CN116043117A - 一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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‑40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢及其生产方法，所述热轧H型钢含有以下质量百分比的化学成分：C：0.08～0.12％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.35～1.45％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.10％，Ni：0.10～0.30％，N：0.0100％～0.0120％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中V与N的含量比为4～6：1；所述热轧H型钢的翼缘厚度为40～80mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率A≥20％，‑40℃纵向V型冲击功KV2≥140J，能够有效满足其在低温环境下使用，且其制造成本相对较低。
Description
技术领域
本发明属于热轧H型钢技术领域，具体涉及一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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，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受到一定的限制。
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，尤其是在满足翼缘厚度为40～80mm的情况下，同时具有屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，-40℃纵向V型冲击功KV2均值≥140J等性能更加不易，难以满足低温环境下的使用要求。
公开日为2012年8月22日的中国专利CN102644034A公开了一种屈服强度500MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，并具体公开了所述钢的成分按质量百分比计为：C：0.06～0.12，Si：0.30～0.60，Mn：0.80～1.20，P：0.010～0.030，S：0.001～0.015，Cu：0.20～0.35，Cr：0.20～0.40，Ni：0.15～0.30，Nb：0.040～0.060，Als：0.003～0.030，其余为铁和残余的微量杂质，轧后需要通过两段式快速冷却，第一段冷却速度75～150℃/s，第二段冷却速度为20～45℃/s来获得所需的机械性能，其生产能耗增加，且对冷却设备要求极高。
公开日为2013年8月14日公开的中国专利CN103243272A公开了一种屈服强度500MPa级含钒耐候热轧H型钢的轧制工艺，并具体公开了该含钒耐候热轧H型钢，按质量百分比计，成分配比为：C：0.09～0.12，Si：0.43～0.55，Mn：1.39～1.49，P：0.013～0.017，S：0.011～0.016，Cu：0.27～0.36，Cr：0.32～0.38，Ni：0.25～0.32，V：0.098～0.110，A1S：0.014～0.023，其余为铁和残余的微量杂质。轧后需要通过两段式快速冷却，第一段冷却速度97～128℃/s，第二段冷却速度为36～45℃/s，来获得所需的机械性能，生产能耗增加，且对冷却设备要求极高。
发明内容
本发明的目的在于提供一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢及其生产方法，本发明提供的热轧H型钢的翼缘厚度为40～80mm，其具有-40℃良好低温冲击韧性，能够有效满足其在低温环境下使用，且其制造成本相对较低。
为实现上述目的，本发明采取的技术方案如下：
一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢，含有以下质量百分比的化学成分：C：0.08～0.12％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.35～1.45％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.10％，Ni：0.10～0.30％，N：0.0100％～0.0120％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中V与N的含量比为4～6：1。
所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢的金相组织为回火索氏体，回火索氏体组织形貌达到或超过整个翼缘厚度的1/4。
所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢的翼缘厚度40～80mm；其屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率A≥20％，-40℃纵向V型冲击功KV2≥140J。
所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷。
所述坯料加热步骤中，铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1200～1250℃，保温时间150～180min。
所述轧制步骤中，轧制包括粗轧阶段和精轧阶段；粗轧阶段坯料总的压下率控制在40％～50％；精轧阶段采用两阶段控制轧制，第一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，通过对压下率进行控制，可以较好地稳定产品性能；第二阶段道次压下率控制在5％-30％，本阶段随着温度的降低，道次压下率也随之减小。
粗轧阶段开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上；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％～25％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％～30％。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。使得最终产品的铁素体晶粒度达到10级以上，满足产品最终的综合力学性能要求。
精轧阶段，第一阶段的开轧温度控制在980～1000℃，终轧温度控制在960℃以上；第二阶段的开轧温度控制在930～950℃，终轧温度控制在830～850℃，本阶段处于奥氏体非再结晶温度范围内，通过控制轧制温度以及轧制压下率，能够有效促使轧件组织内的奥氏体晶粒发生畸变，从而便于形成大量的变形带、孪晶和位错，增加形核点位置，同时也能够获得大量的畸变能，促使VN或V(CN)等第二相粒子大量析出，促进铁素体相变形核，细化铁素体组织，且较大的变形导致的畸变能也可以为贝氏体相变提供了足够的动能。
