CN112410666A - 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法 - Google Patents

一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法 Download PDF

Info

Publication number
CN112410666A
CN112410666A CN202011243693.9A CN202011243693A CN112410666A CN 112410666 A CN112410666 A CN 112410666A CN 202011243693 A CN202011243693 A CN 202011243693A CN 112410666 A CN112410666 A CN 112410666A
Authority
CN
China
Prior art keywords
temperature
low
shaped steel
rolled
rolling
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Granted
Application number
CN202011243693.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN112410666B (zh
Inventor
邢军
吴保桥
张建
夏勐
黄琦
汪杰
吴湄庄
彭林
彦井成
丁朝晖
何军委
陈辉
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Original Assignee
Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Maanshan Iron and Steel Co Ltd filed Critical Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority to CN202011243693.9A priority Critical patent/CN112410666B/zh
Publication of CN112410666A publication Critical patent/CN112410666A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN112410666B publication Critical patent/CN112410666B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/08—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling structural sections, i.e. work of special cross-section, e.g. angle steel
    • B21B1/088—H- or I-sections
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

本发明公开了一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法，属于钢铁冶炼技术领域。本发明H型钢包括以下重量百分比的组分：C：0.03％～0.06％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.60％、P≤0.01％、S≤0.005％、V：0.07％～0.09％、Ni：0.10％～0.25％、Cr：0.10％～0.25％、N：0.008％～0.010％，其余为Fe及不可避免的杂质，V与N的含量比为8：1‑10：1。本发明旨在提供一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法，基于热轧H型钢的生产实际，通过合理的成分配比和全流程的TMCP技术，开发出翼缘厚度30mm～50mm，具备高强度、高低温韧性、优异的焊接性和厚度方向性能的460MPa级热轧H型钢。

Description

一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧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，涉及一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
近年来，世界经济的快速发展加剧了全球能源危机，石油、天热气等能源的开采从环境条件适宜区域向气候恶劣的北极区域转移，从陆地逐渐向近海、深海延伸。而北极地区自然资源丰富，尤其是石油和天然气资源极为丰富，已探明的油气资源超过4120亿桶(545亿吨)油当量，其石油和天然气储量分别占世界总量的13％和30％，是未来油气勘探开发重要的战略区。
由于北极地区是气候条件恶劣的高寒地区，使得在北极等高寒地区建造或使用的油气开采装置应具备更高的安全系数，使用的钢铁结构材料必须具有高强度、优异的低温韧性。油气开采装置使用的结构钢材主要包括了板材、型钢等。型钢主要用于结构件，其中H型钢特有的力学性能和截面特点使H型钢成为使用量较大的品种。在新一轮的油气开采竞争中，俄罗斯、加拿大、美国、北欧等北极周边国家和地区，竞相进行了战略布局，并快速推进一系列重点工程，如俄罗斯ArcticLNG项目和中俄东线天然气输送项目等，这些工程项目对高强度优异低温韧性的热轧H型钢需求量很大，其中，仅俄罗斯ArcticLNG项目对高强度优异低温韧性的结构钢材的需求量就达数十万吨。随着北极地区资源开发的不断深入推进，具有特殊性能的高品质结构钢材，特别是厚规格热轧H型钢的需求量将会快速增长。
在生产技术方面，关于460MPa级优异低温韧性热轧H型钢已有相关报道，但主要采用Nb、V、Ti、Cr、Ni、AI等多种元素组成的微合金化成分体系且合金的加入量较多，铸坯在炉加热时间较长，控轧温度较低，导致产品的生产成本较高，焊接性能差。同时，随着产品的厚度增加，总体压缩比较小，产品性能稳定差，生产难度较大。目前，所涉及460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的报道都是关于薄规格(翼缘厚度30mm以下)产品的，在相应厚规格(翼缘厚度30mm以上)产品上尚无报道。然而，从安全性、经济性和节能环保角度考虑，大型和重型钢结构对翼缘厚度30mm～50mm的功能复合型460MPa优异低温韧性热轧H型钢需求迫切。
