RU2658515C1 - High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture - Google Patents
High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture Download PDFInfo
- Publication number
- RU2658515C1 RU2658515C1 RU2017116111A RU2017116111A RU2658515C1 RU 2658515 C1 RU2658515 C1 RU 2658515C1 RU 2017116111 A RU2017116111 A RU 2017116111A RU 2017116111 A RU2017116111 A RU 2017116111A RU 2658515 C1 RU2658515 C1 RU 2658515C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- carbon
- molybdenum
- temperature
- pipe
- steel
- Prior art date
Links
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 44
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 43
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims abstract description 43
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 25
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 24
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 title claims abstract description 24
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 title description 11
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 25
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 25
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N Iron Chemical compound [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 21
- 239000011572 manganese Substances 0.000 claims abstract description 18
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 16
- 238000005496 tempering Methods 0.000 claims abstract description 16
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 11
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 10
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 9
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 239000010955 niobium Substances 0.000 claims abstract description 9
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 9
- LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N vanadium atom Chemical compound [V] LEONUFNNVUYDNQ-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 9
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 7
- XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N aluminium Chemical compound [Al] XAGFODPZIPBFFR-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims abstract description 6
- FBPFZTCFMRRESA-FSIIMWSLSA-N D-Glucitol Natural products OC[C@H](O)[C@H](O)[C@@H](O)[C@H](O)CO FBPFZTCFMRRESA-FSIIMWSLSA-N 0.000 claims description 6
- 239000000600 sorbitol Substances 0.000 claims description 6
- WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L manganese(2+);methyl n-[[2-(methoxycarbonylcarbamothioylamino)phenyl]carbamothioyl]carbamate;n-[2-(sulfidocarbothioylamino)ethyl]carbamodithioate Chemical compound [Mn+2].[S-]C(=S)NCCNC([S-])=S.COC(=O)NC(=S)NC1=CC=CC=C1NC(=S)NC(=O)OC WPBNNNQJVZRUHP-UHFFFAOYSA-L 0.000 claims description 3
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 abstract description 12
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 6
- 239000007789 gas Substances 0.000 abstract description 3
- FBPFZTCFMRRESA-JGWLITMVSA-N D-glucitol Chemical group OC[C@H](O)[C@@H](O)[C@H](O)[C@H](O)CO FBPFZTCFMRRESA-JGWLITMVSA-N 0.000 abstract 1
- 239000004411 aluminium Substances 0.000 abstract 1
- 238000009851 ferrous metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 abstract 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 11
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 9
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 8
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 7
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 7
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 7
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 7
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 7
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 4
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 3
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 3
- -1 0.005 ÷ 0.035 S Substances 0.000 description 2
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 2
- 125000004429 atom Chemical group 0.000 description 2
- 230000008859 change Effects 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 230000001054 cortical effect Effects 0.000 description 2
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000010606 normalization Methods 0.000 description 2
- 239000003921 oil Substances 0.000 description 2
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 2
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 2
- 241000227272 Agarista populifolia Species 0.000 description 1
- 229910000851 Alloy steel Inorganic materials 0.000 description 1
- PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N Alumina Chemical class [O-2].[O-2].[O-2].[Al+3].[Al+3] PNEYBMLMFCGWSK-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101150096674 C20L gene Proteins 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000742 Microalloyed steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 102220543923 Protocadherin-10_F16L_mutation Human genes 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 1
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 101100445889 Vaccinia virus (strain Copenhagen) F16L gene Proteins 0.000 description 1
- 101100445891 Vaccinia virus (strain Western Reserve) VACWR055 gene Proteins 0.000 description 1
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000008186 active pharmaceutical agent Substances 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052785 arsenic Inorganic materials 0.000 description 1
- RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N arsenic atom Chemical compound [As] RQNWIZPPADIBDY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011575 calcium Substances 0.000 description 1
- 125000004432 carbon atom Chemical group C* 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000015271 coagulation Effects 0.000 description 1
- 238000005345 coagulation Methods 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 1
- 239000006185 dispersion Substances 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000002349 favourable effect Effects 0.000 description 1
- 239000006260 foam Substances 0.000 description 1
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 1
- ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N methanidylidynevanadium(1+) Chemical class [V+]#[C-] ZLANVVMKMCTKMT-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N methylidyneiron Chemical compound [C].[Fe] QMQXDJATSGGYDR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 238000013021 overheating Methods 0.000 description 1
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000004806 packaging method and process Methods 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 1
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000003313 weakening effect Effects 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
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
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- 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
- C21D8/10—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of tubular bodies
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L—PIPES; JOINTS OR FITTINGS FOR PIPES; SUPPORTS FOR PIPES, CABLES OR PROTECTIVE TUBING; MEANS FOR THERMAL INSULATION IN GENERAL
- F16L9/00—Rigid pipes
- F16L9/02—Rigid pipes of metal
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Heat Treatment Of Articles (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к производству высокопрочных бесшовных стальных труб из низкоуглеродистых доперитектических сталей и может быть использовано для изготовления труб из непрерывно-литой заготовки с пределом текучести более 485 МПа (группа прочности Х70, Х80 по API 5L) для магистральных нефтегазопроводов.The invention relates to the production of high-strength seamless steel pipes from low-carbon doperectic steels and can be used for the manufacture of pipes from continuously cast billets with a yield strength of more than 485 MPa (strength group X70, X80 according to API 5L) for oil and gas pipelines.
