一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法

技术领域

本发明涉及钢铁生产技术领域，具体为一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法。

背景技术

热轧H型钢是主要结构用钢之一，在社会经济发展中具有重要作用。随着经济发展和科技进步，高层建筑、海洋平台、大型全天候铁路交通、大型桥梁等一系列大型工程结构的建设，对热轧H型钢提出了大型化、高性能化以及绿色化等性能要求。一般而言，钢铁材料制品的厚度越厚，强度及韧性越难保证。我国目前对于翼缘厚度80-150mm的超厚热轧H型钢产品尚属于空白，所用此类H型钢通常采用厚板焊接而成，制作工序复杂，环境污染大，经济效益差。

与钢板相比，由于热轧H型钢的截面复杂，使得轧制条件(轧制温度、轧制压缩比)受限，1)轧制压缩比难以调整，尤其是超厚H型钢，不仅各道次间的变形量难以调整，而且总压缩比较小(最小仅为1.5)；2)H型钢的翼缘、腹板和过渡圆弧的各部位在轧制过程中的冷却速度不同，导致各部位的轧制温度差较大，轧制温度不均。因此，超厚热轧H型钢无法简单地借鉴钢板的制造工艺及化学组成，强度和韧性难以保证，不能满足GB/T1591标准要求，开发超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢难度较大。

专利文献1：公告号为CN104487604B，名称为“H型钢及其制造方法”的发明专利中公开了一种翼缘厚度100-150mm的H型钢及其制造方法，其适当控制钢中的Al、Ca氧化物使其弥散分布，通过这些氧化物的钉扎效应细化奥氏体晶粒，以实现H型钢的组织细化，并且适当地添加了Si、Mn、V、Ni等成分，提高H型钢的淬透性，从而提高H型钢的强度与韧性。

专利文献2：公告号为CN103987866B，名称为“高强度极厚H型钢”的发明专利中也公开了一种翼缘厚度100-150mm的H型钢及其制造方法，该专利中主要通过合理控制H型钢成分组成，具体成分含有C、Si、Mn、Cu、Ni、V、Al、Ti、B、N、O，确保Ceq为0.37～0.50，添加Mo和Nb中的至少之一，提高钢的淬透性，抑制铁素体的生成，通过调控翼缘外侧1/4深度处的贝氏体的面积率为60％以上，从而获得大量的贝氏体组织，其能够在不添加大量的合金和进行制钢负荷较大的极低碳化的情况下来制造，获得极厚的高强度H型钢，可以降低制造成本、缩短工期，从而实现大幅度的成本削减。

专利文献3：公告号为CN109715842B，名称为“H型钢及其制造方法”的发明专利中公开了一种翼缘厚度20-140mm的H型钢及其制造方法，包括C、Si、Mn、Nb、V、Ti、N、Cr、Mo、Ni、Cu、W、Ca、Zr、Al、B等元素含量，控制Ceq在0.30～0.48，采用Mn、Nb、V微合金化设计配合控轧和自然冷却获得60％以上且小于100％的铁素体、马氏体与奥氏体的混合组织MA在3.0％以下，其它组织控制在37％以下，其中铁素体的平均粒径为1～30μm，实现产品性能。

专利文献4：公告号为CN110291218A，名称为“H型钢及其制造方法”的发明申请中公开了一种翼缘厚度25-140mm的H型钢及其制造方法，包括C、Mn、Cu、Ni、Cr、Nb、V、Al、Ti、B、N等元素，以及可添加Si、Mo、W、Ca、Zr、Mg、REM等，控制Ceq在0.30～0.48，通过合理控轧控冷，获得平均晶体粒径为38μm以下，马氏体-奥氏体混合组织(MA)的面积分率为1.2％以下的金属组织，该专利采用低Si、Cu、Ni、Nb、V微合金化设计配合控轧控冷获得铁素体平均晶粒直径38um以下实现产品性能。

发明内容

相比于钢板或者普通厚度的H型钢，在进行80到150mm的超厚H型钢轧制时，任何工艺细节都显得更加重要，否则难以获得机械强度能够满足要求的产品。

在上述的专利文献1和2中，以大量贝氏体作为主要金相，专利文献3和4中，添加大量合金，采用了Ni等贵重金属，生产成本高，不利于产品的经济性；另外，现有技术中没有对生产工艺进行更严格的控制，这使得发明人在实际生产中遇到了很多阻碍，所以发明人提出本申请中的方案。

