一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢及其制备方法转让专利
申请号 : CN202010893602.X
文献号 : CN112030074B
文献日 : 2022-01-18
发明人 : 汪杰 , 吴保桥 , 吴湄庄 , 夏勐 , 彭林 , 黄琦 , 陈辉 , 邢军 , 彦井成 , 何军委 , 沈千成 , 丁朝晖
申请人 : 马鞍山钢铁股份有限公司
摘要 :
本发明公开了一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢及其制备方法，属于重型热轧H型钢技术领域。本发明的屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.09％～0.13％、Si：0.30％～0.50％、Mn：1.10％～1.50％、P≤0.015％、S≤0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，其余为Fe和不可避免的杂质。本发明的目的在于克服现有技术中翼缘厚度较大的重型热轧H型钢屈服强度较小，且耐低温韧性较差的不足，能够生产出翼缘厚度超过70mm的460MPa级的高强高耐低温重型热轧H型钢。
权利要求 :
1.一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，其特征在于：H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.09％～0.13％、Si：0.30％～0.50％、Mn：1.10％～1.50％、P≤
0.015％、S≤0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，其余为Fe和不可避免的杂质；H型钢的翼缘厚度大于等于70mm，且小于等于90mm；H型钢的屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J，H型钢的压缩比小于等于2，且H型钢的翼缘组织均匀，且H型钢的翼缘组织为铁素体+珠光体；包括以下生产步骤：铁水预处理→炼钢→异形坯连铸→异型坯高温矫直→加热炉加热→高压水除鳞→轧制→冷床自然冷却，其中异型坯高温矫直步骤中拉矫机的矫直温度控制在700℃～800℃或
950℃～1300℃区间；异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1180℃～1220℃，保温120min～150min。
2.根据权利要求1所述的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，其特征在于：轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1108℃～1120℃，然后到达万能段辊道内自然降温，待轧件温度降至900℃～950℃后，再开启万能段轧制。
说明书 :
一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属于重型热轧H型钢技术领域，更具体地说，涉及一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢及其制备方法。
背景技术
[0002] 高强耐低温热轧H型钢可广泛应用于能源、交通、建筑、工程机械等各个重要领域，该类钢种具有优良的综合性能，使用该类钢材可以在减轻整体结构件重量的同时，保证较
高的使用可靠性。目前国内有关高强耐低温热轧H型钢的生产方法及技术各种各样，其中单
从屈服强度方面考虑，其最大值可达到500MPa以上，单从耐低温韧性方面考虑，‑60℃纵向
冲击可以达到27J以上。此外，该类H型钢产品的翼缘厚度均小于40mm，其压缩比通常处在
3.5～6.0之间，变形过程中轧件翼缘变形渗透程度良好，有利于微合金元素充分发挥作用，
产品翼缘晶粒细化，从而使得其综合力学性能得到有效改善。
高的使用可靠性。目前国内有关高强耐低温热轧H型钢的生产方法及技术各种各样，其中单
从屈服强度方面考虑，其最大值可达到500MPa以上，单从耐低温韧性方面考虑，‑60℃纵向
冲击可以达到27J以上。此外，该类H型钢产品的翼缘厚度均小于40mm，其压缩比通常处在
3.5～6.0之间，变形过程中轧件翼缘变形渗透程度良好，有利于微合金元素充分发挥作用，
产品翼缘晶粒细化，从而使得其综合力学性能得到有效改善。
[0003] 随着极寒地区大型桥梁、建筑、海洋石油平台、锅炉钢结构等的建设需求逐渐扩大，对于翼缘厚度超过70mm的高强高耐低温韧性重型热轧H型钢存在大量的潜在需求。在目
前的技术条件下，生产出来的翼缘厚度超过70mm的重型热轧H型钢屈服强度通常处在
320MPa～350MPa之内，‑40℃冲击韧性值通常处在34J左右。对于翼缘厚度超过70mm的
460MPa级高强高耐低温重型热轧H型钢的开发尚处于空白，因此，设计一款翼缘厚度较大，
且其屈服强度达到460MPa级的耐低温热轧H型钢是行业内一直追求的目标。
前的技术条件下，生产出来的翼缘厚度超过70mm的重型热轧H型钢屈服强度通常处在
320MPa～350MPa之内，‑40℃冲击韧性值通常处在34J左右。对于翼缘厚度超过70mm的
460MPa级高强高耐低温重型热轧H型钢的开发尚处于空白，因此，设计一款翼缘厚度较大，
且其屈服强度达到460MPa级的耐低温热轧H型钢是行业内一直追求的目标。
[0004] 如中国专利申请号为：2015100447147，发明创造名称为：一种耐低温热轧H型钢及其制备方法，公开了一种耐低温热轧H型钢及其制备方法，热轧H型钢化学成分为(wt％)：C：
0.07～0.10％、Si：0.2～0.4％、Mn：1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V：0.015～
0.070％、Ti：0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。生产方法包括转炉冶炼、LF炉
精炼、连铸、轧制等。该方案制备的H型钢的组织为多边形铁素体和珠光体组织，屈服强度为
350～450MPa。该专利轧制工艺采用常规方法，化学成分设计使得其轧后屈服强度达到
450MPa，断后伸长率大于22％，‑40℃V型冲击功大于200J。该方法适用于40mm以下的高强耐
低温热轧H型钢生产，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
0.07～0.10％、Si：0.2～0.4％、Mn：1.30～1.60％、P≤0.020％、S≤0.015％、V：0.015～
0.070％、Ti：0.010～0.030％，余量为Fe和不可避免的杂质。生产方法包括转炉冶炼、LF炉
精炼、连铸、轧制等。该方案制备的H型钢的组织为多边形铁素体和珠光体组织，屈服强度为
