CN112410665B

CN112410665B - 一种抑制晶粒长大的厚重热轧h型钢及其生产方法

Info

Publication number: CN112410665B
Application number: CN202011242946.0A
Authority: CN
Inventors: 邢军; 张建; 王永强; 吴保桥; 朱国辉; 夏勐; 汪杰; 黄琦; 吴湄庄; 彭林; 彦井成; 丁朝晖; 何军委; 陈辉
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2020-11-10
Filing date: 2020-11-10
Publication date: 2021-10-29
Anticipated expiration: 2040-11-10
Also published as: CN112410665A

Abstract

本发明公开了一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，属于钢铁冶炼技术领域。本发明的H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.05％～0.20％；Si：0.10％～0.50％，Mn：0.80％～1.60％；Nb：0.02％～0.04％；Ti：0.008％～0.015％；N：0.003％～0.005％，余量为铁和其他杂质。其生产方法，包括以下生产步骤：钢水冶炼‑铸坯连铸‑加热炉加热‑开坯机粗轧‑万能机精轧‑冷床冷却，其中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度小于5℃/s。本发明为了克服在实际生产过程中Ti/Nb复合微合金化的技术难题，通过控制Ti、N的成分以调控TiN第二相粒子的尺寸和体积分数；以优化的TiN粒子的尺寸和体积分数，配合冷却速度的控制实现NbC依附TiN粒子的外延生长，从而保证最终粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于50微米。

Description

一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法

技术领域

本发明属于钢铁冶炼技术领域，更具体地说，涉及一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法。

背景技术

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中作为主要结构用钢之一的热轧H型钢发挥着重要的作用。然而，目前我国高性能翼缘厚度大于50mm的厚重热轧H型钢产品尚属于空白，重型H型钢大多采用厚板焊接而成，其用材的安全性和使用便捷性都远远不如热轧H型钢。厚重热轧H型钢高性能化的技术难题在于，由于压缩比不足和孔型轧制，现有技术难以在厚重热轧H型钢应用，以通过组织细化达到高强度和高低温韧性的性能要求。因此开发新型的针对厚重热轧H型钢组织细化的新技术具有显著的意义。

厚重热轧H型钢组织细化的新技术实现的关键之一是控制加热和粗轧过程中的原始奥氏体晶粒尺寸，为后续调控精轧过程的奥氏体形变再结晶行为提供基础。研究工作证明，针对厚重热轧H型钢，单一依靠Nb的微合金化难以实现加热和冷却过程中奥氏体晶粒尺寸的控制目标。理论和实验证明TiN粒子热稳定性高，可以有效地调控奥氏体在加热和粗轧过程的晶粒长大。因此需要采用Ti/Nb的复合微合金化。

对于Ti/Nb微合金化的研究由来已久，具有大量的研究工作。例如：浦项科技大学S.G.Hong等人在《ScriptaMaterialia》上报道了Ti/Nb微合金低合金高强钢中NbC应变诱发析出行为研究，发现Nb-Ti微合金钢中NbC的应变诱发析出开始时间比Nb合金钢中的时间延后(S.G.Hong，K.B.Kang，C.G.Park，ScriptaMaterialia46(2002)163-168)。北京科技大学罗衍昭等人在《北京科技大学学报》发表文章，报道了低碳Nb-Ti二元微合金钢析出过程的演变规律，发现析出粒子演变顺序为(Nb0.15Ti0.85)(C0.16N0.84)、(NbxTi1-x)(CyN1-y)和(Nb0.5Ti0.5)(C0.56N0.44)(罗衍昭、张炯明、肖超等，北京科技大学学报，34(2012)775-782)。但上述研究主要是讨论TiN和NbC粒子的析出顺序以及合金碳氮化物的形成，与本发明所述的NbC的析出机制是不同的研究方向。

