本发明属于h型钢领域，具体涉及一种355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢及其生产方法。
背景技术：
1、随着国内外大型桥梁、高层建筑等的建设数量逐年增加，厚重热轧h型钢产品的需求将呈逐年上升的趋势。考虑到大型、高层建筑的建设及使用安全性，对所使用的材料提出了更高的要求，就热轧h型钢而言，不仅要满足其强度要求，还要具有z向性能。
2、所谓“z向性能钢”又称抗层状撕裂钢，属于低合金高强度结构钢的一种，此类钢材通常是在某一级低合金高强度结构钢的基础上，经过特殊的冶炼和各种工艺处理，使得厚度方向(z向)的截面收缩率达到15％以上。按照标准gb/t5313规定，15mm-400mm厚度的钢材可检测其z向性能。然而，对于超大规格热轧h型钢，受轧制设备能力及孔型限制，无法实现低温大压下，目前通常采用控温轧制，晶粒细化和组织均匀化效果不佳。导致其z向性能的提升难度极大，采用现有的炼钢、连铸及轧制工艺已无法确保产品z向性能满足要求。因此，对于热轧h型钢，特别是超大薄规格的z向性能提升是一大技术难题，迫切需要开发新的技术路线，形成提升厚重热轧h型钢z向性能的关键技术。
3、2013年10月2日公开的公开号为cn103334051a的专利公开了《一种具有z向性能的建筑用热轧h型钢及其生产方法》，其采用的化学成分以重量百分比计为：0.06～0.18％的c,0.10％～0.25％si,0.90％～1.60％的mn,0.008～0.020％的p,≤0.010％的s，≤0.10％的v，≤0.060％的nb,≤0.030％的ti，以及余量的铁和不可避免的杂质。其采用的工艺路线为：铁水预处理—转炉精炼—lf精炼—连铸—加热—控制轧制—冷却—缓冷—矫直。该文献生产的z向性能建筑用钢的z向性能达到40.81％，能满足目前技术要求，但该文献仅能满足热轧h型钢翼缘厚度≤40mm的，无法满足1172mm≥截面高度w≥700mm，翼缘厚度≤60mm的力学性能及z向性能要求。
4、2018年10月12日公开的公开号为cn108642390a的专利公开了《一种厚度方向性能z在35～50％的高强度厚钢板及生产方法》，其采用的工艺路线为：炼钢-连铸-加热-粗轧-精轧-淬火-回火-空冷至室温。采用的化学成分按重量百分比计为：c：0.10～0.18％，si:0.10～0.40％，mn:1.20％～1.60％，p≤0.010％，s≤0.005％，cr:0.10％～0.50％，mo:0.45～0.75％，ni:0.05～0.20％,nb+ti+v之和在0.040～0.06％，b：0.0008～0.0020％，h≤2ppm。通过该方法生产出延伸率a≥15％，并且厚度方向性能z值在35～50％的高强度钢及其生产方法。但由于h型钢截面的特性，在轧制及轧后过程中，翼缘与腹板的温差较大，最高达到15℃，故厚板的轧制方法无法满足h型钢的性能要求。
5、2012年8月1日公开的公开号cn102618782a的专利公开了《一种大规格z向h型钢及其制备方法》，该发明主要通过降低硫含量，添加v微合金设计，同时不采用al进行脱氧，完成了大规格z向h型钢的成分设计及生产。但该专利的异型坯规格为555×440×90mm对应生产的h300×300mm系列规格热轧h型钢，不能满足超大薄规格h型钢的生产需求。
6、2022年2月18日公开的公开号cn114058948a的专利公开了《一种大规格z向热轧h型钢及其生产方法》，其化学成分的质量百分含量包括：c：0.06％～0.18％、si：0.15％～0.40％、mn：1.20％～1.60％、p≤0.025％、s≤0.025％、nb：0.020％～0.050％，v：0.010～0.020％，其余为fe和不可避免的杂质，质量分数共计100％。本发明还公开了一种大规格z向热轧h型钢的生产方法。本发明通过转炉冶炼、lf精炼、异型坯连铸、铸坯堆垛缓冷等炼钢过程工艺的控制，成功开发出大规格z向热轧h型钢，且其连铸坯尺寸为h730mm×370mm×90mm，不能生产高度大于730mm的h型钢。
