一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法

摘要

本发明涉及一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法。其重量百分比计其化学组分及含量为：C0.08～0.11％、Si0.20～0.30％、Mn0.50～0.70％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cr1.30～1.80％、Ni0.60～0.90％、Cu0.30～0.40％、Mo0.15～0.25％、Nb0.030～0.050％、V0.060～0.100％、Al0.015～0.030％、其余为Fe及不可避免的杂质。生产方法步骤包括坯料加热、开坯轧制、第一、二阶段万能轧制、空冷。本发明通过合理的成分配比和工艺控制，即可获得具备优良强韧性、Z向性能、耐火性、耐蚀性、抗震性能的屈服强度460MPa级热轧H型钢。

权利要求

1.一种460 MPa级热轧H型钢，以重量百分比计其化学组分及含量为：C0.08～0.11%、Si0.20～0.30%、Mn0.50～0.70%、P≤0.015%、S≤0.010%、Cr1.30～1.80%、Ni0.60～0.90%、Cu0.30～0.40%、Mo0.15～0.25%、Nb0.030～0.050%、V0.060～0.100%、Al0.015～0.030%、其余为Fe及不可避免的杂质；

所述460 MPa级热轧H型钢的生产方法，步骤包括：A、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1230℃～1260℃，在炉时间100 min～150 min；

B、开坯轧制：开轧温度1140℃～1180℃，终轧温度不低于1090℃；

C、第一阶段万能轧制：开轧温度1000℃～1050℃，终轧温度不低于950℃，本阶段压缩比不低于40%；

D、第二阶段万能轧制：轧件待温至920℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为

20-30%；

E、空冷：轧后上冷床空冷至室温。

2.如权利要求1所述的热轧H型钢，其特征在于：所述Ni与Cu的质量比不小于1。

3.如权利要求1或2所述的460 MPa级热轧H型钢的生产方法，步骤包括：A、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1230℃～1260℃，在炉时间100 min～150 min；

B、开坯轧制：开轧温度1140℃～1180℃，终轧温度不低于1090℃；

C、第一阶段万能轧制：开轧温度1000℃～1050℃，终轧温度不低于950℃，本阶段压缩比不低于40%；

D、第二阶段万能轧制：轧件待温至920℃以下，完成剩余的压缩变形，使累积压缩比为

20-30%；

E、空冷：轧后上冷床空冷至室温。

4.如权利要求3所述的生产方法，其特征在于：所述步骤B中终轧温度为1090-1115℃。

5.如权利要求3所述的生产方法，其特征在于：所述步骤C中终轧温度为950-980℃。

6.如权利要求3所述的生产方法，其特征在于：所述步骤D中开轧温度为900-920℃。

说明书

一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法

技术领域

[0001] 本发明属于钢铁生产技术领域，特别涉及一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法。

背景技术

[0002] 钢结构建筑具有重量轻、施工快、空间大等优点，热轧H型钢作为经济断面型材得到广泛应用。然而，普通的结构用热轧H型钢的耐腐蚀性欠佳，往往需要刷防腐涂层，而且遇热屈服强度陡降(300℃以上)，导致钢结构在高温下的承重能力不足，需要附加防火结构或防火涂层，施工难度大、工期长、成本高，而且会对环境造成污染。同时，从服役安全角度考虑，建筑结构越来越多的关注抗震性。因此，发展具有耐火和耐蚀功能、且抗震性良好的功能复合型高强度热轧H型钢，能够大力推动建筑钢结构的发展。

[0003] 热轧H型钢属于复杂断面，采用连铸异型坯、通过开坯轧制+万能轧制成型，为协调翼缘和腹板变形，各道次间的变形量分配受到很大限制，且总压缩比也相对较小；其次，热轧H型钢在开坯阶段主要对异型坯的高度和宽度方向进行控制，翼缘厚度方向基本没有压下，且万能段往返轧制温降大，单道次压下渗透不足；对于翼缘厚度超过20mm的规格，由于轧后喷水的冷却渗透深度不足，效果远低于当前板材产品生产采用的层流冷却，对热轧H型钢的力学性能提升效果有限；后续仅有冷床空冷，无卷曲缓冷或热处理的调控手段；最后，异型坯断面形状较板坯复杂，连铸和拉矫过程中的温度场严重不均匀，易出现裂纹，影响最终产品的表面质量，对化学成分敏感性较高。

[0004] 目前，热轧H型钢仅在开发具备单独的耐蚀性、耐火性或耐低温等品种钢方面有一定成果，但在耦合强耐火性、耐蚀性和抗震性的高强度厚规格热轧H型钢产品开发方面依然为空白。然而，从安全性、经济性和节能环保角度考虑，大型和重型钢结构对于翼缘厚度20mm～50mm规格的功能复合型高强度热轧H型钢需求，却是越来越迫切。

