CN112795755B - 一种柔性生产低合金高强度热轧h型钢的方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，属于热轧H型钢生产领域，转炉冶炼、LF炉冶炼、异型坯连铸机浇铸、钢坯加热、BD粗轧、连轧、冷却、矫直、锯切、打捆。与现有技术相比较，本方法可以使用同一成分范围的钢坯，稳定生产翼缘厚度15mm～35mm热轧Q355B牌号热轧H型钢，成品力学性能满足标准。

Description

一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法

技术领域

本发明涉及一种热轧H型钢生产，特别是一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法。

背景技术

热轧H型钢以其良好的断面经济性，被广泛应用于工程建设。热轧H型钢的规格众多，国家标准GB/T11263中，最小的系列为HW50×50系列，最大的系列为HN1000×300系列，每个系列又包含了各种截面尺寸的子规格，每个规格成品的截面尺寸均不相同，翼缘最薄的规格7mm，翼缘最厚的规格达70mm。

由于钢坯型号有限，轧钢厂在生产时，同一型号的钢坯需要用来生产几个甚至几十个规格的成品。同一型号的钢坯生产不同的规格时，如果规格米重跨度大、厚度尺寸差别大，则轧制过程中温降少、压缩比小，晶粒较大，产生力学性能偏低情况；反之，轧制米重小的规格时，尺寸较薄，终产品强度高。因此，在生产同一牌号厚度差别较大的规格时，往往根据成品厚度，将钢坯设计为若干种不同的成分，厚度较大的规格，所用钢坯需要设计加入更多的Nb、V、Ti等微合金化元素，以提高成品材料的强度。

但实际上，生产同一系列H型钢，需要在同一套轧辊上生产出所有的子规格。不同子规格需求量差别大，若采用不同的成分设计，就会造成连铸工序大量混浇、合金浪费的情况，生产成本升高，并给连铸及轧钢工序生产组织带来不利。

发明内容

本发明的技术任务是针对以上现有技术的不足，提供一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，通过合理的成分设计和控扎控冷工艺，实现性能的调控，达到同系列不同厚度子规格均满足性能要求的目的。有效降低连铸、轧钢工序生产组织难度、降低生产成本。

本发明解决其技术问题的技术方案是：一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，其特征在于：步骤包括：转炉冶炼、LF炉冶炼、异型坯连铸机浇铸、钢坯加热、BD粗轧、连轧、冷却、矫直、锯切、打捆；其中：

所述的钢坯加热中，成品规格翼缘厚度在15-25mm之间的均热温度1230～1235℃，在炉加热时间200～240min；翼缘厚度大于25mm的，均热温度1225～1230℃，在炉加热时间180～200min；

所述的BD粗轧中，控制BD开轧温度：翼缘厚度≤20mm则1150-1180℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm则1120-1150℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm则1080-1120℃；控制开坯粗轧机BD1压缩比为1.3-1.5，开坯粗轧机BD2压缩比为1.3-1.5；

所述的连轧中，控制连轧压缩比：翼缘厚度≤20mm，3.0-4.0；20mm＜翼缘厚度≤30mm，2.8-4.0；30mm＜翼缘厚度≤40mm，3.0-3.5；连轧轧制终轧温度：翼缘厚度≤20mm，920-950℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm，870-910℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm，820-860℃；

所述的冷却中，控制表面冷却至510～620℃，其中：翼缘厚度≤20mm，590～620℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm，540-570℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm，510～540℃。

上述BD粗轧轧制温度通过钢坯出炉后延时轧制来控制，对于翼缘厚度≤20mm不延时，正常轧制；对于20mm＜翼缘厚度≤30mm规格，延时5秒；对于30mm＜翼缘厚度≤40mm，延时8秒轧制。

上述终轧后的H型钢通过以14～25℃/秒快速冷却。

与现有技术相比较，本发明具有以下突出的有益效果：

1、使用同一成分范围的钢坯，稳定生产翼缘厚度15mm～35mm热轧Q355B牌号热轧H型钢，成品力学性能满足标准；

2、使用同一套轧辊生产不同厚度子规格，减少连铸混浇、降低成本；

3、控制同系列热轧H型钢不同厚度子规格间性能的差异，产品合格率高

4、节约能源，减少二氧化碳排放，具有很高的社会经济效益。

具体实施方式

下面结合具体实施方式对本发明进一步说明。在下面的描述中，出于说明的目的，为了提供对一个或多个实施例的全面理解，阐述了许多具体细节。然而，很明显，也可以在没有这些具体细节的情况下实现这些实施例。

