RU2660504C1 - Method of production of stainless steel wide thick sheets - Google Patents
Method of production of stainless steel wide thick sheets Download PDFInfo
- Publication number
- RU2660504C1 RU2660504C1 RU2017116310A RU2017116310A RU2660504C1 RU 2660504 C1 RU2660504 C1 RU 2660504C1 RU 2017116310 A RU2017116310 A RU 2017116310A RU 2017116310 A RU2017116310 A RU 2017116310A RU 2660504 C1 RU2660504 C1 RU 2660504C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- workpiece
- axis
- rolling
- temperature
- sheet
- Prior art date
Links
- 238000000034 method Methods 0.000 title claims abstract description 26
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims abstract description 14
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 title claims description 7
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 title claims description 4
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims abstract description 57
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims abstract description 42
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims abstract description 42
- 230000006835 compression Effects 0.000 claims abstract description 38
- 238000007906 compression Methods 0.000 claims abstract description 38
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims abstract description 25
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 14
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 10
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 claims description 5
- 238000004140 cleaning Methods 0.000 claims description 3
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 abstract description 39
- 239000010959 steel Substances 0.000 abstract description 39
- 230000009467 reduction Effects 0.000 abstract description 14
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 abstract description 8
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 abstract description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 4
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 abstract description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 abstract description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 3
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 abstract description 2
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 24
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 19
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 14
- 210000001787 dendrite Anatomy 0.000 description 10
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 5
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 5
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 5
- 102220479482 Puromycin-sensitive aminopeptidase-like protein_C21D_mutation Human genes 0.000 description 4
- 238000009966 trimming Methods 0.000 description 4
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 4
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 3
- 230000006378 damage Effects 0.000 description 3
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 3
- 239000000155 melt Substances 0.000 description 3
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 3
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N Molybdenum Chemical compound [Mo] ZOKXTWBITQBERF-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 2
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 2
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 2
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 2
- WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N antimony atom Chemical compound [Sb] WATWJIUSRGPENY-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 description 2
- JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N bismuth atom Chemical compound [Bi] JCXGWMGPZLAOME-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 description 2
- -1 chromium carbides Chemical class 0.000 description 2
- VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N chromium nickel Chemical compound [Cr].[Ni] VNNRSPGTAMTISX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000032798 delamination Effects 0.000 description 2
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 2
- 238000005272 metallurgy Methods 0.000 description 2
- 150000002739 metals Chemical class 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000011733 molybdenum Substances 0.000 description 2
- 238000003908 quality control method Methods 0.000 description 2
- 230000002441 reversible effect Effects 0.000 description 2
- 230000003068 static effect Effects 0.000 description 2
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 2
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001208 Crucible steel Inorganic materials 0.000 description 1
- CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N Fe2+ Chemical compound [Fe+2] CWYNVVGOOAEACU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 241000238367 Mya arenaria Species 0.000 description 1
- OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N Phosphorus Chemical compound [P] OAICVXFJPJFONN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N Sulfur Chemical compound [S] NINIDFKCEFEMDL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000001133 acceleration Effects 0.000 description 1
- 230000015556 catabolic process Effects 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 238000006731 degradation reaction Methods 0.000 description 1
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000007717 exclusion Effects 0.000 description 1
- 239000012535 impurity Substances 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011574 phosphorus Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 description 1
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 230000003014 reinforcing effect Effects 0.000 description 1
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 1
- 238000003756 stirring Methods 0.000 description 1
- 238000013517 stratification Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011593 sulfur Substances 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
- B21B1/22—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length
- B21B1/30—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a non-continuous process
- B21B1/32—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a non-continuous process in reversing single stand mills, e.g. with intermediate storage reels for accumulating work
- B21B1/34—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a non-continuous process in reversing single stand mills, e.g. with intermediate storage reels for accumulating work by hot-rolling
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к горячей прокатке толстых листов и может быть использовано при производстве широких толстых листов из коррозионно-стойких сталей 08Х18Н10Т, 12Х18Н10Т, 10Х17Н13М2Т и других хромоникелевых сталей аустенитного класса.The invention relates to hot rolling of thick sheets and can be used in the production of wide thick sheets from corrosion-resistant steels 08X18H10T, 12X18H10T, 10X17H13M2T and other austenitic chromium-nickel steels.
Аналогом является способ производства толстых листов из аустенитных коррозионно-стойких сталей [1], включающий выплавку стали из шихтовых материалов с содержанием свинца не более 0,001%, олова не более 0,008%, сурьмы не более 0,01%, висмута не более 0,005%, получение заготовок, удаление с заготовок поверхностных дефектов, нагрев заготовок до температуры 1150-1170°C с выдержкой 0,8-1,2 мин/мм сечения, горячую деформацию в интервале температур 1120-980°C с единичными обжатиями 8-12% на первых трех проходах с последующими обжатиями не менее 18% за проход при суммарном обжатии не менее 65%, подстуживание промежуточной заготовки до температуры 900°C и последующие деформацию с единичными обжатиями не менее 8% за проход при суммарной деформации не менее 40% и регламентированное последеформационное охлаждение (Патент RU 2395591, C21D 8/02, опубликован 27.07.2010 г.) [1].An analogue is the method for the production of thick sheets of austenitic corrosion-resistant steels [1], including the smelting of steel from charge materials with a lead content of not more than 0.001%, tin not more than 0.008%, antimony not more than 0.01%, bismuth not more than 0.005%, preparation of blanks, removal of surface defects from blanks, heating of blanks to a temperature of 1150-1170 ° C with a shutter speed of 0.8-1.2 min / mm cross-section, hot deformation in the temperature range 1120-980 ° C with single compressions of 8-12% per the first three passes with subsequent reductions of at least 18% per pass with a total of compressions of at least 65%, stirring the intermediate preform to a temperature of 900 ° C and subsequent deformation with single compressions of at least 8% per pass with a total deformation of at least 40% and regulated post-deformation cooling (Patent RU 2395591, C21D 8/02, published July 27, 2017. 2010) [1].
Данный способ производства листов из коррозионно-стойкой стали позволяет повысить технологическую пластичность стали за счет ограничения содержания примесей цветных металлов (свинца, олова, сурьмы и висмута), за счет ограничения суммарного содержания серы и фосфора и регламентированного содержания ферритообразующих элементов (хром, молибден) и аустенитообразующих элементов (никель, марганец). Также в данном способе для повышения технологической пластичности стали при температурах ниже 900°C предложены температурно-деформационные режимы прокатки, измельчающие аустенитное зерно в раскате перед подстуживанием его до 900°C.This method of manufacturing sheets of corrosion-resistant steel allows to increase the technological plasticity of steel by limiting the content of non-ferrous metal impurities (lead, tin, antimony and bismuth), by limiting the total sulfur and phosphorus content and the regulated content of ferrite-forming elements (chromium, molybdenum) and austenite-forming elements (nickel, manganese). Also, in this method, to increase the technological ductility of steel at temperatures below 900 ° C, temperature-deformation rolling modes are proposed that grind the austenitic grain in the roll before it is baked to 900 ° C.
Авторы изобретения рекомендуют использовать предложенный ими режим нагрева и деформации для беститанистой стали с содержанием никеля 10-12%, молибдена 2-2,5% и хрома 16-18% (08Х16Н11М3 по ТУ 5.961.11255-84), у которой по природе в литом состоянии максимальное количество ферритной фазы, рассчитанное по формуле де Лонга, приблизительно 13% и для которой процессы фазовых превращений и рекристаллизации идут интенсивнее, чем в коррозионно-стойких сталях, легированных титаном. В прокате реальных плавок этой стали содержание ферритной фазы не превышает 2%.The inventors recommend using their heating and deformation mode for stainless steel with a nickel content of 10-12%, molybdenum 2-2.5% and chromium 16-18% (08X16H11M3 according to TU 5.961.11255-84), which by nature has In the molten state, the maximum amount of the ferrite phase calculated by the de Long formula is approximately 13% and for which the processes of phase transformations and recrystallization proceed more intensively than in corrosion-resistant steels alloyed with titanium. In the rental of real melts of this steel, the content of the ferritic phase does not exceed 2%.
