CN112410667A - 一种低成本厚重q355e热轧h型钢及其制造方法 - Google Patents

一种低成本厚重q355e热轧h型钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种低成本厚重Q355E热轧H型钢及其制造方法，属于钢铁冶炼技术领域。本发明的热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.10％～0.18％；Si：0.10％～0.60％，Mn：1.00％～1.60％；Nb：0.03％～0.05％；Ti：0.01％～0.015％；N：0.003％～0.005％，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％。生产过程中控制万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃。本发明以翼缘厚度在50mm‑80mm的厚重Q335E热轧H钢为产品目标，提出了不添加Ni和V合金元素的低成本的成分设计，配合控制粗轧后的奥氏体晶粒尺寸，获得具备高强度、高低温韧性的热轧H钢。

Description

一种低成本厚重Q355E热轧H型钢及其制造方法
技术领域
本发明属于钢铁冶炼技术领域，更具体地说，涉及一种低成本厚重Q355E热轧H型钢及其制造方法。
背景技术
热轧H型钢是主要结构用钢之一，在社会经济发展中具有重要作用。随着经济发展和科技进步，高层建筑、海洋平台、大型全天候铁路交通、大型桥梁等一系列大型工程结构的建设，对新一代热轧H型钢提出了大型化、高性能化以及绿色化的要求。而我国目前对于高性能翼缘厚度大于50mm的厚重热轧H型钢产品尚属于空白，所用重型H型钢大多采用厚板焊接而成，其用材的安全性和使用便捷性都远远不如热轧H型钢。因此开发新一代厚重高性能热轧H型钢对于填补国内空白，实现厚重热轧H型钢的自主创新生产以及提升我国大型工程结构方面的国际竞争力具有重大意义。
大型结构用厚重热轧H型钢由于受到坯料尺寸和工装能力的限制，道次间以及累积的形变量较小，往往导致晶粒尺寸粗大，不能满足材料的强度、塑性和低温韧性的要求。为了获取要求的综合性能，往往需要添加贵金属元素Ni来改善钢的低温韧性，以及需要添加合金元素V来通过弥散强化实现钢的强度的提升，但是由此带来的问题在于：(1)Ni是贵金属元素，又是战略资源，资源紧缺，价格昂贵；(2)V在我国属于稀少资源，其价格一直受国外资本控制，价格波动较大，不仅影响钢材，也失去产品价格的控制权。因此，通过成分设计与工艺的优化配合，开发不添加贵金属元素Ni和合金元素V的厚重Q355E热轧H型钢，实现其产品的绿色化制造势在必行。
目前，关于热轧H型钢的研究已开展了大量的工作。例如，夏勐等人发表在《轧钢》杂志的“轧后控冷对厚壁热轧H型钢力学性能的影响”文章，其关注点在于轧后的控制冷却，研究是翼缘厚度50mm热轧H型钢Q345C钢的冷却工艺对性能的影响，未考虑到厚重热轧H型钢轧后冷却速度的提高必然会导致组织性能不均匀性的增加，进而影响厚重热轧H型钢低温韧性。吴保桥等人发表在《热加工工艺》杂志的“控温轧制对钒微合金热轧H型钢力学性能的影响”文章，其关注点主要集中在V的添加对力学性能的影响，与本发明中不添加V具有本质的不同。程鼎等人发表在《安徽冶金科技职业技术学院学报》的文章“厚壁热轧H型钢沿翼缘宽度方向低温冲击功变化规律”，其关注点在于翼缘厚度小于40mm的热轧H型钢的冲击功均匀性问题，而且其合金成分中含有0.01wt％Ni，与本发明提出的成分涉及具有本质差别。郭秀辉等人发表在《钢铁研究》杂志的“提高特厚规格Q275D热轧H型钢冲击性能的研究”文章，起关注点在于研究其低温韧性不合格的原因所在，与本发明所提出的高性能厚重热轧H型钢从产品等级和关注内容完全不同。从文献调研的情况看，目前针对翼缘厚度超过50mm的热轧H型钢方面的研究报到很少。而国外对于厚重热轧H型钢的研究，例如JFE和阿赛洛.米塔尔公司的热轧H型钢产品，一般都加入了Ni作为合金元素。因此，从成分设计和翼缘厚度综合考虑，目前对于兼顾强度和低温韧性的低成本(不含合金元素Ni，V)厚重(翼缘厚度50-80mm)的热轧H型钢的研究开发尚未见报道。
经检索，关于兼顾强度和低温韧性的低成本厚重的热轧H型钢已有专利公开，如发明专利CN103987866B，名称为“高强度极厚H型钢”的专利文献，公开了一种翼缘厚度在100-150mm的极厚H型钢的成分设计，明确了产品的性能屈服强度或0.2％条件屈服强度为450MPa以上，拉伸强度为550MPa以上，其成分范围为：C：0.09～0.15％、Si：0.07～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Cu：0.04～0.40％、Ni：0.04～0.40％、V：0.01～0.10％、Al：0.005～0.040％、Ti：0.001～0.025％、B：0.0003～0.0012％、N：0.001～0.0090％、O：0.0005～0.0035％，进而含有Mo：0.02～0.35％和Nb：0.01～0.08％中的至少之一。
又如发明专利CN107829031A，名称为“一种大截面H型钢及其生产工艺”的专利文献，公开了一种大截面H型钢及其生产工艺，其材料的化学成分的质量百分含量包括：碳0.08～0.13％、硅0.15～0.35％、锰1.25～1.45％、钒0.10～0.20％、氮≤0.012％、磷≤0.01％、硫≤0.01％、铌0.03～0.05％、铊0.03～0.05％、钋0.03～0.05％、铽0.02～0.04％、镍0.01～0.02％，其余为铁和杂质元素。