又如加拿大MCMaster大学的团队在《MaterialsandDesign》等期刊发表了NbC依附于TiN粒子外延生长的相关论文(XiaopingMa，ChengliangMiao，BrianLangelier，etal.MaterialsandDesign132(2017)244-249.；S.V.Subramanian，MaXiaoping，KashifRehman，etal.Proceedingsofthe6thInternationalConferenceonRecrystallizationandGrainGrowth(ReX&GG2016)119-124))。但是其一，上述研究工作集中在高等级管线钢的研究开发，与本发明的热轧H型钢的成分体系和产品体系不同；其二，在他们的工作中主要涉及这种复合粒子对精轧过程TMCP控制的作用；其三，论文中主要是讨论这种外延析出对产品晶粒尺寸的影响，而本发明主要是讨论如何实现这种NbC依附于TiN外延生长的方法。

经检索，关于微合金化元素对钢铁性能的影响已有专利公开，如发明专利CN107653419B，公开了“一种Nb-Ti微合金化590MPa级钢板及其制备”，发明属于金属板带生产领域，具体涉及一种低成本Nb-Ti微合金化590MPa级高扩孔性能钢板及其制备方法，其中Nb-Ti微合金化590MPa级钢板，其化学成分按重量百分比组成为C：0.06～0.09％，Si≤0.15％，Mn：1.45～1.60％，Nb：0.030～0.040％，P≤0.02％，S≤0.003％，Als：0.015～0.050％，Ti：0.020～0.035％，其余为Fe及不可避免的杂质。所得钢板具有成本低、屈服强度高、抗拉强度高、延伸率高、扩孔率高等优点。该方案讨论的是钢板，其成分体系与研究对象与本发明显著不同。

发明专利CN110592483A，公开了“一种铌钛微合金化HRB500E螺纹钢及其制备方法”，所述HRB500E螺纹钢含有下述质量百分含量的化学成分：C：0.22～0.25％，Si：0.30～0.50％，Mn：1.2～1.5％，Nb：0.020～0.025％，Ti：0.015～0.022％，N：0.011～0.015％，P≤0.025％，S≤0.018％，余量为Fe及不可避免杂质。上述发明的含碳量设计以及研究的对象与本发明有显著的差异，而且主要考虑微合金化对性能的影响，并不涉及NbC的析出机制。

发明专利CN102851587B，公开了“一种抗变形X80-X100管线钢板及其制备方法”，该管线钢板包含按重量百分比计算的如下组分：C：0.04～0.09％，Si：0.10～0.50％，Mn：1.0～2.0％，P≤0.015％，S≤0.005％，Nb：0.05～0.11％，Ti：0.010～0.025％，Mo≤0.30％，Cu≤0.40％，Ni≤0.50％，Cr≤0.40％，其余部分包含Fe。上述发明针对的是管线钢，成分体系、研究对象以及关注点与本发明有本质差别。

又如发明专利CN108866439A，公开了“一种Nb、Ti复合微合金化高温真空渗碳重载齿轮用钢”，其成分质量百分比为：C：15～0.23％，Si：0.10～0.40％，Mn：0.45～0.90％，Cr：1.50～1.80％，Ni：1.40～1.70％，Mo：0.15～0.55％，Nb：0.02～0.08％，Ti：0.015～0.08％，P：≤0.020％，S：≤0.020％，其余为Fe和不可避免杂质。其主要是采用复合微合金化方式，利用析出相钉扎晶界来抑制高温真空渗碳过程中奥氏体晶粒的粗化长大。针对的对象以及内容与本发明完全不同。

又如发明专利CN109023069A，公开了“一种NbC纳米颗粒强化X80塑性管用钢板及其制造方法”，该钢板的成分按重量百分比计如下：C：0.06％～0.12％，Si：0.10％～0.30％，Mn：0.60％～1.40％，Nb：0.07％～0.15％，N：0.001％～0.004％，Ti：0.01％～0.04％，A1：025％～0.045％，P≤0.010％，S≤0.005％，Cu≤0.30％，Mo≤0.30，Cr：0.12％～0.30％，Ni：0.12％～0.30％，其余为Fe以及不可避免的杂质元素。其中主要是为了满足塑性管用X80钢板所需的性能，本发明采用了低碳低锰、Nb与Ti复合微合金化、有选择的添加Mo、Cu及适当加入Cr与Ni、不添加V的成分设计；其针对的对象是管线钢，关注点是力学性能，与本发明关注的NbC析出机制具有本质差别。

