CN111748744A - 一种热轧h型钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种热轧H型钢及其生产方法，属于金属材料生产领域。本发明的一种热轧H型钢，其化学成分按质量百分比计，包括C：0.09～0.19，Si：0.15～0.40，Mn：1.20～1.60，V：0.040～0.120，N：0.0060～0.0200，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.46。本发明克服现有技术中H型钢翼缘与腹板屈服强度差异较大，影响使用安全性的问题，拟提供一种热轧H型钢及其生产方法，采用该生产方法加工出的H型钢，产品屈服强度级别为355MPa～460MPa，翼缘厚度为10mm～50mm，其翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa，满足绝大多数钢结构对支撑件安全性和适用性的理想要求。

Description

一种热轧H型钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及金属材料生产技术领域，更具体地说，涉及一种热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
为满足热轧H型钢孔型轧制需要，翼缘和腹板在热轧阶段的变形温度及压下分配不同，导致翼缘与腹板的力学性能存在差异。实践表明，对于屈服强度355MPa～460MPa级的热轧H型钢，翼缘通常比腹板在屈服强度方面低13MPa～36MPa，强度级别越高、翼缘厚度越大，所述差距越明显。但是，作为建筑、机械、塔架等结构的重要支撑件，从安全性和适用性角度出发，热轧H型钢翼缘与腹板的屈服强度差距应尽可能缩小，控制在不高于10MPa范围内是比较理想的结果。
经检索，专利文件CN103056175B，在轧制对中装置上增设喷嘴，轧制过程中对翼缘高温区域喷水冷却，降低翼缘表面及厚度方向温度差，通过细化组织提升强度指标，并减小翼缘厚度方向的屈服强度差距。采用该方法，虽然能够通过提升翼缘强度的方式，在一定程度上缩小翼缘与腹板之间屈服强度的差距，但是，因需要在活动部件上增加喷水冷却设备，投资大、维护难，在咬入阶段需要监控喷水工艺参数，控制复杂。此外，对翼缘冷却同样会降低腹板的温度，两者的屈服强度差距维持在15MPa以上。
根据专利文件CN109576570A、CN109338040A、CN108642381B，采用成分配比优化和控轧控冷工艺，达到了控制屈服强度波动的目的。但是，上述方法均未采取缩小翼缘与腹板屈服强度差距的措施，两者的屈服强度差据依然较大，部分工艺甚至进一步扩大了两者差距。
目前，行业内还缺乏有效控制热轧H型钢翼缘与腹板的屈服强度差距的方式。
发明内容
1.发明要解决的技术问题
本发明的目的在于克服现有技术中热轧H型钢翼缘与腹板屈服强度差异较大，影响使用安全性的问题，拟提供一种热轧H型钢及其生产方法，采用该生产方法加工出的热轧H型钢，产品屈服强度级别为355MPa～460MPa，翼缘厚度为10mm～50mm，其翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa，满足绝大多数钢结构对支撑件安全性和适用性的理想要求。
2.技术方案
为达到上述目的，本发明提供的技术方案为：
本发明的一种热轧H型钢，其化学成分按质量百分比计，包括C：0.09～0.19，Si：0.15～0.40，Mn：1.20～1.60，V：0.040～0.120，N：0.0060～0.0200，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.46。
研究表明，组织强化、固溶强化、析出强化和细晶强化对提升屈服强度均有贡献。各强化方式对屈服强度提升程度，分别用△O、△S、△P、△F表示，为区分翼缘和腹板，在所述符号右侧添加下标“F”或“W”，即翼缘的屈服强度＝△OF+△SF+△PF+△FF，腹板的屈服强度＝△OW+△SW+△PW+△FW，以下采用所述符号均表示相同含量。
对同一支热轧H型钢产品，不单独对翼缘或腹板进行10℃/s及以上的快速冷却，在两者轧后的室温显微组织中，各组分含量差距很小，组织强化的贡献一致，可以认为△OF＝△OW。将C、Mn元素控制在一定范围，不特意添加Cr、Cu、Ti等元素，且不单独对翼缘或腹板进行淬火处理时，两者固溶强化的贡献一致，可以认为△SF＝△SW。因此翼缘和腹板的屈服强度差距，主要是由于△P和△F不同造成的。通常，△PF+△FF低于△PW+△FW，即翼缘的屈服强度低于腹板。
