CN105586534B - 一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢及其生产方法。本发明的热轧H型钢的化学成分按照质量百分比计包括：C 0.08～0.15％、Si 0.10～0.40％、Mn 1.0～1.5％、P≤0.015％、S≤0.008％、V 0.020～0.070％、Ti 0.005～0.025％、N 0.006～0.015％、Ni 0.10～0.50％，其余为铁和残余的微量杂质。H型钢的翼缘厚度在25mm～36mm之间，腹板高度在700mm～1000mm之间，轧制压缩比小于3.5，采用热轧工艺(不采用水冷、超快冷、热处理等工艺)生产。最终产品的屈服强度在420Mpa以上，抗拉强度500Mpa以上、韧脆转变温度低于‑65℃，具有良好耐‑45～‑65℃低温夏比冲击功。

Description

一种特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢及其生产方法
技术领域
本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明涉及一种特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
热轧H型钢是由工字钢优化发展而成的一种性能更加优越的经济断面钢材，被广泛应用于建筑、机械、汽车制造、海上石油平台等方面，被誉为21世纪绿色钢材。尤其是高性能厚壁H型钢，代表了H型钢的发展方向，世界范围内钢结构应用市场尤其是海洋工业和高层建筑等高技术领域，也越来越多倾向于采用大尺寸厚壁、高性能H型钢，尤其是具有高强度，良好低温冲击韧性的特厚H型钢。
中国发明专利CN101925685A涉及一种韧性、焊接性优良的高强度厚钢材及高强度特厚H型钢，其中降低了C量及N量，含有适量的Si、Mn、Nb、Ti、B、O，且C和Nb的含量满足C-Nb/7.74≤0.004，粒径为0.05～10μm的含Ti氧化物的密度为30～300个/mm2，粒径超过10μm的含Ti氧化物的密度为10个/mm2以下。该高强度厚钢材的制造方法如下：在通过预脱氧处理将溶解氧调整到0.005～0.015wt％后添加Ti，进而实施30分钟以上的真空脱气处理，在熔炼后进行连续铸造而得到钢坯，将该钢坯加热到1100～1350℃，进行热轧使其厚度为40～150mm，然后进行冷却。其特点在于，高强度特厚H型钢厚度为40～150mm，屈服强度在450MPa以上、抗拉强度在550MPa以上、0℃夏比冲击吸收能在47J以上。该发明通过降低C量及N量，添加少量的Nb及B来提高淬透性和抑制片状铁素体的形成，以提高钢的强度和韧性，C-Nb/7.74≤0.02％，在添加Ti之前进行真空脱气处理，使微细的含Ti氧化物分散在钢中，防止HAZ的粒径的粗大化。轧制包括两次热轧，且轧后直接进行冷却。此方法添加B、Nb等裂纹敏感性化学元素，增加了坯料的裂纹倾向，轧后通过水冷提高产品的性能，在热轧自然冷却状况下难以生产低韧脆转变温度(韧脆转变温度低于-65℃，耐-45～-65℃低温夏比冲击功)H型钢。
中国发明专利申请CN103938079A(申请号为CN201410209075.0)涉及一种热轧H型钢领域的低压缩比超厚规格耐低温型热轧H型钢及其生产方法。该H型钢按重量百分比由以下化学成分组成：C 0.11～0.19％，Si 0.15～0.30％，Mn 1.30～1.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti0.008～0.020％，V0.015～0.055％，其余为Fe及不可避免的杂质。该H型钢的生产方法依次包括转炉或电炉冶炼、LF精炼、异型坯全保护连铸、加热、轧制以及冷却工序，最终得到翼缘厚为30mm以上、压缩比小于3的表面质量良好的低温热轧H型钢，-20℃纵向平均冲击功为150J以上，其具有广阔的市场应用前景。此方法采用异形坯全保护连铸技术，抑制N气体含量，以提高产品性能，具备耐-20℃低温夏比冲击功，但是全保护连铸技术实现难度较大。
发明内容
