一种Q355级重型热轧H型钢及其组织细化生产方法与流程

一种q355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型钢及其组织细化生产方法。


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q355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q355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q355级重型热轧h型钢组织细化生产方法，通过以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q355级重型热轧h型钢，其化学成分主要包含：c、si、mn、p、s、nb、ti、n、h、fe；同时，包含的合金化合物粒子为tin第二相粒子、nbc第二相粒子和nb-ti复合第二相粒子，其中：如图1所示，根据国家gb/t11263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.nb-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。
21.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)：
[0022]vtin
+v
nbc
+v
nb-ti
≥0.04％(a)，
[0023]
式中：v
tin
为tin的体积分数；v
nbc
为nbc的体积分数；v
nb-ti
为nb-ti复合粒子的体积分数。
[0024]
进一步地，其化学成分按质量百分数计为：c：0.04～0.12％，si：0.10～0.60％，mn：1.0～1.60％，p：≤0.015％，s：≤0.007％，nb：0.01～0.06％，ti：0.010～0.030％，n：0.0020～0.0080％，h：≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中，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)：
[0025]
c+mn/6＝0.26-0.34％(b)。
[0026]
进一步地，h型钢的翼缘厚度为t，t≥50mm。
[0027]
进一步地，nb、ti、n之间的质量百分数与t满足式(c)：
[0028]
1.0≤f＝[(nb+ti
×n×
1000)/t]
×
1000≤2.5(c)。
[0029]
其中：
[0030]
c含量设为0.04～0.12％。c(碳)是对钢的强化有效的元素。因此，将c含量的下限设为0.04％。另一方面，当c含量大于0.12％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％。
[0031]
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％。
[0032]
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％。
[0033]
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。
[0034]
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。
[0035]
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％。
[0036]
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％。
[0037]
n含量设为0.0020～0.0080％。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0.0020％。若n含量大于0.0080％，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0.0080％。
[0038]
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％。
[0039]
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。
[0040]
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。
[0041]
故，本发明提出一种q355级重型热轧h型钢的组织细化生产方法，步骤为：
[0042]
(1)坯料加热：加热温度为1200℃～1250℃，保温120min～160min，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第二相粒子的完全回溶，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；坯料的化学成分主要包含：c、si、mn、p、s、nb、ti、n、h、fe；
[0043]
(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，从而实现轧制翼缘厚度减薄量≤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；
[0044]
(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；
[0045]
(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℃，进入万能第二阶段轧制；利用具有大比热容的廉价水带走轧件的热量，迅速降低轧制温度，在轧件从边至内的厚度方向上形成温度梯度，从而改善后续轧制应变分布，进而实现轧件组织细化；
[0046]
(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。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第二相粒子以及nb、ti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；
[0047]
(6)冷床空冷：最终产品的晶粒尺寸达到10级以上。
[0048]
进一步地，步骤(1)中，坯料的化学成分按质量百分数计为：c：0.04～0.12％，si：0.10～0.60％，mn：1.0～1.60％，p：≤0.015％，s：≤0.007％，nb：0.01～0.06％，ti：0.010～0.030％，n：0.0020～0.0080％，h：≤0.0002％，余量为铁和杂质，其中：
[0049]
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)：
