CN112458364A - 一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法 - Google Patents

一种超厚规格热轧h型钢及其生产方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开了一种超厚规格热轧H型钢及其生产方法，其化学成分按质量百分比计包括C：0.04～0.11，Si：0.10～0.40，Mn：0.40～1.00，Cr：0.40～1.00，Cu：0.10～0.40，Nb：0.020～0.060，V：0.040～0.100，Ti：0.010～0.025，Al：0.010～0.030，N：0.0060～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，0.090％≤Nb+V+Ti≤0.170％，6.5≤(V+Ti)/N≤10.5，其余为Fe及微量残余元素，0.30％≤CEV≤0.48％；本发明翼缘厚度90mm～150mm，综合力学性能优良，可以很好地满足高层建筑、大型广场、桥梁结构等的重型支撑结构件需求。

Description

一种超厚规格热轧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，具体为一种超厚规格热轧H型钢及其生产方法。
背景技术
伴随着经济社会高速发展，高层建筑、大型场馆、桥梁主塔等建造，对安全性、舒适性和美观性方面的需求越来越重视，设计采用重型钢结构，而翼缘厚度90mm～150mm的超厚规格热轧H型钢是其核心支撑构件。
长期实践表明，热轧H型钢翼缘的综合力学性能弱于腹板，而标准GB/T2975也规定力学性能评价的在翼缘取样，业内通常以热轧H型钢翼缘作为描述对象。采用大厚度坯料轧制薄规格，通过大压下可以获得优良的力学性能，是行业所认同的。但是，采用该方法轧制翼缘厚度90mm～150mm的超厚规格热轧H型钢，则需要远超现有尺寸的超厚、超大坯料，必须投资建设新的连铸设备和轧钢设备，成本巨大、而且坯料的内部和表面质量控制难度极高，很难实现。从可实现性和经济性方面考虑，采用异型坯轧制，从坯料到成品在翼缘厚度方向的压下率为13％～30％，是可以接受的。
专利文件CN103987866B，采用Ni-Cu-B-V-Ti成分体系异型坯，经加热-粗轧-精轧工序，利用精轧道次间冷却或轧后快速冷却，形成贝氏体+铁素体/马氏体的室温组织，生产出翼缘厚度100mm～150mm的热轧H型钢，屈服强度级别不低于450MPa；专利文件CN109715842A，采用Nb-V-Ti成分体系(可以添加Cr、Mo、Ni、Cu元素)异型坯，经加热-粗轧-精轧工序，利用精轧道次间冷却或轧后快速冷却，形成铁素体+马氏体/奥氏体室温组织，生产出翼缘厚度40mm～140mm的热轧H型钢，屈服强度级别不低于450MPa；上述两种方法，分别规定在翼缘厚度1/4处的贝氏体含量不低于60％和铁素体含量不低于60％(晶粒尺寸不大于35μm)，但没对翼缘全厚度方向的组织形貌和含量进行调控。如该方法应用于翼缘厚度90mm以上规格产品生产时，厚度方向性能无法保证。
专利文件CN105586534B、CN103938079B、CN110484822A、CN108893675A，分别采用V、V-Ti、Ni-V-Ti、Ni-Nb-V-Mo成分体系异型坯，经加热-开坯-粗轧-空冷/水冷工序，形成铁素体+珠光体/贝氏体的室温组织，生产出翼缘厚度45mm以下的热轧H型钢，屈服强度级别355MPa～500MPa，满足-20℃～-40℃低温韧性要求。上述四种方法，没有对芯部的冷却和组织进行调控。在应用于翼缘厚度90mm以上规格产品生产，由于芯部起始冷却温度高、空冷全截面冷却速度低，易析出大尺寸块状铁素体，并呈链状或网状分布，析出相也易聚集粗化，产品的强度、塑性、韧性和厚度方向性能无法保证，且添加Ni、Mo等元素将增加合金成本。
专利文件CN105586534B，采用Ni-V-Ti成分体系异型坯，经加热-开坯-粗轧-空冷工序，形成铁素体+珠光体的室温组织，生产出翼缘厚度36mm以下的热轧H型钢，屈服强度级别355MPa，具有优良耐低温性能。该方法规定，在粗轧阶段的每道次压下率应不低于20％，对于由异型坯轧制翼缘厚度90mm以上规格产品，是无法达到的，也没有采取增强变形渗透和冷却渗透的措施，产品的强度、塑性、韧性和厚度方向性能无法保证。
