CN113564480B - 一种具有z向性能的厚重热轧h型钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法，所述热轧H型钢包括以下化学成分：C、Si、Mn、Nb、Ti、N、B、Als，余量为铁和不可避免的杂质；所述生产方法包括以下步骤：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→RH→异型坯全保护浇注→堆垛缓冷→轧制→轧后空冷；本发明通过合理的成分配比和工艺控制，通过开坯轧制+万能轧制+轧后空冷工艺，利用相变+析出+细晶组合强化的方式，调控第二向粒子析出数量，获得轧后粒状贝氏体含量在10～20％之间，使得翼缘厚度80mm以下重型热轧H型钢具备优良强韧性、Z向性能，Z向性能为65～80％。

Description

一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法
技术领域
本发明属于H型钢技术领域，具体涉及一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
随着国内外大型桥梁、高层建筑等建设数量逐年增加，厚重热轧H型钢产品的需求将呈逐年上升的趋势。考虑到大型、高层建筑的建设及使用安全性，对所使用的材料提出了更高的要求，就热轧H型钢而言，不仅要满足其强度要求，还要具有Z向性能。所谓“Z向性能钢”又称抗层状撕裂钢，属于低合金高强度结构钢的一种，此类钢材通常是在某一级低合金高强度结构钢的基础上，经过特殊的冶炼和各种工艺处理，使得厚度方向(Z向)的截面收缩率达到15％以上。按照标准GB/T 5313规定，15mm-400mm厚度的钢材可检测其Z向性能。
然而，对于热轧结构用钢，尤其是厚重热轧H型钢，由于其总压缩比及道次压缩比均受限，变形渗透难以保证；受轧制设备能力及孔型限制，无法实现低温大压下，目前通常采用控温轧制，晶粒细化和组织均匀化效果不佳。目前国内仅能实现翼缘厚度≤40mm，腹板宽度≤1000mm的热轧H型钢，且Z向性能在40％左右。
综上原因，导致其Z向性能的提升难度极大，采用现有的炼钢、连铸及轧制工艺已无法确保产品Z向性能满足要求。因此，对于热轧H型钢，特别是厚重H型钢的Z向性能是一大技术难题，迫切需要开发新的技术路线，形成提升厚重热轧H型钢Z向性能的关键技术，同时实现马钢厚重H型钢高性能化和品牌化的创新目标，利用创新技术实现市场占有，创造更大的社会、经济效益。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法，实现了Z向性能良好的翼缘厚度在50mm～80mm厚重热轧H型钢的生产，其厚重热轧H型钢Z向性能大于50％。
为实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：
一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢，包括以下重量百分比的化学成分： C:0.07～0.13％，Si:0.20～0.35％，Mn:1.20～1.45％，P≤0.020％，S≤0.010％， Nb:0.030～0.050％，Ti:0.010～0.020％，N：0.005～0.0080％，B:0.0006～0.0020％， H≤0.0002％，Als:0.005～0.015％，余量为铁和不可避免的杂质。
所述的具有Z向性能的厚重热轧H型钢，包括以下重量百分比的化学成分： C:0.07～0.12％，Si:0.20～0.30％，Mn:1.25～1.40％，P≤0.016％，S≤0.002％， Nb:0.040～0.050％，Ti:0.012～0.018％，N：0.005～0.0060％，B:0.0008～0.0015％， H≤0.0002％，Als:0.008～0.012％，余量为铁和不可避免的杂质。
本发明化学成分采用C-Si-Mn-Nb-Ti成分设计思路，考虑生产成本，为了得到足够细小的本质细晶组织及充足的碳氮化物析出，需严格控制Ti、Nb、Al、P、 S等杂质元素的含量。各成分含量控制如下：
C：0.07～0.13％，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0.07％， C含量过高将严重恶化钢的塑性、韧性及焊接裂纹敏感性指数Pcm，降低H型钢的焊接性，上限设定为0.13％，优选其含量范围为0.07～0.12％。
