一种Q420级重型热轧H型钢及其组织细化生产方法与流程

一种q420级重型热轧h型钢及其组织细化生产方法
技术领域
1.本发明属于钢铁技术领域，具体涉及一种重型热轧h型钢组织细化生产方法。


背景技术：

2.热轧h型钢具有优化的截面形状，作为节约型铁基结构材料在轨道交通、大型桥梁、石 油平台以及大型建筑等领域得到了广泛的应用。随着科学技术的发展，工程结构的大型化是 发展趋势，因此，对热轧h型钢的需求也提出了大型化、高性能化的技术要求。从高性能化 的角度，全球油气资源开采向气候条件恶劣的高寒极地进军，面向高寒地区的国际重大工程、 油气管道及物流交通得到快速发展，高性能要求的特点不仅体现在提高常规条件下使用的强 度和塑性，还特别要求材料具有高的低温韧性以满足高寒地区的特殊服役条件。产品大型化， 会导致高性能化的难度增加，目前，现有技术在翼缘厚度为50mm以上的热轧h型钢开发尚 属于探索阶段，仍需大量进口，此外，也可采用焊接加工制作，但焊接会导致成本、环保以 及质量等一系列社会与经济问题。
3.由于钢板轧机的轧制能力大，且坯到材的轧制压缩比也大，可实现低温大压下轧制，利 用应变诱导相变的传统热机械处理(tmcp)技术，结合轧后水冷和离线热处理等手段改善钢板 的性能。与钢板相比，由于热轧h型钢的截面复杂，使得轧制条件(轧制温度、轧制压缩比) 受限，因此，超厚热轧h型钢无法简单地借鉴钢板的制造工艺及化学组成，开发满足gb/t 1591 标准要求的重型热轧h型钢。组织细化是非常有效的在提高强度的水平下，同时提高塑性， 特别是提升低温冲击韧性的技术手段。目前，在研究和实际应用中常用的是热机械处理(tmcp) 技术，其关键点在于低温、大压下。重型热轧h型钢生产由于受到坯料尺寸和工装能力的限 制，难以实现上述低温、大压下的工艺要求，因此，提出了利用诱发奥氏体动态再结晶得到 超细奥氏体晶粒，利用奥氏体晶界促进相变形核实现细化组织的技术。为了实现奥氏体动态 再结晶细化组织的需要，研究开发了一种适应重型热轧h型钢组织细化的轧制方式来适配诱 发奥氏体动态再结晶细化组织的需求。
4.目前，关于组织细化和热轧h型钢的研究已开展了大量的工作。例如，对于厚板等大规 格的钢铁产品，日本jfe钢铁公司在世界率先将在线加速冷却装置用于厚板生产，开发了紧 靠轧机的强力冷却装置super-cr，并利用在线加热装置hop使回火工艺连续化，实现了厚 板的高性能化。东北大学开发了以超快冷技术为基础的新一代tmcp(ng-tmcp)技术，但 是上述的研究开发工作主要是针对轧后冷却来进行的，与本发明聚焦于轧制过程中的控制是 完全不同的工艺阶段，且轧后快速冷却工艺应用在热轧h型钢生产中存在固有缺陷：主要原 因为热轧h型钢截面形状复杂，轧后快冷会加剧各部分冷却不均，造成热轧h型钢外形变形， 后续难以矫直，成为废品。吴保桥等人发表在《热加工工艺》杂志的“控温轧制对钒微合金热 轧h型钢力学性能的影响”文章，该文献研究了v含量对薄规格(50mm厚)热轧h型钢强 度的影响规律，未有考虑到产品的韧性，其关注点在于v微合金化与强度的关系，与本发明 通过工艺规程的优化耦合微合金设计实现重型热轧h型钢强韧化完全不同。郭秀辉等人发表 在《钢铁研究》杂志的“提高特厚规格q275d热轧h型钢冲击性能的研究”文章，
该文献研究 了仅分析了薄规格(26mm厚)热轧h型钢-20℃低温冲击韧性不足原因并给出了对策，其关 注点在于低温韧性不合格的原因分析，与本发明关注的通过工艺规程优化耦合微合金化设计 实现重型热轧h型钢强韧化存在本质不同。