通过文献查新可知，目前研究主要集中在普通460MPa级热轧H型钢，尚无460MPa级优异低温韧性H型钢的相关研究报道。例如，付博、张婕等在“山东冶金”上报道通过V-N微合金化配合合理的控制工艺可开发出厚度达30mm具有0℃冲击要求的460MPa级热轧H型钢；汪开忠、孙维等在“特殊钢”上报道采用V-Nb微合金化和控制轧制生产出厚度达30mm具有0℃冲击要求的460MPa级热轧H型钢；方金林、武玉利等在“江西冶金”上报道采用V-N微合金化配合合理的控制工艺可开发出厚度达30mm具有0℃冲击要求的460MPa级热轧H型钢。
经检索涉及到460MPa级低温韧性优异的热轧H型钢生产技术已有相关专利公开，如发明专利CN108642381B，涉及一种屈服强度460MPa级高韧性耐低温H型钢，其化学成分组成按重量百分比为：C0.03％～0.07％，Si≤0.3％，Mn1.20％～1.40％，Nb0.015％～0.030％，V0.10％～0.15％，Ti0.015％～0.025％，Ni0.25％～0.45％，Cr0.30％～0.50％，Als0.01％～0.06％，N0.010％～0.023％，P≤0.015％，S≤0.010％，O≤0.004％，其余为Fe和不可避免杂质，采用铁水预处理、转炉冶炼、精炼、连铸、轧制、冷却以及矫直的工艺，生产出屈服强度≥460MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥18％；-40℃纵向冲击功≥100J。该发明采用了Nb、V、Ti、Ni、Cr、Als等多种微合金体系，其中微合金元素添加量也较多。
又如发明专利CN108504924A，涉及一种含钒具有良好低温韧性的屈服强度460MPa级热轧H型钢，含有以下重量百分比元素：碳0.13～0.18％、硅0.35～0.55％、锰1.30～1.50％、磷≤0.020％、硫≤0.010％、钒0.100～0.120％，Als0.010～0.030％，余量为Fe和残余的微量杂质，产品翼缘厚度40mm以下，屈服强度超过460MPa，其-20℃低温韧性超过100J。该发明采用高C+V、Als成分设计，未规定N元素含量，且产品的焊接性能较差，低温韧性仅达到-20℃的要求。
再如发明专利CN108754327B，涉及一种屈服强度460MPa级桥梁结构用高韧性耐候热轧H型钢及其生产方法，热轧H型钢包括如下重量百分比的化学成分：C0.08～0.11，Si0.30～0.45，Mn1.30～1.50，P≤0.020，S≤0.015，Cr0.50～0.65，Ni0.30～0.40，Cu0.30～0.40，V0.075～0.095，Nb0.015～0.025，Alt0.015～0.030，其余为Fe及微量残余元素，通过合理的成分配比、压下分配和控温轧制，获得铁素体+贝氏体+珠光体的复相组织；其力学性能达到ReL不低于460MPa、Rm不低于570MPa、A不低于20％、-40℃条件下KV2不低于150J，相比Q345B的腐蚀速率不高于50％。该发明为耐候钢产品开发系列，合金体系为Nb、V、Ni、Cr、Cu、Al，虽然产品的低温韧性较好，但是合金种类和加入量都较多，该类产品生产成本较高，焊接性能较差。
上述方案均不失为对低温韧性热轧H型钢的良好探索，但仍有进一步优化的空间，本行业对低温韧性热轧H型钢的探索也从未停止。
发明内容
1、要解决的问题
本发明旨在提供一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法，基于热轧H型钢的生产实际，通过合理的成分配比和全流程的TMCP技术，开发出翼缘厚度30mm～50mm，具备高强度、高低温韧性、优异的焊接性和厚度方向性能的460MPa级热轧H型钢。
2、技术方案
为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.03％～0.06％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.60％、P≤0.01％、S≤0.005％、V：0.07％～0.09％、Ni：0.10％～0.25％、Cr：0.10％～0.25％、N：0.008％～0.010％，其余为Fe及不可避免的杂质，所述V与N的含量比为8：1-10：1。
本发明提供的低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的成分控制如下：
C：C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0.03％；另一方面，当C含量大于0.06％时，会显著提升H型钢的碳当量CEV和焊接裂纹敏感性指数Pcm，降低H型钢的焊接性，同时，也会降低H型钢低温韧性，因此，将C含量上限设为0.06％，所以本发明中C的合适范围应选择在0.03％～0.06％之间。
Si：Si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0.02％；另一方面，若Si含量大于0.40％，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0.40％，所以本发明中Si的合适范围应选择在0.20％～0.40％。
Mn：Mn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1.40％；另一方面，若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％，所以本发明中Mn的合适范围应选择在1.40％～1.60％。
P：P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0.010％以下。
S：S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。
V：V是具有在奥氏体的粒内以氮化物或碳氮化物析出，作为向铁素体相变的形核点，是铁素体晶粒细化的有效元素，应该将V含量的下限设为0.070％；另一方面，若V含量大于0.090％，则有因析出物的粗大而损害低温韧性，应该将V含量的上限设为0.070％，所以本发明中V的合适范围应选择在0.07％～0.09％。