本发明总体思路是：基于热轧H型钢翼缘在开坯轧制阶段无厚度方向变形、腹板厚度方向总体压下量较大的实际，通过成分配比优化、压下分配调整和轧制温度限定等，确保两者的△O和△S均相同；对翼缘采取奥氏体未再结晶区大压下诱导二次相析出的措施，突出析出强化作用，形成高△PF+低△FF的状态；对腹板采取奥氏体完全再结晶区大压下并抑制二次相析出的措施，突出细晶强化作用，形成低△PW+高△FW的状态；通过调配翼缘和腹板在析出强化和细晶强化方面对屈服强度提升的贡献，缩小两者的屈服强度差距。
具体地，本发明中各元素的作用及成分配比(按质量百分比计)依据如下：
碳(C)：其作用为提升强度，为获得该效果，控制含量下限为0.09。经本发明研究发现，如其含量超过0.19，将粗化析出相，降低析出强化效果，限制了△P在贡献调配中的作用，也增强固溶度对工艺的敏感性，会造成翼缘和腹板的固溶强化作用出现较大差距，导致△SF与△SW不同，破坏了强度贡献调配的基础，且损害韧性，因此本发明中控制含量上限为0.19。
硅(Si)：提升强度，也是炼钢脱氧元素，改善连铸时的钢液流动性，为获得该效果，控制含量下限为0.15。经本发明研究发现，如其含量超过0.40，提升强度的作用达到饱和，也易与Fe元素在加热阶段形成沿炉生氧化铁皮中间层分布的夹杂，降低喷水除鳞效果，损害轧后表面质量，因此本发明中控制含量上限为0.40。
锰(Mn)：提升强度、改善韧性，在一定程度上细化组织，为获得该效果，控制含量下限为1.20。经本发明研究发现，如含量超过1.60，将形成过多的珠光体或贝氏体，增强了组分含量对工艺的敏感性，使得翼缘的珠光体或贝氏体含量明显少于腹板，导致△OF与△OW出现较大的差距，破坏了强度贡献调配的基础，也易形成宏观成分偏析，破坏基体连续性，损害韧性，因此本发明中控制含量上限为1.60。
钒(V)：提升强度，是调整翼缘和腹板强化作用贡献的核心元素，翼缘的析出强化作用需要达到临界值，为获得该效果，控制含量下限为0.040。经本发明研究发现，如含量超过0.120，析出强化作用达到饱和，也将严重粗化析出物，限制了△P在强度贡献调配中的作用，且大颗粒与基体交界处易萌生裂纹，坯料拉矫过程中易出现端部或内圆角表面裂纹，不仅损害塑性和韧性，而且影响轧后表面质量，因此本发明中控制含量上限为0.120。
氮(N)：促进V元素析出的协同元素，是调配强度贡献的核心元素，V元素析出程度随着N元素含量增加而增大，为获得充分促进翼缘的析出，控制含量下限为0.0060。经本发明研究发现，如含量超过0.020，促进析出作用达到饱和，也增大了腹板的析出量，破坏了低△PW+高△FW的状态，不利于强度贡献调配，且易形成岛状马氏体，损害塑性和韧性，因此本发明中控制含量上限为0.020。
磷(P)：杂质元素，易于凝固偏析和富集，损害塑韧性，对可焊性存在不利影响，因此本发明中控制含量上限为0.025。
硫(S)：杂质元素，轧制形成长条状夹杂，接触面原子排列紊乱、能量较高，易产生裂纹，损害塑性和韧性，因此本发明中控制含量上限为0.015。
碳当量(CEV)：碳当量是评价产品可焊性的参考指标。随着碳当量增大，焊前准备工作复杂、焊后冷裂敏感性增大。根据标准GB/T1591规定，在成分设计时充分考虑产品应用的适用性，因此本发明中控制上限为0.46。
更进一步地，化学成分按质量百分比计，C：0.09～0.13，Si：0.15～0.35，Mn：1.20～1.50，V：0.040～0.100，N：0.0060～0.0120，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.38。
更进一步地，化学成分按质量百分比计，C：0.13～0.19，Si：0.20～0.40，Mn：1.30～1.60，V：0.060～0.120，N：0.0080～0.0200，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.46。
更进一步地，同一横截面内的翼缘和腹板，如图1所示，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含60％～90％的铁素体，剩余组织为珠光体或/和贝氏体，即珠光体和贝氏体同时存在或单独存在；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为7.0～11.0和8.5～13.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘1.5～3.0；翼缘的二次相析出密度不低于600个/mm2，腹板的二次相析出密度不高于80个/mm2。
具体地，本发明的热轧H型钢涉及屈服强度355MPa～460MPa级产品，对于屈服强度355MPa～460MPa的产品，铁素体含量为60％～90％，强度等级越高，铁素体含量越低，而珠光体或贝氏体的含量升高。经本发明研究发现，如铁素体含量低于60％，将形成过多的珠光体或贝氏体，增强了组分含量对工艺的敏感性，使得翼缘的珠光体或贝氏体含量明显少于腹板，导致△OF与△OW出现较大的差距，破坏了强度贡献调配基础。因此本发明通过对加工工艺和组分含量的的调整，最终控制产品中铁素体含量下限为60％。如铁素体含量高于90％，则腹板细晶强化贡献明显强与翼缘的析出强化，导致△PW+△FW远高于△PF+△FF，两者屈服强度差距增大。因此本发明最终控制产品中含量上限为90％。
经本发明研究发现，如翼缘铁素体晶粒度等级低于7.0，则强度、塑性和韧性指标较差，产品失去使用价值。因此本发明最终控制产品中翼缘铁素体晶粒度等级下限为7.0。由于开坯阶段翼缘基本没有厚度方向变形，在万能轧制阶段变形细化晶粒程度有限，铁素体晶粒度等级不会超过11.0。因此本发明最终控制产品中翼缘铁素体晶粒度等级上限为11.0。
经本发明研究发现，如腹板铁素体晶粒度等级低于8.5，则无法使△FW与△FF形成有效差距，降低了细晶强化在强度贡献调配中作用，不利于强度贡献调配。因此本发明最终控制产品中腹板铁素体晶粒度等级下限为8.5。如晶粒度等级超过13.0，则△FW远高于△FF，两者屈服强度差距增大。因此本发明最终控制产品中腹板铁素体晶粒度等级上限为13.0。
经本发明研究发现，如腹板的铁素体晶粒度等级高于翼缘不足1.5或者超过3.0，则翼缘的细晶强化效果不足，或强化效果超高，对屈服强度提升的贡献程度没有落在合理的区间，导致△PW+△FW与△PF+△FF的差距增大。本发明最终控制产品中腹板的铁素体晶粒度等级高于翼缘等级的差距下限为1.5，上限为3.0。
经本发明研究发现，如翼缘的二次相析出密度低于600个/mm2，则析出数量不足、弥散分布不够，降低了析出强化作用，无法形成高△PF+低△FF状态。本发明最终控制产品中翼缘的二次相析出密度下限为600个/mm2。由于V、N、C等元素含量限制，二次相的析出密度不会高于2000个/mm2，即使出现超过此限制的特殊情况，相邻析出物也会因距离过近而相互吸附，从而降低密度。
经本发明研究发现，如腹板的二次相析出密度高于80个/mm2，则缩小了△PF和△PW的差距，不利于贡献调配，甚至形成高△PW+高△FW状态，反而增大了翼缘与腹板的屈服强度差值。本发明最终控制产品中腹板的二次相析出密度上限为80个/mm2。
更进一步地，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含80％～90％的铁素体，剩余组织为珠光体；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为7.0～10.0和8.5～12.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘1.5～2.0；翼缘的二次相析出密度为800个/mm2～1100个/mm2，腹板的二次相析出密度为10个/mm2～40个/mm2。
更进一步地，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含60％～70％的铁素体，剩余组织为珠光体或/和贝氏体；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为8.5～11.0和10.0～13.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘2.0～2.5；翼缘的二次相析出密度为1100个/mm2～1800个/mm2，腹板的二次相析出密度为40个/mm2～70个/mm2。
更进一步地，本发明的热轧H型钢，涉及屈服强度355MPa～460MPa级产品，根据标准GB/T2975规定，在翼缘以距离端部1/6宽度为轴线沿纵向取样，在腹板以距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样；根据标准GB/T228.1规定进行室温拉伸试验，根据标准GB/T229规定进行低温冲击试验；其中对于屈服强度355MPa级产品，翼缘屈服强度不低于355MPa，抗拉强度不低于470MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于25.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度460MPa级产品，翼缘屈服强度不低于460MPa，抗拉强度不低于540MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于20.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度355MPa～460MPa级产品，翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa。
本发明的一种热轧H型钢的生产方法，包括铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→炉外精炼→异型坯连铸→坯料加热→开坯轧制→万能轧制工序，其中在钢区的铁水预处理、转炉冶炼、吹氩精炼、炉外精炼和异型坯连铸工序，均可以根据目前行业内公知的常规方法进行生产，确保满足本发明所述化学成分要求的合格异型坯即可，需要注意的是，本发明采用异型坯轧制，在坯料加热阶段，加热温度为1150℃～1300℃，加热时间不低于120min。进一步可选地，加热温度为1150℃～1250℃，加热时间为144min～173min；进一步可选地，加热温度为1250℃～1300℃，加热时间为124min～148min。
坯料加热，主要是为了让合金元素充分固溶、均匀化，降低轧制变形抗力。如温度低于1150℃，则合金元素固溶和均匀化不充分，组织均匀化程度也不足，影响轧后产品综合力学性能。因此本发明中控制温度下限为1100℃。如温度超过1300℃，则原始晶粒尺寸过度增大，不利于后期的析出物弥散分布，且易过烧形成表面裂纹。因此本发明中控制温度上限为1300℃。
同样地，如加热时间低于120min，则坯料芯部无法烧透，该区域的合金元素固溶和均匀化不充分。因此本发明中控制时间下限为120min。从减少氧化烧损、降低加热能耗等方面考虑，不宜超过180min。
更进一步地，开坯轧制阶段，腹板厚度方向累积压下率不低于50％，腹板终轧温度不低于980℃；优选地，开坯轧制阶段，腹板厚度方向累积压下率控制在50％～65％，腹板终轧温度控制在985℃～1010℃；更优选地，开坯轧制阶段，腹板厚度方向累积压下率控制在55％～65％，腹板终轧温度控制在990℃～1000℃。
开坯轧制，主要是对异型坯整形，以获得适合万能轧制变形的坯型。此阶段为两辊异形孔轧制，翼缘厚度方向变形量很小，可忽略，仅在腹板厚度方向进行压缩变形。本发明中对腹板进行压下率和终轧温度进行控制限定，是为了让其在奥氏体完全再结晶临界温度以上实施大变形，充分细化奥氏体晶粒，有利于最终形成以细晶强化主的复合强化作用组合。
经本发明研究发现，如腹板厚度方向累积压下率低于50％，则促进奥氏体完全动态再结晶的变形储能不足，动态结晶不充分，导致奥氏体晶粒未充分细化或者出现异常长大，无法使△FW与△FF形成有效差距，降低了细晶强化在强度贡献调配中作用，也损害塑性和韧性。因此本发明中控制腹板厚度方向累积压下率下限为50％。考虑后续翼缘与腹板在万能轧制阶段协调变形的需要，此阶段累积压下率不宜高于65％。
如腹板终轧温度低于980℃，则促进奥氏体完全动态再结晶的热激活能不足，动态结晶不充分，在累积压下率仅为50％～65％时，影响尤为明显。因此本发明控制腹板终轧温度下限为980℃。为避免翼缘处奥氏体晶粒在高温无变形阶段过度长大，损害最终二次相的弥散析出效果，结合开坯轧制阶段翼缘比腹板温度高100℃以上的实际情况，腹板终轧温度不宜超过1010℃。
更进一步地，万能轧制阶段，翼缘厚度方向累积压下率不低于50％，翼缘终轧温度控制在800℃～850℃。优选地，万能轧制阶段，翼缘厚度方向累积压下率控制在55％～75％，翼缘终轧温度控制在810℃～840℃。更优选地，万能轧制阶段，翼缘厚度方向累积压下率控制在60％～70％，翼缘终轧温度控制在815℃～830℃。
万能轧制，主要对翼缘和腹板厚度方向同时进行压缩变形，获得最终的成品外形和尺寸。本发明中对翼缘进行压下率和终轧温度进行控制限定，是为了让其在奥氏体未再结晶临界温度以下实施大变形，获得足够的应变积累，充分诱导二次相在万能阶段析出，将空冷起始温度控制在一定范围内，提升析出弥散分布效果，有利于最终形成以析出强化主的复合强化作用组合。同时，利用腹板温度低于翼缘的条件，降低腹板的元素扩散驱动力，拟制其二次相析出，避免增大两者力学性能差距。
经本发明研究发现，如翼缘厚度方向累积压下率低于50％，则奥氏体未再结晶区应变积累不足，诱导析出的二次相数量不足、分布集中，无法使△PF与△PW形成有效差距，降低了析出强化在强度贡献调配中作用。因此本发明中控制翼缘厚度方向累积压下率下限为50％。考虑坯料原始尺寸限制，此阶段累积压下率不超过80％。
经本发明研究发现，如翼缘终轧温度低于800℃，则翼缘处二次相析出所需的原子扩散不充分，析出数量不足，降低析出强化作用。因此本发明中控制翼缘终轧温度下限为800℃。如终轧温度高于850℃，则二次项析出后易聚集粗化，不能形成弥散分布，也降低析出强化作用。此外，考虑万能轧阶段翼缘比腹板温度高80℃以上的实际情况，当翼缘温度高于850℃时，腹板温度高于770℃，少量的变形将诱导一定量的二次相析出，使得腹板同时获得较强的细晶强化和析出强化作用，而翼缘仅有较强的析出强化作用，导致△PW+△FW远高于△PF+△FF，扩大了两者屈服强度的差距。因此本发明中控制翼缘终轧温度上限为850℃。
更进一步地，万能轧制阶段后，不进行快速冷却；或只采用冷却速度低于6℃/s的水雾辅助冷却。
需要说明的是，本发明研究发现，如在上述万能轧制阶段后，对翼缘或腹板进行速度10℃/s及以上的快速冷却，则会导致形成过多的贝氏体或马氏体，大幅增强了组分含量及固溶含量对工艺的敏感性，造成△OF与△OW及△SF与△SW的差距明显增大，破坏了强度贡献调配基础。此外，由于翼缘和腹板作为整体，采用快速冷却工艺，将无法在整个截面获得均匀的冷却速度，进一步加剧了不同区域间的力学性能差距。但是，采取冷却速度低于6℃/s的水雾辅助冷却措施，以进一步拟制翼缘二次相粗化或拟制腹板二次相析出，是可以考虑的选项。因此本发明在万能终轧后，不采用除水雾辅助冷却外的其他任何快速冷却工艺。
本发明最终加工出的热轧H型钢成品，翼缘厚度范围是10mm～50mm。此时，腹板厚度范围是8mm～35mm。经本发明研究发现，如翼缘厚度低于10mm，则翼缘和腹板的总压下量都很大，△F的强度贡献占比远大于△P，导致后者调节效果降低，无法有效缩小翼缘和腹板的屈服强度差距，而且翼缘厚度10mm的规格，也是常见钢结构需求的最小厚度。因此本发明中控制翼缘厚度下限为10mm。如翼缘厚度高于50mm，翼缘在万能轧制阶段的变形渗透深度受限，使得芯部诱导二次相析出所需的应变积累不足，且空冷起始冷温度远超850℃，析出物易聚集粗化，大幅降低析出强化作用。因此本发明中控制翼缘厚度上限为50mm。
根据热轧H型钢规格的技术特点，从结构稳定性方面考虑、生产可实现性方面考虑，当翼缘厚度为10mm～50mm时，腹板厚度宜控制在8mm～35mm。
3.有益效果
采用本发明提供的技术方案，与现有技术相比，具有如下有益效果：
(1)本发明的一种热轧H型钢的生产方法，基于翼缘与腹板变形条件不同的实际，通过成分配比优化、压下分配调整和轧制温度限定，调配两者在析出强化和细晶强化方面对屈服强度提升的贡献，确保对于翼缘厚度10mm～50mm、屈服强度355MPa～460MPa级的产品，所加工得到的热轧H型钢产品，翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa，满足绝大多数钢结构对支撑件安全性和适用性的理想要求。
附图说明
图1为本发明中热轧H型钢横截面标识及取样位置示意图，其中B指H型钢的宽度，H指H型钢的高度，t1指腹板的厚度，t2指翼缘的厚度。
具体实施方式
为进一步了解本发明的内容，结合附图对本发明作详细描述。
在本发明的描述中，需要说明的是，术语“中心”、“上”、“下”、“左”、“右”、“竖直”、“水平”、“内”、“外”等指示的方位或位置关系为基于附图所示的方位或位置关系，仅是为了便于描述本发明和简化描述，而不是指示或暗示所指的装置或元件必须具有特定的方位、以特定的方位构造和操作，因此不能理解为对本发明的限制。此外，术语“第一”、“第二”、“第三”仅用于描述目的，而不能理解为指示或暗示相对重要性。
下面结合实施例对本发明作进一步的描述。
实施例1
本实施例的一种热轧H型钢，其化学成分按质量百分比计，如表1中实施例1成分所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，包括铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→炉外精炼→异型坯连铸→坯料加热→开坯轧制→万能轧制工序，其中铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→炉外精炼→异型坯连铸工序均采用行业内常规技术加工，需要说明的是，本实施例中坯料加热阶段，加热温度为1256℃，加热时间为124min。开坯轧制阶段，腹板厚度方向累积压下率为50％，腹板终轧温度为1010℃；万能轧制阶段，翼缘厚度方向累积压下率为75％，翼缘终轧温度控制在850℃。万能轧制阶段后，不进行快速冷却；或只采用冷却速度低于6℃/s的水雾辅助冷却。具体工艺参数具体见表2中实施例1所示。