又如发明专利CN104487604B，公开了一种“H型钢及其制造方法”，其材料的化学成分的质量百分含量包括：C：0.05～0.16％、Si：0.01～0.50％、Mn：0.80～2.00％、Ni：0.05～0.50％、V：0.01～0.20％、Al：0.005～0.100％、Ti：0.005～0.030％、N：0.0010～0.0200％、O：0.0001～0.0100％、Ca：0.0003～0.0040％、Cr：0～0.50％、Cu：0～0.50％、Mo：0～0.20％、Nb：0～0.05％。翼缘厚度为100～150mm，其关注点是通过氧化物冶金，形成“以每单位面积的个数密度计含有100～5000个/mm2的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子”。
再如发明专利CN109715842B，公开了“一种H型钢及其制造方法”。其化学成分为：C：0.050～0.160％、Si：0.01～0.60％、Mn：0.80～1.70％、Nb：0.005～0.050％、V：0.05～0.120％、Ti：0.001～0.025％、N：0.0001～0.0120％、Cr：0～0.30％、Mo：0～0.20％、Ni：0～0.50％、Cu：0～0.35％、W：0～0.50％、Ca：0～0.0050％、Zr：0～0.0050％。翼缘的厚度为20～140mm，拉伸屈服应力为385～530MPa，在-20℃的抗冲击吸收能为100J以上。
发明内容
1、要解决的问题
本发明以翼缘厚度在50mm-80mm的厚重Q335E热轧H钢为产品目标，提出了不添加Ni和V合金元素的低成本的成分设计方案，配合控制粗轧后的奥氏体晶粒尺寸的控制，获得具备高强度、高低温韧性的厚重Q335E热轧H钢。
2、技术方案
为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
本发明的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.10％～0.18％；Si：0.10％～0.60％，Mn：1.00％～1.60％；Nb：0.03％～0.05％；Ti：0.01％～0.015％；N：0.003％～0.005％，其余的为铁和其他杂质，其中Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％。
本发明提供的低成本厚重Q355E热轧H型钢的成分控制如下：
C：C是对钢的强化有效的元素，应该将C含量的下限设为0.10％；而当C含量大于0.18％时，会显著提升H型钢的碳当量CEV和焊接裂纹敏感性指数Pcm，降低H型钢的焊接性，同时，也会降低H型钢低温韧性，因此，应控制C含量的范围为0.10％～0.18％。
Si：Si是脱氧元素，也有助于强度的提高的元素。因此，将Si含量的下限设为0.10％。另一方面，若Si含量大于0.60％，将加速高温剥层，恶化韧性和层状撕裂性能，对钢的表面质量也有不利影响。因此，将Si含量的上限设为0.60％。
Mn：Mn在一定范围内同时提高钢的韧性、强度。因此，将Mn含量的下限设为1.00％。另一方面，若Mn含量大于1.60％，则易产生宏观偏析，导致钢的韧性显著降低，甚至出现分层的现象，恶化抗层状撕裂性能，因此应控制Mn含量的范围为1.00％～1.60％。
Nb：Nb用于析出足够的NbC，形成通过钉扎效应阻碍奥氏体晶粒长大，以实现细化奥氏体晶粒效果。为了得到该效果，将Nb含量的下限设定为0.03％；当Nb含量超过0.05％时，连铸异型坯内圆角易出现裂纹，影响最终产品表面质量，而且不利于成本控制，因此应控制Nb的含量范围为0.03％～0.05％。
Ti：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，以实现细化奥氏体晶粒效果；同时，细化的TiN可以促进NbC析出，细化第二相析出粒子的尺寸，为了得到该效果，将Ti含量的下限设定为0.010％，当Ti含量过高，多余的Ti固溶在钢材中，造成合金浪费，引起成本增加，设定上限为0.015％。
N：N是形成TiN的主要元素，有助于组织的细化和析出强化的元素，N元素也是控制TiN析出的尺寸的关键元素。因此，将N含量的下限设为0.003％。若N含量大于0.005％，则会引起TiN粒子粗大，低温韧性降低、连铸表面裂纹以及钢材应变时效。因此，将N含量的上限设为0.005％。
作为本发明更进一步的改进，成品H型钢的翼缘厚度为50mm～80mm，屈服强度大于355MPa，抗拉强度450MPa～590MPa，断后伸长率大于23％，-40℃的冲击韧性大于120J。
作为本发明更进一步的改进，成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸小于10微米。
一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中万能机精轧步骤中控制万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃。
作为本发明更进一步的改进，其中开坯机粗轧开始轧制温度不高于1050℃，轧制变形量为15％～20％，轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s，保证粗轧后轧件内部奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。
