CN1113110C - 高生产率和高强度的轧制的h－型钢的制备方法 - Google Patents

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Abstract

本文涉及具有高的强度和韧性，并能用比常规产品更便宜的合金组分生产的，及以高生产率制造的轧制的H-型钢。还涉及制造该H-型钢的方法。该轧制的H-型钢含0.03-0.1%(重量)的Nb及0.005-0.04%(重量)的Ti。该方法包括，在950℃或更低温度下其累积压缩比为5%或更大，而且换向作业进行得很快的万能粗轧过程；及轧制温度为750℃或更高的万能精轧过程。在万能粗轧时，950℃或更低的轧制温度下的累积压缩比为50%或更小。

Description

高生产率和高强度的轧制的H-型钢的制备方法
本发明涉及轧制的H-型钢产品(H-型钢)，每件该产品中质量上的变化很小，该产品之间的质量上的变化也很小，而每件产品都有高的强度和韧性。本发明还涉及制造H-型钢的方法。
在多种工业领域，如建筑、船舶构件、造船，贮罐、民用工程和建筑机械中使用H-型钢。长期以来，人们一直努力改进H-型钢的特性以便获得更高的强度和韧性。尤其是近年来，需求一种H-型钢，其沿厚度方向具有均匀的特性，而且在产品之间具有相同的H-型钢特性。
此外，随着高层建筑和建筑技术的发展，已有报道，很多建筑设计能在大地震时吸收因建筑物变形而产生的振动能，从而防止建筑物倒塌(如见Iron and steel(铁和钢)，1988，No.6，pp.11-21)。按照这种建筑设计，使建筑物的骨架(框架构件)在地震时以预定的方式倒塌，从而防止建筑物本身因形成该骨架的材料的塑性而倒塌。
按上述的建筑设计，建筑物的骨架在地震时按设计者的意愿以预定的方式倒塌。即，该建筑物的设计者必须知道构成该建筑物的每根立柱和横梁的钢材的屈服强度。因此，用于构成每根立柱和横梁的钢材如H-型钢具有如下的特性是绝对重要的，这特性是：每根立柱和横梁的特性是均匀的，而且钢材之间的特性也是均匀的。换言之，如果H-型钢的特点是该产品本身内部不均匀，产品之间的特性不同，则将发生某些问题。
但对某些用于市政工程、建筑和造船的钢产品，这些钢产品应有高的强度和韧性。因此，这些钢产品通常是用诸如公知的ThermoMechanical Controlled Process(热机控制工艺)(TMCP法)的控制轧制和控制冷却的方法生产的。
但，当用TMCP法生产厚约40mm的钢产品时，在轧制处理后进行的冷却过程中，沿给定的钢产品厚度方向，冷却速率各处不同，而且钢产品之间的冷却速率也不同。结果在最终获得的钢产品中，其结构是各处不均匀，而且钢产品间的显微结构也不同。沿该产品的厚度方向给定钢产品的材料质量各处不同，而且一件钢产品与另一件的材料质量也不同。
此外，当欲提交每种钢产品的淬透性时，作为可焊性指标的焊接裂纹敏感指数(下文简称为Pcm)将不合需要地提高。即，存在这样的问题：每个焊接热影响区(下文简称为“HAZ”)的韧性将变差。
过去主要用包括重加热、淬火和回火，以最终获得回火马氏体结构的工艺生产抗拉强度大于570MPa的钢。但，包括重加热、淬火和回火的工艺是过于昂贵了。
为解决上述问题，一直推荐各种改进了的钢产品，即在每件钢产品中质量变化小，在多个钢产品间质量变化也小的钢产品，而它还能抑制HAZ的韧性恶化。
还一下推荐各种改进的用于制造这种钢产品的方法。在日本未审专利申请No.8-144019、9-310117、10-72620中公开了这些钢产品及制备方法。在这些文献中所公开的技术，无论钢的冷却速度如何，该钢都以贝氏体为其主要的显微结构。
实际上，公开于上述文献中的技术都基于新近发现的事实，这些事实表明由于被冷却的钢件中冷却速率各处不同而使显微结构发生改变，从而使得钢产品在质量上出现变化。因此，上述的技术一直试图通过设计改进的钢的成分来解决上述问题，所述的钢成分对于不需考虑冷却速率的任何改变而能防止显微结构发生变化是有效的。一直有这样的报导，这样的技术是如此确立的，即将适量的元素态的B加到含碳量极低的钢中，或高Mn钢中，以使之能获得以贝氏体为主相的显微结构，并且其组成与冷却过程中的冷却速率无关，因而获得如下的钢产品，即每个钢产品中和不同的钢产品之间质量上几乎无变化。此外，上述技术还力图降低C含量，以便降低Pcm，从而改善每件钢产品的可焊接性。