Однако для сталей 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т предложенные режимы нагрева и прокатки не обеспечивают получение мелкозернистой структуры аустенита в раскате перед подстуживанием его до 900°C и необходимую технологическую пластичность металла для прокатки широких листов.However, for the 08Kh18N10T and 10Kh17N13M2T steels, the proposed heating and rolling modes do not provide a fine-grained structure of austenite in the roll before it is touched to 900 ° C and the necessary technological plasticity of the metal for rolling wide sheets.
Максимальное содержание ферритной фазы в сталях 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т, рассчитанное по формуле де Лонга, превышает 19 и 17,7% соответственно. Обычно в реальных плавках за счет рациональных содержаний хрома, титана, кремния, углерода, марганца при минимальном содержании никеля, обеспечиваемых современными процессами выплавки нержавеющих сталей, содержание ферритной фазы в сталях 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т не превышает 7%.The maximum content of the ferrite phase in the steels 08Kh18N10T and 10Kh17N13M2T, calculated by the de Long formula, exceeds 19 and 17.7%, respectively. Usually, in real melts due to the rational contents of chromium, titanium, silicon, carbon, manganese with a minimum nickel content provided by modern processes of smelting stainless steels, the content of the ferritic phase in steels 08Kh18N10T and 10Kh17N13M2T does not exceed 7%.
При производстве широких листов, когда требуется разбивка ширины листа за несколько проходов с одним-двумя разворотами листа на 90 градусов в горизонтальной плоскости, требуется гидросбив окалины для получения необходимого качества поверхности листа, температура раската снижается значительно ниже 980°C и процессы восстановления пластичности металла за счет рекристаллизации не происходят. Листы, полученные данным способом, имеют деформационные рванины преимущественно по боковым кромкам, удаление которых приводит к браку листа по ширине. При этом предлагаемый авторами патента температурно-деформационный режим прокатки не позволяет получить раскат стали 08Х18Н10Т с полностью разориентированной рекристаллизованной структурой, так как основную деформацию металл претерпевает при температуре, не достаточной для протекания рекристаллизационных процессов во время прокатки.In the production of wide sheets, when it is necessary to break the sheet width in several passes with one or two turns of the sheet by 90 degrees in the horizontal plane, descaling is required to obtain the required surface quality of the sheet, the temperature of the roll is reduced significantly below 980 ° C and the processes of restoring the ductility of the metal in no recrystallization occurs. The sheets obtained by this method have deformation flaws mainly along the lateral edges, the removal of which leads to the marriage of the sheet in width. At the same time, the temperature-deformation rolling mode proposed by the patent authors does not allow to produce steel 08Kh18N10T with completely disoriented recrystallized structure, since the metal undergoes the main deformation at a temperature not sufficient for recrystallization processes to occur during rolling.
Прототипом является способ получения толстого листа из аустенитных нержавеющих сталей (Авторское свидетельство СССР SU №1788047 A1, кл. С21D 9/46, 1993) [2], включающий нагрев слитка, прокатку в два этапа, между которыми производят промежуточное охлаждение раската и которые отличаются температурными условиями окончания прокатки: в конце первого этапа деформацию ведут при температуре (Т' кп), вычисляемой по формулеThe prototype is a method of producing a thick sheet of austenitic stainless steels (USSR Author's Certificate SU No. 1788047 A1, class C21D 9/46, 1993) [2], which includes heating the ingot, rolling in two stages, between which the intermediate roll is cooled and which differ temperature conditions of the end of rolling: at the end of the first stage, deformation is carried out at a temperature (T ' kp ), calculated by the formula
а на втором - при температуре (Т'' кп), определяемой по формулеand on the second - at a temperature (T '' kp ), determined by the formula
A1=4,5°C/с-1 - коэффициент, характеризующий деформационный разогрев при прокатке;A 1 = 4.5 ° C / s -1 - coefficient characterizing the deformation heating during rolling;
ε - средняя скорость деформации при прокатке, с-1;ε is the average strain rate during rolling, s -1 ;
A2=0,55°C/мм - коэффициент, характеризующий скорость охлаждения раската;A 2 = 0.55 ° C / mm - coefficient characterizing the cooling rate of the peal;
Нк - конечная толщина полученного листа, мм.N to - the final thickness of the obtained sheet, mm
Кроме того, данный способ на втором этапе прокатки включает кантовку (разворот) раската поперек направления прокатки и поперечную деформацию с коэффициентом вытяжки от 6,0 до 23,0.In addition, this method at the second stage of rolling includes tilting (turning) of the roll across the direction of rolling and lateral deformation with a draw ratio from 6.0 to 23.0.
Реализация данного способа для производства толстого листа требует больших степеней деформации как на первом этапе прокатки, так и на втором этапе, для чего необходим слиток с достаточной для этих деформаций толщиной. А использование слитка требует дополнительных потерь металла в технологическую обрезь, так как необходимо удалять прибыльную и донные части слитка, которые в сумме обычно превышают 15% массы слитка.The implementation of this method for the production of a thick sheet requires large degrees of deformation both at the first stage of rolling and at the second stage, which requires an ingot with a thickness sufficient for these deformations. And the use of the ingot requires additional metal losses to the technological edge, since it is necessary to remove the profitable and bottom parts of the ingot, which in total usually exceed 15% of the mass of the ingot.
Данный способ за счет деформации при температуре ниже 980°C и ускоренного последеформационного охлаждения позволяет получить высокие прочностные свойства стали, предел прочности и предел текучести, и недостаточные значения относительного удлинения и относительного сужения, так как структура металла состоит из нерекристаллизованных аустенитных зерен (динамически полигонизованных зерен). Использование таких листов для последующей холодной деформации без дополнительной термической обработки вызывает значительные технологические трудности.This method due to deformation at temperatures below 980 ° C and accelerated post-deformation cooling allows to obtain high strength properties of steel, tensile strength and yield strength, and insufficient values of elongation and relative narrowing, since the metal structure consists of unrecrystallized austenitic grains (dynamically polygonized grains ) The use of such sheets for subsequent cold deformation without additional heat treatment causes significant technological difficulties.
Формула для расчета температуры конца деформации на втором этапе прокатки в прототипе учитывает толщину листа: чем меньше толщина листа, тем выше должна быть температура конца деформации. При прокатке листов толщиной 10-15 мм и шириной более 3000 мм из непрерывно-литой заготовки или слитков требуется большое число проходов как поперек оси заготовки для разбивки ширины листа, так и вдоль оси заготовки для получения заданной толщины листа 10-15 мм и его длины. Поэтому сохранить температуру раскатов в конце прокатки в диапазоне 980-972°C для листов толщиной 15 мм и 980-976°C для листов толщиной 10 мм в соответствии с прототипом не представляется возможным, так как при такой толщине и ширине листа имеет место интенсивное охлаждение металла за счет излучения и водяного охлаждения в рабочих валках и в системе гидросбива окалины. Кроме того, при прокатке широких листов требуются развороты раската в горизонтальной плоскости и измерение ширины при ее разбивке, что значительно удлиняет процесс и приводит к охлаждению раската до температуры ниже 900°C.The formula for calculating the temperature of the end of deformation at the second stage of rolling in the prototype takes into account the thickness of the sheet: the smaller the thickness of the sheet, the higher should be the temperature of the end of the deformation. When rolling sheets with a thickness of 10-15 mm and a width of more than 3000 mm from a continuously cast billet or ingots, a large number of passes are required both across the axis of the workpiece to break the sheet width and along the axis of the workpiece to obtain a given sheet thickness of 10-15 mm and its length . Therefore, to maintain the temperature of the rolls at the end of rolling in the range of 980-972 ° C for sheets with a thickness of 15 mm and 980-976 ° C for sheets with a thickness of 10 mm in accordance with the prototype is not possible, since with such a thickness and width of the sheet there is intensive cooling metal due to radiation and water cooling in the work rolls and in the descaling system. In addition, when rolling wide sheets, turns of the roll in the horizontal plane and a measurement of the width when breaking it are required, which significantly lengthens the process and leads to cooling of the roll to a temperature below 900 ° C.