本发明是一种通过合理的成分设计和控制热轧H型钢工艺温度、控制轧件压下过程，减少同系列热轧H型钢子规格尺寸差别大，导致较厚规格性能偏低的情况，采用本方法可方便的生产同一系列型钢产品。

为达到上述目的，本发明技术方案成分及设计范围为(wt％)：C：0.18～0.22；Si：0.25～0.40；Mn：0.90～1.50；S：≤0.025；P：≤0.025；Nb：0.030～0.050。余量为Fe。

成分设计：

C元素是保证材料强度的最主要元素，碳元素能溶解在钢中形成固溶体，起到了固溶强化作用，它能与强碳化物形成元素一起结合形成碳化物析出时，起到了沉淀强化的作用。提高C元素的含量可显著降低其他合金的添加量，C的成本比较低，在热轧结构钢中具有良好的性价比，可降低材料成本。本发明的C含量为0.18～0.22％。

Si元素以固溶体的形态存在于铁素体或奥氏体，起到提高固溶体强度和硬度的作用，因为本申请中碳低锰、无Cr、Mo设计，因此需要选择更高的含量设计，故在本发明中Si含量控制在0.25～0.40％。但是，Si元素易氧化成高熔点的SiO₂会影响焊接性能，高于0.30％时，易导致热轧钢板表面粗糙，因此搭配Nb进行拮抗。

Mn元素的最大作用是提高钢的淬透性，同时也是重要的固溶强化元素。锰是碳化物形成元素，也能以固溶状态存在，还具有细化珠光体组织的作用，因而能提高铁素体奥氏体的强度和硬度。Mn对提高钢的抗回火软化能力也有一定的作用，但Mn含量较高时有粗化晶粒和增加回火脆性的倾向，给加工带来困难。故在本发明中采用相对低锰设计，Mn含量控制在0.9％～1.5％。

S元素是有害元素，生成的硫化物夹杂不仅严重影响钢的力学性能，而且对钢的耐腐蚀性能产生严重的恶化作用；而P元素易形成严重的偏析带，因此应尽可能降低钢种的S、P含量，但是过低的控制S、P含量，会增加生产成本，而本成分设计中，C和Si的含量比现有技术要高，所以强度有保障，所以这种搭配关系下，S、P只要使其含量在0.025％以下即可，在0.015～0.025％之间均不会产生负面效果。

在铁素体－珠光体型微合金化钢中，微合金元素在控制轧制中的作用主要包括：加热时，抑制奥氏体的晶粒长大；固溶的微合金元素溶质原子和析出的碳氮化物与形变奥氏体晶粒的晶界和亚晶界交互作用，抑制或延迟奥氏体再结晶，有助于相变后获得细的铁素体晶粒；降低相变温度，细化铁素体晶粒；析出强化效果。因此现有技术中为了增加强度，会增加多重微合金V、Ti、Nb，甚至Cr、Ni、稀土等。

但是本发明的目的在于用同一型号的钢坯生产几个甚至几十个规格的成品，减少规格米重跨度大、厚度尺寸差别造成的强度差异。因此，不能光考虑规格米重跨度大、厚度尺寸差别大的终产品强度保持，也要考虑同样的钢坯轧制米重小的规格时，尺寸较薄的产品时，不会造成浪费。

因此，本成分设计中，只加入Nb元素，铌延迟再结晶的作用最为明显，扩大了奥氏体未再结晶区温度范围，细化效果最明显。此外，还可以改善焊接性能。在轧制过程中，铌会产生显著的晶粒细化和中等的沉淀强化。铌的最突出的作用是抑制高温形变过程的再结晶，Nb(C，N)未溶质点及应变诱导析出是抑制再结晶的主要因素。并且这种作用具有明显的温度相关性，配合轧制过程中的控温控冷，可以对再结晶具有强烈的阻止作用，拮抗Si带来的热轧钢板表面粗糙。当铌的添加量(质量分数)超过0.05％时，强化作用达到饱和而不起附加作用，因此本发明中Nb含量控制在0.03～0.05％；Nb/Si在0.12～0.15之间。