5.中国专利申请号为202011321554.3，于2021年2月12日公开了一种超厚q355级良好 低温韧性热轧h型钢及生产方法。其化学成分为c：0.12～0.18％、si：0.10～0.50％、mn： 1.20～1.60％、al：0.02～0.06％、nb：0.02～0.06％、n：0.0040～0.0100％、p≤0.015％、s≤0.005％， 其余为fe及不可避免的杂质，其翼缘厚度t为80～150mm，cev≤0.42％，pcm≤0.25％；提出 了nb、al微合金化的低成本成分设计方案，配合合理的连铸工艺和轧制工艺，调控aln、 nbc在连铸坯和h型钢分布，细化h型钢组织。但是，该发明采用了轧后快速冷却工艺，极 易造成热轧h型钢形状变形不合标准要求，无法实现批量生产，此外，该发明要求的轧制温 度降低，轧制过程中轧件变形抗力大，轧机负荷大。本发明采用轧后空冷工艺，极大地改善 了产品尺寸外形，且通过工艺和成分的耦合优化，提升了控轧温度，改善了轧制条件。
6.中国专利申请号为202010833185.x，于2020年12月4日公开了一种420mpa级优异低 温韧性热轧h型钢及其生产方法，其化学成分为c、si、mn、p、s、v、ni、n，其余为fe 及不可避免的杂质，通过合理的v、ni、n成分设计，匹配相适应的控轧控冷工艺，开发出 了综合性能优异的420mpa热轧h型钢。但是，该发明采用了轧后快速冷却工艺，极易造成 热轧h型钢形状变形不合标准要求，无法实现批量生产，且该发明还利用了贵重金属ni微 合金化，造成产品成本较高，贵重元素浪费，此外，该发明产品的厚度较薄(30～50mm厚)， 与本文中所示发明具有本质不同。本发明采用轧后空冷工艺，极大地改善了产品尺寸外形， 且通过工艺和成分的耦合优化，采用普通的微合金元素实现了重型热轧h型钢高性能化。
7.中国专利申请号为202011243695.8，于2021年2月26日公开了一种低成本厚重q355e 热轧h型钢及其制造方法，其组分为c、si、mn、nb、ti、n，其余的为铁和其他杂质，ti 和n的乘积范围为0.00004％％～0.0007％％，通过控制控制万能倒数第5～3道次压下量和变形 温度，配合控制粗轧后的奥氏体晶粒尺寸，获得具备高强度、高低温韧性的热轧h型钢。
8.中国专利申请号为202011243693.9，于2021年2月26日公开了一种低成本460mpa级 优异低温韧性热轧h型钢及其生产方法，其组分为c、si、mn、p、s、v、ni、c r、n，其 余为fe及不可避免的杂质，v与n的含量比为8:1～10:1，基于热轧h型钢的生产实际，通 过合理的成分配比和全流程的tmcp技术，开发出翼缘厚度30mm～50mm，具备高强度、高 低温韧性、优异的焊接性和厚度方向性能的460mpa级热轧h型钢。
9.中国专利申请号为201380039137.1，于2015年4月1日公开了h型钢及其制造方法， 其材料的化学成分的质量百分含量包括：c：0.05～0.16％、si：0.01～0.50％、mn：0.80～2.00％、 ni：0.05～0.50％、v：0.01～0.20％、al：0.005～0.100％、ti：0.005～0.030％、n：0.0010～0.0200％、 o：0.0001～0.0100％、ca：0.0003～0.0040％、cr：0～0.50％、cu：0～0.50％、mo：0～0.20％、 nb：0～0.05％。翼缘厚度为100～150mm。其关注点是通过氧化物冶金，形成“以每单位面积 的个数密度计含有100～5000个/mm2的以当量圆直径计为0.005～2.0μm的氧化物粒子”。
10.中国专利申请号为201780057895.4，于2017年12月21日公开的h型钢及其制造方
法， 其化学成分为：c：0.050～0.160％、si：0.01～0.60％、mn：0.80～1.70％、nb：0.005～0.050％、 v：0.05～0.120％、ti：0.001～0.025％、n：0.0001～0.0120％、cr：0～0.30％、mo：0～0.20％、 ni：0～0.50％、cu：0～0.35％、w：0～0.50％、ca：0～0.0050％、zr：0～0.0050％。翼缘的厚度 为20～140mm，拉伸屈服应力为385～530mpa，在-20℃的夏比冲击吸收能为100j以上。在此 发明中主要是通过微合金化元素来实现低温韧性。
