CN117467894A - 一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法，成分C：0.10～0.20％、Si：0.30～0.50％、Mn：0.8％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.010～0.050％、V：0.040％～0.100％，Ti：0.006％～0.020％、Cr：0.10％～0.30％、N：0.0060％～0.0120％，其余为Fe和不可避免的杂质，0.35％≤C+Mn/6≤0.45％，0.060％≤Nb+V≤0.130％。生产中，在坯料连铸后，设置坯料缓冷区，对拉出的成堆坯料进行特定工艺的缓冷，后续进行控轧控冷，解决特厚高强热轧H型钢的生产难点，且成分低，性能优。
Description
技术领域
本发明属于热轧H型钢生产技术领域，更具体的说，是涉及一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
特厚热轧H型钢指翼缘厚度大于60mm的热轧H型钢，生产特厚热轧H型钢时，由于受其生产设备及相关技术的影响，通常采用翼缘厚度为150mm-210mm的超大异型坯作为坯料，该类异型坯的铸坯质量控制难度远大于中小异型坯，导致特厚热轧H型钢成品的力学性能波动较大。
此外，随着热轧H型钢产品翼缘厚度的增加，受其厚度效应的影响，产品力学性能提升难度更大，目前翼缘厚度大于60mm的特厚热轧H型钢屈服强度以355MPa级为主，460MPa级的暂为空白。
随着超高层建筑、大跨度桥梁、大型场馆的建设不断增加，460MPa级特厚热轧H型钢将成为其支撑结构的关键材料。综上可见，特厚高强热轧H型钢具有广泛的应用前景，但其相关生产技术尚为空白，因此，针对现有技术不足，急需形成一套该类产品的关键生产技术。
2015年5月20日公开的公开号为CN 104630625 A的专利公开了一种耐低温热轧H型钢及其制备方法，所述的热轧H型钢化学成分为(wt％)：C：0.07～0.10％、Si：0.2～0.4％、Mn：1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V：0.015～0.070％、Ti：0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。生产方法包括转炉冶炼、LF炉精炼、连铸、轧制等。本发明制备的H型钢的组织为多边形铁素体和珠光体组织，屈服强度为350～450MPa。该专利轧制工艺采用常规方法，化学成分设计使得其轧后屈服强度达到450MPa，断后伸长率大于22％，-40℃V型冲击功大于200J。该发明方法适用于40mm以下的高强耐低温热轧H型钢生产，不适用于60mm以上460MPa级特厚热轧H型钢生产。
2019年7月16日公开的公开号为CN 110016611 A的专利，公开了一种屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢，其化学成分的质量百分含量包括：C：0.08％～0.14％、Si：0.35％～0.50％、Mn：1.00％～1.15％、P≤0.020％、S≤0.015％、Cr：0.40％～0.50％、Cu：0.30％～0.40％、Ni：0.30％～0.40％、Nb：0.03％～0.05％、Al：0.020％～0.040％，其余为Fe和杂质，质量分数共计100％。该专利还公开了一种采用280mm×380mm矩形坯生产屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢的方法，成功采用矩形坯开发出具有良好低温韧性的候热轧H型钢。该发明方法加入了0.30～0.40％Ni，0.40％～0.50％Cr、0.30％～0.40％Cu，所生产的热轧H型钢具有较好的耐候性及耐低温韧性，但其强度级别仅为355MPa，不适用于60mm以上460MPa级特厚热轧H型钢生产。