7、2023年3月21日公开的公开号cn115821154a的专利公开了《一种具有良好z向性能的超厚热轧h型钢及其生产方法》，c：0.15～0.18％，si：0.30～0.50％，mn：0.7～1.0％，p：≤0.020％，s：≤0.010％，nb：0.030～0.050％，ti：0.010～0.020％，n≤0.005％，其余为fe及不可避免的杂质。与现有技术相比，本发明通过相应的冶炼和轧制工艺处理，从而获得厚度方向(z向)截面收缩率达到标准gb/t5313中规定的z35要求的产品，产品翼缘厚度范围为80mm140mm，同时满足屈服强度390mpa级并具有良好耐20℃低温冲击韧性的特性，根据该专利显示，其主要是满足390mpa级别屈服强度，且80～140mm厚的重型热轧h型钢，针对超大薄规格的h型钢制造方法并没有公开报道。
8、2023年8月1日公开的公开号cn116516246a的专利公开了《一种q460de级z向性能热轧h型钢及生产方法》，其h型钢的碳当量cev为0.36～0.41％，焊接裂纹敏感性指数pcm为0.18～0.23％；翼缘厚度为50～120mm，在翼缘宽度方向的1/6且翼缘厚度方向的1/4处：nb(cn)第二相粒子的尺寸小于60nm，v(cn)第二相粒子的尺寸小于30nm，组织成分为铁素体和珠光体。生产方法为：铁水预处理→合金烘烤→转炉冶炼→lf精炼→连铸→热装→加热炉加热→高压水除鳞→开坯机轧制→万能机轧制→冷床空冷。本发明能获得焊接性能优异的50～120mm厚q460de重型热轧h型钢。根据该专利显示，其主要是满足460mpa级别屈服强度，且50-120mm厚的重型热轧h型钢，针对超大薄规格的h型钢制造方法并没有公开报道。
技术实现思路
1、本发明提供的一种355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢及其生产方法，过成分设计、轧制工艺过程中组织调控实现了超大(1172mm≥w≥700mm)薄规格(翼缘厚度≤60mm)热轧h型钢腹板及翼缘部位z向性能大于15％。
2、本发明具体技术方案如下：
3、一种355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，包括以下质量百分比成分：
4、c：0.07-0.20％，si:0.20-0.55％,mn:1.20-1.55％，p≤0.010％，s≤0.005％，nb:0.030-0.050％,v：0.020-0.060％；ti:0.010-0.020％,n≤0.0060％，als:0.008-0.045％，h≤0.0005％，其余为fe及不可避免的杂质。
5、所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的成分满足cev≤0.42；cev＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(ni+cu)/15；
6、所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的成分满足pl＝pcm+h/60+l/7000≤0.30；式中，h为钢成分中氢含量，单位％，l为单位夹杂物总长度，单位为μm/mm2。计算时，将单位前的数值代入公式计算即可。
7、以上公式计算时，将单位前的数值代入公式计算即可。
8、所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，1172mm≥截面高度w≥700mm，翼缘厚度≤60mm；
9、所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，翼缘厚度为15～60mm范围内同一横截面内的翼缘和腹板，以距离端部1/6宽度处标准取样位置的室温显微组织以面积百分比计，组织为珠光体和铁素体，或者珠光体和贝氏体；珠光体占比10～25％，剩余组织为铁素体或贝氏体。
