Результат интеллектуальной деятельности: СПОСОБ ПРОИЗВОДСТВА ТРУБНОГО ПРОКАТА ПОВЫШЕННОЙ КОРРОЗИОННОЙ СТОЙКОСТИ НА РЕВЕРСИВНОМ СТАНЕ

Изобретение относится к области металлургии, в частности к технологии производства толстолистового трубного проката на реверсивном стане, и может быть использовано для изготовления указанной продукции из низколегированных сталей повышенной коррозионной стойкости.

Известен способ производства штрипсов из низколегированной стали, включающий отливку слябов, их нагрев, многопроходную реверсивную черновую и чистовую прокатку, причем нагрев слябов осуществляют до температуры 1150-1200°С, перед прокаткой в чистовой клети раскат подстуживают до температуры 920-980°С, а прокатку в чистовой клети завершают при температуре не выше 820°С, и используют низколегированную сталь, содержащую, мас. %: С=0,003-0,14; Mn=0,5-1,65; Si=0,15-0,70; Ni≤0,30; Al=0,02-0,05; Nb=0,015-0,060; V=0,02-0,14; Ti=0,005-0,03;Cr≤0,30; Cu≤0,30; Mo≤0,15; Ca=0,0003-0,05, железо и примеси - остальное (Патент РФ №2201972, МПК C21D 8/02, С22С 38/58, В21В 1/26, опубл. 10.04.03).

К недостаткам данного способа можно отнести то, что толстолистовой прокат, полученный согласно известному способу, характеризуется сравнительно низким уровнем механических свойств, в особенности хладостойкости (низкотемпературной ударной вязкости). Это связано с низкой скоростью охлаждения в естественных условиях (на воздухе) полученного листа до температуры окружающей среды. Кроме того, получаемый при использовании указанного способа листовой прокат из низколегированной стали не обладает достаточно высокой коррозионной стойкостью. Отчасти это можно объяснить отсутствием регламентации допустимого содержания серы и фосфора, оказывающих существенное влияние на образование коррозионно-активных неметаллических включений. В то же время требования по коррозионной стойкости являются одними из основных для прямошовных труб, изготавливаемых из проката рассматриваемого класса. Это обуславливает необходимость разработки способа производства трубного проката повышенной прочности и коррозионной стойкости на реверсивном стане.

Наиболее близким по своей технической сущности к предлагаемому изобретению является способ производства толстолистового низколегированного стального проката, включающий получение непрерывно-литой заготовки, ее нагрев до температуры 1170-1200°С, черновую прокатку, подстуживание на воздухе полученного подката, последующую чистовую прокатку, которую заканчивают при 770-820°С, ускоренное охлаждение готового штрипса до температуры, определяемой в зависимости от толщины готового штрипса. При этом непрерывно-литую заготовку изготовляют из стали со следующим соотношением элементов, мас. %: С=0,03-0,08, Mn=1,6-2,2, Si=0,12-0,40, Ni=0,28-0,55, Мо=0,20-0,45, Cr=0,01-0,l, Cu=0,l-0,4, Nb=0,03-0,07, Ti=0,01-0,04, V=0,01-0,06, Аl=0,01-0,05, остальное - железо и примеси с содержание каждого элемента примеси менее 0,05% (Патент РФ №2463360, МПК C21D 8/02, С22С 38/58, опубл. 10.10.12).

Достижение требуемого уровня механических свойств проката обеспечивается за счет сравнительно высокого уровня содержания марганца, а также микролегирования ниобием в условиях применения термомеханической (контролируемой) прокатки. Кроме того, для получения требуемой структуры металла используется подстуживание полученной промежуточной заготовки после черновой прокатки, осуществляемое во время специальной междеформационной паузы между черновой и чистовой прокаткой.

Недостатком известного способа является невозможность обеспечить требуемый уровень коррозионной стойкости проката из-за слишком высокого содержания марганца. Кроме того, отсутствие регламентации максимального содержания серы приводит к появлению значительного количества сульфидных коррозионно-активных неметаллических включений, негативно сказывающихся на эксплуатационных свойствах проката.

Очевидно, что необходимость получения высокого уровня механических свойств готовой металлопродукции при повышении ее коррозионной стойкости определяет актуальность разработки технических решений, обеспечивающих освоение производства новых видов высокопрочного проката из низкоуглеродистых сталей. При этом ключевыми параметрами коррозионной стойкости принимают водородное растрескивание и скорость общей коррозии.