2018年10月12日公开的公开号为CN 108642381 A的专利公开了了一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法。该专利所涉及的H型钢，采用含N复合微合金化成分设计，其化学成分组成按重量百分比为：C：0.03％～0.07％，Si≤0.3％，Mn：1.20％～1.40％，Nb:0.015％～0.030％，V：0.10％～0.15％，Ti：0.015％～0.025％，Ni：0.25％～0.45％，Cr：0.30％～0.50％，Als：0.01％～0.06％，N：0.010％～0.023％，P≤0.015％，S≤0.010％，O≤0.004％，其余为Fe和不可避免杂质。从而在普通热轧H型钢轧机上实现460MPa级别以上强度的同时，获得较高的强韧性。轧后其屈服强度可达460MPa，抗拉强度可达600MPa，延伸率≥18％；-40℃纵向冲击功可达100J。该发明方法加入了0.015％～0.030％Nb，0.10％～0.15％V，0.015％～0.025％Ti，0.25％～0.45％Ni，0.30％～0.50％Cr，其强度级别可达460MPa，-40℃纵向冲击功可达100J，但其成分设计成本较高，经济性较差，不利于工业实际生产。
2014年8月6日公开的公开号为CN 103966507 A的专利，公开了一种屈服强度275MPa级特厚耐低温热轧H型钢及其生产方法，26mm≤翼缘厚度≤35mm，其化学成分按重量百分比计为：C：0.12％～0.17％，Si：0.10％～0.30％，Mn：0.90％～1.40％，P≤0.02％，S≤0.015％，V：0.01～0.03％，Ti：0.005～0.020％，其余为铁及不可避免的杂质。该发明提供的屈服强度275MPa级别特厚耐低温热轧H型钢的力学性能及-20℃纵向冲击功能够完全满足275MPa级别特厚耐低温热轧H型钢的技术要求。该方法所生产的热轧H型钢厚度为26～35mm，其强度级别为275MPa，不适用于60mm以上460MPa级特厚热轧H型钢生产。
2019年7月5日公开的公开号为CN 109972042 A的专利，公开了一种屈服强度800MPa级的耐低温耐腐蚀H型钢及其制备方法，化学成分按质量百分比(％)为：C:0.10～0.20；Si：0.20～0.40；Mn：1.20～1.60；Ni：0.2～0.4；Cr：0.2～0.6；V：0.06～0.10；Nb:0～0.04；Ti：0.01～0.02；N：100～150ppm，P≤0.020，S≤0.020，余量为Fe和不可避免的杂质。制备工艺是先制坯，再热轧、热轧后再进行淬火、回火处理。热轧温度为1180-1150℃，终轧温度为800℃～890℃。淬火处理温度900℃，冷却速度30～100℃/s。回火处理温度450℃～600℃。得到的H型钢屈服强度≥800MPa，抗拉强度为860～940MPa，断后伸长率≥14.0，-20℃低温冲击≥50J。该方法生产的热轧H型钢屈服强度可达800MPa，但其采用了回火工艺，生产成本无疑会增加。
2014年7月23日公开的公开号为CN 103938079 A的专利，公开了一种低压缩比超厚规格耐低温型热轧H型钢及其生产方法。该H型钢按重量百分比由以下化学成分组成：C：0.11～0.19％，Si：0.15～0.30％，Mn：1.30～1.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti：0.008～0.020％，V：0.015～0.055％，其余为Fe及不可避免的杂质。该H型钢的生产方法依次包括转炉或电炉冶炼、LF精炼、异型坯全保护连铸、加热、轧制以及冷却工序，最终得到翼缘厚为35mm左右、2.5＜压缩比＜3.0的表面质量良好的低温热轧H型钢，-20℃纵向平均冲击功为150J以上，其具有广阔的市场应用前景。该方法生产的热轧H型钢翼缘最大后度为35mm，压缩比最小值为2.5，其翼缘厚度小于60mm，因此，该方法不适用于60mm以上460MPa级特厚热轧H型钢生产。
因此，提供一种低成本、高性能的460MPa级特厚热轧H型钢十分必要。
发明内容
本发明的目的在于提供一种460MPa级特厚热轧H型钢及其生产方法，通过成分优化，同时匹配工艺参数，获得翼缘厚度60-140mm热轧H型钢，产品的屈服强度ReH处在466～493MPa，抗拉强度处在613～680MPa，延伸率处在22.0～26.5％，-20℃冲击值处在78～106J。解决特厚高强热轧H型钢的生产难点，且成分低，性能优。
