CN115652193A - 一种q500级重型热轧h型钢及其组织细化生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种Q500级重型热轧H型钢及其组织细化生产方法，属于钢铁技术领域。其化学成分主要包含：C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、V、Ni、N、H、Fe；同时，TiN第二相粒子的体积分数0.01％以上，其尺寸小于20纳米，NbC第二相粒子的体积分数0.03％以上，其尺寸小于40纳米，VC第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于20纳米，Nb‑V‑Ti复合第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于40纳米。生产方法为：坯料加热、开坯轧制、万能第一段轧制、喷水冷却、万能第二阶段轧制、冷床空冷。本发明得到的Q500级重型热轧H型钢其晶粒尺寸达到10级以上。

Description

一种Q500级重型热轧H型钢及其组织细化生产方法

技术领域

本发明属于钢铁技术领域，具体涉及一种重型热轧H型钢组织细化生产方法。

背景技术

热轧H型钢具有优化的截面形状，作为节约型铁基结构材料在轨道交通、大型桥梁、石 油平台以及大型建筑等领域得到了广泛的应用。随着科学技术的发展，工程结构的大型化是 发展趋势，因此，对热轧H型钢的需求也提出了大型化、高性能化的技术要求。从高性能化 的角度，全球油气资源开采向气候条件恶劣的高寒极地进军，面向高寒地区的国际重大工程、 油气管道及物流交通得到快速发展，高性能要求的特点不仅体现在提高常规条件下使用的强 度和塑性，还特别要求材料具有高的低温韧性以满足高寒地区的特殊服役条件。产品大型化， 会导致高性能化的难度增加，目前，现有技术在翼缘厚度为50mm以上的热轧H型钢开发尚 属于探索阶段，仍需大量进口，此外，也可采用焊接加工制作，但焊接会导致成本、环保以 及质量等一系列社会与经济问题。

由于钢板轧机的轧制能力大，且坯到材的轧制压缩比也大，可实现低温大压下轧制，利 用应变诱导相变的传统热机械处理(TMCP)技术，结合轧后水冷和离线热处理等手段改善钢板 的性能。与钢板相比，由于热轧H型钢的截面复杂，使得轧制条件(轧制温度、轧制压缩比) 受限，因此，超厚热轧H型钢无法简单地借鉴钢板的制造工艺及化学组成，开发满足GB/T 1591 标准要求的重型热轧H型钢。组织细化是非常有效的在提高强度的水平下，同时提高塑性， 特别是提升低温冲击韧性的技术手段。目前，在研究和实际应用中常用的是热机械处理(TMCP) 技术，其关键点在于低温、大压下。重型热轧H型钢生产由于受到坯料尺寸和工装能力的限 制，难以实现上述低温、大压下的工艺要求，因此，提出了利用诱发奥氏体动态再结晶得到 超细奥氏体晶粒，利用奥氏体晶界促进相变形核实现细化组织的技术。为了实现奥氏体动态 再结晶细化组织的需要，研究开发了一种适应重型热轧H型钢组织细化的轧制方式来适配诱 发奥氏体动态再结晶细化组织的需求。

目前，关于组织细化和热轧H型钢的研究已开展了大量的工作。例如，对于厚板等大规 格的钢铁产品，日本JFE钢铁公司在世界率先将在线加速冷却装置用于厚板生产，开发了紧 靠轧机的强力冷却装置Super-CR，并利用在线加热装置HOP使回火工艺连续化，实现了厚 板的高性能化。东北大学开发了以超快冷技术为基础的新一代TMCP(NG-TMCP)技术，但 是上述的研究开发工作主要是针对轧后冷却来进行的，与本发明聚焦于轧制过程中的控制是 完全不同的工艺阶段，且轧后快速冷却工艺应用在热轧H型钢生产中存在固有缺陷：主要原 因为热轧H型钢截面形状复杂，轧后快冷会加剧各部分冷却不均，造成热轧H型钢外形变形， 后续难以矫直，成为废品。吴保桥等人发表在《热加工工艺》杂志的“控温轧制对钒微合金热 轧H型钢力学性能的影响”文章，该文献研究了V含量对薄规格(50mm厚)热轧H型钢强 度的影响规律，未有考虑到产品的韧性，其关注点在于V微合金化与强度的关系，与本发明 通过工艺规程的优化耦合微合金设计实现重型热轧H型钢强韧化完全不同。郭秀辉等人发表 在《钢铁研究》杂志的“提高特厚规格Q275D热轧H型钢冲击性能的研究”文章，该文献研究 了仅分析了薄规格(26mm厚)热轧H型钢-20℃低温冲击韧性不足原因并给出了对策，其关 注点在于低温韧性不合格的原因分析，与本发明关注的通过工艺规程优化耦合微合金化设计 实现重型热轧H型钢强韧化存在本质不同。

