CN102330023A - 屈服强度500MPa级H型钢用钢及其控轧控冷工艺 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了屈服强度500MPa级H型钢用钢，其化学成分重量百分比为：C：0.13～0.20％；Si：0.40～0.60％；Mn：1.30～1.50％；P：≤0.030％；S：≤0.030％；V：0.05～0.07％；Als：0.003～0.015％；其余为铁和残余的微量杂质。其控轧控冷工艺特点为：加热温度1200～1250℃；粗轧开轧温度1100～1150℃，粗轧终了温度980～1020℃；万能精轧机的开轧温度900～950℃，万能精轧机的终了温度880～920℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度850～910℃，终冷温度550～630℃，冷却速度50～70℃/s。

Description

屈服强度500MPa级H型钢用钢及其控轧控冷工艺
技术领域
本发明属于低合金高强结构钢领域，尤其涉及屈服强度500MPa级H型钢用钢及其控轧控冷工艺。
背景技术
H型钢是一种理想的经济断面型材，它比普通工字钢具有重量轻、性能好、规格多、断面经济合理、使用方便和节约金属材料等优点，被广泛用于高层建筑、机械制造、大型厂房、电站建设、机场、港口码头、隧道、地下铁道、桥梁、船舶、运输车辆、高速公路、隧道支护工程、海上石油平台、简易车库、海滨度假房以及各种工程结构件等。
H型钢具有两腿内、外表面平行，两腿的端头呈直角，金属分布合理，刚性好，不易弯曲，力学性能优良，安装简便等优点，因此用途较为广泛。在工程中使用H型钢，一般可节省钢材15～40％，且可节省工时、缩短建设周期、提高效率、降低劳动强度、外表美观，在国外已普遍采用H型钢代替普通工字钢。
随着经济的发展，对H型钢的性能要求逐年提高。目前我国的H型钢生产企业已开发出420MPa、460MPa等级别的H型钢，但都是采用添加合金元素Nb或V的方法生产，且其Nb、V的用量较高，如屈服强度为420MPa级的BS 55C热轧H型钢，V含量为0.10～0.14wt％；而500MPa级别H型钢的生产其合金元素含量更高，导致炼钢成本很高。另外，为得到较好的冲击韧性，要求很低的终轧温度，既增大了轧机的负荷和能耗，又降低了生产效率。
发明内容
本发明要解决的技术问题是提供一种屈服强度500MPa级H型钢用钢及其控轧控冷工艺。利用控轧控冷工艺可以大幅度降低钢中合金元素的用量，同时保证H型钢的力学性能，从而降低生产成本。
为解决上述技术问题，本发明提供了一种屈服强度500MPa级H型钢用钢，其化学成分重量百分比为：C：0.13～0.20％；Si：0.40～0.60％；Mn：1.30～1.50％；P：≤0.030％；S：≤0.030％；V：0.05～0.07％；Als：0.003～0.015％；其余为铁和残余的微量杂质。
本发明还提供屈服强度500MPa级H型钢用钢的控轧控冷工艺，包括加热、粗轧、万能精轧机轧制、轧后冷却工序，其特征在于，加热温度1200～1250℃；粗轧开轧温度1100～1150℃，粗轧终了温度980～1020℃；万能精轧机的开轧温度900～950℃，万能精轧机的终了温度880～920℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度850～910℃，终冷温度550～630℃，冷却速度50～70℃/s。
下面具体说明本发明技术方案的内容：
本发明的理论依据是利用难溶的金属颗粒控制原始奥氏体晶粒尺寸，使高温奥氏体静态再结晶所需临界变形量降低，再结晶更容易进行，也使再结晶后的奥氏体晶粒不易长大，同时降低了V(CN)在高温奥氏体区的析出量；通过奥氏体低温区间的变形，使V(CN)在低温奥氏体中部分析出，从而在变形奥氏体中形成大量形变带和高密度位错；轧后采用超快速冷却方式，快速冷却至550～630℃，一方面，增加铁素体形核驱动力和V(CN)一般析出驱动力，充分发挥细晶强化和沉淀强化的作用；另一方面，固定遗传自相变前奥氏体中的高密度位错，充分发挥位错强化的作用。在随后的组织转变过程中，可能有少量的贝氏体产生，也起到了一定的相变强化效果。从而本发明中有效地利用各种强化机制，在采用较低的合金含量条件下，达到屈服强度500MPa级H型钢的力学性能要求。
本发明对屈服强度500MPa级高强度H型钢提供了一种新的组织状态，即多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量粒状贝氏体的复相组织。而常规生产方式形成的组织均为铁素体和珠光体组织。
采用该复相组织的依据是：多边形和针状铁素体晶粒尺寸小，基体位错密度高，具有很好的强化效果；珠光体中渗碳体片层间距小，并出现退化现象，使珠光体强化效果增强，少量粒状贝氏体对强度的提高有一定作用，同时不显著降低钢材的冲击韧性和延伸性能。
本发明通过在H型钢的控制控冷工艺，尤其是热轧后的超快速冷却工艺，采用喷水控制冷却技术，可在较短时间内将具有较高温度的H型钢冷却至550～630℃，利用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到具有细小晶粒的复相组织，明显减少了合金元素的添加量，降低了生产成本。该技术生产的H型钢完全满足国家标准的要求，增强了企业的竞争力。
具体实施方式
下面结合3个实施例具体阐述本发明。
本发明热轧H型钢轧制工艺流程为：铸坯加热炉加热→粗轧→万能精轧机轧制→轧后超快速冷却。
本发明热轧H型钢的熔炼化学成分、主要生产工艺参数与性能的实施例如下：
实施例1：
热轧H型钢的熔炼化学成分重量百分比(wt％)为：C：0.19；Si：0.42；Mn：1.48；P：0.015；S：0.025；V：0.05；Als：0.003。
H型钢控轧控冷工艺参数为：加热温度1250℃；粗轧阶段开轧温度1150℃，终轧温度980℃；万能精轧机的开轧温度910℃，终轧温度880℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度850℃，终冷温度560℃，冷却速度69℃/s。
H型钢(规格为305mm×305mm×15mm×15mm)性能指标是：ReL为530MPa，Rm为630MPa，A为23.8％，0℃纵向AkV为118J。
H型钢的金相组织为多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量粒状贝氏体的复相组织。
实施例2：
热轧H型钢的熔炼化学成分重量百分比(wt％)为：C：0.13；Si：0.49；Mn：1.33；P：0.026；S：0.009；V：0.07；Als：0.014。
H型钢控轧控冷工艺参数为：加热温度1210℃；粗轧阶段开轧温度1100℃，终轧温度1000℃；万能精轧机的开轧温度930℃，终轧温度900℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度870℃，终冷温度625℃，冷却速度55℃/s。
H型钢(规格为305mm×305mm×15mm×15mm)性能指标是：ReL为540MPa，Rm为635MPa，A为23.1％，0℃纵向AkV为135J。
H型钢的金相组织为多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量粒状贝氏体的复相组织。
实施例3：
热轧H型钢的熔炼化学成分重量百分比(wt％)为：C：0.16；Si：0.57；Mn：1.39；P：0.023；S：0.011；V：0.06；Als：0.008。
H型钢控轧控冷工艺参数为：加热温度1230℃；粗轧阶段开轧温度1130℃，终轧温度1020℃；万能精轧机的开轧温度950℃，终轧温度920℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度900℃，终冷温度630℃，冷却速度60℃/s。
H型钢(规格为305mm×305mm×15mm×15mm)性能指标是：ReL为525MPa，Rm为620MPa，A为24.5％，0℃纵向AkV为137J。
H型钢的金相组织为多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量粒状贝氏体的复相组织。