Ni：Ni是对于提高强度和韧性极其有效的元素，但是，Ni是昂贵的元素，为了抑制合金成本的上升，将Ni含量的上限设为0.20％，为了实现Ni的高韧性作用，将Ni含量的下限设为0.10％。
Cr：Cr是提高钢的淬透性、强度、耐火性和耐候性，性价比较高元素。为了防止Cr元素含量较高，钢的淬透性增强，组织中出现异常组织，降低钢的低温韧性，因此，将Cr含量的上限设为0.25％，为了实现Cr的提高强度作用，应该将Cr含量的下限设为0.10％。
N：N是形成VN或V(CN)，有助于组织的细粒化和析出强化的元素。因此，将N含量的下限设为0.0080％，但是，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％。此外，为了促使钢中大量析出细小弥散分布的VN或V(CN)等第二相粒子，限制V与N的含量比8:1-10:1。
作为本发明更进一步的改进，所述Ni+Cr的含量为0.30％～0.40％，且Ni：Cr的范围为1：1～1：2。
作为本发明更进一步的改进，所述成品H型钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.18％。
作为本发明更进一步的改进，H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级～11级，铁素体晶粒尺寸为5um～18um，铁素体体积占总体积的70％～75％，贝氏体体积占总体积的10％～15％。
作为本发明更进一步的改进，H型钢的翼缘厚度范围为30mm～50mm。
作为本发明更进一步的改进，H型钢的屈服强度为480MPa～540MPa；抗拉强度为580MPa～680MPa，延伸率为21％～28％，-40℃低温冲击韧性KV2≥120J。
一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧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-开坯机轧制-万能机轧制-控制冷却，其中铸坯在加热炉内加热段的温度为1200℃～1220℃，加热段时间为30min～40min，加热炉内均热段温度1215℃～1225℃，均热段时间50min～60min。
作为本发明更进一步的改进，开坯机轧制过程中控制开轧温度1080℃～1130℃，终轧温度不低于1050℃，轧件的翼缘累积变形量为20％～30％。
作为本发明更进一步的改进，万能机轧制分为高温轧制阶段和低温轧制阶段，其中控制高温轧制阶段中的开轧温度为950℃～980℃，终轧温度不低于930℃，高温轧制阶段的压缩比不低于50％；低温轧制阶段过程中待轧件温度降至900℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为20％以上。
作为本发明更进一步的改进，控制冷却过程采用两阶段冷却，第一阶段为超快冷，出轧机后立即冷却，冷却速度为20℃/s～30℃/s，轧件表面的终冷温度为650℃～680℃；第二阶段为空冷，轧件在超快冷之后，直接空冷至室温。
3、有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，采用经济型合金成分设计，配合460MPa级优异低温韧性热轧H型钢奥氏体强化相变技术，实现了组织细化，通过细晶强化+固溶强化+析出强化+相变强化等组合强化方式提升了H型钢综合力学性能。其具体是采用低C+V+低Ni和低Cr的成分设计，实现细晶强化、固溶强化、析出强化中第二相粒子的作用，降低产品的碳当量和焊接裂纹敏感性指数，提高了产品的焊接性，满足了产品性能需求，极大地降低了产品生产成本。V与N的含量比为8：1-10：1。V与N的含量比设计是充分发挥V和N耦合作用，匹配后续的轧制工艺，最优化地实现VN或V(CN)等第二相粒子在钢中大量弥散细小析出，并确保成品具有较高的表面质量，当V与N的含量比低于8：1时，N会在钢中大量富集，最终导致产品表面出现大量线性缺陷；当V与N的含量比高于10：1时，V会大量固溶于钢中，不予析出，造成V的浪费。因此，需要将V与N的含量比控制在8：1-10：1范围内。
(2)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，Ni+Cr的含量为0.30％～0.40％，且Ni：Cr的范围为1：1～1：2。通过Ni和Cr复合加入，充分发挥Ni和Cr复合作用的效果，利用Ni来扩大钢的奥氏体区，细化铁素体晶粒，实现低温韧性提升，配合Cr来增加组织的淬透性，促进钢材的组织转变，从而实现钢材的强度和韧性同时提升，且保持较好的焊接性能。当Ni+Cr复合加入的含量低于0.30％时，钢材的强度和低温韧性均较差；当Ni+Cr复合加入的含量高于0.40％时，钢材的焊接性能变差，且合金元素过量，生产成本较高。同时应保证Ni和Cr复合加入的比例范围在1：1～1：2之内，才能够充分发挥Ni和Cr复合加入的作用效果，满足最终成品高强度和耐低温韧性的要求。
(3)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，铸坯在加热炉内加热段的温度为1200℃～1220℃，加热段时间为30min～40min，加热炉内均热段温度1215℃～1225℃，均热段时间50min～60min，铸坯在加热炉内的总时间应控制在110min～130min范围内；考虑采用低C+V+低Ni和低Cr的成分设计以及异型坯的尺寸，异型坯在加热炉内的加热温度和时间的控制，即要确保合金元素充分固溶并均匀化，同时还应避免过烧以及奥氏体的异常长大。
(4)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，万能机轧制分为高温轧制阶段和低温轧制阶段，其中控制高温轧制阶段中的开轧温度为950℃～980℃，终轧温度不低于930℃，高温轧制阶段的压缩比不低于50％，最大化地确保此阶段有足够的应变积累和温度促使奥氏体发生动态再结晶和发生形变诱导第二相粒子析出，防止再结晶晶粒长大，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。低温轧制阶段过程中待轧件温度降至900℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为20％以上；此过程奥氏体不再发生再结晶，轧制主要促使奥氏体晶粒发生畸变，奥氏体内获得大量的畸变能，促使VN或V(CN)等第二相粒子大量析出，以复合促进铁素体相变形核，细化铁素体组织，以此细化最终组织。