350～450MPa。该专利轧制工艺采用常规方法，化学成分设计使得其轧后屈服强度达到
450MPa，断后伸长率大于22％，‑40℃V型冲击功大于200J。该方法适用于40mm以下的高强耐
低温热轧H型钢生产，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
[0005] 又如中国专利申请号为：2019102228547，发明创造名称为：一种屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢，公开了一种屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢，其化学成
分的质量百分含量包括：C：0.08％～0.14％、Si：0.35％～0.50％、Mn：1.00％～1.15％、P≤
0.020％、S≤0.015％、Cr：0.40％～0.50％、Cu：0.30％～0.40％、Ni：0.30％～0.40％、Nb：
0.03％～0.05％、Al：0.020％～0.040％，其余为Fe和杂质，质量分数共计100％。该专利还
公开了一种采用280mm×380mm矩形坯生产屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢的方
法，成功采用矩形坯开发出具有良好低温韧性的候热轧H型钢。该发明方法加入了0.30～
0.40％Ni，0.40％～0.50％Cr、0.30％～0.40％Cu，所生产的热轧H型钢具有较好的耐候性
及耐低温韧性，但其强度级别仅为355MPa，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重
型热轧H型钢生产。
分的质量百分含量包括：C：0.08％～0.14％、Si：0.35％～0.50％、Mn：1.00％～1.15％、P≤
0.020％、S≤0.015％、Cr：0.40％～0.50％、Cu：0.30％～0.40％、Ni：0.30％～0.40％、Nb：
0.03％～0.05％、Al：0.020％～0.040％，其余为Fe和杂质，质量分数共计100％。该专利还
公开了一种采用280mm×380mm矩形坯生产屈服强度355MPa级耐候耐低温热轧H型钢的方
法，成功采用矩形坯开发出具有良好低温韧性的候热轧H型钢。该发明方法加入了0.30～
0.40％Ni，0.40％～0.50％Cr、0.30％～0.40％Cu，所生产的热轧H型钢具有较好的耐候性
及耐低温韧性，但其强度级别仅为355MPa，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重
型热轧H型钢生产。
[0006] 又如中国专利申请号为：2018104670000的专利，发明创造名称为：一种屈服强度460MPa级热轧高韧性耐低温H型钢及其制备方法，公开了一种屈服强度460MPa级热轧高韧
性耐低温H型钢及其制备方法，该专利所涉及的H型钢，采用含N复合微合金化成分设计，其
化学成分组成按重量百分比为：C：0.03％～0.07％，Si≤0.3％，Mn：1.20％～1.40％，Nb:
0.015％～0.030％，V：0.10％～0.15％，Ti：0.015％～0.025％，Ni：0.25％～0.45％，Cr：
0.30％～0.50％，Als：0.01％～0.06％，N：0.010％～0.023％，P≤0.015％，S≤0.010％，O
≤0.004％，其余为Fe和不可避免杂质。从而在普通热轧H型钢轧机上实现460MPa级别以上
强度的同时，获得较高的强韧性。轧后其屈服强度可达460MPa，抗拉强度可达600MPa，延伸
率≥18％；‑40℃纵向冲击功可达100J。该发明方法加入了0.015％～0.030％Nb，0.10％～
0.15％V，0.015％～0.025％Ti，0.25％～0.45％Ni，0.30％～0.50％Cr，其强度级别可达
460MPa，‑40℃纵向冲击功可达100J，但其成分设计成本较高，经济性较差，不利于工业实际
生产。
性耐低温H型钢及其制备方法，该专利所涉及的H型钢，采用含N复合微合金化成分设计，其
化学成分组成按重量百分比为：C：0.03％～0.07％，Si≤0.3％，Mn：1.20％～1.40％，Nb:
0.015％～0.030％，V：0.10％～0.15％，Ti：0.015％～0.025％，Ni：0.25％～0.45％，Cr：
0.30％～0.50％，Als：0.01％～0.06％，N：0.010％～0.023％，P≤0.015％，S≤0.010％，O
≤0.004％，其余为Fe和不可避免杂质。从而在普通热轧H型钢轧机上实现460MPa级别以上
强度的同时，获得较高的强韧性。轧后其屈服强度可达460MPa，抗拉强度可达600MPa，延伸
率≥18％；‑40℃纵向冲击功可达100J。该发明方法加入了0.015％～0.030％Nb，0.10％～
0.15％V，0.015％～0.025％Ti，0.25％～0.45％Ni，0.30％～0.50％Cr，其强度级别可达
460MPa，‑40℃纵向冲击功可达100J，但其成分设计成本较高，经济性较差，不利于工业实际
生产。
[0007] 又如中国专利申请号为：201410195413X，发明创造名称为：一种屈服强度275MPa级特厚耐低温热轧H型钢及其生产方法，公开了一种屈服强度275MPa级特厚(26mm≤翼缘厚
度≤35mm)耐低温热轧H型钢及其生产方法，其化学成分按重量百分比计为：C：0.12％～
0.17％，Si：0.10％～0.30％，Mn：0.90％～1.40％，P≤0.02％，S≤0.015％，V：0.01～
0.03％，Ti：0.005～0.020％，其余为铁及不可避免的杂质。该发明提供的屈服强度275MPa
级别特厚耐低温热轧H型钢的力学性能及‑20℃纵向冲击功能够完全满足275MPa级别特厚
耐低温热轧H型钢的技术要求。该方法所生产的热轧H型钢厚度为26～35mm，其强度级别为
275MPa，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
度≤35mm)耐低温热轧H型钢及其生产方法，其化学成分按重量百分比计为：C：0.12％～
0.17％，Si：0.10％～0.30％，Mn：0.90％～1.40％，P≤0.02％，S≤0.015％，V：0.01～
0.03％，Ti：0.005～0.020％，其余为铁及不可避免的杂质。该发明提供的屈服强度275MPa
级别特厚耐低温热轧H型钢的力学性能及‑20℃纵向冲击功能够完全满足275MPa级别特厚
耐低温热轧H型钢的技术要求。该方法所生产的热轧H型钢厚度为26～35mm，其强度级别为
275MPa，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
[0008] 又如中国专利申请号为：2012100902641的专利，发明创造名称为：一种耐低温结构用热轧H型钢及其制备方法，提供了一种耐低温结构用热轧H型钢及其制备方法，耐低温
