CN113234995B

CN113234995B - 一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法

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Publication number: CN113234995B
Application number: CN202110398833.8A
Authority: CN
Inventors: 彭林; 吴保桥; 吴湄庄; 沈千成; 夏勐; 黄琦; 丁朝晖; 汪杰; 邢军; 圣立芜
Original assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Current assignee: Maanshan Iron and Steel Co Ltd
Priority date: 2021-04-14
Filing date: 2021-04-14
Publication date: 2022-04-26
Anticipated expiration: 2041-04-14
Also published as: CN113234995A

Abstract

本发明公开了一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法，属于轧钢生产技术领域。本发明的热轧H型钢包括以下质量百分比的元素：C：0.14～0.18％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.10～1.40％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.12％，Nb：0.020～0.040％，N：≤0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质。其生产工艺为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后QST冷却。本发明通过合理的成分配比以及轧制工艺，尤其是控制压下量的分配以及控温轧制，最终得到综合力学性能优异的翼缘厚度为70～100mm、屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，0℃纵向V型冲击功KV2均值≥60J，Z向性能≥20％的高层建筑用热轧H型钢。

Description

一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法

技术领域

本发明属于轧钢生产技术领域，更具体地说，涉及一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法。

背景技术

近些年，我国超高层建筑的数量越来越多，这类建筑群的出现对减少我国建筑占地面积具有较大的作用，特别是对我国这样人口较多的国家来说，发展超高层建筑无疑是解决我国建筑占地面积增多，人均土地减少的重要举措。在我国超高层建筑主要用作写字楼、酒店或大跨度的商业地产等。这类高层钢结构在标准层设计应用中的投影建筑面积通常较小，这导致钢结构在安装过程中容易受到工序场地小、构建多、工序长、协调复杂等的影响，另外现场钢构件的堆放位置也会收到一定的限制。

热轧H型钢目前已被广泛地应用在各个领域。在高层建筑这一块，一方面考虑建筑结构层数多、跨度大特点，要求H型钢尺寸大、厚度大；另一方面，考虑建筑的安全性、经济性及选材的便捷性，又要求H型钢强度高、韧性好、焊接性能优良，因此，重型热轧H型钢逐渐受到青睐。一般来说厚度超过40mm的H型钢，拥有相当于钢板焊接而成箱型立柱的大界面，相比而言，热轧H型钢需要更少的焊接接头，是高层建筑的理想立柱材料，具备安全性高、场地占用较少和制造期短的优点。

但是，现有在生产厚度较厚的热轧H型钢时，由于要求的H型钢尺寸及厚度较大，在轧制过程中变形情况较为复杂，其各项性能控制较为困难，尤其是控制得到翼缘厚度为70～100mm、屈服强度为600MPa级的高层建筑用热轧H型钢更加不易。由于超厚翼缘厚度的热轧H型钢其在轧制过程中翼缘厚度方向的压下率更小，变形渗透更加困难，采用传统工艺进行生产难以得到各项性能较好的产品，从而难以保证其各方面性能满足实际使用需求。

经检索，中国专利公开号为CN101899616A，公开日为2010年12月1日，发明创造名称为：一种600MPa级别高强工程机械用钢及其生产方法。该专利中公开的钢的化学成分按重量百分比为C：0.06-0.09％、Si：0.15-0.25％、Mn：1.4-1.6％、P：≤0.020％、S：≤0.010％、Alt：0.020-0.060％、Nb：0.040-0.060％、Ti：0.09-0.12％，其余为Fe及不可避免的杂质。该钢无需添加Mo、V等昂贵元素，能够生产出屈服强度达600MPa以上，-20℃V型夏比冲击功≥40J的优良强韧性的低成本热轧板卷。但是，该专利中涉及的产品为板卷，其厚度规格限定为5～16mm，难以实现超厚翼缘厚度产品的生产。