专利文件CN107964626B和CN 107747043B，前者采用Nb-B成分体系异型坯，经加热-粗轧-精轧-淬火-回火工序，形成回火索氏体+铁素体+弥散分布碳化物的室温组织，后者采用V-Ti-Ni-Mo-Cu-Cr-Al成分体系异型坯，经加热-粗轧-精轧-淬火-离线回火工序，形成回火马氏体组织，可以生产出屈服强度级别500MPa～650MPa的热轧H型钢。上述两种方法针对的是翼缘厚度较薄的产品，需要在全厚度达到快速冷却条件，如该方法应用于翼缘厚度90mm以上规格产品生产，则全厚度无法全部达到淬火临界冷速，不能获得在线或离线热处理所需的原始组织，芯部冷却起始温度高而冷却速度低，不能形成索氏体/马氏体+弥散分布碳化物，产品的强度、塑性、韧性和厚度方向性能，且添加Ni、Mo元素将增加合金成本。
综上所述，急需一种超厚规格热轧H型钢及其生产方法来解决这些问题。
发明内容
本发明的目的在于提供一种超厚规格热轧H型钢及其生产方法，以解决翼缘厚度90mm～150mm的热轧H型钢的力学性能，尤其是厚度方向性能有待提高的问题。
为实现上述目的，本发明提供如下技术方案：一种超厚规格热轧H型钢，其化学成分按质量百分比计，包括C：0.04～0.11，Si：0.10～0.40，Mn：0.40～1.00，Cr：0.40～1.00，Cu：0.10～0.40，Nb：0.020～0.060，V：0.040～0.100，Ti：0.010～0.025，Al：0.010～0.030，N：0.0060～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.170％和6.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.48％。
可选的，H型钢的化学成分按质量百分比计，包括C：0.04～0.07，Si：0.10～0.30，Mn：0.80～1.00，Cr：0.40～0.90，Cu：0.10～0.25，Nb：0.040～0.060，V：0.040～0.080，Ti：0.010～0.015，Al：0.010～0.020，N：0.0060～0.0100，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.130％，6.5≤(V+Ti)/N≤8.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.43％。
可选的，H型钢的化学成分按质量百分比计，包括C：0.07～0.11，Si：0.30～0.40，Mn：0.40～0.80，Cr：0.90～1.00，Cu：0.25～0.40，Nb：0.020～0.040，V：0.080～0.100，Ti：0.015～0.025，Al：0.020～0.030，N：0.0100～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0040，满足0.130％＜Nb+V+Ti≤0.170％，8.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.40％≤CEV≤0.48％。
优选的，H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含85％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于40μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距不大于16％。
可选的，H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含85％～91％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于20μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距不大于9％。
可选的，H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含91％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于1％，其中铁素体晶粒宽度尺寸20μm～40μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距9％～16％。