11.从目前专利和文献调研的情况，针对翼缘厚度超过50mm的厚重热轧h型钢，通过优化 轧制工艺，解决重型热轧h型钢压缩比不足；采用万能区道间喷水冷却，克服传统重型热轧 h型钢较长时间待温轧制，提高生产效率等方面的研究尚未见报道。


技术实现要素：

12.1、要解决的问题
13.本发明提供一种q420级重型热轧h型钢，其目的在于通过调控h型钢的化学成分以及 第二相粒子的参数，以翼缘厚度≥50mm的q420级重型热轧h型钢为产品目标，最终产品 的晶粒尺寸达到10级以上，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量不小于120j。
14.本发明还提出上述一种q420级重型热轧h型钢组织细化生产方法，通过诱发奥氏体动 态再结晶细化组织为基础，优化轧制工艺，提出了减小开坯区翼缘压下量，增加万能区压下 量，分解现有万能轧制过程为两段式轧制，第一段在较高温度轧制，通过动/静态再结晶细化 奥氏体组织；减薄h型钢轧件厚度,道间喷水冷却迅速降温，减少待温时间；第二段在较低温度 轧制，实现诱发奥氏体动态再结晶，从而得到超细奥氏体晶粒，通过超细奥氏体的晶界促进 铁素体相变形核，实现产品组织细化。
15.2、技术方案
16.为解决上述问题，本发明采用如下的技术方案。
17.一种q420级重型热轧h型钢，其化学成分主要包含：c、si、mn、p、s、nb、ti、v、 n、h、fe；同时，包含的合金化合物粒子为tin第二相粒子、nbc第二相粒子、vc第二相 粒子和nb-v-ti复合第二相粒子，其中：根据国家gb/t 11263标准规定，热轧h型钢的性能 样必须在翼缘宽度b的1/6处取样，本发明的h型钢在翼缘端部b/6处且翼缘1/4厚度处取 样：
18.tin第二相粒子的体积分数0.01％以上，其尺寸小于20纳米，
19.nbc第二相粒子的体积分数0.03％以上，其尺寸小于40纳米，
20.vc第二相粒子的体积分数0.02％以上，其尺寸小于20纳米，
21.nb-v-ti复合第二相粒子的体积分数0.03％以上，其尺寸小于40纳米。
22.进一步地，尺寸小于15纳米的第二相粒子的体积分数需满足式(a)：
[0023]vtin
+v
vc
+v
nbc
+v
nb-v-ti
≥0.05％
ꢀꢀꢀꢀꢀ
(a)，
[0024]
式中：v
tin
为tin的体积分数，v
vc
为vc的体积分数，v
nbc
为nbc的体积分数，v
nb-v-ti
为nb-v-ti复合第二相粒子的体积分数。
[0025]
进一步地，其化学成分按质量百分数计为：c:0.06～0.14％，si:0.10～0.60％，mn:1.00～1.60％， p：≤0.015％，s：≤0.007％，nb:0.01～0.06％，ti：0.010～0.030％，v：0.010～0.040％，n： 0.0040～0.0100％，h:≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中，c、mn之间的质量百分数满足下述 关系式(b)：
[0026]
c+mn/6＝0.28-0.38％
ꢀꢀꢀꢀꢀ
(b)。
[0027]
进一步地，h型钢的翼缘厚度为t，t≥50mm。
[0028]
进一步地，nb、ti、v、n之间的质量百分数与t满足式(c)：
[0029]
1.7≤f＝[(nb+ti
×n×
1000+v)/t]
×
1000≤3.4
ꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀꢀ
(c)。
[0030]
进一步地，最终产品的组织为铁素体和珠光体，晶粒尺寸达到10级以上。
[0031]
其中：
[0032]
c含量设为0.06～0.14％。c(碳)是对钢的强化有效的元素。因此，将c含量的下限设为 0.06％。另一方面，当c含量大于0.14％时，会显著提升h型钢的碳当量cev和焊接裂纹敏 感性指数pcm，降低h型钢的焊接性，同时，也会降低h型钢低温韧性。因此，将c含量上 限设为0.12％。