再如发明专利CN109306398A公开了一种控制管线钢中Nb-Ti复合析出物的轧制方法，所述的管线钢的化学成分按照重量百分比计包括：C：0.03～0.10，Mn：1.50～2.0，Ti：0.01～0.05，Nb：0.04～0.10，其余合金元素根据性能要求适量添加。根据管线钢的化学成分，通过冶金热力学理论计算，获得NbC单相析出物在钢中的完全固溶温度及NbC和TiN的单相析出规律。利用形变诱导析出理论原理，确定控制钢中Nb-Ti复合析出物的加热温度及复合析出物的精确粗轧轧制工艺。尽管其中讨论了TiN和NbC的复合析出，但是主要是依靠轧制“应变诱发析出的技术原理”，与本发明通过成分设计和连铸工艺的控制具有在原理和技术上具有显著差异。

由此可见，上述文献或专利从针对的对象、研究的目标和内容上来看，均与本发明有着显著的差别。

发明内容

1、要解决的问题

本发明为了克服在实际生产过程中Ti/Nb复合微合金化的技术难题，提出了一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，通过控制Ti、N的成分以调控TiN第二相粒子的尺寸和体积分数；以优化的TiN粒子的尺寸和体积分数，配合冷却速度的控制实现NbC依附TiN粒子的外延生长，从而保证最终粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于50微米。

2、技术方案

为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。

本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.05％～0.20％；Si：0.10％～0.50％，Mn：0.80％～1.60％；Nb：0.02％～0.04％；Ti：0.008％～0.015％；N：0.003％～0.005％，余量为铁和其他杂质。

作为本发明更进一步的改进，成品热轧H型钢的翼缘厚度范围为50mm～150mm。一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度小于5℃/s，保证连铸结束后铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.010％～0.060％，相应第二相粒子的平均直径为10nm～45nm。

作为本发明更进一步的改进，铸坯连铸前，烘烤浸入式水口，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为20min～60min，再采用大火烘烤，烘烤时间为20min～60min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间超过60min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间超过90min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为60min～180min。

作为本发明更进一步的改进，铸坯浇铸周期为20min～40min，拉矫机的工作拉速为0.3m/min～1.5m/min，控制中间包温度范围为1500℃～1600℃。

作为本发明更进一步的改进，连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为150m³/h～250m³/h，二次冷却的比水量0.40L/kg～0.70L/kg。

作为本发明更进一步的改进，浸入式水口插入深度50mm～120mm，采用氩气保护浇注。

作为本发明更进一步的改进，加热炉内的加热温度为1230℃～1300℃，加热时间120min～150min。

作为本发明更进一步的改进，粗轧阶段的开轧温度小于1100℃，终轧温度大于950℃，压缩比为10％～30％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸小于50um。

3、有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢，不同于传统Ti/Nb微合金钢主要关注TiN和NbC粒子以及合金碳氮化物的析出和对力学性能的影响，提出了厚重热轧H型钢中通过Ti/Nb比的设计，得到要求的TiN的体积分数和尺寸，从而促使后续NbC粒子依附于已有的TiN粒子外延析出生长，得到TiN+NbC的复合粒子，增强了NbC的析出以及对调控粗轧奥氏体晶粒尺寸的有效调控，为实现厚重热轧H型钢产品的晶粒细化提供基础。。

(2)本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢，实现了NbC依附于TiN外延细处生长的机制，解决了Ti微合金化造成的连铸坯裂纹问题，同时加速了NbC粒子的析出，充分利用Nb的作用，并减少了会引起低温冲击韧性降低的NbC的应变诱发析出。

