CN115821154B - 一种具有良好z向性能的超厚热轧h型钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢及其生产方法，C：0.15～0.18％，Si：0.30～0.50％，Mn：0.7～1.0％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Nb：0.030～0.050％，Ti：0.010～0.020％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明通过相应的冶炼和轧制工艺处理，从而获得厚度方向(Z向)截面收缩率达到标准GB/T 5313中规定的Z35要求的产品，产品翼缘厚度范围为80mm‑140mm，同时满足屈服强度390MPa级并具有良好耐‑20℃低温冲击韧性的特性。
Description
技术领域
本发明属于冶金技术领域，更具体地说，涉及一种翼缘厚度80-140mm、一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
近年来，我国高层建筑钢结构、海上石油平台、大跨度桥梁以及类似的重要建(构)筑物钢结构得到了蓬勃的发展。2020年国内第一条重型热轧H型钢产线正式投产，由于厚重热轧H型钢在作为构件时焊接接头更少从而备受市场青睐。厚重热轧H型钢在制造焊接中，由于钢材质量和焊接构造等原因，构件容易出现层状撕裂，这对沿厚度方向受拉的接头来说是很不利的。
层状撕裂作为一种焊接缺陷导致构件在Z向产生层状撕裂破坏，其危害程度是众所周知的。一方面由于Z向层状撕裂发生的隐蔽性，外观上没有任何迹象；即使发现也较难以修复，更关键的是发生层状撕裂的结构大多为大型厚壁或厚板结构，从而会因为Z向性能不足产生严重的后果，因而非常有必要研究钢材的Z向性能。Z向性能不足最重要原因，就是在钢材冶炼中不可避免的存在杂质及杂质的分层，同时焊接过程中很难避免产生裂纹，受到拘束应力和荷载时，沿厚度方向扩展使夹杂物和金属脱开，形成脆性破坏。
公开号为CN113564480A，公开日为2021年10月29日，名称为“一种具有Z向性能的厚重热轧H型钢及其生产方法”的专利文献，该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％。未提及-20℃时的冲击功，且厚度限制在80mm以下，并非超厚热轧H型。
公开号为CN113215495A，公开日为2021年8月6日，名称为“一种提高50-80mm厚度Q390E厚板Z向性能的方法”的专利文献，该发明公开了一种提高50-80mm厚度Q390E厚板Z向性能的方法,所述板材化学成分组成及重量百分含量为：C：0.07-0.10％；Mn：1.4-1.50％；Si：0.15-0.25％；S≤0.005％；P≤0.015％；Als：0.020-0.04％；Nb：0.025-0.035％；Ti：0.035-0.045％；T[O]≤20PPM；N≤50PPM；H≤1.5PPM；所述的板材厚度范围为50-80mm；全工序流程：铁水预脱硫处理→转炉→LF+RH精炼→250mm厚板坯→加热→控轧控冷→堆冷；采用转炉出钢渣洗工艺，使用高碱度合成渣，所述合成渣的组成成分为：60％≤CaO≤70％、BaO15～20％，0＜SiO2≤3.0％、0＜Al2O3≤4.5％、2.0％≤Na2O≤4.1％、CaF2≤7.5％、MgO≤4％；连铸工序使用的保护渣的具体化学成分为重量％：C4.1～6.5％，CaO25～30％；SiO227～32％；Na2O5～10％；TiC7-10％；TiO23-6％；F5～8％；B2O37～15％；Al2O3≤3％；MgO1～1.5％；MnO≤3％；Fe2O3＜3％；H2O＜0.5％。该发明涉及厚板，并非热轧H型钢，且厚度限制在50～80mm以下。
公开号为CN111926236A，公开日为2020年11月13日，名称为“一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法”的专利文献，该发明公开了一种小压缩比条件下采用连铸坯生产Z向性能优异的焊接结构用钢板的方法，包括：铁水处理：控制脱硫铁水温度和低硫废钢比例，严控原料铁水P、S、As、Sn及终点S含量；转炉冶炼：控制吹氧枪位、氧压、氧流量、给氧时间以及萤石加入量，出钢前0.05％≤C≤0.07％，P≤0.003％；炉外精炼处理时间45～55min，出站S≤0.003％，氮增量≤0.002％；真空处理钢水温度≥1580℃，真空度≤0.13kPa，处理时间15～25min；采用全流程保护浇注，氮增量≤0.001％，过热度15～20℃，拉速0.75m/min，铸坯全封闭缓冷72h以上；将铸坯加热至1260～1280℃，在炉时间420～450min，均热时间70～80min；控制轧制、冷却、热处理；本发明所述铸坯厚度300mm，2.30≤压缩比≤2.75，成品钢板具有优异的Z向性能和焊接性能。该发明涉及厚板，并非热轧H型钢，且后续须经热处理工艺。
公开号为CN111172465A，公开日为2020年5月19日，名称为“一种低碳当量大厚度Q390GJ建筑结构用钢板及其制造方法”的专利文献，该发明涉及一种低碳当量大厚度Q390GJ建筑结构用钢板及其制造方法，所述钢板的化学成分及重量百分比为C：0.10％～0.139％、Si：0.20％～0.39％、Mn：1.30％～1.44％、P≤0.010％、S≤0.003％、Nb：0.020％～0.039％、Ti：0.006％～0.016％、Al:0.01％～0.04％，Ceq：0.32～0.38，余量为铁和不可避免的杂质；钢板的微观金相组织以细小的多边形铁素体+珠光体组织为主，其中，多边形铁素体的体积百分比在25％～40％，钢板的最大厚度为120mm，屈服强度≥390MPa，抗拉强度550MPa，断后伸长率≥28％，屈强比≤0.77，厚度方向Z向性能≥60％，-40℃冲击功≥200J。按照本发明所述化学成分及生产工艺要求生产的产品钢板具有大厚度、高强韧性、高塑性、低屈强比、优异的焊接性能以及抗层状撕裂性能。该发明涉及厚板，并非热轧H型钢，且厚度限制在120mm以下。相对于厚板而言，热轧H型钢的变形在孔型中进行，厚重热轧H型钢轧制温度高，受坯料和轧机能力影响，总压缩比和单道次压缩比均受限，产品翼缘厚度方向变形渗透难，生产工艺调节窗口窄，尤其是在满足优异的低温韧性和抗层状撕裂性能的同时还要满足高强度性能。所以，生产的厚板的性能，将其生产为H型钢时，并不能达到厚板的性能。
公开号为CN110983204A，公开日为2020年4月20日，名称为“一种工程机械用钢板及制备方法”的专利文献，该发明公开了一种工程机械用钢板及制备方法。所述钢板的化学成分及重量百分比含量为：C：0.10％-0.17％、Si：0.15％-0.40％、Mn：1.10％-1.70％、S≤0.015％、P≤0.025％、Nb≤0.6％，V≤0.1％，Ti：0.005-0.035％、Ni：0.15-0.5％，Cr：0.10％-0.5％、Mo：0.20％-0.50％，B≤0.0025％，其余为Fe和微量杂质。本发明通过Nb、V、Ti、Cr、Mo等合金元素的复合添加，合理的Si、Mn含量设计，通过4300mm双机架轧制及调质(淬火+回火)等工艺技术的实施，在低压缩比的情况下获得100-110mm大厚度高强度工程机械用钢板。钢板拉伸强度、-20℃低温冲击功、Z向性能稳定，满足了低压缩比情况下批量生产大厚规格高强度工程机械用钢的需要。但该发明采用了V、Ni等贵重金属，增加了合金成本，且厚度限制在100-110mm，且涉及的板材轧制。