但，日本未审专利申请No.8-144019、9-310117、和10-72620中所公开的技术主要涉及翼缘厚度大于50mm的H-型钢及厚度为50mm或更厚的厚钢板(假设在轧后需要热处理)。确实，上述技术适用于制造翼缘厚度较薄的H-型钢。但当想要提高生产钢时的生产率和经济效益时，这些技术尚需改进，以便改进每一钢产品的组成、改进某些相关的制造方法，从而有可能使每一钢产品获得高强度和高韧性。借助于这种进一步的改进，就可能使有上述薄度尺寸的H-型钢通过轧制处理获得从结构的轧制细化而得利的细的钢结构。
近年来，具有上述薄度尺寸的H-型钢作为防地震材料得到日益增长的应用。即，直至现在，一直要求具有上述薄度尺寸的H-型钢应具有更高的强度和韧性，而且可以低的成本制造。
本发明的目的在于提供一种改进的轧制H-型钢，它具有大的抗拉强度、高的强度和韧性。
本发明另一目的在于提供一种用于制造具有高生产率和高强度的改进的轧制H-型钢的方法，该H-型钢可用比常规合金元素价廉的合金组分生产，从而可以低廉的成本生产该钢产品。
即，本发明的实施方案提供了抗拉强度为500-700 MPa的高生产率和高强度的轧制H-型钢，该钢含(％重量)：0.014-0.05％的C、0.1-1.0％的Si、1.0-1.8％的Mn、0.030％或更少的P、0.020％或更少的S、0.1％或更少的Al、0.0003-0.0040％的B、0.006％或更少的N、0.03-0.1％的Nb、0.005-0.04％的Ti及余量为Fe及不可避免的杂质。本发明的实施方案的高生产率和高强度的轧制H-型钢还可含0.0005-0.0100％(重量)的Ca，而且其翼缘部分的厚度为40mm或更小。
本发明还提供一种用于制造该高生产率和高强度的轧制H-型钢的方法，在各实施方案中，该H-型钢的抗拉强度为500-700MPa。该方法包括使原料钢经受重加热处理、然后开坯、万能粗轧、万能精轧，从而获得该H-型钢。
该原料钢可含上述组分及余量为Fe和不可避免的杂质。在各实施方案中，重加热温度为1150-1320℃。在各实施方案中，万能粗轧时的，在950℃或更低的轧制温度下的累计压缩比为至少5％，而每条加工带换向很快。按照各实施方案，在万能精轧时，轧制温度为750℃或更高。按本发明方法的实施方案，在万能粗轧时在换向作业时的总停顿时间设为120秒或更短，在950℃或更低的轧制温度下的累积压缩比为50％或更小。另外，按各实施方案，产品在万能粗轧和万能精轧之间和在万能精轧之后进行空冷。
图1是展示抗拉强度(TS)和C含量间关系是曲线，它表明只加Nb时的效果、只加Ti时的效果及加Nb和Ti时的效果。
图2是展示韧性(vEo)与C含量间关系的曲线，它表明只加Nb时的效果，只加Ti时的效果及加Nb和Ti时的效果。
本发明人对H-型钢的成分及其制造方法进行了反复探索。
(1)为得到抗拉强度范围大，即500-750 MPa的材料，在包括Cr、Ni、Mo、V、Ti、Nb和Cu的多种增强元素中，应将Cr、Ni、Mo、V和Cu的加入量应尽可能控制得小，同时应加Ti和Nb两者。
(2)在用于处理上述材料(1)的原材料组分的轧制过程中，若同时满足下列要求(a)和(b)，则可获得这样的钢产品：其结构主要包含贝氏体，而且它具有高强度和足够的韧性：
(a)在万能粗轧过程中，在950℃或更低的轧制温度下的累积压缩比为5％或更高。
(b)万能精轧时所采用的温度为至少750℃。
(3)在上述轧制过程中，若同时满足下列要求(c)和(d)，则可进一步提高制造H-型钢的生产率：
(c)在万能粗轧时，使加工带材在通过中快速反向。
(d)在万能粗轧和万能精轧之间及在万能精轧之后，该钢产品进行空冷。
事实上，本发明是在上述要求(1)-(3)的基础上完成的。
按照本发明，下面的详细陈述解释了为何该H-型钢中所含的各组分最好落在上述范围内。
C：0.014-0.05％(重量)
为抑制热影响区(HAZ)晶界开裂，该钢产品中的C含量应为至少0.014％(重量)。若C含量大于0.05％(重量)，则基体材料的韧性受损，而且焊接裂纹敏感性还变大，从而使可焊接性变差。此外，由于形成岛状马氏体，使HAZ的韧性地变差。因此，该钢产品中的C含量在0.014-0.05％(重量)的范围内。Si：0.1-1.0％(重量)
Si是有用的元素，它能在钢中形成固溶体，从而提高钢产品的强度。在本发明中，以0.1％(重量)的量加Si。若Si含量大于1.0％(重量)，则使HAZ的韧性变差。因此，Si含量应在0.1-1.0％(重量)的范围内。Mn：1.0-1.8％(重量)
在低C的钢产品中可含Mn，以便使钢产品稳定地获得贝氏体结构。按本发明，以1.0％(重量)或更高的量加Mn。若加Mn量大于1.8％(重量)，则使所需的可焊接性变差。因此，Mn含量应在1.0-1.8％(重量)的范围内.P：0.030％(重量)或更低