[0033]
si含量设为0.10～0.60％。si(硅)是脱氧元素，也有助于强度的提高的元素。因此，将si 含量的下限设为0.10％。另一方面，若si含量大于0.60％，将加速高温剥层，恶化韧性和层 状撕裂性能，对钢的表面质量也有不利影响。因此，将si含量的上限设为0.60％。
[0034]
mn含量设为1.00～1.60％。mn(锰)在一定范围内同时提高钢的韧性、强度。因此，将mn 含量的下限设为1.00％。另一方面，若mn含量大于1.60％，则易产生宏观偏析，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。因此，将mn含量的上限设为 1.60％。
[0035]
p含量设为≤0.015％。p(磷)是凝固偏析引起的焊接裂纹、韧性降低的原因所在，因此 应尽量减少，综合考虑脱p成本，将p限制在0.015％以下。
[0036]
s含量设为≤0.007％。s(硫)会因凝固偏析在铸坯中心部形成mns夹杂，不仅会引起焊 接裂纹、韧性降低，还会恶化抗层状撕裂性能等，因此应尽量减少，综合考虑脱s成本，将 s量限制为0.007％以下。
[0037]
nb含量设为0.01～0.06％。nb(铌)用于析出足够的nbc，形成通过钉扎效应阻碍奥氏 体晶粒长大，以实现细化奥氏体晶粒效果。因此，将nb含量的下限设定为0.01％；另一方 面，若nb含量超过0.06％时，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。因此，将nb含量上限设为0.06％。
[0038]
ti含量设为0.010～0.030％。ti(钛)是形成tin的主要元素，tin是高温稳定化合物， 通过tin钉扎高温区的奥氏体晶粒阻碍奥氏体晶粒长大，以实现细化奥氏体晶粒效果；同时， 细化的tin可以促进nbc析出，细化第二相析出粒子的尺寸。因此，将ti含量的下限设定 为0.010％。另一方面，若ti含量过高，多余的ti固溶在钢材中，造成合金浪费，引起成本 增加，设定上限为0.030％。
[0039]
v含量设为0.010～0.040％。v(钒)是具有在奥氏体的粒内以碳化物或碳氮化物析出，作为 向铁素体相变的形核点，是铁素体晶粒细化的有效元素，同时，在晶内析出会有效提升钢材 强度。因此，将v含量的下限设为0.010％。另一方面，若v含量大于0.040％，会引起钢材 强度过大。因此，将v含量的上限设为0.040％。
[0040]
n含量设为0.0040～0.0100％。n(氮)是形成tin的主要元素，有助于组织的细化和析 出强化的元素，n元素也是控制tin析出的尺寸的关键元素。因此，将n含量的下限设为 0.0040％。若n含量大于0.0100％，则会引起tin粒子粗大，恶化低温韧性、连铸表面质量 以及钢材应变时效性能。因此，将n含量的上限设为0.0100％。
[0041]
h含量设为≤0.0002％。h(氢)是钢材中氢致裂纹的主因，属于有害元素，若钢种的
h 含量超过限制，会造成钢材断裂。因此，将h含量的上限设定为0.0002％。
[0042]
在传统重型热轧h型钢轧制工艺中，轧件经过加热和开坯轧制后，进入万能轧机进行万 能区轧制。开坯轧制温度大约为1100℃～1150℃，开坯轧制后待温至930℃～960℃进入万能轧 机进行万能轧制。由于重型热轧h型钢轧制总压缩比较小，按传统轧制工艺设计，开坯轧制 过程中翼缘厚度方向分配总压缩比较小，不能有效地改善轧件内部缺陷与细化奥氏体晶粒尺 寸，因此导致轧件内部质量较差，且使得万能轧制过程中难以诱发奥氏体动态再结晶，从而 不能实现组织细化，最终产品的晶粒较大。同时，由于开坯轧制后轧件尺寸较大，且传统工 艺又无喷水冷却工艺设计，使得轧件待温时间较长，极大地影响了生产效率。
[0043]