作为本发明更进一步的改进，万能机精轧过程中控制轧制温度范围为880℃～950℃，总轧制变形量为50％～60％，且万能机轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s。
作为本发明更进一步的改进，控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为15％～20％，且轧制变形温度为880℃～930℃。
作为本发明更进一步的改进，控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为10％～15％，且轧制变形温度为880℃～900℃。
3、有益效果
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
(1)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，通过低成本的成分设计和优化工艺配合，实现了低成本厚重Q335E热轧H型钢的产品制造，填补了厚重H型钢的国内空白，节约了Ni的战略资源，做到了产品的绿色化制造。
(2)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％，Ti和N的乘积主要控制TiN第二相粒子的尺寸与分布，确保TiN第二相粒子细小，弥散均匀分布，超出此范围，TiN的第二相粒子尺寸均粗大，且单位面积里分布不均匀。本发明主要通过Nb的微合金化设计，以氮化钛TiN/碳化铌NbC的第二相粒子析出配合，并在较低温度加热，保证有足够的TiN和NbC第二相粒子在加热过程中保留一部分残留粒子，作为冷却过程中NbC再析出的长大的核心，加速在粗轧过程中第二相粒子的析出。
(3)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度不高于1050℃，轧制变形量为15％～20％，轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s，保证粗轧后轧件内部奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。利用Ti的微合金化设计配合以1050℃以下较低温度的粗轧，保证NbC有析出的热力学驱动力，这样TiN+NbC相结合抑制了内部奥氏体晶粒长大，从而控制了内部奥氏体晶粒尺寸；较低的粗轧温度有利于推迟奥氏体的再结晶，从而通过应变位错实现NbC的快速析出，抑制奥氏体晶粒长大，保证粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。
(4)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，在万能机精轧过程中控制轧制温度范围为880℃～950℃，总轧制变形量为50％～60％，且万能机轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s；其中880℃～950℃的精轧温度，保证NbC充分析出，抑制道次间静态再结晶实现应变积累超越奥氏体动态再结晶临界应变，实现晶粒超细化。
(5)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃，控制轧制过程中不发生奥氏体再结晶，利用TiN、NbC第二项粒子抑制轧制道次间静态再结晶，实现应变累积。
(6)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为15％～20％，且轧制变形温度为880℃～930℃，促使应变累积超越奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，在精轧倒数第2道次通过调控奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，实现奥氏体晶粒超细化。
(7)本发明的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢的生产方法，控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为10％～15％，且轧制变形温度为880℃～900℃。未再结晶区内轧制，实现再结晶奥氏体中应变累积，并调控热轧H型钢的尺寸外形，同时通过超细化的奥氏体晶粒尺寸和应变积累相结合促进相变的非均匀形核，从而得到细化的产品组织，保证产品的晶粒尺寸小于10微米，实现性能要求。
附图说明
图1为本发明中低温韧性热轧H型钢内部的NbC的析出体积分数和TiN的析出体积分数随轧制温度的变化曲线：
其中①表示为NbC的析出体积分数；②表示为TiN的析出体积分数；
图2为本发明中实施例1-5的低温韧性热轧H型钢的内部显微结构示意图。
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
本实施例的一种低成本460MPa级优异低温韧性热轧H型钢，包括以下重量百分比的组分：C：0.10％；Si：0.10％，Mn：1.00％；Nb：0.03％；Ti：0.01％；N：0.004％，其余的为铁和其他杂质，本实施例通过低成本的成分设计和优化工艺配合，实现了低成本厚重Q335E热轧H型钢的产品制造，填补了厚重H型钢的国内空白，节约了Ni的战略资源，做到了产品的绿色化制造。