[0050]
c+mn/6＝0.26-0.34％(b)；
[0051]
考虑产品厚度效应f，nb、ti、n之间的质量百分数与h型钢的翼缘厚度t满足式(c)：
[0052]
1.0≤f＝[(nb+ti
×n×
1000)/t]
×
1000≤2.5(c)。
[0053]
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。
[0054]
进一步地，步骤(3)中，万能第一段轧制终轧温度为1050℃～1100℃。
[0055]
进一步地，步骤(4)中，喷水冷却的冷却速度为30℃/s～50℃/s。
[0056]
进一步地，步骤(4)中，冷床空冷的冷却速度为0.05-0.5℃/s。
[0057]
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。nb-ti复合第二相粒子的体 积分数0.03％以上，nb-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-ti
≥0.04％，式中：v
tin
：tin的体积分数；v
nbc
： nbc的体积分数；v
nb-ti
：nb-ti复合粒子的体积分数。
[0058]
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355mpa，抗拉 强度470～630mpa，断后伸长率大于22％，厚度方向性能大于35％，0℃、-20℃、-40℃、-60℃ 的冲击韧性大于120j。
[0059]
3、有益效果
[0060]
相比于现有技术，本发明的有益效果为：
[0061]
(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。
[0062]
(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。
[0063]
(3)本发明开发了翼缘厚度≥50mm规格的q355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。
[0064]
(4)本发明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q355级，0℃、-20℃、-40℃、-60℃低温冲击吸收能量不小于120j。
[0065]
(5)本发明考虑重型热轧h型钢总压缩比较小，且由于产品厚度较厚，温降较慢，故 通过优化开坯区孔型，在开坯区轧制时，尽量不减少翼缘厚度方向尺寸，仅改变轧制的外形 尺寸，最大化的保留翼缘厚度至万能区轧制，既主体思想为：既实现轧件在开坯区外形尺寸 调整功能，又保留翼缘厚度，留置万能区轧制，以实现万能区较大的压缩比。
附图说明
[0066]
图1为本发明h型钢的取样位置示意图；
[0067]
图2为实施例1中h型钢的显微组织；
[0068]
图3为实施例3中h型钢的显微组织；
[0069]
图4为实施例5中h型钢的显微组织；
[0070]
图5为对比例11中h型钢的显微组织；
[0071]
图6为对比例27中h型钢的显微组织；
[0072]
图7为对比例43中h型钢的显微组织。
具体实施方式
[0073]
下面结合具体实施例和附图对本发明进一步进行描述。
[0074]
实施例1-实施例6
[0075]
一种q355mpa级重型热轧h型钢组织细化生产方法：
[0076]
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。
[0077]
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。
[0078]
c、万能第一段轧制:终轧温度1052℃～1069℃，轧制压缩比1.236～2.831。
[0079]
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。
[0080]
e、万能第二段轧制：开轧温度926℃～929℃，轧制压缩比1.51-1.53。
[0081]
f、轧后空冷。
[0082]
实施例1-实施例6所述q355mpa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。
[0083]
对比例7～对比例43中所述热轧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。
[0084]
表1实施例1～6与对比例7～43生产工艺参数
[0085]
[0086][0087]
上述实施例1～实施例6所述q355级重型热轧h型钢及对比例7～对比例43的热轧h型 钢，化学成分重量百分比含量分别如下表2所示，其中表2没有列出的余量为fe及不可避免 的杂质。
[0088]
表2实施例1～6与对比例7～43的化学成分(wt％)和厚度(mm)
[0089][0090]
实施例1～实施例6所述q355mpa级重型热轧h型钢和对比例7～对比例43所述热轧h 型钢第二相粒子体积分数、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、19、43中h型钢的 显微组织。
[0091]
表3实施例1～6与对比例7～43的第二相粒子体积分数和力学性能
[0092][0093][0094]
根据上述表1～表3可以看出：
[0095]
对比例7、19、31可以看出，开坯轧制道次多，开坯轧制速度和辊道速度低于3m/s，导 致万能第一阶段轧制终轧温度较低，最终产品的组织晶粒度达不到10级，延伸率低，厚度方 向性能低，-20℃、-40℃、-60℃的冲击韧性均低于120j；
[0096]
对比例8、9、20、21、23、32、33、35可以看出，万能第二阶段开轧温度不在925-930℃ 范围内，产品达不到本发明所需效果；
[0097]
对比例10、11、22、23、34、35可以看出，万能第二阶段压缩比低于1.5后，nbc、ti-nb 复合第二相粒子体积分数少，产品达不到本发明所需效果；
[0098]
对比例12、13、24、25、36、37可以看出，c+mn/6在0.26-0.34范围外，产品的强度不 足；
[0099]
对比例14、15、16、17、26、27、28、29、38、39、40、41可以看出，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；
[0100]
对比例18、30、42可以看出，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；
[0101]
对比例43可以看出，开坯减薄比大产品达不到本发明所需效果。
[0102]
综上，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q355mpa级系列热轧h型钢。
[0103]
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。