专利名称：一种屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法
技术领域：
本发明涉及低合金钢领域，具体涉及一种屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法。
背景技术：
热轧H型钢是一种经济断面型材，具有优良的力学性能和优越的使用性能，可广泛应用于建筑业、交通运输、电力、水利、能源、化工及制造业等领域。其中，耐候H型钢主要用在高速火车车箱、桥梁等的制造上，在减重、延长使用寿命、提速、增加货运量和降低物流 成本等方面都起着重要的作用。特别是随着国民经济的快速发展，铁路运输行业向高速化、重载化、长寿化方向迈进，迫切需要高耐候性性、高强度、高韧性的热轧H型钢。由于高耐候性H型钢在要求高的耐候性的同时，还要求高的强度、优良的低温冲击韧性和焊接性能，因此对冶金工艺过程和设备控制水平要求很高。目前我国的H型钢生产企业已开发出屈服强度345MPa、420MPa等级别的耐候H型钢，为保证钢的强度等指标达到标准要求，都是采用添加较高合金元素Nb、V、Mn的热轧方法生产，其轧制工艺为铸坯加热炉加热一开坯机轧制一万能轧机轧制。如屈服强度为420MPa级的Q420NQR1热轧H型钢V含量高达0. 10 0. 14wt%, Mn含量高达I. 40
I.60wt%，导致生产成本提高；且由于其组织为铁素体+珠光体，组织的均匀性较差，导致其耐候性较差，与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率只能达到50 55% ;同时由于合金元素含量较高，焊接性能恶化。屈服强度460MPa级H型钢的生产其合金元素含量更高，导致生产成本很高，焊接性能恶化，且其耐候性和420MPa级的相当。另外，为得到较好的冲击韧性，要求很低的终轧温度，既增大了轧机的负荷和能耗，又降低了生产效率。
发明内容
本发明的目的在于克服现有技术的不足，提供一种能大幅度降低合金元素用量，满足高耐候性性能要求的屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法；本发明进一步的目的在于提供生产工艺更加简易、节能、高效，生产成本低，生产效率高的低合金高强度屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法。为了实现上述目的，本发明采用的技术方案为所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比计(wt%)，成分为C:0.06 0. 12，Si :0. 30 0. 60,Mn :0. 55 0. 75, P :0. 010 0. 030, S :0. 001 0. 015, Cu :0. 20 0. 35, Cr :0. 20 0. 40，Ni :0. 15 0. 30，Nb :0. 02 0. 04，Als :0. 003 0. 030，其余为铁和残余的微量杂质；该H型钢轧制工艺为铸坯加热炉加热一开坯机轧制一万能轧机轧制一轧后两段式快速冷却；具体为铸坯经加热炉加热至1200 1250°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1100 1150°C，终轧温度980 1020°C ;万能轧机的开轧温度900 950°C，终轧温度860 900°C ;轧后采用两段式快速冷却方法对铸坯进行冷却处理，第一段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为850 890°C，冷却结束时温度为650 700°C，冷却速度为75 150°C /s ;第一段快速冷却后，立即对铸坯进行第二段快速冷却，第二段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为650 700°C，冷却结束时温度为500 600°C，冷却速度为20 45°C /s ;对铸坯进行两段式快速冷却时，对H型钢翼缘及腹板采用喷常温水冷却的冷却方式，冷却水通过喷嘴喷到H型钢翼缘及腹板上；实际操作时，根据H型钢规格，在H型钢翼缘及腹板外侧设置一组或多组喷嘴，使用水泵来控制从喷嘴喷出的冷却水压力及流量，进而控制两段式快速冷却时的冷却速度。所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，采用的技术方案，具有以下优点首先，所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，通过在H型钢热轧后采用两段式快速冷却方法，能在较短时间内将具有较高温度的H型钢冷却到适当 的温度；该冷却方法利用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到表层为单相贝氏体、内部为复相组织具有细小晶粒的的H型钢组织状态，明显减少了合金元素的添加量，可显著降低生产成本；其次，所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法制造的H型钢，表层为均匀单相贝氏体组织，可显著提高其耐候性；再其次，所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法制造的H型钢，由于合金元素含量较低，改善了钢的焊接性能；最后，所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，不要求很低的终轧温度，既减小了轧机的负荷和能耗，又提高了生产效率。
具体实施例方式下面通过对最优实施例的描述，对本发明的具体实施方式