Ускорение процесса путем раскроя непрерывно-литых заготовок на длины, равные ширине готового листа, и прокатки заготовки только в одном направлении, поперечном оси заготовки, также не представляется возможным на реверсивном стане из-за увеличения длины раската. Такая схема прокатки приводит к значительной анизотропии свойств и механические свойства на поперечных образцах не удовлетворяют техническим условиям. В этом случае происходит потеря технологической пластичности и на боковых кромках раската образуются деформационные рванины, удаление которых вызывает повышенный расход металла на обрезку боковых кромок.Acceleration of the process by cutting continuously cast billets to lengths equal to the width of the finished sheet, and rolling the billet in only one direction, transverse to the axis of the billet, is also not possible on a reversing mill due to the increase in the length of the roll. Such a rolling scheme leads to significant anisotropy of properties and mechanical properties on transverse samples do not satisfy the technical conditions. In this case, there is a loss of technological plasticity and deformation flaws are formed on the side edges of the roll, the removal of which causes an increased consumption of metal for trimming the side edges.
Прототип также включает прокатку поперек оси литой заготовки (слитка) с большим коэффициентом вытяжки (от 6,0 до 23,0) при температуре раската ниже 980°C на втором этапе, когда не происходит рекристаллизация деформированных аустенитных зерен, полностью расходуется ресурс пластичности металла на поперечную деформацию и на боковых кромках раската появляются многочисленные глубокие деформационные рванины, удаление которых требует большого расхода металла в обрезь.The prototype also includes rolling across the axis of the cast billet (ingot) with a large drawing coefficient (from 6.0 to 23.0) at a roll temperature below 980 ° C in the second stage, when the deformed austenitic grains do not recrystallize, the metal ductility resource is completely spent on lateral deformation and on the lateral edges of the roll there are numerous deep deformation flaws, the removal of which requires a large consumption of metal in the trim.
Прокатка на первом этапе должна заканчиваться при температуре ниже 1050°C, когда процессы рекристаллизации для стали 08Х18Н10Т могут протекать при достаточной степени деформации, которая возможна только при условии использования слитка необходимой толщины и невозможна при использовании непрерывно-литой заготовки, толщина которой ограничена возможностями современных способов непрерывной разливки нержавеющих сталей.The rolling at the first stage should end at a temperature below 1050 ° C, when the recrystallization processes for 08Kh18N10T steel can proceed with a sufficient degree of deformation, which is possible only if an ingot of the required thickness is used and impossible when using a continuously cast billet, the thickness of which is limited by the capabilities of modern methods continuous casting of stainless steels.
Это подтверждают многочисленные исследования, проведенные в лабораторных условиях (Термокинетические диаграммы рекристаллизации аустенита при горячей прокатке специальных сталей / Я.И. Спектор, И.Н. Куницкая, Ю.В. Яценко, Р.В. Яценко, А.Н. Тумко - Металловедение и термическая обработка металлов, 2008, №7 (637), с. 6-9) [3]. Рекристаллизация деформированной структуры стали 08Х18Н10Т после деформации протекает длительное время. Например, при температуре 1050°C полная статическая рекристаллизация проходит не менее чем через 500 с, а динамическая рекристаллизация даже не начинается. При этом эксперименты проводили на предварительно деформированном металле, для рекристаллизации которого после деформации требуются меньшие степени и температуры деформации, чем для литой структуры. Для литой структуры необходимы деформации значительно большие, чем для предварительно прокатанной или прокованной. При деформации слитков и литых заготовок стали 08Х18Н10Т рекристаллизация начинается при коэффициенте обжатия от 2 до 5 в зависимости от температурных и скоростных условий деформации.This is confirmed by numerous studies conducted in laboratory conditions (Thermokinetic diagrams of austenite recrystallization during hot rolling of special steels) / Ya.I. Spektor, I.N. Kunitskaya, Yu.V. Yatsenko, R.V. Yatsenko, A.N. Tumko - Metallurgy and heat treatment of metals, 2008, No. 7 (637), pp. 6-9) [3]. Recrystallization of the deformed structure of 08Kh18N10T steel after deformation takes a long time. For example, at a temperature of 1050 ° C, complete static recrystallization takes place after no less than 500 s, and dynamic recrystallization does not even begin. The experiments were carried out on a pre-deformed metal, for recrystallization of which, after deformation, lower degrees and temperatures of deformation are required than for a cast structure. The cast structure requires deformations significantly larger than those previously rolled or forged. During the deformation of ingots and cast billets of 08Kh18N10T steel, recrystallization begins at a compression ratio of 2 to 5, depending on the temperature and speed conditions of deformation.
Для изучения кинетики рекристаллизационных процессов, протекающих при деформации литого металла, провели промышленный эксперимент при прокатке непрерывно-литых заготовок толщиной 290 мм на раскаты толщиной 140, 150 и 160 мм, которые подстуживали до температуры 850°C и прокатывали на листы толщиной 80 и 70 мм (табл. 1).To study the kinetics of recrystallization processes occurring during the deformation of cast metal, we conducted an industrial experiment when rolling continuously cast billets 290 mm thick onto rolls 140, 150 and 160 mm thick, which were tempered to 850 ° C and rolled onto sheets 80 and 70 mm thick (tab. 1).
Путем подстуживания раскатов толщиной 140 мм (суммарный коэффициент обжатия 2,1), 150 мм (суммарный коэффициент обжатия 1,95) и 160 мм (суммарный коэффициент обжатия 1,8) до температуры 850°C и последующей их прокатки на толщины 80 и 70 мм определяли необходимую степень деформации, при которой начиналась первичная рекристаллизация в процессе подстуживания до 850°C. Металл подстуживали до 850°C с целью исключения рекристаллизации при последующей прокатке, так как, по известным экспериментальным данным [3], рекристаллизация стали 08Х18Н10Т не происходит при температуре металла ниже 850°C.By reinforcing rolls with a thickness of 140 mm (total compression ratio 2.1), 150 mm (total compression ratio 1.95) and 160 mm (total compression ratio 1.8) to a temperature of 850 ° C and then rolling them to thicknesses 80 and 70 mm, the necessary degree of deformation was determined at which primary recrystallization began during the process of undermining to 850 ° C. The metal was cooled to 850 ° C in order to prevent recrystallization during subsequent rolling, since, according to the known experimental data [3], 08Kh18N10T steel does not recrystallize at a metal temperature below 850 ° C.
После прокатки подстуженных раскатов на плиты отбирали пробы для определения степени рекристаллизации деформированных дендритов аустенита.After rolling the sheeted peals, samples were taken on the plates to determine the degree of recrystallization of the deformed austenite dendrites.
Результаты эксперимента приведены в табл. 1The results of the experiment are given in table. one
Полученные экспериментальные данные свидетельствуют о том, что данные деформационные режимы не обеспечивают получения реристаллизованной структуры во всем объеме горячекатаной заготовки: в раскатах толщиной 140 и 150 мм рекристаллизация прошла на 20%, в раскате толщиной 160 мм она не началась (см. табл. 1).The obtained experimental data indicate that these deformation modes do not provide a recrystallized structure in the entire volume of the hot-rolled billet: in rolls 140 and 150 mm thick, recrystallization took place by 20%, in roll 160 mm thick it did not start (see Table 1) .
Дальнейшая прокатка таких раскатов при более низких температурах, когда процессы рекристаллизации затормаживаются, приводит к появлению деформационных рванин на поверхности широких листов, обычно на боковых кромках.Further rolling of such peals at lower temperatures, when the recrystallization processes are inhibited, leads to the appearance of deformation flaws on the surface of wide sheets, usually on the side edges.
Целью изобретения является получение широких горячекатаных листов толщиной 10-15 мм из нержавеющих сталей 08Х18Н10Т, 12Х18Н10Т, 10Х17Н13М2Т и других хромоникелевых сталей аустенитного класса с однородной структурой аустенита, размер зерна которого не крупнее №7 по ГОСТ 5639-82, высокими механическими свойствами, высокой стойкостью к МКК при значительном уменьшении расхода металла в обрезь кромок за счет исключения деформационных рванин на поверхности проката и уменьшения разноширинности проката по длине.The aim of the invention is to obtain wide hot-rolled sheets with a thickness of 10-15 mm from 08Kh18N10T, 12Kh18N10T, 10Kh17N13M2T stainless steels and other austenitic chromium-nickel steels with a uniform austenite structure, whose grain size is not larger than No. 7 according to GOST 5639-82, high mechanical properties, high resistance to MCC with a significant reduction in metal consumption in the edge trim due to the exclusion of deformation flaws on the surface of the rolled product and the decrease in the width of the rolled length.
