本发明属于冶金技术领域，具体地讲，本发明涉及一种高强度铁路支柱用钢。更具体地讲，本发明涉及一种高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢及其制备方法。
背景技术：
目前生产的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢通常为235mpa。但随着我国高速铁路建设和发展需要，高速铁路要适用不同地区、不同季节风力强度差别较大的自然环境，要求热轧h型钢支柱不仅具有重量轻，强度高，刚度大，抗弯能力强。
东北、西北高速铁路环境条件较恶劣，对接触网支柱的性能要求较高。以建成通车的哈大高铁沿线环境条件为例，由于哈大高铁地处我国东北严寒地区，平均最低气温为-40℃，风力最大可达35m/s，线路覆冰厚度可达10mm，冻土层最厚可达2米。哈大高铁线设计最高时速350公里以上，是普通电气化铁路最高时速160公里的两倍多，安全性要求也更严格为适应特殊环境要求。
目前我国常用钢材q235的强度不高、韧性和塑性也比较差，容易产生裂纹并引起扩展，尤其是在低温下更容易发生，因此接触网支柱用h型钢级别已由q235b升级到了q345b及更高级别。
对于风速较大地区的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢而言，通常要求其屈服强度大于275mpa。然而，目前的生产方法尚不能满足高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的要求。
申请人在先申请的cn103584765中公开了一种用于电气化铁路接触网支柱的厚规格耐低温h型钢，其组分为c0.10-0.22％，si0.10-0.40％，mn0.5-1.1％，p≤0.030％，s≤0.010％，nb.02-0.05a％，ti0.0.03-0.015％，在该发明中，h型钢是通过nb进行强化的，在此过程中必须小心的控制终轧温度，终轧的温度越低，细化晶粒和析出强化效果越好，但是对通常的热轧生产线，终轧温度过高，不利于nb发挥作用。此外，添加ti合金时，需要严格控制钢中的氮含量，因ti极易与n形成tin颗粒，这种颗粒尺寸较大、密度集中时会严重破坏钢的冲击韧性。
武汉钢铁的专利申请cn107099735公开了一种热轧h型钢，其包括了cr、v、mn、cu、ni、nb等多种强化元素，虽然其可以在一定程度上提供高强度的产品，但是加入众多的强化元素首先会提高产品的生产成本，而且由于添加的合金较多，这会导致产品的性能波动较大，并且该钢种是针对大气环境腐蚀而设计，而并非是针对低温使用环境而设计。
技术实现要素：
本发明的目的在于提供一种力学性能良好的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢及其制备方法。
本发明提供了一种电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢，其化学成分的重量百分数为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.10％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.01％～0.09％，ti0-0.014％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
该h型钢的翼缘厚度为36-42mm，腹板厚度为18-22mm。
上述热轧h型钢可以为q275b、q345b或q390b钢种，在钢种为q390b时，可以选择ti和v作为强化元素。
所述热轧h型钢为q275b钢种时，其化学成分的重量百分数为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.10％～1.30％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.01％～0.03％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
所述热轧h型钢为q345b钢种时，其化学成分的重量百分数为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.30％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.04％～0.08％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
所述热轧h型钢为q390b钢种时，其化学成分的重量百分数为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.35％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.06％～0.09％、ti0.008～0.014％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
所述q275b钢种热轧h型钢的力学性能为：屈服强度280～325mpa，抗拉强度为450～510mpa，断后伸长率为29～31％，20℃夏比(v型缺口)冲击试验冲击吸收能kv2为38～60j。
所述q345b钢种热轧h型钢的力学性能为：屈服强度360～385mpa，抗拉强度为500～620mpa，断后伸长率为27～30％，20℃夏比(v型缺口)冲击试验冲击吸收能kv2为34～59j。
所述q390b钢种热轧h型钢的力学性能为：屈服强度390～430mpa，抗拉强度为510～620mpa，断后伸长率为22～30％，20℃夏比(v型缺口)冲击试验冲击吸收能kv2为34～50j。
所述高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的化学成分的重量百分数优选的为：