10、所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢在翼缘和腹板标准取样位置处的晶粒度等级分别为8.0～11.0和9.5～12.0；在翼缘标准取样位置处nb(cn)、(nb，ti)nb(cn)第二相粒子的尺寸小于45nm，v(cn)第二相粒子的尺寸小于15mm。
11、其中，在型钢产品翼缘标准取样位置处：尺寸为20～40nm的nb(cn)、(nb，ti)nb(cn)第二相粒子的体积分数总和占第二项粒子的0.03～0.0675％，尺寸≤15nm的v(cn)第二相粒子占第二项粒子的体积分数0.06～0.10％。
12、所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的屈服强度reh≥355mpa，延伸率a≥17％，冲击性能：kv2≥27j，翼缘z向性能≥15％；腹板z向性能≥15％；优选为，翼缘z向性能≥38％；腹板z向性能≥33％
13、本发明化学成分采用nb-v-ti微合金、成分设计思路，考虑生产成本，为了得到足够细小的本质细晶组织及充足的碳氮化物析出，需严格控制ti、nb、als、p、s等元素的含量。各成分含量控制如下：
14、c：c：0.07-0.20％，c作为钢中的基本元素，对提高钢的强度起着非常重要的作用，为了获得较高的强度，同时降低炼钢脱c的难度，下限值设定为0.07％，c含量过高将严重恶化钢的塑性、韧性及焊接裂纹敏感性指数pcm，降低h型钢的焊接性，上限设定为0.20％，优选其含量范围为0.07～0.12％。
15、si：0.20-0.55％，适当含量的si能起到较强的固溶强化作用，si还是炼钢过程中重要的还原和脱氧元素，为了获得较高的强度，下限值设定为0.20％，但si含量不能太高，研究表明si含量过高将加速高温剥层，降低韧性和抗层状撕裂性能，且容易在钢的表面生成红色的氧化铁皮，影响产品的表面质量，上限值设定为0.55％，优选其含量范围为0.20-0.30％。
16、mn：1.20-1.55％，mn作为钢中的强化元素，可以提高钢的强度和淬透性，为了保证钢的强度，下限值设定为1.20％，但mn含量不能过高，过高将导致铸坯偏析的可行性显著增加，对钢的成形性能产生不利影响，上限值设定为1.55％，优选其含量范围为1.25-1.40％。
17、p、s作为杂质元素，会对钢的塑性、韧性和焊接性产生不利影响。其中p是凝固偏析元素，容易引起焊接裂纹、韧性降低；s会在凝固偏析形成的中心偏析过程中形成mns，引起焊接裂纹、韧性减低还会导致抗层状撕裂，应严格控制，考虑炼钢控制难度，实际生产中控制p≤0.0100％，s≤0.005％。
18、nb:0.030-0.050％，nb作为强碳化物形成元素，与c、n元素形成的nb(c、n)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，同时改善韧性。nb的加入可在轧制过程中抑制奥氏体再结晶，扩大奥氏体非再结晶温度区间，在随后的低温大压下形成的累积变形可以使奥氏体晶粒被拉长，在晶界处形成大量的变形带和位错，在随后的相变过程中，提供大量的形核点，细化晶粒。
19、n：≤0.0060％，n(氮)是形成nb碳化物的形成元素，有助于组织的细粒化和析出强化的元素，且n是tin、aln形成的主要元素，n元素也是控制tin、aln析出的尺寸大小的关键元素。粗大的tin、aln粒子，低温韧性降低、连铸表面裂纹以及钢材应变时效。因此，将n含量的上限设为0.0060％。
20、ti:0.010-0.020％。ti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，以实现在加热及轧制过程中细化奥氏体晶粒。为实现该效果，将ti含量的下线设定为0.010％；当ti含量过高时，会与钢液中多余的n元素结合，迅速长大，尺寸粗大的tin粒子在钢中起不到细化晶粒效果，反而会成为钢中裂纹产生的源头，故设定ti的上限为0.020％，ti含量范围优选为0.012-0.018％。