本发明采用同一成分、型号的钢坯，使用同一套轧辊，生产厚度差别大的不同子规格。以HW400×400系列为例，进行叙述，但本方法并不仅限于这一系列。

本发明通过控轧控冷柔性生产热轧H型钢的具体步骤包括：转炉、LF炉冶炼、异型坯连铸机浇铸→钢坯加热→高压水除鳞→BD粗轧机→连轧机组精轧→快速冷却→冷床冷却→矫直→锯切→检查、打捆。

1、选择原材料

本发明技术方案成分及设计范围为(wt％)：C：0.18～0.22；Si：0.25～0.40；Mn：0.90～1.50；S：≤0.025；P：≤0.025；Nb：0.030～0.050；其余为Fe元素和不可避免的杂质。

2、炼钢

按照步骤1的材料配比，经过转炉冶炼、LF炉冶炼以及异型坯连铸机浇铸，得到所需成分的钢坯。

3、热轧

(1)钢坯加热

钢坯均热段温度≤1235℃：其中成品规格翼缘厚度T在15-25mm之间的均热温度1230～1235℃，在炉加热时间200～240min；翼缘厚度T大于25mm的，均热温度1225～1230℃，在炉加热时间180～200min。

钢坯加热温度过高或在高温区加热时间长，在晶界上的微合金元素碳氮化物溶解，阻碍晶粒长大的作用消失，会使奥氏体晶粒急速地长大，得到粗大的原始奥氏体晶粒，不利于性能的提高。加热温度较低时，更多的细小析出物被保留而未溶解，能有效地阻止奥氏体晶粒的长大，但由于减少了奥氏体中溶解的铌的含量，降低了冷却后析出强化的潜能，所以钢材的屈服强度和抗拉强度下降。较高的加热温度能保证有相当数量的微合金化元素溶解在奥氏体中，保证微合金元素形变诱导析出的数量、大小和分布。因此，奥氏体化温度应该在一个比较高的水平，以促进微合金化元素在钢中的溶解。

此外，在成品规格较厚时，压缩比小且轧制过程温降较慢，故采用较低温度均热且控制其在炉时间较短。

(2)BD(开坯轧机)粗轧

粗轧机轧制时温度较高，属于在奥氏体再结晶区轧制。轧件在轧机形变区内发生动态回复和不完全再结晶。在两道次之间的间隙时间内，完成静态回复和静态再结晶。加热后获得的奥氏体晶粒随着反复轧制－再结晶而逐渐变细。在这一阶段内，因为再结晶而获得细小的γ晶粒，奥氏体晶界面积增大，为奥氏体向铁素体相形变核提供更多位置，导致α晶粒的细化。但再结晶γ晶粒微细化而引起α晶粒细化的程度是有限的。要获得极细的α晶粒，仅仅依靠轧制再结晶细化奥氏体晶粒是不够的。

在奥氏体未再结晶区轧制时，随着形变量的增加，晶粒拉长程度增大、形变带的密度升高，γ→α相变时的铁素体形核率越高，相变后得到的α晶粒越细小。大压下形变轧制，是获得超细铁素体晶粒的最有效方法之一，随着形变量的增加，析出相增加，钢的晶粒得到进一步细化，晶粒细化进一步提高了强韧性。

加热后的钢坯依次进入开坯粗轧机BD1、开坯粗轧机BD2轧制。开坯轧机BD1开轧温度：T≤20mm，1150-1180℃；20mm＜T≤30mm，1120-1150℃；30mm＜T≤40mm，1080-1120℃。轧制温度通过钢坯出炉后延时轧制来控制，对于T≤20mm不延时，正常轧制；对于20mm＜T≤30mm规格，延时5秒；对于30mm＜T≤40mm，延时8秒轧制。

