CN112746221A - 一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺 - Google Patents

一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种V‑N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺，属于建筑结构钢技术领域，解决了现有技术中无法满足热轧厚壁H型钢高强度(屈服强度≥550MPa)、高韧性(‑40℃冲击功≥150J)以及截面性能均匀的使用要求的问题。本发明提供一种V‑N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，化学成分以质量百分比计为：C：0.07％～0.13％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.35％～1.55％，P≤0.020％，S≤0.015％，V：0.04％～0.07％，Ti：0.005％～0.010％，N：0.011％～0.022％，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明通过V‑N微合金化作用，保证高强度、高韧性的同时，使厚壁H型钢的截面性能均匀性增强。

Description

一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺
技术领域
本发明涉及建筑结构钢技术领域，尤其涉及一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺。
背景技术
近年来，建筑用钢结构用钢成为一大热点，国家各项政策给钢结构用钢的推广和应用带来了便利。H型钢是钢结构用钢中用量最大的型钢，占钢结构用钢总量达16％以上。
然而，H型钢一般采用孔型轧制，由于其结构特点，其翼缘和腹板在轧制过程中其变形量和冷却速率存在很大差异，特别是翼缘与腹板的连接处变形量小，冷却速率小，腹板的变形量大，冷却速率大，使得H型钢截面性能不均匀，通常翼缘的强度低、腹板强度高，强度差值大于80MPa，而这种差异随着H型钢规格的增大和强度要求的提高而越加明显。
发明内容
鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢及其生产工艺，用以解决现有技术无法同时满足热轧厚壁H型钢高强度(屈服强度≥550MPa)、高韧性(-40℃冲击功≥150J)以及截面性能均匀的使用要求。
本发明提供一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，化学成分以质量百分比计为：C：0.07％～0.13％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.35％～1.55％，P≤0.020％，S≤0.015％，V：0.04％～0.07％，Ti：0.005％～0.010％，N：0.011％～0.022％，其中，C/N≤6.8，Ti/V≤0.15，0.7≤N/(0.292Ti+0.275V)＜1.0，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，化学成分以质量百分比计为：C:0.076％～0.098％，Si:0.213％～0.262％，Mn:1.38％～1.41％，P≤0.016％，S≤0.012％，V:0.047％～0.056％，Ti:0.0052％～0.0069％，N:0.0123％～0.0166％，其中C/N≤6.5，Ti/V≤0.13，0.74≤N/(0.292Ti+0.275V)≤0.82，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢中组成以重量百分比可以为：C:0.105％～0.126％，Si:0.271％～0.296％，Mn:1.44％～1.51％，P≤0.014％，S≤0.010％，V:0.061％～0.069％，Ti:0.0073％～0.0095％，N:0.0175％～0.0217％，其中C/N≤6.7，Ti/V≤0.12，0.88≤N/(0.292Ti+0.275V)≤0.98，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述厚壁H型钢的宽度300mm，翼缘厚度≧30mm。