q275b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.15％～1.30％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.015％～0.025％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
q345b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.35％～1.55％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.045％～0.075％，其余为铁和不可避免的微量杂质；；
q390b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.40％～1.55％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.065％～0.080％、ti0.008～0.012％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
上述钢材中，各元素的作用如下：
(1)碳含量
碳是除铁以外最主要的元素。碳含量增加，使钢材强度提高，塑性、韧性，特别是低温冲击韧性下降，同时耐腐蚀性、疲劳强度和冷弯性能也显著下降，恶化钢材可焊性，增加低温脆断的危险性。由统计结果分析可以看出，冲击功的数值随着碳含量的增加而降低。
(2)硫含量
钢铁中硫的存在会恶化钢的质量，降低钢的力学性能及耐蚀性、可焊性；特别是若钢中的硫以硫化铁状态存在时，它的熔点低于1000℃，将引起钢的“热脆”现象，所以钢中的硫含量越低越好，一般普通钢中的含硫量小于0.05％，优钢中小于0.020％。
(3)钛含量
钛元素对时效冲击回归存在影响。钢材中碳、磷、硫的增加均使钢材的冲击性能降低，但是钛却可以改善钢的冲击韧性。经过分析，钛的作用主要是固氮，最佳钛含量应不低于0.015％。钛含量低将造成钢水中的氮浓度较高，这些都使得柯氏气团的形成更为容易。另外钛与氮生成tin，高温下析出弥散的tin质点，可有效阻碍奥氏体晶粒长大，避免魏氏组织的出现，细化晶粒，提高韧性
(4)钒
微合金元素对强化的影响不同时期析出的微合金化元素的碳氮化物，其强化机制不同。在奥氏体化温度下析出时，是钉扎晶界机制，阻止奥氏体晶粒的粗化，或阻止奥氏体再结晶和晶粒的长大，以利于相变形成细小的铁素体；在发生铁素体相变后，在铁素体中析出时，通过第二相质点强化铁素体基体，产生显著的析出强化。钒对韧性的影响钢中加入钒不仅能提高钢的强度、降低过热倾向，而且对钢的低温韧性有明显的影响。当钒含量(质量分数)低于0.1％时，随着钒含量的增加的韧脆转变温度降低。当钒含量(质量分数)超过0.1％时，钒含量增加，韧脆转变温度反而升高。这是因为钒含量较低时其析出物细小弥散，起到明显细化晶粒的作用，使钢的强韧性提高。钒含量过高时，析出物数量增加尺寸增大导致钢的韧性降低。在含锰和硅的钢中，加人少量的钒就可以明显减轻这两种元素在晶粒长大和提高韧脆转变温度的影响。
钢中加入钒不仅能提高钢的强度、降低过热倾向而且对钢的低温韧性有明显的影响。当钒的质量分数低于0.1％时，随钒含量的增加，钢的韧脆转变温度降低。当钒的质量分数超过0.1％时，钒含量增加，韧脆性转变温度反而升高。这是因为钒含量较低时其析出物细小弥散起到明显细化晶粒的作用，使钢的强韧性提高。钒含量过高时，析出物数量增加，尺寸增大导致钢的韧性降低。
为了实现上述目的，本发明的还提供了一种高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的制备方法，所述制备方法包括下述步骤：铁水预脱硫，控制脱硫后铁水中的硫含量不超过0.020wt％；转炉冶炼，采用顶底复吹转炉冶炼，并且在转炉冶炼过程中，采用硅钙钡脱氧，采用中锰、硅锰、钒氮进行合金化；lf精炼，根据钢种成分需要喂入适量钛线，全程底吹氩搅拌，精炼过程中先充分搅拌化渣，造白渣或黄白渣；连铸，在连铸过程中，使用套管式保护浇注工艺，采用近终型异型坯保护浇铸；轧制所得的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的化学成分的重量百分数为：
q275b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.10％～1.30％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.01％～0.03％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
q345b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.30％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.04％～0.08％，其余为铁和不可避免的微量杂质；；
q390b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.35％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.06％～0.09％、ti0.008～0.014％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
作为上述方法一种更好的选择，在转炉冶炼工序中，铁水含硫量≤0.020％，终渣碱度控制在3.0～4.0；渣料于终点前3分钟加完，全程渣子化好、化透，终点压枪时间≮1分钟；，采用硅钙钡脱氧，采用中锰、硅锰、钒氮进行合金化，当钢水出至1/4时开始均匀加入，钢水出至3/4时加完；放钢后加入合成渣,加入量为5～15kg/t；钢包采用底吹良好的红净钢包，烘烤温度≥800℃。
作为上述方法一种更好的选择，在lf精炼工序中，根据钢种成分需要喂入适量钛线；全程底吹氩搅拌；用碳化钙、碳化硅、硅钙钡等调整炉渣，出站前顶渣应达到白渣或黄白渣；精炼末期喂纯钙线。