重型热轧h型钢轧制有两个部分组成，第一部分为开坯(粗轧)轧制，第二部分为万能 (精轧)轧制。第一部分开坯轧制为两辊孔型轧制，主要作用是扩或缩腰以调整轧件高度或 宽度方向尺寸适合万能轧制，同时，进行轧件厚度方向压缩轧制，以焊合轧件内部缺陷。第 二部分万能轧制为四辊组成的万能轧机对h型钢翼缘和腹板在厚度方向进行压缩轧制，主要 作用是改善h型钢组织，减薄h型钢厚度，以获得理想的h型钢产品。
[0044]
故，本发明的一种q420级重型热轧h型钢的组织细化生产方法，步骤为：坯料加热
→ꢀ
开坯轧制
→
万能第一段轧制
→
喷水冷却
→
万能第二阶段轧制
→
冷床空冷，具体为：
[0045]
(1)坯料加热：坯料的化学成分主要包含：c、si、mn、p、s、nb、ti、v、n、h、 fe，其中v元素的质量百分数为0.010～0.040％；加热温度为1200℃～1250℃，保温120min～160 min，能够保留部分未溶tin第二相粒子，用以抑制加热过程中奥氏体晶粒长大；又可确保 nbc粒子的完全回溶，为后续的外延析出提供成分保证；同时还能保证厚重热轧h型钢整个 断面加热均匀，有利于后续轧制；
[0046]
(2)开坯轧制：在开坯轧辊异型孔中减少异型孔腿部斜度、扩大异型孔腿部厚度，从而 实现翼缘厚度减薄量≤5％，以增加万能轧制阶段轧件厚度，从而获得较大万能轧制压缩比， 进而增加万能轧制的应变累积；
[0047]
(3)万能第一段轧制：压缩比控制在1.23以上，有利于轧件内部缺陷焊合和累积足够 的应变促进奥氏体充分再结晶细化奥氏体晶粒；
[0048]
(4)喷水冷却：采用万能轧制道间全截面喷水冷却工艺，快速降低轧件温度至 925℃～930℃；
[0049]
(5)万能第二阶段轧制：压缩比控制在1.50～1.55，耦合轧制温度(925℃～930℃)促进 奥氏体发生动态再结晶细化组织，进入万能第二阶段轧制，配合ti/nb微合金化成分设计， 利用应变诱导大量析出的nbc、vc以及nb、ti、v复合第二相粒子抑制万能第二阶段轧制 道次间的奥氏体静态再结晶，实现应变积累，从而诱发奥氏体动态再结晶细化组织；
[0050]
(6)冷床空冷。
[0051]
进一步地，步骤(1)中，坯料的成分体系为：c:0.06～0.14％；si:0.10～0.60％，mn:1.00～1.60％； p：≤0.015％；s：≤0.007％；nb:0.01～0.06％；ti：0.010～0.030％；v：0.010～0.040，n：0.0040～0.0100％； h:≤0.0002％；余量为铁和其他杂质，其中：
[0052]
为了保证钢的强度，c、mn之间的质量百分数满足下述关系式(b)：
[0053]
c+mn/6＝0.28％～0.38％
ꢀꢀꢀ
(b)；
[0054]
考虑产品厚度效应f，nb、ti、v、n之间的质量百分数与h型钢的翼缘厚度t满足式
(c)：
[0055]
1.7≤f＝[(nb+ti
×n×
1000+v)/t]
×
1000≤3.4
ꢀꢀꢀꢀꢀ
(c)。
[0056]
进一步地，步骤(2)中，减少开坯轧制道次为5～7道次，提升开坯轧制速度和轧辊运输 速度为3m/s～5m/s，减少开坯轧制阶段和辊道运输过程中轧件温度损失，以提升万能第一阶 段轧制温度至1050℃～1100℃，焊合轧件内部缺陷(疏松、气孔、裂纹等)，保证奥氏体的充 分再结晶，配合ti/n的微合金化设计，利用tin第二相粒子抑制高温阶段奥氏体晶粒的长大， 细化奥氏体晶粒尺寸，从而实现万能轧制第一阶段奥氏体晶粒细化。
[0057]
进一步地，步骤(3)中，万能第一段轧制温度至1050℃～1100℃。
[0058]
进一步地，步骤(4)中，喷水冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s。
[0059]
进一步地，步骤(4)中，冷床空冷的冷却速度为0.05℃/s～0.5℃/s。
[0060]