Известны низколегированная сталь для производства высокопрочных бесшовных стальных труб и высокопрочная труба, изготовленная горячей прокаткой с последующей обработкой из стали, имеющей следующий химический состав, мас. %: 0,15-0,18 С, 0,20-0,40 Si, 1,40-1,60 Мn, не более 0,05 Р, не более 0,01 S, от более 0,50 до 0,90 Сr, от более 0,50 до 0,80 Мо, от более 0,10 до 0,15 V, 0,60-1,00 W, 0,0130-0,0220 N, железо и обусловленные выплавкой примеси - остальное (патент РФ №2482211, С22С 38/38, С22С 38/24, опубл. 20.05.2013).Known low-alloy steel for the production of high-strength seamless steel pipes and high-strength pipe made by hot rolling with subsequent processing of steel having the following chemical composition, wt. %: 0.15-0.18 C, 0.20-0.40 Si, 1.40-1.60 Mn, not more than 0.05 P, not more than 0.01 S, from more than 0.50 to 0 , 90 Cr, from more than 0.50 to 0.80 Mo, from more than 0.10 to 0.15 V, 0.60-1.00 W, 0.0130-0.0220 N, iron and impurities due to smelting - the rest (RF patent No. 2482211, C22C 38/38, C22C 38/24, publ. 05/20/2013).
Известна трубная заготовка из низкоуглеродистой микролегированной стали для производства бесшовных труб, которая выполнена из стали, содержащей, мас. %: 0,16÷0,22 С, 1,30÷1,70 Мn, 0,35÷0,55 Si, 0,10÷0,20 V, 0,06÷0,08 Мо, 0,005÷0,015 N, 0,0001÷0,03 As, 0,0001÷0,02 Sn, 0,0001÷0,01 Pb, 0,0001÷0,005 Zn, 0,005÷0,035 S, железо и неизбежные примеси - остальное (патент РФ №2330895, C21D 8/10, С22С 38/24, С22С 38/60, опубл. 10.08.2008).Known pipe billet of low carbon microalloy steel for the production of seamless pipes, which is made of steel containing, by weight. %: 0.16 ÷ 0.22 C, 1.30 ÷ 1.70 Mn, 0.35 ÷ 0.55 Si, 0.10 ÷ 0.20 V, 0.06 ÷ 0.08 Mo, 0.005 ÷ 0.015 N, 0.0001 ÷ 0.03 As, 0.0001 ÷ 0.02 Sn, 0.0001 ÷ 0.01 Pb, 0.0001 ÷ 0.005 Zn, 0.005 ÷ 0.035 S, iron and inevitable impurities - the rest (RF patent No. 2330895,
Известна мелкодисперсная ферритная сталь для производства стальных труб, содержащая, мас. %: 0,04-0,18 С; 0,01-0,9 Si; 0,20-2,00 Мn; <= 0,025 Р; <=0,02 S; 0,002-0,025 N; 0,005-0,1 Al (патент JP №57-134517, C21D 8/00, C22C 38/00, опубл. 19.08.1982).Known fine ferritic steel for the production of steel pipes, containing, by weight. %: 0.04-0.18 C; 0.01-0.9 Si; 0.20-2.00 Mn; <= 0.025 P; <= 0.02 S; 0.002-0.025 N; 0.005-0.1 Al (JP patent No. 57-134517,
Недостатками указанных аналогов являются недостаточно высокий уровень прочностных и вязкопластичных свойств, кроме того, протекание перитектической реакции при кристаллизации не позволяет добиться высокого качества трубной заготовки, а также получения тонкодисперсной структуры для обеспечения требуемых характеристик.The disadvantages of these analogues are not a sufficiently high level of strength and viscoplastic properties, in addition, the peritectic reaction during crystallization does not allow to achieve high quality of the tube billet, as well as to obtain a finely dispersed structure to ensure the required characteristics.
Наиболее близким решением, принятым за прототип, является трубная заготовка из низкоуглеродистой молибденсодержащей стали для производства бесшовных труб различного назначения (патент РФ №2336333, C21D 8/10, С21С 38/60, опубл. 20.10.2008) со следующим соотношением компонентов, мас. %:The closest solution adopted for the prototype is a tubular billet of low-carbon molybdenum-containing steel for the production of seamless pipes for various purposes (RF patent No. 2333333,
Трубные заготовки из стали с указанным химическим составом имеют мелкодисперсную феррито-перлитную структуру, оптимальное содержание и морфологию неметаллических включений, однородную макроструктуру и благоприятное сочетание характеристик прочности и пластичности - временное сопротивление разрыву 450-600 Н/мм2, предел текучести не менее 285 Н/мм2 и относительное удлинение не менее 22%.Tubular billets made of steel with the indicated chemical composition have a finely dispersed ferrite-pearlite structure, optimal content and morphology of non-metallic inclusions, a homogeneous macrostructure and a favorable combination of strength and ductility characteristics — temporary tensile strength 450-600 N / mm 2 , yield strength not less than 285 N / mm 2 and elongation of at least 22%.
Недостатком прототипа является низкий уровень получаемых прочностных и вязкопластичных свойств в нормализованном состоянии заготовки, а также состав композиции, не позволяющий обеспечить в дальнейшем получение требуемых характеристик труб.The disadvantage of the prototype is the low level of obtained strength and viscoplastic properties in the normalized state of the workpiece, as well as the composition, which does not allow to ensure further obtaining the required characteristics of the pipes.