结构用热轧H型钢的化学成分的重量百分数为：C：0.12～0.22％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.1
～1.50％、P≤0.025％、S≤0.025％、V：0.01～0.05％，其余为铁和微量杂质。该发明主要通
过降低硫含量，微合金化主要应用钒，没有添加其他的元素，连铸过程采用浸入式扁平水口
全保护浇铸，因异型坯连铸机的复杂性，不采用铝脱氧。该发明的耐低温钢力学性能良好，‑
20℃纵向冲击功平均90J。采用该方法所生产的热轧H型钢纵向冲击平均值90J，不适用于
70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
结构用热轧H型钢的化学成分的重量百分数为：C：0.12～0.22％、Si：0.10～0.40％、Mn：1.1
～1.50％、P≤0.025％、S≤0.025％、V：0.01～0.05％，其余为铁和微量杂质。该发明主要通
过降低硫含量，微合金化主要应用钒，没有添加其他的元素，连铸过程采用浸入式扁平水口
全保护浇铸，因异型坯连铸机的复杂性，不采用铝脱氧。该发明的耐低温钢力学性能良好，‑
20℃纵向冲击功平均90J。采用该方法所生产的热轧H型钢纵向冲击平均值90J，不适用于
70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
[0009] 又如中国专利申请号为：2019103099399，发明创造名称为：一种屈服强度800MPa级的耐低温耐腐蚀H型钢及其制备方法，公开了一种屈服强度800MPa级的耐低温耐腐蚀H型
钢及其制备方法，化学成分按质量百分比(％)为：C:0.10～0.20；Si：0.20～0.40；Mn：1.20
～1.60；Ni：0.2～0.4；Cr：0.2～0.6；V：0.06～0.10；Nb:0～0.04；Ti：0.01～0.02；N：100～
150ppm，P≤0.020，S≤0.020，余量为Fe和不可避免的杂质。制备工艺是先制坯，再热轧、热
轧后再进行淬火、回火处理，热轧温度为1180‑1150℃，终轧温度为800℃～890℃，淬火处理
温度900℃，冷却速度30～100℃/s，回火处理温度450℃～600℃。得到的H型钢屈服强度≥
800MPa，抗拉强度为860～940MPa，断后伸长率≥14.0，‑20℃低温冲击≥50J。该方法生产的
热轧H型钢屈服强度可达800MPa，但其采用了回火工艺，生产成本无疑会增加，同时，其低温
冲击值富余量不足，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
钢及其制备方法，化学成分按质量百分比(％)为：C:0.10～0.20；Si：0.20～0.40；Mn：1.20
～1.60；Ni：0.2～0.4；Cr：0.2～0.6；V：0.06～0.10；Nb:0～0.04；Ti：0.01～0.02；N：100～
150ppm，P≤0.020，S≤0.020，余量为Fe和不可避免的杂质。制备工艺是先制坯，再热轧、热
轧后再进行淬火、回火处理，热轧温度为1180‑1150℃，终轧温度为800℃～890℃，淬火处理
温度900℃，冷却速度30～100℃/s，回火处理温度450℃～600℃。得到的H型钢屈服强度≥
800MPa，抗拉强度为860～940MPa，断后伸长率≥14.0，‑20℃低温冲击≥50J。该方法生产的
热轧H型钢屈服强度可达800MPa，但其采用了回火工艺，生产成本无疑会增加，同时，其低温
冲击值富余量不足，不适用于70mm以上460MPa级‑40℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
[0010] 再如中国专利申请号为：2014102090750的专利，发明创造名称为：一种低压缩比超厚规格耐低温型热轧H型钢及其生产方法，公开了一种低压缩比超厚规格耐低温型热轧H
型钢及其生产方法，该H型钢按重量百分比由以下化学成分组成：C：0.11～0.19％，Si：0.15
～0.30％，Mn：1.30～1.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti：0.008～0.020％，V：0.015～
0.055％，其余为Fe及不可避免的杂质。该H型钢的生产方法依次包括转炉或电炉冶炼、LF精
炼、异型坯全保护连铸、加热、轧制以及冷却工序，最终得到翼缘厚为35mm左右、2.5＜压缩
比＜3.0的表面质量良好的低温热轧H型钢，‑20℃纵向平均冲击功为150J以上，其具有广阔
的市场应用前景。该方法生产的热轧H型钢翼缘最大后度为35mm，压缩比最小值为2.5，其翼
缘厚度值远远的小于80mm，压缩比却大于2.1，因此，该方法不适用于70mm以上460MPa级‑40
℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
型钢及其生产方法，该H型钢按重量百分比由以下化学成分组成：C：0.11～0.19％，Si：0.15
～0.30％，Mn：1.30～1.55％，P≤0.02％，S≤0.008％，Ti：0.008～0.020％，V：0.015～
0.055％，其余为Fe及不可避免的杂质。该H型钢的生产方法依次包括转炉或电炉冶炼、LF精
炼、异型坯全保护连铸、加热、轧制以及冷却工序，最终得到翼缘厚为35mm左右、2.5＜压缩
比＜3.0的表面质量良好的低温热轧H型钢，‑20℃纵向平均冲击功为150J以上，其具有广阔
的市场应用前景。该方法生产的热轧H型钢翼缘最大后度为35mm，压缩比最小值为2.5，其翼
缘厚度值远远的小于80mm，压缩比却大于2.1，因此，该方法不适用于70mm以上460MPa级‑40
℃低温要求的重型热轧H型钢生产。
[0011] 从以上的专利文件中可以看出，如何较好实现型钢在轧制过程中对中及翻钢操作是目前实际生产中急需解决的问题。
发明内容
[0012] 1、要解决的问题
[0013] 本发明的目的在于克服现有技术中翼缘厚度较大的重型热轧H型钢屈服强度较小，且耐低温韧性较差的不足，提供一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢及其制备方
法，能够生产出翼缘厚度超过70mm的460MPa级的高强高耐低温重型热轧H型钢，满足极寒地
区的大型建筑工程的需求。
法，能够生产出翼缘厚度超过70mm的460MPa级的高强高耐低温重型热轧H型钢，满足极寒地
区的大型建筑工程的需求。
[0014] 2、技术方案
[0015] 为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
[0016] 本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.09％～0.13％、Si：0.30％～0.50％、Mn：1.10％～1.50％、P≤0.015％、S≤