21、als:0.008-0.045％，al是强脱氧元素，常用于钢水中降低氧含量，从而减少钢中夹杂物的数量及大小，得到纯净钢，als的含量过低会造成钢种夹杂物数量过多及夹杂物尺寸过大，造成冲击性能及屈服强度等力学性能指标降低，故als下线设定为0.008％。但al也是强氮化物形成元素，形成aln，适量的aln可细化晶粒，提高冲击韧性。但aln在钢液中容易聚集长大，增强了连铸异形坯的裂纹敏感性，容易出现表面裂纹。同时钢中过多的al元素抢占了n元素，使得钢中v(c，n)、及nb(c，n)等第二相粒子析出数量降低，削弱了v、nb等元素的作用。故钢中als的上限设置为0.045％，als含量范围优选为0.008-0.012％。
22、v：0.020-0.060％，v作为强碳化物形成元素，与c、n元素形成的v(c、n)弥散化合物分布在钢的基体中起到析出强化的作用，主要是通过在奥氏体向铁素体的相变过程中，作为铁素体相变形核点，起到细化铁素体晶粒以及相变之后析出来起到析出强化的作用，为了提高强度，下限值设定为0.020％；另一方面，当v含量大于0.060％，钢中会存在过多的n元素，其与tin结合，析出物会形成粗大而损害韧性，在保证产品综合力学性能指标的情况下同时考虑生产成本因素，上限值设定为0.060％。
23、h：h元素在钢中的危害主要表现为引起“氢脆”，“白点”以及点状偏析、静载疲劳断裂等严重缺陷，使钢的塑性下降，脆性增大，并且在低于极限强度的应力作用下造成钢结构或钢件的突然脆性断裂。因此，h含量控制在h≤0.0005％。
24、本发明为了能够直观的评判抗层状撕裂钢的z向性能，通过实验数据回归拟合公式pl＝pcm+h/60+l/7000≤0.30，其中pcm＝c+si/30+(mn+cu+cr)
25、/20+ni/60+mo/15+v/10+5b，h为钢成分中氢含量，单位％，l-单位夹杂物总长度(μm/mm2)。其中pl数值越小，代表z向性能越好。其中化学成分、h含量及夹杂物的长度是关键。因此本发明通过低碳成分设计，同时为了控制夹杂物的长度，需对mns夹杂物进行球化处理，为确保mns夹杂物的球化处理效果，需满足ca/s比≥0.3％。同时钢种h含量小于0.0005％，以避免在成品拉伸过程中出现白点而造成z向性能降低。
26、本发明提供的一种355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的生产方法，所述生产方法包括：连铸-h型钢轧机轧制-轧后空冷。
27、所述的连铸，异型坯连铸机连铸浇注时，工作拉速为0.65-0.80m/min，保证一次冷却结晶水流量为200-250m3/h，二次冷却的比水量为0.50-0.55l/kg。
28、同时在连铸完成后，进行堆垛缓冷，冷却速度为50℃/h。
29、所述h型钢轧机轧制包括：连铸缓冷后的异型坯经加热后，进行bd1轧机进行粗轧，控制粗轧温度为1100-1200℃，终轧温度≥980℃；保证粗轧段腹板累计变形率25-50％，翼缘累计变形率15-30％。
30、所述h型钢轧机轧制，其中万能粗轧区采用三段式“驰豫-温控-形变”耦合轧制，采用轧制道次间的高强度冷却促使轧件厚度方向产生较大的温度梯度，使其在相同的轧制负荷条件下轧件表层金属更难产生形变，促使变形向芯部渗透，其中第一阶段轧制范围内，温度为960-1000℃，速度≤2.0m/s，开启翼缘超快冷装置，翼缘表层冷却速度5-10℃/s，翼缘表面与芯部温差100-200℃；提高厚度方向变形渗透性以细化芯部奥氏体组织；第二阶段轧制范围内，温度为930-960℃，速度≤3.0m/s，开启翼缘超快冷装置，翼缘表层冷却速度3-7℃/s，翼缘表面与芯部温差100-150℃。提高厚度方向变形渗透性以细化芯部奥氏体组织；同时在此阶段轧制后进行控温，使翼缘外侧温度≤930℃。第三阶段轧制范围内，温度为850-930℃，速度≤1.5m/s，开启翼缘超快冷装置，翼缘表层冷却速度2～5℃/s，翼缘表面与芯部温差50-100℃。通过反复相变耦合变形细化表层奥氏体晶粒，最终达到组织全厚度奥氏体晶粒的细化、均匀化和近似相同的畸变状态，细化、均匀的奥氏体晶粒是抑制翼缘芯部晶粒粗化组织生成的关键。