Известен способ производства высокопрочной трубы с проведением термической обработки (патент РФ №2368836, F16L 9/02, C21D 8/10, опубл. 27.09.2009), включающий нормализацию и двойной отпуск.A known method of manufacturing a high-strength pipe with heat treatment (RF patent No. 2368836, F16L 9/02,
Известен способ термической обработки трубы (патент РФ №2148660, C21D 9/46, C21D 9/08, опубл. 10.05.2000), включающий нормализацию с прокатного нагрева, закалку с нагревом выше критической температуры А3, повторную закалку с нагревом в межкритическую область температур и высокий отпуск.A known method of heat treatment of a pipe (RF patent No. 2148660, C21D 9/46, C21D 9/08, publ. 05/10/2000), including normalization from rolling heating, quenching with heating above a critical temperature A 3 , re-quenching with heating in the intercritical region temperatures and high vacation.
К недостаткам способов относятся недостаточно высокий уровень получаемых прочностных и вязкопластичных свойств, а также низкая производительность из-за необходимости проведения повторного нагрева, что приводит к повышению себестоимости трубной продукции.The disadvantages of the methods include the insufficiently high level of obtained strength and viscoplastic properties, as well as low productivity due to the need for re-heating, which leads to an increase in the cost of pipe products.
Наиболее близким решением, принятым за прототип, является способ производства труб нефтяного сортамента из хромомолибденовой стали с высоким уровнем прочностных свойств (552-800 МПа) и высокой коррозионной стойкостью в агрессивных средах (патент РФ №2599465, C21D 1/25, опубл. 10.10.2016). Трубы подвергают термической обработке, которая включает нагрев под аустенитизацию до температуры АС3+(50÷80°С), выдержку не менее 30 минут, охлаждение в воде до температуры не более 100°С и последующий отпуск до температуры (AС1-15)°С с выдержкой не менее 30 минут. В результате проведенной термообработки достигается требуемый комплекс коррозионных и механических характеристик труб.The closest solution adopted for the prototype is a method for the production of oil-grade tubes from chromomolybdenum steel with a high level of strength properties (552-800 MPa) and high corrosion resistance in aggressive environments (RF patent No. 2599465, C21D 1/25, publ. 10.10. 2016). The pipes are subjected to heat treatment, which includes heating under austenitization to a temperature of A С3 + (50 ÷ 80 ° С), holding for at least 30 minutes, cooling in water to a temperature of not more than 100 ° С and subsequent tempering to a temperature (A С1 -15) ° C with an exposure of at least 30 minutes. As a result of the heat treatment, the required set of corrosion and mechanical characteristics of the pipes is achieved.
Недостаток прототипа заключается в том, что нагрев под закалку до указанных температур приводит к росту аустенитного зерна до 7 балла, что отрицательно влияет на дисперсность конечной микроструктуры металла труб и не позволяет обеспечить требуемые прочностные и вязкопластичные свойства.The disadvantage of the prototype is that heating under quenching to the indicated temperatures leads to an increase in austenitic grain to 7 points, which negatively affects the dispersion of the final microstructure of the metal of the pipes and does not allow to provide the required strength and viscoplastic properties.
Технический результат, достигаемый изобретением, заключается в обеспечении требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик труб за счет получения тонкодисперсной структуры низкоуглеродистого сорбита отпуска и повышении качества труб вследствие снижения уровня сталеплавильных дефектов типа «плена» на поверхности труб.The technical result achieved by the invention is to provide the required strength and viscoplastic characteristics of the pipes by obtaining a fine-grained structure of low-carbon sorbitol tempering and improving the quality of the pipes due to the decrease in the level of steel-making defects of the "foam" type on the pipe surface.
Технический результат обеспечивается за счет того, что труба высокопрочная из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали, содержащая углерод, марганец, молибден, азот, железо, согласно изобретению получена из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %:The technical result is achieved due to the fact that the pipe is high strength from low carbon doperectic molybdenum-containing steel containing carbon, manganese, molybdenum, nitrogen, iron, according to the invention is obtained from steel containing components in the following ratio, wt. %:
и имеющая микроструктуру, состоящую из тонкодисперсного низкоуглеродистого сорбита отпуска, при этом содержание в стали углерода, марганца и молибдена находится в соотношении ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5)≤0,26 и обеспечивает ферритный потенциал не менее 1.and having a microstructure consisting of finely divided low-carbon tempering sorbitol, while the content of carbon, manganese and molybdenum in steel is in the ratio ([C] + [Mn] / 6- [Mo] / 5) ≤0.26 and provides a ferritic potential not less than 1.
Технический результат обеспечивается также за счет того, что в способе производства высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали, включающем горячую деформацию и термическую обработку трубы, заключающуюся в нагреве под аустенитизацию, охлаждении в воде и отпуске, согласно изобретению деформацию трубы осуществляют при температуре 900÷1300°С, нагрев под аустенитизацию проводят до температуры АC3+(30÷45°С), а высокий отпуск проводят при нагреве до температуры AС1-(30÷100)°C с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы.The technical result is also provided due to the fact that in the method for producing a high-strength pipe from low-carbon preperfectic molybdenum-containing steel, including hot deformation and heat treatment of the pipe, which consists in heating under austenitization, cooling in water and tempering, according to the invention, the pipe is deformed at a temperature of 900 ÷ 1300 ° C, heating under austenitization is carried out to a temperature of A C3 + (30 ÷ 45 ° C), and high tempering is carried out when heating to a temperature of A C1 - (30 ÷ 100) ° C with a holding time of at least 2 minutes per 1 mm pipe wall thickness.
Изготовление трубы из непрерывно-литых заготовок с предлагаемым химическим составом стали позволяет при кристаллизации перевести сталь в доперитектический класс с учетом получения ферритного потенциала Fp=2.5(0,5-[Ceq])>1 с последующей горячей прокаткой труб и термической обработкой по предлагаемому режиму (Ceq - углеродный эквивалент).The manufacture of pipes from continuously cast billets with the proposed chemical composition of steel allows crystallization to transfer the steel to the preperitectic class, taking into account the ferritic potential F p = 2.5 (0.5- [C eq ])> 1, followed by hot rolling of the pipes and heat treatment according to the proposed regime (C eq is the carbon equivalent).
