CN103038382B - 超高强度钢筋及其制造方法 - Google Patents

超高强度钢筋及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103038382B
CN103038382B CN201180035845.9A CN201180035845A CN103038382B CN 103038382 B CN103038382 B CN 103038382B CN 201180035845 A CN201180035845 A CN 201180035845A CN 103038382 B CN103038382 B CN 103038382B
Authority
CN
China
Prior art keywords
zero
less
rolling
reinforcing bar
ultra
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201180035845.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103038382A (zh
Inventor
李相润
李炯哲
权宁俊
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Hyundai Steel Co
Original Assignee
Hyundai Steel Co
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hyundai Steel Co filed Critical Hyundai Steel Co
Publication of CN103038382A publication Critical patent/CN103038382A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103038382B publication Critical patent/CN103038382B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/065—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/06—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires
    • C21D8/08—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of rods or wires for concrete reinforcement
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2221/00—Treating localised areas of an article
    • C21D2221/10—Differential treatment of inner with respect to outer regions, e.g. core and periphery, respectively

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)

Abstract

本发明涉及一种超高强度钢筋和制造所述钢筋的方法，其中所述钢筋包含：C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，Mo：0.05至0.35wt％，且剩余物为Fe和其他杂质。用于制造钢筋的方法包括将用于钢筋的钢坯再热和粗铣的过程进行两次以降低前奥氏体晶粒尺寸，所述钢筋包括上述合金组成，以及进行中间辊轧和精轧辊轧以制造钢筋，并通过表面预先淬火过程使用水将钢筋冷却至400至600℃的温度，从而在中心层形成细的铁素体结构。本发明的方法包括通过合金设计、热处理、轧制比控制、表面预先淬火过程等等在表面层处形成作为硬化层的马氏体结构，并使中心层具有细的铁素体结构，由此制得超高强度钢筋，所述超高强度钢筋具有800MPa或更高的屈服强度、900MPa或更高的拉伸强度和10％或更高的伸长率，并满足180°弯曲测试。本发明的钢筋能够与高强度混凝土结合，以在建筑结构中有效地用作种筋或剪切增强筋。