优选的，H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，室温拉伸屈服强度不低于460MPa，抗拉强度不低于540MPa，断后伸长率不低于24.0％；-20℃冲击功值不低于80J，厚度方向性能达到Z35级别。
优选的，H型钢的翼缘厚度为90mm～150mm。
本发明提供的另一技术方案：一种如权利要求1-8任意一项所述的超厚规格热轧H型钢的生产方法，包括以下步骤：坯料加热，加热温度1200℃～1350℃，加热时间120min～180min；开坯轧制，轧制完成后翼缘表面温度不低于1000℃；以不低于20℃/s的冷却速度喷水冷却，将翼缘表面快速冷却至700℃～800℃，然后进入万能轧机轧制，万能轧制完成后，先采用喷水冷却的方式，以5℃/s～13℃/s的冷却速度，将轧件翼缘表面快速冷却至480℃～530℃，然后空冷。
优选的，异型坯开坯轧制，轧制完成后翼缘表面温度不低于1020℃。
与现有技术相比，本发明的有益效果是：
1、该超厚规格热轧H型钢，翼缘厚度90mm～150mm，综合力学性能优良，可以满足屈服强度不低于460MPa、抗拉强度不低于540MPa、断后伸长率不低于24.0％、-20℃冲击功不低于80J的要求，尤其是厚度方向性能最低可以达到Z35级别，可以很好地满足高层建筑、大型广场、桥梁结构等的重型支撑结构件需求。
2、该超厚规格热轧H型钢的生产方法，在万能轧制前快速冷却，可以在翼缘厚度方向从表面至芯部形成一定的温度梯度，在轧制过程中，表面温度低，变形抗力大，随着轧制压缩变形不断进行，变形将逐步渗透至温度更高、变形抗力小的芯部，随着温度梯度增大，变形渗透效果增强，芯部的应变积累增大，从表面到芯部的应变积累差距则随之减小，通过增大应变积累，增加形核位置、提升驱动力，促进针状铁素体析出并细化；降低翼缘厚度方向的应变积累差，有利于减少厚度方向不同区域组织含量的差距，提升组织均匀性。
3、该超厚规格热轧H型钢的生产方法，利用化学成分控制、万能轧制前快速冷却、轧后分段冷却，形成以针状铁素体为主，其余为贝氏体或残余奥氏体的室温组织，并限制针状铁素体含量、晶粒尺寸及贝氏体含量，减小沿翼缘厚度方向组织差异，利用组织、析出、固溶和细晶强化的复合作用，获得综合力学性能优良的超厚规格热轧H型钢，生产成本相对较低，生产可实现性强，适合大量生产应用。
附图说明
图1为本发明的H型钢在室温下的典型微观结构图；
图2为常见H型钢的结构示意图，图中标出翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处的位置。
具体实施方式
本发明的超厚规格热轧H型钢，其化学成分按质量百分比计，C：0.04～0.11，Si：0.10～0.40，Mn：0.40～1.00，Cr：0.40～1.00，Cu：0.10～0.40，Nb：0.020～0.060，V：0.040～0.100，Ti：0.010～0.025，Al：0.010～0.030，N：0.0060～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.170％和6.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.48％。
进一步可选的，化学成分按质量百分比计，C：0.04～0.07，Si：0.10～0.30，Mn：0.80～1.00，Cr：0.40～0.90，Cu：0.10～0.25，Nb：0.040～0.060，V：0.040～0.080，Ti：0.010～0.015，Al：0.010～0.020，N：0.0060～0.0100，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.130％，6.5≤(V+Ti)/N≤8.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.43％。
进一步可选的，化学成分按质量百分比计，C：0.07～0.11，Si：0.30～0.40，Mn：0.40～0.80，Cr：0.90～1.00，Cu：0.25～0.40，Nb：0.020～0.040，V：0.080～0.100，Ti：0.015～0.025，Al：0.020～0.030，N：0.0100～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0040，满足0.130％＜Nb+V+Ti≤0.170％，8.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.40％≤CEV≤0.48％。