Ферритный потенциал Fp=2.5(0,5-[Ceq])>1 обеспечивает перевод стали в доперитектический класс и позволяет получить в готовой трубе тонкодисперсную структуру низкоуглеродистого сорбита отпуска, высокие прочностные и вязкопластические характеристики, повышенный уровень качественных показателей готовой продукции за счет снижения уровня дефектов типа «ужимина» и «микротрещина» в непрерывно-литой заготовке (далее - НЛЗ), применяемой для производства труб.The ferritic potential F p = 2.5 (0.5- [C eq ])> 1 provides the transfer of steel to the preperitectic class and allows to obtain a finely dispersed structure of low-carbon sorbitol tempering in the finished pipe, high strength and viscoplastic characteristics, and an increased level of quality indicators of the finished product due to reducing the level of defects such as "squeeze" and "microcrack" in a continuously cast billet (hereinafter - NLZ) used for the production of pipes.
При концентрации углерода от 0,10 до 0,16% в условиях охлаждения из жидкого состояния стали перитектического класса протекает изотермическая перитектическая реакция L+δ→γ с образованием аустенита, концентрация углерода в котором соответствует 0,16% (см. чертеж, на котором представлен верхний участок диаграммы железо-углерод). Избыточная фаза δ-феррита превращается в фазу γ-железа в интервале температур ниже 1499°С до температур, ограниченных линией полного перехода в аустенитное состояние. Образование сразу двух твердых растворов углерода в δ- и γ-железе, имеющих различные кристаллические решетки (объемно-центрированную и гране-центрированную, соответственно) способствует большей вероятности возникновения дефектной структуры из-за появления несовершенств кристаллической решетки - вакансий, межузельных смещенных атомов, дислокаций (свободных узлов решетки), дефектов упаковки и других.At a carbon concentration of 0.10 to 0.16% under cooling, the isothermal peritectic reaction L + δ → γ proceeds from the liquid state of the peritectic class steel with the formation of austenite, the carbon concentration of which corresponds to 0.16% (see drawing, on which the upper portion of the iron-carbon diagram is shown). The excess δ-ferrite phase transforms into the γ-iron phase in the temperature range below 1499 ° C to temperatures limited by the line of complete transition to the austenitic state. The formation of two solid solutions of carbon in δ- and γ-iron with different crystal lattices (body-centered and face-centered, respectively) contributes to a greater likelihood of a defect structure due to the appearance of imperfections in the crystal lattice - vacancies, interstitial displaced atoms, dislocations (free lattice units), packaging defects and others.
Кроме того, в результате промежуточных перитектических δ→γ превращений происходит изменение объема металла в процессе затвердевания, что также может служить причиной появления поверхностных дефектов непрерывно-литой заготовки. Изменение объема металла (усадка) отрицательно сказывается при прохождении металла через зону первичного охлаждения - медный кристаллизатор. В этом случае возможно образование воздушной прослойки между поверхностью кристаллизатора и наружным корковым слоем заготовки. Это ухудшает отвод тепла, отрицательно сказывается на толщине коркового слоя и на макроструктуре заготовки в целом, ухудшая плотность центральной зоны.In addition, as a result of intermediate peritectic δ → γ transformations, the metal volume changes during solidification, which can also cause surface defects of the continuously cast billet. A change in the volume of the metal (shrinkage) adversely affects the passage of the metal through the primary cooling zone - a copper crystallizer. In this case, the formation of an air gap between the surface of the mold and the outer cortical layer of the workpiece is possible. This affects the heat removal, negatively affects the thickness of the cortical layer and the macrostructure of the workpiece as a whole, worsening the density of the central zone.
При охлаждении из области жидкого состояния сталей доперитектического класса, содержащих менее 0,10% углерода, первичная кристаллизация происходит путем превращения жидкости в δ-феррит и заканчивается при температурах линии солидуса. В процессе последующего охлаждения δ-феррит претерпевает превращение в фазу γ-железа (аустенит) в интервале температур δ→γ превращения. С уменьшением содержания углерода увеличивается температурный диапазон существования δ-феррита и, соответственно, продолжительность пребывания металла в этой области. Учитывая тот факт, что диффузионная подвижность атомов углерода и других растворенных примесей в δ-феррите на несколько порядков (≈ в 10 раз) превышает скорость диффузии в аустените, увеличение продолжительности пребывания металла в области δ-феррита приводит к большей гомогенизации, перераспределению атомов примесей из междендритных областей по всему объему. В этом случае вероятность возникновения дефектов заготовки минимальна.When cooling from the liquid state region of steels of the preperitectic class containing less than 0.10% carbon, primary crystallization occurs by converting the liquid into δ-ferrite and ends at solidus line temperatures. In the process of subsequent cooling, δ-ferrite undergoes transformation into the γ-iron phase (austenite) in the temperature range δ → γ of the transformation. With a decrease in the carbon content, the temperature range of the existence of δ ferrite and, correspondingly, the length of metal stay in this region increase. Considering the fact that the diffusion mobility of carbon atoms and other dissolved impurities in δ ferrite is several orders of magnitude (≈ 10 times) higher than the diffusion rate in austenite, an increase in the length of metal stay in the region of δ ferrite leads to greater homogenization, redistribution of impurity atoms from interdendritic areas throughout the volume. In this case, the likelihood of defects in the workpiece is minimal.