在上述ti/n的微合金化设计耦合上述轧制工艺条件下，tin第二相粒子的体积分数0.01％ 以上，第二相粒子的尺寸小于20纳米。nb的微合金化设计耦合上述轧制工艺条件下，保证 nbc析出的体积分数0.03％以上，nbc粒子的尺寸小于40纳米。v的微合金化设计保证vc 析出的体积分数达到0.02％以上，vc粒子的尺寸小于20纳米。nb-v-ti复合第二相粒子的 体积分数0.03％以上，nb-v-ti复合第二相粒子的尺寸小于40纳米。其中，小于15纳米的第 二相目粒子的体积分数需满足：v
tin
+v
nbc
+v
nb-v-ti
≥0.04％，式中：v
tin
：tin的体积分数； v
nbc
：nbc的体积分数；v
nb-v-ti
：nb-v-ti复合粒子的体积分数。
[0061]
利用上述方法得到的厚重热轧h型钢，翼缘厚度≥50mm，屈服强度大于420mpa，抗拉 强度520～680mpa，断后伸长率大于19％，厚度方向性能大于35％，0℃、-20℃、-40℃、-60℃ 的冲击韧性大于120j。
[0062]
3、有益效果
[0063]
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
[0064]
(1)本发明改进传统热轧h型钢轧制工艺，减小开坯区压下量，实现万能两阶段轧制， 提升万能段轧制缺陷焊合与组织细化作用，解决重型热轧h型钢压缩比不足，配合ti/nb+低 v的微合金化成分设计，实现诱发奥氏体动态再结晶，细化产品组织，即细晶强化、析出强 化第二相粒子体积分数，实现产品强韧化。
[0065]
(2)本发明最优化地减薄万能第二阶段轧件厚度，采用万能区道间喷水冷却，克服传统 重型热轧h型钢较长时间待温轧制，极大地提升了生产效率。
[0066]
(3)本发明开发了翼缘厚度≥50mm规格的q420级重型热轧h型钢，产品晶粒尺寸达 到10级，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量均不小于120j。
[0067]
(4)通过轧制减薄轧件和道间喷水冷却，减少轧件控轧待温时间，提升重型热轧h型 钢生产效率；优化轧制工艺，提出了减小开坯区翼缘压下量，增加万能区压下量，分解现有 万能轧制过程为两段式轧制，在高温轧制阶段实现内部缺陷焊合与细化奥氏体组织，在低温 轧制阶段诱发奥氏体动态再结晶，实现产品组织细化。产品的晶粒尺寸达到10级以上,强度 达q420级，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量不小于120j。
附图说明
[0068]
图1为本发明h型钢的取样位置示意图；
[0069]
图2为实施例1中h型钢的显微组织；
[0070]
图3为实施例3中h型钢的显微组织；
[0071]
图4为实施例5中h型钢的显微组织；
[0072]
图5为对比例11中h型钢的显微组织；
[0073]
图6为对比例28中h型钢的显微组织；
[0074]
图7为对比例43中h型钢的显微组织。
具体实施方式
[0075]
下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。
[0076]
实施例1-实施例6
[0077]
一种q420mpa级重型热轧h型钢组织细化生产方法：
[0078]
a、坯料加热：异型坯在加热炉内的加热段温度1213℃～1246℃，加热时间128～156min。
[0079]
b、开坯轧制：开坯轧制道次5道～7道，开坯轧制速度3m/s～5m/s，翼缘减薄比≤5％，运 送辊道速度3m/s～5m/s。
[0080]
c、万能第一段轧制:终轧温度1052℃～1069℃，轧制压缩比1.236～2.831。
[0081]
d、喷水冷却：万能第一段轧后立即喷水冷却，冷却速度32℃/s～48℃/s，喷水冷却时间 3s～4s。
[0082]
e、万能第二段轧制：开轧温度926℃～929℃，轧制压缩比1.51-1.53。
[0083]
f、轧后空冷。
[0084]
实施例1-实施例6所述q420mpa级重型热轧h型钢组织细化生产方法涉及到的主要具 体工艺参数见表1；如下表2所示，实施例1-实施例6包括以下重量百分比含量的化学成分： 表2中没有列出的余量为fe及不可避免的杂质。