精轧阶段，在第二阶段轧制的过程中，每道次轧制均开启翼缘选择性冷却SFC，将水压控制在0.5～0.7MPa，水流量控制在1500～2000m3/h，能够使产品表层温度降低，从而达到硬化效果，再配合轧制，能够最大化地确保此阶段每道次的变形渗透作用能达到翼缘厚度的1/4位置及以上，进而能够进一步细化奥氏体晶粒，稳定并提升所得产品的综合性能。
所述轧后控冷步骤中，水压控制在1.4～1.5MPa，水流量控制在4000～4500m3/h，冷却时间控制在40～60s，冷却时间过短，回火索氏体层厚度达不到翼缘厚度的1/4位置；冷却时间过长，其组织将会变成马氏体，该组织对产品的韧性不利，本阶段利用超快冷技术，缩短温降时间，扩大相变的过冷度，并最大限度地保留内部轧制变形引起的畸变，配合微合金元素的综合作用，进一步控制轧制后奥氏体发生组织转变，细化相变组织。
本发明通过对热轧H型钢的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型钢的综合力学性能，尤其是化学成分采用C+V+Ni成分设计思路，考虑生产成本，实现细晶强化、固溶强化和析出强化，能够有效满足产品的综合性能需求。
综合力学性能优良，尤其是兼具较高强度和优异的低温冲击韧性的超厚翼缘的热轧H型钢生产较为困难，对其组分的控制要求较为严格，组分的波动会较大地影响到产品性能。本发明一方面，通过控制V与N的含量比为4～6：1，V与N的元素含量比设计能够充分发挥V和N元素之间的耦合作用，匹配后续的轧制工艺，可以最优化地实现VN或V(CN)等第二相粒子在钢中大量弥散细小析出，并确保成品具有较高的表面质量。申请人在试验时发现，当V与N的元素含量比控制在这个范围内，能够最大程度的减少所得产品表面出现的线性缺陷，同时，控制在这个范围内，V元素会尽可能地溶于钢中，不会析出，从而也能够有效避免造成V元素的浪费，显著提高了元素的利用效率，一定程度上大大降低了制造成本，经济效益较好。
另一方面，本发明通过Ni元素的加入，并协同其他成分元素共同作用，从而能够充分发挥出Ni的效果。具体的，Ni可以在钢中连续固溶，有效降低了位错运动阻力，能够显著提高钢的塑性和韧性，同时也能提升钢表面锈层的致密性和稳定性，从而有效改善了产品的表面质量。且Ni元素的添加含量范围控制在本发明中确定的范围0.10～0.30％内能够最大程度发挥作用，并且在考虑成本的情况下，可以通过适当降低其上限值。而在进行轧制时，Ni元素的添加可以用来扩大钢的奥氏体区，细化铁素体晶粒，实现低温冲击韧性的显著提升，能够做到-40℃纵向V型冲击功KV2均值≥140J。
在生产时，本发明通过对轧制及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控冷，从而能够得到翼缘厚度较厚的热轧H型钢，其翼缘厚度可达40～80mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率A≥20％，-40℃纵向V型冲击功KV2≥140J，具有较高的强度、良好的塑性、尤其是低温韧性较为出色，从而能够有效满足其在低温环境下的使用需求。
相比于现有技术，本发明具有以下有益效果：
(1)本发明提供的一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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型钢的综合力学性能，尤其是保证所得产品在翼缘厚度超厚的情况下，同时还具备较高的强度及低温冲击韧性，进而有效满足了其在低温环境下的使用效果，具有较高的经济效益。
(2)本发明采用C+V+Ni成分设计思路，实现细晶强化、固溶强化和析出强化，满足产品综合力学性能需求。尤其是成分上控制V与N的含量比为4～6：1，一方面，能够有效保证所得产品具有较高的表面质量，避免产品表面出现大量线性缺陷；另一方面，通过对其含量合理地控制，可以进一步降低生产成本。
(3)本发明通过Ni的加入，利用Ni来扩大钢的奥氏体区，细化铁素体晶粒，实现低温韧性提升，能够做到-40℃纵向V型冲击功KV2均值≥140J。
(4)本发明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，特别是通过对轧制及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控冷，从而能够得到翼缘厚度较厚的热轧H型钢，其翼缘厚度可达40～80mm，屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率A≥20％，-40℃纵向V型冲击功KV2≥140J，具有较高的强度、良好的塑性、尤其是低温韧性较为出色，从而能够有效满足其在低温环境下的使用需求。
(5)本发明的通过将轧制的道次压下率结合温度范围进行优化，确保每道次的奥氏体再结晶百分比达到50％以上，不断细化奥氏体晶体，使得最终产品的铁素体晶粒度达到10级以上，满足产品最终的综合力学性能要求。
(6)本发明通过对轧制温度及轧制道次压下率进行严格控制，在第一阶段轧制尽量避免较大的变形，从而避免组织的奥氏体晶粒不均，保障产品性能稳定；第二阶段轧制在第一段轧制的基础上，进一步促进铁素体相变形核，细化铁素体组织，并且在每道次轧制的时候均开启SFC(翼缘选择性冷却)，最大化地确保此阶段每道次的变形渗透作用能达到翼缘厚度的1/4位置及以上，进一步细化奥氏体晶粒，最终使的所得产品在具有超厚翼缘厚度的情况下，其低温冲击韧性及强度能够得到进一步提升，便于控制及稳定产品综合力学性能。
(7)本发明通过对轧制后的冷却方式进行优化，尤其是对冷却时长进行控制，优选为40～60s，能够缩短温降时间，扩大相变的过冷度，并最大限度地保留内部轧制变形引起的畸变，配合微合金元素作用，控制轧制后奥氏体发生组织转变，细化相变组织。
附图说明
图1为实施例1中的具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢表层的金相组织图，金相组织为回火索氏体。
具体实施方式
本发明提供了一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢，含有以下质量百分比的化学成分：C：0.08～0.12％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.35～1.45％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.10％，Ni：0.10～0.30％，N：0.0100％～0.0120％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中V与N的含量比为4～6：1。
所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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精炼→异型坯全保护浇铸→坯料加热→轧制→轧后控冷。