本实施例中Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％，Ti和N的乘积主要控制TiN第二相粒子的尺寸与分布，确保TiN第二相粒子细小，弥散均匀分布，超出此范围，TiN的第二相粒子尺寸均粗大，且单位面积里分布不均匀。本实施例主要通过Nb的微合金化设计，以氮化钛TiN/碳化铌NbC的第二相粒子析出配合，并在较低温度加热，保证有足够的TiN和NbC第二相粒子在加热过程中保留一部分残留粒子(如图1所示)，作为冷却过程中NbC再析出的长大的核心，加速在粗轧过程中第二相粒子的析出。具体地，本实施例中Ti和N的乘积为0.00004％％。
本实施例的成品H型钢的翼缘厚度为50mm～80mm，屈服强度大于355MPa，抗拉强度450MPa～590MPa，断后伸长率大于23％，-40℃的冲击韧性大于120J。其中成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸小于10微米。具体地，本实施例中成品H型钢的翼缘厚度为50mm，屈服强度为358MPa，抗拉强度450MPa，断后伸长率为24％，-40℃的冲击韧性为123J；成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸为9.6微米。
采用上述成分的钢水冶炼的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中加热炉内的加热温度小于1200℃，确保合金元素和奥氏体均匀化，保存部分第二项粒子。本实施例在开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度不高于1050℃，轧制变形量为15％～20％，轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s，保证粗轧后轧件内部奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。利用Ti的微合金化设计配合以1050℃以下较低温度的粗轧，保证NbC有析出的热力学驱动力，这样TiN+NbC相结合抑制了内部奥氏体晶粒长大，从而控制了内部奥氏体晶粒尺寸；较低的粗轧温度有利于推迟奥氏体的再结晶，从而通过应变位错实现NbC的快速析出，抑制奥氏体晶粒长大，保证粗轧后奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。具体地，本实施例中开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度为1040℃，轧制变形量为15％，轧辊直径为1200mm，轧制速度2.0m/s。
本实施例在万能机精轧过程中控制轧制温度范围为880℃～950℃，总轧制变形量为50％～60％，且万能机轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s。880℃～950℃的精轧温度，保证NbC充分析出，抑制道次间静态再结晶实现应变积累超越奥氏体动态再结晶临界应变，实现晶粒超细化。具体地，本实施例中万能机精轧过程中控制总轧制变形量为50％，且万能机轧辊直径为1200mm，轧制速度2.0m/s。
本实施例中万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃，控制轧制过程中不发生奥氏体再结晶，利用TiN、NbC第二项粒子抑制轧制道次间静态再结晶，实现应变累积。具体地，本实施例中万能机精轧总道次为9道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％，且轧制变形温度为880℃。
本实施例控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为15％～20％，且轧制变形温度为880℃～930℃，促使应变累积超越奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，在精轧倒数第2道次通过调控奥氏体动态再结晶临界应变诱发奥氏体动态再结晶，实现奥氏体晶粒超细化，精轧最后1道次给予变形实现应变积累。具体地，本实施例中控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为15％，且轧制变形温度为900℃。
控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为10％～15％，且轧制变形温度为880℃～900℃。未在结晶区内轧制，实现再结晶奥氏体中应变累积，并调控热轧H型钢的尺寸外形，同时通过超细化的奥氏体晶粒尺寸和应变积累相结合促进相变的非均匀形核，从而得到细化的产品组织，保证产品的晶粒尺寸小于10微米，实现性能要求。具体地，本实施例中控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为10％，且轧制变形温度为890℃。
本实施例中成品热轧H型钢翼缘1/6处和腹板1/4处的TiN粒子的直径范围为10nm～100nm，单位面积的粒子个数密度为200个/mm2～4000个/mm2，NbC粒子的直径10nm～100nm，单位面积的粒子个数密度为200个/mm2～4000个/mm2。
实施例2