公开号为CN110527915A，公开日为2019年12月3日，名称为“一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法”的专利文献，本发明涉及一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法。其重量百分比计其化学组分及含量为：C0.08～0.11％、Si0.20～0.30％、Mn0.50～0.70％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cr1.30～1.80％、Ni0.60～0.90％、Cu0.30～0.40％、Mo0.15～0.25％、Nb0.030～0.050％、V0.060～0.100％、Al0.015～0.030％、其余为Fe及不可避免的杂质。生产方法步骤包括坯料加热、开坯轧制、第一、二阶段万能轧制、空冷。本发明通过合理的成分配比和工艺控制，即可获得具备优良强韧性、Z向性能、耐火性、耐蚀性、抗震性能的屈服强度460MPa级热轧H型钢。该发明添加了较高含量的贵重金属V、Ni等贵重金属，生产成本较高，且所述热轧H型钢的厚度为20-50mm，并不是超厚H型钢。
发明内容
本发明的目的在提供一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢及其生产方法，本发明通过成分设计、相应的冶炼和轧制工艺处理，从而获得厚度方向(Z向)截面收缩率达到标准GB/T 5313中规定的Z35要求的产品，本发明在坯料与最终产品翼缘厚度方向的压缩比为1.5～2.5这样低压缩比情况下具有良好Z向性能。产品翼缘厚度范围为80mm—140mm，同时满足屈服强度390MPa级并具有良好耐-20℃低温冲击韧性的特性。
本发明具体技术方案如下：
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：
C：0.15～0.18％，Si：0.30～0.50％，Mn：0.7～1.0％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Nb：0.030～0.050％，Ti：0.010～0.020％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
本发明提供的一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：
铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH或VD真空处理→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
本发明生产具体包括以下步骤：
1)铁水经预处理后至转炉冶炼；
2)转炉冶炼过程中吹惰性气体氩气，进行吹氩精炼，清除钢种溶解的气体和悬浮的非金属夹杂物，净化钢水。
3)LF炉精炼，该过程要加强控制，将精炼时间延长15～20min，以使白渣充分保持。同时吹氩前温度≥1550℃，每次吹氩的时间≥1min，促使钢水中的各类夹杂物充分上浮。同时避免钢液中氮含量的增加，使N含量控制在0.005％以下，从而保证氮、钛浓度积在平衡浓度积以下，减少TiN的析出。TiN的溶解度积较小，在钢液中常能看到液态析出的多边形TiN粒子，尺寸为微米级，析出的TiN会在随后的加热和轧制过程中保留下来，从而对钢材的性能产生不利的影响，本阶段通过严格控制N含量在0.005％以下，从而使TiN粒子的析出分数控制在0.01％以下。同时该阶段也要进一步控制各合金元素含量，使其满足要求。
4)RH或VD真空处理过程，该过程中的浸入管需预先烘烤2～10min，浸入管插入深度≥400mm，将真空度维持在100Pa以下且保持时间控制在≥10min，确保将出RH或VD后的钢水中的氢的体积分数控制在≤1.5×10-6，如果氢的体积分数超过这个范围，钢在拉伸过程中会出现白点，且白点的直径超过0.5mm，面积占比超过0.25％，这将严重影响钢的抗层状撕裂性能。同时在此阶段进行钙化处理，确保硫化物夹杂改性为球状。由于Ca和S的亲和力非常强，可使钢中塑性的MnS夹杂转变为非塑性的球状CaS夹杂，或者具有高硫容的高钙钙铝酸盐与CaS形成的双相夹杂，这类夹杂在轧制时不易被拉长，有利于提高钢材的性能。在钙处理时钙硫比(Ca/S)的控制十分重要，当Ca/S过小时，不能将硫化物完全球化，Ca/S较大时，形成粗大的球状、群落状的夹杂物，降低了钢水的洁净度。根据生产实际Ca/S控制在1.2～2.0之间为最佳，此时钢中硫化物完全球化率达到98％以上，硫化物的析出分数控制在0.015％以下，且尺寸控制在300nm以下。
5)异型坯全保护浇铸，采用低温快浇工艺，将钢水过热度控制在20～35℃，低的过热度浇注可有效抑制偏析。并对出钢口至中注管之间采用氩封保护，防止二次氧化。拉坯速度为0.45～1.0m/min，一次冷却结晶水流量为100～300m3/h，二次冷却的比水量为0.55～0.75L/kg，根据不同的坯型选择相应的拉坯工艺。其最终目的是提高铸坯的凝固速度，从而可有效地避免铌、钛的碳氮化析出物过分长大和大颗粒夹杂物的生成。本阶段的是保证连铸结束后铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.050％～0.10％，相应第二相粒子的平均直径为50nm～100nm。
6)坯料加热：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；
7)所述轧制包括粗轧阶段和精轧阶段；
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，1100℃＜轧制温度≤1150℃，控制15％＜道次压下率≤20％，控制1.5m/s＜轧制速度≤2.0m/s；
1050℃＜轧制温度≤1100℃，控制20％＜道次压下率≤25％，控制1.0m/s＜轧制速度≤1.5m/s；
1000℃＜轧制温度≤1050℃，控制25％＜道次压下率≤30％，控制0.5m/s＜轧制速度≤1.0m/s；
粗轧整个阶段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及轧制速度控制是为了实现高温低速大压下工艺，确保使形变在厚度方向充分渗透至中心部分，通过反复变形再结晶使奥氏体晶粒均匀，同时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，使得最终产品的铁素体晶粒度达到9.0级及以上，满足产品最终的综合力学性能要求。
8)粗轧完毕后，然后进入精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在980～1000℃，终轧温度控制在960℃以上，本阶段道次压下率控制在5％～10％，本阶段处于奥氏体部分再结晶温度范围内，应尽量避免较大的变形，造成奥氏体晶粒不均，导致最终产品性能下降。第二阶段开轧温度控制在930～950℃，终轧温度控制在830～850℃,坯料余下的变形在本阶段完成，道次压下率控制在5％-15％，本阶段随着温度的降低，道次压下率也随之减小。本阶段处于奥氏体非再结晶温度范围内，较大的变形使得此阶段有足够的累积应变，通过铁素体在未再结晶奥氏体晶粒内部产生的变形带和奥氏体晶界上形核，使铁素体晶粒得到进一步细化。