所述坯料加热步骤中，铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1200～1250℃，保温时间150～180min。
所述轧制步骤中，轧制包括粗轧阶段和精轧阶段；粗轧阶段坯料总的压下率控制在40％～50％；精轧阶段采用两阶段控制轧制，第一阶段道次压下率控制在5％～10％，第二阶段道次压下率控制在5％-30％。
粗轧阶段开轧温度控制在1150～1180℃，终轧温度控制在1000℃以上；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％～25％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％～30％。
精轧阶段，第一阶段的开轧温度控制在980～1000℃，终轧温度控制在960℃以上；第二阶段的开轧温度控制在930～950℃，终轧温度控制在830～850℃。
精轧阶段，在第二阶段轧制的过程中，每道次轧制均开启翼缘选择性冷却SFC，将水压控制在0.5～0.7MPa，水流量控制在1500～2000m3/h。
所述轧后控冷步骤中，水压控制在1.4～1.5MPa，水流量控制在4000～4500m3/h，冷却时间控制在40～60s。
下面结合具体实施例对本发明进一步进行描述。
实施例1～5
各实施例提供的一种低温冲击韧性良好的翼缘超厚热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如表1中化学成分取值列表。
其加工步骤采用本发明的工艺流程，其中，主要的工艺参数见表2及表3中的工艺参数列表。
对所得产品的性能进行检测，检测结果如表4中的表格所示。
对比例1～2
对比例1-2提供的热轧H型钢，其组分的重量百分比范围如表1中化学成分取值列表。
其成分配比采用的本发明钢的成分，并在所限定的范围内取值，工艺采用现有技术，主要的工艺参数见表2及表3中的工艺参数列表。
对所得产品的性能进行检测，检测结果如表4中的表格所示。
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如表1中化学成分取值列表。
其成分配比采用现有常规钢的成分，工艺采用本发明的工艺，主要的工艺参数见表2及表3中的工艺参数列表。
对所得产品的性能进行检测，检测结果如表4中的表格所示。
表1
表2
表3
表4
从表4中可以看出，实施例1-5中所得热轧H型钢的翼缘厚度为40～80mm、屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率≥20％，-40℃纵向V型冲击功KV2均值≥140J，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，当翼缘厚度做到40～80mm内，其综合力学性能校对较差，尤其是低温冲击韧性与实施例的差距较大，难以满足低温下的使用需求，同时，且屈服强度及抗拉强度也均低于实施例的数据。
上述参照实施例对一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧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 (10)
1.一种具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢，其特征在于，含有以下质量百分比的化学成分：C：0.08～0.12％，Si：0.35～0.55％，Mn：1.35～1.45％，P：≤0.020％，S：≤0.015％，V：0.080～0.10％，Ni：0.10～0.30％，N：0.0100％～0.0120％，其余为Fe及不可避免的杂质，其中V与N的含量比为4～6：1。
2.根据权利要求1所述的具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢，其特征在于，所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢的金相组织为回火索氏体，回火索氏体组织形貌达到或超过整个翼缘厚度的1/4。
3.根据权利要求1所述的具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢，其特征在于，所述具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢的翼缘厚度40～80mm；其屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥600MPa，延伸率A≥20％，-40℃纵向V型冲击功KV2≥140J。
4.根据权利要求1-3任意一项所述的具有-40℃良好低温冲击韧性的高强热轧H型钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下步骤：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→轧后控冷。
5.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述坯料加热步骤中，铸坯进入加热炉，经加热炉加热至1200～1250℃，保温时间150～180min。
6.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述轧制步骤中，轧制包括粗轧阶段和精轧阶段；粗轧阶段坯料总的压下率控制在40％～50％；精轧阶段采用两阶段控制轧制，第一阶段道次压下率控制在5％～10％，第二阶段道次压下率控制在5％-30％。
7.根据权利要求4所述的生产方法，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；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％～25％；在1000～1050℃温度区间，道次压下率控制在25％～30％。
8.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，精轧阶段，第一阶段的开轧温度控制在980～1000℃，终轧温度控制在960℃以上；第二阶段的开轧温度控制在930～950℃，终轧温度控制在830～850℃。
9.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，精轧阶段，在第二阶段轧制的过程中，每道次轧制均开启翼缘选择性冷却SFC，将水压控制在0.5～0.7MPa，水流量控制在1500～2000m3/h。
10.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述轧后控冷步骤中，水压控制在1.4～1.5MPa，水流量控制在4000～4500m3/h，冷却时间控制在40～60s。
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