JIS标准澳标H型钢C250材质 厂家现货规格表
型号 规格 材质 英标UC
澳标H型钢 100UC14.8 G300 /G250 英标127×76×13
澳标H型钢 150UC23.4 G300 /G250 英标152×152×23
澳标H型钢 150UC30.0 G300 /G250 英标152×152×30
澳标H型钢 150UC37.2 G300 /G250 英标152×152×37
澳标H型钢 200UC46.2 G300 /G250 英标203×203×46
澳标H型钢 200UC52.2 G300 /G250 英标203×203×52
澳标H型钢 200UC59.5 G300 /G250 英标203×203×60
澳标H型钢 250UC72.9 G300 /G250 英标254×254×73
澳标H型钢 250UC89.5 G300 /G250 英标 254×254×89
澳标H型钢 310UC96.8 G300 /G250 英标305×305×97
澳标H型钢 310UC118 G300 /G250 英标305×305×118
澳标H型钢 310UC137 G300 /G250 英标305×305×137
澳标H型钢 310UC158 G300 /G250 英标305×305×158
终轧温度对C-Mn系或C-Mn-Si系热轧双相钢的组织性能有很大影响。研究表明：如果终轧温度过高，则终组织中出现针状铁素体；温度过低，则会得到变形的粗大铁素体和少量马氏体。因此必须根据C-Mn系或C-Mn-Si系钢中的合金元素和终轧温度的影响，适当选择佳终轧温度，以期望获得细小多边形的铁素体和弥散分布的马氏体。
不同的冷却模式对铁素体晶粒的大小和马氏体的形态、分布、含量都有重要影响。在工艺控制上，如果C-Mn系或C-Mn-Si系中C含量较低，则其共析转变温度较高，铁素体转变孕育期较短，而且有利于加快铁素体的析出，使得铁素体在短时间内即可达到力学性能要求的析出量，从而扩大缓冷结束温度的工艺控制范围。对于C-Mn系或C-Mn-Si系热轧双相钢，奥氏体的稳定性较差，易于产生珠光体等非马氏体转变产物，应当加大轧后冷却速度。
中间缓冷温度对热轧DP钢的强度、延伸率和屈强比性能影响非常关键。当缓冷温度为600℃时，屈强比低，延伸率较高，综合性能优异，符合DP钢性能的要求；但当缓冷温度为550℃时，屈服强度高，抗拉强度低，导致屈强比过高，不符合DP钢性能要求；当缓冷温度为650℃时，屈强比也比较高，也不符合DP钢性能要求。适当的中间缓冷温度应该为600℃左右，中间缓冷温度过低或过高都会导致屈服强度和屈强比增加。
卷取温度对轧制双相钢的显微组织有重要影响，合理的卷取温度应是既避免铁素体时效，又保证得到清洁的铁素体和一定体积分数的等轴铁素体+马氏体组织。而且，在同样的卷取温度下，碳含量增加，马氏体相体积分数迅速增加；卷取温度下降，马氏体相体积分数上升。因此应在保证DP钢组织的前提下，尽量选取上限卷取温度，以缓解卷取机的压力，也有利于获得所需的组织和性能。对于C-Mn系或C-Mn-Si系热轧双相钢，卷取温度应控制在马氏体转变点之下，一般<200℃，以抑制马氏体回火和铁素体时效来得到较低的屈强比。
在奥氏体低温区轧制时，道次间易发生静态回复与静态再结晶，需要几个机架的变形量累积起来以达到诱发动态再结晶所需的临界应变量。因此，在精轧机组的F1～F3机架采用大压下轧制方式（压下率>50%），通过奥氏体的亚动态再结晶实现晶粒细化，在相对低温轧制的F4～F7机架对未结晶奥氏体采用一定程度的累积变形，以保证带钢板形和获得硬化的奥氏体。研究表明，终轧温度为900℃或更高时，会出现贝氏体、马氏体比率增大，使屈强比增大；终轧温度低于800℃时，则变形组织保持不变，屈强比增大。故终轧温度应限制在800～900℃的范围，因为在此温度内，能够形成铁素体+马氏体组成的双相组织，从而得到0.7或更低的屈强比。因此将终轧目标温度定为820±20℃，并尽量保持匀速轧制。