(5)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，控制冷却过程采用两阶段冷却，第一阶段为超快冷，出轧机后立即冷却，冷却速度为20℃/s～30℃/s，轧件表面的终冷温度为650℃～680℃；第二阶段为空冷，轧件在超快冷之后，直接空冷至室温。利用超快冷技术，缩短温降时间，扩大相变的过冷度，并最大限度地保留热轧H型钢内部轧制变形引起的畸变，配合微合金元素作用，精准地控制轧制后奥氏体发生组织转变，细化相变组织。
附图说明
图1为本发明中实施例1的低温韧性热轧H型钢的内部显微结构示意图；
图2为本发明中实施例3的低温韧性热轧H型钢的内部显微结构示意图；
图3为本发明中实施例5的低温韧性热轧H型钢的内部显微结构示意图。
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
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.03％、Si：0.20％、Mn：1.55％、P：0.007％、S：0.00:3％、V：0.08％、Ni：0.10％、Cr：0.20％、N：0.01％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例主要是采用经济型合金成分设计，配合460MPa级优异低温韧性热轧H型钢奥氏体强化相变技术，实现了组织细化，通过细晶强化+固溶强化+析出强化+相变强化等组合强化方式提升了H型钢综合力学性能。其具体是采用低C+V+低Ni和低Cr的成分设计，实现细晶强化、固溶强化、析出强化中第二相粒子的作用，降低产品的碳当量和焊接裂纹敏感性指数，提高了产品的焊接性，满足了产品性能需求，极大地降低了产品生产成本。本实施例中V与N的含量比为8：1-10：1。V与N的含量比设计是充分发挥V和N耦合作用，匹配后续的轧制工艺，最优化地实现VN或V(CN)等第二相粒子在钢中大量弥散细小析出，并确保成品具有较高的表面质量，当V与N的含量比低于8：1时，N会在钢中大量富集，最终导致产品表面出现大量线性缺陷；当V与N的含量比高于10：1时，V会大量固溶于钢中，不予析出，造成V的浪费。因此，需要将V与N的含量比控制在8：1-10：1范围内，具体地，本实施例中V与N的含量比为8：1。
本实施例中Ni+Cr的含量为0.30％～0.40％，且Ni：Cr的范围为1：1～1：2。通过Ni和Cr复合加入，充分发挥Ni和Cr复合作用的效果，利用Ni来扩大钢的奥氏体区，细化铁素体晶粒，实现低温韧性提升，配合Cr来增加组织的淬透性，促进钢材的组织转变，从而实现钢材的强度和韧性同时提升，且保持较好的焊接性能。当Ni+Cr复合加入的含量低于0.30％时，钢材的强度和低温韧性均较差；当Ni+Cr复合加入的含量高于0.40％时，钢材的焊接性能变差，且合金元素过量，生产成本较高。同时应保证Ni和Cr复合加入的比例范围在1：1～1：2之内，才能够充分发挥Ni和Cr复合加入的作用效果，满足最终成品高强度和耐低温韧性的要求。具体地，本实施例中Ni+Cr之和为0.3％，Ni：Cr之比为1：2。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.18％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级～11级，铁素体晶粒尺寸为5um～18um，铁素体体积占总体积的70％～75％，贝氏体体积占总体积的10％～15％。具体地，本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.37％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.15％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级，铁素体体积占总体积的70％，贝氏体体积占总体积的10％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度范围为30mm～50mm。具体地，本实施例中H型钢的翼缘厚度为30mm。H型钢的屈服强度为480MPa～540MPa；抗拉强度为580MPa～680MPa，延伸率A为21％～28％，-40℃低温冲击韧性KV2≥120J。具体地，本实施例中H型钢的屈服强度为480MPa；抗拉强度为625MPa，延伸率为21％。其中H型钢的厚度方向性能Z的范围为40％～65％，具体地，本实施例中H型钢的厚度方向性能Z为40％。
采用上述成分的钢水冶炼的低成本460MPa级优异低温韧性热轧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-开坯机轧制-万能机轧制-控制冷却，其中铸坯在加热炉内加热段的温度为1200℃～1220℃，加热段时间为30min～40min，加热炉内均热段温度1215℃～1225℃，均热段时间50min～60min，铸坯在加热炉内的总时间应控制在110min～130min范围内。考虑采用低C+V+低Ni和低Cr的成分设计以及异型坯的尺寸，异型坯在加热炉内的加热温度和时间的控制，即要确保合金元素充分固溶并均匀化，同时还应避免过烧以及奥氏体的异常长大，因此本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1220℃，加热段时间为30min，加热炉内均热段温度1215℃，均热段时间60min，铸坯在加热炉内的总时间为110min。