Claims (5)

1.一种屈服强度500MPa级H型钢用钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.13～0.20％；Si：0.40～0.60％；Mn：1.30～1.50％；P：≤0.030％；S：≤0.030％；V：0.05～0.07％；Als：0.003～0.015％；其余为铁和残余的微量杂质。
2.如权利要求1所述的屈服强度500MPa级H型钢用钢，其特征在于，其化学成分重量百分比为：C：0.13～0.16％；Si：0.49～0.57％；Mn：1.33～1.39％；P：0.023-0.026％；S：0.009-0.011％；V：0.06～0.07％；Als：0.008～0.014％；其余为铁和残余的微量杂质。
3.一种如权利要求1所述的屈服强度500MPa级H型钢用钢的控轧控冷工艺，包括加热、粗轧、万能精轧机轧制、轧后冷却工序，其特征在于，加热温度1200～1250℃；粗轧开轧温度1100～1150℃，粗轧终了温度980～1020℃；万能精轧机的开轧温度900～950℃，万能精轧机的终了温度880～920℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度850～910℃，终冷温度550～630℃，冷却速度50～70℃/s。
4.如权利要求3所述的屈服强度500MPa级H型钢用钢的控轧控冷工艺，其特征在于，加热温度1230～1250℃；粗轧开轧温度1130～1150℃，粗轧终了温度980～1020℃；万能精轧机的开轧温度910～950℃，万能精轧机的终了温度880～920℃；轧后采用超快速冷却，H型钢翼缘部分的开冷温度850～900℃，终冷温度560～630℃，冷却速度60～69℃/s。
5.一种500MPa级H型钢，其特征在于，采用权利要求1所述的钢种和权利要求3所述控轧控冷工艺生产，其内部组织为多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量粒状贝氏体的复相组织。
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