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.18％；Si：0.60％，Mn：1.60％；Nb：0.05％；Ti：0.015％；N：0.003％，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积为0.000045％％。本实施例中成品H型钢的翼缘厚度为80mm，屈服强度为413MPa，抗拉强度590MPa，断后伸长率为25％，-40℃的冲击韧性为122J；成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸为9.3微米。
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度为1042℃，轧制变形量为20％，轧辊直径为1400mm，轧制速度4.0m/s。
本实施例中万能机精轧过程中控制总轧制变形量为60％，且万能机轧辊直径为1400mm，轧制速度4.0m/s。
本实施例中万能机精轧总道次为13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为8％，且轧制变形温度为930℃。
本实施例中控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为20％，且轧制变形温度为920℃。
本实施例中控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为15％，且轧制变形温度为900℃。
实施例3
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.13％；Si：0.42％，Mn：1.45％；Nb：0.04％；Ti：0.012％；N：0.004％，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积为0.000048％％。本实施例中成品H型钢的翼缘厚度为75mm，屈服强度为413MPa，抗拉强度590MPa，断后伸长率为25％，-40℃的冲击韧性为122J；成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸为8.9微米。
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度为1030℃，轧制变形量为18％，轧辊直径为1400mm，轧制速度3.0m/s。
本实施例中万能机精轧过程中控制总轧制变形量为60％，且万能机轧辊直径为1400mm，轧制速度3.5m/s。
本实施例中万能机精轧总道次为13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为8％，且轧制变形温度为900℃。
本实施例中控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为18％，且轧制变形温度为890℃。
本实施例中控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为13％，且轧制变形温度为885℃。
实施例4
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.15％；Si：0.45％，Mn：1.48％；Nb：0.04％；Ti：0.012％；N：0.0045％，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积为0.000054％％。本实施例中成品H型钢的翼缘厚度为68mm，屈服强度为378MPa，抗拉强度545MPa，断后伸长率为26％，-40℃的冲击韧性为162J；成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸为8.7微米。
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度为1010℃，轧制变形量为17％，轧辊直径为1300mm，轧制速度3.5m/s。
本实施例中万能机精轧过程中控制总轧制变形量为55％，且万能机轧辊直径为1300mm，轧制速度3.5m/s。
本实施例中万能机精轧总道次为11道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％，且轧制变形温度为920℃。
本实施例中控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为17％，且轧制变形温度为900℃。
本实施例中控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为12％，且轧制变形温度为890℃。
实施例5
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，与实施例1基本相同，其不同之处在于，包括以下重量百分比的组分：C：0.16％；Si：0.42％，Mn：1.55％；Nb：0.05％；Ti：0.015％；N：0.0045％，其余的为铁和其他杂质，Ti和N的乘积为0.0000675％％。本实施例中成品H型钢的翼缘厚度为76mm，屈服强度为386MPa，抗拉强度543MPa，断后伸长率为28％，-40℃的冲击韧性为147J；成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸为8.2微米。
本实施例的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，基本流程与实施例1保持一致，其不同之处在于，本实施例中开坯机粗轧过程中控制开始轧制温度为1000℃，轧制变形量为16％，轧辊直径为1350mm，轧制速度3m/s。