具体来说，各元素的作用及成分配比(按质量百分比计)依据如下：
碳(C)：提升强度，为获得该效果，设定下限为0.04％；如含量超过0.11％，在形成针状铁素体时，碳化物将呈链条或短棒状析出，破坏基体连续性，损害塑性、韧性和厚度方向性能，且成分接近包晶区，异型坯端部和内圆角易形成裂纹，并对可焊性产生不利影响，设定上限为0.11％。
硅(Si)：炼钢脱氧元素，提升强度，改善钢液在连铸时的流动性，为获得该效果，设定下限为0.10％；如含量超过0.40％，提升强度作用达到饱和，也将促进马氏体和奥氏体混合组织形成，损害塑性和韧性，设定上限为0.40％。
锰(Mn)：提高淬透性，与Cr元素协同作用增大过冷奥氏体稳定性，促进针状铁素体析出，在一定程度上改善厚度方向性能，也能提升强度，为获得该效果，设定下限为0.40％；如含量超过1.00％，易造成宏观成分偏析，珠光体或贝氏体或残余奥氏体将呈条带状分布，破坏基体连续性，损害厚度方向性能，设定上限为1.00％。
铬(Cr)：提高淬透性，与Mn元素协同作用增大过冷奥氏体稳定性，促进针状铁素体析出，在一定程度上改善厚度方向性能也能提升强度，设定下限为0.40％；如含量超过1.00％，对淬透性的提升作用达到饱和，也将促进上贝氏体析出，损害塑性和韧性，并对可焊性产生不利影响，设定上限为1.00％。
铜(Cu)：提升强度，为获得该效果，设定下限为0.10％；如含量超过0.40％，坯料表面将形成液析缺陷，设定上限为0.40％。
铌(Nb)：在轧制期间析出，拟制奥氏体晶粒长大，提升奥氏体未再结晶区临界温度，增大应变积累，有助于细化针状铁素体，也能提升表面及浅表区加工硬化程度，增强变形渗透，改善塑性、韧性和厚度方向性能，为了获得该效果，设定下限为0.020％；如含量超过0.060％，提升奥氏体未再结晶临界温度的作用达到饱和，析出物将聚集粗化，降低钉扎作用，设定上限为0.060％。
钒(V)：在轧后弥散析出，提升强度，为获得该效果，设定下限为0.040％；如含量超过0.100％，析出物粗化严重，大颗粒与基体交界处易萌生裂纹，损害塑性和韧性，并对可焊性产生不利影响，设定上限为0.100％。
钛(Ti)：在加热阶段和轧制期间析出，拟制奥氏体晶粒过分长大，为获得该效果，设定下限为0.010％；如含量超过0.025％，析出物将聚集粗化，降低钉扎作用，并形成脆性破坏基点进而损害韧性，设定上限为0.025％。
铝(Al)：炼钢脱氧元素，在轧制期间析出，拟制奥氏体晶粒过分长大，为获得该效果，设定下限为0.010％；如含量超过0.030％，易形成脆性夹杂，损害塑性、韧性和厚度方向性能，连铸过程中也易结瘤造成漏钢，设定上限为0.030％。
氮(N)：Ti、V、Nb析出需要N元素协同，其显著影响Ti和V的析出数量和分布，随着N含量增加，析出比例大幅增加，为获得该效果，设定下限为0.0060％；如含量超过0.0120％，对析出的促进作用达到饱和，也会促进岛状马氏体形成，损害塑性和韧性，设定上限为0.0120％。
为了充分发挥Nb、V、Ti元素析出的有益作用，设定Nb+V+Ti下限为0.090％；如三种元素的总含量高于0.170％，则析出颗粒粗化严重，损害韧性和塑性，设定Nb+V+Ti上限为0.170％。
由于Ti和V需要协同N元素析出，如V、Ti元素含量总和与N元素含量的比例低于6.5，则超过析出所需的N含量，钢种气体含量增加，损害韧性，设定(V+Ti)/N下限为6.5；如比例高于10.5，则Ti、V元素的析出量占其总含量的比例较低，析出强化作用不足，设定(V+Ti)/N上限为10.5。
根据标准GB/T 1591规定，碳当量CEV是基于上述元素含量计算的数值，也是评价可焊性的参考指标。为了有效发挥各化学成分的作用，CEV不低于0.30％，设定下限为0.30％；由于随着CEV增大，在焊接使用时，焊前准备工作量、焊后冷裂敏感性均增大，为了便于产品后续焊接使用，设定上限为0.48％。
磷(P)：杂质元素，易于凝固偏析和富集，损害塑韧性，对可焊性有不利影响，设定上限为0.015％。
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，损害韧性和厚度方向性能，设定上限为0.005％。
氧(O)：杂质元素，与多种元素形成氧化物夹杂，形成脆性破坏基点，损害塑性、韧性和厚度方向性能，设定上限为0.0060％。
