一种特厚低韧脆转变温度的热轧h型钢及其生产方法
【技术领域】
[0001 ]本发明属于钢铁技术领域，具体地，本发明设及一种特厚低初脆转变溫度的热社Η 型钢及其生产方法。
【背景技术】
[0002] 热社Η型钢是由工字钢优化发展而成的一种性能更加优越的经济断面钢材，被广 泛应用于建筑、机械、汽车制造、海上石油平台等方面，被誉为21世纪绿色钢材。尤其是高性 能厚壁Η型钢，代表了 Η型钢的发展方向，世界范围内钢结构应用市场尤其是海洋工业和高 层建筑等高技术领域，也越来越多倾向于采用大尺寸厚壁、高性能Η型钢，尤其是具有高强 度，良好低溫冲击初性的特厚Η型钢。
[0003] 中国发明专利CN101925685A设及一种初性、焊接性优良的高强度厚钢材及高强度 特厚Η型钢，其中降低了 C量及Ν量，含有适量的81、111、抓、11、8、0，且巧日抓的含量满足0-抓/ 7.74含0.004，粒径为0.05~lOwii的含Ti氧化物的密度为30~300个/mm2，粒径超过lOwii的 含Ti氧化物的密度为10个/mm2W下。该高强度厚钢材的制造方法如下：在通过预脱氧处理 将溶解氧调整到0.005~0.015wt%后添加 Ti，进而实施30分钟W上的真空脱气处理，在烙 炼后进行连续铸造而得到钢巧，将该钢巧加热到1100~1350°C，进行热社使其厚度为40~ 150mm，然后进行冷却。其特点在于，高强度特厚Η型钢厚度为40~150mm，屈服强度在450MPa W上、抗拉强度在550MPaW上、0°C夏比冲击吸收能在47JW上。该发明通过降低C量及N量， 添加少量的Nb及B来提高泽透性和抑制片状铁素体的形成，W提高钢的强度和初性，C-Nb/ 7.74含0.02 %，在添加 Ti之前进行真空脱气处理，使微细的含Ti氧化物分散在钢中，防止 HAZ的粒径的粗大化。社制包括两次热社，且社后直接进行冷却。此方法添加 B、师等裂纹敏 感性化学元素，增加了巧料的裂纹倾向，社后通过水冷提高产品的性能，在热社自然冷却状 况下难W生产低初脆转变溫度(初脆转变溫度低于-65°C，耐-45~-65°C低溫夏比冲击功化 型钢。
[0004] 中国发明专利申请CN103938079A(申请号为CN201410209075.0)设及一种热社Η型 钢领域的低压缩比超厚规格耐低溫型热社Η型钢及其生产方法。该Η型钢按重量百分比由W 下化学成分组成：(：0.11~0.19%，510.15~0.30%，]\1111.30~1.55%，口<0.02%，5< 0.008%，TiO.008~0.020%，V0.015~0.055%，其余为化及不可避免的杂质。该Η型钢的生 产方法依次包括转炉或电炉冶炼、LF精炼、异型巧全保护连铸、加热、社制W及冷却工序，最 终得到翼缘厚为30mmW上、压缩比小于3的表面质量良好的低溫热社Η型钢，-20°C纵向平均 冲击功为150JW上，其具有广阔的市场应用前景。此方法采用异形巧全保护连铸技术，抑制 N气体含量，W提高产品性能，具备耐-2(TC低溫夏比冲击功，但是全保护连铸技术实现难度 较大。
【发明内容】
[0005] 本发明目的在于克服现有技术的不足，提供一种小社制压缩比条件下生产特厚 (翼缘厚度在25mm~36mm之间)低初脆转变溫度大规格热社Η型钢的方法W及此法生产的特 厚低初脆转变溫度的热社Η型钢。Η型钢的翼缘厚度在25mm~36mm之间，腹板高度在700mm~ 1000mm之间，社制压缩比小于3.5(巧料厚度为85mm，H型钢成品的翼缘厚度在25mm~36mm之 间，对应压缩比为3.4~2.4)，采用热社工艺(不采用水冷、超快冷、热处理等工艺)生产。最 终产品的屈服强度在400Mpa W上，抗拉强度500Mpa W上、初脆转变溫度低于-65°C，具有良 好耐-45~-65°C低溫夏比冲击功。
[0006] 为实现上述目的，本发明采用的技术方案为：