Si：0.20～0.35％，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0.20％，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0.35％，优选其含量范围为0.20～0.30％。
Mn：1.20～1.45％，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1.20％，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1.45％，优选其含量范围为1.25～1.40％。
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。其中P 是凝固偏析元素，容易引起焊接裂纹、韧性降低；S会在凝固偏析形成的中心偏析过程中形成MnS，引起焊接裂纹、韧性减低还会导致抗层状撕裂，应严格控制，考虑炼钢控制难度，实际生产中控制P≤0.020％，S≤0.010％，优选为P≤0.016％， S≤0.002％。
Nb:0.030～0.050％，Nb作为强碳化物形成元素，与C、N元素形成的Nb(C、 N)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，同时改善韧性。Nb的加入可在轧制过程中抑制奥氏体再结晶，扩大奥氏体非再结晶温度区间，在随后的低温大压下形成的累积变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶界处形成大量的变形带和位错，在随后的相变过程中，提供大量的形核点，细化晶粒。
B:0.0008～0.0020％，B作为提高钢的淬透性元素，从而可节省大量昂贵的其它合金元素，降低钢的成本。作用机制在于在奥氏体转化过程中，铁素体容易在晶界处形核。由于B吸附在晶界上，填充了缺陷，降低了晶界能位，使新相成核困难，奥氏体稳定性增加，从而提高了淬透性。为了提高淬透性，下限设定为0.0006％。研究表明当B含量超过一定值后，淬透性与不含B钢相比，淬透性反而下降，故B的上限设定为0.0020％，优选其含量范围为0.0008～0.0015％。
N：0.005～0.0080％，N(氮)是形成Nb碳化物的形成元素，有助于组织的细粒化和析出强化的元素，且N是TiN、AlN形成的主要元素，N元素也是控制 TiN、AlN析出的尺寸大小的关键元素。因此，将N含量的下限设为0.005％，若N含量大于0.008％，则会引起TiN、AlN粒子粗大，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0.008％，优选其含量范围为0.005～0.0060％。
Ti:0.010～0.020％。Ti是形成TiN的主要元素，TiN是高温稳定化合物，通过TiN钉扎高温区的奥氏体晶粒阻碍奥氏体晶粒长大，以实现在加热及轧制过程中细化奥氏体晶粒。为实现该效果，将Ti含量的下线设定为0.010％；当Ti 含量过高时，会与钢液中多余的N元素结合，迅速长大，尺寸粗大的TiN粒子在钢中起不到细化晶粒效果，反而会成为钢中裂纹产生的源头，故设定Ti的上限为0.020％，Ti含量范围优选为0.012～0.018％。
Als:0.005～0.015％，Al是强脱氧元素，常用于钢水中降低氧含量，从而减少钢中夹杂物的数量及大小，得到纯净钢，Als的含量过低会造成钢种夹杂物数量过多及夹杂物尺寸过大，造成冲击性能及屈服强度等力学性能指标降低，故 Als下线设定为0.005％。但Al也是强氮化物形成元素，形成AlN，适量的AlN 可细化晶粒，提高冲击韧性。但AlN在钢液中容易聚集长大，增强了连铸异形坯的裂纹敏感性，容易出现表面裂纹。同时钢中过多的Al元素抢占了N元素，使得钢中V(C，N)、及Nb(C，N)等第二相粒子析出数量降低，削弱了V、Nb 等元素的作用。故钢中Als的上限设置为0.015％，Als含量范围优选为0.008～0.012％。
本发明还需控制Ti和N的乘积范围为：0.003～0.006ppm，Al和剩余的N的乘积范围为：0.0016～0.0024ppm，形成TiN、AlN中的N元素含量之和为 0.005～0.0080％；这样可控制TiN、AlN第二项粒子的尺寸和分布，确保第二项粒子细小，弥散均匀的分布，超出此范围，第二相粒子尺寸粗大，且单位面积里分布不均匀。在随后的加热过程中，细小弥散的第二相粒子抑制钢中奥氏体晶粒长大。
本发明控制H含量小于0.0002％，以避免在成品拉伸过程中出现白点而造成Z向性能降低。
所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的金相组织为粒状贝氏体+珠光体+铁素体，其中珠光占比为体25～30％，粒状贝氏体占比为10～20％；晶粒度等级为 9.0级。