进一步地，所述厚壁H型钢的显微组织主要为铁素体和珠光体，所述铁素体和所述珠光体的体积分数比为3：1～4：1。
本发明还提供一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，包括以下步骤：
根据实际生产情况，按上述厚壁H型钢的成分比例进行添加
S1.转炉/电炉冶炼，出钢过程中全程吹氩；
S2.炉外精炼，在精炼中期加入VN16合金粉，精炼期间全程吹氩，调好成分(C：0.07％～0.13％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.35％～1.55％，P≤0.020％，S≤0.015％，V：0.04％～0.07％，Ti：0.005％～0.010％，N：0.011％～0.022％)后，保证钢水不裸露；
S3.连铸；
S4.轧制。
进一步地，所述步骤S1中，出钢温度T≥1610℃。
进一步地，所述步骤S2中，在精炼炉中精炼温度为1550～1580℃。
进一步地，所述步骤S3中，连铸过程中使用长水口氩封保护浇铸。
进一步地，所述步骤S4中包括热轧钢坯加热温度为1150～1250℃，炉内加热时间不得超过2小时。
进一步地，所述步骤S4中还包括开轧温度为1000℃～1150℃，终轧温度为950～1000℃，轧后空冷。
与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：
1、本发明中通过加入VN16合金粉，促进V在奥氏体中析出，不仅增加了析出强度效果，并且起到了细晶强化的效果，显著提高了低温冲击韧性。
2、针对厚壁H型钢翼缘和腹板在轧制过程中其变形量和冷却速率存在很大差异(翼缘特别是翼缘与腹板的连接处(R角)变形量小，冷却速率小，腹板的变形量大，冷却速率大)所造成的截面性能不均匀的问题，通过V-N微合金化作用，使其在R角析出量多，析出强化效果高于腹板，弥补了两者之间的强度差异，使其截面性能均匀性增强，同时能有效降低钒的用量，节约了钒资源并降低了生产成本。
3、由于V的溶解度高，采用再结晶控制轧制，其轧制温度高，对轧机负荷小，可有效延长轧机的使用寿命。
本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为本发明厚壁H型钢结构示意图。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。
本发明的一个具体实施例，如图1所示，公开了一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，其化学成分以质量百分比计：C：0.07％～0.13％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.35％～1.55％，P≤0.020％，S≤0.015％，V：0.04％～0.07％，Ti：0.005％～0.010％，N：0.011％～0.022％，其中，C/N≤6.8,Ti/V≤0.15，0.7≤N/(0.292Ti+0.275V)＜1.0，余量为Fe和不可避免的杂质。
具体来说，上述V-N微合金化550MPa热轧厚壁高强度H型钢中，各元素的作用及配比依据如下：
C是提高钢材强度的有效元素，为了获得所需要的强度，C含量需要在0.07％以上，但是当其含量超过0.13％时，会使钢的低温韧性和焊接性显著降低，因此，C含量需控制在一个合适范围，本发明将其范围规定为0.07～0.13％。
Si是脱氧元素，也是重要的固溶强化元素，一方面可以确保脱氧效果，另一方面Si可以提高材料的强度，Si含量需要在0.20％以上，但是当其含量超过0.30％时，会使钢的韧性和焊接性变差，因此，为了保证H型钢的强度、韧性和焊接性，本发明将Si的范围规定为0.20～0.30％。
Mn是微合金化钢相变强化和固溶强化机制中起主要作用的合金元素，本发明中为了获得所需要的强度，Mn含量需要在1.35％以上，但是当其含量超过1.55％时，会使钢的低温韧性和焊接性降低，因此，Mn的范围规定为1.35～1.55％。
P是钢中的杂质元素，P含量越少，本发明中H型钢的性能越好，因此，限制P≤0.020％。
S是钢中不可避免存在的有害元素，会形成MnS夹杂物，降低钢的韧性和焊接性，因此，其含量要尽可能地减少，控制其含量在0.015％以下。
V是本发明H型钢中的关键微合金化元素，V在奥氏体中析出，可以细化奥氏体晶粒；同时这些粒子与铁素体的界面能小，促进了铁素体的形核，能起到诱导晶内铁素体形核，细化铁素体晶粒的作用。另外，在铁素体中弥散析出，起到沉淀强化作用，进一步提高了H型钢的强度。当V含量低于0.04％时，无法满足本发明需要的最低强度要求。同时出于成本考虑，上限应控制在0.07％。
Ti是本发明H型钢中的关键微合金化元素，也是微合金化钢中析出强化元素，能在高温区形成非常稳定的TiN颗粒，可以有效阻止奥氏体晶粒长大，要达到此目的，最低Ti含量应控制在0.005％。但是，Ti含量过高会使得钢中的TiN颗粒粗大，降低钢的低温韧性，因此本发明将Ti的范围规定为0.005％～0.010％。同时应严格控制Ti/V≤0.15，这主要是由于Ti和N的结合会降低钢中的N含量，从而影响V在奥氏体和铁素体中的析出。
N是本发明H型钢中的关键微合金化元素。N能和钢中的V和Ti结合形成第二相粒子析出，而且钢中增氮能控制V在奥氏体中的析出，改变了起细晶强化作用和沉淀强化作用的V的分配，可以发挥V的细晶强化作用的工艺路线，用细晶强化取代部分沉淀强化作用，在强度不变的情况下改善基体的塑韧性，而且氮的增加促进了V的析出，从而降低了V的用量，起到降低成本的作用。但是N含量过高，会增加钢的时效脆性，降低钢的低温韧性。因此结合V和Ti的含量，N含量应控制在0.011％～0.022％，同时满足0.7≤N/(0.292Ti+0.275V)＜1.0的关系，以期达到最佳强韧性匹配。此外，N和C含量需要满足C/N≤6.8，是本发明中重要控制因素，这主要是由于N含量较少时，剩余的V会与C结合析出，反而降低钢的强度。
为了进一步提高上述V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的综合性能，可以对上述钢组成成分做进一步调整。示例性的，其组成以重量百分比可以为：C:0.076％～0.098％，Si:0.213％～0.262％，Mn:1.38％～1.41％，P≤0.016％，S≤0.012％，V:0.047％～0.056％，Ti:0.0052％～0.0069％，N:0.0123％～0.0166％，其中C/N≤6.5，Ti/V≤0.13，0.74≤N/(0.292Ti+0.275V)≤0.82，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢中组成以重量百分比可以为：C:0.105％～0.126％，Si:0.271％～0.296％，Mn:1.44％～1.51％，P≤0.014％，S≤0.010％，V:0.061％～0.069％，Ti:0.0073％～0.0095％，N:0.0175％～0.0217％，其中C/N≤6.7，Ti/V≤0.12，0.88≤N/(0.292Ti+0.275V)≤0.98，余量为Fe和不可避免的杂质。
需要说明的是，上述厚壁H型钢宽度≧300mm，翼缘厚度≧30mm。
需要说明的是，厚壁H型钢的显微组织主要为铁素体和珠光体，铁素体和珠光体的体积分数比为3：1～4：1。
进一步的，厚壁H型钢的显微组织中铁素体和珠光体的体积分数比为3.8：1。
本发明中厚壁H型钢的显微组织主要是铁素体和珠光体，由于厚壁H型钢是型钢，翼缘和腹板的尺寸相差大，轧制过程中各部位的变形量和冷速均不同，所以不同部位的铁素体和珠光体的比例是不同的，腹板的珠光体比较多，翼缘和R角的珠光体比较少，按普通成分进行生产，腹板就比翼缘和R角的强度高很多，但是采用钒氮微合金化后，通过化学成分的优化加上其本身翼缘和R角冷速较慢的特点，使得翼缘和R角的第二相沉淀强化效果比腹板的强，弥补了翼缘和R角的强度不足，最终使得本发明中厚壁H型钢各部分的强度比较均匀。
本发明还提供一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，主要包括以下步骤：
S1.转炉/电炉冶炼，出钢过程中保证全程吹氩，吹氩后转入精炼炉；
S2.炉外精炼，在精炼中期加入VN16合金粉，精炼期间全程吹氩，调好成分(C:0.076％～0.098％，Si:0.213％～0.262％，Mn:1.38％～1.41％，P≤0.016％，S≤0.012％，V:0.047％～0.056％，Ti:0.0052％～0.0069％，N:0.0123％～0.0166％)后，钢水不裸露；
S3.连铸；
S4.轧制。
需要说明的是，步骤S1中包括出钢温度T≥1610℃。
需要说明的是，步骤S2中包括在精炼炉中精炼温度为1550～1580℃。具体地，结合厚壁H型钢翼缘和R角冷却速度慢于腹板的特征，采用V-N微合金化技术，改善翼缘、R角、腹板性能差异；精炼中期加入含有VN16合金粉，为了防止氮的局部过饱和，提高回收率，精炼期间全程吹氩，以提高钢中钒和氮的收得率。
具体地，VN16合金粉的加入量为0.52～1.3千克/吨，同时采用VN16合金粉可以保证V和N的收得率在90％以上。
示例性地，步骤S3中包括在连铸过程中使用长水口氩封保护浇铸。
需要说明的是，步骤S4中包括热轧钢坯加热温度为1150～1250℃，炉内加热时间不得超过2小时；进一步地，开轧温度为1000℃～1150℃，终轧温度为950～1000℃，轧后空冷。
具体地，钢坯加热温度为1150～1250℃，开轧温度为1000℃～1150℃，终轧温度为950～1000℃，终轧之后空冷；在奥氏体再结晶区控轧，对轧机轧制力要求较低，负荷小，有利于保护轧机。
实施例1～4和对比例1～4的各种厚壁H型钢由工业生产而成，各实施例和对比例中厚壁H型钢的化成成分如表1所示。其中，实施例1和对比例1制成规格为200mm×400mm×20mm×35mm(长×宽×腹板厚度×翼缘厚度)的厚壁H型钢；实施例2和对比例2制成规格为400mm×400mm×20mm×35mm(长×宽×腹板厚度×翼缘厚度)的厚壁H型钢；实施例3和对比例3制成规格为900mm×300mm×18mm×34mm(长×宽×腹板厚度×翼缘厚度)的厚壁H型钢；实施例4和对比例4制成规格为1000mm×300mm×19mm×36mm(长×宽×腹板厚度×翼缘厚度)的厚壁H型钢。
表1实施例与对比例厚壁H型钢的化学成分(wt％)
Figure BDA0002861875150000081
Figure BDA0002861875150000091
从表1可看出，按照本发明生产的4种试验钢，实施例1至实施例4中的化学成分均满足本发明的要求，其中C/N、Ti/V、Mn/Ni也均满足本发明要求。
从表1还可看出，对比例1中V和N含量及C/N比不满足本发明的要求，对比例2中的N/(0.292Ti+0.275V)不满足本发明的要求，对比例3中的Ti/V比不满足本发明的要求，对比例4中的Si、Mn含量不满足本发明的要求。
对各个实施例和对比例取样，取样部位分别为厚壁H型钢翼缘1/3处、R角及腹板1/2处。按GB/T228-2002《金属材料室温拉伸试验方法》规定在WE-300液压拉伸试验机上进行室温拉伸试验，按GB/T229-1994《金属夏比缺口冲击试验方法》规定在JBN-300C冲击试验机上进行低温冲击试验，测定-40℃试验钢的断裂冲击吸收功，结果见表2。
表2实施例与对比例厚壁H型钢的力学性能
Figure BDA0002861875150000092
Figure BDA0002861875150000101
注：Rel为屈服强度；；Akv为-40℃低温冲击功。
本发明需要满足热轧厚壁H型钢高强度(屈服强度≥550MPa)、高韧性(-40℃冲击功≥150J)以及截面性能均匀(厚壁H型钢在翼缘1/3、R角、腹板的屈服强度差值均在30MPa之内)的使用要求。
从表2可看出，实施例1～4中轧制的厚壁H型钢的屈服强度均大于550MPa，-40℃低温冲击功均大于150J，而且在同一实施例中厚壁H型钢在翼缘1/3、R角、腹板的屈服强度差值均在30MPa之内，-40℃低温冲击功差值均在25J以内，说明采用V-N微合金化工艺生产的厚壁H型钢在保证550MPa屈服强度的基础上，显著提高了低温冲击韧性，并且截面性能均匀性良好，均满足本发明的要求。
对比例1中翼缘1/3和R角的屈服强度均小于550MPa，腹板处的屈服强度比R角的屈服强度高41Mpa(超过30MPa)，且翼缘1/3、R角和腹板处的-40℃低温冲击功均小于150J，因此，对比例1轧制的厚壁H型钢的屈服强度、-40℃低温冲击功及截面性能均匀性均没有达到要求。
对比例2中翼缘1/3和R角的屈服强度均小于550MPa，因此，对比例2轧制的厚壁H型钢的屈服强度不满足要求。
对比例3中腹板处的屈服强度比翼缘1/3、R角的屈服强度高91MPa、111MPa(超过30MPa)，且翼缘1/3、R角和腹板处的-40℃低温冲击功均小于150J，因此，对比例3中轧制的厚壁H型钢的-40℃低温冲击功及截面性能均匀性均没有达到要求。
对比例4中翼缘1/3和R角的屈服强度均小于550MPa，腹板处的屈服强度比R角的屈服强度高35MPa(超过30MPa)，且翼缘1/3和腹板处的-40℃低温冲击功均小于150J，因此，对比例4轧制的厚壁H型钢的屈服强度、-40℃低温冲击功及截面性能均匀性均没有达到要求。
本发明所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢能够满足屈服强度不低于550MPa，-40℃低温冲击功不低于150J，截面屈服强度差在30MPa之内；且厚壁H型钢的生产采用钒氮微合金化的方式，使其在R角析出量多，析出强化效果高于腹板，弥补了两者之间的强度差异，使其截面性能均匀性增强，同时能有效降低钒的用量，节约了钒资源并降低了生产成本；通过加入VN16合金粉促进V在奥氏体中析出，不仅增加了析出强度效果，并且起到了细晶强化的效果，显著提高了低温冲击韧性；由于V的溶解度高，采用再结晶控制轧制，其轧制温度高，对轧机负荷小，可有效延长轧机的使用寿命。
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。

Claims (10)

1.一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，其特征在于，化学成分以质量百分比计为：C：0.07％～0.13％，Si：0.20％～0.30％，Mn：1.35％～1.55％，P≤0.020％，S≤0.015％，V：0.04％～0.07％，Ti：0.005％～0.010％，N：0.011％～0.022％，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，其特征在于，化学成分以质量百分比计为：C:0.076％～0.098％，Si:0.213％～0.262％，Mn:1.38％～1.41％，P≤0.016％，S≤0.012％，V:0.047％～0.056％，Ti:0.0052％～0.0069％，N:0.0123％～0.0166％，余量为Fe和不可避免的杂质。
3.根据权利要求2所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，其特征在于，所述厚壁H型钢的宽度300mm，翼缘厚度≧30mm。
4.根据权利要求3所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢，其特征在于，所述厚壁H型钢的显微组织主要为铁素体和珠光体，所述铁素体和所述珠光体的体积分数比为3：1～4：1。
5.根据权利要求1-4任一项所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，包括以下步骤：
S1.转炉/电炉冶炼，出钢过程中全程吹氩；
S2.炉外精炼，在精炼中期加入VN16合金粉，精炼期间全程吹氩；
S3.连铸；
S4.轧制。
6.根据权利要求5所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，所述步骤S1中，出钢温度T≥1610℃。
7.根据权利要求6所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，所述步骤S2中，在精炼炉中精炼温度为1550～1580℃。
8.根据权利要求7所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，所述步骤S3中，连铸过程中使用长水口氩封保护浇铸。
9.根据权利要求8所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，所述步骤S4中包括热轧钢坯加热温度为1150～1250℃，炉内加热时间不得超过2小时。
10.根据权利要求9所述的一种V-N微合金化550MPa热轧厚壁H型钢的生产工艺，其特征在于，所述步骤S4中还包括开轧温度为1000℃～1150℃，终轧温度为950～1000℃，轧后空冷。
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