P引起向γ晶界偏析，从而使晶界强度下降。因此，P的加入最好应控制在极小的范围内。尤其是出于保证HAZ的韧性的需要，P含量的上限应为0.030％(重量)。S：0.020％(重量)或更低
S使含Nb和Ti的钢产品的高温延展性下降，并在连铸过程中促使表面裂纹。此外，加S形成MnS，从而使基体材料的韧性下降。因此，S含量的上限以0.020％(重量)为好，更好是0.01％(重量)。Al：0.1％(重量)或更低
Al主要作脱氧剂使用。但，若以大于0.1％(重量)的量加Al，则不仅不可能取得更高的脱氧效果，而且这种过量的铝含量还使基体材料的韧性及HAZ的韧性变差。因此，Al含量最好为0.1％(重量)或更低。B：0.0003-0.0040％(重量)
B可有效地用于提高钢材的淬透性，从而稳定地获得贝氏体结构。但，若B含量小于0.0003％(重量)，则难以取得所需的效果。若B含量大于0.0040％(重量)，则不可能进一步提高淬透性。这样高的B含量还使基体材料和HAZ的韧性变差。因此，B含量最好在0.0003-0.0040％(重量)的范围内。N：0.006％(重量)或更小
若N含量量过大，B将形成BN，这就不可能保证有足够的游离B存在。因此，N含量最好为0.006％(重量)或更少。
此外，Nb和Ti在本发明中主要作增强元素使用。Nb和Ti可用于有效地提高钢产品的强度而对可焊接性没有不利影响。还有，与其它增强元素相比，Nb和Ti可以极小的添加量提供较好的强度改进效果。因此，对于降低钢产品的制造成本而言，Ti和Nb是合格的增强元素。
为探索加Nb和Ti如何影响钢产品的强度和韧性，进行了一些实验。实验方法陈述于下。
首先，配制0.5％(重量)的Si、1.5％(重量)的Mn、0.015％(重量)的P、0.004％(重量)的S、0.03％(重量)的Al、0.0020％(重量)的B、0.003％(重量)的N作为基本组分。然后，熔化含不同量的C、Nb、Ti、Ca的100kg重的几个钢锭，从而产生厚80mm的实验室实验用的钢材。再将此钢材重加热至1250℃的温度，以在950℃或更低的温度下其累积压缩比为20％的条件热轧此钢材，从而得到厚度为25mm的中间产物。该钢材径空冷，再切成用于拉伸试验和摆锤式冲击试验的若干试块。
图1和2是展示对每件钢产品的抗拉强度(TS)和韧性(vEo)影响的曲线。这些影响包括同时加Nb和Ti、只加Nb和只加Ti时所产生的影响。在图1和2中，符号○代表只加0.015％(重量)的Ti的影响，符号■代表只加0.06％(重量)的Nb时产生的影响，而符号●代表同时加0.015％(重量)的Ti和0.06％(重量)的Nb时的影响，符号Δ代表除0.003％(重量)的Ca之外还同时加0.015％(重量)的Ti和0.06％(重量)的Nb时的影响。但，当C含量小于0.01％(重量)时，在HAZ晶界中出现裂纹。当C含量大于0.05％(重量)时，基体材料的韧性变差。HAZ的硬度变大和可焊接性下降。
如图1和2所示，同时加Nb和Ti与只加Nb或只加Ti相比，其TS和vEo值更为令人满意。
因此，在本发明中，Nb和Ti作为提高钢产品强度和韧性的有效组分被采用，其含量则定在以下范围中。Nb：0.03-0.1％(重量)
通过相变增强，Nb提高钢产品强度。但，若Nb量小于0.03％(重量)，加Nb不能完全令人满意。若Nb含量大于0.1％(重量)，这种过量的Nb将使基体材料和HAZ的韧性变差。因此，Nb含量最好在0.03-0.1％(重量)的范围内。Ti：0.005-0.04％(重量)
Ti具有通过形成TiN固定钢材中的N的功能，因而可能抑制BN形成。结果，游离B量的增加，从而该游离B就能充分提供改善效果所需的淬透性。此外，因Ti还有降低γ体晶粒尺寸的功能，所以它还可用于提高基体材料的韧性。但若Ti含量小于0.005％(重量)，这么小量的Ti难以提供所需效果。若以大于0.04％(重量)的量加Ti，与这么大的Ti含量相应的效果未被进一步提高。因此最好使Ti含量落在0.005-0.04％(重量)的范围内。
但出于固定钢材中的N的需要，最好是以N量的3.4倍或更多倍的量加Ti。
还知一些能作为增强组分使用的其它元素，这包括Cr、Ni、Mo、V和Cu，但这些元素增加该钢产品的制造成本。因此，若加这些元素，它们最好以不大于下列上限的量添加：Cr：0.3％(重量)、Ni：0.2％(重量)、Mo：0.1％(重量)、V：0.02％(重量)、Cu：0.3％(重量)。
除上述优选的元素之外，为防连铸机水口堵塞，可加Ca。但，若加Ca量小于0.0005％(重量)，则难以取得完全令人满意的效果。若加Ca量大于0.0100％(重量)，则钢产品难以达到足够的清洁度，因而使该产品的韧性下降。因此，最好以0.0005-0.0100％(重量)的量加Ca。