(3)本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，在本发明的钢水体积分数条件下，在连铸坯冷却过程中以较低的冷却速度(小于5℃/s)，实现NbC依附TiN粒子外延生长的方式析出。以此达到以下几个方面的效果：一、NbC依附TiN外延生长可以包裹长方形的具有明显棱角TiN粒子，减轻粒子周围的应力集中，从而降低铸坯裂纹发生的概率；二、因外延析出的方式不需要NbC粒子的形核，降低了NbC析出的阻力，能使钢中的Nb充分以NbC粒子依附TiN粒子外延析出，促使NbC在轧制的高温区大量弥散析出，细化析出的第二相粒子的尺寸，促使Nb得到充分的利用；三、由于(Ti，Nb)(C，N)复合粒子的形成，大大降低了钢中剩余Nb的过饱和度，进而导致NbC粒子形核需要在更低的温度下才能实现，而在较低温度下析出的第二相粒子尺寸明显细小；四、这种弥散分布的第二相粒子，对于抑制奥氏体晶粒的长大和调控轧制过程中奥氏体的形变再结晶行为具有显著的优势。

(4)本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，加热炉内的加热温度为1230℃～1300℃，加热时间120min～150min，加热温度在1230～1300℃范围内，能够保留部分未溶TiN第二相粒子，用以抑制加热过程中奥氏体晶粒长大；又可确保NbC粒子的完全回溶，为后续的外延析出提供成分保证；同时还能保证厚重热轧H型钢整个断面加热均匀，有利于后续轧制。

(5)本发明的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，粗轧阶段的开轧温度小于1100℃，终轧温度大于950℃，压缩比为10％～30％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸小于50um，粗轧开轧温度小于1100℃为了使足够数量的TiN粒子优先析出为NbC粒子的外延生长析出提供位置。在加热过程中TiN粒子具有很高的热稳定性，基本可以保留，抑制了加热过程中奥氏体晶粒的长大。在随后的冷却过程中，TiN粒子作为NbC非均匀形核的核心，促NbC的析出，有效抑制了粗轧过程中奥氏体再结晶晶粒的长大，保证粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于50微米。

附图说明

图1为本发明的热轧H型钢内部TiN的TEM形貌图；

图2为本发明中热轧H型钢内部TiN粒子的析出量与温度的关系曲线图：

其中①：析出粒子NbC的体积分数，②：析出粒子TiN的体积分数，③：析出粒子MnS的体积分数，④：析出粒子AlN的体积分数；

图3为本发明中热轧H型钢内部NbC粒子依附TiN粒子外延生长的复合粒子TEM形貌的显微结构示意图：

其中①为NbC粒子，②为TiN粒子。

具体实施方式

为进一步了解本发明的内容，结合附图对本发明作详细描述。

在本发明的描述中，需要说明的是，术语“中心”、“上”、“下”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。此外，术语“第一”、“第二”、“第三”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。

下面结合实施例对本发明作进一步的描述。

实施例1

针对厚重热轧H型钢，单一依靠Nb的微合金化难以实现加热和冷却过程中奥氏体晶粒尺寸的控制目标。理论和实验证明TiN粒子热稳定性高，可以有效地调控奥氏体在加热和粗轧过程的晶粒长大。因此需要采用Ti/Nb的复合微合金化。而对于厚重热轧H型钢，微合金化元素Ti的加入，由于TiN粒子与基体的共格界面，会形成具有棱角的长方形粒子，如图1所示。这种长方形粒子的棱角处会具有较大的应力集中，在连铸坯冷却过程中会由于外应力和热应力造成连铸坯裂纹，造成了在实际生产过程中Ti/Nb复合微合金化的技术难题。针对于这一技术难题，本发明利用NbC球形粒子包裹TiN方形粒子，减小应力集中，从而一方面改善了连铸坯质量，同时实现了促进NbC析出、调控奥氏体晶粒尺寸以及减少应变诱发NbC粒子析出对低温韧性的不利影响。