0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，其余为Fe和
不可避免的杂质。作为优选，本发明中的Nb和V元素，应满足0.13％≤Nb+V≤0.16％。满足该
范围要求制备的H型钢，可以更好的满足其强韧性要求。Nb、V微合金化元素，可以有效延迟
奥氏体再结晶，细化铁素体晶粒，有效提升钢材的强韧性，同时，该微合金化方案形成的Nb、
V的碳氮化物具有明显的析出强化作用，可有效提升钢材的强度，此外，该微合金化方案还
可以明显提升钢材的铁素体含量，使得钢材的韧性得到大幅度提升。
0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，其余为Fe和
不可避免的杂质。作为优选，本发明中的Nb和V元素，应满足0.13％≤Nb+V≤0.16％。满足该
范围要求制备的H型钢，可以更好的满足其强韧性要求。Nb、V微合金化元素，可以有效延迟
奥氏体再结晶，细化铁素体晶粒，有效提升钢材的强韧性，同时，该微合金化方案形成的Nb、
V的碳氮化物具有明显的析出强化作用，可有效提升钢材的强度，此外，该微合金化方案还
可以明显提升钢材的铁素体含量，使得钢材的韧性得到大幅度提升。
[0017] 本发明中Nb、V微合金元素均具有提升钢材强度和韧性的作用，但二者的特性又各有区别，Nb微合金化形成的高度弥散的碳氮化物小颗粒，在钢材的加热过程中可以对奥氏
体晶界起到固定作用，从而阻止奥氏体晶粒的长大；同时在轧制过程中可以有效的延迟奥
氏体动态再结晶，进一步控制晶粒细化，从而提升钢材产品的强度和耐低温韧性。根据大量
实验结果分析认为，Nb元素含量控制在0.04％～0.08％时，细化晶粒效果最佳，即提升耐低
温韧性效果相对最明显，提升强度效果一般；当Nb元素含量进一步提升时，对材料耐低温韧
性提升效果不明显，对材料强度具有一定的提升，但铸坯易产生裂纹，导致成品钢材裂纹发
生率大幅度升高，因此，本发明方法中Nb元素的含量控制在0.04％～0.07％。
体晶界起到固定作用，从而阻止奥氏体晶粒的长大；同时在轧制过程中可以有效的延迟奥
氏体动态再结晶，进一步控制晶粒细化，从而提升钢材产品的强度和耐低温韧性。根据大量
实验结果分析认为，Nb元素含量控制在0.04％～0.08％时，细化晶粒效果最佳，即提升耐低
温韧性效果相对最明显，提升强度效果一般；当Nb元素含量进一步提升时，对材料耐低温韧
性提升效果不明显，对材料强度具有一定的提升，但铸坯易产生裂纹，导致成品钢材裂纹发
生率大幅度升高，因此，本发明方法中Nb元素的含量控制在0.04％～0.07％。
[0018] 本发明中V元素在细化原始奥氏体晶粒尺寸方面较Nb差一点，即提升产品耐低温韧性相对Nb元素较差，但V元素具有很强的析出强化作用，对提升钢材产品的强度效果非常
明显，根据大量实验研究表明，当V元素含量控制在0.06％～0.10％时，提升产品耐低温韧
性和强度效果最佳。
明显，根据大量实验研究表明，当V元素含量控制在0.06％～0.10％时，提升产品耐低温韧
性和强度效果最佳。
[0019] 本发明所涉及的厚规格热轧H型钢要求屈服强度高达460MPa，又要求具有良好的耐低温韧性，因此，本发明采用的Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％微合金化方案，使
得Nb、V元素发挥共同作用的同时，又能够有效地发挥它们各自的特性。为了确保产品的屈
服强度、耐低温韧性满足要求，且保证生产成本经济性，Nb、V合金元素总量应控制在0.13％
～0.16％范围内。
得Nb、V元素发挥共同作用的同时，又能够有效地发挥它们各自的特性。为了确保产品的屈
服强度、耐低温韧性满足要求，且保证生产成本经济性，Nb、V合金元素总量应控制在0.13％
～0.16％范围内。
[0020] 作为本发明更进一步的改进，H型钢的翼缘厚度大于等于70mm，且小于等于90mm。
[0021] 作为本发明更进一步的改进，H型钢的屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。
[0022] 作为本发明更进一步的改进，H型钢的压缩比小于等于2.0。
[0023] 作为本发明更进一步的改进，H型钢的翼缘组织均匀，且H型钢的翼缘组织为铁素体+珠光体。
[0024] 一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，依次包括以下步骤：铁水预处理→炼钢→异形坯连铸→异型坯高温矫直→加热炉加热→高压水除鳞→轧制→冷床自
然冷却，其中异型坯高温矫直步骤中拉矫机的矫直温度控制在700℃～800℃或950℃～
1300℃区间。
然冷却，其中异型坯高温矫直步骤中拉矫机的矫直温度控制在700℃～800℃或950℃～
1300℃区间。
[0025] 作为本发明更进一步的改进，异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1180℃～1220℃，保温120min～150min。
[0026] 作为本发明更进一步的改进，轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1108℃～1120℃，然后到达万能段辊道内自然降温，待轧件温度降至900
℃～950℃后，再开启万能段轧制。
℃～950℃后，再开启万能段轧制。
[0027] 3、有益效果
[0028] 相比于现有技术，本发明的有益效果为：
[0029] (1)本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，H型钢的化学成分组成按重量百分比为Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％；Nb可以
有效地改善材料低温韧性，同时可提升强度，针对460MPa级的屈服强度要求，单加Nb需要加
到0.15％以上，但Nb元素含量越高，钢材的表面裂纹发生率会大幅度升高，无法满足工业大
批量生产。V可以有效的提升钢材的强度，也可以适当的提升低温韧性，单V加入量在0.06％
以下时，材料低温韧性会随着V含量的增加逐渐提升，但当V元素增加至0.06％以上时，材料
低温韧性会逐渐下降，因此，单V的加入量不宜超过0.10％，当单V含量低于0.10％时，屈服
强度难以达到460MPa级。然而，采用Nb、V复合添加时，加热过程中的Nb阻止原始奥氏体晶粒
长大，轧制过程中的Nb可阻止奥氏体动态再结晶，冷却过程的Nb、V第二相将随轧后温度降
低分阶段析出，起到比单Nb或单V更好的强化作用。从而既可以改善材料的低温韧性，又能
够显著提升材料的强度。根据实验结果表明，当Nb+V微合金元素总量控制在0.13％～
0.16％时，翼缘厚度达到70mm‑90mm的H型钢产品的晶粒度高达9.0级，屈服强度≥460MPa，