Технический результат изобретения состоит в повышении коррозионной стойкости трубного проката при сохранении высокой прочности, пластичности и ударной вязкости.

Указанный технический результат достигается тем, что в известном способе производства трубного проката на реверсивном стане, включающем получение непрерывно-литой заготовки, ее нагрев и выдержку при температуре аустенизации, черновую прокатку, подстуживание на воздухе полученного подката, последующую чистовую прокатку на заданную толщину и ускоренное охлаждение готового проката до заданной температуры, согласно изобретению, непрерывно-литую заготовку получают из стали, содержащей, мас. %: С=0,04-0,08; Si=0,15-0,35; Mn=0,7-1,0; Ni=0,2-0,5; Cu=0,4-0,6; Nb=0,02-0,04, , Мо≤0,01, V≤0,01, S≤0,002, Р≤0,01, а содержание хрома устанавливают в зависимости от содержания меди Cr=k₁*Cu, где k₁=1,3…1,6 - эмпирический коэффициент, железо и неизбежные примеси - остальное, а углеродный эквивалент составляет С_экв.≤0,39, при этом нагрев непрерывно-литой заготовки производят до температуры не ниже 1200°С, последующую черновую прокатку заготовки производят с температурой конца деформации не ниже 960°С при величине частных относительных обжатий в первых двух проходах не более 12% с увеличением этих обжатий в последующих черновых проходах с обеспечением толщины промежуточного подката в диапазоне 4,5-5,5 толщины готового проката, промежуточное подстуживание проводят в течение не более 1 мин, при этом чистовую прокатку до конечной толщины реализуют при величине частных относительных обжатий в первых четырех проходах не менее 20% с последним холостым проходом при температуре конца деформации не ниже 850°С, ускоренное охлаждение производят до температуры не выше 550°С с получением в готовом прокате мелкозернистой ферритобейнитной структуры, причем ускоренное охлаждение готового проката начинают не ранее, чем через 20 сек после его выхода из стана, и после его завершения полученные листы охлаждают до комнатной температуры в пакете не менее 3 штук.

Сущность изобретения состоит в том, что полное использование ресурса свойств, имеющегося в низколегированной стали данного химического состава, обеспечивается соответствующим деформационно-термическим режимом ее производства. Технология прокатки направлена на получение оптимальной ферритнобейнитной структуры и морфологии фаз, измельчение зерен микроструктуры, упрочнение твердого раствора, дисперсионное твердение, дислокационное и текстурное упрочнение, обеспечивающие высокий уровень коррозионной стойкости.

Содержания углерода в заявленном диапазоне способствует повышению ее коррозионной стойкости. Однако, содержание углерода менее 0,04% технологически сложно обеспечить на сталеплавильном переделе. В то же время увеличение содержания углерода более 0,08% существенно ухудшает коррозионную стойкость проката, поскольку приводит к появлению неравномерности свойств по ее толщине в результате зональной ликвации.

В рассматриваемой низколегированной трубной стали введение марганца и никеля способствует твердорастворному упрочнению металла, и, соответственно, повышению прочностных характеристик готового проката. Снижение содержания марганца менее 0,7% приводит к снижению предела текучести и предела прочности ниже допустимых пределов. В то же время повышение содержания марганца более 1,0% сопровождается повышением скорости общей коррозии, что негативно сказывается на качестве проката. Заданное содержание углерода и марганца обеспечивает требуемую величину углеродного эквивалента С_э≤0,39.

Кроме того, добавка никеля в заявляемых пределах Ni=0,2-0,5% способствует повышению прочностных характеристик, а также качества поверхности полосы за счет предотвращения налипания металла на рабочие валки при прокатке и благоприятно сказывается на повышении коррозионной стойкости, усиливая влияние меди и хрома. При снижении содержания никеля менее 0,2% можно ожидать появления поверхностных дефектов и увеличения отбраковки по этому признаку. В то же время, при превышении содержания никеля выше 0,5% существенно увеличивается себестоимость легирования без улучшения эксплуатационных свойств, т.е. ухудшаются экономические показатели производства.