本申请是鉴于这样的实际情况而进行的，目的是提供一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法。

为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢，其翼缘厚度t为80～150mm，化学成分按质量百分比计，包括C：0.12～0.18％、Si：0.10～0.50％、Mn：1.20～1.60％、Al：0.02～0.06％、Nb：0.02～0.06％、N：0.0040～0.0100％、P≤0.015％、S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质，通过公式CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15求得CEV≤0.42％，通过公式Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B求得Pcm≤0.25％。

优选的，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处，以每单位面积的个数密度计含有500～2000个/mm

优选的，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处的组织为铁素体和珠光体，组织中铁素体晶粒尺寸为30um以下，8～15um铁素体晶粒占铁素体总体积80％以上，铁素体总体积占组织总体积70～75％。

优选的，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处屈服强度R

本发明还提供了另一技术方案，一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢的生产方法，工艺流程包括坯料加热、开坯轧制、万能精轧和冷却；

坯料加热：在该步骤中，异型坯在加热炉内的加热段温度1200～1230℃，加热时间30～40min，均热段温度1210-1225℃，均热时间50-60min，加热炉内时间110～130min；

开坯轧制：该步骤分两阶段进行，开坯轧制1阶段的轧制温度为1100～1150℃，翼缘累计变形量8～10％；开坯轧制2阶段的轧制温度1000～1100℃，翼缘累积变形量10～20％；

万能精轧：该步骤分两阶段进行，高温轧制阶段的轧制温度930℃～980℃，翼缘累计变形量40％以上；低温轧制阶段时，轧件待温至900℃以下，变形完成剩余的压缩，翼缘累计变形量20％以上；

冷却：采用两阶段冷却，第一阶段为快速冷却，冷却速度15～30℃/s，轧件表面终冷温度600～650℃；第二阶段空冷，轧件进入冷床空冷至室温。

优选的，在坯料加热前还包括异型坯连铸步骤，在该步骤中，结晶器冷却水压力0.7～2.0MPa,二次冷却水压力1.0～3.0MPa，拉速0.20～0.60m/min。

优选的，上述工艺流程包括铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH精炼→异型坯连铸→坯料加热→开坯轧制1→开坯轧制2→万能精轧→快速冷却→冷床→矫直→切定尺→检查→包装入库。

优选的，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处屈服强度R

与现有技术相比，本发明的有益效果是：

1、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法，以翼缘厚度在80-150mm的Q335D热轧H钢为产品目标，提出了Nb、Al微合金化的设计方案，配合合理的连铸工艺和轧制工艺，调控AlN、NbC在连铸坯和H型钢分布，改善了异型坯组织，细化H型钢组织，开展出翼缘厚度80-150mm的Q355D热轧H型钢；组织为铁素体和珠光体，晶粒尺寸30um以下，屈服强度大于355MPa，抗拉强度450～590MPa，断后伸长率大于23％，-20℃的冲击韧性大于120J。

2、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢生产方法，合理的控制连铸坯冷却速度和拉速，促使连铸坯在高温区大量析出细小的AlN钉扎奥氏体晶界细化奥氏体晶粒，复合低温区大量析出细小的NbC第二相粒子共同作用细化奥氏体晶粒以及后续的连铸坯组织。

3、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢生产方法，控制坯料加热，成分、组织均匀化，降低轧制变形抗力，并防止奥氏体再加热过程中异常粗大，保留大量弥散析出的AlN第二相粒子，利用其在加热过程中钉扎晶界作用，细化奥氏体晶粒。

4、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢生产方法，开坯轧制分阶段进行可更好的焊合铸坯内部缺陷和调整坯料外形尺寸方便万能精轧机轧制，同时，可利用轧制过程中析出的AlN第二相粒子抑制轧制过程中静态再结晶促进动态再结晶，细化奥氏体晶粒。