9)所述轧后控冷：轧后迅速进入控冷装置，采用弱冷工艺，冷却速度控制在3～5℃/s，确保轧件在550～650℃范围内进行下线缓冷。采用弱冷工艺的目的是尽量减少轧后至相变的停留时间，抑制转变前的奥氏体晶粒长大，控制热变形后的奥氏体晶粒状态，固定由于形变引起的位错，增大过冷度，降低相变温度，进一步细化铁素体及珠光体组织，同时确保轧件在下线缓冷时应力得到充分释放。由于产品较厚，厚度方向组织均匀性难以控制，因此冷却速度不能过大，过大容易造成厚度方向上性能差异过大，采用上述的冷却工艺可以在保证产品厚度方向组织差异在不是很大的情况下提高强度，改善其韧性。但是轧制时受坯料尺寸、形变均匀性、压缩比等条件的限制造成厚度方向均匀性差异是不可避免的，只能通过工艺控制尽可能减小，不可能完全消除。
本发明设计思路如下：
本发明化学成分采用Nb/Ti微合金化成分设计思路，并严格控制P、S等杂质元素的含量。各成分含量控制如下：
C：0.15～0.18％，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0.15％，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％。
Si：0.30～0.50％，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0.30％，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0.50％。
Mn：0.7～1.0％，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0.7％，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1.0％。
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：≤0.010％。
Nb：0.030～0.050％，Nb是强烈的碳、氮化合物形成元素，主要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，组织奥氏体长大，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，为了提高钢的强度和塑性，下限值设定为0.030％，但Nb含量过高，容易导致铸坯表面出现裂纹，影响最终产品表面质量，上限值设定为0.050％。
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％。
N：≤0.005％，微量的N能与V形成化合物析出，能显著提高钢的强度、塑性和韧性。过高含量的N会在钢种形成N2，钢在凝固过程中易形成气孔，而气孔是裂纹的起裂源。同时过高的N有可能与Fe形成Fe4N析出在晶界或晶内，引起金属的脆化，对低温韧性不利，固设定上限值为0.005％。
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下率更小，变形渗透更难，传统的冶炼轧制工艺很难达到本专利的要求。本发明的设计思路主要是采用Nb/Ti微合金化，首先通过规范冶炼工艺，减少TiN的析出，确保硫化物夹杂改性为球状，细化铸态组织，抑制偏析，避免铌、钛的碳氮化析出物过分长大和大颗粒夹杂物的生成；其次是规范控轧控冷工艺，为改善钢锭内部组织，促使中心碳、锰偏析充分扩散，优化钢锭加热制度，保证在高均热温度条件下大多数析出物颗粒充分溶解。采用二阶段控轧，在奥氏体再结晶阶段采取高温低速大压下工艺，使钢锭心部晶粒充分破碎，心部的疏松得以焊合，显著提高内部组织的致密度；合理分配奥氏体未再结晶阶段压下率，以增加形变带和形变诱导析出的效果，以获得细小晶粒，提高钢的强韧性；轧后进行控制弱冷，以充分细化铁素体晶粒，减轻带状组织；轧后下线缓冷，以确保应力得到充分释放。最终获得厚度方向(Z向)截面收缩率达到标准GB/T 5313中规定的Z35要求的产品，产品翼缘厚度范围为80mm—140mm，同时满足屈服强度390MPa级并具有良好耐-20℃低温冲击韧性的特性。
采用本技术方案得到的热轧H型钢的翼缘厚度为80～140mm，显微组织为铁素体+珠光体的复相组织，铁素体晶粒度等级9.0级及以上，珠光体面积占比为30～45％，产品的屈服强度≥390MPa，抗拉强度≥490MPa，延伸率A≥21％，-20℃纵向V型冲击功KV2≥100J，Z≥52％，具有较高的强度、良好的塑性、低温韧性及良好的Z向性能。
与现有技术相比，本发明在综合考虑成本及质量的情况下，提供了一种在低压缩比(坯料与最终产品翼缘厚度方向的压缩比为1.5～2.5)情况下具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢及其生产方法，通过相应的冶炼和轧制工艺处理，从而获得厚度方向(Z向)截面收缩率达到标准GB/T 5313中规定的Z35要求的产品，产品翼缘厚度范围为80mm—140mm，同时满足屈服强度390MPa级并具有良好耐-20℃低温冲击韧性的特性。
具体实施方式
下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。
实施例1
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.17％，Si：0.36％，Mn：0.85％，P：0.015％，S：0.008％，Nb：0.038％，Ti：0.015％，N：0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷
其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长16min，吹氩前温度1565℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0075％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤4min，浸入管插入深度432mm，将真空度维持在92Pa且保持时间为12min，钢水中的氢的体积分数为1.41×10-6，Ca/S控制在1.28。此时钢中硫化物完全球化率为99.1％，硫化物的析出分数为0.012％，且平均尺寸为246nm。
步骤五、钢水过热度控制在27℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.52m/min，一次冷却结晶水流量控制在130m3/h，二次冷却的比水量控制在0.65L/kg。此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.067％，相应第二相粒子的平均直径为76nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1234℃，保温时间167min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1167℃，终轧温度控制在1023℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在17％，轧制速度控制在1.6m/s，奥氏体再结晶百分比为52％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为54％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在26％，轧制速度控制在0.6m/s，奥氏体再结晶百分比为52％，整个阶段坯料总的压下率控制在43％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在991℃，终轧温度控制在972℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在942℃，终轧温度控制在839℃，道次压下率控制在11％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在4.1℃/s，轧件开始下线缓冷控制在634℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.5级，珠光体占比为36％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例2
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.16％，Si：0.45％，Mn：0.75％，P：0.018％，S：0.005％，Nb：0.042％，Ti：0.012％，N：0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长18min，氩前温度1557℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.008％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤6min，浸入管插入深度408mm，将真空度维持在84Pa且保持时间为13min，钢水中的氢的体积分数为1.39×10-6，Ca/S控制在1.56，此时钢中硫化物完全球化率为98.7％，硫化物的析出分数为0.009％，且平均尺寸为232nm。
步骤五、钢水过热度控制在23℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.65m/min，一次冷却结晶水流量控制在160m3/h，二次冷却的比水量控制在0.58L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.083％，相应第二相粒子的平均直径为58nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1210℃，保温时间154min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1153℃，终轧温度控制在1008℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在16％，轧制速度控制在1.9m/s，奥氏体再结晶百分比为56％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在24％，轧制速度控制在1.1m/s，奥氏体再结晶百分比为60％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.7m/s，奥氏体再结晶百分比为52％，整个阶段坯料总的压下率控制在48％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在985℃，终轧温度控制在962℃，本阶段道次压下率控制在6％。第二阶段开轧温度控制在937℃，终轧温度控制在842℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在646℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.0级，珠光体占比为41％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例3
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.15％，Si：0.32％，Mn：0.9％，P：0.013％，S：0.007％，Nb：0.040％，Ti：0.016％，N：0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长15min，氩前温度1560℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.006％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤2min，浸入管插入深度410mm，将真空度维持在67Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.29×10-6，Ca/S控制在1.86，此时钢中硫化物完全球化率为99.3％，硫化物的析出分数为0.012％，且平均尺寸为195nm。
步骤五、钢水过热度控制在33℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.85m/min，一次冷却结晶水流量控制在270m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.074％，相应第二相粒子的平均直径为83nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1229℃，保温时间176min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1176℃，终轧温度控制在1025℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在15％，轧制速度控制在1.5m/s，奥氏体再结晶百分比为53％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在25％，轧制速度控制在1.5m/s，奥氏体再结晶百分比为51％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在30％，轧制速度控制在1.0m/s，奥氏体再结晶百分比为57％，整个阶段坯料总的压下率控制在47％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在986℃，终轧温度控制在963℃，本阶段道次压下率控制在10％。第二阶段开轧温度控制在938℃，终轧温度控制在837℃，道次压下率控制在14％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在4.8℃/s，轧件开始下线缓冷控制在560℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为10.0级，珠光体占比为39％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例4
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.17％，Si：0.37％，Mn：0.87％，P：0.009％，S：0.004％，Nb：0.047％，Ti：0.019％，N：0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长20min，氩前温度1571℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0078％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤7min，浸入管插入深度423mm，将真空度维持在50Pa且保持时间为10min，钢水中的氢的体积分数为1.12×10-6，Ca/S控制在1.65，此时钢中硫化物完全球化率为98.5％，硫化物的析出分数为0.014％，且平均尺寸为213nm。
步骤五、钢水过热度控制在22℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.72m/min，一次冷却结晶水流量控制在270m3/h，二次冷却的比水量控制在0.69L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.089％，相应第二相粒子的平均直径为92nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1218℃，保温时间173min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1171℃，终轧温度控制在1008℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在19％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为59％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在21％，轧制速度控制在1.1m/s，奥氏体再结晶百分比为63％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在29％，轧制速度控制在0.7m/s，奥氏体再结晶百分比为52％，整个阶段坯料总的压下率控制在46％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在987℃，终轧温度控制在969℃，本阶段道次压下率控制在8％。第二阶段开轧温度控制在935℃，终轧温度控制在836℃，道次压下率控制在6％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在5.0℃/s，轧件开始下线缓冷控制在562℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.5级，珠光体占比为36％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例5
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.18％，Si：0.43％，Mn：0.96％，P：0.017％，S：0.008％，Nb：0.042％，Ti：0.014％，N：0.002％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1563℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0032％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤6min，浸入管插入深度415mm，将真空度维持在73Pa且保持时间为13min，钢水中的氢的体积分数为1.32×10-6，Ca/S控制在1.46，此时钢中硫化物完全球化率为99.5％，硫化物的析出分数为0.009％，且尺寸为156nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.78m/min，一次冷却结晶水流量控制在240m3/h，二次冷却的比水量控制在0.63L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.058％，相应第二相粒子的平均直径为63nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1245℃，保温时间156min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1169℃，终轧温度控制在1013℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在17％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为55％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在24％，轧制速度控制在1.5m/s，奥氏体再结晶百分比为52％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在26％，轧制速度控制在0.6m/s，奥氏体再结晶百分比为60％，整个阶段坯料总的压下率控制在41％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在983℃，终轧温度控制在963℃，本阶段道次压下率控制在6％。第二阶段开轧温度控制在944℃，终轧温度控制在838℃，道次压下率控制在6％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.9℃/s，轧件开始下线缓冷控制在613℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.0级，珠光体占比为40％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例6
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.16％，Si：0.39％，Mn：0.76％，P：0.016％，S：0.005％，Nb：0.038％，Ti：0.012％，N：0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长18min，氩前温度1556℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0069％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤7min，浸入管插入深度440mm，将真空度维持在80Pa且保持时间为12min，钢水中的氢的体积分数为1.28×10-6，Ca/S控制在1.3，此时钢中硫化物完全球化率为98.4％，硫化物的析出分数为0.011％，且平均尺寸为245nm。
步骤五、钢水过热度控制在26℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.68m/min，一次冷却结晶水流量控制在273m3/h，二次冷却的比水量控制在0.61L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.078％，相应第二相粒子的平均直径为54nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1220℃，保温时间176min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1176℃，终轧温度控制在1002℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在15％，轧制速度控制在1.7m/s，奥氏体再结晶百分比为53％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在21％，轧制速度控制在1.1m/s，奥氏体再结晶百分比为60％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在26％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为51％，整个阶段坯料总的压下率控制在49％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在993℃，终轧温度控制在973℃，本阶段道次压下率控制在9％。第二阶段开轧温度控制在948℃，终轧温度控制在846℃，道次压下率控制在6％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在4.7℃/s，轧件开始下线缓冷控制在556℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.5级，珠光体占比为42％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