如上所述，按本发明，在为抑制HAZ晶界开裂和提高HAZ的韧性而选定的C含量范围内，为保证每件钢产品有足够的淬透性而添加Mn、B、Nb和Ti、该钢的显微结构主要包括贝氏体结构，从而就能使钢产品达到高的强度。不加Cr、Ni、Mo、V和Cu，或以尽可能少的量添加每种这些元素，从而就可能降低该制造工艺的成本。
此外，通过将上述组分调整到上述成分范围内，就可能生产其抗拉强度在500-700MPa范围内的钢产品。比如，调整Nb含量可能改变贝氏体转变的开始温度。因此就能将每件钢产品的强度控制在所需的水平上。
下面详述本发明的制造方法。
用连铸或模铸/分铸法将具有经调整过成分的一定量钢水铸成用于生产方坯或钢梁坯的原料。然后用宽的翼缘钢梁轧机热轧此原料。在热轧时，该原料先被重加热，然后开坯，再径万能粗轧，从而得到其形状与成品形状几乎相同的钢产品。接着为进一步调整钢产品的形状再进行万能精轧。
开坯是用开坯轧机进行的换向多道次轧制以获得用于生产带钢的粗原料的过程。因此，开坯相当于用孔型轧制。于此，开坯轧机是双-高轧机，它包括各具多个孔型的轧辊，但它未装备任何中间辊或支承辊。鉴于轧制的负荷和扭矩，最好在1250℃的高温下重加热所得的原料。
万能粗轧是用万能粗轧机进行的，为完成换向多道次轧制，从而获得其尺寸与成品钢制品尺寸几乎相同的轧制钢材的过程。万能粗轧机是包括垂直辊和水平辊的轧机。实践中，垂直辊用于轧制各件H-型钢的翼缘部，而水平辊用于轧制其腰部，这2种轧制是同时进行的。对于轧制H-型钢而言，此过程是最重要的过程。通过控制此时的轧制过程，每件钢产品的质量几乎都可在此步骤时测定。
万能精轧是一个相当于用于轧钢板的表皮光轧过程，它通常是用于调整各种钢产品最终形状的一道次的过程。在实际上，万能精轧轧机与上述的万能粗轧机相类似，也包括垂直辊和水平棍。因每个H-型钢材的翼缘部稍向外弯，所以在使该弯曲部位变直方面，万能精轧是有效的。该过程中每道次的压缩比为约5％。
在上述的轧制过程中，原料重加热温度需在1150-1320℃的范围内。若重加热温度低于1150℃，则变形阻力不合要求地升高，因而难以保证所需的可加工性，这对于使钢材形成所需的构形是必要的。若重加热温度高于1320℃，则氧化铁皮损失加大，从而使单位产品的重加热成本上升。此外，其初始γ晶粒变大，有可能使钢产品韧性变差。因此原料的重加热温度最好在1150-1320℃的范围内。
在万能粗轧时，由于在多道次轧制的后一半中的降温，轧制温度下降直降到950℃，这是形成γ非重结晶区的温度。此时，将轧制温度设定为等于其宽度为H-型钢翼缘部宽度的1/4的部位处的表面温度。实际上，就H-型钢的质量控制而言，若必须考虑到轧制温度范围，那么万能粗轧是最重要的处理过程。若此轧制温度为950℃或更低，则累积压缩比过小，因而难以使该钢获得所需的显微结构，并导致韧性下降。因此，950℃或更低温度时的累积压缩比最好是5％或更大。尽管如此，950℃或更低温度时的累积压缩比可用公式(A-B)/A×100来计算，其中A为950℃或更低温度时的轧制道次前在轧辊间的间隙长度，B代表最后道次时轧辊间的间隙长度。
实际上，950℃或更低温度时的较大的累积压缩比对于使基体材料获得更高的强度和韧性而言是有效的。因此，这种较大的累积压缩比是合乎要求的。但，就某些轧制尺寸而言，有可能使轧制延迟到950℃或更低的温度，该温度是形成γ非重结晶区的温度。但若轧制时间延迟过长，生产率就会下降。此外，因在轧制延迟的地方没有保温设备，所以若轧制时间延迟过长，则因腰部和翼缘部的厚度不同而在其间出现温差，并将加大此温差。因H-型钢的腰部薄，所以该部位的温度通常比每个翼缘部的温度低。当腰部和翼缘部间的温度变大时，腰部可能变形，因此在制造过程中难以获得高产率。因此，为获得高生产率，在进行万能粗轧时，要求不延迟轧制，并在短时间内完成换向作业。在万能粗轧时，被轧钢材在轧制过程中换向作业时的总停顿时间最好控制在120秒之内。因此，在万能粗轧时，950℃或更低温度时的累积压缩比最好是定为50％或更低。
万能精轧在750℃或更高的温度下进行。若此轧制温度低于750℃，H-型钢的表面质量则变差(如出现表面缺陷)，而且钢产品的形状质量也变差(如直角度不够正确)。
此外，在万能粗轧和万能精轧间及在万能粗轧之后进行的冷却工艺最好是以空冷处理。此外，为防止H-型钢的翼缘部和腿部的温差加大，可实施水冷处理以冷却翼缘部，这作为在万能粗轧和万能精轧之间的一步骤。可供选择的是，可在万能精轧之后进行水冷处理。但，当采用水冷系统时，难以在H-型钢左、右两侧保证温度均匀。由于沿轧制方向出现弯曲和扭曲，使得在钢产品通过轧机时出现问题，因而降低了所希望的生产率。即，当冷却每件H-型钢的翼缘部时，控制冷却温度是重要的。因此，在万能粗轧和万能精轧之间和在万能精轧之后进行的冷却工艺最好是空冷。