Для оценки гарантированного формирования при кристаллизации δ-феррита используется ферритный потенциал (Control of surface Quality of 0,08%<C<0,12% Steel Slabs in Continuous Casting/Vicent Guyot, J.F. Martin, A. Ruelle e.a. //ISIJ International, Vol. 36. - 1996. - Supplemtnt, P. S227-S230.), рассчитываемый по формуле:To assess the guaranteed formation during crystallization of δ-ferrite, the ferrite potential is used (Control of surface Quality of 0.08% <C <0.12% Steel Slabs in Continuous Casting / Vicent Guyot, JF Martin, A. Ruelle ea // ISIJ International, Vol. 36. - 1996. - Supplemtnt, P. S227-S230.), Calculated by the formula:
где Ceq - углеродный эквивалент,where C eq is the carbon equivalent,
Ceq=(%C)+0.04(%Mn)+0.1(%Ni)+0.7(%N)-0.14(%Si)-0.04(%Cr)-0.1(%Mo)-0.24(%Ti)-0.7(%S).C eq = (% C) +0.04 (% Mn) +0.1 (% Ni) +0.7 (% N) -0.14 (% Si) -0.04 (% Cr) -0.1 (% Mo) -0.24 (% Ti) - 0.7 (% S).
Исходя из приведенной формулы, чем выше углеродный эквивалент Ceq, тем ниже ферритный потенциал. Таким образом, для снижения углеродного эквивалента необходимо установление определенного содержания компонентов, вносящих основной вклад в ферритный потенциал - углерода, марганца и молибдена.Based on the above formula, the higher the carbon equivalent C eq , the lower the ferritic potential. Thus, to reduce the carbon equivalent, it is necessary to establish a certain content of components that make the main contribution to the ferrite potential — carbon, manganese, and molybdenum.
Для обеспечения требуемого значения углеродного эквивалента соотношение указанных компонентов не должно превышать 0,26:To ensure the required carbon equivalent value, the ratio of these components should not exceed 0.26:
При выполнении указанных граничных условий ферритный потенциал будет более 1, что гарантирует переход класса стали в доперитектическую область при кристаллизации.When these boundary conditions are met, the ferrite potential will be more than 1, which guarantees the transition of the steel class to the subperithetical region during crystallization.
Углерод в данной композиции является одним из основных элементов, позволяющих обеспечить переход класса стали в доперитектическую область. При содержании углерода более 0,08% и минимальном содержании марганца и молибдена соотношение [2] составит 0,27, углеродный потенциал возрастет и будет способствовать снижению ферритного потенциала менее 1.Carbon in this composition is one of the main elements that make it possible to ensure the transition of the steel class to the preperitectic region. With a carbon content of more than 0.08% and a minimum content of manganese and molybdenum, the ratio [2] will be 0.27, the carbon potential will increase and will help reduce the ferritic potential of less than 1.
Содержание марганца и молибдена в указанных пределах обеспечивает легирование твердого раствора, его упрочнение, повышение уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также получение требуемого сочетания прочности и пластичности и перевода класса стали в доперитектическую область.The content of manganese and molybdenum within the specified limits provides alloying of the solid solution, its hardening, increasing the level of strength and viscoplastic characteristics of the pipes, as well as obtaining the required combination of strength and ductility and transferring the steel class to the preperithetical region.
Содержание ванадия и ниобия в указанных пределах обеспечивает снижение степени анизотропности, междендритной неоднородности стали и связанной с ней полосчатости (строчечное расположение отдельных ее элементов), получение наследственно мелкозернистой структуры с размером зерна аустенита не крупнее 9 балла и конечной тонкодисперсной структуры за счет изменения кинетики распада мартенсита в процессе отпуска, и оказывая влияние на комплекс физико-механических характеристик. При содержании ванадия менее 0,040% и ниобия менее 0,30% не обеспечивается достаточное образование карбонитридных фаз, способствующих измельчению структуры и получению требуемых характеристик. Содержание ванадия более 0,10% и ниобия более 0,070% приводит к тому, что указанные элементы не связываются в карбиды и переходят в твердый раствор, ослабляя межатомные силы связи. Кроме того, избыточное содержание ванадия и ниобия приводит к необоснованному увеличению себестоимости готовой продукции.The content of vanadium and niobium within the specified limits provides a decrease in the degree of anisotropy, interdendritic heterogeneity of steel and related banding (line layout of its individual elements), obtaining a hereditarily fine-grained structure with an austenite grain size of no more than 9 points and a final finely dispersed structure due to a change in the kinetics of martensite decay in the process of vacation, and influencing the complex of physical and mechanical characteristics. When the content of vanadium is less than 0.040% and niobium is less than 0.30%, a sufficient formation of carbonitride phases is not ensured, contributing to the refinement of the structure and obtaining the required characteristics. The vanadium content of more than 0.10% and niobium of more than 0.070% leads to the fact that these elements do not bind to carbides and pass into solid solution, weakening the interatomic bonding forces. In addition, the excess content of vanadium and niobium leads to an unreasonable increase in the cost of finished products.