[0007] 本发明的特厚低初脆转变溫度的热社Η型钢，其化学成分按照质量百分比计包括： C0.08%~0.15%、Si0.10%~0.40%、Mnl.0%~1.5%、P<0.015%、S< 0.008%、V 0.020%~0.070%、Ti 0.005%~0.025%、N 0.006%~0.015%、Ni0.10%~0.50%，其 余为铁和残余的微量杂质。
[0008] 根据本发明的热社Η型钢，其中，所述热社Η型钢的翼缘厚度在25~36mm之间，其屈 服强度含420Mpa，抗拉强度^OOMpa，延伸率含25.0%，-45°C夏比V型冲击功大于160J，-55 °C夏比V型冲击功大于120J，-65°C夏比V型冲击功大于100J，初脆转变溫度低于-65°C。
[0009] 本发明提供的一种上述特厚低初脆转变溫度的热社Η型钢的生产方法，包括W下 步骤：
[0010] 1)铁水预处理:铁水罐中加入脱硫剂(生石灰、纯化颗粒儀)进行脱硫处理，将铁水 硫含量巧制在0.020wt % W下，同时在脱硫完毕后化净铁水表面的渣；
[0011] 2)转炉冶炼:采用金属儘、娃铁、饥氮、饥铁、儀板进行合金化，采用娃巧领进行脱 氧，调整钢水中V的含量0.020wt%~0.070wt%，N的含量0.006wt%~0.015wt% ;
[0012] 3)LF精炼:先将钢水中氧含量控制在50ppmW下，然后将钢水中Ti的含量调整至 0.005wt%~0.025wt%;
[0013] 4)连铸:连铸采用半保护诱注，二冷采用弱冷模式，中间包采用低碳碱性覆盖剂， 得到厚度为70~85mm无裂纹缺陷表面良好的连铸巧；
[0014] 5)热社:将所述连铸后得到的连铸巧进行缓冷后，将连铸巧加热至1200~1250°C 并进行均热，连铸巧经粗社、精社后，终社溫度控制在860~90(TC之间，粗社、精社每道次的 压下率大于20% ;社件自然冷却至700~750°C后进行立冷，制得翼缘厚度在25~36mm之间 的特厚热社Η型钢。
[0015] 根据本发明的生产方法，作为优选地，步骤5)所述连铸巧进行缓冷后，待溫度降至 300°C W下后，将连铸巧加热至1200~1250°C。步骤5)所述连铸巧加热时，连铸巧总在炉时 间为240min~300min之间，均热时间在40min~60min之间。
[0016] 上述制造方法的原理为：（1)通过连铸巧缓冷后，得到较为细小的晶粒组织，避免 出现混晶组织；（2)含铁钢种，所形成的弥散铁的氧化物、氮化物在加热过程中阻止晶粒粗 化，提高晶粒粗化溫度，避免得到粗大的奥氏体晶粒组织；（3)较长的加热过程尽管不利于 得到细化的晶粒组织，但是有利于合金元素的扩散，得到更为均匀的组织，并避免产生带状 组织、偏析等缺陷。（4)采用再结晶区社制技术，控制社制溫度在86(TCW上(再结晶区开始 溫度），并通过控制压下率，来达到晶粒细化的效果。
[0017] 本发明方法制造的翼缘厚度在25mm~36mm之间的特厚Η型钢，能够在社制压缩比 小于3.5情况下（例如，巧料厚度为85mm，Η型钢成品的翼缘厚度在25mm~36mm之间，对应压 缩比为3.4~2.4)，具有高强度、耐低溫初性夏比冲击功，其屈服强度含420Mpa，抗拉强度> SOOMpa，延伸率>25.0%，-45°C夏比V型冲击功大于160J，-55°C夏比V型冲击功大于120J，- 65°C夏比V型冲击功大于100J，初脆转变溫度低于-65°C。
[0018] 本发明特意加入N元素，采用V-Ti-N-Ni微合金化，很好地解决了受异型巧规格小、 加热溫度高，社制成品规格厚等因素限制，导致压缩比不足，社制负荷大且终社溫度高，进 而使得Η型钢的初脆转变溫度较高、产品强度较低的问题。
[0019] 具体地，与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
[0020] 应用V-Ti-N-Ni复合微合金化成分体系来提高特厚Η型钢的耐低溫性能，一方面，Ν 元素被认为是钢中的有害元素，无法提高钢材的性能，通过主动添加 Ν元素，控制Ti在高溫 阶段与N形成TiN可W在加热阶段细化原始奥氏体晶粒，提高奥氏体粗化溫度，钢材中存在