虽然不限制按上述方法制得的H-型钢的尺寸，但最好将其翼缘部厚度设定为40mm或更小。优选此厚度的理由将于下文陈述。
即，若钢产品或H-型钢的翼缘厚度大于40mm，则总的轧制压缩比下降，冷轧速率仅因这种厚度的加大而下降。因此需要补偿因总压缩比和冷却速率下降而引起的强度和韧性的下降。换言之，则需要设计某些相应的组分，考虑通常包括在已知工艺中的特定的轧制和冷却工艺。
实施例
按表2所示的条件处理具有表1所示成分的钢材，从而生产各种H-型钢。生产率可通过综合考虑每小时轧制的吨数、轧制尺寸，用于轧制两系列钢产品间的时间间隔及轧制道次数目而定。
通过从1/4翼缘宽度和1/4翼缘厚度的部位，以与轧制方向平行的方向取得J1S No.4拉伸试样和JIS No.4冲击试样以检测上述方法获得的各种H-型钢。以此方法探讨各种H-型钢的机械性能。
为评价每种H-型钢的HAZ韧性，从1/4翼缘厚度的部位取重现加热周期试样，从而进行模拟HAZ的加热周期处理。再取摆锤式冲击试样以测量0℃时的摆锤式冲击吸收功。本文的加热周期包括(1)将钢产品加热到1400℃，(2)冷却该钢产品，以在300秒内将其温度从800℃降到500℃。在(1)和(2)之后进行重加热，直到钢产品温度达到700℃为止，该温度低于Ar1点。本文中的(1)相当于以500kJ/cm的附加热量进行焊接时加于焊接段的加热周期(下文简称为“BOND段”)，(2)相当于当以500kJ/cm的附加热量进行焊接时加于被重加热的BOND段的加热周期。
在上述实验中所得的结果列于表3中。
                                             表1
  钢产品                                 成份(％重量)     注
    C     Si    Mn      P     S     Al     B      N     Nb     Ti     Ca           其它   Ti/N
    A    0.015   0.43   1.33   0.015   0.003   0.031   0.0018   0.0040   0.078   0.015   3.8   本发明实施例
    B   0.030   0.53   1.50   0.015   0.003   0.030   0.0025   0.0040   0.052   0.014   3.6   本发明实施例
    C   0.045   0.52   1.55   0.011   0.004   0.033   0.0020   0.0033   0.049   0.012   3.6   本发明实施例
    D   0.038   0.52   1.59   0.008   0.002   0.038   0.0021   0.0030   0.051   0.015   0.0028   5.0   本发明实施例
    E   0.030   0.28   1.07   0.010   0.003   0.041   0.0015   0.0048   0.038   0.019   4.0   本发明实施例
    F   0.025   0.40   1.48   0.015   0.005   0.030   0.0021   0.0045   0.045   0.016   Cr：0.29   3.6   本发明实施例
    G   0.046   0.33   1.52   0.010   0.003   0.048   0.0020   0.0050   0.050   0.022   Cu：0.28   4.4   本发明实施例
    H   0.018   0.52   1.42   0.012   0.002   0.022   0.0023   0.0036   0.040   0.015   Mo：0.08   4.2   本发明实施例
    I   0.026   0.43   1.53   0.018   0.005   0.032   0.0018   0.0031   0.043   0.015   Ni：0.18，V：0.02   4.8   本发明实施例
    J   0.033   0.22   1.44   0.009   0.002   0.030   0.0013   0.0055   0.035   0.024   Cr：0.20，Ni：0.15Cu：0.24   4.4   本发明实施例