中国专利申请号为202011321554.3，于2021年2月12日公开了一种超厚Q355级良好 低温韧性热轧H型钢及生产方法。其化学成分为C：0.12～0.18％、Si：0.10～0.50％、Mn：1.20～1.60％、Al：0.02～0.06％、Nb：0.02～0.06％、N：0.0040～0.0100％、P≤0.015％、S≤0.005％， 其余为Fe及不可避免的杂质，其翼缘厚度t为80～150mm，CEV≤0.42％，Pcm≤0.25％；提出 了Nb、Al微合金化的低成本成分设计方案，配合合理的连铸工艺和轧制工艺，调控AlN、 NbC在连铸坯和H型钢分布，细化H型钢组织。但是，该发明采用了轧后快速冷却工艺，极 易造成热轧H型钢形状变形不合标准要求，无法实现批量生产，此外，该发明要求的轧制温 度降低，轧制过程中轧件变形抗力大，轧机负荷大。本发明采用轧后空冷工艺，极大地改善 了产品尺寸外形，且通过工艺和成分的耦合优化，提升了控轧温度，改善了轧制条件。

中国专利申请号为202010833185.X，于2020年12月4日公开了一种420MPa级优异低 温韧性热轧H型钢及其生产方法，其化学成分为C、Si、Mn、P、S、V、Ni、N，其余为Fe 及不可避免的杂质，通过合理的V、Ni、N成分设计，匹配相适应的控轧控冷工艺，开发出 了综合性能优异的420MPa热轧H型钢。但是，该发明采用了轧后快速冷却工艺，极易造成 热轧H型钢形状变形不合标准要求，无法实现批量生产，且该发明还利用了贵重金属Ni微 合金化，造成产品成本较高，贵重元素浪费，此外，该发明产品的厚度较薄(30～50mm厚)， 与本文中所示发明具有本质不同。本发明采用轧后空冷工艺，极大地改善了产品尺寸外形， 且通过工艺和成分的耦合优化，采用普通的微合金元素实现了重型热轧H型钢高性能化。

中国专利申请号为202011243695.8，于2021年2月26日公开了一种低成本厚重Q355E 热轧H型钢及其制造方法，其组分为C、Si、Mn、Nb、Ti、N，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％，通过控制控制万能倒数第5～3道次压下量和变形 温度，配合控制粗轧后的奥氏体晶粒尺寸，获得具备高强度、高低温韧性的热轧H型钢。

中国专利申请号为202011243693.9，于2021年2月26日公开了一种低成本460MPa级 优异低温韧性热轧H型钢及其生产方法，其组分为C、Si、Mn、P、S、V、Ni、C r、N，其 余为Fe及不可避免的杂质，V与N的含量比为8:1～10:1，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。

中国专利申请号为201380039137.1，于2015年4月1日公开了H型钢及其制造方法，其材料的化学成分的质量百分含量包括：C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、 Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0010～0.0200％、 O：0.0001～0.0100％、Ca：0.0003～0.0040％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、 Nb：0～0.05％。翼缘厚度为100～150mm。其关注点是通过氧化物冶金，形成“以每单位面积 的个数密度计含有100～5000个/mm²的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子”。

中国专利申请号为201780057895.4，于2017年12月21日公开的H型钢及其制造方法， 其化学成分为：C：0.050～0.160％、Si：0.01～0.60％、Mn：0.80～1.70％、Nb：0.005～0.050％、 V：0.05～0.120％、Ti：0.001～0.025％、N：0.0001～0.0120％、Cr：0～0.30％、Mo：0～0.20％、 Ni：0～0.50％、Cu：0～0.35％、W：0～0.50％、Ca：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％。翼缘的厚度 为20～140mm，拉伸屈服应力为385～530MPa，在-20℃的夏比冲击吸收能为100J以上。在此 发明中主要是通过微合金化元素来实现低温韧性。