所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的屈服强度为390～440MPa，抗拉强度为490～550MPa，Z向性能为65～80％。
本发明提供的一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢的生产方法：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF→RH→异型坯全保护浇注→堆垛缓冷→轧制→轧后空冷；所述轧制包括开坯轧制和万能轧制。
所述连铸步骤中，为控制TiN、AlN第二项粒子的尺寸和分布，确保第二项粒子细小，弥散均匀的分布，连铸拉速为0.65～0.80m/min，一次冷却结晶水流量为200～250m3/h，二次冷却的比水量为0.50～0.55L/kg。
所述堆垛缓冷步骤中，坯料从800℃缓冷至200℃或室温，冷却速度为 45～55℃/h，实现钢中多余的H原子通过钢内特殊通道溢出。
所述开坯轧制步骤中，异型坯在加热炉内加热温度为1200～1250℃，加热时间为240min；控制翼缘的粗轧温度为1100～1200℃，翼缘的终轧温度≥980℃；保证粗轧段腹板累计变形率61.5％～65％，翼缘累计变形率11～15％，以控制轧制过程中不发生奥氏体再结晶，利用TiN、AlN第二项粒子抑制轧制道次间静态再结晶，实现应变累积。
所述开坯轧制在BD轧机上进行。
所述万能轧制步骤中，万能轧制总道次为12～17道次，第一阶段轧制道次为1～6道次，翼缘的万能开轧温度为980℃～1100℃，在5-5-6道次翼缘的轧制温度≤960℃，优选为940～960℃，此阶段翼缘累计变形率40～45％，确保获得足够的变形积累，促使奥氏体再结晶，避免再结晶奥氏体长大粗化，同时降低后续轧制负荷，减少轧辊消耗和能耗。
第二阶段的轧制道次为7～12、7～13、7～14、7～15、7～16或7～17道次，翼缘的万能开轧温度为940～950℃，利用应变积累提供后续相变和析出所需的应变储能及形核位置。在第二阶段倒数第5～3轧制过程中，翼缘轧制变形量为 10～15％，翼缘轧制变形温度为930～940℃，控制轧制过程中不发生奥氏体再结晶，利用TiN、AlN、Nb(C，N)第二项粒子抑制轧制道次间静态再结晶，实现应变累积。控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为5～10％，且轧制变形温度为890～920℃，促使应变累积超越奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，在精轧倒数第2道次通过调控奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，实现奥氏体晶粒超细化。
第二阶段中，为保证芯部变形渗透作用和缘表面与芯部的温度趋于一致，使翼缘截面上组织的均匀性，同时还使得最终轧制温度在目标范围内，控制翼缘与腹板温度差在50～80℃，当轧制道次为偶数道次时，开启轧机摆动辊道处的测喷系统(SFC工艺)对H型钢翼缘端进行冷却，水压控制在0.8～1.0MPa，水嘴开口度为60～70％以保证翼缘与腹板温度差在50～80℃范围内。
所述轧后空冷步骤中，轧后轧件以0.15～0.30℃/s的冷却速度冷却至 200～300℃，然后在冷床空冷至室温，确保贝氏体相变析出、MC型二次碳化物颗粒弥散析出以及部分合金元素固溶，获取良好的强韧性指标及Z向性能。
与现有技术相比，本发明通过合理的成分配比和工艺控制，通过开坯轧制+ 万能轧制+轧后空冷工艺，利用相变+析出+细晶组合强化以及SFC变形渗透工艺的方式，调控第二向粒子析出数量，获得轧后粒状贝氏体含量在10～20％之间，使得翼缘厚度80mm以下重型热轧H型钢具备优良强韧性、Z向性能，为推动建筑钢结构发展提供了有力支撑。
附图说明
图1为实施例1中的热轧H型钢的金相图；
图2为实施例2中的热轧H型钢的金相图；
图3为实施例3中的热轧H型钢的金相图；
图4为对比例1中的热轧H型钢的金相图；
图5为对比例2中的热轧H型钢的金相图；
图6实施例1中的热轧H型钢的第二相粒子析出分布图。
具体实施方式
本发明提供了一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢，包括以下重量百分比的化学成分：C:0.07～0.13％，Si:0.20～0.35％，Mn:1.20～1.45％，P≤0.020％， S≤0.010％，Nb:0.030～0.050％，Ti:0.010～0.020％，N：0.005～0.0080％，B:0.0006～0.0020％，H≤0.0002％，Als:0.005～0.015％，余量为铁和不可避免的杂质。
