a test temperature of -20 ° C and -40 ° C.

Механические свойства экспериментальных сталей приведены в Таблице 3. Видно, что при использовании прототипа не обеспечивается требуемый уровень прочностных свойств (предел текучести выше 690 МПа, предел прочности выше 740 МПа), значительно ниже ударная вязкость при -40°C, хуже хладостойкость, не регламентируется пластичность и доля вязкой составляющей при ИПГ, что вызвано несоблюдением технологических соотношений и соотношений химического состава предлагаемого изобретения.The mechanical properties of the experimental steels are shown in Table 3. It can be seen that when using the prototype the required level of strength properties is not provided (yield strength above 690 MPa, tensile strength above 740 MPa), impact strength at -40 ° C is much lower, worse cold resistance, not regulated ductility and the proportion of the viscous component in IPG, which is caused by non-compliance with technological ratios and chemical composition ratios of the invention.

Предложенные в данном изобретении технологические параметры получения проката способствуют формированию однородной феррито-бейнитной структуры обеспечивающей высокий комплекс механических свойств.Proposed in this invention, the technological parameters for the production of rolled products contribute to the formation of a homogeneous ferrite-bainitic structure providing a high complex of mechanical properties.

Результаты изготовления опытных образцов показывают, что применение технологических соотношений и соотношений химического состава по данному изобретению позволяет добиться обеспечения требований НТД по ударной вязкости, доле вязкой составляющей при ИПГ и пластичности, при этом обеспечив стабильность получения данных свойств.The results of the manufacture of prototypes show that the use of technological ratios and chemical composition ratios according to this invention can achieve the requirements of technical specifications for impact strength, the proportion of viscous component in IPG and ductility, while ensuring the stability of obtaining these properties.

Claims (21)

1. Способ производства толстолистового проката классов прочности K80, X100, L690 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов, включающий получение непрерывнолитой заготовки из стали, аустенитизацию непрерывнолитой заготовки путем нагрева и выдержки в печи в томильной зоне, предварительную деформацию, подстуживание подката до температуры начала чистовой прокатки, чистовую прокатку и последующее регламентированное ускоренное охлаждение готового проката с окончательным охлаждением замедленным и/или на воздухе до температуры окружающей среды, отличающийся тем, что заготовку получают из стали со следующим соотношением элементов, мас.%:1. Method for the production of plate products of strength classes K80, X100, L690 for the manufacture of electric-welded pipes of main pipelines, including the production of continuously cast billets from steel, austenitization of continuously cast billets by heating and holding in a furnace in the languid zone, preliminary deformation, curing of the rolled to the temperature of the finish rolling , final rolling and subsequent regulated accelerated cooling of finished steel with final cooling slowed down and / or in air to a pace environmental temperature, characterized in that the preform is obtained from steel with the following ratio of elements, wt.%: углеродcarbon 0,03-0,080.03-0.08 кремнийsilicon 0,10-0,350.10-0.35 марганецmanganese 1,75-2,101.75-2.10 хромchromium 0,01-0,500.01-0.50 никельnickel 0,01-0,600.01-0.60 медьcopper 0,01-0,400.01-0.40 молибденmolybdenum 0,01-0,500.01-0.50 алюминийaluminum 0,02-0,050.02-0.05 ниобийniobium 0,03-0,090.03-0.09 ванадийvanadium 0,001-0,100.001-0.10 титанtitanium 0,010-0,0350.010-0.035 сераsulfur 0,0005-0,0030.0005-0.003 фосфорphosphorus 0,002-0,0150.002-0.015 азотnitrogen 0,001-0,0080.001-0.008 борboron до 0,002up to 0.002 железо и неизбежные примесиiron and inevitable impurities остальноеrest при выполнении следующих соотношений между содержанием элементов:when performing the following relationships between the content of the elements: 0,15<(Mn+Cr+Cu)/20+Si/10+Ni/60+Mo/15+V/10<0,18,0.15 <(Mn + Cr + Cu) / 20 + Si / 10 + Ni / 60 + Mo / 15 + V / 10 <0.18, 2,8%<Mn+Cr+Ni+Cu+Mo+Si<3,5%,2.8% <Mn + Cr + Ni + Cu + Mo + Si <3.5%, причем аустенитизацию заготовки проводят при температуре Т_н+(10-50)°С в соответствии с соотношениемmoreover, the austenitization of the preform is carried out at a temperature of T _n + (10-50) ° C in accordance with the ratio T_н=lg([C]²⁰⁴⋅[Nb]²³²)+34[Si]-1,5[Mn]-2,7[Cr]+17|3,6-[Ti]/[N]|+1657,T _n = log ([C] ²⁰⁴ ⋅ [Nb] ²³² ) +34 [Si] -1.5 [Mn] -2.7 [Cr] +17 | 3.6- [Ti] / [N] | + 1657, время выдержки в томильной зоне определяют из соотношения the exposure time in the languid zone is determined from the ratio t=(1205-T_a)/0,53±40 мин,t = (1205-T _a ) / 0.53 ± 40 min, где t - время выдержки, мин; Т_а - выбранная температура выдержки, °С,where t is the exposure time, min; T _a - the selected holding temperature, ° C, предварительную деформацию осуществляют с суммарной степенью деформации не менее 0,9 и с обеспечением доли статической рекристаллизации за время паузы между проходами не меньше 85%, preliminary deformation is carried out with a total degree of deformation of not less than 0.9 and ensuring a fraction of static recrystallization during a pause between passes of at least 85%, температуру начала чистовой прокатки определяют из уравнения the temperature of the beginning of the finish rolling is determined from the equation Т_нчистп=Ar₃+2700/Н±40°С,T _nchistp = Ar ₃ + 2700 / N ± 40 ° C, где Н - конечная толщина листа, мм, where N is the final sheet thickness, mm, а температура завершения прокатки составляет Ar₃+(0-15)°С,and the temperature of the completion of rolling is Ar ₃ + (0-15) ° C, соотношение суммарных степеней деформации предварительной и окончательной прокаток составляет (1:1)-(1:2),the ratio of the total degrees of deformation of the preliminary and final rolling is (1: 1) - (1: 2), ускоренное охлаждение готового проката производят со скоростью 15-50°С/с до температурыaccelerated cooling of finished products is carried out at a speed of 15-50 ° C / s to a temperature B_f-(20-120)°С, определяемой по формулеB _f - (20-120) ° С, determined by the formula B_f=595-320[C]-15[Cr+Cu+Ni]-25[Mn]-2V_охл±50°С, _{B f = 595-320 [C] -15} [Cr + Cu + Ni] -25 [Mn] -2V _OHL ± 50 ° C, где V_охл - скорость охлаждения проката.where V _okhl - cooling rate of hire. 2. Способ по п. 1, отличающийся тем, что ускоренное охлаждение осуществляют до температуры 200-345°С.2. The method according to p. 1, characterized in that accelerated cooling is carried out to a temperature of 200-345 ° C.