Description

超高强度钢筋及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种超高强度钢筋及其制造方法，更特别地，本发明涉及一种可满足高强度条件（包括800MPa级的屈服强度）的超高强度钢筋及其制造方法。
背景技术
目前，有必要建造巨型结构（例如高层建筑、大跨度桥梁、巨型空间结构、巨型离岸结构、巨型地下结构等）以确保用于人类活动所需的空间以及与未来社会中的人口增加成比例的空间可用性。
由于在土木工程和建筑领域的结构变得更高且更庞大，所述结构必不可少地要求使用轻质且高强度的材料。
具有400至500MPa级的屈服强度的钢筋目前被商业用于高层结构的建造中，而且这种趋势预计在未来进一步加快。
发明内容
技术问题
本发明的一个目的是经由合金设计和对热轧和冷却条件的控制而提供一种超高强度钢筋，以及制造所述超高强度钢筋的方法，所述超高强度钢筋可具有800MPa或更高的屈服强度，900MPa或更高的拉伸强度，10％或更高的伸长率，且在180°弯曲测试中无开裂。
技术方案
为了实现如上目标，本发明提供了一种超高强度钢筋，其包含C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，和Mo：0.05至0.35wt％，剩余物为Fe和其他杂质，并包括表面层和中心层，其中作为硬化层的马氏体结构形成在所述表面层处，并且所述中心层包括铁素体结构。
所述其他杂质可包括P：0.035wt％或更少但超过零，Ni：0.2wt％或更少但超过零，Cu：0.3wt％或更少但超过零，V：0.001至0.006wt％，S：0.075wt％或更少但超过零，Al：0.04wt％或更少但超过零，Sn：0.01wt％或更少但超过零，以及N2：150ppm或更少但超过零。
所述钢筋可具有9.5～10.5mm的直径。
所述铁素体结构可具有5～7μm的晶粒尺寸。
所述硬化层可具有从表面向中心0.8～2.3mm的深度。
此外，本发明提供了一种制造超高强度钢筋的方法，其包括使用于钢筋的钢坯经受热轧过程，在所述热轧过程中进行两次再热和粗铣，然后进行中间辊轧和精轧辊轧以制造钢筋；通过表面预先淬火过程使用水将所述钢筋冷却至400至600℃；以及在冷却床上进行空气冷却，所述钢筋包含C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，和Mo：0.05至0.35wt％，且剩余物为Fe和其他杂质。
所述其他杂质可包括P：0.035wt％或更少但超过零，Ni：0.2wt％或更少但超过零，Cu：0.3wt％或更少但超过零，V：0.001至0.006wt％，S：0.075wt％或更少但超过零，Al：0.04wt％或更少但超过零，Sn：0.01wt％或更少但超过零，以及N2：150ppm或更少但超过零。
所述热轧过程可包括首次再热、首次热轧、二次再热和二次热轧，所述首次再热包括在1000～1250℃下加热1～3小时；所述首次热轧包括在900～1000℃下的粗铣，所述二次再热包括在1100～1200℃下加热1～3小时；所述二次热轧包括粗铣、中间辊轧和在800～900℃下的精轧辊轧。
所述表面预先淬火过程可通过在水压为4～6巴以及喷雾速率为400～600m3/hr的条件下喷雾冷却水而进行，从而将所述钢筋冷却至400～600℃。
所述用于钢筋的钢坯可通过如下方式制得：进行电炉过程、钢包过程和真空精炼过程以制备钢水，将所述钢水从中间包经由塞铸送入模具中以防止再氧化，并进行连续铸造。
在所述热轧过程中，可控制轧制比使得所述钢筋具有9.5～10.5mm的直径。
有益效果
根据本发明，表面层和中心层的微结构可通过具有Cr和Mo的合金设计、经由热轧而对轧制比的控制、表面预先淬火过程等进行控制，由此生产满足800MPa或更高的屈服强度、900MPa或更高的拉伸强度、10％或更高的伸长率，和180°弯曲测试的超高强度钢筋。
由于这种钢筋可满足包括屈服强度、拉伸强度、伸长率和弯曲测试的通常不令人满意的条件，所述钢筋可与高强度混凝土[σck（混凝土强度）=600～1200kg/cm2]和柱筋结合，并因此可有效地用于种筋或剪切增强筋中。
特别地，本发明可介绍先进的韩国钢铁技术，并可对土木工程和建筑技术的未来做出极大贡献。
附图说明
图1为示出了根据本发明的制造超高强度钢筋的方法的流程图；
图2示出了在根据本发明的制造超高强度钢筋的方法中的热处理过程；
图3示出了表2的不同直径的表面层和中心层的微结构的光学显微镜图像；
图4示出了表3的D10的中心层的微结构的扫描电子显微镜图像；
图5示出了（a）表2的不同直径的表面层和中心层的硬度变化和（b）最终钢筋（D10）的横截面宏观结构；
图6示出了在弯曲性能测试之后被轧制为D10的表2的实施例2的照片；
图7为示出了在不同直径下测量屈服强度取决于轧制比而变化的结果的图；以及
图8为示出了测量屈服强度取决于表面预先淬火温度而变化的结果的图。
具体实施方式
本发明将在以下给予详细说明。
根据本发明，所述钢筋包括C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，和Mo：0.05至0.35wt％，且剩余物为Fe和其他杂质。
所述其他杂质包括P：0.035wt％或更少但超过零，Ni：0.2wt％或更少但超过零，Cu：0.3wt％或更少但超过零，V：0.001～0.006wt％，S：0.075wt％或更少但超过零，Al：0.04wt％或更少但超过零，Sn：0.01wt％或更少但超过零，以及N2：150ppm或更少但超过零。