    K   0.006   0.48   1.55   0.008   0.002   0.030   0.0020   0.0038   0.068   0.015   3.9   对比例
    L   0.030   0.55   1.53   0.012   0.003   0.027   0.0023   0.0028   0.055   0   对比例
    M  0.024   0.51   1.58   0.010   0.004   0.028   0.0015   0.0041   0.015   3.7   对比例
  钢产品                                                                    成份(％重量)     注
    C    Si    Mn     P     S     Al     B     N     Nb     Ti     Ca   其它   Ti/N
    N   0.031   0.51   1.55   0.012   0.006   0.031   0.0012   0.0078   0.083   0.008   1.0   对比例
    O   0.025   0.41   1.50   0.012   0.003   0.035   0.0018   0.0050   0.12   0.020   4.0   对比例
    P   0.063   0.55   1.51   0.010   0.003   0.040   0.0020   0.0038   0.059   0.014   3.7   对比例
    Q   0.036   0.51   1.56   0.016   0.003   0.002   0.0026   0.0058   0.058   0.024   0.0038   4.1   本发明实施例
                                                                          表2
  No.   钢产品              H-型钢尺寸 重加热温度(℃) 900℃或更低温度时的累积压缩比(％)   轧制时换向作业的总停顿时间(秒)   终轧温度(℃) 冷却条件     注
腰高(mm) 翼缘宽(mm) 腰厚(mm) 翼缘厚(mm)
    1     A    305     305     25     25     1230     25     48     880   空气冷却   本发明实施例
    2     B    305     305     25     25     1250     13     62     900   空气冷却   本发明实施例
    3     B    305     305     25     25     1250     45     113     830   空气冷却   本发明实施例
    4     C    250     250     14     14     1270     45     62     830   空气冷却   本发明实施例
    5     C    305     305     30     30     1220     25     51     900   空气冷却   本发明实施例
    6     D    305     305     25     25     1230     25     55     900   空气冷却   本发明实施例
    7     D    305     305     18     18     1250     43     44     850   空气冷却   本发明实施例
    8     D     305     305     30     30     1250     12     43     920   空气冷却   本发明实施例
    9     E     600     300     12     20     1270     15     53     920   空气冷却   本发明实施例
    10     F     900     300     16     28     1300     30     71     880   空气冷却   本发明实施例