Поставленная цель достигается тем, что в известном способе производства широких толстых листов, включающем изготовление литой заготовки, сплошную абразивную зачистку широких граней заготовки с подачей абразивного круга параллельно оси заготовки, нагрев заготовки, горячую прокатку на реверсивном стане с регламентированными температурными и деформационными параметрами вдоль оси и перпендикулярно оси заготовки за несколько проходов с промежуточными разворотами раската на 90 градусов в горизонтальной плоскости и термическую обработку, отличающийся тем, что при горячей прокатке первые два-четыре прохода производят вдоль оси заготовки с коэффициентами обжатия от 1,12 до 1,27 за каждый проход, затем производят разворот заготовки на 90 градусов в горизонтальной плоскости и производят прокатку перпендикулярно оси заготовки за несколько проходов до получения заданной ширины листа, не менее четырех из которых производят с коэффициентом обжатия от 1,12 до 1,25 при среднемассовой температуре металла не ниже 1050°C, обеспечивая суммарный коэффициент обжатия при прокатке вдоль и перпендикулярно оси заготовки при этой температуре не менее 2,5, после получения заданной ширины листа производят его разворот на 90 градусов в горизонтальной плоскости и осуществляют прокатку вдоль оси заготовки до заданной толщины с суммарным коэффициентом обжатия не более 8,0 при коэффициенте единичных обжатий не более 1,28. Другое отличие состоит в том, что при термической обработке листа производят нагрев до температуры от 1000 до 1080°C, выдержку в течение от 1,0 до 1,5 мин на 1 мм толщины листа и последующее охлаждение на воздухе.This goal is achieved by the fact that in the known method for the production of wide thick sheets, including the manufacture of a cast billet, continuous abrasive cleaning of the wide faces of the workpiece with an abrasive wheel parallel to the axis of the workpiece, heating the workpiece, hot rolling on a reversing mill with regulated temperature and deformation parameters along the axis and perpendicular to the axis of the workpiece in several passes with intermediate rolls of roll 90 degrees in the horizontal plane and heat treatment characterized in that during hot rolling, the first two or four passes are made along the axis of the workpiece with compression ratios from 1.12 to 1.27 for each pass, then the workpiece is turned 90 degrees in the horizontal plane and rolled perpendicular to the workpiece axis for several passes to obtain a given sheet width, at least four of which are produced with a compression ratio of 1.12 to 1.25 at a mass-average metal temperature of at least 1050 ° C, providing a total compression ratio during rolling along and perp circularly, the axis of the workpiece at this temperature is at least 2.5, after receiving the specified sheet width, it is rotated 90 degrees in the horizontal plane and rolled along the axis of the workpiece to the specified thickness with a total compression ratio of not more than 8.0 with a single compression ratio of not more than 1.28. Another difference is that when the sheet is heat treated, it is heated to a temperature of 1000 to 1080 ° C, held for 1.0 to 1.5 minutes per 1 mm of the sheet thickness, and then cooled in air.
С целью уменьшения неравномерности деформации по высоте раската, уменьшения разноширинности по его длине и исключения растягивающих напряжений в осевой зоне раската, являющихся причиной внутренних дефектов, а также для повышения активации рекристаллизации деформированных дендритов аустенита основную деформацию непрерывно-литой заготовки необходимо вести большими обжатиями, чтобы сжимающие напряжения проникали до осевой зоны раската. Для толстолистового стана с диаметром рабочих валков 1050-1130 мм и высоте раската 200-80 мм обжатия от 40 до 10 мм в зависимости от высоты раската (единичный коэффициент обжатия от 1,12 до 1,27) за счет всесторонних сжимающих напряжений обеспечивают проработку раската по всей высоте до осевой зоны, обеспечивают интенсивную деформацию дендритов, высокую степень их горячего наклепа, способствующую ускорению первичной рекристаллизации с образованием на месте деформированных дендритов однородной структуры рекристаллизованных зерен аустенита не крупнее №7 по ГОСТ 5639-82. Такие единичные деформации в сочетании с высокой среднемассовой температурой, более 1050°C, не вызывают макроразрушений стали 08-12X18Н10Т ни на поверхности раската, ни внутри его. Уменьшение единичных обжатий меньше 20-10 мм в зависимости от фактической высоты полосы в диапазоне 200-80 мм (единичный коэффициент обжатия менее 1,12) приводит к увеличению разноширинности раската, к возникновению растягивающих напряжений в осевой зоне раската, к деформации в большей степени мягкой структурной составляющей - феррита, который в процессе деформации быстрее, чем аустенит, разупрочняется и интенсивнее деформируется, чем наклепанные дендриты аустенита. Находясь в мягкой оболочке ферритных зерен и мелких рекристаллизованных разупрочненных зерен аустенита, крупные дендриты аустенита не претерпевают необходимой для первичной рекристаллизации пластической деформации. Из-за меньшего сопротивления деформации ферритной фазы и рекристаллизованных мелких зерен аустенита на поверхности крупных дендритов деформирующие напряжения на проникают на всю глубину упрочненных предшествующей деформацией дендритов. И при малых единичных обжатиях преимущественно деформируются поверхностные слои дендритов, на месте которых возникают новые рекристаллизованные аустенитные зерна, а основной объем дендрита не рекристаллизуется вследствие недостаточной энергии активации процесса рекристаллизации.In order to reduce the non-uniformity of deformation along the height of the roll, to reduce the variability in its length and to eliminate tensile stresses in the axial zone of the roll, which are the cause of internal defects, as well as to increase the activation of recrystallization of deformed austenite dendrites, the main deformation of the continuously cast billet must be carried out with large compressions, so that compressive stresses penetrated to the axial zone of the roll. For a plate mill with a diameter of work rolls of 1050-1130 mm and a roll height of 200-80 mm, compression from 40 to 10 mm depending on the height of the roll (unit compression ratio from 1.12 to 1.27) due to comprehensive compressive stresses, they work out the roll along the entire height to the axial zone, they provide intense dendrite deformation, a high degree of hot hardening, which accelerates primary recrystallization with the formation of a uniform structure of recrystallized austenite grains of not large grains in place of the deformed dendrites it №7 in accordance with GOST 5639-82. Such single deformations, combined with a high mass-average temperature of more than 1050 ° C, do not cause macrostructural degradation of 08-12X18H10T steel either on the roll surface or inside it. A decrease in single reductions of less than 20-10 mm, depending on the actual strip height in the range of 200-80 mm (a single reduction ratio of less than 1.12), leads to an increase in the width of the roll, to the appearance of tensile stresses in the axial zone of the roll, to a deformation more soft the structural component is ferrite, which during deformation is faster than austenite, softens and deforms more intensively than riveted austenite dendrites. Being in the soft shell of ferritic grains and small recrystallized softened austenite grains, large austenite dendrites do not undergo the plastic deformation necessary for primary recrystallization. Due to the lower resistance to deformation of the ferrite phase and the recrystallized small austenite grains on the surface of large dendrites, deforming stresses do not penetrate to the entire depth of dendrites hardened by the previous deformation. And with small single compressions, the surface layers of dendrites predominantly deform, at the place of which new recrystallized austenitic grains appear, and the bulk of the dendrite does not recrystallize due to insufficient activation energy of the recrystallization process.
Однако чрезмерное увеличение обжатий приводит к разрушению металла на поверхности и внутри раската. На поверхности раската возникают деформационные рванины, внутри - деформационные разрывы, а на торцах могут появляться расслоения. Для непрерывно-литых слябов стали 08-12X18Н10Т, полученной с использованием современных методов внепечного рафинирования, такой предельной степенью деформации в первых проходах при температуре металла в диапазоне 1240-1050°C, по экспериментальным данным, является единичный коэффициент обжатия 1,27. При более высоких степенях деформации при прокатке непрерывно-литых заготовок на толстолистовом реверсивном стане на поверхности раскатов наблюдали появление деформационных рванин. При ультразвуковом контроле внутренних дефектов толстых листов обнаруживали в центральной зоне листа деформационные разрывы по ликвационным участкам. Также при больших единичных обжатиях (коэффициент обжатия более 1,27) имело место расслоение раската в торцевых частях на длине до 500 мм, что потребовало производить увеличенную торцевую обрезь.However, an excessive increase in compression leads to the destruction of the metal on the surface and inside the roll. On the surface of the roll, deformation flaws arise, inside - deformation gaps, and delamination can appear on the ends. For continuously cast slabs of 08-12X18H10T steel obtained using modern methods of out-of-furnace refining, such a limiting degree of deformation in the first passes at a metal temperature in the range of 1240-1050 ° C, according to experimental data, is a single compression ratio of 1.27. At higher degrees of deformation during rolling of continuously cast billets on a plate reversing mill on the surface of the peals, the appearance of deformation flaws was observed. Ultrasonic testing of internal defects of thick sheets revealed deformation gaps in the central area of the sheet along the segregation sites. Also, with large single reductions (reduction ratio of more than 1.27), there was stratification of the roll in the end parts up to a length of 500 mm, which required an increased end trim.
При прокатке в направлении, перпендикулярном оси литой заготовки, сталь более склонна к образованию деформационных рванин и поэтому максимальные единичные обжатия должны быть меньше, чем при прокатке вдоль оси заготовки. Экспериментально установлено, что максимально возможный коэффициент единичных обжатий при поперечной прокатке не должен превышать 1,25, так как в противном случае на поверхности раската образуются деформационные рванины.When rolling in the direction perpendicular to the axis of the cast billet, steel is more prone to the formation of deformation flaws and therefore the maximum unit reductions should be less than when rolling along the axis of the billet. It was experimentally established that the maximum possible coefficient of single compressions during transverse rolling should not exceed 1.25, since otherwise deformation flaws will form on the surface of the roll.
Чем меньше температура деформации, тем к большим разрушениям металла приводят повышенные обжатия, тем меньше идет динамическое и статическое разупрочнение прокатываемой стали, тем меньше проходит рекристаллизация деформированного металла. Прокатка на промышленном толстолистовом реверсивном стане сопровождается охлаждением металла как на воздухе, так и под воздействием воды, попадающей на поверхность металла из систем охлаждения валков и гидросбива окалины.The lower the deformation temperature, the greater the damage to the metal leads to increased compression, the less the dynamic and static softening of the rolled steel, the less the recrystallization of the deformed metal. Rolling at an industrial plate-type reversing mill is accompanied by cooling of the metal both in air and under the influence of water falling on the metal surface from cooling systems for rolls and descaling.
Интенсивную деформацию металла необходимо проводить при температуре не менее 1050°C, достаточной для протекания первичной рекристаллизации на 100% и исключения выделения карбидов хрома в процессе деформации. Также и степень деформации должна быть достаточной для протекания 100% рекристаллизации. Для сталей 08Х18Н10Т и 10Х17Н13М2Т она должна соответствовать суммарному коэффициенту обжатия не менее 2,5, что доказано экспериментально.Intensive deformation of the metal must be carried out at a temperature of at least 1050 ° C, sufficient for 100% primary recrystallization to occur and to exclude the precipitation of chromium carbides during deformation. Also, the degree of deformation should be sufficient for 100% recrystallization to occur. For steels 08Kh18N10T and 10Kh17N13M2T, it should correspond to a total compression ratio of at least 2.5, which is proved experimentally.
Сочетание и значения названных выше технологических температурно-деформационных параметров обеспечивает получение в раскате рекристаллизованной мелкозернистой структуры (размер зерна соответствует №№7-8 по ГОСТ 5632-82), дальнейшая деформация которой при температуре ниже 900°C (900-700°C) не вызывает макроразрушений стали. При этом суммарную степень деформации следует ограничивать значением суммарного коэффициента обжатия не более 8,0, так как превышение этой степени деформации и снижение температуры деформации в диапазоне 900-700°C, что имеет место с уменьшением толщины раската, приводит к появлению деформационных рванин на поверхности раскатов и по кромкам, к недопустимой разнотолщинности и неплоскостности. Последние обстоятельства доказаны экспериментально. Также недопустимо увеличение коэффициента единичных обжатий более 1,28 при снижении температуры металла в процессе прокатки от 900 до 700°C, так как в этом случае появляются деформационные рванины на поверхности раската, что доказано экспериментально.The combination and values of the above-mentioned technological temperature-deformation parameters ensure that a crystallized fine-grained structure is obtained in the roll (grain size corresponds to No. 7-8 according to GOST 5632-82), the further deformation of which at a temperature below 900 ° C (900-700 ° C) does not causes macro destruction of steel. In this case, the total degree of deformation should be limited by the value of the total compression ratio of not more than 8.0, since exceeding this degree of deformation and lowering the deformation temperature in the range of 900-700 ° C, which occurs with a decrease in the thickness of the roll, leads to the appearance of deformation flaws on the surface peals and along the edges, to unacceptable thickness variation and non-flatness. Recent circumstances are proved experimentally. It is also unacceptable to increase the coefficient of single reductions of more than 1.28 with a decrease in the temperature of the metal during rolling from 900 to 700 ° C, since in this case deformation flaws appear on the surface of the roll, which is proved experimentally.
Полученный таким образом на стане прокат имеет высокие прочностные свойства и пониженную пластичность в связи с большой степенью деформации (суммарный коэффициент обжатия до 8,0) при низких температурах (от 900 до 700°C). С целью эффективного использования такого проката необходимо придать ему требуемые технологические свойства, позволяющие его изгибать в холодном состоянии, для чего в технологический процесс предлагаемого изобретения включена термическая обработка стали, заключающаяся в нагреве до температуры от 1000 до 1080°C, выдержке при этой температуре от 1,0 до 1,5 мин на 1 мм толщины листа и охлаждении на воздухе. При этом превышение температуры более 1080°C и увеличение выдержки при этой температуре более 1,5 мин на 1 мм толщины листа приводит к недопустимому росту аустенитного зерна до размеров крупнее №7 по ГОСТ 5639-82. Уменьшение температуры ниже 1000°C и времени выдержки меньше 1,0 мин на 1 мм толщины листа не позволяет получить полностью рекристаллизованную структуру (микроструктура содержит наклепанные зерна аустенита, соответствующие №№4-5 по ГОСТ 5639-82 и мелкие аустенитные зерна, соответствующие №№7-8 по ГОСТ 5639-82), повысить технологические свойства листа (сталь имеет низкую пластичность и высокую твердость), полностью устранить наклеп стали. Кроме того, снижение температуры аустенизации ниже 1000°C и уменьшение выдержки при температуре 1000-1080°C менее 1,0 мин на 1 мм толщины листа не позволяет растворить карбиды хрома в прокате, что наряду с остаточным наклепом способствует снижению стойкости металла к межкристаллитной коррозии (МКК).Thus obtained at the mill rolling has high strength properties and reduced ductility due to the high degree of deformation (total compression ratio up to 8.0) at low temperatures (from 900 to 700 ° C). In order to effectively use such rolled products, it is necessary to give it the required technological properties that allow it to be bent in a cold state, for which purpose the heat treatment of steel is included in the technological process of the invention, which consists in heating to a temperature of 1000 to 1080 ° C, holding at this temperature from 1 , 0 to 1.5 min per 1 mm of sheet thickness and cooling in air. Moreover, exceeding the temperature of more than 1080 ° C and increasing the exposure at this temperature for more than 1.5 min per 1 mm of the sheet thickness leads to unacceptable growth of austenitic grain to sizes larger than No. 7 according to GOST 5639-82. A decrease in temperature below 1000 ° C and the exposure time less than 1.0 min per 1 mm of the sheet thickness does not allow to obtain a fully recrystallized structure (the microstructure contains riveted austenite grains corresponding to No. 4-5 according to GOST 5639-82 and small austenitic grains corresponding to No. No. 7-8 according to GOST 5639-82), improve the technological properties of the sheet (steel has low ductility and high hardness), completely eliminate steel hardening. In addition, a decrease in the austenitization temperature below 1000 ° C and a decrease in aging at a temperature of 1000-1080 ° C less than 1.0 min per 1 mm of the sheet thickness does not allow the dissolution of chromium carbides in the car, which, along with the residual hardening, reduces the resistance of the metal to intergranular corrosion (IWC).