发明内容

[0005] 针对现有技术的不足，本发明的目的是提供一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法，通过化学成分并采用开坯轧制+万能轧制+轧后空冷工艺的生产方法，即可获得建筑结构领域迫切需求的功能复合型厚规格高强度热轧H型钢；产品屈服强度不低于460MPa、延伸率不低于20％，-40℃冲击功值不低于100J、屈强比不高于0.83、达到Z35要求的条件下，同时满足结构用钢对耐火和耐蚀方面要求，填补在建筑结构领域高性能热轧H型钢的空白。

[0006] 本发明采用的技术方案是：

[0007] 一种460MPa级热轧H型钢，以重量百分比计其化学组分及含量为：C0.08～0.11％、Si0.20～0.30％、Mn0.50～0.70％、P≤0.015％、S≤0.010％、Cr1.30～1.80％、Ni0.60～0.90％、Cu0.30～0.40％、Mo0.15～0.25％、Nb0.030～0.050％、V0.060～0.100％、Al0.015～0.030％、其余为Fe及不可避免的杂质。

[0008] 所述热轧H型钢中Ni与Cu的质量比不小于1。

[0009] 所述热轧H型钢为翼缘厚度20mm～50mm规格的热轧H型钢。

[0010] 本发明460MPa级热轧H型钢利用Mo-Nb-V-Cr合金体系大幅提升钢的耐火性，利用Cr-Ni-Cu合金体系提升钢的耐蚀性，利用Mn、Cr、Mo并辅以Ni，在变形和冷却条件受限的条件下形成以贝氏体为主(含量不低于60％)、沉淀大量相弥散析出且足够细化的室温组织，获得较高的强度、较低的屈强比和Z向性能，综合控制Mn、S、P、Al、Nb、V及其他合金元素含量，使钢获得良好的综合力学性能；从平衡性能和成本方面考虑，各合金元素含量根据翼缘厚度分档，对于翼缘厚度20mm～35mm的规格，合金元素含量可偏下限控制，Pcm为0.22％～0.27％，而对于翼缘厚度35mm～50mm的规格，合金元素含量可偏上限控制，Pcm为0.27％～
0.30％(Pcm指的是焊接裂纹敏感指数)。

[0011] 具体来说，各元素的作用及配比依据如下：

[0012] 碳(C)：具有显著的固溶强化作用，提高钢的淬透性。为获得较高的强度、降低炼钢脱C的控制难度，同时考虑其性能比高，设定下限为0.08wt％；但含量过高，将严重恶化塑性、韧性、耐蚀性和可焊性，设定上限为0.11wt％。

[0013] 硅(Si)：具有较强的固溶强化作用，是炼钢重要的还原和脱氧元素，研究表明其对耐蚀性存在一定有利影响。为获得较高的强度，设定下限为0.20wt％；但含量过高，将加速高温剥层，恶化韧性、可焊性和层状撕裂性能，对钢的表面质量也有不利影响，设定上限为0.30wt％。

[0014] 锰(Mn)：提高淬透性，在一定范围内同时提高钢的韧性、强度。考虑其通过与Cr配合能大幅提高淬透性，能够得到较高的强韧性，同时考虑其性价比高，设定下限为0.50wt％；但含量过高，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，为避免不利因素出现，设定上限为0.70wt％。

[0015] 磷(P)：杂质元素，具有一定的提高耐蚀性作用，但易于产生局部严重偏析，恶化钢的塑性、韧性和可焊性，考虑降低炼钢脱P的控制难度，设定上限为0.015wt％。

[0016] 硫(S)：杂质元素，易于偏析和富集，同时形成MnS夹杂，易于被轧制成长条圆饼状，其与基体接触界面较大，接触面原子排列紊乱能量较高，易产生裂纹和点蚀均，严重恶化钢的韧性、抗层状撕裂性能和耐腐性，设定上限为0.010wt％。

[0017] 铬(Cr)：提高钢的淬透性，能够同时提高钢的强度、耐火性和耐蚀性，性价比高。为获得良好的室温强度、降低屈强比，与Mn、Mo配合，在空冷条件下形成以贝氏体为主的显微组织；为获得良好的高温强度，与Mo、Nb、V配合，提高析出相的稳定性，为获得良好的耐蚀性，与Ni、Cu配合，形成致密的锈层，为获得实际效果，兼顾其较高的性价比，设定下限为1.30wt％；但含量过高，尤其是添加其他合金元素的情况下，将恶化钢的可焊性，设定上限为1.80wt％。