31、同时为降低翼缘与腹板温差，降低轧机的轧制压力以及轧后的成品的表面质量，轧机冷却水开口度为60％，万能水平辊的冷却水水压为0.5-1mpa，保证翼缘与腹板温度差在80-120℃范围内，利用应变积累提供后续相变和析出所需的应变储能及形核位置。
32、轧后轧件以0.25-0.5℃/s的冷却速度冷却至200-300℃，然后在冷床空冷至室温，确保贝氏体相变析出、mc型二次碳化物颗粒弥散析出以及部分合金元素固溶，获取良好的强韧性指标及z向性能。
33、与现有技术相比，本发明利用化学成分控制、翼缘选择性冷却控制，组织为珠光体和铁素体，或者珠光体和贝氏体；珠光体占比10～25％，剩余组织为铁素体或贝氏体。通过控制珠光体含量、晶粒尺寸及贝氏体含量，利用组织、析出、固溶和细晶强化的复合作用，获得综合力学性能优良的超大薄规格热轧h型钢。
1.一种355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢包括以下质量百分比成分：
2.根据权利要求1所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的成分满足cev≤0.42。
3.根据权利要求1所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的成分满足pl＝pcm+h/60+l/7000≤0.30，h为钢成分中氢含量，单位％，l为单位夹杂物总长度，单位为μm/mm2。
4.根据权利要求1所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，1172mm≥截面高度w≥700mm，翼缘厚度≤60mm。
5.根据权利要求1所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢组织为珠光体和铁素体，或者珠光体和贝氏体；珠光体占比10～25％，剩余组织为铁素体或贝氏体。
6.根据权利要求1所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢，其特征在于，所述的355mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢在翼缘和腹板的铁素体晶粒度等级分别为8.0～11.0和9.5～12.0；nb(cn)、(nb，ti)nb(cn)第二相粒子的尺寸小于45nm，v(cn)第二相粒子的尺寸小于15mm；尺寸为20～40nm的nb(cn)、(nb，ti)nb(cn)第二相粒子的体积分数总和占0.03～0.0675％，尺寸≤15nm的v(cn)第二相粒子的体积分数0.06～0.10％。
7.一种权利要求1-6任一项所述55mpa级具有z向性能的超大薄规格热轧h型钢的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括粗轧和万能粗轧和轧后冷却。
8.根据权利要求7所述的生产方法，其特征在于，粗轧温度为1100-1200℃，终轧温度≥980℃；保证粗轧段腹板累计变形率25-50％，翼缘累计变形率15-30％。
9.根据权利要求7所述的生产方法，其特征在于，所述万能粗轧区采用三段式，其中第一阶段轧制范围内，温度为960-1000℃，速度≤2.0m/s，翼缘表层冷却速度5-10℃/s，翼缘表面与芯部温差100-200℃；第二阶段轧制范围内，温度为930-960℃，速度≤3.0m/s，翼缘表层冷却速度3-7℃/s，翼缘表面与芯部温差200-300℃；第三阶段轧制范围内，温度为850-930℃，速度≤1.5m/s，翼缘表层冷却速度2-5℃/s，翼缘表面与芯部温差50-100℃。
10.根据权利要求7所述的生产方法，其特征在于，轧后轧件以0.25-0.5℃/s的冷却速度冷却至200-300℃。