本发明的超厚规格热轧H型钢，根据标准GB/T 2975规定，力学性能在翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处取样，所以显微组织也以该处作为表征。显微组织以面积百分比计，包含85％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于40μm，但沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距不大于16％。
进一步可选的，显微组织以面积百分比计，在翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，包含85％～91％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体和残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于20μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距应不大于9％。
进一步可选的，显微组织以面积百分比计，在翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，翼缘表面包含91％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体和残余奥氏体，贝氏体含量不高于1％，其中铁素体晶粒宽度尺寸20μm～40μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距9％～16％。
由于针状铁素体的长轴方向不固定，晶界形成互锁结构，在翼缘厚度方向的分布也是同样的情况，其在提升塑性、韧性和厚度方向性能方面明显优于贝氏体和珠光体，提升强度的作用也高于珠光体，是提升产品综合力学性能的关键组织。
如在翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，状铁素体含量低于85％，则在全厚度范围内针状铁素体总含量不足，甚至可能会出现珠光体，针状铁素体的有益的作用不能充分发挥，损害塑性、韧性和厚度方向性能，设定其含量下限为85％；由于针状铁素体析出时，C元素必然在其他区域富集，在轧后冷却过程中形成贝氏体或残余奥氏体，不能完全转变为针状铁素体，设定其含量上限为98％。
由于析出的贝氏体分布相对集中，破坏了基体连续性，如其含量超过2％，则损害塑性和韧性，设定其含量上限为2％。
针状铁素体晶粒成短棒状，长径比通常为2:1～5:1，限定其宽度尺寸是可行的方法，减小晶粒尺寸，能够提升强度、塑性和韧性，改善厚度方向晶粒尺寸均匀性，有利于提升厚度方向性能，如宽度大于40μm，则综合力学性能降低，设定其宽度尺寸上限为40μm。
如翼缘厚度方向的针状铁素体含量相差超过16％，则不同区域的塑性差距增大，在受到沿厚度方向的拉伸作用时，不同区域间无法协调变形，界面两侧应力差超过裂纹形核功，易成为裂纹源头，损害厚度方向性，设定沿翼缘厚度方不同区域的针状铁素体含量差距不大于16％。
本发明的超厚规格热轧H型钢生产方法，主要生产工序为：铁水预处理→转炉冶炼→吹氩，LF炉精炼→坯料加热→开坯轧制→万能轧制(开轧前快速冷却)→轧后分段冷却(快速冷却+空冷)。
本发明的超厚规格热轧H型钢生产方法，采用异型坯轧制，坯料的加热温度控制在1200℃～1350℃，加热时间不低于120min。
进一步可选的，加热温度1200℃～1260℃，加热时间122min～144min。
进一步可选的，加热温度1260℃～1350℃，加热时间168min～173min。
坯料加热的目的，是让合金成分固溶、组织均匀化、降低轧制变形抗力。
如温度低于1200℃，则合金元素无充足时间固溶，含Ti、Nb元素的析出物在析出过程中形成尺寸不均匀的颗粒，也不能弥散分布，无法发挥钉扎和强化作用，设定下限为1200℃；如温度超过1350℃，则原始晶粒尺寸增大，不利于析出物弥散分布，而且易过烧形成表面和浅表层裂纹，设定上限为1350℃。
如加热时间低于120min，则坯料芯部无法烧透，合金元素固溶和均匀化不充分，设定下限为120min；从减少氧化烧损、降低加热能耗等组产经济性方面考虑，不宜超过180min。
本发明的超厚规格热轧H型钢生产方法，完成开坯轧制后，翼缘表面温度不低于1000℃。
进一步可选的，翼缘表面温度不低于1020℃。