作进一步详细的说明。实施例I :所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比(wt% )计，成分为C :0. 07，Si :0. 44，Mn :0. 58，P 0. 030，S :0. 014，Cu :0. 23，Cr :0. 38，Ni :0. 25，Nb :0. 022，Als :0. 006，其余为铁和残余的微
量杂质;屈服强度为460MPa级高耐候性热轧H型钢轧制的工艺为铸坯在加热炉内加热至1245°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1145°C，终轧温度1015°C ;万能轧机的开轧温度945°C，终轧温度895°C ;轧后立即采用两段式快速水冷却，第一段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为890°C，冷却结束时温度为690°C，冷却速度为100°C /s ;第一段快速水冷却后，立即进行第二段快速水冷却，第二段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为690°C，冷却结束时温度为550°C，冷却速度为37°C /s。屈服强度460MPa级高耐候性H型钢(规格为600mmX200mmX IlmmX 17mm)性能参数是ReL为470MPa, Rm为590MPa, A为23%，_40°C纵向冲击吸收能量KV2为189J ;与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到48. 5%。
实施例2:所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比(wt% )计，成分为C :0. 12，Si :0. 54，Mn :0. 75，P 0. 013, S :0. 008，Cu :0. 33，Cr :0. 20，Ni :0. 19，Nb :0. 040，Als :0. 027，其余为铁和残余的微
量杂质;屈服强度为460MPa级高耐候性热轧H型钢轧制工艺为铸坯通过加热炉加热至1205°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1105°C，终轧温度985°C ;万能轧机的开轧温度915°C，终轧温度865°C ;轧后立即采用两段式快速水冷却，第一段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度855°C，冷却结束时温度685°C，冷却速度85°C /s ;第一段快速水冷却后，立即进行第二段快速水冷却，第二段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为685°C，冷却结束时温度为580°C，冷却速度为24°C /s。屈服强度460MPa级高耐候性H型钢(规格为600mmX200mmX IlmmX 17mm)性能参数是ReL为485MPa，Rm为605MPa, A为22%，_40°C纵向冲击吸收能量KV2为143J ;与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到46%。实施例3 所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比(wt% )计，成分为C :0. 09，Si :0. 33，Mn :0. 66，P 0. 024，S :0. 003，Cu :0. 30，Cr :0. 30，Ni :0. 15，Nb :0. 035，Als :0. 014，其余为铁和残余的微
量杂质;屈服强度为460MPa级高耐候性热轧H型钢轧制工艺为铸坯通过加热炉加热至1215°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1120°C，终轧温度1000°C ;万能轧机的开轧温度925°C，终轧温度880°C ;轧后立即采用两段式快速水冷却，第一段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度870°C，冷却结束时温度650°C，冷却速度130°C /s ;第一段快速水冷却后，立即进行第二段快速水冷却，第二段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为650°C，冷却结束时温度为500°C，冷却速度为30°C /s。H 型钢(规格为 600mmX200mmX IlmmX 17mm)性能指标是ReL 为 505MPa, Rm 为610MPa，A为20. 5%，_40°C纵向冲击吸收能量KV2为IOlJ ;与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到45%。实施例4 所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比(wt% )计，成分为C :0. 06，Si :0. 30，Mn :0. 55，P
0.01，S :0. 001，Cu :0. 20，Cr :0. 40，Ni :0. 30，Nb :0. 02，Als :0. 03，其余为铁和残余的微量