本实施例在开坯机轧制过程中控制开轧温度1080℃～1130℃，终轧温度不低于1050℃，轧件的翼缘累积变形量为20％～30％。开坯轧制主要焊合连铸坯内部缺陷，例如疏松等，同时也是促使奥氏体在轧制高温区反复发生动态再结晶，细化奥氏体晶粒，翼缘累积变形量不低于20％。其中万能机轧制分为高温轧制阶段和低温轧制阶段，其中控制高温轧制阶段中的开轧温度为950℃～980℃，终轧温度不低于930℃，高温轧制阶段的压缩比不低于50％，最大化地确保此阶段有足够的应变积累和温度促使奥氏体发生动态再结晶和发生形变诱导第二相粒子析出，防止再结晶晶粒长大，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。低温轧制阶段过程中待轧件温度降至900℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为20％以上；此过程奥氏体不再发生再结晶，轧制主要促使奥氏体晶粒发生畸变，奥氏体内获得大量的畸变能，促使VN或V(CN)等第二相粒子大量析出，以复合促进铁素体相变形核，细化铁素体组织，以此细化最终组织。具体地，本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1130℃，终轧温度为1062℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为950℃，终轧温度为945℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至898℃时，完成剩余的压缩变形。
本实施例中开坯机为两辊轧机，轧辊直径为1200～1400mm，开坯机的轧制速度为2.0m/s～4.0m/s。万能轧机包括万能粗轧机和万能精轧机组成。万能粗轧机和万能精轧机的水平辊直径为1200mm～1400mm，立辊直径为850mm～950mm。万能轧机的轧制速度为2.0m/s～4.0m/s。轧制应变速率是轧制过程中奥氏体再结晶发生与否的关键因素之一，可以通过轧辊直径和轧制速度来进行控制。采用本实施例的轧辊直径和轧制速度与后续的轧制工艺配合方能实现奥氏体发生动态再结晶，最大化地确保此阶段有足够的应变积累和温度促使奥氏体发生动态再结晶和发生形变诱导第二相粒子析出，防止再结晶晶粒长大，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。
本实施例中控制冷却过程采用两阶段冷却，第一阶段为超快冷，出轧机后立即冷却，冷却速度为20℃/s～30℃/s，轧件表面的终冷温度为650℃～680℃；第二阶段为空冷，轧件在超快冷之后，直接空冷至室温。利用超快冷技术，缩短温降时间，扩大相变的过冷度，并最大限度地保留热轧H型钢内部轧制变形引起的畸变，配合微合金元素作用，精准地控制轧制后奥氏体发生组织转变，细化相变组织。具体地，本实施例中第一阶段超快冷中冷却速度为25℃/s，轧件表面的终冷温度为662℃。
表1为各实施例的化学成分含量：
Figure BDA0002769225220000091
表2为各实施例样品的显微组织和力学性能：
Figure BDA0002769225220000092
表3为各实施例各步骤中涉及到的主要工艺参数：
Figure BDA0002769225220000093
实施例2
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，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：0.04％、Si：0.23％、Mn：1.4％、P：0.01％、S：0.004％、V：0.086％、Ni：0.15％、Cr：0.20％、N：0.0095％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例中V与N的含量比为9：1；Ni+Cr之和为0.35％，Ni：Cr之比为1：1.3。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.35％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.14％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为11级，铁素体体积占总体积的72％，贝氏体体积占总体积的13％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度为30mm，H型钢的屈服强度为506MPa；抗拉强度为623MPa，延伸率为24％。其中H型钢的厚度方向性能Z为56％。
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的制备方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1200℃，加热段时间为34min，加热炉内均热段温度1221℃，均热段时间52min，铸坯在加热炉内的总时间为122min。
本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1108℃，终轧温度为1050℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为973℃，终轧温度为946℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至899℃时，完成剩余的压缩变形。本实施例中在控制冷却过程中第一阶段超快冷的冷却速度为20℃/s，轧件表面的终冷温度为680℃。
实施例3
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，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：0.04％、Si：0.26％、Mn：1.56％、P：0.008％、S：0.005％、V：0.07％、Ni：0.13％、Cr：0.25％、N：0.008％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例中V与N的含量比为8.8：1；Ni+Cr之和为0.38％，Ni：Cr之比为1：1.9。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.37％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.15％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级，铁素体体积占总体积的75％，贝氏体体积占总体积的15％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度为42mm，H型钢的屈服强度为540MPa；抗拉强度为680MPa，延伸率为24％。其中H型钢的厚度方向性能Z为49％。