本发明具体技术方案如下：
一种460MPa级特厚热轧H型钢，包括以下质量百分比成分：
C：0.10～0.20％、Si：0.30～0.50％、Mn：0.8％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.010～0.050％、V：0.040％～0.100％，Ti：0.006％～0.020％、Cr：0.10％～0.30％、N：0.0060％～0.0120％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述460MPa级特厚热轧H型钢的成分满足：0.35％≤C+Mn/6≤0.45％；
所述460MPa级特厚热轧H型钢的成分满足：0.060％≤Nb+V≤0.130％；
通过以上公式，确保刚才具有足够的强度和韧性，C+Mn/6过低，碳当量将会偏低，碳当量偏低，C和Mn在钢中的固溶强化作用减弱，对钢材的强度提升不利，甚至难以保证强度要求。C+Mn/6含量过高，影响钢材的焊接性能，即可焊性较差，C：0.10～0.20％，Mn：0.8％～1.50％，且0.35％≤C+Mn/6≤0.45％。为了保钢刚有足够的强度且具有良好的焊接性能，Nb+V复合添加具有更好的效果，单加Nb具有良好的韧性改善效果，但强化效果有限，单加V具有较好的强化效果，但韧性改善有限。Nb+V总量偏低，刚才强韧性不足，总量偏高，尤其是Nb含量偏高，钢的高温塑性会显著下降，生产过程中容易产生裂纹缺陷。为了确保足够的强韧性，且保证钢材的表面质量，Nb：0.010～0.050％、V：0.040％～0.100％，且0.060％≤Nb+V≤0.130％。
计算公式中，各元素所指数值＝该元素在钢中含量×100。
优选的，所述460MPa级特厚热轧H型钢的Nb含量应控制在0.020％～0.040％，处在该范围的Nb元素可以在铸坯加热过程中阻止原奥氏体晶粒长大，进而细化铁素体晶粒尺寸，提升钢材的强度和韧性。Nb含量过低，对钢材强韧性不利，Nb含量过高，对钢材塑性不利。
优选的，所述460MPa级特厚热轧H型钢的V含量应控制在0.060％～0.100％，确保轧后析出强化作用更好的发挥。V含量过低，对钢材强度不利，V含量过高，对钢材韧性不利。
优选的，所述460MPa级特厚热轧H型钢的Ti含量应控制在0.008％～0.015％，Ti在铸坯加热过程中较Nb、V元素更加难熔，其阻止原始奥氏体晶粒尺寸更加明显，同时，轧后Ti的细小析出物可以更加显著的钉扎位错，起到更高的强化作用，此外，Nb的析出物通常沿着Ti析出物析出，可以实现软相包裹硬相，从而有效改善钢的韧性。Ti含量过低，Ti的析出物过少，对强度不利，Ti含量过高，析出物过大，对钢的塑韧性不利。
优选的，所述460MPa级特厚热轧H型钢的N含量应控制在0.0080％～0.0100％，确保与Nb、V、Ti形成足够量的细小均匀的碳氮化物；同时N元素还可以适当的改善钢的淬透性。N含量过低，不足以形成足够量的Nb、V、Ti的碳氮化物，使得微合金元素的作用难以发挥，N含量过高，易产生裂纹。
优选的，所述460MPa级特厚热轧H型钢的Cr含量应控制在0.20％～0.30％，增加钢材轧后的淬透性，Cr含量过低，对钢材强度不利，Cr含量过高，对钢材的塑韧性不利。
所述460MPa级特厚热轧H型钢的翼缘组织为：表层2mm为回火索氏体；芯部为铁素体+珠光体，铁素体面积占比为80±2％，珠光体面积占比为20±2％，晶粒度≥8.0级。
所述460MPa级特厚热轧H型钢的翼缘厚度60-140mm；
所述460MPa级特厚热轧H型钢的屈服强度ReH 466～493MPa，抗拉强度613～680MPa，延伸率22.0～26.5％，-20℃冲击值处在78～106J。
本发明提供的一种460MPa级特厚热轧H型钢的生产方法，包括铸坯拉坯后，堆冷；再加热，控轧控冷；
所述铸坯，翼缘厚度为180～210mm；
所述堆冷，堆冷时间td＞5个小时，有效降低坯料中的氢含量，防止氢聚集，导致其延伸率偏低甚至不合。
优选的，堆冷时间td与坯料入堆冷区之前的温度Td之间呈关系式坯料出堆冷区的温度Tc控制在400～500℃，堆冷时间td控制在＞5小时。坯料入堆冷区之前的温度Td一般为900-1300℃；堆冷时间过短，不利于氢的扩散，对钢材的拉伸性能不利，堆冷时间过长，对生产效率力不利。