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.05％；Si：0.10％，Mn：0.80％；Nb：0.04％；Ti：0.008％；N：0.005％，余量为铁和其他杂质。成品热轧H型钢的翼缘厚度范围为50mm～150mm。具体地，本实施例中成品热轧H型钢的翼缘厚度为50mm。

本发明主要以Ti/N/Nb合适的微合金化成分优化设计，保证获得要求的TiN第二相粒子的尺寸和体积分数。成分体系中关键的Ti、Nb、N元素需要严格控制其含量范围。当Ti含量低于0.008％和N含量低于0.003％时，析出TiN第二相粒子较少，无法达到第二相粒子弥散析出调控奥氏体晶粒尺寸作用；而当Ti含量超过0.015％、N含量超过0.005％时，TiN会在液相中析出，尺寸可达数微米，既不能有效抑制奥氏体晶粒的长大，还会对钢的塑性和韧性造成恶劣影响。此外，Ti的含量不超过析出TiN的化学当量比，如果Ti超过了形成TiN的化学当量比，多余的Ti则会与钢中的C形成TiC，消耗钢中的C原子，则会导致以下问题：(1)导致NbC析出的温度降低，不利于对TiN粒子形成有效包裹，影响对连铸坯质量的改善；(2)不利于NbC的充分析出(在含碳量较低的情况下)，减小了对奥氏体晶粒长大和形变再结晶的调控作用；(3)降低了钢中的固溶C含量，导致钢中珠光体含量降低，强度下降。同时Nb含量不应超过0.04％，否则一方面会造成成本提高，另一方面加大连铸生产难度；此外Nb的含量也不应低于0.02％，否则不能提供足够数量的第二相粒子来实现阻碍晶粒的长大和细化奥氏体晶粒的目的。采用Ti/Nb的微合金化设计，由于第二相粒子尺寸的显著减小，增强了对奥氏体形变再结晶行为的调控，因此，在同样的奥氏体晶粒尺寸和形变再结晶调控要求下，可以减少合金元素Nb的含量，实现低成本合金设计。

采用上述成分的钢水冶炼的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度小于5℃/s，连铸坯中观察到TiN+NbC的复合粒子，未见连铸坯裂纹。根据上述的成分控制和冷却速度的调控，保证连铸结束后铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.01％～0.06％，相应第二相粒子的平均直径为10nm～45nm。具体地，本实施例中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度为4℃/s，铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.01％，相应第二相粒子的平均直径为10nm。

在上述钢水的体积分数条件下，在连铸坯冷却过程中以较低的冷却速度(小于5℃/s)，实现NbC依附TiN粒子外延生长的方式析出。以此达到以下几个方面的效果：一、NbC依附TiN外延生长可以包裹长方形的具有明显棱角TiN粒子(如图1所示)，减轻粒子周围的应力集中，从而降低铸坯裂纹发生的概率；二、因外延析出的方式不需要NbC粒子的形核，降低了NbC析出的阻力，能使钢中的Nb充分以NbC粒子依附TiN粒子外延析出，促使NbC在轧制的高温区大量弥散析出，细化析出的第二相粒子的尺寸，促使Nb得到充分的利用；三、由于(Ti，Nb)(C，N)复合粒子的形成，大大降低了钢中剩余Nb的过饱和度，进而导致NbC粒子形核需要在更低的温度下才能实现，而在较低温度下析出的第二相粒子尺寸明显细小；四、这种弥散分布的第二相粒子，对于抑制奥氏体晶粒的长大和调控轧制过程中奥氏体的形变再结晶行为具有显著的优势。

本实施例铸坯连铸前，烘烤浸入式水口，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为20min～60min，再采用大火烘烤，烘烤时间为20min～60min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间超过60min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间超过90min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为60min～180min。具体地，本实施例中烘烤浸入式水口时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为20min，再采用大火烘烤，烘烤时间为20min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间65min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间100min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为60min。其中浸入式水口插入深度50mm～120mm，采用氩气保护浇注。具体地，本实施例中浸入式水口插入深度50mm。