[0018] 镍(Ni)：晶格常数与面心立方铁相近，可以连续固溶，促进滑移的进行，降低了位错运动阻力，使应力松弛，提高钢的塑韧性，而且能够提升锈层致密性、稳定性及与基体的结合力，同时也能提高淬透性。为获得良好的低温韧性、形成稳定的锈层以提升耐蚀性、拟制Cu脆带来的表面质量问题，也辅助Cr、Mn增加空冷贝氏体析出量，设定下限为0.60wt％，并确保Ni/Cu≥1；但含量过高，不仅造成开坯轧制前除鳞不尽，而且会对钢的可焊接将产生一定影响，同时考虑其价格较高，设定上限0.90wt％。

[0019] 铜(Cu)：易在内锈层、氧化处或裂纹处富集，阻止腐蚀介质进一步接触，促进γ-Fe2O3/γ-FeOOH向稳定的锈层物相α-FeOOH的转化，显著提高钢的耐蚀性。为获得良好的耐蚀性，需要与Cr、Ni配合，考虑其在贝氏体中溶解度小，能够在遇高温时快速析出，提高钢的高温强度，设定下限0.30wt％；但含量过高，易在铸坯表面形成裂纹或液析缺陷，尤其是异型坯表面裂纹敏感性大，设定上限0.40wt％。

[0020] 钼(Mo)：显著提高钢的耐火性和淬透性。其通过固溶强化直接强化基体从而提生高温强度，同时偏聚在基体界面等缺陷处增强组织热稳定性，与Nb、V等协同析出并细化MC相纳米粒子，钉扎界面、位错等缺陷，既沉淀强化直接提高高温强度，也提高组织热稳定性间接提高高温强度，为获得实质的效果，设定下限为0.15wt％；但含量过高，不仅对恶化钢的韧性和可焊性，而且由于其价格较高，对成本控制不利，设定上限为0.25wt％。

[0021] 铌(Nb)：细化晶粒，提升高温组织稳定性，有利于可焊性。固溶态Nb易偏聚于界面和位错缺陷处，阻碍奥氏体晶粒粗化，是通过沉淀和固溶细化奥氏体晶粒的重要元素，受热析出含Nb的MC能够与沉淀析出的Nb共同稳定高温组织，为获得实质效果，设定下限为0.030wt％；但含量过高，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，设定上限为0.05wt％。

[0022] 钒(V)：可单独与C形成MC相，也可与Nb、Mo等协同析出MC相，主要通过MC相纳米粒子起钉扎位错、界面的作用，提高室温屈服强度和耐火性能，尤其是不采用轧后快速冷却时，V的沉淀强化作用对于获得较高的强度指标不可获缺，而且作为主要的析出相考虑，设定下限为0.060wt％；但含量过高，将恶化钢的塑性、韧性和抗层状撕裂性能，对可焊性也存在不利影响，设定上限为0.100wt％。

[0023] 铝(Al)：细化晶粒，强氧化元素，是重要的炼钢脱氧元素。其与N结合析出，能够起到细化奥氏体晶粒的作用，为获得实质效果，设定下限为0.015wt％；但含量过高，将会产品较多的尖晶石夹杂，严重恶化钢的塑性和韧性，而且连铸异型坯易结瘤造成漏钢，影响生产安全，设定上限为0.030wt％。

[0024] 一种460MPa级热轧H型钢的生产方法，步骤包括：

[0025] A、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1230℃～1260℃，在炉时间100min～150min，确保合金元素充分固溶，以及异型坯除鳞后温度不低于1180℃，同时避免过烧及奥氏体过度粗化；

[0026] B、开坯轧制：开轧温度1140℃～1180℃，终轧温度不低于1090℃，确保后续第一阶万能轧制温度高于奥氏体完全再结晶临界温度，并通过快速轧制及合金元素的钉扎作用，避免翼缘区域的奥氏体晶粒在无变形条件下过分粗化；

[0027] C、第一阶段万能轧制：开轧温度1000℃～1050℃，终轧温度不低于950℃，本阶段累积翼缘压下率不低于40％，确保热激活能充足并获得足够的变形积累，促使奥氏体再结晶充分进行，并反复破碎，避免再结晶晶粒粗化，同时可降低后续轧制的轧机负荷，减少轧辊消耗和能耗；

[0028] D、第二阶段万能轧制：轧件待温至920℃以下，完成剩余的压缩变形(轧成成品规格尺寸)，利用应变积累提供后续相变和析出所需的应变储能及形核位置；

[0029] E、空冷：轧后上冷床空冷至室温，确保贝氏体析出的相变、MC型颗粒弥散析出充分，以及部分合金元素的固溶，获得良好的强韧性指标，同时为遇热纳米析出提供组织保证。

