CN112458364A - 一种超厚规格热轧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
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
表3本发明实施例1~10的显微组织情况
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
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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