本实施例中铸坯浇铸周期为20min～40min，拉矫机的工作拉速为0.3m/min～1.5m/min，控制中间包温度范围为1500℃～1600℃。具体地，本实施例中坯浇铸周期为20min，拉矫机的工作拉速为0.3m/min，控制中间包温度范围为1500℃。

本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为150m³/h～250m³/h，二次冷却的比水量0.40L/kg～0.70L/kg。具体地，本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为150m³/h，二次冷却的比水量0.40L/kg。

本实施例中加热炉内的加热温度为1230℃～1300℃，加热时间120min～150min，加热温度在1230～1300℃范围内，能够保留部分未溶TiN第二相粒子，用以抑制加热过程中奥氏体晶粒长大；又可确保NbC粒子的完全回溶，为后续的外延析出提供成分保证；同时还能保证厚重热轧H型钢整个断面加热均匀，有利于后续轧制。具体地，本实施例中加热炉内的加热温度为1230℃，加热时间120min。

本实施例在粗轧阶段的开轧温度小于1100℃，终轧温度大于950℃，压缩比为10％～30％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸小于50um，粗轧开轧温度小于1100℃为了使足够数量的TiN粒子优先析出为NbC粒子的外延生长析出提供位置。在加热过程中TiN粒子具有很高的热稳定性，基本可以保留，抑制了加热过程中奥氏体晶粒的长大。在随后的冷却过程中，TiN粒子作为NbC非均匀形核的核心，促NbC的析出，有效抑制了粗轧过程中奥氏体再结晶晶粒的长大，保证粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于50微米。具体地，本实施例中粗轧阶段的开轧温度为1050℃，终轧温度为960℃，压缩比为10％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸为48um。

本发明以翼缘厚度在50mm-150mm的厚重热轧H钢为产品目标，提出了利用Ti/Nb复合微合金化，实现NbC粒子依附于已有的TiN粒子外延析出生长的技术方法。通过控制Ti、N的成分以调控TiN第二相粒子的尺寸和体积分数；以优化的TiN粒子的尺寸和体积分数，配合冷却速度的控制实现NbC依附TiN粒子的外延生长，从而保证最终粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于50um。

实施例2

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.05％；Si：0.50％，Mn：1.60％；Nb：0.02％；Ti：0.015％；N：0.003％，余量为铁和其他杂质。本实施例中成品热轧H型钢的翼缘厚度为150mm。

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度为4.5℃/s，铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.06％，相应第二相粒子的平均直径为45nm。

本实施例中烘烤浸入式水口时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为60min，再采用大火烘烤，烘烤时间为60min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间70min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间95min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为180min，浸入式水口插入深度120mm。

本实施例中坯浇铸周期为40min，拉矫机的工作拉速为1.5m/min，控制中间包温度范围为1600℃。

本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为250m³/h，二次冷却的比水量0.70L/kg。

本实施例中加热炉内的加热温度为1300℃，加热时间150min。本实施例中粗轧阶段的开轧温度为1080℃，终轧温度为980℃，压缩比为30％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸为46um。

实施例3

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.14％；Si：0.31％，Mn：1.32％；Nb：0.032％；Ti：0.011％；N：0.004％，余量为铁和其他杂质。本实施例中成品热轧H型钢的翼缘厚度为100mm。

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度为3.9℃/s，铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.052％，相应第二相粒子的平均直径为40nm。

本实施例中烘烤浸入式水口时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为40min，再采用大火烘烤，烘烤时间为50min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间70min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间100min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为120min，浸入式水口插入深度80mm。