[0030] 各步骤参数设置原则是：确保加热段温度，使异型坯中合金元素充分固溶；控制开坯轧制在较高的温度进行，确保第一阶段万能轧制的累计翼缘压下率，充分细化奥氏体晶粒，同时降低后续轧制的轧机负荷；在第二阶段进行未再结晶区轧制，实现应变积累，最后空冷至室温，给予相变和析出充分时间，形成贝氏体+铁素体/珠光体的室温复相组织，贝氏体占比不低于60％，对于可能存在铁素体，其晶粒平均尺寸控制在不高于20μm的范围内。

[0031] 本发明通过合理的成分配比和工艺控制，通过开坯轧制+万能轧制+轧后空冷工艺，利用相变+沉淀+细晶(贝氏体含量不低于60％)组合强化的方式，即可获得翼缘厚度20mm～50mm、具备优良强韧性、Z向性能、耐火性、耐蚀性、抗震性能的屈服强度460MPa级热轧H型钢，为推动建筑钢结构发展提供了有力支撑。

附图说明

[0032] 图1为本发明实施1制备的热轧H型钢的室温显微组织金相图；

[0033] 图2为本发明实施3制备的热轧H型钢的室温显微组织金相图；

[0034] 图3为本发明实施5制备的热轧H型钢的室温显微组织金相图；

[0035] 图4为本发明实施7制备的热轧H型钢的室温显微组织金相图；

具体实施方式

[0036] 本发明实施例1-8热轧H型钢的化学成分、规格、耐火指数I值、Pcm值见表1，[0037] 本发明实施例1-8级热轧H型钢的生产方法，步骤为：

[0038] A、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热温度1230℃～1260℃，在炉时间100min～150min(实施例1-8的在炉时间分别为135、140、125、120、110、110、115、100)；

[0039] B、开坯轧制：开轧温度1140℃～1180℃，终轧温度不低于1090℃(具体为1090-1115℃)；

[0040] C、第一阶段万能轧制：开轧温度1000℃～1050℃，终轧温度不低于950℃(具体为950-980℃)，累积翼缘压下率不低于40％(具体为40-55％)；

[0041] D、第二阶段万能轧制：轧件待温至920℃以下(具体为900-920℃)，开轧完成剩余的压缩变形(累积翼缘压下率为20-30％)；

[0042] E、空冷：轧后上冷床空冷至室温。

[0043] 所述生产方法A-D各步骤中涉及到的主要具体工艺参数见表2。

[0044] 本发明实施例1-8的室温拉伸和低温冲击性能测试结果见表3(GB/T 2975-2018中规定的热轧H型钢翼缘取样位置)，在600℃保温3h后的拉伸性能见表4，由表3、表4的测试结果可以看出，本发明热轧H型钢具有良好的室温强度、塑性和低温韧性；室温屈强比为0.76～0.81，表明产品具有良好的抗震性能；在600℃保温3h，屈服强度不低于室温屈服强度的2/3，表明产品具有良好的耐火性能；厚度方向性能不低于Z15，表明产品具有良好的抗层状撕裂能力，根据GB/T 4171-2008附录D计算的耐大气腐蚀指数I值不低于8.0，按照TB/T 
2375-1993要求进行100h耐腐蚀试验，结果显示其耐腐蚀率相对Q345B不高于30％，表明产品具有良好的耐蚀性能。

[0045] 表1实施例1～8的化学成分(单位：wt％)

[0046]

[0047] 表2实施例1～8的主要工艺参数(温度单位：℃)

[0048]

[0049] 表3实施例1～8的室温拉伸和低温冲击性能

[0050]   ReL/MPa Rm/MPa A/％ -40℃KV2/J 屈强比 Z/％实施例1 498 646 23.0 148、171、150 0.77 52
实施例2 490 620 23.5 158、130、171 0.79 55
实施例3 483 611 22.0 145、132、140 0.79 50
实施例4 479 591 22.5 133、115、120 0.81 51
实施例5 475 593 24.0 179、134、142 0.80 58
实施例6 470 594 21.5 145、112、123 0.79 43
实施例7 472 621 22.5 107、126、113 0.76 42
实施例8 468 600 21.0 119、120、106 0.78 39

[0051] 表4实施例1～8在600℃保温3h后的拉伸性能

[0052]   ReL/MPa Rm/MPa A/％实施例1 339 439 20.0
实施例2 352 452 20.5
实施例3 338 434 21.0
实施例4 335 443 20.5
实施例5 348 427 22.0
实施例6 363 416 21.0
实施例7 378 478 21.5
实施例8 379 468 20.0