控制开坯粗轧机BD1压缩比为1.3-1.5，开坯粗轧机BD2压缩比为1.3-1.5。

现有技术中BD1压缩比1.5-1.9，BD2压缩比1.8-2.0。但本工艺上，由于钢坯为同一规格，当成品规格确定时，总体的压缩比已经确定，BD粗轧机压缩比相对较大，但晶粒细化效果不明显，且造成轧件在精轧较低温度区压缩比小，不利于控制轧件在未再结晶区轧制，因此本方法控制BD1和BD2的压缩比减小，增大材料在较低温度区精轧区域的压下量，促进材料晶粒细化。

(3)连轧：

在奥氏体未再结晶区进行轧制时，晶粒沿轧制方向伸长，在γ晶粒内部产生形变带。由于晶界面积的增加，提高了α的形核密度，而且在形变带上出现大量的α晶核，特别是对于铌微合金化的钢，这样使α晶粒细化的效果非常显著。γ未再结晶的温度区间一般为950℃～Ar3，同样，铌可以使此温度提高100℃。奥氏体和铁素体两相区轧制时，未相变的形变奥氏体继续被拉长，在晶粒内形成的形变带及位错部位形成新的极细等轴铁素体，先析出的铁素体晶粒也发生塑性形变，在晶粒内部形成大量的位错及亚晶结构，进一步提高了钢的强度和韧性。

在奥氏体未再结晶区轧制时，随着形变量的增加，晶粒拉长程度增大、形变带的密度升高，γ→α相变时的铁素体形核率越高，相变后得到的α晶粒越细小。在奥氏体未再结晶区进行低温的、大压下形变轧制，是获得超细铁素体晶粒的最有效方法之一。

在奥氏体未再结晶温度区轧制时，一般随终轧温度降低，晶粒细化，强度和韧性改善。生产压缩比较小的规格，应控制使终轧温度较低，有助于降低板材表面脱碳、细化珠光体片层间距，可以得到更加细小的晶粒组织。

现有技术连轧压缩比：T≤20mm，1.8-2.5；20mm＜T≤30mm，1.8-2.5；30mm＜T≤40mm，1.5-1.8。轧制不控温度，终轧温度≥920℃。

本发明工艺的连轧压缩比：T≤20mm，3.0-4.0；20mm＜T≤30mm，2.8-4.0；30mm＜T≤40mm，3.0-3.5。连轧轧制终轧温度：T≤20mm，920-950℃；20mm＜T≤30mm，870-910℃；30mm＜T≤40mm，820-860℃。

本发明工艺技术较现有技术，同规格BD粗轧压缩比减少而连轧阶段压缩比增大，并根据生产规格控制材料的终轧温度。

4、冷却

冷却速度越快，通过相变温度区的过冷度越大，将降低γ→α的相变温度Ar3，提高铁素体的形核速率并降低铁素体晶粒的长大速率，从而使铁素体晶粒得到细化。但在Nb含量较高时，由于Nb(C，N)等析出物的钉扎作用，冷却速度减小时，晶粒长大不会很明显，快速冷却引起的细晶强化作用并不显著，反而过大的冷却速度会抑制析出，使铌固溶在奥氏体内，晶粒长大得不到有效的控制，使得固溶强化作用增强，但铌元素的固溶强化作用效果远不及其析出强化作用。冷却速度太快，析出减弱，奥氏体中的固溶增加，奥氏体的稳定性增强，还会促进贝氏体或马氏体的形成。

由于热轧H型钢的特点，终轧温度较共析转变点较高，且由于压下量相对较小，材料再结晶形核点少，晶粒容易长大，轧制后优选降低材料的表面温度，使材料尽快进入相变区进行相变。由于轧后冷却速度较快，材料迅速冷却和进行相变，材料内部冷却应力和组织应力。两项应力的叠加，易导致矫直工序出现回弹、矫裂等缺陷。必须设定一定的温度自回火，快速冷却后在冷床缓冷，以消除相变和冷却过程中产生的应力。

终轧后的H型钢通过以14～25℃/秒快速冷却，表面冷却至510～620℃，其中：T≤20mm，590～620℃；20mm＜T≤30mm，540-570℃；30mm＜T≤40mm，510～540℃。