进一步可选的，翼缘表面温度不低于1050℃。
开坯轧制的目的，是对坯料进行整形，为万能轧制提供合适的坯形。
完成开坯轧制后控制翼缘表面温度目的，是为了通过快速冷却，从表面和芯部形成一定的温度梯度，增强万能轧制阶段的变形渗透。完成开坯轧制后，翼缘芯部温度高于表面温度，如表面温度低于1000℃，则芯部温度低于1100℃，在万能轧制阶段对翼缘表面进行快速冷却时，总体热容小，芯部温降快，从表面到芯部的无法形成有效的温度梯度，影响变形渗透效果，设定下限为1100℃。
本发明的超厚规格热轧H型钢生产方法，在万能轧制前，采用喷水冷却的方式，以不低于20℃/s的冷却速度，将翼缘表面冷却至700℃～800℃，然后进入万能轧机轧制。
进一步可选的，在万能轧制前，采用喷水冷却的方式，以不低于22℃/s的冷却速度，将翼缘表面冷却至740℃～800℃，然后进入万能轧机轧制。
进一步可选的，在万能轧制前，采用喷水冷却的方式，以不低于32℃/s的冷却速度，将翼缘表面冷却至700℃～740℃，然后进入万能轧机轧制。
万能轧制的目的，是对翼缘和腹板厚度方向进行压缩变形，获得成品形状和尺寸。
在万能轧制前快速冷却的目的，是在翼缘厚度方向从表面至芯部形成一定的温度梯度，在轧制过程中，表面温度低，变形抗力大，随着轧制压缩变形不断进行，变形将逐步渗透至温度更高、变形抗力小的芯部。实践表明，随着温度梯度增大，变形渗透效果增强，芯部的应变积累增大，从表面到芯部的应变积累差距则随之减小。通过增大应变积累，增加形核位置、提升驱动力，促进针状铁素体析出并细化；降低翼缘厚度方向的应变积累差，有利于减少厚度方向不同区域组织含量的差距，提升组织均匀性。
由于生产过程中不便于快速测定翼缘芯部的温度，以易于测得的表面温度作为工艺参数。
如冷却速度低于20℃/s，则表面冷速过慢，芯部热量有充足的时间传导至表层，无法获得有效的温度梯度。
如翼缘表层冷却温度冷却至700℃以下，则芯部的温度较低，该区域变形抗力增大，影响变形渗透效果，而且能源消耗过大，设定下限为700℃；如温度高于800℃，则表面加工硬化程度不足，变形依然集中在表面，影响变形渗透效果，设定上限为800℃。
本发明的超厚规格热轧H型钢生产方法，完成万能轧制后，采用喷水冷却的方式，以5℃/s～13℃/s的冷却速度，将轧件翼缘表面冷却至480℃～530℃，然后空冷，一般可以采用冷床。
进一步可选的，完成万能轧制后，采用喷水冷却的方式，以5℃/s～9℃/s的冷却速度，将翼缘表面冷却至505℃～530℃，然后空冷。
进一步可选的，完成万能轧制后，采用喷水冷却的方式，以9℃/s～13℃/s的冷却速度，将翼缘表面冷却至480℃～505℃，然后空冷。
完成万能轧制后快速冷却的目的，是拟制块状铁素体和珠光体析出，同时避免贝氏体析出，尽可能多得促进细小的针状铁素体形成。快速通过先共析铁素体和珠光体析出温度区间，冷却速度高于两者的临界冷速，并设定上限，对翼缘表面进行喷水冷却，给予芯部通过热传导充分的冷却时间。终冷时，翼缘全厚度控制在480℃～580℃的温度范围内，在空冷阶段充分析出细小的针状铁素体。
如翼缘表面冷却速度低于5℃/s，则芯部冷却速度降低，将析出呈条带状分布的块状铁素体或珠光体，损害韧性和塑性，设定下限为5℃/s；如冷却速度高于13℃/s，则总冷却时间不足，芯部热传导不充分，空冷起始温度高，将会形成大量珠光体，损害韧性和塑性，设定上限为13℃/s。
如翼缘表面冷却温度低于480℃，则表面及附近区域落入上贝氏体析出区间，将会形成超过3％的贝氏体，而在芯部区域形状针状铁素体，组织差距增大，损害厚度方向性能，设定下限为480℃；如冷却温度高于580℃，则芯部空冷起始温度升高，将会形成析出大量块状铁素，而在表面及附近区域形成宽大的针状铁素体，损害韧性和厚度方向性能，设定上限为580℃。
本发明的超厚规格热轧H型钢，翼缘厚度范围90mm～150mm，此时的腹板厚度范围是50mm～120mm。
进一步可选的，翼缘厚度范围90mm～115mm。
进一步可选的，翼缘厚度范围115mm～150mm。
由于重型支撑结构件的设计需要一定强度和刚度，要求采用的热轧H型钢，其翼缘厚度不低于90mm，设定下限为90mm；如厚度超过150mm，则需要更大尺寸的异型坯，设备投资大、生产难度高，且翼缘过厚，轧制变形渗透和控制冷却渗透有限，设定上限为150mm。
根据结构设计相关要求和热轧H型钢技术特点，在翼缘厚度处于90mm～150mm范围内时，结构稳定性、生产可实现性方面考虑，腹板厚度为50mm～120mm。