本发明目的在于克服现有技术的不足，提供一种小轧制压缩比条件下生产特厚(翼缘厚度在25mm～36mm之间)低韧脆转变温度大规格热轧H型钢的方法以及此法生产的特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢。H型钢的翼缘厚度在25mm～36mm之间，腹板高度在700mm～1000mm之间，轧制压缩比小于3.5(坯料厚度为85mm，H型钢成品的翼缘厚度在25mm～36mm之间，对应压缩比为3.4～2.4)，采用热轧工艺(不采用水冷、超快冷、热处理等工艺)生产。最终产品的屈服强度在400Mpa以上，抗拉强度500Mpa以上、韧脆转变温度低于-65℃，具有良好耐-45～-65℃低温夏比冲击功。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案为：
本发明的特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢，其化学成分按照质量百分比计包括：C 0.08％～0.15％、Si 0.10％～0.40％、Mn 1.0％～1.5％、P≤0.015％、S≤0.008％、V0.020％～0.070％、Ti 0.005％～0.025％、N 0.006％～0.015％、Ni 0.10％～0.50％，其余为铁和残余的微量杂质。
根据本发明的热轧H型钢，其中，所述热轧H型钢的翼缘厚度在25～36mm之间，其屈服强度≥420Mpa，抗拉强度≥500Mpa，延伸率≥25.0％，-45℃夏比V型冲击功大于160J，-55℃夏比V型冲击功大于120J，-65℃夏比V型冲击功大于100J，韧脆转变温度低于-65℃。
本发明提供的一种上述特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢的生产方法，包括以下步骤：
1)铁水预处理：铁水罐中加入脱硫剂(生石灰、钝化颗粒镁)进行脱硫处理，将铁水硫含量控制在0.020wt％以下，同时在脱硫完毕后扒净铁水表面的渣；
2)转炉冶炼：采用金属锰、硅铁、钒氮、钒铁、镍板进行合金化，采用硅钙钡进行脱氧，调整钢水中V的含量0.020wt％～0.070wt％，N的含量0.006wt％～0.015wt％；
3)LF精炼：先将钢水中氧含量控制在50ppm以下，然后将钢水中Ti的含量调整至0.005wt％～0.025wt％；
4)连铸：连铸采用半保护浇注，二冷采用弱冷模式，中间包采用低碳碱性覆盖剂，得到厚度为70～85mm无裂纹缺陷表面良好的连铸坯；
5)热轧：将所述连铸后得到的连铸坯进行缓冷后，将连铸坯加热至1200～1250℃并进行均热，连铸坯经粗轧、精轧后，终轧温度控制在860～900℃之间，粗轧、精轧每道次的压下率大于20％；轧件自然冷却至700～750℃后进行立冷，制得翼缘厚度在25～36mm之间的特厚热轧H型钢。
根据本发明的生产方法，作为优选地，步骤5)所述连铸坯进行缓冷后，待温度降至300℃以下后，将连铸坯加热至1200～1250℃。步骤5)所述连铸坯加热时，连铸坯总在炉时间为240min～300min之间，均热时间在40min～60min之间。
上述制造方法的原理为:(1)通过连铸坯缓冷后，得到较为细小的晶粒组织，避免出现混晶组织；(2)含钛钢种，所形成的弥散钛的氧化物、氮化物在加热过程中阻止晶粒粗化，提高晶粒粗化温度，避免得到粗大的奥氏体晶粒组织；(3)较长的加热过程尽管不利于得到细化的晶粒组织，但是有利于合金元素的扩散，得到更为均匀的组织，并避免产生带状组织、偏析等缺陷。(4)采用再结晶区轧制技术，控制轧制温度在860℃以上(再结晶区开始温度)，并通过控制压下率，来达到晶粒细化的效果。
本发明方法制造的翼缘厚度在25mm～36mm之间的特厚H型钢，能够在轧制压缩比小于3.5情况下(例如，坯料厚度为85mm，H型钢成品的翼缘厚度在25mm～36mm之间，对应压缩比为3.4～2.4)，具有高强度、耐低温韧性夏比冲击功，其屈服强度≥420Mpa，抗拉强度≥500Mpa，延伸率≥25.0％，-45℃夏比V型冲击功大于160J，-55℃夏比V型冲击功大于120J，-65℃夏比V型冲击功大于100J，韧脆转变温度低于-65℃。
本发明特意加入N元素，采用V-Ti-N-Ni微合金化，很好地解决了受异型坯规格小、加热温度高，轧制成品规格厚等因素限制，导致压缩比不足，轧制负荷大且终轧温度高，进而使得H型钢的韧脆转变温度较高、产品强度较低的问题。