杂质；屈服强度为460MPa级高耐候性热轧H型钢轧制工艺为铸坯通过加热炉加热至1200°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1100°C，终轧温度980°C ;万能轧机的开轧温度90(TC，终轧温度860°C ;轧后立即采用两段式快速水冷却，第一段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度850°C，冷却结束时温度700°C，冷却速度75°C /s ;第一段快速水冷却后，立即进行第二段快速水冷却，第二段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为700°C，冷却结束时温度为565°C，冷却速度为45°C /s。、
H 型钢(规格为 600mmX200mmX IlmmX 17mm)性能参数是ReL 为 500MPa，Rni 为610MPa，A为21. 5%，_40°C纵向冲击吸收能量KV2为108J ;与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到45. 5%。实施例5:所述屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比(wt% )计，成分为C :0. 08，Si :0. 60，Mn :0. 65，P
0.02，S :0. 015，Cu :0. 35，Cr :0. 30，Ni :0. 25，Nb :0. 03，Als :0. 003，其余为铁和残余的微量
杂质； 屈服强度为460MPa级高耐候性热轧H型钢轧制工艺为铸坯通过加热炉加热至12500C ;开坯机轧制阶段开轧温度1150°C，终轧温度1020°C ;万能轧机的开轧温度950°C，终轧温度900°C ;轧后立即采用两段式快速水冷却，第一段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度890°C，冷却结束时温度670°C，冷却速度150°C /s ;第一段快速水冷却后，立即进行第二段快速水冷却，第二段快速水冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板的开始冷却时温度为670°C，冷却结束时温度为600°C，冷却速度为20°C /s。H 型钢(规格为 600mmX200mmXllmmXl7mm)性能参数是ReL 为 490MPa，Rni 为595MPa，A为20%，_40°C纵向冲击吸收能量KV2为20J。与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到47%。实施例I到实施例5中，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，轧后采用两段式快速水冷却，对H型钢翼缘及腹板采用喷常温水冷却的冷却方式，常温水冷却方式不会额外增加生产成本，冷却水通过喷嘴喷到H型钢翼缘及腹板上；实际操作时，根据H型钢规格，在H型钢翼缘部分及腹板外侧设置一组或多组喷嘴，使用水泵来控制从喷嘴喷出的冷却水压力及流量，进而控制两段式快速冷却时的冷却速度；如规格为600mmX200mmX IlmmX 17mm的H型钢，冷却速度为75 150°C /s时，在H型钢翼缘部分及腹板两侧各设置两组喷嘴，每组喷嘴喷出冷却水压力为I. 0 I. 5MPa，流量为500 1000L/min ;冷却速度为20 45°C /s时，在H型钢翼缘部分及腹板两侧各设置一组喷嘴，冷却水压力为I. 0 I. 5MPa，流量为300 800L/min。本发明的原理依据为(1)利用难溶的金属颗粒控制原始奥氏体晶粒尺寸，使高温奥氏体静态再结晶所需临界变形量降低，再结晶更容易进行，也使再结晶后的奥氏体晶粒不易长大，同时降低了 Nb(CN)在高温奥氏体区的析出量；通过奥氏体低温区间的变形，使Nb (CN)在低温奥氏体中部分析出，从而在变形奥氏体中形成大量形变带和高密度位错。(2)H型钢轧后立即进行第一段快速冷却，由于激冷是在钢材终轧后立即进行，因此使变形奥氏体静态再结晶受到抑制，从而在未再结晶的变形奥氏体中保留更多的位错和静态回复亚晶界等，使之成为过冷奥氏体转变的新相形核地点；激冷还会阻止相变前奥氏体晶粒长大。同时，钢材表面激冷过程中，由于冷却水带走大量热量，因此使钢材表面和芯部产生更大的过冷度，从而使铁素体转变的晶界形核自由能减小，促进其形核，实现组织细化，并增加了 Nb(CN)析出驱动力。从而充分发挥细晶强化和沉淀强化的作用。(3)第一段快速冷却在钢的贝氏体相变前结束，随后立即进行第二段超快速冷却，通过超快速冷却，珠光体片间距减小，起到一定的强化效果；同时，此时适当降低冷却速率，可以保证形成适量、细化的贝氏体组织，避免形成严重影响钢的韧塑性的粗大贝氏体组织等，起到了一定的相变强化效果，其韧性仍然可以满足要求，对钢的综合性能是有利的。从而本发明中有效地利用各种强化机制，在采用较低的合金含量条件下，达到屈服强度460MPa级H型钢的力学性能要求。本发明对屈服强度460MPa级高耐候性H型钢提供了一种新的组织状态，即表层为 I.0-2. Omm厚的细贝氏体组织，心部为多边形铁素体、珠光体、针状铁素体和少量贝氏体的复相组织。而常规生产方式形成的组织均为铁素体和珠光体组织。由于表层为均匀单相贝氏体组织，其组织均匀性比珠光体-铁素体钢要好，各部分的电极电位差较小，因而抗腐蚀能力较强，与普通Q345B钢相比，相对腐蚀速率可达到45 49%，远高于普通工艺生产的Q420NQR1耐候H型钢。表层采用单相贝氏体组织的依据是组织均匀性提高，可显著提高其耐候性。心部采用复相组织的依据是多边形和针状铁素体晶粒尺寸小，基体位错密度高，具有很好的强化效果；珠光体中渗碳体片层间距小，并出现退化现象，使珠光体强化效果增强；少量贝氏体对强度的提高有一定作用，同时不显著降低钢材的冲击韧性和延伸性能。上面对本发明进行了示例性描述，显然本发明具体实现并不受上述方式的限制，只要采用了本发明的方法构思和技术方案进行的各种非实质性的改进，或未经改进将本发明的构思和技术方案直接应用于其它场合的，均在本发明的保护范围之内。