本实施例中万能机精轧过程中控制总轧制变形量为58％，且万能机轧辊直径为1400mm，轧制速度3m/s。
本实施例中万能机精轧总道次为12道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为8％，且轧制变形温度为910℃。
本实施例中控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为16％，且轧制变形温度为890℃。
本实施例中控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为14％，且轧制变形温度为880℃。
本发明所述实例仅仅是对本发明的优选实施方式进行描述，并非对本发明构思和范围进行限定，在不脱离本发明设计思想的前提下，本领域工程技术人员对本发明的技术方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。

Claims (9)

1.一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，其特征在于：包括以下重量百分比的组分：C：0.10％～0.18％；Si：0.10％～0.60％，Mn：1.00％～1.60％；Nb：0.03％～0.05％；Ti：0.01％～0.015％；N：0.003％～0.005％，其余的为铁和其他杂质，其中Ti和N的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％。
2.根据权利要求1所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，其特征在于：成品H型钢的翼缘厚度为50mm～80mm，屈服强度大于355MPa，抗拉强度450MPa～590MPa，断后伸长率大于23％，-40℃的冲击韧性大于120J。
3.根据权利要求1所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，其特征在于：成品H型钢内部奥氏体的晶粒尺寸小于10微米。
4.根据权利要求1所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢，其特征在于：成品热轧H型钢翼缘1/6处和腹板1/4处的TiN粒子的直径范围为10nm～100nm，单位面积的粒子个数密度为200个/mm2～4000个/mm2，NbC粒子的直径10nm～100nm，单位面积的粒子个数密度为200个/mm2～4000个/mm2 。
5.采用权利要求1所述成分的钢水冶炼的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，其特征在于：包括以下生产步骤：钢水冶炼-铸坯连铸-加热炉加热-开坯机粗轧-万能机精轧-冷床冷却，其中万能机精轧步骤中控制万能机精轧总道次为9～13道，控制精轧过程中倒数第5～3道的轧制变形量为7％～8％，且轧制变形温度为880℃～930℃。
6.根据权利要求5所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，其特征在于：其中开坯机粗轧开始轧制温度不高于1050℃，轧制变形量为15％～20％，轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s，保证粗轧后轧件内部奥氏体的晶粒尺寸小于80微米。
7.根据权利要求5所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，其特征在于：万能机精轧过程中控制轧制温度范围为880℃～950℃，总轧制变形量为50％～60％，且万能机轧辊直径为1200mm～1400mm，轧制速度2.0m/s～4.0m/s。
8.根据权利要求7所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，其特征在于：控制精轧阶段中倒数第2道的轧制变形量为15％～20％，且轧制变形温度为880℃～930℃。
9.根据权利要求8所述的一种低成本厚重Q355E热轧H型钢的生产方法，其特征在于：控制精轧阶段中最后1道的轧制变形量为10％～15％，且轧制变形温度为880℃～900℃。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113564480A (zh) * 2021-07-30 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有z向性能的厚重热轧h型钢及其生产方法
CN115821154A (zh) * 2022-09-07 2023-03-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有良好z向性能的超厚热轧h型钢及其生产方法
CN115961201A (zh) * 2022-12-08 2023-04-14 南京钢铁股份有限公司 一种经济型高磷低合金高强钢的制备方法
CN116043110A (zh) * 2023-01-03 2023-05-02 山东钢铁股份有限公司 一种低成本高强h型钢及其生产方法
CN116083808A (zh) * 2023-02-14 2023-05-09 南京钢铁股份有限公司 一种≤q345级市场流通板用钢及其生产方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102021494A (zh) * 2009-09-23 2011-04-20 宝山钢铁股份有限公司 一种耐候厚钢板及其制造方法