Содержание алюминия в указанных пределах обеспечивает получение наследственно мелкозернистой структуры за счет образования мелкодисперсных комплексных алюминатов кальция, служащих центрами зарождения аустенитных зерен. При содержании алюминия менее 0,005% не обеспечивается в полной мере связывание кислорода в оксиды алюминия для обеспечения достаточного количества центров кристаллизации и получения наследственно мелкозернистой структуры, необходимой для достижения требуемых характеристик труб, при содержании алюминия более 0,060% происходит увеличение количества неметаллических включений и их укрупнение, что неблагоприятно сказывается на характеристиках труб.The aluminum content within the specified limits ensures the production of a hereditarily fine-grained structure due to the formation of finely dispersed complex calcium aluminates, which serve as nucleation centers for austenitic grains. When the aluminum content is less than 0.005%, oxygen binding to aluminum oxides is not fully ensured to provide a sufficient number of crystallization centers and to obtain the hereditarily fine-grained structure necessary to achieve the required pipe characteristics; when the aluminum content is more than 0.060%, the number of nonmetallic inclusions increases and their coarsening occurs. which adversely affects the characteristics of the pipes.
Содержание азота в указанных пределах обеспечивает образование нитридов в стали, способствующих измельчению структуры. Нижний предел 0,005% ограничен возможностями технологии производства, верхний предел 0,015% обусловлен необходимостью получения заданных характеристик прочности и пластичности труб, а также металлургическим качеством трубной продукции.The nitrogen content within the specified limits ensures the formation of nitrides in steel, contributing to the refinement of the structure. The lower limit of 0.005% is limited by the capabilities of production technology, the upper limit of 0.015% is due to the need to obtain the specified strength and ductility characteristics of the pipes, as well as the metallurgical quality of the pipe products.
Изменение класса стали не сказывается на уровне прочностных, вязкопластичных и коррозионных свойств, позволяя получить высокие качественные показатели труб за счет уменьшения дефектов типа «плена» вследствие снижения сталеплавильных дефектов типа «ужимина» и «микротрещина» в НЛЗ, используемой для производства труб.Changing the class of steel does not affect the level of strength, viscoplastic and corrosion properties, making it possible to obtain high quality pipe performance by reducing defects of the “captive” type due to the reduction of steel-making defects of the “squeeze” and “microcrack” type in the NLZ used for pipe production.
Полученную трубную заготовку с учетом получения при кристаллизации ферритного потенциала Fp=2.5(0,5-[Ceq])>1 подвергают горячей деформации при температуре 900÷1300°С с последующим охлаждением на спокойном воздухе. Термическая обработка труб заключается в нагреве под аустенитизацию до температуры АC3+(30÷45°С), охлаждении в воде и последующем высоком отпуске при температуре AC1-(30÷100)°С с выдержкой не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы. Изготовленная труба имеет следующие механические свойства - временное сопротивление разрыву 570-760 МПа, предел текучести 485-635 МПа, относительное удлинение более 25%.The resulting tubular billet, taking into account the ferritic potential obtained during crystallization, F p = 2.5 (0.5- [C eq ])> 1, is subjected to hot deformation at a temperature of 900–1300 ° C, followed by cooling in still air. Heat treatment of pipes consists in heating under austenitization to temperature A C3 + (30 ÷ 45 ° C), cooling in water and subsequent high tempering at temperature A C1 - (30 ÷ 100) ° C with a holding time of at least 2 minutes per 1 mm of thickness pipe wall. The manufactured pipe has the following mechanical properties - temporary tensile strength 570-760 MPa, yield strength 485-635 MPa, elongation of more than 25%.
Горячая деформация при температуре 900÷1300°С позволяет для выбранной композиции стали производить формоизменение гарантированно в аустенитной области. При температуре ниже 900°С происходит снижение пластических свойств стали, что приводит к увеличению нагрузки на приводы стана для прокатки труб, повышению уровня количества дефектов трубопрокатного происхождения и получению неблагоприятной микроструктуры. Повышение температуры выше 1300°С приводит к перегреву металла, увеличению размеров аустенитного зерна, деградации структуры и снижению уровня требуемых прочностных характеристик труб.Hot deformation at a temperature of 900 ÷ 1300 ° C allows for the selected steel composition to produce shape changing guaranteed in the austenitic region. At temperatures below 900 ° C, the plastic properties of steel decrease, which leads to an increase in the load on the mill drives for rolling pipes, an increase in the number of defects of pipe-rolling origin and an unfavorable microstructure. An increase in temperature above 1300 ° C leads to overheating of the metal, an increase in the size of austenitic grain, degradation of the structure, and a decrease in the level of required strength characteristics of pipes.
Закалка из аустенитной области при температуре АC3+(30÷45°С) позволяет обеспечить для предлагаемой низкоуглеродистой молибденсодержащей стали полное аустенитное превращение с формированием однородной тонкодисперсной структуры по толщине стенки трубы, необходимой для обеспечения требуемых прочностных и вязкопластичных характеристик. При этом обеспечивается размер аустенитного зерна не крупнее 9 балла.Hardening from the austenitic region at a temperature of A C3 + (30 ÷ 45 ° C) allows for the proposed low-carbon molybdenum-containing steel to undergo complete austenitic transformation with the formation of a homogeneous finely dispersed structure along the pipe wall thickness necessary to provide the required strength and viscoplastic characteristics. This ensures that the size of the austenitic grain is not larger than 9 points.