    11     G     450     200     9     14     1320     45     66     810   空气冷却   本发明实施例
    12     H     600     300     12     20     1250     20     28     900   空气冷却   本发明实施例
    13     I     305     305     25     25     1250     25     44     900   空气冷却   本发明实施例
    14     J     305     305     30     30     1220     12     109     920   空气冷却   本发明实施例
    15     K     305     305     25     25     1250     25     50     880   空气冷却   对比例
    16     L     305     305     25     25     1230     25     39     900   空气冷却   对比例
    17     M     305     305     25     25     1220     25     48     910   空气冷却   对比例
    18     N     305     305     25     25     1250     13     55     900   空气冷却   对比例
    19     O     305     305     25     25     1250     25     51     890   空气冷却   对比例
    20     P     305     305     25     25     1250     60     250     760   空气冷却   对比例
    21     Q     305     305     25     25     1280     25     55     900   空气冷却   对比例
                                                     表3
  No.     Y.S.(MPa)     T.S.(MPa)    YR(％)     VEo(J)    BOND段vEo(J)    重加热BOND段vEo(J) 最大硬度*(Hv)   生产率     注
    1     533     670     80     221     306     228     268     高  本发明实施例
2 486 623 78 265 311 250 281 高  本发明实施例
    3     509     621     82     315     311     216     281     中  本发明实施例
4 489 639 77 398 300 289 286 高  本发明实施例
    5     461     633     73     200     300     166     286     高  本发明实施例
6 498 622 80 306 257 222 279 高  本发明实施例
    7     506     631     80     344     257     246     279     高  本发明实施例
    8     453     618     73     213     257     162     279     高  本发明实施例
    9     509     640     80     189     229     150     276     高  本发明实施例
    10     440     640     69     336     306     187     277     高  本发明实施例
    11     530     662     80     443     268     136     285     高  本发明实施例
    12     438     563     78     286     339     150     268     高  本发明实施例
    13     447     588     76     423     352     258     275     高  本发明实施例