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的制备方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1211℃，加热段时间为34min，加热炉内均热段温度1220℃，均热段时间53min，铸坯在加热炉内的总时间为130min。
本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1105℃，终轧温度为1075℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为974℃，终轧温度为944℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至897℃时，完成剩余的压缩变形。本实施例中在控制冷却过程中第一阶段超快冷的冷却速度为26℃/s，轧件表面的终冷温度为658℃。
实施例4
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，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：0.27％、Mn：1.50％、P：0.007％、S：0.004％、V：0.09％、Ni：0.18％、Cr：0.20％、N：0.009％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例中V与N的含量比为8.8：1；Ni+Cr之和为0.38％，Ni：Cr之比为1：1.1。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.37％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.16％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为11级，铁素体体积占总体积的73％，贝氏体体积占总体积的12％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度为42mm，H型钢的屈服强度为496MPa；抗拉强度为615MPa，延伸率为25％。其中H型钢的厚度方向性能Z为52％。
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的制备方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1208℃，加热段时间为40min，加热炉内均热段温度1220℃，均热段时间54min，铸坯在加热炉内的总时间为121min。
本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1106℃，终轧温度为1070℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为980℃，终轧温度为943℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至898℃时，完成剩余的压缩变形。本实施例中在控制冷却过程中第一阶段超快冷的冷却速度为27℃/s，轧件表面的终冷温度为656℃。
实施例5
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，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：0.40％、Mn：1.55％、P：0.008％、S：0.004％、V：0.083％、Ni：0.18％、Cr：0.21％、N：0.0092％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例中V与N的含量比为9：1；Ni+Cr之和为0.39％，Ni：Cr之比为1：1.2。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.37％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.16％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级，铁素体体积占总体积的70％，贝氏体体积占总体积的14％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度为50mm，H型钢的屈服强度为503MPa；抗拉强度为580MPa，延伸率为21％。其中H型钢的厚度方向性能Z为51％。
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的制备方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1212℃，加热段时间为35min，加热炉内均热段温度1219℃，均热段时间52min，铸坯在加热炉内的总时间为122min。
本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1100℃，终轧温度为1065℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为974℃，终轧温度为930℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至896℃时，完成剩余的压缩变形。本实施例中在控制冷却过程中第一阶段超快冷的冷却速度为30℃/s，轧件表面的终冷温度为650℃。
实施例6
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，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：0.06％、Si：0.32％、Mn：1.6％、P：0.008％、S：0.003％、V：0.088％、Ni：0.20％、Cr：0.20％、N：0.0091％，其余为Fe及不可避免的杂质。本实施例中V与N的含量比为9.7：1；Ni+Cr之和为0.4％，Ni：Cr之比为1：1。
本实施例中成品H型钢的碳当量CEV为0.38％，焊接裂纹敏感性指数Pcm为0.18％。H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级，铁素体体积占总体积的71％，贝氏体体积占总体积的13％。