CN102719739A (zh) * 2011-03-29 2012-10-10 鞍钢股份有限公司 一种风电塔低温用钢板及其生产方法
CN103540844A (zh) * 2013-10-28 2014-01-29 莱芜钢铁集团有限公司 耐低温h型钢及其生产方法
CN104018073A (zh) * 2014-06-19 2014-09-03 马钢(集团)控股有限公司 一种耐低温韧性h型钢及其生产工艺
CN105695870A (zh) * 2014-11-27 2016-06-22 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度450MPa级厚规格热轧钢板及其制造方法
JP2017071827A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
CN111575592A (zh) * 2020-06-28 2020-08-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级的低合金高强钢及生产方法
CN111748744A (zh) * 2020-07-08 2020-10-09 马鞍山钢铁股份有限公司 一种热轧h型钢及其生产方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102021494A (zh) * 2009-09-23 2011-04-20 宝山钢铁股份有限公司 一种耐候厚钢板及其制造方法
CN102719739A (zh) * 2011-03-29 2012-10-10 鞍钢股份有限公司 一种风电塔低温用钢板及其生产方法
CN103540844A (zh) * 2013-10-28 2014-01-29 莱芜钢铁集团有限公司 耐低温h型钢及其生产方法
CN104018073A (zh) * 2014-06-19 2014-09-03 马钢(集团)控股有限公司 一种耐低温韧性h型钢及其生产工艺
CN105695870A (zh) * 2014-11-27 2016-06-22 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度450MPa级厚规格热轧钢板及其制造方法
JP2017071827A (ja) * 2015-10-07 2017-04-13 新日鐵住金株式会社 Ｈ形鋼及びその製造方法
CN111575592A (zh) * 2020-06-28 2020-08-25 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级的低合金高强钢及生产方法
CN111748744A (zh) * 2020-07-08 2020-10-09 马鞍山钢铁股份有限公司 一种热轧h型钢及其生产方法

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
毛新平等: "《钛微合金钢》", 30 June 2016, 冶金工业出版社 *
汪杰、吴保桥等: "Ｎｂ －Ｖ、 Ｎｂ －Ｔｉ对重型热轧Ｈ型钢强韧性的影响", 《中国冶金》 *
邢军、陈辉等: "控轧温度对含 Ｎｂ热轧 Ｈ 型钢组织性能的影响", 《轧钢》 *

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN113564480A (zh) * 2021-07-30 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有z向性能的厚重热轧h型钢及其生产方法
CN113564480B (zh) * 2021-07-30 2022-05-17 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有z向性能的厚重热轧h型钢及其生产方法
WO2023005416A1 (zh) * 2021-07-30 2023-02-02 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有z向性能的厚重热轧h型钢及其生产方法
CN115821154A (zh) * 2022-09-07 2023-03-21 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有良好z向性能的超厚热轧h型钢及其生产方法
CN115821154B (zh) * 2022-09-07 2023-12-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有良好z向性能的超厚热轧h型钢及其生产方法
CN115961201A (zh) * 2022-12-08 2023-04-14 南京钢铁股份有限公司 一种经济型高磷低合金高强钢的制备方法
CN116043110A (zh) * 2023-01-03 2023-05-02 山东钢铁股份有限公司 一种低成本高强h型钢及其生产方法
CN116083808A (zh) * 2023-02-14 2023-05-09 南京钢铁股份有限公司 一种≤q345级市场流通板用钢及其生产方法

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