然后进入冷床空冷。

5、矫直、锯切、打捆入库。

经过冷床空冷后的型钢经过矫直矫正，锯切为客户所需定尺长度并打捆入库。

为了更好地比较本申请配方和现有技术，进行了对比试验。以HW400×400系列(H388×402×15×15、H394×405×18×18、H400×400×13×21、H400×408×21×21、H414×405×18×28、H428×407×20×35等6个规格)为例，对照组和实施例组均采用坯料型号：579×450×180×108mm(H×B×t×T，H高度，B翼缘宽度，t腹板厚度，T翼缘1/4处厚度)。

具体对照组和各个实施例中钢的化学成分(wt％)，如下表所示。

组别	C	Si	Mn	S	P	Nb
							实施例1-3	0.22	0.3	1.5	0.025	0.015	0.04
实施例2-6	0.19	0.4	1.2	0.015	0.025	0.05
							对照组1-2	0.20	0.5	1.2	0.015	0.025	0.04

本发明各个实施例中钢的制造工艺参数，如下表所示：

本发明各个实施例中钢的拉伸性能测试结果，如下表所示(产品性能检测采用《金属材料室温拉伸试验方法GB/T228》国家标准)：

由上述结果可以看出，经由本发明工艺制备的热轧H型钢翼缘钢板，可以实现金相组织为细晶粒铁素体+珠光体，组织晶粒度为8.5～10级；T值15～40mm规格的H型钢的屈服强度ReL：≥377MPa，抗拉强度Rm:548～584MPa，断后伸长率：A≥27.5％，成品表面无红锈产生。加工成型过程中未出现表面麻坑等质量缺陷，焊接质量高。

而对照组1-2除Si和Nb/Si外，其他的与各个实施例成分设计上并无特别差异，再是在控热环节采取同样的温度控制，在控制压下方面根据规格进行了限定，结果是薄规格的对照组1可以实现屈服强度Re 389MPa，抗拉强度Rm 571MPa，满足产品要求，但是品质较同规格的实施例1差，厚规格的对照组2，不能满足产品要求。

需要说明的是，本发明的特定实施方案已经对本发明进行了详细描述，对于本领域的技术人员来说，在不背离本发明的精神和范围的情况下对它进行的各种显而易见的改变都在本发明的保护范围之内。

Claims (3)

1.一种柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，其特征在于：步骤包括：转炉冶炼、LF炉冶炼、异型坯连铸机浇铸、钢坯加热、BD粗轧、连轧、冷却、矫直、锯切、打捆；所述钢成分按质量百分比为C：0.18～0.22；Si：0.25～0.40；Mn：0.90～1.50；S：≤0.025；P：≤0.025；Nb：0.030～0.050；其余为Fe元素和不可避免的杂质；其中：

所述的钢坯加热中，成品规格翼缘厚度在15-25mm之间的均热温度1230~1235℃，在炉加热时间200~240min；翼缘厚度大于25mm的，均热温度1225~1230℃，在炉加热时间180~200min；

所述的BD粗轧中，控制BD开轧温度：翼缘厚度≤20mm则 1150-1180℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm则 1120-1150℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm则 1080-1120℃；控制开坯粗轧机BD1压缩比为1.3-1.5，开坯粗轧机BD2压缩比为1.3-1.5；

所述的连轧中，控制连轧压缩比：翼缘厚度≤20mm，3.0-4.0；20mm＜翼缘厚度≤30mm，2.8-4.0；30mm＜翼缘厚度≤40mm，3.0-3.5；连轧轧制终轧温度：翼缘厚度≤20mm，920-950℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm，870-910℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm，820-860℃；

所述的冷却中，控制表面冷却至510～620℃，其中：翼缘厚度≤20mm，590～620℃；20mm＜翼缘厚度≤30mm，540-570℃；30mm＜翼缘厚度≤40mm，510～540℃。

2.根据权利要求1所述的柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，其特征在于：所述BD粗轧轧制温度通过钢坯出炉后延时轧制来控制，对于翼缘厚度≤20mm不延时，正常轧制；对于20mm＜翼缘厚度≤30mm规格，延时5秒；对于30mm＜翼缘厚度≤40mm，延时8秒轧制。

3.根据权利要求1所述的柔性生产低合金高强度热轧H型钢的方法，其特征在于：所述终轧后的H型钢通过以14～25℃/秒快速冷却。