Наличие кремния положительно влияет на процесс раскисления стали и способствует повышению прочностных характеристик рулонной полосы. Снижение содержания кремния менее 0,15% существенно усложняет сталеплавильный процесс за счет снижения жидкотекучести стали и приводит к неоправданному повышению себестоимости проката. В то же время увеличение содержания кремния более 0,35% сопровождается возрастанием количества силикатных включений, снижающих ударную вязкость и коррозионную стойкость металла. Кроме того, это приводит к ухудшению свариваемости полосы.

Легирование хромом и медью повышает прочность и коррозионную стойкость металла. Введение меди приводит к образованию на поверхности стали защитной пленки, которая препятствует проникновению в сталь водорода, за счет чего возрастает стойкость к водородному охрупчиванию. В то же время, при легировании хромом происходит обогащение продуктов коррозии хромом в слоях, прилегающих к поверхности проката, причем концентрация хрома в продуктах коррозии значительно выше, чем в матрице металла. Хромсодержащие продукты коррозии обладают меньшей электропроводностью, чем карбонаты железа FeCO₃, что позволяет минимизировать гальванический эффект пары «металл - продукты коррозии». Иначе говоря, на поверхности металла создается защитный слой из обогащенных хромом продуктов коррозии, уменьшающий контактное взаимодействие металла с коррозионно-активной средой, что позволяет повысить коррозионную стойкость проката.

При легировании рассматриваемого проката должен соблюдаться баланс между содержанием хрома и меди, обеспечивающий максимальную эффективность легирующей композиции. Причем содержание хрома устанавливают в зависимости от содержания меди из следующего соотношения: Cr=k₁*Cu, где k₁=1,3…1,6 - эмпирический коэффициент, обеспечивающий максимальное снижение скорости коррозии. В рамках данной концентрации хром и медь не оказывают вредного влияния на свариваемость проката. Следует отметить, что при использовании хрома, как основного легирующего компонента, необходимо интенсивное ускоренное охлаждение полосы. При превышении указанной концентрации хрома не происходит дальнейшего увеличения коррозионной стойкости проката. Поэтому оно приводит только к повышению производственных расходов без улучшения качества продукции. В то же время, когда концентрация хрома ниже заявленного значения, происходит заметное снижение прочностных и коррозионных свойств, т.е. не обеспечивается необходимая эффективность при использовании заявленного способа.

Алюминий необходим для раскисления и модифицирования стали. Связывая азот в нитриды, он подавляет его негативное воздействие на свойства листов. Однако при этом он склонен к образованию коррозионно-активных неметаллических включений на основе алюмомагниевой шпинели, во многом определяющих уровень коррозионной стойкости трубного проката. Это обуславливает необходимость снижения содержания алюминия в рассматриваемом составе до уровня , для получения высокой коррозионной стойкости.

Молибден в данном составе проката является примесным элементом, он попадает в сталь из металлолома при выплавке. Поскольку при увеличении его содержания ухудшается свариваемость полос при изготовлении промысловых труб и возрастает себестоимость легирования, концентрацию молибдена ограничивают величиной Мо≤0,01%. При превышении данных значений возможно ухудшение коррозионной стойкости проката.

При ускоренном охлаждении прокатанных листов микролегирование стали ниобием способствует получению дислокационной ячеистой микроструктуры стали, обеспечивающей сочетание требуемых прочностных и пластических свойств металла. Мелкодисперсные карбиды ниобия препятствуют росту зерна аустенита в ходе нагрева, что способствует получению мелкозернистой структуры. Необходимое для этого содержание ниобия в стали устанавливают на уровне Nb=0,02-0,04%, что позволяет измельчить зерно микроструктуры, повысить прочность и вязкость горячекатаных полос. При содержании ниобия менее 0,02%, затруднено формирование мелкодисперсных карбидов, что усложняет получение требуемого уровня механических и эксплуатационных свойств. При содержании ниобия более 0,04% имеет место существенное ухудшение структуры осевой зоны проката и снижение стойкости к водородному и сероводородному растрескиванию.

Следует отметить, что для данной легирующей композиции содержание ванадия ограничивают величиной V≤0,01%, позволяющей сохранить высокий уровень низкотемпературной вязкости и свариваемости без дальнейшего повышения прочностных свойств листового проката. Отсутствие микролегирования титаном (возможное содержание только на уровне примесей) позволяет снизить вероятность выраженного проявления ликвационной полосы в осевой зоне проката, которое может сопровождаться снижением стойкости к водородному и сероводородному растрескиванию.