堆冷时间td单位是小时，h；坯料入堆冷区之前的温度Td单位是℃；以上公式计算时，将以上单位前的数据代入公式计算即可。
所述加热，将堆冷后的坯料送入加热炉加热，加热时间控制在120min～180min，炉内温度控制在1200℃～1250℃；出炉温度1200℃～1250℃；
优选的，加热时间应控制在130min～150min，加热时间过短，Nb、V、Ti的碳氮化物不能完全熔于奥氏体，未熔的第二相粒子在轧后析出时容易过大，对力学性能无明显贡献，甚至有害，加热时间过长，原奥氏体晶粒尺寸容易长大，对产品力学性能不利。
本发明加热温度应控制在1200℃～1250℃，加热温度过低，Nb、V、Ti的碳氮化物不能完全熔于奥氏体，未熔的第二相粒子在轧后析出时容易过大，对力学性能无明显贡献，甚至有害，加热温度过高，原奥氏体晶粒尺寸容易长大，对产品力学性能不利。
所述控轧控冷，包括开坯阶段后进行万能轧制阶段；
所述万能轧制阶段：第1～4道次应开启翼缘冷却装置，对翼缘进行控制冷却，翼缘冷却速度15℃/s～30℃/s，冷后温度控制在960～980℃；其中，万能轧制第二道次采用控温轧制，即将其腹板开轧温度控制在900℃～950℃。
万能轧制阶段工序完成后，进行轧后控制冷却，采用快速冷却装置进行冷却，开冷温度控制在900℃～950℃，翼缘冷却速率为30℃/s～50℃/s，控冷后钢材表面温度控制在400℃～500℃。
优选的，第1～4道次翼缘冷却速度控制为20℃/s～25℃/s，冷却速度过大，轧制压力过大，设备损耗较大，冷却过低，不利于钢材力学性能的改善。
优选的，万能轧制第二道次的开轧温度应控制在920℃～940℃，开轧温度过低，将导致轧制压力过大，对设备损害较大，开轧温度过高，不利于晶粒细化，对钢材力学性能不利。
优选的，开冷温度控制在910℃～930℃，控冷开始温度过低，对钢材强度和韧性均不利，控冷开始温度过高，对钢材的韧性不利。
优选的，轧后控制冷却中，冷却速率应控制在35℃/s～45℃/s，控冷后钢材表面温度控制在430℃～460℃。控冷后的温度即特厚H型钢的自回火温度，该温度过低，对钢材的韧性不利，该温度过高，对钢材的强度和韧性均不利。
控轧控冷后，产品上冷床后，自然冷却，芯部热量逐渐传导至其次表层及表层，使得控冷后的次表层、表层金属实现自回火，从而改善其力学性能。
与现有技术相比，本发明炼钢过程中，通过特定的成分设计，使得坯料的晶粒尺寸更加细小均匀；在坯料连铸后，设置坯料缓冷区，对拉出的成堆坯料进行特定工艺的缓冷，使得坯料内部的氢有效的扩散出坯料；在轧区采用特定的控轧控冷工艺。采用本发明方法生产翼缘厚度60-140mm热轧H型钢时，产品的屈服强度ReH处在466～493MPa，抗拉强度处在613～680MPa，延伸率处在22.0～26.5％，-20℃冲击值处在78～106J产品的金相组织如图2所示，可见其表层为回火索氏体；芯部为铁素体+珠光体，晶粒度为8.0级，拉伸试样断口无白点。
附图说明
图1为本发明异型坯堆冷示意图；常规堆冷，底部、顶部及四周装有隔热棉的挡风墙，坯料在该堆冷区内自然缓冷；
图2为采用本发明生产热轧H型钢金相组织；
图3为热轧H型钢拉伸试样断口，a为采用本发明方法，b为未采用本发明方法。
具体实施方式
下面通过对实施实例的描述，对本发明的具体实施方式作进一步详细的说明：
实施例1-实施例5
一种460MPa级特厚热轧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。
对比例1-对比例2
一种460MPa级特厚热轧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各实施例和对比例的H型钢成分及含量(wt％)
以上各实施例和对比例按照以下方法生产：包括铸坯拉坯后，堆冷；再加热，控轧控冷；