又如，专利公开号为CN107034424A，公开日为2017年8月11日，发明创造名称为：一种700MPa级高强度热轧H型钢及其制备方法，该专利中公开的热轧H型钢，其化学成分按重量百分数计包括：C：0.05％～0.10％、Si：0.20％～0.50％、Mn：1.30％～1.60％、P：≤0.020％、S：≤0.008％，Cu：0.32％～0.50％，Cr：0.70％～0.90，Ni：0.32％～0.50％，Nb：0.20％～0.30％，V：0.45％～0.60％，其余包括铁和微量杂质。该专利的技术方案主要通过成分设计，结合控制加热和轧制，同时利用快速冷却，实现700MPa级高强度热轧H型钢生产。所得产品力学性能良好，屈服强度大于700MPa，抗拉强度大于800MPa，且其制备方法与传统高强度钢的制备方法相比，产品在生产过程中不需要进行在线和轧后热处理，因此生产工序少，生产成本较低。但是，该专利中实施例的热轧H型钢产品翼缘厚度仅为20mm，且采用低温轧制，轧机负荷大，对设备不利，且未提及到产品的低温冲击韧性性能。

再如，专利公开号为CN107747043A，公开日为2018年3月2日，发明创造名称为：一种屈服强度650MPa及以上级别耐候热轧H型钢及其制造方法。该专利中的热轧H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.08～0.20；Si：≤0.5；Mn：1.2～1.6；V：0.06～0.15；Ti：0.015～0.05；Ni：0.2～0.5；P≤0.02；S≤0.01；N≤0.015；Mo：0.20～0.5，Cu：0.20～0.35，Cr：0.20～0.50，Al：0.02～0.05；O≤0.004；其余为铁Fe和不可避免杂质。该专利中所得H型钢产品其力学性能良好，屈服强度大于650MPa，抗拉强度大于750MPa，尤其是20℃纵向冲击功大于34J，适合极端气候条件地区使用。但是，该发明中实施例的热轧H型钢产品翼缘厚度最大仅为35mm，且还需进行离线回火热处理，工序繁杂且严重制约生产效率。

发明内容

1.要解决的问题

本发明的目的在于克服现有热轧H型钢在轧制过程中变形情况较为复杂，其性能稳定性控制较为困难，难以得到翼缘厚度相对较厚及各项力学性能均优良的热轧H型钢的不足，提供了一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法。采用本发明的技术方案能够有效解决上述问题，并通过合理的成分配比以及轧制工艺，尤其是控制压下量的分配以及控温轧制，最终得到综合力学性能优异的翼缘厚度为70～100mm、屈服强度600MPa级高层建筑用热轧H型钢。

2.技术方案

为了解决上述问题，本发明所采用的技术方案如下：

本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比的元素：C：0.14～0.18％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.10～1.40％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.12％，Nb：0.020～0.040％，N：≤0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质。

更进一步的，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

更进一步的，其翼缘厚度为70～100mm、屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，0℃纵向V型冲击功KV2均值≥60J，Z向性能≥20％。

更进一步的，上述热轧H型钢的生产工艺步骤为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后QST冷却。

更进一步的，粗轧阶段，开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上；待温度至950℃以下时，进入精轧阶段，终轧温度控制在870～890℃。

更进一步的，粗轧时，在1100～1150℃温度区间时，道次压下率控制在15％～20％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在20％～25％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％～30％，坯料总的压下率控制在40％～50％。

更进一步的，精轧时，在900～950℃温度区间，道次压下率控制在15％～25％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在5％～10％。

更进一步的，轧后QST冷却时，水压控制在1.2～1.4MPa，水流量控制在4000-4500m3/h，冷却时间控制在40～60s，返温温度控制在500～650℃。

更进一步的，坯料加热时，加热温度控制为1200～1250℃，保温时间为150～180min。

3.有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，通过对其组分及组分的质量百分比范围进行优化设计，从而能够保证所得热轧H型钢的使用性能，尤其是能够有效满足高层建筑对H型钢尺寸大、厚度大且强度高、韧性好、焊接性能、Z向性能优良的要求，解决了传统热轧H型钢翼缘厚度较薄的问题。

(2)本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其化学成分采用C-Si-Mn-Nb-V成分设计思路，严格控制Nb+V总量≤0.14％，一方面，在得到充足的VN析出物的情况下，还能够有效避免过高的N含量引起坯料裂纹和Fe4N析出引起金属的脆化的现象；另一方面，通过对其含量的控制，可以降低生产成本，经济效益优良。