延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。当Nb‑V微合金元素总量低于0.13％
时，强度难以保证，当Nb‑V微合金元素总量高于0.16％时，造成合金元素浪费，成本升高，经
济性较差，不利于工业实际生产。
有效地改善材料低温韧性，同时可提升强度，针对460MPa级的屈服强度要求，单加Nb需要加
到0.15％以上，但Nb元素含量越高，钢材的表面裂纹发生率会大幅度升高，无法满足工业大
批量生产。V可以有效的提升钢材的强度，也可以适当的提升低温韧性，单V加入量在0.06％
以下时，材料低温韧性会随着V含量的增加逐渐提升，但当V元素增加至0.06％以上时，材料
低温韧性会逐渐下降，因此，单V的加入量不宜超过0.10％，当单V含量低于0.10％时，屈服
强度难以达到460MPa级。然而，采用Nb、V复合添加时，加热过程中的Nb阻止原始奥氏体晶粒
长大，轧制过程中的Nb可阻止奥氏体动态再结晶，冷却过程的Nb、V第二相将随轧后温度降
低分阶段析出，起到比单Nb或单V更好的强化作用。从而既可以改善材料的低温韧性，又能
够显著提升材料的强度。根据实验结果表明，当Nb+V微合金元素总量控制在0.13％～
0.16％时，翼缘厚度达到70mm‑90mm的H型钢产品的晶粒度高达9.0级，屈服强度≥460MPa，
延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。当Nb‑V微合金元素总量低于0.13％
时，强度难以保证，当Nb‑V微合金元素总量高于0.16％时，造成合金元素浪费，成本升高，经
济性较差，不利于工业实际生产。
[0030] (2)本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，通过合理的化学成分设计，配合异型坯高温矫直、加热炉加热和轧制等工艺的精确控制，获得翼缘组织均
匀，且翼缘组织为铁素体+珠光体的低成本H型钢。按此方法生产的H型钢的屈服强度≥
460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。
匀，且翼缘组织为铁素体+珠光体的低成本H型钢。按此方法生产的H型钢的屈服强度≥
460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。
[0031] (3)本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，异型坯高温矫直步骤中拉矫机的矫直温度控制在700℃～800℃或950℃～1300℃区间。异型坯高温矫直
过程中，矫直温度应避开800℃～950℃温度区间，在该温度区间异型坯的塑性最差，矫直时
异型坯腿端和R角处易产生裂纹，该类裂纹易导致成品表面质量不符合要求。
过程中，矫直温度应避开800℃～950℃温度区间，在该温度区间异型坯的塑性最差，矫直时
异型坯腿端和R角处易产生裂纹，该类裂纹易导致成品表面质量不符合要求。
[0032] (4)本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1180℃～1220℃，保温120min～150min，在该温度区间第二相粒
子能够均匀的熔于奥氏体中，同时奥氏体晶粒较为细小，有利于减小成品H型钢的晶粒尺
寸，在1180℃以下，Nb的第二相粒子回熔不充分，在1220℃以上，奥氏体晶粒开始变得粗大，
两者对成品强韧性均不利。
子能够均匀的熔于奥氏体中，同时奥氏体晶粒较为细小，有利于减小成品H型钢的晶粒尺
寸，在1180℃以下，Nb的第二相粒子回熔不充分，在1220℃以上，奥氏体晶粒开始变得粗大，
两者对成品强韧性均不利。
[0033] (5)本发明的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，轧制过程中，首先在开坯段进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1108℃～1120℃，然后到达万能段的
辊道内自然降温，待轧件温度降至900℃～950℃后，再开启万能段轧制，轧后定尺，再上冷
床自然冷却。其目的为两个：其一，翼缘厚度在70mm～90mm范围的热轧H型钢，其翼缘变形渗
透困难，即翼缘芯部组织变形较小，常规轧制难以起到细化晶粒的效果，采用控温轧制可以
使得轧件表面温度明显低于芯部温度，表面金属流动性较芯部差，在轧制过程中有利于芯
部组织变形，从而起到一定的细化翼缘芯部晶粒作用；其二，0.13％～0.16％的Nb+V微合金
化钢材在该温度区间轧制时，不会发生奥氏体动态再结晶，有利于细化晶粒，高于950℃时
再结晶发生几率大幅度提升，而低于900℃，对轧制设备损耗较高。
辊道内自然降温，待轧件温度降至900℃～950℃后，再开启万能段轧制，轧后定尺，再上冷
床自然冷却。其目的为两个：其一，翼缘厚度在70mm～90mm范围的热轧H型钢，其翼缘变形渗
透困难，即翼缘芯部组织变形较小，常规轧制难以起到细化晶粒的效果，采用控温轧制可以
使得轧件表面温度明显低于芯部温度，表面金属流动性较芯部差，在轧制过程中有利于芯
部组织变形，从而起到一定的细化翼缘芯部晶粒作用；其二，0.13％～0.16％的Nb+V微合金
化钢材在该温度区间轧制时，不会发生奥氏体动态再结晶，有利于细化晶粒，高于950℃时
再结晶发生几率大幅度提升，而低于900℃，对轧制设备损耗较高。
附图说明
[0034] 图1为本发明中实施例1‑6所制备的屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的金相组织图(100倍)；
[0035] 图2为本发明中实施例1‑6的Nb、V元素的第二相析出分布图。
具体实施方式
[0036] 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。
[0037] 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。
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。
[0038] 下面通过对实施实例的描述，对本发明的具体实施方式作进一步详细的说明
[0039] 实施例1
[0040] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，其中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.09％～0.13％、Si：0.30％～0.50％、Mn：1.10％～1.50％、P≤
0.015％、S≤0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，
其余为Fe和不可避免的杂质。具体地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：
