CN108817865A

CN108817865A - 一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称h型钢生产方法

Info

Publication number: CN108817865A
Application number: CN201810841959.6A
Authority: CN
Inventors: 易新河
Original assignee: Guangdong Huayu Heavy Industry Co Ltd
Current assignee: Guangdong Huayu Heavy Industry Co Ltd
Priority date: 2018-07-27
Filing date: 2018-07-27
Publication date: 2018-11-16
Anticipated expiration: 2038-07-27
Also published as: CN108817865B

Abstract

本发明提供了一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，包括：冶炼、轧制、冷却、开槽、削边、组立、焊接、矫正、打砂、喷漆等步骤。本发明通过在冶炼过程中对各元素的优化配比，使得本发明专利生产的合金钢材在焊接性能、抗拉强度、屈服强度、延伸率、抗冲击性以及耐腐蚀性能上均满足作为深海平台结构搭建的合格钢材的要求，同时通过对焊接工艺的改进，可以显著提高焊接强度，通过本发明公开的翼缘不对称H型钢生产方法可以同时在钢板材料自身性能以及焊接质量上满足深海平台结构搭建的要求。

Description

一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法

技术领域

本发明涉钢材加工技术领域，具体涉及一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法。

背景技术

海洋天然气开采、压缩平台用钢主要为钢板、钢管以及角钢、H型钢等，海洋恶劣工作环境决定了钢材必须具有良好的机械性能以及外形质量。其中H型钢主要用于海洋平台水上模块钢结构的制作，为达到深海平台结构搭建对钢材的要求，该钢材应该具有良好的强度和韧性，特别是低温条件下的横向和纵向冲击韧性、优良的外形质量以及焊接性能。目前，海洋天然气开采平台结构所用H型钢主要有钢板焊接H型钢和热轧H型钢两种，热轧H型钢的成材率高、生产效率高、生产成本低、产品各部位性能均匀，目前大部分H型钢采用热轧方法生产，但是在海洋平台水上模块钢结构中需要用到翼缘不对称的特殊H型钢，翼缘不对称H型钢的生产无法使用热轧直接生产，需要使用钢板焊接成H型钢。由于是采用钢板焊接，两个方面会主要影响翼缘不对称H型钢的强度和韧性，一方面是钢材自身的强度、韧性、耐腐蚀性及焊接性能，尤其是在低温条件下的横向、纵向冲击韧性以及耐腐蚀性，另一方面是焊接质量，只有两者都满足要求才是合格的深海平台结构搭建钢材。

公开号为CN103556055A的中国专利申请公开了一种用于海洋天然气开采平台结构的热轧H型钢，通过设计化学成分，采用Nb进行微合金化，对钢种的氧含量采用Ti进行脱氧，还可以细化晶粒，赋予产品优良的性能，在低温下横向和纵向冲击功、超声波探伤、表面质量能够完全满足用于海洋天然气开采平台结构的H型钢的技术要求，但是由于采用热轧的方法，无法生产翼缘不对称H型钢。

公开号为CN102950370A的中国专利申请公开了一种焊接腹板厚度大于16mm的H型钢埋弧焊工艺方法，包括选材、坡口加工、H型钢组立、定位焊、焊前准备及焊接等，其采用K型对称坡口，K型对称坡口角度为60±2°，钝边1～2mm进行焊接，此种焊接方式存两个缺陷，一是由于腹板钝边与翼板对位时不设置沟槽，腹板与翼板的对位困难，容易出现偏差，导致焊接位置不能完全居中，另一方面，K型对称坡口焊接时由于腹板与翼板焊接接触面积小，焊接的牢固性很难满足深海平台结构搭建的要求。

因此只有同时在钢板材料自身性能以及焊接工艺进行改进才能够得到合格的深海平台结构搭建用翼缘不对称H型钢。

发明内容

针对现有技术的不足，本发明提供了一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，通过对钢板材料自身性能以及焊接工艺上同时进行改进，可以获得合格的深海平台结构搭建用翼缘不对称H型钢。