实施例7
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.18％，Si：0.43％，Mn：0.72％，P：0.018％，S：0.009％，Nb：0.046％，Ti：0.013％，N：0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1562℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0092％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤3min，浸入管插入深度406mm，将真空度维持在93Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.10×10-6，Ca/S控制在1.92，此时钢中硫化物完全球化率为99.3％，硫化物的析出分数为0.010％，且平均尺寸为230nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.76m/min，一次冷却结晶水流量控制在260m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.068％，相应第二相粒子的平均直径为88nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1011℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为55％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为53％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为51％，整个阶段坯料总的压下率控制在44％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在996℃，终轧温度控制在970℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在942℃，终轧温度控制在839℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在598℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为10.0级，珠光体占比为34％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
对比例1
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.08％，Si：0.43％，Mn：1.36％，P：0.017％，S：0.025％，Nb：0.012％，Ti：0.014％，N：0.035％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1558℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.10％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤3min，浸入管插入深度406mm，将真空度维持在93Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.11×10-6，Ca/S控制在1.92，此时钢中硫化物完全球化率为99.1％，硫化物的析出分数为0.023％，且平均尺寸为386nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.76m/min，一次冷却结晶水流量控制在260m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.196％，相应第二相粒子的平均直径为102nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1009℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为54％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为53％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为52％，整个阶段坯料总的压下率控制在44％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在990℃，终轧温度控制在968℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在938℃，终轧温度控制在835℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在586℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.0级，珠光体占比 为12％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
对比例2
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.17％，Si：0.45％，Mn：0.81％，P：0.016％，S：0.007％，Nb：0.042％，Ti：0.012％，N：0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1553℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0089％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤1min，浸入管插入深度380mm，将真空度维持在120Pa且保持时间为4min，钢水中的氢的体积分数为3.5×10-6 ，Ca/S控制在5，此时钢中硫化物完全球化率为46％，硫化物的析出分数为0.21％，且平均尺寸为800nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.76m/min，一次冷却结晶水流量控制在260m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.071％，相应第二相粒子的平均直径为91nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1015℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为54％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为54％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为53％，整个阶段坯料总的压下率控制在44％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在995℃，终轧温度控制在972℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在940℃，终轧温度控制在841℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在602℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为9.0级，珠光体占比 为22％，钢在拉伸过程中出现了白点，且白点的直径超过0.5mm，面积占比达到0.75％。所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
对比例3
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.18％，Si：0.47％，Mn：0.91％，P：0.018％，S：0.008％，Nb：0.038％，Ti：0.014％，N：0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1560℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0076％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤3min，浸入管插入深度406mm，将真空度维持在93Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.09×10-6，Ca/S控制在1.92，此时钢中硫化物完全球化率为99.5％，硫化物的析出分数为0.011％，且平均尺寸为216nm。
步骤五、钢水过热度控制在45℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在1.1m/min，一次冷却结晶水流量控制在90m3/h，二次冷却的比水量控制在0.50L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.095％，相应第二相粒子的平均直径为360nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1020℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为52％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为51％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为54％，整个阶段坯料总的压下率控制在44％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在987℃，终轧温度控制在963℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在937℃，终轧温度控制在836℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在579℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为8.5级，珠光体占比为33％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
对比例4
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.18％，Si：0.43％，Mn：0.72％，P：0.018％，S：0.009％，Nb：0.046％，Ti：0.013％，N：0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。与实施例7成分相同。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1562℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0092％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤3min，浸入管插入深度406mm，将真空度维持在93Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.10×10-6，Ca/S控制在1.92，此时钢中硫化物完全球化率为99.3％，硫化物的析出分数为0.010％，且平均尺寸为230nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.76m/min，一次冷却结晶水流量控制在260m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.068％，相应第二相粒子的平均直径为88nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1010℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在11％，轧制速度控制在2.5m/s，奥氏体再结晶百分比为25％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在15％，轧制速度控制在2.5m/ s，奥氏体再结晶百分比为23％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在2.5m/s，奥氏体再结晶百分比为26％，整个阶段坯料总的压下率控制在26％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在997℃，终轧温度控制在972℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在948℃，终轧温度控制在845℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在3.6℃/s，轧件开始下线缓冷控制在623℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为8.0级，珠光体占比为16％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
对比例5
一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：C：0.18％，Si：0.43％，Mn：0.72％，P：0.018％，S：0.009％，Nb：0.046％，Ti：0.013％，N：0.004％，其余为Fe及不可避免的杂质。与实施例7成分相同。