本实施例中坯浇铸周期为30min，拉矫机的工作拉速为0.45m/min，控制中间包温度范围为1556℃。

本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为200m³/h，二次冷却的比水量0.55L/kg。

本实施例中加热炉内的加热温度为1250℃，加热时间135min。本实施例中粗轧阶段的开轧温度为1050℃，终轧温度为960℃，压缩比为20％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸为49um。

实施例4

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.15％；Si：0.33％，Mn：1.45％；Nb：0.033％；Ti：0.014％；N：0.004％，余量为铁和其他杂质。本实施例中成品热轧H型钢的翼缘厚度为120mm。

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度为4℃/s，铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.055％，相应第二相粒子的平均直径为30nm。

本实施例中烘烤浸入式水口时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为45min，再采用大火烘烤，烘烤时间为55min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间70min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间110min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为123min，浸入式水口插入深度81mm。

本实施例中坯浇铸周期为28min，拉矫机的工作拉速为0.45m/min，控制中间包温度范围为1554℃。

本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为198m³/h，二次冷却的比水量0.53L/kg。

本实施例中加热炉内的加热温度为1245℃，加热时间134min。本实施例中粗轧阶段的开轧温度为1045℃，终轧温度为962℃，压缩比为21％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸为47um。

实施例5

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢及其生产方法，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.14％；Si：0.28％，Mn：1.5％；Nb：0.035％；Ti：0.012％；N：0.003％，余量为铁和其他杂质。本实施例中成品热轧H型钢的翼缘厚度为135mm。

本实施例的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度为4.2℃/s，铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.058％，相应第二相粒子的平均直径为36nm。

本实施例中烘烤浸入式水口时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为48min，再采用大火烘烤，烘烤时间为58min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间72min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间108min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为180min，浸入式水口插入深度118mm。

本实施例中坯浇铸周期为31min，拉矫机的工作拉速为0.46m/min，控制中间包温度范围为1558℃。

本实施例中连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为202m³/h，二次冷却的比水量0.55L/kg。

本实施例中加热炉内的加热温度为1239℃，加热时间135min。本实施例中粗轧阶段的开轧温度为1035℃，终轧温度为959℃，压缩比为25％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸为48um。

本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

Claims

1.一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：厚重热轧H型钢包括以下重量百分比的组分：C：0.05％～0.20％；Si：0.10％～0.50％，Mn：0.80％～1.60％；Nb：0.02％～0.04％；Ti：0.008％～0.015％；N：0.003％～0.005％，余量为铁和其他杂质；采用所述厚重热轧H型钢制备得到的成品热轧H型钢的翼缘厚度范围为50mm～150mm；其中成品热轧H型钢的制备工艺包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中铸坯连铸过程中控制连铸坯的冷却速度小于5℃/s，保证连铸结束后铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.010％～0.060％，相应第二相粒子的平均直径为10nm～45nm。

2.根据权利要求1所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：铸坯连铸前，烘烤浸入式水口，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间为20min～60min，再采用大火烘烤，烘烤时间为20min～60min；烘烤中包时，先采用小火进行预烘烤，烘烤时间超过60min，再采用中火进行不带风烘烤，烘烤时间超过90min，最后大火进行带风烘烤，烘烤时间为60min～180min。

3.根据权利要求2所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：铸坯浇铸周期为20min～40min，拉矫机的工作拉速为0.3m/min～1.5m/min，控制中间包温度范围为1500℃～1600℃。

4.根据权利要求3所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：连铸机二冷区中控制一次冷却的水流量为150m³/h～250m³/h，二次冷却的比水量0.40L/kg～0.70L/kg。

5.根据权利要求4所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：浸入式水口插入深度50mm～120mm，采用氩气保护浇注。

6.根据权利要求1所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：加热炉内的加热温度为1230℃～1300℃，加热时间120min～150min。

7.根据权利要求1-5任意一项所述的一种抑制晶粒长大的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于：粗轧阶段的开轧温度小于1100℃，终轧温度大于950℃，压缩比为10％～30％，粗轧后轧件内部奥氏体平均晶粒尺寸小于50um。