作为上述方法一种更好的选择，在于连铸采用套管式保护浇注工艺；二冷采用弱冷；采用低碳钢专用保护渣；中间包采用低碳碱性覆盖剂。
作为上述方法一种更好的选择，在轧制工序中，加热炉的均热温度为1200℃～1300℃，开轧温度不低于1150℃，终轧温度不高于950℃，轧材在冷床采用自然冷却+喷水冷却的冷却方式，矫直温度小于100℃。根据本发明的实施例，轧材规格为常用的电气化铁路线杆接触网支柱用热轧h型钢规格，优选地为德标din1025-2中ipb240。
本发明主要通过微合金化来提高强度，微合金化主要应用钒或钒+钛，没有添加其他的元素，连铸过程采用套管式保护浇注工艺，产品的金相组织均为铁素体+珠光体。本发明的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢具有高强度和良好的力学性能，q275b钢种的屈服强度平均为300mpa、q345b钢种的屈服强度平均为370mpa、q390b钢种的屈服强度平均为420mpa，完全能够满足高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢性能要求，并且产品的成本得到了降低。
附图说明
图1为本发明的q345钢种的金相图，该金相图显示本发明的金相组织包括铁素体和珠光体。
具体实施方式
本发明主要针对高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢在成分、冶炼及轧制过程中的问题，提供了一种高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢及其制备方法。根据本发明的方法生产出的热轧h型钢具有良好的高强度钢力学性能，q275b钢种的屈服强度平均为300mpa、q345b钢种的屈服强度平均为370mpa、q390b钢种的屈服强度平均为420mpa。
本发明主要通过钒微合金化或钒钛复合微合金化，连铸过程采用套管式保护浇注工艺，实现高强度钢材的生产。
下面将详细地描述根据本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢及其制造方法。
根据本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的化学成分的重量百分数为：
q275b钢种：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.10％～1.30％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.01％～0.03％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
q345b钢种：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.30％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.04％～0.08％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
q390b钢种：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.35％～1.60％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.06％～0.09％、ti0.008～0.014％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
根据本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢，其成分设计特点是根据不同强度级别的要求，通过适当提高锰含量、加入适量v或v+ti合金，同时控制p和s含量，从而在保证产品具有较高强度。根据本发明，电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的成分设计采用低碳+钒微合金化/钒钛复合微合金化+低p、s控制的设计思路，低碳可以提高产品综合延伸性能；添加微量钒合金或钒+钛合金，由于微合金化元素的细晶强化作用和析出强化，可有效地提高产品强度；低p、s控制意在提高钢水纯净度，降低钢中有害夹杂，确保产品的高强度、良好韧性的稳定性。
根据本发明的一个优选实施例，根据本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的化学成分的重量百分数优选为：
q275b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.30％、mn1.15％～1.30％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.015％～0.025％，其余为铁和不可避免的微量杂质；
q345b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.35％～1.55％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.045％～0.075％，其余为铁和不可避免的微量杂质；；
q390b钢种为：c0.12％～0.18％、si0.20％～0.50％、mn1.40％～1.55％、p≤0.030％、s≤0.030％、v0.065％～0.080％、ti0.008～0.012％，其余为铁和不可避免的微量杂质。
根据本发明，高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的制备方法包括铁水预脱硫、转炉冶炼(例如120吨顶底复吹转炉冶炼)、lf精炼、近终型异形坯套管式保护连铸、轧制(例如，bd粗轧-tm精轧轧机布置型式生产线轧制)。
具体地讲，根据本发明的方法，在铁水预脱硫工序中，铁水到脱硫站，脱硫后保证铁水中的硫含量为≤0.020wt％。