铸坯拉坯后，进行堆冷，堆冷时间为＞5个小时；优选的，堆冷时间td与坯料入堆冷区之前的温度Td之间呈关系式坯料出堆冷区的温度Tc控制在400～500℃，堆冷时间td控制＞5小时。坯料入堆冷区之前的温度Td一般为900-1300℃。将堆冷后的坯料送入加热炉加热。加热时间控制在120min～180min，炉内温度控制在1200℃～1250℃；出炉温度1200℃～1250℃，开坯阶段具体工艺无特殊要求；万能轧制阶段，第1～4道次应开启翼缘冷却装置，对翼缘进行控制冷却，冷却速度15℃/s～30℃/s，冷后温度控制在960～980℃；万能轧制第二道次采用控温轧制，即将其腹板开轧温度控制在900℃～950℃。万能轧制工序完成后，应进行轧后控制冷却，采用快速冷却装置进行冷却，开冷温度控制在900℃～950℃，冷却速率为30℃/s～50℃/s，控冷后钢材表面温度控制在400℃～500℃。各实施例和对比例按照表2参数具体控制。
表2各实施例和对比例主要工艺参数
按照以上方法生产的H型钢的性能如表3所示，取样制样GB/T 2975，拉伸试验执行GB/T 228.1，冲击试验执行GB/T 229。
表3各实施例和对比例主要性能
以上画下划线的数据，为不满足本发明要求的数据。
采用本发明所涉及方法生产翼缘厚度60-140mm热轧H型钢时，产品的屈服强度ReH处在466～493MPa，抗拉强度处在613～680MPa，延伸率处在22.0～26.5％，-20℃冲击值处在78～106J，具体如表1。产品的金相组织如图2所示，可见其表层为回火索氏体；芯部为铁素体+珠光体，晶粒度为8.0级，拉伸试样断口无白点，如图3中(a)所示。未采用本发明所涉及方法及装置生产的翼厚140mm热轧H型钢，屈服强度ReH处在398～502MPa，抗拉强度处在568～730MPa，延伸率处在20.0～24.5％，-20℃冲击值处在22～101J，具体如表1。产品的拉伸试样断口存在鱼眼状白点，如图3中(b)所示。
Claims (10)
1.一种460MPa级特厚热轧H型钢，其特征在于，所述460MPa级特厚热轧H型钢包括以下质量百分比成分：
C：0.10～0.20％、Si：0.30～0.50％、Mn：0.8％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.010～0.050％、V：0.040％～0.100％，Ti：0.006％～0.020％、Cr：0.10％～0.30％、N：0.0060％～0.0120％，其余为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的460MPa级特厚热轧H型钢，其特征在于，所述460MPa级特厚热轧H型钢的成分满足：0.35％≤C+Mn/6≤0.45％。
3.根据权利要求1或2所述的460MPa级特厚热轧H型钢，其特征在于，所述460MPa级特厚热轧H型钢的成分满足：0.060％≤Nb+V≤0.130％。
4.一种权利要求1-3任一项所述的460MPa级特厚热轧H型钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括铸坯拉坯后，堆冷；再加热，控轧控冷。
5.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述堆冷，堆冷时间td＞5个小时。
6.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，堆冷时间td与坯料入堆冷区之前的温度Td之间呈关系式坯料入堆冷区之前的温度Td900-1300℃。
7.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述加热，将堆冷后的坯料送入加热炉加热，加热时间控制在120min～180min，炉内温度控制在1200℃～1250℃；出炉温度1200℃～1250℃。
8.根据权利要求4所述的生产方法，其特征在于，所述控轧控冷，开坯阶段后进行万能轧制阶段。
9.根据权利要求8所述的生产方法，其特征在于，所述万能轧制阶段：第1～4道次应开启翼缘冷却装置，对翼缘进行控制冷却，翼缘冷却速度15℃/s～30℃/s；万能轧制第二道次采用控温轧制，将其腹板开轧温度控制在900℃～950℃。
10.根据权利要求8或9所述的生产方法，其特征在于，万能轧制阶段轧制工序完成后，进行轧后控制冷却，采用快速冷却装置进行冷却，开冷温度控制在900℃～950℃，冷却速率为30℃/s～50℃/s，控冷后钢材表面温度控制在400℃～500℃。
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