Для определения оптимальных технологических параметров прокатки и термической обработки толстых листов стали 08-12Х18Н10Т проведен промышленный эксперимент при прокатке на толстолистовом стане 5000 непрерывно-литых заготовок стали 08-12Х18Н10Т толщиной от 190 до 195 мм на листы толщиной 10 мм с последующей аустенизацией в камерных термических печах с выкатной подиной. Ширина заготовок составляла 1535-1580 мм, а длину устанавливали от 1200 до 1750 мм в зависимости от габаритов заказываемых готовых листов, раскраивая непрерывно-литые слябы на соответствующие заготовки. Широкие грани непрерывно-литых заготовок зачищали всплошную абразивными кругами зернистостью не крупнее F 12. Сплошную зачистку широких граней производили на абразивных станках путем подачи абразивного круга параллельно оси заготовки.To determine the optimal technological parameters of rolling and heat treatment of thick sheets of 08-12X18H10T steel, an industrial experiment was carried out when 5000 continuously cast steel blanks of 08-12X18H10T steel from 190 to 195 mm thick to 10 mm thick sheets were rolled on a plate mill with subsequent austenization in chamber thermal furnaces with roll-out hearth. The width of the blanks was 1535-1580 mm, and the length was set from 1200 to 1750 mm, depending on the dimensions of the finished sheets being ordered, cutting continuously cast slabs into the corresponding blanks. The wide faces of continuously cast billets were smoothed out continuous with abrasive wheels with a grain size no larger than F 12. The continuous cleaning of wide faces was performed on abrasive machines by feeding the abrasive wheel parallel to the axis of the workpiece.
Химический состав экспериментальных плавок приведен в табл. 2.The chemical composition of the experimental heats is given in table. 2.
Поскольку приведенные в табл. 2 плавки имеют близкий химический состав, их использовали как материал для исследования влияния технологических параметров прокатки и термической обработки стали 08Х18Н10Т на структуру металла (размер аустенитного зерна), на наличие внутренних дефектов и расслоений, на механические свойства и качество поверхности горячекатаных толстых листов.Since the tab. 2 melts have a close chemical composition, they were used as a material to study the effect of technological parameters of rolling and heat treatment of 08Kh18N10T steel on the metal structure (austenitic grain size), on the presence of internal defects and delamination, on the mechanical properties and surface quality of hot-rolled thick sheets.
Изготовленные литые заготовки нагревали в камерной печи с выкатным подом по технологии, включающей посадку металла на выкаченную подину при температуре печи от 500 до 800°C, нагрев до температуры 1180-1240°C со скоростью не более 100°C/ч, выдержку от 9 до 12 ч перед выдачей на прокатку.Manufactured cast billets were heated in a chamber furnace with a rolling hearth according to a technology that included the fit of metal on the pumped hearth at a furnace temperature of 500 to 800 ° C, heating to a temperature of 1180-1240 ° C at a speed of not more than 100 ° C / h, exposure from 9 up to 12 hours before issuing for rolling.
Прокатку осуществляли на реверсивном то лето листовом стане 5000. Первые два-четыре прохода проводили вдоль оси заготовки с единичными коэффициентами обжатия от 1,12 до 1,27 при среднемассовой температуре металла более 1080°C. Затем производили разворот раскатанной заготовки на 90 градусов в горизонтальной плоскости и прокатывали в направлении, перпендикулярном оси заготовки, за несколько проходов для получения заданной ширины листа. При разбивке ширины не менее четырех проходов производили с единичными коэффициентами обжатия от 1,12 до 1,25 за каждый проход, обеспечивая среднемассовую температуру не менее 1050°C и суммарный коэффициент обжатия с учетом прокатки вдоль оси заготовки не менее 2,5 при этой среднемассовой температуре. При разбивке ширины листа в отдельных случаях производили один два прохода с коэффициентами обжатия менее 1,12 для получения требуемых размеров по ширине раската.Rolling was carried out on a reversing sheet metal mill of summer 5000. The first two or four passes were carried out along the axis of the workpiece with unit compression ratios from 1.12 to 1.27 at a mass average temperature of more than 1080 ° C. Then, a rolled blank was turned 90 degrees in a horizontal plane and rolled in a direction perpendicular to the axis of the blank in several passes to obtain a given sheet width. When breaking the width of at least four passes, they were performed with unit compression ratios from 1.12 to 1.25 for each pass, providing a mass-average temperature of at least 1050 ° C and a total compression coefficient taking into account rolling along the workpiece axis of at least 2.5 at this mass-average temperature. When breaking the sheet width in some cases, one two passes were made with compression ratios of less than 1.12 to obtain the required dimensions along the width of the roll.
После получения заданной ширины листа (от 2500 до 3500 мм) производили его разворот на 90 градусов в горизонтальной плоскости и осуществляли прокатку вдоль оси заготовки до заданной толщины 10 мм со средней скоростью прокатки от 1,5 до 3,5 м/с и суммарным коэффициентом обжатия не более 8,0 при единичных обжатиях не более 1,28 за проход. При этом среднемассовая температура раската в конце прокатки изменялась от 850°C до 730°C.After obtaining a given sheet width (from 2500 to 3500 mm), it was rotated 90 degrees in the horizontal plane and rolled along the axis of the workpiece to a given thickness of 10 mm with an average rolling speed of 1.5 to 3.5 m / s and a total coefficient reductions of not more than 8.0 for single reductions of not more than 1.28 per pass. In this case, the bulk temperature of the roll at the end of rolling varied from 850 ° C to 730 ° C.
Среднемассовую температуру определяли по результатам пирометрических измерений температуры поверхности раската, которая согласно многочисленным расчетам и экспериментальным данным на 50°C ниже среднемассовой температуры.The mass-average temperature was determined by the results of pyrometric measurements of the temperature of the peeling surface, which, according to numerous calculations and experimental data, is 50 ° C lower than the mass-average temperature.
Последеформационное охлаждение металла проводили на воздухе. После охлаждения прокат нагревали в камерной печи с выкатным подом до температуры 1000-1050°C, выдерживали от 1,0 до 1,5 мин на 1 мм толщины листа и охлаждали на воздухе.Post-deformation cooling of the metal was carried out in air. After cooling, the rolled products were heated in a chamber furnace with a rolling hearth to a temperature of 1000-1050 ° C, kept from 1.0 to 1.5 minutes per 1 mm of the sheet thickness and cooled in air.
После термической обработки производили контроль качества поверхности, ультразвуковой контроль (УЗК) внутренних дефектов и отбирали пробы для механических испытаний и контроля размера аустенитного зерна. Также после термической обработки производили обрезку кромок листа с неудовлетворительным качеством поверхности из-за наличия на последней деформационных рванин и с целью устранения недопустимой разноширинности.After heat treatment, surface quality control, ultrasonic testing (USI) of internal defects was performed and samples were taken for mechanical testing and austenitic grain size control. Also, after heat treatment, the edges of the sheet were trimmed with an unsatisfactory surface quality due to the presence of deformation flaws on the last and in order to eliminate the unacceptable wide range.
Количественную оценку качества боковых и торцевых кромок и разноширинности листов проводили по расходу металла на операцию обрезки кромок по причине неудовлетворительного качества поверхности и недопустимой разноширинности литстов.A quantitative assessment of the quality of the side and end edges and the width of the sheets was carried out according to the consumption of metal for the operation of trimming the edges due to poor surface quality and unacceptable width of the sheet.
Для определения оптимальных значений технологических параметров провели промышленный эксперимент при производстве листов толщиной 10 мм из стали 08-12Х18Н10Т с варьированием отличительных признаков в широких пределах: как в заявляемых диапазонах, так и за пределами заявляемых диапазонов.To determine the optimal values of the technological parameters, an industrial experiment was conducted in the production of sheets of 10 mm thickness from 08-12X18H10T steel with varying distinctive features over a wide range: both in the claimed ranges and outside the claimed ranges.
Экспериментальные технологические режимы прокатки листов толщиной 10 мм приведены в табл. 3.Experimental technological modes of rolling sheets with a thickness of 10 mm are given in table. 3.
*) - Прокатку осуществляли без первых проходов вдоль оси заготовки.*) - Rolling was carried out without first passes along the axis of the workpiece.
Результаты контроля качества поверхности, механические свойства и размеры аустенитных зерен приведены в табл. 4.The results of surface quality control, mechanical properties and sizes of austenitic grains are given in table. four.
Также провели эксперимент по влиянию режимов термической обработки на структуру, механические свойства и стойкость против межкристаллитной коррозии (МКК) листов толщиной 10 мм (табл. 5 и 6), в котором варьировали температуру аустенизации и время выдержки при температуре аустенизации.We also conducted an experiment on the effect of heat treatment on the structure, mechanical properties and resistance to intergranular corrosion (MCC) of 10 mm thick sheets (Tables 5 and 6), in which the austenization temperature and the exposure time at the austenitization temperature were varied.