[0085]
对比例7-对比例46的所述热轧h型钢的生产工艺与实施例1-实施例6相同，不同在于 其工艺参数如表1所示。如下表2所示，对比例7-对比例46所述的一种热轧h型钢，包括 以下重量百分比含量的化学成分，表2中没有列出的余量为fe及不可避免的杂质。
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根据表1-表3可以看出，本发明可高效率地生产出翼缘厚度50mm～115mm、具备高强度、 高低温韧性、优异的焊接性和厚度方向性能的q420mpa级系列热轧h型钢。
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表1实施例1-6与对比例7-46生产工艺参数
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表2实施例1-6与对比例7-46的化学成分(wt％)和厚度
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实施例1-实施例6所述q420mpa级重型热轧h型钢和对比例7-对比例46所述热轧h 型钢第二相粒子体积分数、组织晶粒度、室温拉伸、低温冲击性能和厚度方向性能测试结果 见表3，图1为h型钢取样位置示意图，图2～7分别为实施例1、3、5，对比例11、20、33 中h型钢的显微组织。
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表3实施例1-6与对比例7-46的第二相粒子体积分数和力学性能
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根据上述表1～表3可以看出：
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由对比例7、20、33可知，控制开坯轧制工艺参数，可以保证万能第一阶段的终轧温度 不会太低，否则会降低产品组织粒度等级，冲击韧性达不到要求；
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由对比例45可知，开坯翼缘减薄比大于5％后，产品屈服强度、厚度方向性能、冲击韧 性均不足；
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由对比例8、9、11、21、22、24、34、35、37可知，控制万能第二阶段开轧温度在925-930 以内，才能得到nbc第二相粒子体积分数≥0.03％，产品的强度、冲击韧性性能才能满足本 发明的要求；
[0101]
由对比例19、32、46可知，万能第一阶段与第二阶段间的待温时间长，则需要控制喷水 冷却速率更低，才能得到预期性能的h型钢，本发明为了提高生产效率，得出喷水冷却30-50℃ /s性价比最高；
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由对比例10、23、36可知，万能第二阶段压缩比小于1.5时，nbc第二相粒子的体积分 数小于0.03％，产品的强度、冲击韧性性能均达不到本发明的要求；
[0103]
由对比例12、13、25、26、38、39可以看出，c+mn/6在0.26-0.34范围外，产品的强度 不足；
[0104]
由对比例15、17、27、28、29、30、31、40、41、42可以看出，严格调控nb、ti、v、n元素含量，否则造成产品厚度效应f不在1.7～3.4范围内，产品的组织晶粒度达不到10级， 厚度方向性能、冲击韧性均不足。
[0105]
由对比例14、16、18、43、44可知，第二相粒子体积分数不在本发明的限定范围内时， h型钢的强度、冲击韧性较低。
[0106]
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。