从目前专利和文献调研的情况，针对翼缘厚度超过50mm的厚重热轧H型钢，通过优化 轧制工艺，解决重型热轧H型钢压缩比不足；采用万能区道间喷水冷却，克服传统重型热轧 H型钢较长时间待温轧制，提高生产效率等方面的研究尚未见报道。

发明内容

1、要解决的问题

本发明提供一种Q500级重型热轧H型钢，其目的在于通过调控H型钢的化学成分以及 第二相粒子的参数，以翼缘厚度≥50mm的Q500级重型热轧H型钢为产品目标，最终产品的 晶粒尺寸达到10级以上，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量不小于120J。

本发明还提出上述一种Q500级重型热轧H型钢组织细化生产方法，通过诱发奥氏体动 态再结晶细化组织为基础，优化轧制工艺，提出了减小开坯区翼缘压下量，增加万能区压下 量，分解现有万能轧制过程为两段式轧制，第一段在较高温度轧制，通过动/静态再结晶细化 奥氏体组织；减薄H型钢轧件厚度,道间喷水冷却迅速降温，减少待温时间；第二段在较低温度 轧制，实现诱发奥氏体动态再结晶，从而得到超细奥氏体晶粒，通过超细奥氏体的晶界促进 铁素体相变形核，实现产品组织细化。

2、技术方案

为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。

一种Q500级重型热轧H型钢，其化学成分主要包含：C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、V、 Ni、N、H、Fe；同时，包含的合金化合物粒子为TiN第二相粒子、NbC第二相粒子、VC第 二相粒子和Nb-V-Ti复合第二相粒子，其中：根据国家GB/T 11263标准规定，热轧H型钢的 性能样必须在翼缘宽度B的1/6处取样，本发明的H型钢在翼缘端部B/6处且翼缘1/4厚度 处取样：

TiN第二相粒子的体积分数0.01％以上，其尺寸小于20纳米，

NbC第二相粒子的体积分数0.03％以上，其尺寸小于40纳米，

VC第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于20纳米，

Nb-V-Ti复合第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于40纳米。

进一步地，尺寸小于15纳米的第二相粒子的体积分数需满足式(a)：

V_TiN+V_VC+V_NbC+V_Nb-V-Ti≥0.06％ (a)，

式中：V_TiN为TiN的体积分数，V_VC为VC的体积分数，V_NbC为NbC的体积分数，V_Nb-V-Ti为Nb-V-Ti复合第二相粒子的体积分数。

进一步地，其化学成分按质量百分数计为：C:0.06～0.14％，Si:0.10～0.60％，Mn:1.00～1.60％， P：≤0.015％，S：≤0.007％，Nb:0.01～0.06％，Ti：0.010～0.030％，V：0.040～0.080％，Ni：0.10～0.40％， N：0.0040～0.0100％，H:≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中，为了保证钢的强度，C、Mn、 Ni之间的质量百分数满足下述关系式(b)：

C+Mn/6+Ni/8＝0.34-0.41％ (b)。

进一步地，H型钢的翼缘厚度为t，t≥50mm。

进一步地，考虑产品厚度效应F，Nb、Ti、N之间的质量百分数与t满足式(c)：

2.4≤F＝[(Nb+Ti×N×1000+V+Ni/10)/t]×1000≤4.4 (c)。

进一步地，最终产品的组织为铁素体、珠光体和少量残余奥氏体，晶粒尺寸达到10级以 上。

其中：

C含量设为0.06～0.14％。C(碳)是对钢的强化有效的元素。因此，将C含量的下限设为 0.06％。另一方面，当C含量大于0.14％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0.14％。

Si含量设为0.10～0.60％。Si(硅)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0.10％。另一方面，若Si含量大于0.60％，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0.60％。

Mn含量设为1.00～1.60％。Mn(锰)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1.00％。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％。

P含量设为≤0.015％。P(磷)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0.015％以下。

S含量设为≤0.007％。S(硫)会因凝固偏析在连铸坯中心部形成MnS夹杂，不仅会引起 焊接裂纹、韧性降低，还会恶化抗层状撕裂性能等，因此应尽量减少，综合考虑脱S成本， 将S量限制为0.007％以下。

Nb含量设为0.01～0.06％。Nb(铌)用于析出足够的NbC，形成通过钉扎效应阻碍奥氏 体晶粒长大，以实现细化奥氏体晶粒效果。因此，将Nb含量的下限设定为0.01％；另一方面，若Nb含量超过0.06％时，连铸异型坯内圆角易出现裂纹，影响最终产品表面质量，而 且不利于成本控制。因此，将Nb含量上限设为0.06％。

Ti含量设为0.010～0.030％。Ti(钛)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，以实现细化奥氏体晶粒效果；同时， 细化的TiN可以促进NbC析出，细化第二相析出粒子的尺寸。因此，将Ti含量的下限设定 为0.010％。另一方面，若Ti含量过高，多余的Ti固溶在钢材中，造成合金浪费，引起成本增加，设定上限为0.030％。

V含量设为0.040～0.080％。V(钒)是具有在奥氏体的粒内以碳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，同时，在晶内析出会有效提升钢 材强度。因此，将V含量的下限设为0.040％。另一方面，若V含量大于0.080％，会引起钢 材强度过大。因此，将V含量的上限设为0.080％。

Ni含量设为0.10～0.40％。Ni(镍)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0.40％。为了实现Ni的高 韧性作用，将Ni含量的下限设为0.10％。镍元素提高了过冷奥氏体稳定性，降低了奥氏体和 铁素体的自由能差和相变驱动力，具有抑制奥氏体相变，因此，镍的加入，最终产品组织中 会有少量残余奥氏体。

N含量设为0.0040～0.0100％。N(氮)是形成TiN的主要元素，有助于组织的细化和析 出强化的元素，N元素也是控制TiN析出的尺寸的关键元素。因此，将N含量的下限设为0.0040％。若N含量大于0.0100％，则会引起TiN粒子粗大，恶化低温韧性、连铸表面质量 以及钢材应变时效性能。因此，将N含量的上限设为0.0100％。

H含量设为≤0.0002％。H(氢)是钢材中氢致裂纹的主因，属于有害元素，若钢种的H 含量超过限制，会造成钢材发展断裂。因此，将H含量的上限设定为0.0002％。

在传统重型热轧H型钢轧制工艺中，轧件经过加热和开坯轧制后，进入万能轧机进行万 能区轧制。开坯轧制温度大约为1100℃～1150℃，开坯轧制后待温至930℃～960℃进入万能轧 机进行万能轧制。由于重型热轧H型钢轧制总压缩比较小，按传统轧制工艺设计，开坯轧制 过程中翼缘厚度方向分配总压缩比较小，不能有效地改善轧件内部缺陷与细化奥氏体晶粒尺 寸，因此导致轧件内部质量较差，且使得万能轧制过程中难以诱发奥氏体动态再结晶，从而 不能实现组织细化，最终产品的晶粒较大。同时，由于开坯轧制后轧件尺寸较大，且传统工 艺又无喷水冷却工艺设计，使得轧件待温时间较长，极大地影响了生产效率。

重型热轧H型钢轧制有两个部分组成，第一部分为开坯(粗轧)轧制，第二部分为万能 (精轧)轧制。第一部分开坯轧制为两辊孔型轧制，主要作用是扩或缩腰以调整轧件高度或 宽度方向尺寸适合万能轧制，同时，进行轧件厚度方向压缩轧制，以焊合轧件内部缺陷。第 二部分万能轧制为四辊组成的万能轧机对H型钢翼缘和腹板在厚度方向进行压缩轧制，主要 作用是改善H型钢组织，减薄H型钢厚度，以获得理想的H型钢产品。

故，本发明的一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，步骤为：坯料加热→ 开坯轧制→万能第一段轧制→喷水冷却→万能第二阶段轧制→冷床空冷，具体为：

(1)坯料加热：坯料的化学成分主要包含：C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、V、Ni、N、 H、Fe，其中V元素的质量百分数为0.040～0.080％；加热温度应1200℃-1250℃，保温 120min-160min，能够保留部分未溶TiN第二相粒子，用以抑制加热过程中奥氏体晶粒长大； 又可确保NbC粒子的完全回溶，为后续的外延析出提供成分保证；同时还能保证厚重热轧H 型钢整个断面加热均匀，有利于后续轧制

(2)开坯轧制：在开坯轧辊异型孔中减少异型孔腿部斜度、扩大异型孔腿部厚度，从而 实现翼缘厚度减薄量≤5％，以增加万能轧制阶段轧件厚度，从而获得较大万能轧制压缩比， 进而增加万能轧制的应变累积；

(3)万能第一段轧制：压缩比控制在1.23以上，有利于轧件内部缺陷焊合和累积足够 的应变促进奥氏体充分再结晶细化奥氏体晶粒；

(4)喷水冷却：采用万能轧制道间全截面喷水冷却工艺，快速降低轧件温度至 925℃～930℃；

(5)万能第二阶段轧制：压缩比控制在1.50～1.55，耦合轧制温度(925℃～930℃)促进 奥氏体发生动态再结晶细化组织，进入万能第二阶段轧制，配合Ti/Nb微合金化成分设计， 利用应变诱导大量析出的NbC、VC以及Nb、Ti、V复合第二相粒子抑制万能第二阶段轧制 道次间的奥氏体静态再结晶，实现应变积累，从而诱发奥氏体动态再结晶细化组织；

(6)冷床空冷。

进一步地，步骤(1)中，坯料的化学成分各质量百分数计为：C:0.06～0.14％，Si:0.10～0.60％， Mn:1.00～1.60％，P：≤0.015％，S：≤0.007％，Nb:0.01～0.06％，Ti：0.010～0.030％，V：0.040～0.080％， Ni：0.10～0.40％，N：0.0040～0.0100％，H:≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中，为了保证钢的 强度，C、Mn之间的质量百分数满足下述关系式(b)：

C+Mn/6+Ni/8＝0.34～0.41％ (b)。

进一步地，H型钢的翼缘厚度为t，t≥50mm。

进一步地，考虑产品厚度效应F，Nb、Ti、V、Ni、N之间的质量百分数与t满足式(c)：

2.4≤F＝[(Nb+Ti×N×1000+V+Ni/10)/t]×1000≤4.4 (c)。

进一步地，步骤(2)中，减少开坯轧制道次为5～7道次，提升开坯轧制速度和轧辊运输 速度为3m/s～5m/s，减少开坯轧制阶段和辊道运输过程中轧件温度损失，以提升万能第一阶 段轧制温度至1050℃～1100℃，焊合轧件内部缺陷(疏松、气孔、裂纹等)，保证奥氏体的 充分再结晶，配合Ti/N的微合金化设计，利用TiN第二相粒子抑制高温阶段奥氏体晶粒的长 大，细化奥氏体晶粒尺寸，从而实现万能轧制第一阶段奥氏体晶粒细化。

进一步地，步骤(3)中，万能第一段轧制温度至1050℃～1100℃。

进一步地，步骤(4)中，喷水冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s。

进一步地，步骤(4)中，冷床空冷的冷却速度为0.05℃/s～0.5℃/s。

在上述Ti/N的微合金化设计耦合上述轧制工艺条件下，TiN第二相粒子的体积分数0.01％ 以上，第二相粒子的尺寸小于20纳米。Nb的微合金化设计耦合上述轧制工艺条件下，保证 NbC析出的体积分数0.03％以上，NbC粒子的尺寸小于40纳米。V的微合金化设计保证VC 析出的体积分数达到0.04％以上，VC粒子的尺寸小于20纳米。Nb-V-Ti复合第二相粒子的 体积分数0.04％以上，Nb-V-Ti复合第二相粒子的尺寸小于40纳米。其中，小于15纳米的第 二相目粒子的体积分数需满足：V_TiN+V_NbC+V_Nb-V-Ti≥0.06％，其中：V_TiN：TiN的体积分数； V_NbC：NbC的体积分数；V_Nb-V-Ti：Nb-V-Ti复合粒子的体积分数。

利用上述方法得到的厚重热轧H型钢，翼缘厚度≥50mm，屈服强度大于500MPa，抗拉 强度610～770MPa，断后伸长率大于17％，厚度方向性能大于35％，0℃、-20℃、-40℃、-60℃ 的冲击韧性大于120J。

3、有益效果

相比于现有技术，本发明的有益效果为：

(1)本发明改进传统热轧H型钢轧制工艺，减小开坯区压下量，实现万能两阶段轧制， 提升万能段轧制缺陷焊合与组织细化作用，解决重型热轧H型钢压缩比不足，配合Ti/Nb+高 V+Ni微合金化成分设计，实现诱发奥氏体动态再结晶，细化产品组织，即细晶强化、析出强 化第二相粒子体积分数、固溶强化、组织强化，实现Q500级产品强韧化。

(2)本发明最优化地减薄万能第二阶段轧件厚度，采用万能区道间喷水冷却，克服传统 重型热轧H型钢较长时间待温轧制，极大地提升了生产效率。

(3)本发明开发了翼缘厚度≥50mm规格的Q500级重型热轧H型钢，产品晶粒尺寸达到10级，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量均不小于120J。

(4)本发明通过轧制减薄轧件和道间喷水冷却，减少轧件控轧待温时间，提升重型热轧 H型钢生产效率；优化轧制工艺，提出了减小开坯区翼缘压下量，增加万能区压下量，分解 现有万能轧制过程为两段式轧制，在高温轧制阶段实现内部缺陷焊合与细化奥氏体组织，在 低温轧制阶段诱发奥氏体动态再结晶，实现产品组织细化。产品的晶粒尺寸达到10级以上, 强度达Q460级，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量不小于120J。

附图说明

图1为本发明H型钢的取样位置示意图；

图2为实施例1中H型钢的显微组织；

图3为实施例3中H型钢的显微组织；

图4为实施例5中H型钢的显微组织；

图5为对比例11中H型钢的显微组织；

图6为对比例20中H型钢的显微组织；

图7为对比例33中H型钢的显微组织。

具体实施方式

下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。

实施例1-实施例6

一种Q500MPa级重型热轧H型钢组织细化生产方法：

A、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热段温度1213℃～1246℃，加热时间128min～ 156min。

B、开坯轧制：开坯轧制道次5道～7道，开坯轧制速度3m/s～5m/s，翼缘减薄比≤5％， 运送辊道速度3m/s～5m/s。

C、万能第一段轧制:终轧温度1052℃～1069℃，轧制压缩比1.236～2.831。

D、喷水冷却：万能第一段轧后立即喷水冷却，冷却速度32℃/s～48℃/s，喷水冷却时间3s～4s。

E、万能第二段轧制：开轧温度926℃～929℃，轧制压缩比1.51-1.53。

F、轧后空冷。

实施例1-实施例6所述Q500MPa级重型热轧H型钢组织细化生产方法涉及到的主要具 体工艺参数见表1。对比例7-对比例49的所述热轧H型钢的生产工艺与实施例1-实施例6相同，不同在于其工艺参数如表1所示。

实施例1-实施例6所述Q500级重型热轧H型钢，包括以下重量百分比含量的化学成分： 如下表2所示，表2中没有列出的余量为Fe及不可避免的杂质。对比例7-对比例49中一种 热轧H型钢，包括以下重量百分比含量的化学成分：如下表2所示，表2中没有列出的余量为Fe及不可避免的杂质。

根据上述表1-表3可以看出，本发明可高效率地生产出翼缘厚度50mm～115mm、具备 高强度、高低温韧性、优异的焊接性和厚度方向性能的Q500MPa级系列热轧H型钢。

表1实施例1-6与对比例7-49生产工艺参数

表2实施例1-6与对比例7-49的化学成分(wt％)和厚度

实施例1-实施例6所述Q500MPa级重型热轧H型钢和对比例7-对比例49所述热轧H型钢第二项粒子体积分数、组织晶粒度、室温拉伸、低温冲击性能和厚度方向性能测试结果见表3。图1为H型钢取样位置示意图，图2～7分别为实施例1、3、5，对比例11、20、33 中H型钢的显微组织。

表3实施例1-6与对比例7-49的第二项粒子体积分数、晶粒度和力学性能

根据上述表1～表3可以看出：

由对比例7、21、35可知，控制开坯轧制工艺参数，可以保证万能第一阶段的终轧温度 不会太低，否则会降低产品组织粒度等级，冲击韧性达不到要求；

由对比例49可知，开坯翼缘减薄比大于5％后，产品屈服强度、厚度方向性能、冲击韧 性均不足；

由对比例20、34、46可知，万能第一阶段与第二阶段间的待温时间长，则需要控制喷水 冷却速率更低，才能得到预期性能的H型钢，本发明为了提高生产效率，得出喷水冷却30-50℃/s性价比最高；