本实施例中H型钢的翼缘厚度为50mm，H型钢的屈服强度为509MPa；抗拉强度为612MPa，延伸率为28％。其中H型钢的厚度方向性能Z为65％。
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的制备方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中铸坯在加热炉内加热段的温度为1215℃，加热段时间为36min，加热炉内均热段温度1225℃，均热段时间50min，铸坯在加热炉内的总时间为120min。
本实施例中开坯机轧制过程中控制开轧温度1109℃，终轧温度为1069℃，万能机轧制的高温轧制阶段中的开轧温度为972℃，终轧温度为941℃，低温轧制阶段过程中待轧件温度降至898℃时，完成剩余的压缩变形。本实施例中在控制冷却过程中第一阶段超快冷的冷却速度为29℃/s，轧件表面的终冷温度为653℃。
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 (10)

1.一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：包括以下重量百分比的组分：C：0.03％～0.06％、Si：0.20％～0.40％、Mn：1.40％～1.60％、P≤0.01％、S≤0.005％、V：0.07％～0.09％、Ni：0.10％～0.25％、Cr：0.10％～0.25％、N：0.008％～0.010％，其余为Fe及不可避免的杂质，所述V与N的含量比为8：1-10：1。
2.根据权利要求1所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：所述Ni+Cr的含量为0.30％～0.40％，且Ni：Cr的范围为1：1～1：2。
3.根据权利要求1所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：所述成品H型钢的碳当量CEV≤0.38％，焊接裂纹敏感性指数Pcm≤0.18％。
4.根据权利要求1所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：H型钢翼缘的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，组织的晶粒度为10级～11级，铁素体晶粒尺寸为5um～18um，铁素体体积占总体积的70％～75％，贝氏体体积占总体积的10％～15％。
5.根据权利要求1所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：H型钢的翼缘厚度范围为30mm～50mm。
6.根据权利要求1-5任意一项所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，其特征在于：H型钢的屈服强度为480MPa～540MPa；抗拉强度为580MPa～680MPa，延伸率为21％～28％，-40℃低温冲击韧性KV2≥120J。
7.采用权利要求1所述成分的钢水冶炼的低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，其特征在于：包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机轧制-万能机轧制-控制冷却，其中铸坯在加热炉内加热段的温度为1200℃～1220℃，加热段时间为30min～40min，加热炉内均热段温度1215℃～1225℃，均热段时间50min～60min。
8.根据权利要求7所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，其特征在于：开坯机轧制过程中控制开轧温度1080℃～1130℃，终轧温度不低于1050℃，轧件的翼缘累积变形量为20％～30％。
9.根据权利要求8所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，其特征在于：万能机轧制分为高温轧制阶段和低温轧制阶段，其中控制高温轧制阶段中的开轧温度为950℃～980℃，终轧温度不低于930℃，高温轧制阶段的压缩比不低于50％；低温轧制阶段过程中待轧件温度降至900℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为20％以上。
10.根据权利要求9所述的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，其特征在于：控制冷却过程采用两阶段冷却，第一阶段为超快冷，出轧机后立即冷却，冷却速度为20℃/s～30℃/s，轧件表面的终冷温度为650℃～680℃；第二阶段为空冷，轧件在超快冷之后，直接空冷至室温。
CN202011243693.9A 2020-11-10 2020-11-10 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法 Active CN112410666B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011243693.9A CN112410666B (zh) 2020-11-10 2020-11-10 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202011243693.9A CN112410666B (zh) 2020-11-10 2020-11-10 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN112410666A true CN112410666A (zh) 2021-02-26
CN112410666B CN112410666B (zh) 2022-08-19

Family

ID=74782272