具体地，与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
应用V-Ti-N-Ni复合微合金化成分体系来提高特厚H型钢的耐低温性能，一方面，N元素被认为是钢中的有害元素，无法提高钢材的性能，通过主动添加N元素，控制Ti在高温阶段与N形成TiN可以在加热阶段细化原始奥氏体晶粒，提高奥氏体粗化温度，钢材中存在的游离态的N以及添加的N元素均得到有效控制，避免N元素对性能产生的有害作用。另一方面采用V微合金，通过控制V元素含量将未再结晶区域开始温度降低到860℃以下，使采用热轧工艺生产的特厚H型钢处于完全再结晶区轧制，避免混晶现象，均匀晶粒尺寸，提高特厚规格热轧H型钢的低温冲击性能。由于不采用常规Nb微合金工艺，因此可以不需要对轧制温度、轧制变形量进行严格控制，确保可以在高轧制温度下生产超厚H型钢。在小压缩比、高温轧制条件下，达到细化晶粒，均匀化组织，确保钢材具有低韧脆转变温度(韧脆转变温度低于-65℃，耐-45～-65℃低温夏比冲击功)。
具体实施方式
下面将通过具体的实施方式对本发明进行详细地描述。
本发明的特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢，其化学成分按照质量百分比计包括：C 0.08％～0.15％、Si 0.10％～0.40％、Mn 1.0％～1.5％、P≤0.015％、S≤0.008％、V0.020％～0.070％、Ti 0.005％～0.025％、N 0.006％～0.015％、Ni 0.10％～0.50％，其余为铁和残余的微量杂质。
本发明提供的热轧H型钢的制造方法具体如下：
采用顶底复吹转炉将铁水、废钢或铁水与废钢的混合物熔炼后出钢，其中在出钢至3/4时，向钢水中添加钒氮合金、钒铁合金以及镍板，将钢水中的V调整至钢水总重量的0.020～0.070wt％；
转炉出钢后，进入LF精炼，在LF精炼前通过硅锰以及硅钙钡调整钢水氧含量以使[O]低于60ppm，然后进入精炼过程，精炼过程中先充分搅拌化渣，然后取一次样，全分析，造黄白渣，在取完第一个成分样后喂入钛线，根据次样分析的结果，进行钛成分微调，使钢水中Ti含量为0.005～0.025％wt％，精炼软吹氩之前喂纯钙线，精炼出站前保持渣面微动小氩气量搅拌10min以上，所述微动小氩气量是指氩气流量为50～150NL/min；
随后通过连铸方式制得近终型异形坯，连铸采用半保护浇注，二冷采用弱冷模式，中间包采用低碳碱性覆盖剂，得到无裂纹缺陷表面良好的连铸坯；
连铸坯缓冷至300℃以下后，将连铸坯装入加热炉中加热至1200～1250℃并进行均热，连铸坯总在炉时间为240min～300min之间，均热时间在40min～60min之间；连铸坯经粗轧、精轧后，热轧成为H型钢，终轧温度控制在860～900℃之间，每道次的压下率大于20％，成品H型钢的翼缘厚度在25mm～36mm之间，腹板高度在700mm～1000mm之间，轧制压缩比小于3.5；轧件在辊道、冷床步进梁上进行自然冷却，待温度降至700～750℃后，轧件移至链式冷床进行立冷，最终得到本发明所述的H型钢，采用上述方法得到的成品H型钢，表面无压入、折叠、裂纹等缺陷。
以上制造方法中未提及的工序，均可采用本领域常规现有技术。
下面列举三个采用上述生产工艺制造H型钢的实施例，该三个实施例得到的连铸坯化学成分见表1，加热工艺参数见表2，轧制工艺参数见表3，产品力学性能见表4。
表1：钢的化学成分重量百分比％
实施例 C Si Mn P S V Ti N Ni
1 0.11 0.25 1.44 0.013 0.003 0.046 0.023 0.0085 0.20
2 0.12 0.23 1.41 0.014 0.002 0.043 0.022 0.0095 0.19
3 0.10 0.25 1.41 0.011 0.005 0.044 0.017 0.0090 0.20
4 0.11 0.22 1.43 0.015 0.003 0.045 0.020 0.0083 0.19
5 0.08 0.20 1.50 0.010 0.008 0.040 0.015 0.0080 0.20
6 0.15 0.15 1.00 0.011 0.004 0.043 0.012 0.0075 0.18
7 0.14 0.10 1.45 0.014 0.007 0.045 0.017 0.0090 0.10
8 0.13 0.40 1.42 0.012 0.007 0.070 0.015 0.0148 0.20
9 0.14 0.20 1.43 0.015 0.002 0.020 0.014 0.0060 0.19
10 0.13 0.2 1.41 0.013 0.006 0.044 0.005 0.0093 0.15
11 0.14 0.23 1.45 0.014 0.007 0.045 0.025 0.0086 0.23
12 0.14 0.23 1.45 0.014 0.007 0.045 0.017 0.0075 0.50
表2：加热过程记录表
表3：轧制过程记录表
表4：轧材力学性能记录表
综上所述，采用本发明所提供的生产方法制造的特厚低韧脆转变温度热轧H型钢，翼缘厚度在25mm～36mm之间，腹板高度在700mm～1000mm之间，轧制压缩比小于3.5(例如，坯料厚度为85mm，H型钢成品的翼缘厚度在25mm～36mm之间，对应压缩比为3.4～2.4)，采用热轧工艺(不采用水冷、超快冷、热处理等工艺)生产。最终产品的屈服强度在420Mpa以上，抗拉强度500Mpa以上、韧脆转变温度低于-65℃，具有良好耐-45～-65℃低温夏比冲击功，-45℃低温夏比冲击功大于160J，-55℃低温夏比冲击功大于120J，-65℃低温夏比冲击功大于100J。
最后需要说明的是：以上实施例仅用以说明而非限制本发明的技术方案，尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。

Claims (5)

1.一种特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢，其特征在于，所述热轧H型钢的化学成分按照质量百分比计包括：C 0.08％～0.15％、Si 0.10％～0.40％、Mn 1.0％～1.5％、P≤0.015％、S≤0.008％、V 0.020％～0.070％、Ti 0.005％～0.025％、N 0.006％～0.015％、Ni 0.10％～0.50％，其余为铁和残余的微量杂质；其中，热轧H型钢的翼缘厚度在25～36mm之间，韧脆转变温度低于-65℃。
2.根据权利要求1所述的热轧H型钢，其特征在于，所述热轧H型钢的屈服强度≥420Mpa，抗拉强度≥500Mpa，延伸率≥25.0％，-45℃夏比V型冲击功大于160J，-55℃夏比V型冲击功大于120J，-65℃夏比V型冲击功大于100J。
3.一种权利要求1或2所述特厚低韧脆转变温度的热轧H型钢的生产方法，包括以下步骤：
1)铁水预处理：铁水罐中加入脱硫剂进行脱硫处理，将铁水硫含量控制在0.020wt％以下，同时在脱硫完毕后扒净铁水表面的渣；
2)转炉冶炼：对铁水进行合金化和脱氧，调整钢水中V的含量为0.020wt％～0.070wt％，N的含量为0.006wt％～0.015wt％；
3)LF精炼：先将钢水中氧含量控制在50ppm以下，然后将钢水中Ti的含量调整至0.005wt％～0.025％wt％；
4)连铸：连铸采用半保护浇注，二冷采用弱冷模式，中间包采用低碳碱性覆盖剂，得到厚度为70～85mm无裂纹缺陷表面良好的连铸坯；
5)热轧：将所述连铸后得到的连铸坯进行缓冷后，将连铸坯加热至1200～1250℃并进行均热，连铸坯经粗轧、精轧后，终轧温度控制在860～900℃之间，每道次的压下率大于20％；轧件自然冷却至700～750℃后进行立冷，制得热轧H型钢。
4.根据权利要求3所述的生产方法，其特征在于，步骤5)所述连铸坯进行缓冷后，待温度降至300℃以下后，将连铸坯加热至1200～1250℃。
5.根据权利要求3或4所述的生产方法，其特征在于，步骤5)所述连铸坯加热时，连铸坯总在炉时间为240～300min之间，均热时间在40～60min之间。
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