Последующий высокий отпуск при нагреве до температуры AC1-(30÷100)°С обеспечивает получение тонкодисперсной микроструктуры низкоуглеродистого сорбита отпуска за счет происходящих процессов коагуляции, сфероидизации карбидной составляющей с выделением мелкодисперсных сложных карбидов ванадия, ниобия и молибдена и позволяет получить требуемые характеристики труб. Проведение отпуска с выдержкой, составляющей не менее 2 мин на 1 мм толщины стенки трубы, обеспечивает полную гомогенизацию химического состава, распад пересыщенного твердого раствора с протеканием процессов снятия структурных напряжений, выделением специальных карбидов молибдена и ванадия. Предлагаемый способ обеспечивает высокий уровень прочностных и вязкопластичных характеристик труб и повышение их качества.Subsequent high tempering when heated to a temperature of A C1 - (30 ÷ 100) ° C ensures the preparation of a finely dispersed microstructure of low-carbon sorbitol tempering due to the ongoing processes of coagulation, spheroidization of the carbide component with the release of finely divided complex carbides of vanadium, niobium and molybdenum and allows you to obtain the required pipe characteristics. Holding a holiday with a holding time of at least 2 min per 1 mm of the pipe wall thickness ensures complete homogenization of the chemical composition, decomposition of the supersaturated solid solution with the occurrence of structural stress removal processes, and the release of special molybdenum and vanadium carbides. The proposed method provides a high level of strength and viscoplastic characteristics of the pipes and increase their quality.
Предлагаемый способ производства высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали был опробован при производстве труб размерами 426×24 мм, 273×18 мм, 426×22 мм, 426×16 мм на ТПА 159-426 АО «Волжский трубный завод».The proposed method for the production of a high-strength pipe from low-carbon preperectic molybdenum-containing steel was tested in the production of pipes with sizes of 426 × 24 mm, 273 × 18 mm, 426 × 22 mm, 426 × 16 mm at TPA 159-426 of Volzhsky Pipe Plant JSC.
Изготовлена труба из стали, содержащей компоненты в следующем соотношении, мас. %: углерод - 0,06; марганец - 1,3; ванадий - 0,05; ниобий - 0,03; молибден - 0,17; алюминий - 0,027; азот - 0,008; железо и неизбежные примеси - остальное. Горячую деформацию проводили при температуре 1020÷1180°С и охлаждали на спокойном воздухе. Затем осуществляли термическую обработку труб по маршруту: закалка от температуры 905÷915°С из аустенитной области в воду и последующий высокий отпуск при нагреве до температуры 645÷650°С с выдержкой при заданной температуре не менее 2 мин. на 1 мм толщины стенки трубы (68÷85 мин).A pipe is made of steel containing components in the following ratio, wt. %: carbon - 0.06; Manganese - 1.3; vanadium - 0.05; niobium - 0.03; molybdenum - 0.17; aluminum - 0.027; nitrogen - 0.008; iron and unavoidable impurities are the rest. Hot deformation was carried out at a temperature of 1020 ÷ 1180 ° C and was cooled in calm air. Then the pipes were heat treated along the route: quenching from a temperature of 905 ÷ 915 ° C from the austenitic region to water and subsequent high tempering when heated to a temperature of 645 ÷ 650 ° C with holding at a given temperature for at least 2 minutes. per 1 mm of pipe wall thickness (68 ÷ 85 min).
Ферритный потенциал [1], полученный за счет оптимального подбора компонентов химического состава, составил 1,07; соотношение ([С]+[Мn]/6-[Мо]/5) составило 0,17; микроструктура после термической обработки - тонкодисперсная однородная равномерно распределенная ферритокарбидная смесь, имеющая морфологию низкоуглеродистого сорбита отпуска, с размером аустенитного зерна 9 балла по ГОСТ 5639.The ferrite potential [1], obtained due to the optimal selection of components of the chemical composition, amounted to 1.07; the ratio ([C] + [Mn] / 6- [Mo] / 5) was 0.17; the microstructure after heat treatment is a finely divided homogeneous uniformly distributed ferritocarbide mixture having a morphology of low-carbon tempering sorbitol, with an austenitic grain size of 9 points according to GOST 5639.
Механические свойства труб после термической обработки составили: временное сопротивление - 570÷760 МПа, предел текучести - 485÷635 МПа, относительное удлинение - более 25%. Уровень сталеплавильных дефектов типа «плена» на трубах уменьшился на 15% по сравнению с ранее применяемой перитектической сталью вследствие повышения качества используемой НЛЗ за счет снижения количества дефектов типа «ужимина» и «микротрещина».The mechanical properties of pipes after heat treatment were: temporary resistance - 570 ÷ 760 MPa, yield strength - 485 ÷ 635 MPa, elongation of more than 25%. The level of steel defects of the “captivity” type on the pipes decreased by 15% compared to the previously used peritectic steel due to an increase in the quality of the used NLZ due to a decrease in the number of defects of the “squeeze” and “microcrack” type.
Использование высокопрочной трубы из низкоуглеродистой доперитектической молибденсодержащей стали для нефтегазопроводов, изготовленной по предлагаемому способу, обеспечивает получение высокого уровня прочностных и вязкопластичных характеристик труб, а также повышение качества труб.The use of a high-strength pipe made of low-carbon preperitectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines, manufactured by the proposed method, provides a high level of strength and viscoplastic characteristics of the pipes, as well as improving the quality of the pipes.