根据本发明的方法，在转炉冶炼工序中，采用顶底复吹转炉冶炼，并且在转炉冶炼过程中，采用硅钙钡脱氧，使得脱氧速度快，成渣好，钢水中的氧含量控制在30ppm以下。
另外，在转炉冶炼工序中，控制终点碳含量不小于0.10wt％；采用双挡渣出钢工艺出钢，并对钢水进行脱氧合金化以及增碳作业，然后利用造渣材料进行造渣。具体地讲，根据本发明的方法，在转炉冶炼工序中，入炉原料必须满足转炉工艺技术要求，铁水含硫量≤0.020％；终渣碱度控制在3.0～4.0范围内；渣料于终点前3分钟加完，全程渣子化好、化透，终点压枪时间≮1分钟；放钢中过程加入硅钙钡2.0～5.0kg/吨钢脱氧；采用中锰、硅锰、钒氮进行合金化，合金当钢水出至1/4时开始均匀加入，钢水出至3/4时加完，合金对准钢流冲击区加入；放钢后加入合成渣,加入量为5～10kg/t；严格执行挡渣操作，减少下渣量；出钢时间不小于3分钟；钢包采用底吹良好的红净钢包，烘烤温度≥800℃。
根据本发明的方法，在lf精炼工序中，钢水到位后，喂入钛线100～150米；全程底吹氩搅拌，前期可根据情况适当调高氩气压力，出站前采用小压力软吹，保证夹杂物上浮，保证精炼软吹氩大于10分钟；根据炉渣的粘度、颜色及泡沫化程度，用碳化钙、碳化硅、硅钙钡等调整炉渣，出站前顶渣应达到白渣或黄白渣；精炼末期喂纯钙线50～100m/炉；精炼出站钢中[o]<30ppm。
根据本发明的方法，在连铸工序中，连铸采用套管式保护浇注工艺，二冷采用弱冷，采用低碳钢专用保护渣；中间包采用低碳碱性覆盖剂，加入量1.0～2.0kg/t钢；能提高钢水洁净度，同时实现恒拉速浇注，提高铸坯质量。具体地讲，在连铸工序中，二冷采用弱冷，结晶器采用非正弦振动，中间包过热度按15℃～25℃进行控制，中间包采用低碳碱性覆盖剂，覆盖剂的加入量为1～1.5kg/t钢。
根据本发明的方法，在轧制工序中，加热炉的均热温度为1200℃～1300℃，开轧温度不低于1150℃，终轧温度不高于950℃，轧材在冷床采用自然冷却+喷水冷却的冷却方式，矫直温度小于100℃，从而得到本发明的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢。根据本发明的一个实施例，轧材的规格可以为德标din1025-2中ipb240，即h240*240*10*17。
另外，为了避免使本发明的主题变得模糊，会省略对在此包含的公知技术/工序的详细描述。因此，在本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的制备方法中，在此未提及的工序均可采用现有技术。
下面将结合具体实施例对本发明的高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢及其制备方法做进一步说明，然而，本发明不限于此。
实施例1
采用如下的工艺路线制备高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢：铁水预脱硫→转炉冶炼→lf精炼→近终型异形坯保护连铸→bd粗轧-tm精轧轧机布置型式生产线轧制→检验入库。具体的工艺参数参见上文所述。
由实施例1制得q345b钢种高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的化学成分重量百分比见表1，转炉冶炼过程的参数见表2，连铸过程的参数见表3，所得电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的轧材力学性能见表4。
表1实施例1的q345b钢种的化学成分(wt％)
表2实施例1的转炉冶炼过程参数
表3实施例1的连铸过程参数
表4实施例1所得轧材的力学性能
因此，本发明主要通过微合金化来提高电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的强度，微合金化主要采用钒或钒钛复合，没有添加其他的元素，连铸过程采用套管式保护浇铸。根据本发明的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的制备方法采用硅钙钡脱氧，钢中氧含量小于30ppm。因此，根据本发明的方法生产出的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢具有良好的高强度力学性能，q275b钢种的屈服强度平均为300mpa、q345b钢种的屈服强度平均为370mpa、q390b钢种的屈服强度平均为420mpa。
因此，同目前热轧电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的生产比较，本发明的技术方案的特点在于：
第一，转炉冶炼钢种时，采用硅钙钡脱氧，钢中氧含量小于30ppm，生产出低氧含量的洁净钢。
第二，生产方坯时采用套管式保护浇铸条件下，提高钢水洁净度，实现恒拉速，提高铸坯质量，生产出高强度的铁路接触网支柱用热轧h型钢。
第三，添加微量v合金或v+ti合金，运用钒和钛的细晶强化和析出强化机理，且钒和钛对热轧后相变特性的影响极小，精轧温度范围较宽，不需要控轧控冷，且轧后不需进行热处理，完成高强度电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢的成分设计及生产，降低生产过程的合金成本。
第四，本发明的屈服强度性能良好，q275b钢种的屈服强度平均为300mpa、q345b钢种的屈服强度平均为370mpa、q390b钢种的屈服强度平均为420mpa，为目前国内强度最高的电气化铁路接触网支柱用热轧h型钢。
申请人将上述的钢材用于实际生产，以性能最低的q275b钢种为例，其可以满足-40℃低温环境下的高速铁路的要求，未出现延迟脆断，并且动力荷载满足需求。
本领域技术人员应该明白，以上实施例仅是说明性的，而非限制性的。尽管参照上述实施例对本发明进行了详细说明，本领域的普通技术人员应当理解，依然可以对本发明进行修改或者等同替换，而不脱离本发明的精神和范围的任何修改或局部替换，其均应涵盖在本发明的权利要求范围当中。