(3)本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，通过对成分配比以及生产工艺进行优化设计，共同发挥作用，特别是通过对轧制和冷却工艺参数进行设计，严格控制压下量的分配，再配合控温轧制工艺以及轧后QST工艺，从而能够得到翼缘厚度较厚的热轧H型钢，其翼缘厚度为70～100mm，屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率A≥15％，0℃纵向V型冲击功KV2≥60J，Z≥20％，具有较高的强度、良好的塑性、低温韧性及良好的Z向性能。

(4)本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，进行轧制时，采用严格的控温轧制，并通过将轧制的道次压下率结合温度范围进行优化，一方面，粗轧时通过较大的轧制变形和奥氏体的反复再结晶不断细化奥氏体晶粒，同时随着0.020％～0.040％的Nb合金元素加入，固溶Nb的溶质拖拽作用，以及Nb(C、N)化物的钉扎作用进一步细化奥氏体晶粒，使得最终产品的铁素体晶粒度达到9.5级以上，满足产品最终的综合力学性能要求。另一方面，精轧时低温大压下形成的累积变形，进一步细化了晶粒尺寸，提高了钢的强度，改善了钢的韧性。

(5)本发明的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，通过对轧制后的冷却方式进行优化，尤其是采用QST冷却技术，并通过对具体的冷却工艺参数进行控制，一方面，可以保证所得产品的回火层厚度达到翼缘厚度的1/4位置；另一方面，还能够有效保证了所得产品的韧性。

附图说明

图1为本发明中实施例1中所得产品的表层组织形貌(回火索氏体)的电镜图；

图2为本发明中实施例1中所得产品的芯部组织形貌(铁素体+珠光体)的电镜图；

图3为本发明中各实施例及各对比例中所得产品的性能检测结果。

具体实施方式

针对现有热轧H型钢在保证各项力学性能均优良的情况下，翼缘厚度难以做到超厚，轧制难度高，控制困难，当坯料规格尺寸一定时，相较于薄翼缘厚度的热轧H型钢而言，超厚翼缘厚度的热轧H型钢其在轧制过程中翼缘厚度方向的压缩比更小，变形渗透更难，采用传统的轧制工艺很难做出各项力学性能优良且翼缘厚度较厚的产品。本发明提供了一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢及其生产方法，其设计思路主要是通过控制加热段的铸坯原始晶粒尺寸、轧制段奥氏体变形再结晶行为、冷却段相变行为来实现综合力学性能优异的翼缘厚度70～100mm、屈服强度600MPa级热轧H型钢的生产，能够同时满足高层建筑对H型钢尺寸大、厚度大且强度高、韧性好、焊接性能、Z向性能优良的要求，解决了传统热轧H型钢翼缘厚度较薄的问题。

具体的，本发明的热轧H型钢，包括以下质量百分比的元素：C：0.14～0.18％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.10～1.40％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.12％，Nb：0.020～0.040％，N：≤0.025％，其余为Fe及不可避免的杂质。

本发明通过对其组分及组分的质量百分比范围进行优化设计，能够保证所得热轧H型钢的使用性能，其化学成分采用C-Si-Mn-Nb-V成分设计思路，一方面，严格控制Nb+V总量≤0.14％，在得到充足的VN析出物的情况下，能够有效避免过高的N含量引起坯料裂纹和Fe4N析出引起金属的脆化的现象；另一方面，通过对其含量进行控制，还可以有效降低生产成本，经济效益优良。同时，一方面，V元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入，并严格控制P、S等杂质元素的含量，V作为强碳化物形成元素，与C、N元素形成的V(C、N)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，主要是通过在奥氏体向铁素体的相变过程中以及相变之后析出来起到析出强化的作用。本发明的热轧H型钢，其含量范围控制为0.080％～0.120％，综合考虑了成本及产品强度性能。另一方面，本发明的热轧H型钢中添加Nb，其在高温下通过细化晶粒来提高钢的强度，固溶的Nb对奥氏体晶粒的长大起到溶质拖拽的作用，阻止奥氏体晶粒长大，与此同时，未溶解的Nb与C、N元素形成Nb(C、N)化物可以显著的钉扎在奥氏体晶界，细化奥氏体晶粒，并对最终产品组织起到细化的作用。Nb的含量控制为0.020～0.030％，可以有效防止铸坯表面出现裂纹，保证最终产品表面质量，从而能够进一步提高钢的强度和塑性。