Claims (4)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2658515C1 true RU2658515C1 (en) | 2018-06-21 |
Family
ID=62713457
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116111A RU2658515C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2658515C1 (en) |
Cited By (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2701667C1 (en) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Coil tubing homogenization process |
| CN113981323A (en) * | 2021-10-29 | 2022-01-28 | 新余钢铁股份有限公司 | Q420qE steel plate for improving fire straightening performance and manufacturing method thereof |
| RU2788887C2 (en) * | 2021-01-13 | 2023-01-25 | Акционерное общество "Волжский трубный завод" | Method for thermal processing of seamless corrosion-resistant pipes of oil assortment of martensite grade steel |
Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU605846A1 (en) * | 1976-04-12 | 1978-05-05 | Институт черной металлургии | Method of heat treatment of articles made of low-carbon low-alloy steel |
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| RU2231563C1 (en) * | 2003-03-25 | 2004-06-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Method of thermal treatment of items made out of low-carbon and medium-carbon unalloyed and low-alloyed steel |
| RU2336333C2 (en) * | 2006-08-30 | 2008-10-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Tube stock out of low carbon molybdenum containing steel |
| US20140305553A1 (en) * | 2011-12-15 | 2014-10-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same |
| EP2871252A1 (en) * | 2012-07-09 | 2015-05-13 | JFE Steel Corporation | Thick-walled high-strength sour-resistant line pipe and method for producing same |
-
2017
- 2017-05-10 RU RU2017116111A patent/RU2658515C1/en active
Patent Citations (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| SU605846A1 (en) * | 1976-04-12 | 1978-05-05 | Институт черной металлургии | Method of heat treatment of articles made of low-carbon low-alloy steel |
| US5201965A (en) * | 1991-04-15 | 1993-04-13 | Hitachi Metals, Ltd. | Heat-resistant cast steel, method of producing same, and exhaust equipment member made thereof |
| US5755895A (en) * | 1995-02-03 | 1998-05-26 | Nippon Steel Corporation | High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness |
| RU2231563C1 (en) * | 2003-03-25 | 2004-06-27 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт токов высокой частоты им. В.П. Вологдина" | Method of thermal treatment of items made out of low-carbon and medium-carbon unalloyed and low-alloyed steel |
| RU2336333C2 (en) * | 2006-08-30 | 2008-10-20 | Открытое акционерное общество "Оскольский электрометаллургический комбинат" | Tube stock out of low carbon molybdenum containing steel |
| US20140305553A1 (en) * | 2011-12-15 | 2014-10-16 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same |
| EP2871252A1 (en) * | 2012-07-09 | 2015-05-13 | JFE Steel Corporation | Thick-walled high-strength sour-resistant line pipe and method for producing same |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2701667C1 (en) * | 2018-12-11 | 2019-10-01 | Хинда Кечуанг (Тангшан) Петролеум Екуипмент Ко., Лтд. | Coil tubing homogenization process |
| RU2788887C2 (en) * | 2021-01-13 | 2023-01-25 | Акционерное общество "Волжский трубный завод" | Method for thermal processing of seamless corrosion-resistant pipes of oil assortment of martensite grade steel |
| CN113981323A (en) * | 2021-10-29 | 2022-01-28 | 新余钢铁股份有限公司 | Q420qE steel plate for improving fire straightening performance and manufacturing method thereof |
| CN113981323B (en) * | 2021-10-29 | 2022-05-17 | 新余钢铁股份有限公司 | Q420qE steel plate for improving fire straightening performance and manufacturing method thereof |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP7134230B2 (en) | Steel for low yield ratio, ultra-high strength coiled tubing and its manufacturing method | |
| RU2680041C2 (en) | Method for producing high-strength steel sheet and produced sheet | |
| US10597760B2 (en) | High-strength steel material for oil well and oil well pipes | |
| US20080047635A1 (en) | Heavy wall seamless steel pipe for line pipe and a manufacturing method thereof | |
| CN108660389B (en) | High-strength thick steel plate with excellent crack resistance and manufacturing method thereof | |
| KR102476628B1 (en) | Forged parts of bainite steel and manufacturing method thereof | |
| CN104603313A (en) | Thick-walled, high tensile strength steel with excellent CTOD characteristics of the weld heat-affected zone, and manufacturing method thereof | |
| JP2002241838A (en) | Duplex stainless steel pipe manufacturing method | |
| JP2020500262A (en) | Medium manganese steel for low temperature and its manufacturing method | |
| CN111893386B (en) | Thick plate for deepwater pipeline designed based on plastic deformation and crush resistance and production method thereof | |
| WO2021109439A1 (en) | Hic-resistant and large deformation-resistant pipeline steel and preparation method therefor | |
| CN107699791B (en) | 900MPa grades high cold-bending property low alloy high strength steel plate and preparation method thereof | |
| JP6819198B2 (en) | Rolled bar for cold forged tempered products | |
| JP6160574B2 (en) | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in strength-uniform elongation balance and method for producing the same | |
| CN107881417B (en) | A low yield ratio martensite-ferrite-austenite composite wear-resistant steel plate and its manufacturing method | |
| RU2638479C1 (en) | HOT-ROLLED SHEET OF LOW-ALLOY STEEL WITH THICKNESS FROM 15 TO 165 mm AND METHOD OF ITS PRODUCTION | |
| JP2017166059A (en) | Material for steel pipe for high strength oil well and method for producing steel pipe for high strength oil well using the material | |
| JP2023022159A (en) | Steel composition in accordance with api 5l psl-2 specification for x-65 grade having enhanced hydrogen-induced cracking (hic) resistance, and method of manufacturing steel thereof | |
| CN104480384A (en) | Steel plate for 510MPa-grade hydrogen induced cracking resistant pressure vessel and production method of steel plate | |
| RU2658515C1 (en) | High-strength pipe made of low-carbon pre-peritectic molybdenum-containing steel for oil and gas pipelines and method of its manufacture | |
| RU2689348C1 (en) | Method for production of hot-rolled high-strength rolled metal | |
| RU2465346C1 (en) | Manufacturing method of high-strength strip for pipes of main pipelines | |
| CN109487046A (en) | A kind of high-intensity and high-tenacity ship steel EH550 slab and its production method | |
| RU2709071C1 (en) | Method for production of thick-rolled steel with increased deformation capacity (versions) | |
| JP4967356B2 (en) | High strength seamless steel pipe and manufacturing method thereof |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Free format text: LICENCE FORMERLY AGREED ON 20210420 Effective date: 20210420 |