Сталь предложенного состава содержит в виде примесей не более 0,01% фосфора и не более 0,002% серы. При указанных предельных концентрациях эти элементы в горячекатаном листовом прокате из стали предложенного состава не оказывают заметного негативного воздействия на механические и эксплуатационные свойства полос, тогда как их удаление из расплава существенно повышает затраты на производство и усложняет технологический процесс. Увеличение концентрации этих вредных примесей, особенно - серы, выше предложенных значений существенно ухудшает показатели коррозионной стойкости полос и, в особенности, хладостойкость, т.е. ударную вязкость при отрицательных температурах.

В целом приведенное содержание легирующих и микролегирующих элементов обеспечивает получение необходимого структурно-фазового состава и механических свойств проката при реализации предлагаемых технологических режимов.

Нагрев непрерывно-литой заготовки под горячую прокатку до температуры выше 1200°С является необходимым условием аустенизации стали по всему объему. При этом происходит полное растворение в аустенитной матрице сульфидов, фосфидов, нитридов, легирующих и примесных соединений, карбонитридных упрочняющих частиц. Благодаря этому повышается технологическая пластичность и деформируемость слябов при прокатке. Кроме того, поскольку в процессе прокатки происходит непрерывное снижение температуры металла, при указанной температуре нагрева заготовки, к моменту окончания черновой прокатки температура подката не снижается ниже оптимального уровня, необходимого для обеспечения заданной температуры конца чистовой прокатки. При нагреве заготовки до температуры ниже 1200°С не удается обеспечить полную гомогенизацию аустенитной структуры, что препятствует получению требуемого уровня свойств готового проката.

Реверсивная черновая прокатка в высокотемпературном интервале, которую заканчивают при температуре не ниже 960°С, является подготовительным деформационным этапом и обеспечивает получение исходной однородной структуры подката путем измельчения зерна аустенита за счет статической рекристаллизации. В ходе многопроходной черновой прокатки аустенитное зерно интенсивно измельчается до размера 30-70 мкм. Из опыта установлено, что при температуре конца черновой прокатки непрерывно-литой заготовки ниже 960°С металл входит в неблагоприятную для деформации температурную область. Это может привести к снижению уровня механических свойств и коррозионной стойкости готовой продукции.

В первых двух проходах черновой прокатки используют частные относительные обжатия с величиной не более 12%. Ограничение величины первых обжатий позволяет избежать образования прикромочных дефектов листового проката в форме боковых закатов, характерного для больших обжатий «высоких» заготовок. В последующих черновых проходах величину частных относительных обжатий увеличивают с целью повышения степени проработки структуры в осевой зоне подката. Это становится возможным, поскольку толщина подката уменьшается и его уже нельзя считать «высоким».

Для получения требуемой структуры готовой продукции необходимо избежать деформации низколегированной малоуглеродистой стали в неблагоприятном температурном диапазоне. С этой целью производят подстуживание полученной промежуточной заготовки (подкат) после черновой прокатки, осуществляемое во время специальной междеформационной паузы между черновой и чистовой прокаткой за счет охлаждения в естественных условиях на воздухе. Поэтому черновую прокатку непрерывно-литой заготовки производят до получения толщины промежуточного подката в диапазоне 4,5-5,5 толщины готового проката. При толщине подката после черновой прокатки, составляющей менее 4,5 от толщины готового проката, невозможно обеспечить степень деформации при чистовой прокатке, достаточную для низкотемпературной проработки структуры металла и получения достаточно мелкого зерна на готовом изделии. В то же время, при толщине подката более 5,5 от толщины готового проката, подкат слишком массивен и операция подстуживания не приносит ожидаемого эффекта. Иначе говоря, не происходит выравнивания температуры по толщине подката, что приводит к неравномерности деформации и снижению качества проката.

Подстуживание подката и его последующая контролируемая чистовая прокатка в двухфазной области к процессам дисперсионного упрочнения и измельчения зерен до 11-12 балла добавляет развитие текстуры и образование субзерен. Субзеренное упрочнение имеет определяющее значение в формировании механических и эксплуатационных свойств готового проката. При этом продолжительность подстуживания не превышает 1 мин, что позволяет начинать чистовую прокатку в высокотемпературном диапазоне и обеспечить высокую температуру конца деформации. Если продолжительность промежуточного подстуживания превышает 1 мин, то не всегда удается начать чистовую прокатку в высокотемпературном диапазоне и получить высокую температуру конца деформации. При этом снижается доля вязкой составляющей в изломе и ухудшается хладостойкость толстолистового проката.

После подстуживания подката производят его чистовую реверсивную прокатку в двухфазной области с затрудненной рекристаллизацией аустенита, в первых проходах которой наиболее интенсивно упрочняются поверхностные слои заготовки, где деформация максимальна. По мере захолаживания и упрочнения поверхностных слоев деформация начинает проникать вглубь подката и охватывает всю его толщину. При этом чистовую прокатку до конечной толщины проката реализуют при величине относительных частных обжатий в первых четырех проходах не менее 20%. Относительно большая величина частных обжатий обеспечивает получение мелкозернистой структуры в осевой зоне готового проката, необходимой для повышения его стойкости к сероводородной коррозии. При величине частных относительных обжатий в первых четырех проходах чистовой прокатки менее 20% для данной легирующей композиции не всегда удается обеспечить получение мелкозернистой структуры проката, необходимой для получения высокой коррозионной стойкости и прочностных характеристик. Получение высокого уровня механических свойств проката достигается за счет проникновения зоны пластической деформации от поверхности заготовки на всю ее глубину при сравнительно высоких частных обжатиях в первых четырех проходах чистовой прокатки, которые сопровождаются интенсивной проработкой структуры.

При реверсивной чистовой прокатке реализуют схему обжатий с последним холостым проходом, позволяющую увеличить время выравнивания температуры по сечению прокатанного листа перед его ускоренным охлаждением. Чистовая прокатка с большими частными обжатиями обеспечивает относительно быстрое получение требуемой толщины готового проката, т.е. высокую производительность, и, соответственно, температуру конца деформации не ниже 850°С. При температуре конца деформации за пределами заявленного диапазона не удается достигнуть оптимальной степени измельчения зерен микроструктуры, соответствующей высокому уровню коррозионной стойкости проката.

Ускоренное охлаждение готового проката начинают не ранее, чем через 20 сек после выхода его из стана. Регламентирование указанной паузы после выхода проката из клети стана обусловлено необходимостью выравнивания температуры по его толщине, поскольку скорость этого выравнивания ограничена интенсивностью внутренней теплопроводности стали. Температуру конца ускоренного охлаждения устанавливают не выше 550°С, что обеспечивает скорость охлаждения на уровне 15-20°С/сек и формирование в готовом прокате мелкозернистой ферритобейнитной структуры, позволяющей достигнуть требуемого уровня механических и эксплуатационных свойств. Ускоренное охлаждение готового проката до температуры свыше 550°С не позволяет достигнуть глубокого протекания фазовых превращений и приводит к сохранению значительного количества феррита в структуре проката. Это обуславливает снижение прочностных свойств готового изделия ниже допустимого предела. В то же время, начало ускоренного охлаждения ранее, чем через 20 сек после его выхода из стана, не позволяет получить необходимую равномерность распределения температуры по толщине проката. Это связано с тем, что при прокатке происходит разогрев осевой зоны подката за счет тепловыделения при деформации и захолаживание поверхностных слоев за счет теплоотдачи в валки. При малом времени паузы после прокатки температура по сечению проката не успевает выровняться и ускоренное охлаждение приходится начинать в условиях неравномерного распределения температуры по толщине проката.

Для стабилизации свойств толстолистовой стали и снятия остаточных внутренних напряжений, после ускоренного охлаждения листы необходимо охлаждать относительно медленно, чтобы обеспечить отсутствие коробления готового проката. Это также позволяет повысить уровень механических свойств толстолистового проката за счет получения равновесной структуры металла. Для этого замедленное охлаждение листов до комнатной температуры производят в пакете не менее 3 штук. Если последующее замедленное охлаждение металла осуществляют путем выдержки на воздухе пакета (штабелированной стопы) горячекатаных листов, состоящей менее, чем из 3 штук, то оно не обеспечивает снятия внутренних термических напряжений в материале листа. При охлаждении пакета из двух листов одна сторона каждого листа всегда будет подстуживаться, что может привести к короблению этих листов под действием внутренних напряжений.