其中，Ti和N的乘积范围为：0.003～0.006ppm，Al和剩余的N的乘积范围为：0.0016～0.0024ppm；即形成TiN、AlN中的N元素含量之和为0.005～0.0080％。
所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的生产方法，包括以下步骤：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF→RH→异型坯全保护浇注→堆垛缓冷→轧制→轧后空冷；所述轧制包括开坯轧制和万能轧制；
异型坯全保护浇注步骤中，在拉坯速度为0.65～0.80m/min内选定一值作为恒定拉坯速度，保证一次冷却结晶水流量为200～250m3/h，二次冷却的比水量为 0.50～0.55L/kg。同时在连铸完成后，进行堆垛缓冷，冷却速度为45～55℃/h。
连铸缓冷后的异型坯经加热后，进行BD1轧机进行开坯轧制，控制翼缘粗轧温度为1100～1200℃，翼缘终轧温度≥980℃；保证粗轧段腹板累计变形率 61.5％～65％，翼缘累计变形率11～15％。
万能轧制步骤中，万能轧制总道次为12～17道次，第一阶段轧制道次为1～6 道次，第一阶段翼缘万能开轧温度为980℃～1100℃，在5-5-6道次进行控温轧制，翼缘控轧温度940～960℃，且本阶段翼缘累计变形率为40～45％。
第二阶段的轧制道次为7～12、7～13、7～14、7～15、7～16或7～17道次，翼缘的万能开轧温度为940～950℃，倒数第5～3轧制过程中，翼缘轧制变形量为 10～15％，轧制变形温度为930～940℃；倒数第2道的轧制变形量为5～10％，且轧制变形温度为890～920℃。
第二阶段中，当轧制道次为偶数道次时，开启轧机摆动辊道处的测喷系统(SFC工艺)对H型钢翼缘端进行冷却，水压控制在0.8～1.0MPa，水嘴开口度为60～70％，以保证翼缘与腹板温度差在50～80℃范围内。
轧后空冷步骤中，轧后轧件以0.15～0.30℃/s的冷却速度冷却至200～300℃，然后在冷床空冷至室温。
下面结合实施例对本发明进行详细说明。
各实施例中的热轧H型钢的化学成分及重量百分比如表1所示。
表1
编号 C Si Mn P S Nb Ti N B H Als
实施例1 0.10 0.22 1.25 0.016 0.0018 0.045 0.015 0.005 0.0008 0.00018 0.008
实施例2 0.11 0.30 1.25 0.013 0.0020 0.045 0.015 0.0052 0.0010 0.00018 0.010
实施例3 0.07 0.25 1.30 0.012 0.0018 0.046 0.016 0.0055 0.0010 0.00017 0.012
实施例4 0.07 0.25 1.35 0.012 0.0018 0.046 0.018 0.0060 0.0012 0.00017 0.010
实施例5 0.08 0.28 1.32 0.012 0.0016 0.043 0.018 0.0058 0.0012 0.00015 0.010
实施例6 0.08 0.30 1.36 0.013 0.0020 0.048 0.016 0.0058 0.0010 0.00015 0.010
实施例7 0.11 0.30 1.36 0.013 0.0020 0.042 0.016 0.0052 0.0014 0.00015 0.012
实施例8 0.11 0.28 1.32 0.012 0.0016 0.046 0.013 0.0056 0.0014 0.00018 0.010
对比例1 0.11 0.30 1.55 0.013 0.0020 0.045 0.015 0.0052 0.0010 0.00018 0.010
对比例2 0.07 0.25 1.35 0.012 0.0018 0.046 0.018 0.020 0.0012 0.00017 0.010
对比例3 0.07 0.25 1.35 0.012 0.0018 0.046 0.018 0.0060 0.0012 0.00037 0.010
对比例4 0.08 0.30 1.36 0.013 0.0020 0.048 0.026 0.0058 0.0010 0.00037 0.010