C：0.12％、Si：0.48％、Mn：1.36％、P：0.008％、S：0.005％、Nb：0.06％、V：0.10％，且Nb+V的
总量为0.16％，其余为Fe和不可避免的杂质。本实施例中所成型的成品H型钢的翼缘厚度大
于等于70mm，且小于等于90mm。具体地，本实施例中，H型钢的翼缘厚度为81mm。
0.015％、S≤0.005％、Nb：0.04％～0.07％、V：0.06％～0.10％，且0.13％≤Nb+V≤0.16％，
其余为Fe和不可避免的杂质。具体地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：
C：0.12％、Si：0.48％、Mn：1.36％、P：0.008％、S：0.005％、Nb：0.06％、V：0.10％，且Nb+V的
总量为0.16％，其余为Fe和不可避免的杂质。本实施例中所成型的成品H型钢的翼缘厚度大
于等于70mm，且小于等于90mm。具体地，本实施例中，H型钢的翼缘厚度为81mm。
[0041] 本实施例中Nb可以有效地改善材料低温韧性，同时可提升强度，针对460MPa级的屈服强度要求，单加Nb需要加到0.15％以上，但Nb元素含量越高，钢材的表面裂纹发生率会
大幅度升高，无法满足工业大批量生产。V可以有效的提升钢材的强度，也可以适当的提升
低温韧性，单V加入量在0.06％以下时，材料低温韧性会随着V含量的增加逐渐提升，但当V
元素增加至0.06％以上时，材料低温韧性会逐渐下降，因此，单V的加入量不宜超过0.10％，
当单V含量低于0.10％时，屈服强度难以达到460MPa级。然而，采用Nb‑V复合添加时，加热过
程中的Nb阻止原始奥氏体晶粒长大，轧制过程中的Nb可阻止奥氏体动态再结晶，冷却过程
的Nb、V第二相将随轧后温度降低分阶段析出，起到比单Nb或单V更好的强化作用。从而既可
以改善材料的低温韧性，又能够显著提升材料的强度。根据实验结果表明，当Nb‑V微合金元
素总量控制在0.13％～0.16％时，翼缘厚度达到70mm‑90mm的H型钢产品的晶粒度高达9.0
级，屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。当Nb‑V微合
金元素总量低于0.013％时，强度难以保证，当Nb‑V微合金元素总量高于0.016％时，造成合
金元素浪费，成本升高，经济性较差，不利于工业实际生产。
大幅度升高，无法满足工业大批量生产。V可以有效的提升钢材的强度，也可以适当的提升
低温韧性，单V加入量在0.06％以下时，材料低温韧性会随着V含量的增加逐渐提升，但当V
元素增加至0.06％以上时，材料低温韧性会逐渐下降，因此，单V的加入量不宜超过0.10％，
当单V含量低于0.10％时，屈服强度难以达到460MPa级。然而，采用Nb‑V复合添加时，加热过
程中的Nb阻止原始奥氏体晶粒长大，轧制过程中的Nb可阻止奥氏体动态再结晶，冷却过程
的Nb、V第二相将随轧后温度降低分阶段析出，起到比单Nb或单V更好的强化作用。从而既可
以改善材料的低温韧性，又能够显著提升材料的强度。根据实验结果表明，当Nb‑V微合金元
素总量控制在0.13％～0.16％时，翼缘厚度达到70mm‑90mm的H型钢产品的晶粒度高达9.0
级，屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥120J。当Nb‑V微合
金元素总量低于0.013％时，强度难以保证，当Nb‑V微合金元素总量高于0.016％时，造成合
金元素浪费，成本升高，经济性较差，不利于工业实际生产。
[0042] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢的制备方法，是将上述化学成分的钢水依次经过铁水预处理→炼钢→异形坯连铸→异型坯高温矫直→加热炉加热→
高压水除鳞→轧制→冷床自然冷却后得到成品H型钢，本实施例中未提及的工序，均可采用
现有技术。本实施例通过合理的化学成分设计，配合异型坯高温矫直、加热炉加热和轧制等
工艺的精确控制，获得翼缘组织均匀，且翼缘组织为铁素体+珠光体的低成本H型钢。按此方
法生产的H型钢的屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥
120J。具体地，本实施例中，H型钢的屈服强度为485MPa，延伸率为32.0％，‑40℃纵向V型钢
冲击功均值为144J。
高压水除鳞→轧制→冷床自然冷却后得到成品H型钢，本实施例中未提及的工序，均可采用
现有技术。本实施例通过合理的化学成分设计，配合异型坯高温矫直、加热炉加热和轧制等
工艺的精确控制，获得翼缘组织均匀，且翼缘组织为铁素体+珠光体的低成本H型钢。按此方
法生产的H型钢的屈服强度≥460MPa，延伸率≥32.0％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值≥
120J。具体地，本实施例中，H型钢的屈服强度为485MPa，延伸率为32.0％，‑40℃纵向V型钢
冲击功均值为144J。
[0043] 本实施例的方法适用于普通热轧、正火轧制、热机械轧制H型钢的制备，热轧H型钢的翼缘厚度可达70mm‑90mm。其铁水成分体系中只添加了Nb、V微合金元素，且含量相对较
低，大大的降低了生产成本；采用该方法生产的超厚重型热轧H型钢翼缘组织为铁素体+珠
光体，其占比分别为84.5％、15.5％，晶粒度高达9.0级，且组织均匀，适合极低温地区的大
型桥梁、建筑、海洋石油平台等的建设使用。
低，大大的降低了生产成本；采用该方法生产的超厚重型热轧H型钢翼缘组织为铁素体+珠
光体，其占比分别为84.5％、15.5％，晶粒度高达9.0级，且组织均匀，适合极低温地区的大
型桥梁、建筑、海洋石油平台等的建设使用。
[0044] 本实施例中所成型的成品H型钢的压缩比小于等于2。具体地，本实施例中H型钢的压缩比为2。
[0045] 本实施例中异型坯高温矫直步骤中拉矫机的矫直温度控制在700℃～800℃或950℃～1300℃区间。具体地，本实施例中拉矫机的矫直温度为968℃。异型坯高温矫直过程中，
矫直温度应避开800℃～950℃温度区间，在该温度区间异型坯的塑性最差，矫直时异型坯
腿端和R角处易产生裂纹，该类裂纹易导致成品表面质量不符合要求。
矫直温度应避开800℃～950℃温度区间，在该温度区间异型坯的塑性最差，矫直时异型坯
腿端和R角处易产生裂纹，该类裂纹易导致成品表面质量不符合要求。
[0046] 本实施例中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1180℃～1220℃，保温120min～150min，在该温度区间第二相粒子能够均匀的熔于奥氏体中，同时奥氏体晶粒较为细小，
有利于减小成品H型钢的晶粒尺寸，在1180℃以下，Nb的第二相粒子回熔不充分，在1220℃
以上，奥氏体晶粒开始变得粗大，两者对成品强韧性均不利。具体地，本实施例中异型坯在