采用本实施例方法生产翼缘厚度10mm～50mm规格热轧H型钢，能满屈服强度355MPa～460MPa级产品要求。具体显微组织情况见表3中所示。
如图1所示，根据标准GB/T2975规定，在翼缘以距离端部1/6宽度为轴线沿纵向取样，在腹板以距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样；根据标准GB/T228.1规定进行室温拉伸试验，根据标准GB/T229规定进行低温冲击试验；对于屈服强度355MPa级产品，翼缘屈服强度不低于355MPa，抗拉强度不低于470MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于25.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度460MPa级产品，翼缘屈服强度不低于460MPa，抗拉强度不低于540MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于20.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度355MPa～460MPa级产品，翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa，满足绝大多数钢结构对支撑件安全性和适用性的理想要求。具体力学性能见表4。
实施例2
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表4。
实施例3
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表4。
实施例4
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表4。
实施例5
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表4。
实施例6
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表5。
实施例7
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表5。
实施例8
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表5。
实施例9
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表5。
实施例10
本实施例的一种热轧H型钢，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中热轧H型钢的化学成分微有不同，如表1中所示。
本实施例的热轧H型钢的生产方法，基本同实施例1，所不同的是，本实施例中具体工艺参数略有不同，具体见表2。
本实施例加工出的热轧H型钢，同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织情况具体见表3；具体力学性能见表5。
表1本发明实施例1～10的化学成分(单位：wt％)
Figure BDA0002574343020000111
表2本发明实施例1～10的主要工艺参数
Figure BDA0002574343020000112
表3本发明实施例1～10的显微组织情况
Figure BDA0002574343020000121
表4本发明实施例1～5的力学性能情况
Figure BDA0002574343020000122
表5本发明实施例6～10的力学性能情况
Figure BDA0002574343020000131
以上示意性的对本发明及其实施方式进行了描述，该描述没有限制性，附图中所示的也只是本发明的实施方式之一，实际的结构并不局限于此。所以，如果本领域的普通技术人员受其启示，在不脱离本发明创造宗旨的情况下，不经创造性的设计出与该技术方案相似的结构方式及实施例，均应属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种热轧H型钢，其特征在于：其化学成分按质量百分比计，包括C：0.09～0.19，Si：0.15～0.40，Mn：1.20～1.60，V：0.040～0.120，N：0.0060～0.0200，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.46。