对比例5 0.11 0.28 1.32 0.012 0.0016 0.046 0.013 0.0056 0.0014 0.00018 0.030
各实施例中的热轧H型钢的生产工艺参数如表2所示。
表2
Figure RE-GDA0003250428440000091
Figure RE-GDA0003250428440000101
Figure RE-GDA0003250428440000111
表3
Figure RE-GDA0003250428440000112
Figure RE-GDA0003250428440000121
上述参照实施例对一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法进行的详细描述，是说明性的而不是限定性的，可按照所限定范围列举出若干个实施例，因此在不脱离本发明总体构思下的变化和修改，应属本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C:0.07～0.13％，Si:0.20～0.35％，Mn:1.20～1.45％，P≤0.020％，S≤0.010％，Nb:0.030～0.050％，Ti:0.010～0.020％，N：0.005～0.0080％，B:0.0006～0.0020％，H≤0.0002％，Als:0.005～0.015％，余量为铁和不可避免的杂质；
所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的生产方法，包括以下步骤：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→RH→异型坯全保护浇注→堆垛缓冷→轧制→轧后空冷；所述轧制包括开坯轧制和万能轧制；
所述开坯轧制步骤中，异型坯在加热炉内加热温度为1200～1250℃，加热时间为240min；控制翼缘的粗轧温度为1100～1200℃，翼缘的终轧温度≥980℃；保证粗轧段腹板累计变形率61.5％～65％，翼缘累计变形率11～15％；
所述万能轧制步骤中，万能轧制总道次为12～17道次，第一阶段轧制道次为1～6道次，第一阶段翼缘的万能开轧温度为980℃～1100℃，在5-5-6道次翼缘的轧制温度≤960℃，此阶段翼缘累计变形率40～45％；
所述万能轧制步骤中，第二阶段的轧制道次为7～12、7～13、7～14、7～15、7～16或7～17道次，翼缘的万能开轧温度为940～950℃；倒数第5～3轧制过程中，翼缘轧制变形量为10～15％，翼缘轧制变形温度为930～940℃；倒数第2道的轧制变形量为5～10％，且翼缘轧制变形温度为890～920℃。
2.如权利要求1所述的具有Z向性能的厚重热轧H型钢，其特征在于，包括以下重量百分比的化学成分：C:0.07～0.12％，Si:0.20～0.30％，Mn:1.25～1.40％，P≤0.016％，S≤0.002％，Nb:0.040～0.050％，Ti:0.012～0.018％，N：0.005～0.0060％，B:0.0008～0.0015％，H≤0.0002％，Als:0.008～0.012％，余量为铁和不可避免的杂质。
3.如权利要求1或2所述的具有Z向性能的厚重热轧H型钢，其特征在于，所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的金相组织为粒状贝氏体+珠光体+铁素体，其中珠光占比为体25～30％，粒状贝氏体占比为10～20％；晶粒度等级为9.0级。
4.如权利要求1或2所述的具有Z向性能的厚重热轧H型钢，其特征在于，所述具有Z向性能的厚重热轧H型钢的屈服强度为390～440Ma，抗拉强度为490～550MPa，Z向性能为65～80％。
5.如权利要求1-4任意一项所述的具有Z向性能的厚重热轧H型钢的生产方法，其特征在于，所述异型坯全保护浇注步骤中，连铸拉速为0.65～0.80m/min，一次冷却结晶水流量为200～250m3/h，二次冷却的比水量为0.50～0.55L/kg。
6.如权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述堆垛缓冷步骤中，冷却速度为45～55℃/h。
7.如权利要求5所述的生产方法，其特征在于，万能轧制的第二阶段中，控制翼缘与腹板温度差在50～80℃。
8.如权利要求5所述的生产方法，其特征在于，所述轧后空冷步骤中，轧后轧件以0.15～0.30℃/s的冷却速度冷却至200～300℃，然后在冷床空冷至室温。
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