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202011243693.9A Active CN112410666B (zh) 2020-11-10 2020-11-10 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN112410666B (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113621878A (zh) * 2021-07-20 2021-11-09 江苏利淮钢铁有限公司 一种高低温韧性液压缸缸头缸尾用钢及其生产工艺
CN113699441A (zh) * 2021-07-29 2021-11-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧h型钢及其生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6007644A (en) * 1998-03-05 1999-12-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel
CN102644032A (zh) * 2012-04-17 2012-08-22 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度550MPa高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法
CN108642381A (zh) * 2018-05-16 2018-10-12 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6007644A (en) * 1998-03-05 1999-12-28 Kawasaki Steel Corporation Heavy-wall H-shaped steel having high toughness and yield strength and process for making steel
CN102644032A (zh) * 2012-04-17 2012-08-22 马钢(集团)控股有限公司 一种屈服强度550MPa高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法
CN108642381A (zh) * 2018-05-16 2018-10-12 山东钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113621878A (zh) * 2021-07-20 2021-11-09 江苏利淮钢铁有限公司 一种高低温韧性液压缸缸头缸尾用钢及其生产工艺
CN113699441A (zh) * 2021-07-29 2021-11-26 马鞍山钢铁股份有限公司 一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧h型钢及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN112410666B (zh) 2022-08-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN108893675B (zh) 一种屈服强度500MPa级厚规格热轧H型钢及其制备方法
CN112048664B (zh) 一种正火态交货的100-120mm厚海上风电管桩用FH36钢板及其制备方法
CN113234995B (zh) 一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法
CN111187990B (zh) 一种屈服强度500MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN113549828B (zh) 一种低屈强比超高强海工钢及其制造方法
WO2019218657A1 (zh) 一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法
CN111455278A (zh) 低温韧性优异的800MPa级冷成型用厚规格热轧高强钢板卷及其制造方法
CN111286676A (zh) 一种高止裂性船用钢板的生产方法
CN111229827B (zh) 一种屈服强度450MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN112030070B (zh) 一种420MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法
CN112410666B (zh) 一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法
CN110578085A (zh) 一种屈服强度500MPa级耐大气腐蚀用热轧钢板
CN111304531A (zh) 一种屈服强度550MPa级热轧H型钢及其生产方法
CN115161552A (zh) 一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法
KR20220131991A (ko) 355MPa급 해양공학용 내저온 열간 압연 H형강 및 이의 제조 방법
CN109423572A (zh) 高止裂、抗应变时效脆化特性的耐海水腐蚀钢板及其制造方法
CN101165203B (zh) 超高强度高韧性x120管线钢及其制造方法
CN102766809B (zh) 一种屈服强度高于800MPa的矿井救生舱用热轧带钢及制备方法
CN113025885A (zh) 一种具有良好抗hic性能的低屈强比高强管线钢板及其制造方法
KR101359082B1 (ko) 저온 ｄｗｔｔ 연성파면율이 우수한 라인파이프용 후물강판 및 그 제조방법
CN111607747A (zh) 一种海底用抗硫化氢腐蚀x70级管线钢及其生产方法
CN114686767B (zh) 一种超低压缩比厚规格dh36钢板及其生产方法
CN113151740B (zh) 低温韧性良好的vl4-4l船舶用钢板及其制造方法
CN114717482A (zh) 一种低屈强比稀土钛耐候钢及其生产方法
CN114737124A (zh) 一种低屈强比低成本耐候钢及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant