CN115161553B - 屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供的一种屈服强度550MPa级耐‑20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢及其生产方法，成分C：0.16％～0.20％，Si：0.35％～0.45％，Mn：1.10％～1.40％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，V：0.090％～0.120％，N:0.0080％～0.0130％，Als：≤0.010％，其余为Fe及微量残余元素。获得的热轧H型钢表层组织铁素体+贝氏体+极少量马氏体，该表层深度≥2mm，基体组织为铁素体+贝氏体。产品屈服强度不低于550MPa、抗拉强度不低于650MPa，断后伸长率不低于20％，‑20℃纵向冲击功值不低于80J，‑20℃横向冲击功值不低于60J。

Description

屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型 钢及其生产方法
技术领域
本发明属于金属材料生产技术领域，涉及屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
随着经济的快速发展，我国基础工程建设也取得重大的发展。尤其是近十年来，我国在建筑结构、桥梁工程、油气能源、海洋工程等领域迎来了突飞猛进的发展势头。其中，以钢铁材料为主要的结构部件支撑着我国基础工程建设的不断发展，而型钢产品以其绿色节能、截面简单、使用方便等优点在建筑结构、公路桥梁等领域有着广泛的应用。尤其是随着国内及国外的一些超大工程的建设与实施，超厚、超大、超重H型钢的结构优势不断地凸显出来，在H型钢生产应用领域引起了极大的研发热情。
目前，国内市场常用的H型钢强度级别主要为355MPa～420MPa级别，但是考虑到重型H型钢的推广使用，对于一些翼缘厚度超过40mm以上的H型钢产品，受限于设备能力弱和轧制工艺窗口窄，目前市场上绝大多数的超厚H型钢的强度级不超过460MPa。为了适应市场需求，目前个别企业开发出屈服强度在500MPa级别及以上的钢材产品(H型钢)，但是通常采用合金成分和新增在线淬火或回火工艺来实现产品的高强度力学性能。但是，采用以上方法不仅增加了产品的成本投入，同时在保证产品强度的同时一部分也牺牲了材料的韧性等性能。因此，开发出满足市场需求的高强度级别热轧H型钢产品已迫切需要。
2020年6月19日公开的公开号为CN111304531A的专利，名称为“一种屈服强度550MPa级热轧H型钢及其生产方法”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：C：0.08～0.12％，Si：0.35～0.45％，Mn：1.40～1.50％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，V：0.070～0.100％，Nb：0.030～0.040％，Cr：0.70～1.00％，Ni：0.30～0.50％，其余为Fe及不可避免的杂质。该方法主要是配合轧制工艺和控温轧制工艺，得到铁素体+贝氏体的复相组织，产品屈服强度550MPa以上，抗拉强度620MPa以上，延伸率为15％以上，-20℃纵向V型冲击功KV2均值50J以上。但是该方法生产的延伸率较低，抗拉强度易超出标准要求，存在产品不合的风险。且产品Nb、Ni及Cr含量较高，增加了产品的合金成本。
2014年4月1日公开的公开号为CN103695772A，名称为“屈服强度为550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢及其生产方法”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：C：0.041～0.125％，Si：0.31～0.62％，Mn：1.81～2.40％，P：≤0.008％，S：≤0.002％，Nb：0.041～0.065％，Ti：0.007～0.020％，Mo：0.41～0.63％，W：0.07～0.10％，Mg：0.0071～0.0098％，O：≤0.0012。该方法可生产屈服强度550MPa级耐火耐候抗震建筑用钢，但是Mn和Mo合金含量较高，且对轧后冷却工艺要求严格，大大地增加设备能耗和生产成本。
2014年1月29日公开的公开号为CN103540850A，名称为“屈服强度≥550MPa的超厚工程机械用钢及生产方法”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：C：0.07～0.11％，Mn：1.35～1.60％，Si：0.25～0.5％，Nb：0.04～0.06％，Ti：0.005～0.018％，P≤0.020％，S≤0.010％，Cr：0.25～0.35％，B：0.0008～0.0020％。该方法采用铁水脱硫后转炉冶炼、LF炉精炼、RH炉真空处理、全保护浇铸、TMCP生产工艺，通过回火处理获得屈服强度≥550MPa，抗拉强度680MPa～780MPa，延伸率A≥18％，-20℃冲击功≥150J。但是其仅适用于厚度规格为50～80mm的钢板，且采用TMCP+回火工艺，使得生产成本大大增加。
2015年9月30日专利公开号为CN104946980A，名称为“一种TMCP+回火型550Mpa级别耐腐蚀桥梁钢及其生产方法”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：C：0.05～0.10％，Si：0.05～0.20％，Mn：0.95～1.65％，P≤0.030％，S≤0.005％，Cu≤0.80％，V：0.040～0.10％，Nb：0.020～0.040％，Al：0.020～0.050％，W：0.10～0.50％，Sn≤0.005％、CEV≤0.53％，余量为Fe及不可避免的杂质。该方法采用TMCP轧制工艺、回火热处理工艺来获得550Mpa级别的耐腐蚀桥梁钢。但是其仅适用于厚度规格为8～60mm的耐腐蚀桥梁钢，且轧制工艺复杂，生产成本大大增加。
2018年3月13日专利公开号为CN107794450A，名称为“一种屈服强度550MPa级低温高韧性热轧H型钢及其制备方法”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：C：0.10～0.16％，Si：0.25～0.45％，Mn：0.70～1.55％，P≤0.030，S≤0.025％，V：0.045～0.08％，N：0.008～0.012％，其余为铁Fe和不可避免杂质。该方法采用完全淬火并回火的生产工艺，最终H型钢中获得回火索氏体、贝氏体及其上面弥散分布的细小碳化物，实现了H型钢屈服强度不小于550MPa，-60℃纵向冲击功平均大于50J的低温韧性，但是其工艺复杂，需要翼缘和腹板全淬火处理，现场工艺控制难，无法满足工厂生产实际。
2018年3月2日专利公开号为CN107747043A，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”的文件，该发明提供了一种化学成分(wt％)：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。该方法虽然可以获得屈服强度650MPa及以上级别的耐候热轧H型钢，但是采用的大量的合金投入，同时采用在线淬火和离线回火的热处理生产工艺，大大增加现场设备投入，加长了生产节奏，无法满足实际工厂的生产节奏需求。
综上所述，高强度级别热轧H型钢在开发方面已经有一定的技术积累，但是该部分工艺及产品又受到不同厂家不同设备条件的限制，此外，产品的力学性能通常凸出强度级别，但是伸长率、低温韧性等力学性能却很少涉及。
因此，针对目前现有的生产设备，结合生产实际，开发出满足高强度级别热轧H型钢产品已非常必要。
发明内容
本发明的目的在于提供一种屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢及其生产方法，通过成分设计和生产工艺，生产的产品屈服强度不低于550MPa、抗拉强度不低于650MPa，断后伸长率不低于20％，-20℃纵向冲击功值不低于80J，-20℃横向冲击功值不低于60J，满足国内对高强度级别热轧H型钢的使用要求。
本发明具体技术方案如下：
一种屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：
C：0.16％～0.20％，Si：0.35％～0.45％，Mn：1.10％～1.40％，P：≤0.025％，S：≤0.015％，V：0.090％～0.120％，N:0.0080％～0.0130％，Als：≤0.010％，其余为Fe及微量残余元素。
所述屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢成分中，11.0≤Mn:V≤13.0；1≤VN：VFe≤2；
所述屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，翼缘厚度范围在20mm～80mm。
本发明提供的一种屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢的生产方法，工艺流程为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯浇注→坯料加热→开坯轧制→万能精轧→控冷→冷床空冷。
其中，所述铁水预处理具体为：铁水预处理工序时间≤45分钟；目测扒渣亮面≥80％；扒渣结束后进行喷吹，出站[S]≤0.015％；
所述转炉冶炼具体为：脱氧合金化后初炼钢水成分目标：C：0.10-0.15％，Si：0.20-0.45％，Mn：1.00-1.25％，V：0.040-0.080％。
所述吹氩精炼具体为：出钢时开始底吹氩，确保底吹氩良好,吹氩前温度不低于1550℃，根据目标成分进行钒氮、钒铁合金配比加入；1≤VN：VFe≤2，即钒氮合金和钒铁合金的质量比为1～2；
所述LF精炼为：LF造渣时间≤25分钟；采用500～4000NL/m3大氩流量吹通同时控制氩流量，化渣时间≥25分钟，造渣直至形成白渣为止；此外，通过加铝粒的方式调整[Als]成分到0.010％以下。
所述异型坯浇注具体为：采用全程保护浇铸；每炉连浇时敞开浇注时间不得大于30秒；中间包采用氩气微正压保护，中包工作液面深度≥500mm。中间包采用水口+塞棒形式；结晶器采用外装式浸入式水口塞棒自动控制；拉速不超过1m/min。
所述坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1200℃～1250℃，在炉时间90min～120min，其中均热段温度时间为30min～50min，防止加热时间过长，导致奥氏体晶粒长大，对后续轧制的原始组织产生不利的影响。同时，确保加热炉出炉坯料送开坯轧机轧制前，除鳞后钢坯温度不低于1150℃。
所述开坯轧制：BD轧机轧制前，应进行高压水除鳞，除鳞须保证干净，除鳞压力≥12MPa。开轧温度1120℃～1150℃，终轧温度不低于1080℃，确保开坯轧制段前温度高于奥氏体完全再结晶温度，通过开坯大压下轧制工艺，促进原始奥氏体组织向细小晶粒方向转变；
所述万能精轧：开轧温度不超过1050℃，该过程主要是在连轧阶段确保轧制大变形实现异形坯翼缘厚度的压缩变化，通过在一定温度范围内，采用一定的轧制工艺，实现轧制过程最优轧制压缩比，实现晶粒细化的效果。
其中，在开坯轧制和万能精轧两个轧制阶段，具体工艺应满足以下条件：
对于翼缘厚度t2满足20mm≤t2≤40mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于950℃轧制阶段完成至少40％总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于50％；在万能段不高于950℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于40％；
对于翼缘厚度t2，满足40mm＜t2≤60mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于960℃轧制阶段完成至少35％总截面压缩比，其中腹板厚度压缩比不少于45％；在万能段不高于960℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于35％；
对于翼缘厚度t2，满足60mm＜t2≤80mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在高于温度970℃轧制阶段完成至少30％总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于40％；在万能段不高于970℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于25％；
所述控冷：根据翼缘厚度选择不同的单位水流密度参数(单位时间水流密度是指喷射钢材表面的单位面积单位时间水量)，对钢材进行冷却工艺控制，通过在奥氏体未再结晶区进行马氏体或贝氏体诱变，利用快速冷却工艺，实现钢材表面组织的马氏体转变；而在一定表层厚度以下，钢材基体组织进行贝氏体转变，从而形成表层+基体的双相组织。在实际工艺控制中，通过对水流密度设置，检测轧件冷却后翼缘外侧测温点位置的返红温度；实现钢材双相组织控制的目的，其中返红温度检测位置标定为距离翼缘端部距离(1/6～1/4)×B的位置，其中B为H型钢的翼缘宽度，mm。具体操作为：对于翼缘厚度t2范围满足20mm≤t2≤40mm，单位时间的水流密度选择：12×10-2L/mm2·s≤单位时间的水流密度≤18×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：560℃≤T≤590℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足40mm＜t2≤60mm，单位时间的水流密度选择:18×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤22×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：530℃≤T＜560℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足60mm＜t2≤80mm，单位时间的水流密度选择：22×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤25×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：500℃≤T＜530℃范围；
所述空冷：控冷工艺结束后，由运输辊道将轧件运至冷床处，并空冷至室温。
本发明钢成分设计思路如下：
碳(C)：碳元素是钢中最基本的元素，通过与其他元素结合作用，对钢材强度的提升具有十分显著的作用，同时考虑到产品的高强度要求和炼钢脱碳的控制难度，设定下限为0.16wt％；但是碳含量过高，明显降低材料的塑韧性和焊接性，设定上限为0.20wt％。
硅(Si)：具有较强的固溶强化作用，Si是非碳化物形成元素，在钢中以固溶形式存在，能显著强化铁素体，为获得较高的强度，设定下限为0.35wt％；但是当Si过高，钢的强度增加，韧性塑性却显著下降，设定上限为0.45wt％。
锰(Mn)：具有降低相变温度的作用，同时可以有效抑制铁素体向珠光体的转变，大大提高材料的低温韧性。有研究表明，当w(Mn)≥1.10wt％时，钢的强化效果明显，但是当锰含量过多，会造成铸坯内部偏析缺陷，同时在进行淬火工艺时，粗化残余奥氏体晶粒的大小和尺寸，对钢种微合金化的第二相粒子强化作用形成不利的影响，因此，Mn含量应控制在1.10～1.40wt％。
磷(P)：在钢种容易发生偏析，大大降低了钢的塑韧性，且对钢材的表面质量有一定的影响，考虑到炼钢过程脱P难度，设定上限为0.025wt％。
硫(S)：和P元素有类似的效果，且在钢种属于杂质元素，对钢的韧性影响较大，相对于P，硫元素更容易富集和偏析，尤其是和锰元素极易形成MnS夹杂，使材料的基体组织容易形成裂纹的边界起源，造成材料性能的恶化，考虑到炼钢过程脱S难度，设定上限为0.015wt％。
钒(V)：具有明显的沉淀强化和细晶强化作用。钒元素易和氮元素形成碳氮化合物，该化合物在奥氏体转变过程中可以有效再结晶过程，防止晶粒过分长大，促进奥氏体向铁素体转变，有利于软韧相的析出，提高材料的低温韧性。此外，在轧后冷却过程，碳氮化合物析出起到一定的强化作用。对于高强钢来说，考虑到钒的强化作用，设定下限为0.090wt％，但是随着钒含量的提高，钢材的韧性提升较为困难，且合金元素的相对成本剧增，故设定上限为0.120wt％。另外，考虑到钢中氮元素的一般控制水平，钢种钒元素采用钒氮(VN)和钒铁(VFe)两种形式添加，设定1≤VN：VFe≤2的比例关系，利用一定含量的钒氮化物实现钒元素的弥散强化作用，同时，利用钒氮和钒铁比例，减小价格昂贵的全钒氮含量投入，保证钢中最大的钒微合金元素的有效作用。
此外，针对后续的控冷工艺(淬火+回火)，锰过高容易引起最终奥氏体组织转变时发生粗化，因此为了弱化锰含量过高对钢种钒微合金化的弥散强化的影响，对钢种锰含量和钒含量进行适当匹配，设定11.0≤Mn:V≤13.0的比例关系，一方面保证钒元素和锰元素在第二相粒子的强化效果，同时弱化在发生淬火+回火工艺时Mn元素含量过高引起铁素体晶粒粗大造成强韧性下降不利效果。
氮(N)；钢中比较重要的固溶强化元素，可以形成和钒元素形成VN粒子，实现二次相粒子的强化作用，设定其下限位0.0080wt％，但氮元素含量过高容易形成非金属夹杂物，坯料容易造成疏松，大大降低产品的强韧性导致材料发生脆性，故设定上限为0.0150wt％。
酸溶铝(Als)：钢中强氧化元素，可以在钢中进行炼钢脱氧，同时控制钢中夹杂物的控制水平，但酸溶铝含量过高，铸坯浇注时会造成钢水的二次氧化，形成AL2O3夹杂容易造成铸坯裂纹，故设定上限为0.010wt％。
本发明基于生产实际，通过合理调整成分配比，满足实际生产过程中对合金元素的控制要求，结合现场生产实际工艺操作，实现了开坯轧制+万能精轧+轧后控冷工艺生产高强度热轧H型钢产品，获得强韧相的贝氏体组织和强硬相的马氏体组织，通过一定的表层淬硬层深度，表征产品翼缘厚度截面的冷却速度达到了贝氏体组织转变速度，使得产品厚度方向发生贝氏体组织转变，从而获得良好的力学性能。通过该生产法得到的热轧H型钢表层组织铁素体+贝氏体+极少量马氏体，该表层深度≥2.0mm，基体组织为铁素体+贝氏体。其中，基体组织中贝氏体组织面积占比在45％～65％范围，铁素体晶粒度等级在10.0以上，且产品屈服强度不低于550MPa、抗拉强度不低于650MPa，断后伸长率不低于20％，-20℃纵向冲击功值不低于80J，-20℃横向冲击功值不低于60J，满足建筑结构等行业对高强度热轧H型钢的使用要求，为超大、超厚规格H型钢的发展提供了良好的技术保障。
附图说明
图1为实施例2表层组织金相图片；该组织为铁素体+贝氏体+少量马氏体的复相组织，其中表层组织深度为2.1mm；
图2为实施例2基体组织金相图片；该组织为铁素体+贝氏体的复相组织，其中铁素体组织占比为50％，铁素体晶粒度等级为10.5级；
图3为实施例2基体组织电镜照片；
图4为实施例8表层组织金相图片；该组织为铁素体+贝氏体+少量马氏体的复相组织，其中表层组织深度为2.0mm；
图5为实施例8基体组织金相图片；该组织为铁素体+贝氏体的复相组织，其中铁素体组织占比为60％，铁素体晶粒度等级为9.5级。
具体实施方式
实施例1-实施例9
一种屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：如表1所示，表1没有显示的余量为Fe和不可避免的杂质。
表1各实施实例的化学成分及翼缘厚度(单位：wt％)
上述各实施例的生产方法，工艺流程为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→异型坯浇注→坯料加热→开坯轧制→万能精轧→控冷→冷床空冷。
所述铁水预处理具体为：铁水预处理工序时间≤45分钟；目测扒渣亮面≥80％；扒渣结束后进行喷吹，出站[S]≤0.015％；
所述转炉冶炼具体为：铁水用量为不少于120±10吨；脱氧合金化后初炼钢水成分目标：C：0.10-0.15％，Si：0.20-0.45％，Mn：1.00-1.25％，V：0.040-0.080％。
所述吹氩精炼具体为：出钢时开始底吹氩，确保底吹氩良好,吹氩前温度不低于1550℃，根据目标成分进行钒氮、钒铁合金配比加入；
所述LF精炼为：LF造渣时间≤25分钟；采用500～4000NL/m3大氩流量吹通同时控制氩流量，化渣时间≥25分钟，造渣直至形成白渣为止；此外，通过加铝粒的方式调整[Als]成分到0.010％以下。
所述异型坯浇注具体为：采用全程保护浇铸；每炉连浇时敞开浇注时间不得大于30秒；中间包采用氩气微正压保护，中包工作液面深度≥500mm。中间包采用水口+塞棒形式；结晶器采用外装式浸入式水口塞棒自动控制；拉速不超过1m/min。
所述坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1200℃～1250℃，在炉时间90min～120min，其中均热段温度为30min～50min，防止加热时间过长，导致奥氏体晶粒长大，对后续轧制的原始组织产生不利的影响。同时，确保加热炉出炉坯料送开坯轧机轧制前，除鳞后钢坯温度不低于1150℃。
所述开坯轧制：BD轧机轧制前，应进行高压水除鳞，除鳞须保证干净，除鳞压力≥12MPa。开轧温度1120℃～1150℃，终轧温度不低于1080℃，确保开坯轧制段前温度高于奥氏体完全再结晶温度，通过开坯大压下轧制工艺，促进原始奥氏体组织向细小晶粒方向转变；
所述万能精轧：开轧温度不超过1050℃，该过程主要是在连轧阶段确保轧制大变形实现异形坯翼缘厚度的压缩变化，通过在一定温度范围内，采用一定的轧制工艺，实现轧制过程最优轧制压缩比，实现晶粒细化的效果。
其中，在开坯轧制和万能精轧两个轧制阶段，具体工艺应满足以下条件：
对于翼缘厚度t2满足20mm≤t2≤40mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在温度高于950℃轧制阶段完成至少40％总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于50％；在万能段在不高于950℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于40％；
对于翼缘厚度t2，满足40mm＜t2≤60mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在温度高于960℃之前轧制阶段完成至少35％总截面压缩比，其中腹板厚度压缩比不少于45％；在万能段在不高于960℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于35％；
对于翼缘厚度t2，满足60mm＜t2≤80mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在高于温度970℃轧制阶段完成至少30％总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于40％；在万能段在不高于970℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于25％；
所述控冷：根据翼缘厚度选择不同的单位水流密度参数(单位时间水流密度是指喷射钢材表面的单位面积单位时间水量)，对钢材进行冷却工艺控制，通过在奥氏体未再结晶区进行马氏体或贝氏体诱变，利用快速冷却工艺，实现钢材表面组织的马氏体转变；而在一定表层厚度以下，钢材基体组织进行贝氏体转变，从而形成表层+基体的双相组织。在实际工艺控制中，通过对水流密度设置，检测轧件冷却后翼缘外侧测温点位置的返红温度；实现钢材双相组织控制的目的，其中返红温度检测位置标定为距离翼缘端部距离(1/6～1/4)×B的位置，其中B为H型钢的翼缘宽度，mm；实现钢材双相组织控制的目的。具体操作为：对于翼缘厚度t2范围满足20mm≤t2≤40mm，单位时间的水流密度选择：12×10-2L/mm2·s≤单位时间的水流密度≤18×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：560℃≤T≤590℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足40mm＜t2≤60mm，单位时间的水流密度选择:18×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤22×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：530℃≤T＜560℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足60mm＜t2≤80mm，单位时间的水流密度选择：22×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤25×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：500℃≤T＜530℃范围；
空冷：控冷工艺结束后，由运输辊道将轧件运至冷床处，并空冷至室温。
各实施例具体生产工艺参数如表2、表3所示。
表2各实施例生产工艺参数
表3各实施例控轧工艺参数
各实施例生产的钢性能如表4所示，组织如表5所示。
表4各实施例的力学性能
ReH/MPa Rm/MPa A/％ -20℃KV2/J(纵向) -20℃KV2/J(横向)
实施例1 615 728 25.5 82(89、94、63) 67(78、62、61)
实施例2 592 705 23.0 103(89、101、118) 77(63、79、88)
实施例3 581 711 22.5 95(101、89、94) 80(77、84、79)
实施例4 598 720 21.0 98(88、90、115) 79(63、89、84)
实施例5 588 712 26.0 104(97、111、103) 79(75、76、86)
实施例6 605 732 23.5 93(96、78、106) 64(59、60、74)
实施例7 602 724 20.5 107(96、104、121) 64(54、69、69)
实施例8 557 688 21.5 61(67、65、52) 48(50、46、48)
实施例9 538 684 22.5 121(118、125、117) 88(76、83、97)
表5各实施实例的组织
由表1～表4所属的实施例可知，采用本发明所述方法生产的H型钢产品其屈服强度为581MPa～615MPa、抗拉强度为705MPa～732MPa，延伸率为20.5％～26.0％，-20℃纵向冲击功为82J～107J，-20℃横向冲击功为64J～80J，表明产品具有良好的强韧性，满足产品在建筑结构等领域的使用要求。实施例8只是成分中Mn和V的含量不满足本发明要求的11.0≤Mn:V≤13.0、实施例9只是控制时工艺参数不满足本发明要求，都导致产品的性能显著降低，达不到本发明要求。
本发明基于高强热轧H型钢的生产实际，集中轧制、控冷等多种工艺，利用开坯轧制+万能精轧+轧后控冷工艺，获得的热轧H型钢表层组织铁素体+贝氏体+极少量马氏体，该表层深度大于2mm，基体组织为铁素体+贝氏体。其中，基体组织中贝氏体组织占比在45％～65％范围，铁素体晶粒度等级在10.0以上，实现了屈服强度不低于550MPa、抗拉强度不低于650MPa，断后伸长率不低于20％，-20℃纵向冲击功值不低于80J，-20℃横向冲击功值不低于60J的热轧H型钢产品生产。

Claims (9)

1.一种屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，其特征在于，所述服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢包括以下质量百分比成分：
C：0.16%～0.20%，Si：0.35%～0.45%，Mn：1.10%～1.40%，P：≤0.025%，S：≤0.015%，V：0.090%～0.120%，N:0.0080%～0.0130%，Als：≤0.010%，其余为Fe及微量残余元素；
所述服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢的成分，满足11.0≤Mn:V≤13.0，1≤VN：VFe≤2；
所述的屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢的生产方法，包括：
对于翼缘厚度t2 满足20mm≤t2≤40mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于950℃轧制阶段完成至少40%总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于50%；在万能段不高于950℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于40%；
对于翼缘厚度t2，满足40mm＜t2≤60mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于960℃轧制阶段完成至少35%总截面压缩比，其中腹板厚度压缩比不少于45%；在万能段不高于960℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于35%；
对于翼缘厚度t2，满足60mm＜t2≤80mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在高于温度970℃轧制阶段完成至少30%总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于40%；在万能段不高于970℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于25%；
对于翼缘厚度t2范围满足20mm≤t2≤40mm，单位时间的水流密度选择：12×10-2L/mm2·s≤单位时间的水流密度≤18×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：560℃≤T≤590℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足40mm＜t2≤60mm，单位时间的水流密度选择:18×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤22×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：530℃≤T＜560℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足60mm＜t2≤80mm，单位时间的水流密度选择：22×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤25×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：500℃≤T＜530℃范围。
2.根据权利要求1所述的屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，其特征在于，所述屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢的表层组织铁素体+贝氏体+极少量马氏体，该表层深度≥2.0mm，基体组织为铁素体+贝氏体，其中，基体组织中贝氏体组织面积占比在45%~65%范围，铁素体晶粒度等级在10.0以上。
3.根据权利要求1或2所述的屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，其特征在于，所述屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢，屈服强度不低于550 MPa、抗拉强度不低于650 MPa，断后伸长率不低于20%，-20℃纵向冲击功值不低于80J，-20℃横向冲击功值不低于60J。
4.权利要求1-3任一项所述屈服强度550MPa级耐-20℃纵向和横向低温冲击韧性热轧H型钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→ LF精炼→异型坯浇注→坯料加热→开坯轧制→万能精轧→控冷→冷床空冷。
5.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1200℃～1250℃，在炉时间90 min～120 min，其中均热段温度为30 min～50min。
6.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述开坯轧制：开轧温度1120℃～1150℃，终轧温度不低于1080℃。
7.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述万能精轧：开轧温度不超过1050℃。
8.根据权利要求4-7任一项所述的生产方法，其特征在于，对于翼缘厚度t2 满足20mm≤t2≤40mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于950℃轧制阶段完成至少40%总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于50%；在万能段不高于950℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于40%；
对于翼缘厚度t2，满足40mm＜t2≤60mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段要求在温度高于960℃轧制阶段完成至少35%总截面压缩比，其中腹板厚度压缩比不少于45%；在万能段不高于960℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于35%；
对于翼缘厚度t2，满足60mm＜t2≤80mm的，开坯轧制阶段和万能轧制阶段均要求在高于温度970℃轧制阶段完成至少30%总截面压缩比，其中腹板压缩比不少于40%；在万能段不高于970℃轧制阶段保证翼缘厚度压缩比不小于25%。
9.根据权利要求4-7任一项所述的生产方法，其特征在于，所述控冷，对于翼缘厚度t2范围满足20mm≤t2≤40mm，单位时间的水流密度选择：12×10-2L/mm2·s≤单位时间的水流密度≤18×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：560℃≤T≤590℃范围；
对于翼缘厚度t2范围满足40mm＜t2≤60mm，单位时间的水流密度选择:18×10-2L/mm2·s＜单位时间的水流密度≤22×10-2L/mm2·s，钢材出控冷装备后翼缘外侧测温点最大返红温度T为：530℃≤T＜560℃范围；
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