此外，其他各成分含量控制如下：

C作为钢中的基本元素，对提高钢的强度起着非常重要的作用，为了获得较高的强度，同时降低炼钢脱C的难度，下限值设定为0.14％，C含量过高将严重恶化钢的塑性、韧性及焊接性，上限设定为0.18％。

适当含量的Si能起到较强的固溶强化作用，Si还是炼钢过程中重要的还原和脱氧元素，为了获得较高的强度，下限值设定为0.35％，但Si含量不能太高，研究表明Si含量过高将加速高温剥层，降低韧性和抗层状撕裂性能，且容易在钢的表面生成红色的氧化铁皮，影响产品的表面质量，上限值设定为0.55％。

Mn作为钢中的强化元素，可以提高钢的强度和淬透性，为了保证钢的强度，下限值设定为1.10％，但Mn含量不能过高，过高将导致铸坯偏析的可行性显著增加，对钢的成形性能产生不利影响，上限值设定为1.40％。

P、S作为杂质元素，会对钢的塑性、韧性和焊接性产生不利影响，应严格控制，考虑炼钢控制难度，实际生产中控制P：≤0.020％，S：≤0.015％。

本发明的超厚热轧H型钢，其生产工艺步骤为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后QST冷却。

具体按照以下步骤生产：

(1)铁水经预处理后至转炉冶炼；

(2)冶炼过程中吹惰性气体氩气，清除钢种溶解的气体和悬浮的非金属夹杂物，净化钢水；

(3)经LF炉精炼，控制夹杂物析出，进一步控制各合金元素含量，然后连铸成坯；

(4)铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1200～1250℃，保温时间150～180min，确保合金元素充分固溶，同时避免过烧以及奥氏体晶粒过度粗化；

(5)轧制和冷却

需要说明的是，进行轧制时，采用严格的控温轧制，并通过将轧制的道次压下率结合温度范围进行优化，通过添加适量的Nb元素来细化加热段铸坯原始晶粒尺寸；并采用两阶段轧制，通过合理的压缩比分配和温度控制避开奥氏体部分再结晶温度范围内变形，加大奥氏体再结晶温度范围内的变形进一步细化晶粒尺寸。轧后采用QST控冷工艺，返温温度控制在500-650℃，使得回火层厚度达到整个翼缘厚度的1/4，得到回火层组织为综合力学性能优异的回火索氏体组织。具体的，包括以下步骤：

1)粗轧阶段开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上。更进一步的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在15％～20％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在20％～5％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％～30％，坯料总的压下率控制在40％～50％。本阶段处于奥氏体再结晶温度范围内，不同温度范围内的道次压下率控制是为了确保每道次的奥氏体再结晶百分比达到50％以上，通过较大的轧制变形和奥氏体的反复再结晶不断细化奥氏体晶粒，同时随着0.020％～0.040％的Nb合金元素加入，固溶Nb的溶质拖拽作用，以及Nb(C、N)化物的钉扎作用进一步细化奥氏体晶粒，使得最终产品的铁素体晶粒度达到9.5级以上，满足产品最终的综合力学性能要求。

2)粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，坯料余下的变形在本阶段完成，终轧温度控制在870～890℃。更进一步的，在900～950℃温度区间，道次压下率控制在15％～25％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在5％～10％。本阶段处于奥氏体非再结晶温度范围内，此温度区间不发生奥氏体再结晶，低温大压下形成的累积变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶粒内部形成大量的变形带和位错，晶界面积的增加提高了奥氏体的形核密度，进一步细化了晶粒尺寸，提高了钢的强度，改善了钢的韧性。同时被拉长的奥氏体和大量的变形带及位错处也为碳氮化物第二相质点的析出提供了大量的着陆点，低温大压下形成的储存能也为碳氮化物第二相质点的析出提供了足够的动能。V作为强碳化物形成元素，随着0.080～0.120％含量V合金元素的加入，在本阶段形成了大量的V(C、N)弥散化物分布在基体中，进一步提高了本发明的H型钢的强度和韧性。