加热炉内保温段的保温温度为1220℃，保温120min。
有利于减小成品H型钢的晶粒尺寸，在1180℃以下，Nb的第二相粒子回熔不充分，在1220℃
以上，奥氏体晶粒开始变得粗大，两者对成品强韧性均不利。具体地，本实施例中异型坯在
加热炉内保温段的保温温度为1220℃，保温120min。
[0047] 本实施例的轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1108℃～1120℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至900℃～950℃后，
再开启万能段轧制，轧后定尺，再上冷床自然冷却。其目的分为两个：其一，翼缘厚度在
70mm‑90mm范围的热轧H型钢，其翼缘变形渗透困难，即翼缘芯部组织变形较小，常规轧制难
以起到细化晶粒的效果，采用控温轧制可以使得轧件表面温度明显低于芯部温度，表面金
属流动性较芯部差，在轧制过程中有利于芯部组织变形，从而起到一定的细化翼缘芯部晶
粒作用；其二，0.13％～0.16％的Nb+V微合金化钢材在该温度区间轧制时，不会发生奥氏体
动态再结晶，有利于细化晶粒，高于950℃时再结晶发生几率大幅度提升，而低于900℃，对
轧制设备损耗较高，因此应当控制轧件的万能段开轧温度为900℃～950℃。具体地，本实施
例中开坯段轧制后轧件的温度为1113℃，万能段的开轧温度为900℃。
再开启万能段轧制，轧后定尺，再上冷床自然冷却。其目的分为两个：其一，翼缘厚度在
70mm‑90mm范围的热轧H型钢，其翼缘变形渗透困难，即翼缘芯部组织变形较小，常规轧制难
以起到细化晶粒的效果，采用控温轧制可以使得轧件表面温度明显低于芯部温度，表面金
属流动性较芯部差，在轧制过程中有利于芯部组织变形，从而起到一定的细化翼缘芯部晶
粒作用；其二，0.13％～0.16％的Nb+V微合金化钢材在该温度区间轧制时，不会发生奥氏体
动态再结晶，有利于细化晶粒，高于950℃时再结晶发生几率大幅度提升，而低于900℃，对
轧制设备损耗较高，因此应当控制轧件的万能段开轧温度为900℃～950℃。具体地，本实施
例中开坯段轧制后轧件的温度为1113℃，万能段的开轧温度为900℃。
[0048] 实施实例1‑6的化学成分见表1，工艺条件见表2，力学性能检验结果见表3，金相组织见图1，Nb、V元素的第二相析出分布见图2。从图1可以看出本发明方法所得的金相组织为
铁素体+珠光体，从图2可以看出，Nb、V的碳氮化物析出后分布较为均匀，有利于提升钢材的
强韧性能。
铁素体+珠光体，从图2可以看出，Nb、V的碳氮化物析出后分布较为均匀，有利于提升钢材的
强韧性能。
[0049] 表1化学成分(wt％)
[0050] 项目 C Si Mn P S Nb V实例1 0.12 0.48 1.36 0.008 0.005 0.06 0.10
实例2 0.11 0.36 1.40 0.007 0.004 0.04 0.094
实例3 0.10 0.40 1.15 0.009 0.004 0.064 0.079
实例4 0.11 0.43 1.29 0.008 0.004 0.05 0.09
实例5 0.09 0.30 1.10 0.015 0.004 0.07 0.06
实例6 0.13 0.50 1.50 0.01 0.003 0.06 0.08
实例2 0.11 0.36 1.40 0.007 0.004 0.04 0.094
实例3 0.10 0.40 1.15 0.009 0.004 0.064 0.079
实例4 0.11 0.43 1.29 0.008 0.004 0.05 0.09
实例5 0.09 0.30 1.10 0.015 0.004 0.07 0.06
实例6 0.13 0.50 1.50 0.01 0.003 0.06 0.08
[0051] 表2工艺条件
[0052]
[0053] 表3力学性能检测结果
[0054] 项目 屈服强度/MPa 抗拉强度/MPa 延伸率A％ ‑40℃KV2均值/J实例1 485 594 32.0 144
实例2 478 583 32.8 120
实例3 471 608 33.7 137
实例4 460 582 34.3 123
实例5 463 586 33.5 148
实例6 466 598 33.8 152
实例2 478 583 32.8 120
实例3 471 608 33.7 137
实例4 460 582 34.3 123
实例5 463 586 33.5 148
实例6 466 598 33.8 152
[0055] 实施例2
[0056] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，基本结构与实施例1相同，更进一步地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.11％、Si：0.36％、Mn：
1.40％、P：0.007％、S：0.004％、Nb：0.04％、V：0.094％，且Nb+V的总量为0.134％，其余为Fe
和不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为86mm。
1.40％、P：0.007％、S：0.004％、Nb：0.04％、V：0.094％，且Nb+V的总量为0.134％，其余为Fe
和不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为86mm。
[0057] 本实施例中，H型钢的屈服强度为478MPa，抗拉强度583MPa，延伸率为32.8％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值为120J。
[0058] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢制备方法中拉矫机的矫直温度为982℃。
[0059] 本实施例的制备方法中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1203℃，保温130min。
[0060] 本实施例的制备方法在轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1108℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至940℃后，再开
启万能段轧制。
启万能段轧制。
[0061] 实施例3
[0062] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，基本结构与实施例1相同，更进一步地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.10％、Si：0.40％、Mn：
1.15％、P：0.009％、S：0.004％、Nb：0.064％、V：0.079％，且Nb+V的总量为0.143％，其余为