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH(或VD)→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，控制H型钢冶炼和轧制的主要步骤及工艺参数如下：
步骤一、铁水经预处理后至转炉冶炼。
步骤二、转炉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。
步骤三、LF炉精炼，精炼时间延长19min，氩前温度1562℃，每次吹氩的时间2min，TiN析出分数为0.0092％。
步骤四、RH或VD真空处理过程，浸入管需预先烘烤3min，浸入管插入深度406mm，将真空度维持在93Pa且保持时间为11min，钢水中的氢的体积分数为1.10×10-6，Ca/S控制在1.92，此时钢中硫化物完全球化率为99.3％，硫化物的析出分数为0.010％，且尺寸为230nm。
步骤五、钢水过热度控制在25℃，出钢口至中注管之间采用氩封保护，拉坯速度控制在0.76m/min，一次冷却结晶水流量控制在260m3/h，二次冷却的比水量控制在0.73L/kg，此时铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.068％，相应第二相粒子的平均直径为88nm。
步骤六、铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1240℃，保温时间160min。
步骤七、粗轧阶段，开轧温度控制在1170℃，终轧温度控制在1008℃，具体的，1100℃＜轧制温度≤1150℃，道次压下率控制在18％，轧制速度控制在1.8m/s，奥氏体再结晶百分比为55％；1050℃＜轧制温度≤1100℃，道次压下率控制在23％，轧制速度控制在1.3m/s，奥氏体再结晶百分比为54％；1000℃＜轧制温度≤1050℃，道次压下率控制在27％，轧制速度控制在0.8m/s，奥氏体再结晶百分比为52％，整个阶段坯料总的压下率控制在44％。
步骤八、精轧阶段，精轧采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在989℃，终轧温度控制在962℃，本阶段道次压下率控制在7％。第二阶段开轧温度控制在936℃，终轧温度控制在833℃，道次压下率控制在8％。
步骤九、轧后迅速进入控冷装置，冷却速度控制在1.5℃/s，轧件开始下线缓冷控制在780℃。
最终所得产品的组织为铁素体+珠光体组织，铁素体晶粒度为8.5级，珠光体占比 为14％，所得热轧H型钢的性能测试结果如表1所示。
表1本发明实施例和对比例性能检测情况的列表
以上有下划线的数据为不满足本发明要求的数据。
上述参照实施例对一种具有良好Z向性能的超厚热轧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 (5)
1.一种具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，其特征在于，所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢包括以下质量百分比成分：
C：0.15～0.18％，Si：0.30～0.50％，Mn：0.7～1.0％，P：≤0.020％，S：≤0.010％，Nb：0.030～0.050％，Ti：0.010～0.020％，N≤0.005％，其余为Fe及不可避免的杂质；
所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH或VD真空处理→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷；
LF炉精炼中，精炼时间延长15～20min，吹氩前温度≥1550℃，每次吹氩的时间≥1min，控制N含量在0.005％以下，使TiN粒子的析出分数控制在0.01％以下；RH或VD真空处理过程，中的侵入管需预先烘烤2～10min，侵入管插入深度≥400mm，将真空度维持在100Pa以下且保持时间控制在10min以上，确保将出RH或VD后的钢水中的氢的体积分数控制在≤1.5×10-6；
RH或VD真空处理过程中进行钙化处理，Ca/S控制在1.2～2.0之间，钢中硫化物完全球化率达到98％以上，硫化物的析出分数控制在0.015％以下，且尺寸控制在300nm以下；
异型坯全保护浇铸，将钢水过热度控制在20～35℃，拉坯速度为0.45～1.0m/min，一次冷却结晶水流量为100～300m3/h，二次冷却的比水量为0.55～0.75L/kg，本阶段的是保证连铸结束后铸坯内部所析出的TiN、NbC、Ti+Nb复合粒子体积分数为0.050％～0.10％，相应第二相粒子的平均直径为50nm～100nm；
坯料加热：铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1200～1250℃，保温时间150～180min；
所述轧制包括粗轧阶段和精轧阶段；粗轧阶段开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上；1100℃＜轧制温度≤1150℃，控制15％＜道次压下率≤20％，控制1.5m/s＜轧制速度≤2.0m/s；1050℃＜轧制温度≤1100℃，控制20％＜道次压下率≤25％，控制1.0m/s＜轧制速度≤1.5m/s；1000℃＜轧制温度≤1050℃，控制25％＜道次压下率≤30％，控制0.5m/s＜轧制速度≤1.0m/s；精轧阶段采用两阶段控制轧制，第一阶段开轧温度控制在980～1000℃，终轧温度控制在960℃以上，本阶段道次压下率控制在5％～10％；第二阶段开轧温度控制在930～950℃，终轧温度控制在830～850℃,坯料余下的变形在本阶段完成，道次压下率控制在5％-15％；轧后迅速进入控冷装置，采用弱冷工艺，冷却速度控制在3～5℃/s，确保轧件在550～650℃范围内进行下线缓冷。
2.根据权利要求1所述的具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，其特征在于，翼缘厚度为80～140mm。
3.根据权利要求1或2所述的具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，其特征在于，所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的显微组织为铁素体+珠光体的复相组织，铁素体晶粒度等级9.0级以上，珠光体面积占比为30～45％。
4.根据权利要求1或2所述的具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢，其特征在于，所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的产品、屈服强度≥390MPa，抗拉强度≥490MPa，延伸率A≥21％，-20℃纵向V型冲击功KV2≥100J，Z≥52％。
5.一种权利要求1-4任一项所述具有良好Z向性能的超厚热轧H型钢的生产方法，包括以下工艺流程：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→LF精炼→RH或VD真空处理→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷。
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