3)H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.2～1.4MPa，水流量控制在4000-4500m³/h，冷却时间控制在40～60s，返温温度控制在500～650℃。需要进一步说明的是，冷却时间过短，回火层厚度达不到翼缘厚度的1/4位置；冷却时间过长，其表层回火层组织将会变成回火托氏体或回火马氏体，该组织对产品的韧性不利。本发明通过大量实验并结合相关数据，最终确定得到最佳的冷却时长及返温温度，保证所得产品的韧性。

采用本发明的技术方案得到的热轧H型钢的翼缘厚度为70～100mm，其表层显微组织为回火索氏体(如图1所示)，芯部组织为铁素体+珠光体的复相组织(如图2所示)，铁素体晶粒度等级9.5级以上，回火层厚度大于等于翼缘厚度的1/4。产品的屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率A≥15％，0℃纵向V型冲击功KV2≥60J，Z≥20％，具有较高的强度、良好的塑性、低温韧性及良好的Z向性能。

下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。

实施例1

本实施例的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.6％，Si：0.42％，Mn：1.30％，P：0.016％，S：0.012％，V：0.083％，Nb：0.031％，N：0.017％，其余为Fe及不可避免的杂质，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢轧制的主要步骤及工艺参数如下：

步骤一、坯料加热；经加热炉加热至1232℃，保温时间167min。

步骤二、粗轧阶段开轧温度控制在1164℃，终轧温度控制在1006℃，具体的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在17％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在24％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在28％，坯料总的压下率控制在47.4％。

步骤三、粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，精轧阶段开轧温度控制944℃，终轧在温度控制在881℃。在900～950℃温度区间，道次压下率控制在21％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在7％。

步骤四、H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.3MPa，水流量控制在4000m³/h，冷却时间控制在48s，返温温度控制在552℃。

对所得产品进行热轧H型钢的性能进行测试，测试结果如图3所示。

实施例2

本实施例的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.17％，Si：0.45％，Mn：1.32％，P：≤0.020％，S：0.018％，V：0.092％，Nb：0.024％，N：0.020％，其余为Fe及不可避免的杂质，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

步骤一、坯料加热；经加热炉加热至1228℃，保温时间175min。

步骤二、粗轧阶段开轧温度控制在1158℃，终轧温度控制在1008℃，具体的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在17％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在22％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在27％，坯料总的压下率控制在44.7％。

步骤三、粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，精轧阶段开轧温度控制938℃，终轧在温度控制在881℃。在900～950℃温度区间，道次压下率控制在21％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在5％。

步骤四、H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.2MPa，水流量控制在4500m³/h，冷却时间控制在45s，返温温度控制在596℃。

实施例3

本实施例的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.16％，Si：0.45％，Mn：1.27％，P：0.017％，S：0.009％，V：0.090％，Nb：0.027％，N：0.015％，其余为Fe及不可避免的杂质，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

步骤一、坯料加热；经加热炉加热至1241℃，保温时间158min。

步骤二、粗轧阶段开轧温度控制在1171℃，终轧温度控制在1013℃，具体的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在16％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在23％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在26％，坯料总的压下率控制在41.3％。

步骤三、粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，精轧阶段开轧温度控制934℃，终轧在温度控制在876℃。在900～950℃温度区间，道次压下率控制在20％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在10％。

步骤四、H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.4MPa，水流量控制在4300m³/h，冷却时间控制在53s，返温温度控制在586℃。

实施例4

本实施例的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.14％，Si：0.55％，Mn：1.40％，P：0.020％，S：0.012％，V：0.12％，Nb：0.020％，N：0.022％，其余为Fe及不可避免的杂质，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

步骤一、坯料加热；经加热炉加热至1200℃，保温时间180min。

步骤二、粗轧阶段开轧温度控制在1150℃，终轧温度控制在1000℃以上，具体的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在15％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在20％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％，坯料总的压下率控制在40％。