В результате проведенного эксперимента установлено, что наибольший выход годного обеспечивается при выполнении процесса прокатки по режимам, соответствующим опыту №1 (см. табл. 3 и 4), который реализован в соответствии с заявляемым диапазоном варьирования отличительных признаков данного изобретения. В опытах №№2-7 (см. табл. 3 и 4) прокатку осуществляли в условиях, когда структура деформированных раскатов не была подготовлена на первом этапе деформирования для больших степеней деформации перед интенсивной продольной прокаткой на втором этапе деформирования, и на поверхности раската в основном по боковым кромкам появлялись рванины, количество которых и глубина которых увеличивались с увеличением степени деформации и уменьшением температуры деформации. Также в опытах №№2-7 (см. табл. 3 и 4) имела место большая разноширинность раскатов по длине, чем в опыте №1, из-за чего повышается расход металла в обрезь боковых кромок в два раза, до 100-130 кг на 1 т годного проката, по сравнению с 53 кг на 1 т годного проката в опыте №1.As a result of the experiment, it was found that the highest yield is ensured when the rolling process is performed according to the conditions corresponding to experience No. 1 (see tables 3 and 4), which is implemented in accordance with the claimed range of variation of the distinguishing features of this invention. In experiments No. 2-7 (see Tables 3 and 4), rolling was carried out under conditions when the structure of the deformed peals was not prepared at the first stage of deformation for large degrees of deformation before intensive longitudinal rolling at the second stage of deformation, and on the surface of the roll in mainly flaws appeared on the lateral edges, the number of which and the depth increased with an increase in the degree of deformation and a decrease in the temperature of deformation. Also, in experiments No. 2-7 (see Tables 3 and 4) there was a greater variation in lengths of rolls than in experiment No. 1, due to which the metal consumption in the trim of the side edges doubled, to 100-130 kg per 1 ton of rolled steel, compared with 53 kg per 1 ton of rolled steel in experiment No. 1.
В опытах №№8 и 9 показано, что превышение суммарной степени деформации более 8,0 и коэффициента единичных обжатий более 1,28 после разбивки ширины приводит к появлению рванин, несмотря на достаточную проработку структуры на первом этапе деформирования.In experiments Nos. 8 and 9, it was shown that exceeding the total degree of deformation of more than 8.0 and the coefficient of single compressions of more than 1.28 after breaking the width leads to flaws, despite the sufficient study of the structure at the first stage of deformation.
В опыте №10 (см. табл. 3) исключили первые проходы вдоль оси заготовки и прокатку начинали в направлении, перпендикулярном оси литой заготовки. В этом случае получили максимальную разноширинность раската по длине и деформационные рванины на боковых кромках, что привело к высокому расходу металла в обрезь боковых кромок, до 120 кг на 1 т готового проката (см. табл. 4, опыт №10).In experiment No. 10 (see table. 3), the first passes were excluded along the axis of the billet and rolling began in the direction perpendicular to the axis of the cast billet. In this case, the maximum roll width along the length and deformation flaws at the lateral edges were obtained, which led to a high consumption of metal in the trimming of the lateral edges, up to 120 kg per 1 ton of finished steel (see table 4, experiment No. 10).
Как показали промышленные эксперименты, значительное влияние на структуру, механические свойства и стойкость против межкристаллитной коррозии толстых листов из стали 08Х18Н10Т оказывают режимы термической обработки, температура аустенизации и время выдержки при температуре аустенизации (см. табл. 5 и 6).As industrial experiments have shown, the heat treatment conditions, austenization temperature, and exposure time at austenitization temperature have a significant effect on the structure, mechanical properties, and resistance to intergranular corrosion of thick 08Kh18N10T steel sheets (see Tables 5 and 6).
Требуемую структуру, механические свойства и стойкость к МКК обеспечивает термическая обработка, включающая нагрев листов до температуры от 1000 до 1080°C и выдержку в течение 1,0-1,5 мин на 1 мм толщины листа с последующим охлаждением на воздухе (см. табл.5 и 6, опыты №№1, 1-3, 1-4).Повышение температуры аустенизации выше 1080°C, до 1100°C, как и увеличение выдержки при температуре 1080°C более 1,5 мин на 1 мм толщины листа, до 2,0 мин на 1 мм толщины листа, способствует образованию крупнозернистой структуры аустенита, соответствующей №№4 и 5 по ГОСТ 5639-82 (см. табл. 5 и 6, опыты №№1-1 и 1-6). Снижение температуры аустенизаци ниже 1000°C, до 980°C, и уменьшение выдержки при 1000°C меньше 1,0 мин на 1 мм толщины, до 0,5 мин на 1 мм толщины, не обеспечивает полного снятия наклепа, полученного во время прокатки при температуре ниже 850°C: в структуре наряду с мелкими зернами №№7-8 по ГОСТ 5639-82 имеют место нерекристаллизованные крупные зерна, соответствующие №№4-5 по ГОСТ 5639-82; металл сохранил высокие прочностные характеристики и низкие пластические свойства, относительное удлинение получили ниже требуемых по ГОСТ 7350-77 значений (см. табл. 5 и 6, опыты №№1-5 и 1-2). Кроме того, уменьшение температуры аустенизации и времени выдержки при аустенизации уменьшило стойкость металла к МКК (см. табл. 5 и 6, опыты №1-5 и 1-2).The required structure, mechanical properties and resistance to MCC are provided by heat treatment, including heating the sheets to a temperature of 1000 to 1080 ° C and holding for 1.0-1.5 minutes per 1 mm of the sheet thickness, followed by cooling in air (see table .5 and 6, experiments Nos. 1, 1-3, 1-4) .Austenization temperature increase above 1080 ° C to 1100 ° C, as well as an increase in exposure at a temperature of 1080 ° C for more than 1.5 min per 1 mm of thickness sheet, up to 2.0 min per 1 mm of sheet thickness, contributes to the formation of a coarse-grained structure of austenite, corresponding to No. 4 and 5 according to GOST 5639-82 (see table. 5 and 6, experiments No. 1-1 and 1-6). A decrease in the austenization temperature below 1000 ° C, to 980 ° C, and a decrease in exposure at 1000 ° C are less than 1.0 min per 1 mm of thickness, up to 0.5 min per 1 mm of thickness, does not completely remove the hardening obtained during rolling at temperatures below 850 ° C: in the structure, along with small grains No. 7-8 according to GOST 5639-82, there are unrecrystallized large grains corresponding to No. 4-5 according to GOST 5639-82; the metal retained high strength characteristics and low plastic properties; elongation was obtained below the values required by GOST 7350-77 (see tables 5 and 6, experiments No. 1-5 and 1-2). In addition, a decrease in the austenitization temperature and aging time during austenitization decreased the resistance of the metal to MCC (see Tables 5 and 6, experiments No. 1-5 and 1-2).