权利要求
1.一种屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢的轧后冷却方法，屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比计，成分为C :0.06 0. 12，Si :0. 30 0.60，Mn 0. 55 0. 75, P :0. 010 0. 030, S :0. 001 0. 015, Cu :0. 20 0. 35, Cr :0. 20 0. 40, Ni 0. 15 0. 30，Nb :0. 02 0. 04，Als :0. 003 0. 030，其余为铁和残余的微量杂质； 该H型钢轧制工艺为铸坯加热炉加热一开坯机轧制一万能轧机轧制一轧后两段式快速冷却；具体为 铸坯经加热炉加热至1200 1250°C;开坯机轧制阶段开轧温度1100 1150°C，终轧温度980 1020°C;万能轧机的开轧温度900 950°C，终轧温度860 900°C;轧后采用两段式快速冷却方法对铸坯进行冷却处理，第一段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为850 890°C，冷却结束时温度为650 700°C，冷却速度为75 150°C /s ；第一段快速冷却后，对铸坯进行第二段快速冷却，第二段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为650 700°C，冷却结束时温度为500 600°C，冷却速度为20 45 0C /s。
2.按照权利要求I所述的屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，其特征在于其中，铸坯经加热炉加热至1215 1245°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1100 1145°C，终轧温度1000 1020°C ;万能轧机的开轧温度900 925°C，终轧温度860 8800C ;第一段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为850 870°C，冷却结束时温度为650 670°C，冷却速度为75 100°C /s ;第二段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为650 670°C，冷却结束时温度为500 580°C，冷却速度为20 37°C /s。
3.按照权利要求I所述的屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，其特征在于其中，铸坯经加热炉加热至1205 1215°C ;开坯机轧制阶段开轧温度1100 1120°C，终轧温度1000 1020°C ;万能轧机的开轧温度900 925°C，终轧温度860 8800C ;第一段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为850 870°C，冷却结束时温度为650 670°C，冷却速度为100 150°C /s ;第二段快速冷却工艺参数为H型钢翼缘及腹板开始冷却时温度为650 670°C，冷却结束时温度为500 580°C，冷却速度为37 450C /S。
4.按照权利要求I或2或3所述的屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，其特征在于屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢中Mn、Cu、Cr、Ni及Nb的含量，按质量百分比计为Mn 0. 58 0. 66, Cu :0. 23 0. 33, Cr :0. 30 0. 38,Ni :0. 19 0. 25，Nb :0. 022 0. 035。
5.按照权利要求I或2或3所述的屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，其特征在于屈服强度460MPa级高耐候性热轧H型钢中Mn、Cu、Cr、Ni及Nb的含量，按质量百分比计为Mn 0. 66 0. 75, Cu :0. 23 0. 33, Cr :0. 20 0. 30,Ni :0. 25 0. 30，Nb :0. 02 0. 022。
全文摘要
本发明公开了一种屈服强度460MPa高耐候性热轧H型钢轧后冷却方法，460MPa级高耐候性热轧H型钢，按质量百分比计，成分为C0.06～0.12，Si0.30～0.60，Mn0.55～0.75，P0.010～0.030，S0.001～0.015，Cu0.20～0.35，Cr0.20～0.40，Ni0.15～0.30，Nb0.02～0.04，Als0.003～0.030，其余为铁和残余的微量杂质；该H型钢轧制工艺为铸坯加热炉加热→开坯机轧制→万能轧机轧制→轧后两段式快速冷却；本发明通过采用轧后两段式快速冷却方法，使得热轧H型钢得到较快的冷却速率；该冷却方法利用细晶强化、析出强化和相变强化机制，得到表层为单相贝氏体、内部为复相组织具有细小晶粒的的H型钢组织状态，明显减少了合金元素的添加量，降低了生产成本，同时满足了高生产效率及高耐候性性性能的要求。
文档编号C22C38/48GK102644035SQ20121011200
公开日2012年8月22日 申请日期2012年4月17日 优先权日2012年4月17日
发明者吴结才, 奚铁, 孙维, 张卫斌, 汪开忠, 程鼎 申请人:马钢(集团)控股有限公司, 马鞍山钢铁股份有限公司