步骤三、粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，精轧阶段开轧温度控制900℃，终轧在温度控制在890℃。在900～950℃温度区间，道次压下率控制在25％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在10％。

步骤四、H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.3MPa，水流量控制在4400m³/h，冷却时间控制在40s，返温温度控制在500℃。

实施例5

本实施例的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.18％，Si：0.35％，Mn：1.10％，P：0.010％，S：0.013％，V：0.08％，Nb：0.040％，N：0.024％，其余为Fe及不可避免的杂质，钒元素的添加采用60％的V-N和40％的V-Fe合金配入。

步骤一、坯料加热；经加热炉加热至1250℃，保温时间150min。

步骤二、粗轧阶段开轧温度控制在1180℃，终轧温度控制在1000℃以上，具体的，在1100～1150℃温度区间，道次压下率控制在20％；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在25％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在30％，坯料总的压下率控制在50％。

步骤三、粗轧完毕后，待温至950℃以下，然后进入精轧阶段，精轧阶段开轧温度控制900℃，终轧在温度控制在870℃。在900～950℃温度区间，道次压下率控制在15％；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在5％。

步骤四、H型钢轧后进入QST冷却装置，水压控制在1.3MPa，水流量控制在4200m³/h，冷却时间控制在60s，返温温度控制在650℃。

对比例1

本对比例的热轧H型钢，其组分的重量百分比范围采用实施例1中的组分。其加工步骤采用现有常规的热轧工艺流程即可，对所得产品进行热轧H型钢的性能进行测试，测试结果如图3所示。

对比例2

本对比例的热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如下：C：0.16％，Si：0.37％，Mn：1.30％，P：0.013％，S：0.010％，V：0.06％，N：0.021％，其余为Fe及不可避免的杂质。

其加工步骤采用实施例1中的热轧工艺流程，对所得产品进行热轧H型钢的性能进行测试，测试结果如图3所示。

对比例3

本对比例的热轧H型钢，其组分的重量百分比范围与对比例2相同，其加工步骤与对比例1中相同，对所得产品进行热轧H型钢的性能进行测试，测试结果如图3所示。

结合图3可以看出，实施例1-5中所得热轧H型钢的翼缘厚度为70～100mm、屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15％，0℃纵向V型冲击功KV2均值≥60J，Z向性能≥20％，相较于对比例1-3中所得产品的性能而言，具备综合性能更加优良的力学性能，且对比例中所得产品的翼缘厚度均难以做到70～100mm。

Claims

1.一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其特征在于：包括以下质量百分比的元素：C：0.14～0.18%，Si：0.35～0.55%，Mn：1.10～1.40%，P：≤0.020%，S：≤0.015%，V：0.080～0.12%，Nb：0.020～0.040%，N：≤0.025%，其余为Fe及不可避免的杂质；该H型钢的轧制工艺及冷却工艺如下：

粗轧时，在1100～1150℃温度区间时，道次压下率控制在15%~20%；在1050～1100℃温度区间，道次压下率控制在20%~25%；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25%~30%，坯料总的压下率控制在40%～50%；

精轧时，在900～950℃温度区间，道次压下率控制在15%~25%；在900℃以下温度区间，道次压下率控制在5%~10%；

轧后QST冷却时，水压控制在1.2～1.4MPa，水流量控制在4000-4500m3/h，冷却时间控制在40～60s，返温温度控制在500～650℃。

2.根据权利要求1所述的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其特征在于：钒元素的添加采用60%的V-N和40%的V-Fe合金配入。

3.根据权利要求1所述的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢，其特征在于：其翼缘厚度为70~100mm、屈服强度≥600MPa，抗拉强度≥750MPa，延伸率≥15%，0℃纵向V型冲击功KV2均值≥60J，Z向性能≥20%。

4.根据权利要求1-3中任一项所述的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，其特征在于，其工艺步骤为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后QST冷却。

5.根据权利要求4所述的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，其特征在于：粗轧阶段，开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上；待温度至950℃以下时，进入精轧阶段，终轧温度控制在870～890℃。

6.根据权利要求5所述的一种屈服强度600MPa级超厚热轧H型钢的生产方法，其特征在于：坯料加热时，加热温度控制为1200～1250℃，保温时间为150～180min。