Таким образом, согласно экспериментальным данным, поставленная в изобретении цель достигается тем, что при производстве широких листов толщиной 10-15 мм и шириной 2500-3500 мм из стали 08-12Х18Н10Т производят непрерывно-литую заготовку толщиной 190-195 мм, шириной 1530-1580 мм и длиной 1200-1750 мм, широкие грани заготовки зачищают всплошную абразивным кругом зернистостью не крупнее F 12 на абразивном станке путем подачи абразивного круга параллельно оси заготовки, далее непрерывно-литую заготовку нагревают в камерной печи при температуре 1180-1240°C в течение 9-10 ч и прокатывают на реверсивном толстолистовом стане 5000 - кварто на листы толщиной 10-15 мм с регламентированными температурными и деформационными параметрами вдоль оси и перпендикулярно оси заготовки за несколько проходов с промежуточными разворотами на 90 градусов в горизонтальной плоскости, производя первые два-четыре прохода вдоль оси заготовки с коэффициентами единичных обжатий от 1,12 до 1,27 за каждый проход, затем производят разворот заготовки на 90 градусов в горизонтальной плоскости и производят прокатку перпендикулярно оси заготовки до получения заданной ширины листа за несколько проходов, не менее четырех из которых производят с коэффициентом обжатия от 1,12 до 1,25 при среднемассовой температуре металла не ниже 1050°C, обеспечивая суммарный коэффициент обжатия при прокатке вдоль и перпендикулярно оси заготовки при этой температуре не менее 2,5, после получения заданной ширины листа производят его разворот на 90 градусов в горизонтальной плоскости и осуществляют прокатку вдоль оси заготовки до заданной толщины с суммарным коэффициентом обжатия не более 8,0 и единичными коэффициентами обжатий не более 1,28. После прокатки лист охлаждают на воздухе, нагревают до температуры от 1000 до 108°C, выдерживают в течение от 1,0 до 1,5 мин на 1 мм толщины листа и охлаждают на воздухе.Thus, according to experimental data, the objective of the invention is achieved by the fact that in the production of wide sheets with a thickness of 10-15 mm and a width of 2500-3500 mm from steel 08-12X18H10T, a continuously cast billet with a thickness of 190-195 mm and a width of 1530-1580 is produced mm and a length of 1200-1750 mm, the wide edges of the workpiece are cleaned with an abrasive wheel with a grain size not larger than F 12 on an abrasive machine by feeding the abrasive wheel parallel to the axis of the workpiece, then the continuously cast workpiece is heated in a chamber furnace at a temperature of 1180-1240 ° C for 9 -10 h and rolled on a reversible plate mill 5000 quarto on sheets 10-15 mm thick with regulated temperature and deformation parameters along the axis and perpendicular to the axis of the workpiece in several passes with intermediate turns of 90 degrees in the horizontal plane, making the first two or four passes along the axis of the workpiece with coefficients of single reductions from 1.12 to 1.27 for each pass, then the workpiece is rotated 90 degrees in the horizontal plane and rolled perpendicular to the axis of the workpiece until the specified sheet width is obtained in several passes, at least four of which are performed with a compression ratio of 1.12 to 1.25 at a mass-average metal temperature of at least 1050 ° C, providing a total compression ratio during rolling along and perpendicular to the axis of the workpiece at this temperature not less than 2.5, after obtaining a given sheet width, it is rotated 90 degrees in the horizontal plane and rolled along the axis of the workpiece to a predetermined thickness with a total compression ratio of not more than 8.0 and single units compression ratios not more than 1.28. After rolling, the sheet is cooled in air, heated to a temperature of from 1000 to 108 ° C, incubated for 1.0 to 1.5 minutes per 1 mm of sheet thickness and cooled in air.
Данный способ гарантирует получение листов толщиной 10-15 мм и шириной от 2500 до 3500 мм на реверсивном стане 5000 кварто с минимальным расходом металла в обрезь при обрезке кромок (от 53 до 60 кг на 1 т готового листа), обеспечивая размер аустенитного зерна не крупнее номера 7 по ГОСТ 5639-82, высокие механические свойства и стойкость к межкристаллитной коррозии (МКК).This method guarantees the production of sheets with a thickness of 10-15 mm and a width of 2500 to 3500 mm on a 5000 quart reversible mill with a minimum consumption of metal per edge when trimming edges (from 53 to 60 kg per 1 ton of finished sheet), ensuring the size of the austenitic grain is not larger numbers 7 according to GOST 5639-82, high mechanical properties and resistance to intergranular corrosion (MKK).
Источники информацииInformation sources
1. Патент RU 2395591 C21D 8/02, опубликован 27.07.2010 г.1. Patent RU 2395591 C21D 8/02, published July 27, 2010
2. Авторское свидетельство СССР SU №1788047 А1, кл. С21D 9/46, 1993 (прототип).2. USSR author's certificate SU No. 1788047 A1, cl. C21D 9/46, 1993 (prototype).
3. Термокинетические диаграммы рекристаллизации аустенита при горячей прокатке специальных сталей / Я.И. Спектор, И.Н. Куницкая, Ю.В. Яценко, Р.В. Яценко, А.Н. Тумко - Металловедение и термическая обработка металлов, 2008, №7 (637), с. 6-9.3. Thermokinetic diagrams of austenite recrystallization during hot rolling of special steels / Ya.I. Spector, I.N. Kunitskaya, Yu.V. Yatsenko, R.V. Yatsenko, A.N. Tumko - Metallurgy and heat treatment of metals, 2008, No. 7 (637), p. 6-9.
Claims (2)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116310A RU2660504C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Method of production of stainless steel wide thick sheets |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2017116310A RU2660504C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Method of production of stainless steel wide thick sheets |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2660504C1 true RU2660504C1 (en) | 2018-07-06 |
Family
ID=62815950
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2017116310A RU2660504C1 (en) | 2017-05-10 | 2017-05-10 | Method of production of stainless steel wide thick sheets |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2660504C1 (en) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2820864C1 (en) * | 2023-09-08 | 2024-06-11 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина" | Method of producing pipes from titanium alloys in textured state |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0226446A2 (en) * | 1985-12-12 | 1987-06-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing thin steel sheets having an improved processability |
| SU1788047A1 (en) * | 1990-08-28 | 1993-01-15 | Proizv Ob Izhorskij Z | Method of production thick sheet of austentic stainless steel |
| RU2224605C2 (en) * | 1998-09-14 | 2004-02-27 | Эс-Эм-Эс ДЕМАГ АГ | Method for making hot rolled strips and sheets |
| RU2409434C1 (en) * | 2009-10-20 | 2011-01-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of producing rolled sheet at reversing thick-sheet mill |
-
2017
- 2017-05-10 RU RU2017116310A patent/RU2660504C1/en active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0226446A2 (en) * | 1985-12-12 | 1987-06-24 | Kawasaki Steel Corporation | Method of producing thin steel sheets having an improved processability |
| SU1788047A1 (en) * | 1990-08-28 | 1993-01-15 | Proizv Ob Izhorskij Z | Method of production thick sheet of austentic stainless steel |
| RU2224605C2 (en) * | 1998-09-14 | 2004-02-27 | Эс-Эм-Эс ДЕМАГ АГ | Method for making hot rolled strips and sheets |
| RU2409434C1 (en) * | 2009-10-20 | 2011-01-20 | Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь") | Method of producing rolled sheet at reversing thick-sheet mill |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2820864C1 (en) * | 2023-09-08 | 2024-06-11 | Федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Уральский федеральный университет имени первого Президента России Б.Н. Ельцина" | Method of producing pipes from titanium alloys in textured state |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN110904319A (en) | Manufacturing process of high-carbon tool steel SK85 cold-rolled wide steel strip | |
| US10633730B2 (en) | Material for cold-rolled stainless steel sheet | |
| CN108411202A (en) | A kind of think gauge cold-rolled biphase steel and preparation method thereof | |
| JP5197076B2 (en) | Medium and high carbon steel sheet with excellent workability and manufacturing method thereof | |
| CN104630432B (en) | Use the method for twin roll strip casting machine manufacture martensitic stainless steel | |
| JP6983077B2 (en) | Ferritic stainless steel sheet and its manufacturing method | |
| RU2660504C1 (en) | Method of production of stainless steel wide thick sheets | |
| CN109722508B (en) | Ferritic stainless steel sheet and method for producing same | |
| CN113444867B (en) | Production method of plastic die steel plate and plastic die steel plate | |
| TWI727451B (en) | Fertilizer-based stainless steel steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP2008303415A (en) | Medium-high carbon steel sheet having excellent workability and method for producing the same | |
| CN111742076B (en) | High carbon cold rolled steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP5000467B2 (en) | Steel plate for 3-piece can with high strength and excellent expandability and manufacturing method | |
| RU2650651C1 (en) | Method of austenitic anticorrosion steel section hot rolled plates production | |
| RU2235138C1 (en) | Method for manufacture of sheet products from low-carbon or low-carbon low-alloy steel (versions) | |
| Naizabekov et al. | Evolution of the brass microstructure during rolling in relief and smooth rolls | |
| CN111112342B (en) | Die steel rolling process and die steel | |
| TWI522478B (en) | Hot forming member and manufacturing method thereof | |
| JP2010005659A (en) | Method of manufacturing magnesium sheet | |
| JPS5941508B2 (en) | Manufacturing method of titanium hot rolled sheet | |
| JP2004292936A (en) | Method for manufacturing wide steel sheet superior in impact penetration resistance and formability | |
| JPS6176616A (en) | Manufacture of thick steel plate superior in toughness | |
| CN116656924A (en) | Acid pickling annealed plate and preparation method thereof | |
| CN116479310A (en) | Production method of high-carbon steel hot-rolled coil with low edge crack defect and high-carbon steel hot-rolled coil | |
| TW202041692A (en) | Medium-carbon steel sheet and method for manufacturing same |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| PC41 | Official registration of the transfer of exclusive right |
Effective date: 20190909 |