以下表1-表4分别是本发明提供的实施例1-10的化学组分、生产工艺参数、显微组织情况及力学性能情况：
表1本发明实施例1～10的化学成分(单位：wt％)
序号 C Si Mn P S Cr Ni Cu V Nb Ti Al N O CEV/％
1 0.04 0.15 0.81 0.010 0.004 0.71 0.03 0.11 0.047 0.044 0.011 0.014 0.0075 0.0042 0.34
2 0.05 0.19 0.85 0.013 0.003 0.80 0.01 0.13 0.042 0.047 0.013 0.012 0.0070 0.0039 0.37
3 0.07 0.26 0.90 0.014 0.004 0.84 0.01 0.17 0.051 0.053 0.015 0.022 0.0089 0.0041 0.41
4 0.06 0.21 0.95 0.011 0.003 0.89 0.02 0.20 0.048 0.055 0.014 0.020 0.0083 0.0055 0.42
5 0.08 0.30 0.62 0.011 0.003 0.92 0.02 0.27 0.086 0.029 0.022 0.020 0.0110 0.0021 0.40
6 0.09 0.33 0.69 0.013 0.003 0.95 0.01 0.24 0.085 0.033 0.021 0.025 0.0113 0.0023 0.43
7 0.10 0.31 0.75 0.012 0.003 0.93 0.03 0.33 0.089 0.039 0.023 0.027 0.0120 0.0036 0.45
8 0.11 0.39 0.73 0.014 0.002 0.96 0.01 0.35 0.089 0.038 0.025 0.023 0.0119 0.0031 0.47
9 0.10 0.35 0.79 0.010 0.003 0.95 0.03 0.39 0.096 0.040 0.023 0.029 0.0120 0.0029 0.47
10 0.11 0.38 0.72 0.011 0.002 0.97 0.02 0.39 0.093 0.040 0.024 0.024 0.0118 0.0030 0.47
表2本发明实施例1～10的主要工艺参数
Figure BDA0002760868740000141
表3本发明实施例1～10的显微组织情况
Figure BDA0002760868740000142
本发明的超厚规格热轧H型钢，根据标准GB/T 2975规定，在翼缘上，以距离端部的宽度1/6处及厚度1/4处取样；根据标准GB/T 228.1规定，测得的室温拉伸屈服强度应不低于460MPa、抗拉强度应不低于540MPa，断后伸长率应不低于24.0％；根据标准GB/T 229规定，测得的-20℃冲击功值应不低于80J；根据标准GB/T 5313规定，测得的厚度方向性能应达到Z35级别。
表4本发明实施例1～10的力学性能情况
Figure BDA0002760868740000151
由表1～表4提供的实施例可知，采用本发明所述方法生产翼缘厚度90mm～150mm的超厚规格热轧H型钢，室温屈服强度达到464MPa～522MPa，抗拉强度597MPa～649MPa，断后伸长率24.0％～32.0％，-20℃冲击功为84J～126J，厚度方向性能超过Z35级别要求。
以上仅为本发明的较佳实施例，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求所界定的保护范围为准。
本发明未详述之处，均为本技术领域技术人员的公知技术。

Claims (10)

1.一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的化学成分按质量百分比计，包括C：0.04～0.11，Si：0.10～0.40，Mn：0.40～1.00，Cr：0.40～1.00，Cu：0.10～0.40，Nb：0.020～0.060，V：0.040～0.100，Ti：0.010～0.025，Al：0.010～0.030，N：0.0060～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.170％和6.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.48％。