5、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢生产方法，高温段的轧制温度和变形量，促进大量细小的NbC第二相粒子析出与之前析出的AlN耦合作用抑制轧制道次间的静态再结晶,复合轧制过程的应变累积，促使发生反复的奥氏体动态再结晶，充分细化奥氏体晶粒；低温段的轧制温度和变形量，可避免奥氏体发生再结晶，促使奥氏体发生较大变形，获得较多缺陷位置，以利于铁素体形核，细化铁素体组织。

6、该超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢及生产方法，采用Nb、Al微合金化的设计方案，生产成本低廉，产品机械性能优异，经济效益和社会效益好。

附图说明

图1为H型钢的结构示意图，图中A处为标准的强度检测点，即H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处。

具体实施方式

一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢，其翼缘厚度t为80～150mm，化学成分按质量百分比计，包括C：0.12～0.18％、Si：0.10～0.50％、Mn：1.20～1.60％、Al：0.02～0.06％、Nb：0.02～0.06％、N：0.0040～0.0100％、P≤0.015％、S≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；CEV≤0.42％，Pcm≤0.25％，

其中CEV通过公式CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15求得，

Pcm通过公式Pcm＝C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20+Ni/60+Mo/15+V/10+5B求得；

成分设计考虑如下：

C含量设为0.12～0.18％。C(碳)是钢的强化有效的元素，也是显著恶化钢的焊接性能元素。因此，将C含量的下限设为0.12％。当C含量大于0.18％时，会显著提升H型钢的碳当量CEV和焊接裂纹敏感性指数P

Si含量设为0.10～0.50％。Si(硅)是脱氧元素，也有助于强度的提高的元素。因此，将Si含量的下限设为0.10％。当Si含量大于0.50％，将加速高温剥层，恶化韧性和层状撕裂性能，对钢的表面质量也有不利影响。因此，将Si含量的上限设为0.50％。

Mn含量设为1.20～1.60％。Mn(锰)在一定范围内同时提高钢的韧性、强度。因此，将Mn含量的下限设为1.20％。当Mn含量大于1.60％，则易产生宏观偏析，导致钢的韧性显著降低，甚至出现分层的现象，恶化抗层状撕裂性能。因此，将Mn含量的上限设为1.60％。

P含量设为≤0.015％。P(磷)是凝固偏析引起的焊接裂纹、韧性降低的原因所在，因此应尽量减少，综合考虑脱P成本，将P限制在0.015％以下。

S含量设为≤0.005％。S(硫)会在由凝固偏析形成的中心偏析部形成MnS，不仅会引起焊接裂纹、韧性降低，还会导致抗层状撕裂等，因此应尽量减少，综合考虑脱S成本，将S量限制为0.005％以下。

Al含量设为0.02～0.06％。Al(铝)既是钢中脱氧剂，又是用于形成通过钉扎效应将奥氏体晶粒粒化的氮化物粒子的重要元素。为了得到细化晶粒效果，将Al含量的下限设定为0.02％。当Al含量变得过剩，则会生成粗大的氧化物，导致强韧性显著降低。因此，将Al含量的上限设定为0.06％。

Nb含量设为0.02～0.06％。Nb(铌)用于形成通过钉扎效应将奥氏体晶粒粒化的碳化物粒子的重要元素。为了得到该效果，将Nb含量的下限设定为0.02％。当Nb含量过高，连铸异型坯内圆角易出现裂纹，影响最终产品表面质量，而且不利于成本控制，设定上限为0.06％。

N含量设为0.0040～0.0100％。N(氮)是形成AlN主要元素之一，有助于组织的粒化和析出强化的元素。因此，将N含量的下限设为0.0040％。若N含量大于0.0100％，则会引起低温韧性降低、连铸表面裂纹以及钢材应变时效。因此，将N含量的上限设为0.0100％。

进一步地，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处(图1中A处)，以每单位面积的个数密度计含有500～2000个/mm

进一步地，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处(图1中A处)的组织为铁素体和珠光体，组织中铁素体晶粒尺寸为30um以下，8～15um铁素体晶粒占铁素体总体积80％以上，铁素体总体积占组织总体积70～75％。

根据标准GB/T 2975规定，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处(图1中A处)，屈服强度R