为实现上述技术方案，本发明提供了一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，具体包括如下步骤：

S1、冶炼；采用转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和板坯连铸，控制钢水的化学成分按重量百分比计为C：0.10-0.14％，Si：0.38-0.42％，Mn：0.90-1.20％，P：0.015％<，S：0.005％<，V：0.02-0.03％，Nb：0.015-0.022％，Ti：0.007-0.015％，N：0.003-0.006％，Ni：0.20-0.38％，Cr：0.30-0.50％；Mo：0.20-0.40％；B：0.002-0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足碳当量：Ceq＝[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15]≤0.44％，14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，5≤V/N≤8；

S2、轧制；对板坯进行加热，加热温度控制在1150℃-1250℃，然后进行粗轧和精轧，控制钢板轧件的最终厚度为20mm，长度为2m，宽度分别为100mm、150mm和200mm；

S3、冷却；轧制完毕的钢板轧件通过自然冷却降至60℃以下，送入矫直机进行矫直后保存，得到长宽高分别为2000mm×100mm×20mm，2000mm×150mm×20mm以及2000mm×200mm×20mm三种规格的钢板；

S4、开槽；使用规格为2000mm×150mm×20mm的钢板作为上翼缘板，使用规格为2000mm×200mm×20mm钢板作为下翼缘板，使用铣床沿上翼缘板和下翼缘板的宽度中轴线上开设梯形焊接槽，其中，梯形焊接槽的上边长a₁为16mm，下边长b₁为26mm，高度h₁为5mm；

S5、削边；使用规格为2000mm×100mm×20mm钢板作为腹板，使用钢板坡口机将腹板上下端面切削成梯形，并且使得梯形端面的上边长a₂为16mm，下边长b₂为20mm，高度h₂为8mm；

S6、组立；将上翼缘板、下翼缘板和腹板分别吊放到自动组立机输入辊道上，由组立机的三组夹紧装置将上翼缘板、下翼缘板和腹板初步夹紧定位，由主动输入辊道将工件输入主机，主机通过已经调整好的上翼缘板、下翼缘板和腹板基准尺寸，使得腹板的上下梯形端面分别与上翼缘板、下翼缘板中部设置的梯形焊接槽对准，腹板端面与上翼缘板、下翼缘板上的梯形焊接槽之间形成楔形焊接区，保持梯形端面与梯形焊接槽之间的压力为1-3MPa；

S7、焊接；先用气保焊对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行打底焊接，然后对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行埋弧焊填充焊接，最后进行盖面焊接；S8、矫正；将焊接好的H型钢输送至自动矫正机，根据被矫正H型钢上翼缘板、下翼缘板的宽度和厚度调整好机架位置，使用上辊和传动辊构成的矫正孔型完成对上翼缘板和下翼缘板的矫正，控制每次矫正量为1mm，进行往返多次矫正；

S9、打砂、喷漆；使用打砂机对经过矫正后的H型钢表面进行打砂处理并进行喷漆保护。

优选的，所述步骤S1具体包括如下步骤：

S11、转炉冶炼；向顶底复吹转炉内加入铁水和废钢，冶炼过程中加入造渣辅料，控制冶炼时间为30-35min，出钢温度1645-1658℃，控制出钢时间为4-4.5min，脱氧剂在出钢过程中加入；

S12、LF精炼；将钢包吊入LF精炼炉内，控制精炼温度为1500-1530℃，精炼过程中加入精炼辅料，控制精炼时间为70-80min，控制P重量含量在0.015％以下，S重量含量在0.005％以下；

S13、RH真空精炼；控制RH精炼工作站的精炼温度为1600-1610℃，氩气流量为60-80m³/h，真空度保持在3-4Kpa，精炼时间60-70min，使得RH真空精炼后得到的钢水中，以钢水的重量计：C：0.10-0.14％，Si：0.38-0.42％，Mn：0.90-1.20％，P：0.015％<，S：0.005％<，V：0.02-0.03％，Nb：0.015-0.022％，Ti：0.007-0.015％，N：0.003-0.006％，Ni：0.20-0.38％，Cr：0.30-0.50％；Mo：0.20-0.40％；B：0.002-0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足碳当量：Ceq＝[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15]≤0.44％，14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，5≤V/N≤8；

S14、板坯连铸；采用全程保护浇铸技术，在钢水从钢包流入中间包的过程中采用长水口连接，并在钢包下水口与长水口之间吹氩气保护，钢水从中间包流入结晶器采用侵入式水口，并在中间包下水口与侵入式水口之间加密封垫，结晶器内加入保护渣，控制铸坯拉速为1.0-1.2m/min。

优选的，所述步骤S2中，将从加热炉内加热后的坯料输送至粗轧机内进行3-5次的往复轧制，控制粗轧过程中每道次的延伸系数为1.3-1.4，经过粗轧后的坯料进入精轧机内进行8-10次的往复轧制，控制精轧过程中每道次的延伸系数为1.0-1.2。

优选的，所述步骤S7中，打底焊接采用90％Ar+10％CO₂作为保护气体，使用CHW-70C焊丝，焊丝直径为1.2mm，焊接电流170-200A，电压22-25V，焊接速度30-40cm/min；填充焊接使用H08MnMoA焊丝，焊剂为SJ101，焊丝直径为4.0mm，焊接电流550-590A，电压32-34V，焊接速度50-60cm/min；盖面焊接使用H10Mn2MoA焊丝，焊剂为HJ350，焊丝直径为5.0mm，焊接电流710-730A，电压38-42V，焊接速度50-60cm/min。

本发明提供的一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法的有益效果在于：本发明通过在冶炼过程中对各元素的优化配比，控制碳当量Ceq≤0.44％，14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，5≤V/N≤8，使得本发明专利生产的合金钢材在焊接性能、抗拉强度、屈服强度、延伸率、抗冲击性以及耐腐蚀性能上均满足作为深海平台结构搭建的合格钢材的要求，同时通过对焊接工艺的改进，采用在翼缘板中部开槽、腹板端边切削的方式，不仅方便了组立过程中的快速对位，减少偏差，而且腹板端面与翼缘板的中部开设的梯形焊接槽对准后会形成了一个焊接楔形区，并使用焊接的方式，在焊接过程中显著增加了焊接时的有效接触面积，可以显著提高焊接强度。通过本发明公开的翼缘不对称H型钢生产方法可以同时在钢板材料自身性能以及焊接质量上满足深海平台结构搭建的要求。

附图说明

图1为本发明的流程示意图。

图2为本发明中H型钢的结构示意图。

图3为本发明中H型钢焊接部位的放大示意图。

图4为本发明中H型钢翼缘板梯形焊接槽和腹板端面的结构示意图。

图5为直角焊接结构示意图。

图6为V型坡口焊接结构示意图。

图中：1、上翼缘板；2、下翼缘板；3、腹板；4、焊接区。

具体实施方式

下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整的描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。本领域普通人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，均属于本发明的保护范围。

根据本发明，本钢材中各合金元素含量的设定理由及作用机理如下：

C：C是决定钢强度的主要元素，是形成珠光体的主要物质，碳化物在钢中的形态和多少决定钢的硬度和强度，即随着C含量的增加钢的强度、硬度增加，而钢的塑性和韧性下降。所以C含量不宜太高，而碳是提高强度最有效的元素，C含量不宜过低。因此，将C含量控制在0.10-0.14％范围内。

Mn：Mn主要固溶于铁素体中以提高材料的强度，其又是良好的脱氧剂和脱硫剂，含有一定量的锰可以消除或减弱钢因硫引起的脆性，从而改善钢的加工性能。但当锰含量较高时，有使钢晶粒粗化的倾向，冶炼浇铸和轧后冷却不当时，容易使钢产生白点，因此Mn含量不易太高。故Mn含量控制在0.90-1.20％范围内。

Si：Si在钢中不形成碳化物，是以固溶体的形态存在于铁素体或奥氏体中，显著提高钢的弹性极限，故Si含量不宜过高，其控制在0.38-0.42％范围内。

Ti：Ti可产生强烈的沉淀强化及中等程度的晶粒细化作用。钛的化学活性很强，易与钢中的C、N、O、S形成化合物，为了降低钢中固溶N含量，通常采用微钛处理固定钢中的N。TiN可有效组织奥氏体晶粒在加热过程中的长大，起直接强化作用。在含铌钢中加入微量的钛，可改善铌的热塑性，使铸坯产生裂纹的敏感性减小。本发明采用微钛处理，钛控制在0.007-0.015％范围内。

Ni：Ni是提高钢材韧性很有用的元素，但是镍元素的添加会增加合金的成本，镍含量控制在0.20-0.38％。

N：N是使V(C，N)和TiN析出的很重要的元素。当N含量过少时，TiN和V(C，N)的析出量不足，使得形成不令人满意的铁素体量。此外，在这种情况下，提高600℃高温下的强度也是不可能的。当N含量过高时，钢材的韧性破坏，这使得在连铸时增加钢坯的表面裂纹，所以氮含量控制在0.003-0.006％。

V：钒以V(C，N)析出，它具有使晶内铁素体成核的能力，并且是细化铁素体和提高高温强度所必需的。当V含量不宜过小，否则不能以V(C，N)析出，使上述作用不能达到。V加入量也不宜过大，否则会引起V(C，N)的析出量过量，这降低钢材的韧性和焊接的韧性。控制V含量为0.02-0.03％。

Nb：Nb是本钢中重要的微合金化元素，其提高强度的机理是细晶强化和沉淀强化，细化晶粒，提高强度但不降低钢的低温冲击韧性，通过析出物的钉扎作用，抑制奥氏体在轧制过程中的晶粒长大。但铌降低钢的高温热塑性，从而增加了含铌钢铸坯的热裂倾向，因此含量不宜过高，其控制含量在0.015-0.022％。

Mo：钼是提高钢材强度和高温强度有用的元素。当Mo含量过小时，甚至通过Mo和V(C，N)的沉淀强化相结合的作用也不能保证满意的高温强度。另一方面，当Mo含量过高时，由于淬透性过度提高，钢材的韧性和HAZ韧性降低，Mo含量限制为0.20-0.40％。

Cr：铬对强化钢材和改进高温强度是有用的，但由于其添加过量会降低韧性和淬透性，所以Cr含量控制为0.30-0.50％。

B：硼是提高钢材淬透性很有用的元素，加入少量的硼可以增加钢材的硬度，硼加入量过会对刚才的韧性造成不良影响，因此控制硼含量0.002-0.004％

S、P：S、P是强烈的裂纹敏感性元素，因而应尽可能的低，S含量过高，会形成大量的MnS，MnS在钢液凝固时易在晶界析出，在热轧时被轧成带状夹杂，降低了钢材的延展性及韧性，因此S含量越低越好，S含量控制在<0.005％。P能够提高低温脆性转变温度，使钢的低温冲击性能大幅下降，因此要求P<0.015％。

设定碳当量：Ceq＝[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15]≤0.44％，目的在于使得钢材具有良好的焊接性能。

设定化学成分满足关系式14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，其原因在于，Ti、V、Nb在冶炼过程中与N的结合能力强于B，通过控制钢水中Ti、V、Nb的含量与B的比重，使得Ti、V、Nb优先与N元素结合，减少BN的析出，确保B元素尽量以固溶的形式存于钢中，当(Ti+V+Nb)/B值过小时，BN过量析出会导致钢材的强度和韧性显著降低，当(Ti+V+Nb)/B值过大时，N元素无法将Ti、V、Nb元素转换成TiN、V(C，N)或者Nb(C，N)析出，残留的Ti、V、Nb元素会以固溶的形式存于钢中，将会使得轧后组织***，从而影响钢材的韧性。

设定化学成分满足关系式5≤V/N≤8，目的在于控制奥氏体状态轧制时诱导析出VN和V(C，N)的析出量，使得轧后组织进一步细化，提高钢材的韧性和焊接韧性。

下面将详细的描述根据本发明的生产上述用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法。

根据本发明，生产上述用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢的方法包括：冶炼(转炉冶炼、LF精炼、RH真空精炼和板坯连铸)、轧制、冷却、开槽、削边、组立、焊接、矫正、打砂、喷漆等步骤，具体包括如下步骤：

(1)转炉冶炼：向顶底复吹转炉内加入90-100吨/炉铁水和10-12吨/炉废钢，冶炼过程中加入造渣辅料，所述造渣辅料为：萤石310-330kg/炉，渣料石灰860-880kg/炉，铁矾土420-440kg/炉，白云石2200-2300kg/炉，控制冶炼时间为30-35min，出钢温度1645-1658℃，控制出钢时间为4-4.5min，出钢时加入合金及辅料，加入的合金包括：520-550kg/炉的硅锰合金(含硅15％，含锰66％)，120-140kg/炉的钛铁合金(含钛27％)，300-320kg/炉的铌铁合金(含铌60％)，120-150kg/炉的铬铁合金(含铬44％)，140-170kg/炉的钼铁(含铬32％)合金以及130-150kg/炉的镍铁合金(含镍55％)，220-230kg/炉的钒铁合金(含钒55％)，本发明中除特殊说明外，均是以重量百分比计算，加入的辅料为：石灰620-640kg/炉，复合脱氧剂210-220kg/炉，增碳剂270-290kg/炉；

(2)LF精炼：将钢包吊入LF精炼炉内，控制精炼温度为1500-1530℃，精炼过程中加入精炼辅料，精炼辅料为电石90-110kg/炉，碳粉60-70kg/炉，萤石120-130kg/炉，石灰160-180kg/炉，BaSiCa 110-150kg/炉，控制精炼时间为70-80min，经过LF精炼后控制钢水中P重量含量在0.015％以下，S重量含量在0.005％以下；

(3)RH真空精炼；控制RH精炼工作站的精炼温度为1600-1610℃，氩气流量为60-80m³/h，真空度保持在3-4Kpa，精炼时间60-70min，使得RH真空精炼后得到的钢水中，以钢水的重量计：C：0.10-0.14％，Si：0.38-0.42％，Mn：0.90-1.20％，P：0.015％<，S：0.005％<，V：0.02-0.03％，Nb：0.015-0.022％，Ti：0.007-0.015％，N：0.003-0.006％，Ni：0.20-0.38％，Cr：0.30-0.50％；Mo：0.20-0.40％；B：0.002-0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足碳当量：Ceq＝[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15]≤0.44％，14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，5≤V/N≤8；

(4)板坯连铸；采用全程保护浇铸技术，在钢水从钢包流入中间包的过程中采用长水口连接，并在钢包下水口与长水口之间吹氩气保护，钢水从中间包流入结晶器采用侵入式水口，并在中间包下水口与侵入式水口之间加密封垫，结晶器内加入保护渣，控制铸坯拉速为1.1m/min；

(5)轧制；对板坯进行加热，加热温度控制在1150℃-1250℃，将从加热炉内加热后的坯料输送至粗轧机内进行3-5次的往复轧制，控制粗轧过程中每道次的延伸系数为1.3-1.4，经过粗轧后的坯料进入精轧机内进行8-10次的往复轧制，控制精轧过程中每道次的延伸系数为1.0-1.2，经过最后的轧制后控制钢板轧件的最终厚度为20mm，长度为2m，并且宽度分别为100mm、150mm和200mm的三种样板钢材；

(6)冷却；轧制完毕的钢板轧件通过自然冷却降至60℃以下，送入矫直机进行矫直后保存，得到长宽高分别为2000mm×100mm×20mm，2000mm×150mm×20mm以及2000mm×200mm×20mm三种规格的钢板；

(7)开槽；使用规格为2000mm×150mm×20mm的钢板作为上翼缘板，使用规格为2000mm×200mm×20mm钢板作为下翼缘板，使用铣床沿上翼缘板和下翼缘板的宽度中轴线上开设梯形焊接槽，其中，梯形焊接槽的上边长a₁为16mm，下边长b₁为26mm，高度h₁为5mm；

(8)削边；使用规格为2000mm×100mm×20mm钢板作为腹板，使用钢板坡口机将腹板上下端面切削成梯形，并且使得梯形端面的上边长a₂为16mm，下边长b₂为20mm，高度h₂为8mm；

(9)组立；将上翼缘板、下翼缘板和腹板分别吊放到自动组立机输入辊道上，由组立机的三组夹紧装置将上翼缘板、下翼缘板和腹板初步夹紧定位，由主动输入辊道将工件输入主机，主机通过已经调整好的上翼缘板、下翼缘板和腹板基准尺寸，使得腹板的上下梯形端面分别与上翼缘板、下翼缘板中部设置的梯形焊接槽对准，腹板端面与上翼缘板、下翼缘板上的梯形焊接槽之间形成楔形焊接区，保持梯形端面与梯形焊接槽之间的压力为2MPa；

(10)焊接；先用气保焊对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行打底焊接，然后对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行埋弧焊填充焊接，最后进行盖面焊接；其中打底焊接采用90％Ar+10％CO₂作为保护气体，使用CHW-70C焊丝，焊丝直径为1.2mm，焊接电流170-200A，电压22-25V，焊接速度30-40cm/min；填充焊接使用H08MnMoA焊丝，焊剂为SJ101，焊丝直径为4.0mm，焊接电流550-590A，电压32-34V，焊接速度50-60cm/min；盖面焊接使用H10Mn2MoA焊丝，焊剂为HJ350，焊丝直径为5.0mm，焊接电流710-730A，电压38-42V，焊接速度50-60cm/min；

(11)矫正；将焊接好的H型钢输送至自动矫正机，根据被矫正H型钢上翼缘板、下翼缘板的宽度和厚度调整好机架位置，使用上辊和传动辊构成的矫正孔型完成对上翼缘板和下翼缘板的矫正，控制每次矫正量为1mm，进行往返多次矫正；

(12)打砂、喷漆；使用打砂机对经过矫正后的H型钢表面进行打砂处理并进行喷漆保护。

本发明中实施例1-3，以及对比例1-2按照本发明中生产的实际工艺参数如表1-表6所示：

表1：转炉冶炼参数表

表2：LF精炼参数表

表3：RH真空精炼参数表

表4：钢材中主要化学成分重量百分比(wt％)

表5：轧制工艺参数表

实施例	加热温度/℃	粗轧道次	每道粗轧延伸系数	精轧道次	每道精轧延伸系数
						1	1200	4	1.3	8	1.1
2	1200	4	1.3	8	1.1
						3	1200	4	1.3	8	1.1
对比例1	1200	4	1.3	8	1.1
						对比例2	1200	4	1.3	8	1.1

表6：焊接工艺参数表

从表6中的数据分析可知，在打底焊接过程中，保护气体对焊接电流值有影响，随着Ar量的增加，打底焊接的电流值越小，可以节省电耗，并且在实际的焊接过程中发现，使用Ar+CO₂做为保护气体时，焊接过程中产生的溅射远比单独使用Ar或者CO₂时小，参照表6中的数据可以看出，当使用90％Ar+10％CO₂做为保护气体时，电量消耗最小，而且在实际的焊接过程中产生的溅射小。

钢材性能测试：

选用按照实施例1-3及对比例1-2中生产的2000mm×100mm×20mm规格的钢板以及购买的由莱芜钢铁集团生产的Q235钢材作为试验对象，进行拉伸试验、冲击试验及防腐蚀性试验：

(1)拉伸试验：测定常温下钢材的屈服强度、抗拉强度以及伸长率，使用山东威力重工机床有限公司生产的YW27系列万能液压拉伸机，按照GB/T228金属材料室温拉伸试验方法进行。

(2)冲击试验

测定-20℃低温下，试样V型缺口夏比冲击韧性，使用深圳三思纵横科技股份有限公司生产的ZBC-2602型全自动摆锤冲击试验机，按照GB/T229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法进行。

(3)抗腐蚀性试验

将实施例1-3、对比例1-2及市售的Q235钢材剪切成长宽高为20mm×20mm×20mm的钢块，放置在常温25℃的40wt％硫酸溶液中，120小时后取出试样，表面洗净后干燥、称重，测量其平均腐蚀率，其中平均腐蚀率＝(W1-W2)/S·t，其中：W1为腐蚀前钢材的重量，W2为腐蚀后钢材的重量，S为试样的表面积，t为腐蚀时间

表7：各实施例中钢板力学性能测试表

性能分析：从表7分析可知，实施例1-3及对比例1-2中生产的钢材均具有良好的抗腐蚀性能，其抗腐蚀性能相对于市售的Q235钢材提高了将近10倍，其原因是实施例1-3及对比例1-2中均添加了具有良好抗腐蚀性能的Ni、Cr、Mo等合金元素，使得生产的钢材具备良好的抗腐蚀性能。结合表4和表7分析可知，设置对比例1中Ti元素和Nb元素含量减少，使得(Ti+V+Nb)/B＝10.33<14，设置对比例2中Ti元素和Nb元素含量增加，使得(Ti+V+Nb)/B＝26>20，通过表7中实施例1-3与对比例1-2中的数据相比可以发现，当满足14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，生产的合金钢具备良好的抗拉强度、屈服强度、延伸率以及抗冲击性能，并且随着(Ti+V+Nb)/B值的增大，钢材的抗拉强度、屈服强度增大，但是延伸率和抗冲击性能下降，其原因在于，Ti、V、Nb在冶炼过程中与N的结合能力强于B，通过控制钢水中Ti、V、Nb的含量与B的比重，使得Ti、V、Nb优先与N元素结合，减少BN的析出，确保B元素尽量以固溶的形式存于钢中，当(Ti+V+Nb)/B值过小时，BN过量析出会导致钢材的强度和韧性显著降低，当(Ti+V+Nb)/B值过大时，N元素无法将Ti、V、Nb元素转换成TiN、V(C，N)或者Nb(C，N)析出，残留的Ti、V、Nb元素会以固溶的形式存于钢中，将会使得轧后组织***，从而影响钢材的韧性。另外V/N值也是一个重要的提高钢材韧性的指标，其原因是通过控制V/N值可以控制奥氏体状态轧制时诱导析出VN和V(C，N)的析出量，使得轧后组织进一步细化，提高钢材的韧性和焊接韧性，结合表4和表7分析可知，实施例1-3中5≤V/N≤8，可以具备良好的抗拉强度、屈服强度、延伸率以及抗冲击性。最后从表7的实验数据可以看出，相比市售的Q235钢材，采用本发明专利生产的合金钢材在抗拉强度、屈服强度、延伸率、抗冲击性以及耐腐蚀性能上均得到了很大提升，可以作为深海平台结构搭建的合格钢材。

焊缝性能测试：

试验对象，实施例1-3所得到的翼缘不对称H型钢成品，如图2所示，翼缘不对称H型钢由上翼缘板1(宽B1＝150mm，厚度tf₁＝20mm)，上翼缘板2(宽B2＝200mm，厚度tf₂＝20mm)，腹板3(宽B3＝100mm，厚度tw＝20mm)，H型钢成品的总高度H＝130mm。如图4所示，焊接时首先在上翼缘板1和下翼缘板2的中部开设梯形焊接槽，梯形焊接槽的上边长a₁为16mm，下边长b₁为26mm，高度h₁为5mm，同时，使用钢板坡口机将腹板2上下端面切削成梯形，并且使得梯形端面的上边长a₂为16mm，下边长b₂为20mm，高度h₂为8mm；焊接时，使用自动组立机将腹板2端面与上翼缘板1和下翼缘板2的中部开设的梯形焊接槽对准后，使用焊接方法进行焊接，焊接工艺参数如表6所示。

设置对比例3，使用实施例2中生产的钢材作为上翼缘板、下翼缘板和腹板，上翼缘板和下翼缘板中部不开槽，腹板端边不切削，直角焊接，如图5所示，采取的焊接工艺条件与实施例2相同。

设置对比例4，使用实施例2中生产的钢材作为上翼缘板、下翼缘板和腹板，上翼缘板和下翼缘板中部不开槽，使用钢板坡口机将腹板2上下端面切削成梯形，并且使得梯形端面的上边长a₃为10mm，下边长b₂为20mm，高度h₂为5mm，腹板端面与上翼缘板和下翼缘板的中部对准后，使用焊接方法进行焊接，如图6所示，采取的焊接工艺条件与实施例2相同。

试验方法：

选用按照实施例1-3及对比例3-4中生产的H型钢，针对焊接处进行拉伸试验和冲击试验：

(4)拉伸试验：测定常温下焊接处的屈服强度、抗拉强度以及伸长率，使用山东威力重工机床有限公司生产的YW27系列万能液压拉伸机，按照GB/T228金属材料室温拉伸试验方法进行。

(5)冲击试验

测定-20℃低温下，焊接处V型缺口夏比冲击韧性，使用深圳三思纵横科技股份有限公司生产的ZBC-2602型全自动摆锤冲击试验机，按照GB/T229-2007金属材料夏比摆锤冲击试验方法进行。

表8：各实施例焊缝力学性能测试表

从表8分析可知，采用实施例1-3中的焊接方式，在做拉伸试验时，断口位置均位于腹板上，焊缝位置处连接牢靠，其原因是，经过在翼缘板中部开设梯形焊接槽以及对腹板端边进行削边后，腹板端面与翼缘板的中部开设的梯形焊接槽对准后形成了一个焊接楔形区(参照图3所示)，在焊接过程中显著增加了焊接时的有效接触面积，可以显著提高焊接强度。而对比例3采用传统的直角焊接，焊接后焊接强度不够，在拉伸试验中在焊缝处断裂，对比例4采用V型坡口焊接，焊接后强度比直角焊接强度好，但是，在拉伸试验中依旧在焊缝处断裂。此外，在实际的操作过程中发现，如果不在翼缘板的中部开设焊接槽，组立过程中经常会出现对接偏差，调节起来十分困难，严重时会导致H型钢左右严重不对称，而生产出废品。采用本发明方法，首先在翼缘板中部开设梯形焊接槽，可以方便在组立过程中腹板与翼缘板的快速对位，减少误差的产生。

以上所述为本发明的较佳实施例而已，但本发明不应局限于该实施例和附图所公开的内容，所以凡是不脱离本发明所公开的精神下完成的等效或修改，都落入本发明保护的范围。

Claims

1.一种用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，其特征在于具体包括如下步骤：

S7、焊接；先用气保焊对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行打底焊接，然后对腹板两端与上翼缘板、下翼缘板的连接部位进行埋弧焊填充焊接，最后进行盖面焊接；

S8、矫正；将焊接好的H型钢输送至自动矫正机，根据被矫正H型钢上翼缘板、下翼缘板的宽度和厚度调整好机架位置，使用上辊和传动辊构成的矫正孔型完成对上翼缘板和下翼缘板的矫正，控制每次矫正量为1mm，进行往返多次矫正；

2.如权利要求1所述的用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，其特征在于所述步骤S1具体包括如下步骤：

S13、RH真空精炼；控制RH精炼工作站的精炼温度为1600-1610℃，氩气流量为60-80m³/h，真空度保持在3-4Kpa，精炼时间60-70min，使得RH真空精炼后得到的钢水中，以钢水的重量计：C：0.10-0.14％，Si：0.38-0.42％，Mn：0.90-1.20％，P：0.015％<，S：0.005％<，V：0.02-0.03％，Nb：0.015-0.022％，Ti：0.007-0.015％，N：0.003-0.006％，Ni：0.20-0.38％，Cr：0.30-0.50％；Mo：0.20-0.40％；B：0.002-0.004％，其余为Fe和不可避免的杂质，并且满足碳当量：Ceq＝[C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+Ni/15]≤0.44％，14≤(Ti+V+Nb)/B≤20，5≤V/N≤8。

3.如权利要求1或2所述的用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，其特征在于：所述步骤S2中，将从加热炉内加热后的坯料输送至粗轧机内进行3-5次的往复轧制，控制粗轧过程中每道次的延伸系数为1.3-1.4，经过粗轧后的坯料进入精轧机内进行8-10次的往复轧制，控制精轧过程中每道次的延伸系数为1.0-1.2。

4.如权利要求1或3所述的用于深海平台结构搭建的翼缘不对称H型钢生产方法，其特征在于：所述步骤S7中，打底焊接采用90％Ar+10％CO₂作为保护气体，使用CHW-70C焊丝，焊丝直径为1.2mm，焊接电流170-200A，电压22-25V，焊接速度30-40cm/min；填充焊接使用H08MnMoA焊丝，焊剂为SJ101，焊丝直径为4.0mm，焊接电流550-590A，电压32-34V，焊接速度50-60cm/min；盖面焊接使用H10Mn2MoA焊丝，焊剂为HJ350，焊丝直径为5.0mm，焊接电流710-730A，电压38-42V，焊接速度50-60cm/min。