Fe和不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为87mm。
1.15％、P：0.009％、S：0.004％、Nb：0.064％、V：0.079％，且Nb+V的总量为0.143％，其余为
Fe和不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为87mm。
[0063] 本实施例中，H型钢的屈服强度为471MPa，抗拉强度608MPa，延伸率为33.7％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值为137J。
[0064] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢制备方法中拉矫机的矫直温度为996℃。
[0065] 本实施例的制备方法中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1203℃，保温150min。
[0066] 本实施例的制备方法在轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1120℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至930℃后，再开
启万能段轧制。
启万能段轧制。
[0067] 实施例4
[0068] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，基本结构与实施例1相同，更进一步地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.11％、Si：0.43％、Mn：
1.29％、P：0.008％、S：0.004％、Nb：0.05％、V：0.09％，且Nb+V的总量为0.14％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为70mm。
1.29％、P：0.008％、S：0.004％、Nb：0.05％、V：0.09％，且Nb+V的总量为0.14％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为70mm。
[0069] 本实施例中，H型钢的屈服强度为460MPa，抗拉强度582MPa，延伸率为34.3％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值为123J。
[0070] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢制备方法中拉矫机的矫直温度为720℃。
[0071] 本实施例的制备方法中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1180℃，保温140min。
[0072] 本实施例的制备方法在轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1109℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至936℃后，再开
启万能段轧制。
启万能段轧制。
[0073] 实施例5
[0074] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，基本结构与实施例1相同，更进一步地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.09％、Si：0.30％、Mn：
1.10％、P：0.015％、S：0.004％、Nb：0.07％、V：0.06％，且Nb+V的总量为0.13％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为83mm。
1.10％、P：0.015％、S：0.004％、Nb：0.07％、V：0.06％，且Nb+V的总量为0.13％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为83mm。
[0075] 本实施例中，H型钢的屈服强度为463MPa，抗拉强度586MPa，延伸率为33.5％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值为148J。
[0076] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢制备方法中拉矫机的矫直温度为750℃。
[0077] 本实施例的制备方法中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1200℃，保温135min。
[0078] 本实施例的制备方法在轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1110℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至950℃后，再开
启万能段轧制。
启万能段轧制。
[0079] 实施例6
[0080] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢，基本结构与实施例1相同，更进一步地，本实施例中H型钢的化学成分组成按重量百分比为：C：0.13％、Si：0.50％、Mn：
1.50％、P：0.01％、S：0.003％、Nb：0.06％、V：0.08％，且Nb+V的总量为0.14％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为90mm。
1.50％、P：0.01％、S：0.003％、Nb：0.06％、V：0.08％，且Nb+V的总量为0.14％，其余为Fe和
不可避免的杂质。本实施例中，H型钢的翼缘厚度为90mm。
[0081] 本实施例中，H型钢的屈服强度为466MPa，抗拉强度598MPa，延伸率为33.8％，‑40℃纵向V型钢冲击功均值为152J。
[0082] 本实施例的一种屈服强度460MPa级耐低温热轧H型钢制备方法中拉矫机的矫直温度为790℃。
[0083] 本实施例的制备方法中异型坯在加热炉内保温段的保温温度为1210℃，保温128min。
[0084] 本实施例的制备方法在轧制过程中，首先在开坯段轧制进行轧制，开坯段轧制后轧件的温度为1115℃，然后到达万能段的辊道内自然降温，待轧件温度降至932℃后，再开
启万能段轧制。
启万能段轧制。
[0085] 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。
方案作出的各种变形和改进，均应落入本发明的保护范围。