Применение способа поясняется примером его реализации при производстве на реверсивном стане 5000 листового проката повышенной коррозионной стойкости размером 15×2780×12810 мм (до резки в меру). В конвертерном цехе производили изготовление заготовок из стали, содержащей, масс. %: С=0,05; Mn=0,83; Si=0,23; Ni=0,21; Cr=0,61; Cu=0,43; ; Nb=0,024; Мо=0,007; Р=0,009; S=0,001; железо и неизбежные примеси, с содержанием каждого примесного элемента менее 0,03% - остальное. Состав полученной легирующей композиции полностью соответствовал заявленному содержанию элементов. При этом содержание хрома соответствовало заявленной зависимости, определяющей его взаимосвязь с содержанием меди: Cr=k₁*Cu=l,4*0,43=0,61. Углеродный эквивалент составлял С_экв.=0,36, т.е. также соответствовал заявленным условиям.

При нагреве непрерывно-литой заготовки размером 250×1680×1270 мм в течении 7 часов при температуре 1210°С, т.е. соответствующей заявленным значениям, происходила аустенизация низколегированной стали указанного состава, растворение дисперсных карбонитридных упрочняющих частиц. После выдачи заготовки из печи осуществляли ее черновую прокатку на реверсивном стане 5000 до толщины промежуточного подката 78 мм, равной 5,2 толщины готового проката. При этом величина частных относительных обжатий в первых двух проходах составляла 10% и 11,2%, а температура конца черновой прокатки составляла 980°С, т.е. также соответствовала заявленным значениям для данного параметра.

Затем производили подстуживание полученного подката на рольганге стана в течение 40 сек, путем его естественного охлаждения на воздухе. Продолжительность подстуживания подката соответствовала заявленным значениям для данного параметра.

Чистовую прокатку подката после подстуживания на размер готового листа 15×2780×12810 мм (до резки в меру) в первых четырех проходах производили с величиной частных относительных обжатий 23,5%, 24,3%, 31,7%, 28,7%, соответствующей заявленному диапазону. Последний холостой проход осуществляли при температуре конца чистовой прокатки 860°С, соответствующей заявленному диапазону. Ускоренное охлаждение готового проката начинали через 30 сек после выхода из клети толстолистового стана и производили его до температуры 540°С, что соответствовало заявленным значениям для данного параметра. После завершения ускоренного охлаждения, полученные листы охлаждали до комнатной температуры в пакете из трех штук, что соответствовало заявленному диапазону.

Механические свойства готового проката определяли на поперечных образцах. Температурно-деформационный режим прокатки обеспечил получение мелкозернистой ферритобейнитной структуры с высоким уровнем прочностных и пластических характеристик. Испытания на статическое растяжение осуществляли на плоских образцах по ГОСТ 1497, а на ударный изгиб на образцах с V-образным надрезом по ГОСТ 9454 при температуре -50°С. Получены следующие механические свойства для поперечных образцов: временное сопротивление σ_в=551-577 Н/мм²; предел текучести σ_m=483-512 Н/мм²; относительное удлинение δ=20-21,5%; ударная вязкость КСV_-50=275-330 Дж/см².

Проведенные испытания коррозионных свойств полученного проката показали достаточно высокие значения стойкости к водородному растрескиванию (HIC), которая в растворе А по NACE ТМ 0284-2016 с рН=6,1 при содержании H₂S=2300-2800 ррm составляет CLR=0, CTR=0, CSR=0. Кроме того, зафиксирована крайне низкая скорость общей коррозии, составляющая 0,057-0,058 мм/год. Таким образом, полученный прокат характеризуется высокой коррозионной стойкостью в условиях промышленной эксплуатации наряду с высоким уровнем механических свойств. Это позволяет считать, что применение предложенного способа прокатки обеспечивает достижение требуемого технического результата.

Технико-экономические преимущества рассматриваемого изобретения состоят в том, что предложенные температурно-деформационные режимы производства позволяют в наибольшей степени использовать все механизмы упрочнения низколегированной стали данного химического состава: измельчение зерен микроструктуры, дислокационное упрочнение, дисперсионное твердение, анизотропия структуры и свойств. Использование предложенного способа для производства листового проката из низколегированной стали на реверсивном стане позволит повысить коррозионную стойкость готового проката при сохранении высокой прочности, пластичности и ударной вязкости.