基于同一发明构思，一种超厚Q355级良好低温韧性热轧H型钢的生产方法，工艺流程包括坯料加热、开坯轧制、万能精轧和冷却，更具体的，包括铁水预处理→转炉冶炼→LF精炼→RH精炼→异型坯连铸→坯料加热→开坯轧制1→开坯轧制2→万能精轧→快速冷却→冷床→矫直→切定尺→检查→包装入库；

坯料加热：在该步骤中，异型坯在加热炉内的加热段温度1200～1230℃，加热时间30～40min，均热段温度1210-1225℃，均热时间50-60min，加热炉内时间110～130min；加热主要为了成分、组织均匀化，降低轧制变形抗力，并要防止奥氏体再加热过程中异常粗大。此加热温度设计，可保留大量弥散析出的AlN第二相粒子，利用其在加热过程中钉扎晶界作用，细化奥氏体晶粒。

开坯轧制：该步骤分两阶段进行，开坯轧制1阶段的轧制温度为1100～1150℃，翼缘累计变形量8～10％；开坯轧制2阶段的轧制温度1000～1100℃，翼缘累积变形量10～20％；开坯阶段轧制主要为了焊合铸坯内部缺陷和调整坯料外形尺寸方便万能精轧机轧制，同时，可利用轧制过程中析出的AlN第二相粒子抑制轧制过程中静态再结晶促进动态再结晶，细化奥氏体晶粒。

万能精轧：该步骤分两阶段进行，高温轧制阶段的轧制温度930℃～980℃，翼缘累计变形量40％以上；在此轧制温度和变形量下，将会促进大量细小的NbC第二相粒子析出与之前析出AlN耦合作用抑制轧制道次间的静态再结晶,复合轧制过程的应变累积，促使发生反复的奥氏体动态再结晶，充分细化奥氏体晶粒，同时，尽量提高轧制温度，降低轧机负荷，减少轧辊消耗和能耗；低温轧制阶段时，轧件待温至900℃以下，变形完成剩余的压缩，翼缘累计变形量20％以上；避免奥氏体发生再结晶，促使奥氏体发生较大变形，获得较多缺陷位置，以利于铁素体形核，细化铁素体组织。

冷却：采用两阶段冷却，第一阶段为快速冷却，冷却速度15～30℃/s，轧件表面终冷温度600～650℃；第二阶段空冷，轧件进入冷床空冷至室温；利用快速快冷，缩短温降时间，保留H型钢内部轧制变形引起的畸变，扩大相变的过冷度，促使相变形核速度大于相变晶粒长大速度，细化相变后H型钢的组织，促使组织转变。

在上述异型坯连铸工艺中较优的，最好将结晶器冷却水压力设置在0.7～2.0MPa,二次冷却水压力设置在1.0～3.0MPa，拉速控制在0.20～0.60m/min；合理的控制连铸坯冷却速度和拉速，促使连铸坯在高温区大量析出细小的AlN钉扎奥氏体晶界细化奥氏体晶粒，以及复合低温区大量析出细小的NbC第二相粒子共同作用细化奥氏体晶粒以及后续的连铸坯组织。

以下为实施例1至6的化学成分、工艺参数、第二相粒子、显微结构以及机械性能：

表1实施例1至6的化学成分

表2实施例1至6的连铸和加热工艺参数

表3实施例1至6的控轧工艺参数

表4实施例1至6的控冷工艺参数

表5实施例1至6的第二项粒子和显微组织(图1中A处检测)

表6实施例1至6的性能(图1中A处检测)

本发明采用Nb、Al的低成本微合金化成分设计，通过调控AlN、NbC的第二相粒子析出，改善了异型坯组织，配合合理的控制轧制和控制冷却工艺等，细化H型钢的奥氏体晶粒，获得了均匀细小的铁素体和珠光体复合组织，开发了翼缘厚度80～150mm的Q355D热轧H型钢，由表6可知，H型钢的翼缘宽度方向上距离翼缘端部b/6处、翼缘厚度方向上距离翼缘外表面t/4处(图1中A处)屈服强度R

以上仅为本发明的较佳实施例，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求所界定的保护范围为准。

本发明未详述之处，均为本技术领域技术人员的公知技术。