2.根据权利要求1所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的化学成分按质量百分比计，包括C：0.04～0.07，Si：0.10～0.30，Mn：0.80～1.00，Cr：0.40～0.90，Cu：0.10～0.25，Nb：0.040～0.060，V：0.040～0.080，Ti：0.010～0.015，Al：0.010～0.020，N：0.0060～0.0100，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0060，满足0.090％≤Nb+V+Ti≤0.130％，6.5≤(V+Ti)/N≤8.5，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，化学成分满足0.30％≤CEV≤0.43％。
3.根据权利要求1所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的化学成分按质量百分比计，包括C：0.07～0.11，Si：0.30～0.40，Mn：0.40～0.80，Cr：0.90～1.00，Cu：0.25～0.40，Nb：0.020～0.040，V：0.080～0.100，Ti：0.015～0.025，Al：0.020～0.030，N：0.0100～0.0120，P：≤0.015，S：≤0.005，O：≤0.0040，满足0.130％＜Nb+V+Ti≤0.170％，8.5≤(V+Ti)/N≤10.5，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，化学成分满足0.40％≤CEV≤0.48％。
4.根据权利要求1至3任意一项所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含85％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于40μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距不大于16％。
5.根据权利要求1至3任意一项所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含85％～91％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于2％，其中铁素体晶粒宽度尺寸不大于20μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距不大于9％。
6.根据权利要求1至3任意一项所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，显微组织以面积百分比计，包含91％～98％的针状铁素体，剩余组织为贝氏体或残余奥氏体，贝氏体含量不高于1％，其中铁素体晶粒宽度尺寸20μm～40μm，沿翼缘厚度方向不同区域的针状铁素体含量差距9％～16％。
7.根据权利要求1至3任意一项所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的翼缘距离端部的宽度1/6处、厚度1/4处，室温拉伸屈服强度不低于460MPa，抗拉强度不低于540MPa，断后伸长率不低于24.0％；-20℃冲击功值不低于80J，厚度方向性能达到Z35级别。
8.根据权利要求1至3任意一项所述的一种超厚规格热轧H型钢，其特征在于：所述H型钢的翼缘厚度为90mm～150mm。
9.一种如权利要求1-8任意一项所述的超厚规格热轧H型钢的生产方法，其特征在于，包括以下步骤：坯料加热，加热温度1200℃～1350℃，加热时间120min～180min；开坯轧制，轧制完成后翼缘表面温度不低于1000℃；以不低于20℃/s的冷却速度喷水冷却，将翼缘表面快速冷却至700℃～800℃，然后进入万能轧机轧制，万能轧制完成后，先采用喷水冷却的方式，以5℃/s～13℃/s的冷却速度，将轧件翼缘表面快速冷却至480℃～530℃，然后空冷。
10.根据权利要求9所述的超厚规格热轧H型钢的生产方法，其特征在于：所述的异型坯开坯轧制，轧制完成后翼缘表面温度不低于1020℃。
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