2.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：化学成分按质量百分比计，C：0.09～0.13，Si：0.15～0.35，Mn：1.20～1.50，V：0.040～0.100，N：0.0060～0.0120，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.38。
3.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：化学成分按质量百分比计，C：0.13～0.19，Si：0.20～0.40，Mn：1.30～1.60，V：0.060～0.120，N：0.0080～0.0200，P：≤0.025，S：≤0.015，其余为Fe及微量残余元素，根据CEV＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Ni+Cu)/15计算，满足CEV≤0.46。
4.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含60％～90％的铁素体，剩余组织为珠光体或贝氏体；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为7.0～11.0和8.5～13.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘1.5～3.0；翼缘的二次相析出密度不低于600个/mm2，腹板的二次相析出密度不高于80个/mm2。
5.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含80％～90％的铁素体，剩余组织为珠光体；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为7.0～10.0和8.5～12.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘1.5～2.0；翼缘的二次相析出密度为800个/mm2～1100个/mm2，腹板的二次相析出密度为10个/mm2～40个/mm2。
6.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：同一横截面内的翼缘和腹板，分别以距离端部1/6宽度和距离端部1/4高度为轴线沿纵向取样，室温显微组织以面积百分比计，包含60％～70％的铁素体，剩余组织为珠光体或贝氏体；其中，翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为8.5～11.0和10.0～13.0，腹板的晶粒度等级高于翼缘2.0～2.5；翼缘的二次相析出密度为1100个/mm2～1800个/mm2，腹板的二次相析出密度为40个/mm2～70个/mm2。
7.根据权利要求1所述的一种热轧H型钢，其特征在于：涉及屈服强度355MPa～460MPa级产品，其中对于屈服强度355MPa级产品，翼缘屈服强度不低于355MPa，抗拉强度不低于470MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于25.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度460MPa级产品，翼缘屈服强度不低于460MPa，抗拉强度不低于540MPa，屈强比不高于0.80，断后伸长率不低于20.0％，-20℃冲击功值不低于80J；对于屈服强度355MPa～460MPa级产品，翼缘与腹板的实际屈服强度差值不超过10MPa。
8.根据权利要求1-7任一项所述的一种热轧H型钢的生产方法，包括铁水预处理→转炉冶炼→吹氩精炼→炉外精炼→异型坯连铸→坯料加热→开坯轧制→万能轧制工序，其特征在于：万能轧制阶段后，不进行快速冷却；或只采用冷却速度低于6℃/s的水雾辅助冷却。
9.根据权利要求8所述的一种热轧H型钢的生产方法，其特征在于：坯料加热阶段，加热温度为1150℃～1300℃，加热时间不低于120min；开坯轧制阶段，腹板厚度方向累积压下率不低于50％，腹板终轧温度不低于980℃；万能轧制阶段，翼缘厚度方向累积压下率不低于50％，翼缘终轧温度控制在800℃～850℃。
10.根据权利要求8所述的一种热轧H型钢的生产方法，其特征在于：热轧H型钢的翼缘厚度范围是10mm～50mm；腹板厚度范围是8mm～35mm。
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