    14     530     689     77     209     227     131     280     中  本发明实施例
    15     536     630     85     254     15     156     243     高  对比例
    16     416     516     81     40     70     88     290     高  对比例
  No.     Y.S.(MPa)     T.S.(MPa)    YR(％)    VEo(J)   BOND段vEo(J)   重加热BOND段vEo(J) 最大硬度*(Hv)     生产率     注
   17     331     426     78     228    276     290     286     高    对比例
   18     348     493     71     400    316     278     294     高    对比例
   19     598     698     86     21    7     13     280     高    对比例
   20     500     628     80     153    73     93     343     低    对比例
21 510 624 82 224 277 206 288 高   本发明实施例
*最大硬度试验的焊道长度＝20mm
如从表3可知，按本发明实施例所得的每种H-型钢均有好的生产率、高达500MPa或更高的抗拉强度、优良的BOND段的韧性、及优良的重加热BOND段的韧性。此外，沿H-型钢的翼缘和腰部的厚度方向探索了该H-型钢的硬度。结果发现，钢产品间的硬度差别很小，因而呈现了均匀的硬度分布。
与本发明的实施例相反，多个含C量不在本发明范围内的对比例(钢K和钢P)表明：BOND段的韧性低而其硬度却高得多。即，存在一些涉及HAZ韧性和可焊接性的问题。此外，就不含Ti的钢L、不含Nb的钢M及含大量N的钢N而言，发现其强度和韧性变差。此外就Nb含量超出其上限的钢O而言，其基体材料和HAZ的韧性都变差。
因此，就本发明而言，有可能以极低的成本和极高的生产率生产轧制H-型钢，其在每件钢产品中基本上无质量变化，或甚至无质量变化，并在钢产品之间基本上无材料质量差别或甚至没有一点差别，从而提供了每件都有高于常规H-型钢的强度和韧性，并具有优良可焊接性的改进的H-型钢。

Claims (10)

1.一种制造轧制的H-型钢的方法，它包括：
将模制的钢原材料重加热到1150-1320℃的温度；
使该模制的钢原材料经受开坯、万能粗轧和万能精轧，以％重量计，该原料钢材含：
C：    0.014-0.05％，
Si：   0.1-1.0％，
Mn：   1.0-1.8％，
P：    0.030％或更少，
S：    0.020％或更少，
Al：   0.1％或更少，
B：    0.0003-0.0040％，
N：    0.006％或更少，
Nb：   0.03-0.1％，
Ti：   0.005-0.04％，及
余量为Fe及不可避免的杂质；其中，在万能粗轧时，950℃或更低温度时的累积压缩比为5％或更大，而每一加工的带钢换向很快；其中，在万能精轧时，轧制温度为至少750℃。
2.权利要求1的制造轧制的H-型钢的方法，其中万能粗轧时，轧制过程中的换向作业的停顿时期为120秒或更短。
3.权利要求2的制造轧制的H-型钢的方法，其中万能粗轧中在950℃或更低温度时的累积压缩比为50％或更小。
4.权利要求1的制造轧制的H-型钢的方法，其中在万能粗轧和万能精轧之间及在万能精轧之后，空冷模制的原料。
5.权利要求2的制造轧制的H-型钢的方法，其中在万能粗轧和万能精轧之间及在万能精轧之后，空冷该模制的钢原材料。
6.权利要求3的制造轧制的H-型钢的方法，其中在万能粗轧和万能精轧之间及在万能精轧之后，空冷该模制的钢原材料。
7.权利要求1的制造轧制的H-型钢的方法，其中该钢原材料还含0.0005-0.0100％重量的Ca。
8.权利要求2的制造轧制的H-型钢的方法，其中该钢原材料还含0.0005-0.0100％重量的Ca。
9.权利要求3的制造轧制的H-型钢的方法，其中该钢原材料还含0.0005-0.0100％重量的Ca。
10.权利要求4的生产轧制的H-型钢的方法，其中该钢原材料还含0.0005-0.0100％重量的Ca。
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