由对比例8、9、22、23、36、37、39可知，控制万能第二阶段开轧温度在925-930℃以外，NbC第二相粒子体积分数小于0.03％，产品的强度、冲击韧性性能均不能满足本发明的要求；

由对比例10、11、24、25、38可知，万能第二阶段压缩比小于1.5时，NbC第二相粒子的体积分数小于0.03％，产品的强度、冲击韧性性能均达不到本发明的要求；

由对比例12、13、26、27、40、41可以看出，C+Mn/6+Ni/8在0.34-0.41范围外，产品的强度不足；

由对比例15、17、27、28、29、30、32、33、42、43、44可以看出，严格调控Nb、Ti、 V、N元素含量，否则造成产品厚度效应F不在2.4～4.4范围内，产品的组织晶粒度达不到10 级，厚度方向性能、冲击韧性均不足。

由对比例14、16、18、19、31、45、47、48可知，第二相粒子体积分数不在本发明的限定范围内时，H型钢的强度、冲击韧性较低。

由对比例19、48可知，Ni的质量百分数不在本发明的限定范围内时，H型钢的强度、冲击韧性较低。

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Q500级重型热轧H型钢，其特征在于：其化学成分主要包含：C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、V、Ni、N、H、Fe；同时，包含的合金化合物粒子为TiN第二相粒子、NbC第二相粒子、VC第二相粒子和Nb-V-Ti复合第二相粒子，其中：

TiN第二相粒子的体积分数0.01％以上，其尺寸小于20纳米，

NbC第二相粒子的体积分数0.03％以上，其尺寸小于40纳米，

VC第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于20纳米，

Nb-V-Ti复合第二相粒子的体积分数0.04％以上，其尺寸小于40纳米。

2.根据权利要求1所述的一种Q500级重型热轧H型钢，其特征在于：尺寸小于15纳米的第二相粒子的体积分数需满足式(a)：

V_TiN+V_VC+V_NbC+V_Nb-V-Ti≥0.06％ (a)，

式中：V_TiN为TiN的体积分数，V_VC为VC的体积分数，V_NbC为NbC的体积分数，V_Nb-V-Ti为Nb-V-Ti复合第二相粒子的体积分数。

3.根据权利要求1所述的一种Q500级重型热轧H型钢，其特征在于：其化学成分按质量百分数计为：C:0.06～0.14％，Si:0.10～0.60％，Mn:1.00～1.60％，P：≤0.015％，S：≤0.007％，Nb:0.01～0.06％，Ti：0.010～0.030％，V：0.040～0.080％，Ni：0.10～0.40％，N：0.0040～0.0100％，H:≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中，C、Mn、Ni之间的质量百分数满足下述关系式(b)：

C+Mn/6+Ni/8＝0.34-0.41％ (b)。

4.根据权利要求3所述的一种Q500级重型热轧H型钢，其特征在于：H型钢的翼缘厚度为t，t≥50mm。

5.根据权利要求4所述的一种Q500级重型热轧H型钢，其特征在于：Nb、Ti、V、Ni、N之间的质量百分数与t满足式(c)：

2.4≤F＝[(Nb+Ti×N×1000+V+Ni/10)/t]×1000≤4.4 (c)。

6.一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，其特征在于：步骤为：

(1)坯料加热：加热温度为1200℃～1250℃，保温120min～160min；坯料的化学成分主要包含：C、Si、Mn、P、S、Nb、Ti、V、Ni、N、H、Fe，其中V元素的质量百分数为0.040～0.080％；

(2)开坯轧制：翼缘厚度减薄量≤5％；

(3)万能第一段轧制：压缩比控制在1.23以上；

(4)喷水冷却：降低轧件温度至925℃～930℃；

(5)万能第二阶段轧制：压缩比控制在1.50～1.55；

(6)冷床空冷。

7.根据权利要求6所述的一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，其特征在于：步骤(2)中，开坯轧制道次为5～7道次，开坯轧制速度和轧辊运输速度为3m/s～5m/s。

8.根据权利要求7所述的一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，其特征在于：步骤(3)中，万能第一段轧制温度至1050℃～1100℃。

9.根据权利要求6所述的一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，其特征在于：步骤(4)中，喷水冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s。

10.根据权利要求6～9任意一项所述的一种Q500级重型热轧H型钢的组织细化生产方法，其特征在于：步骤(4)中，冷床空冷的冷却速度为0.05℃/s～0.5℃/s。

Images