用于钢筋的钢坯从如上合金组成制得，之后进行两次再热和粗铣，随后进行中间辊轧和精轧辊轧以制备钢筋，通过表面预先淬火过程用水冷却所述钢筋，并在冷却床上空气冷却所述钢筋，从而得到满足800MPa或更高的屈服强度，900MPa或更高的拉伸强度，10％或更高的伸长率，和180°弯曲测试的性质的超高强度钢筋。
所述钢筋具有10mm直径，其由D10表示。然而，考虑到制造过程的误差容限，可将D10设定至9.5～10.5mm的范围。
同样，具有13mm的直径的钢筋由D13表示，具有16mm的直径的钢筋由D16表示，此外，考虑到制造过程的误差容限，可将D13设定至12.5～13.5mm的范围，并可将D16设定至15.5～16.5mm的范围。
更具体地，为了提高可硬化性和抗回火脆性，加入Cr和Mo，且用于钢筋的钢坯再热和粗铣进行两次，由此降低初始奥氏体晶粒尺寸，此外，进行表面预先淬火过程和在冷却床上的空气冷却，从而获得具有细晶粒的最终结构。
Cr、Mo的添加扩大了相图中的奥氏体区域，并降低了转变温度。同样在TTT曲线中，显示马氏体边界的面S完全向右移动，使得产生马氏体处的区域扩大，由此提高可硬化性。
当进行两次再热和粗铣时，初始奥氏体晶粒尺寸可减小。D10钢筋的生产能够使奥氏体晶粒更细，由此最终结构变细。
表面预先淬火过程能够使表面层经由加速冷却而硬化，由此增加屈服强度和硬度。
所制造的钢筋的最终结构构造为使得表面层具有细的致密的马氏体结构，且中心层具有细的铁素体结构。因此，铁素体具有5～7μm的晶粒尺寸，且硬化层的深度为0.8～2.3mm。所述钢筋为D10。
本发明的合金元素的功能和量如下描述。
[基本元素]
C：0.05至0.45wt％
添加C以确保强度。如果C的量低于0.05wt％，则难以确保对应于800MPa或更高的屈服强度的所需强度。相反，如果C的量超过0.45wt％，则在表面预先淬火过程中，硬化层可具有增加的硬度和高强度，但可变脆，从而不良地显著降低弯曲性能。
Si：0.10至0.35wt％，
添加Si以在制钢过程中从钢中去除氧，并可显示固溶体强化的效果。如果Si的量低于0.10wt％，则固溶体强化作用可变得不足。相反，如果Si的量超过0.35wt％，则碳当量可增加，从而不良地劣化焊接性和韧性。
Mn：0.1至0.85wt％
添加Mn以增加强度和韧性，以及用于稳定奥氏体和提高淬火性。该组分也减少Ar3温度，并因此可扩大根据本发明的轧制过程的温度范围，从而经由轧制而显著降低晶粒尺寸，最终增加强度和韧性。
如果Mn的量低于0.1wt％，则其对强度的提高没有贡献。相反，如果Mn的量超过0.85wt％，则制造成本可增加，韧性可降低，并且碳当量可增加，从而不良地劣化焊接性。
Cr：0.6至1.20wt％
添加Cr以扩大奥氏体区域，并使Cr与C结合，由此形成不会导致脆化的碳化物。在本发明中，添加Cr以提高可硬化性，从而实现800MPa级的屈服强度。
如果Cr的量低于0.6wt％，则强度提高效果不显著。相反，如果Cr的量超过1.20wt％，则可硬化性可过度增加，从而在轧制和冷却时不良地降低铁素体的转化率，并劣化焊接时的品质。
Mo：0.05至0.35wt％
添加Mo以增加可硬化性。
如果Mo的量低于0.05wt％，则强度提高效果不显著。相反，如果Mo的量超过0.35wt％，则可硬化性可过度增加，从而在轧制和冷却时不良地降低铁素体的转化率，并劣化焊接时的品质，如同Cr一样。
[其他杂质]
在其他杂质中，由于电炉过程的钢特性，添加P、Ni、Cu，和S，并且可以任意地添加V。
P：0.035wt％或更少但超过零
在P均匀分布于钢中的情况下，不出现另外的问题，并显示出固溶体强化效果。然而，当该组分以硫化物的状态或晶界偏析的状态存在时，该组分降低加工性。
因此，P以尽可能少的量加入。然而，就电炉过程中的钢特性而言，P是一种不可避免的杂质，P的量被限制在0.035wt％或更少。
Ni：0.2wt％或更少但超过零
Ni增加可硬化性和韧性。然而，如果Ni的量超过0.2wt％，则连续铸造过程变得困难，且由于添加昂贵的合金元素而导致制造成本可能增加。
Cu：0.3wt％或更少但超过零
由于固溶体强化效果而添加Cu以提高强度。然而，如果Cu的量超过0.3wt％，则韧性可显著降低，且加工性和焊接性可劣化。
V：0.001至0.006wt％
可以添加0.001至0.006wt％的量的V，以经由固溶体强化和沉淀强化来确保强度。然而，可不添加该组分。
S：0.075wt％或更少但超过零
使S与Mn结合以改进钢的机械加工性。然而，如果S的量超过0.075wt％，则加工性可降低，从而导致在轧制时的开裂。
Al：0.04wt％或更少但超过零
添加Al以从钢水中去除氧。然而，如果Al的量超过0.04wt％，则形成作为非金属夹杂物的Al2O3，从而减小冲击韧性。
Sn：0.01wt％或更少但超过零
Sn作为在使用铁废料的制钢过程中不可去除的杂质存在。Sn可显示出固溶体强化效果，但可不良地降低强度和伸长率。
如果Sn的量超过0.01wt％，则伸长率和成型值可大幅减少。
N2：150ppm或更少但超过零
使N与C和V结合，由此形成碳化物。当N的量等于或高于10ppm时，晶粒的生长可在轧制时被抑制，从而制得细的晶粒，由此增加强度和韧性。然而，如果N的量等于或高于150ppm时，则在热轧时的伸长率和转化性质可不良地降低。
在本发明中包含如上组分，并且剩余物为Fe，可取决于供给条件、材料、制造设备等而细微掺入作为所包含的元素的不可避免的杂质。
使如上组分经受制钢过程，由此制备钢水，所述钢水随后经受连续铸造过程以制得用于钢筋的钢坯，随后进行一系列的再热、热轧（粗铣）、再热、热轧（粗铣、中间辊轧、精轧辊轧），和表面预先淬火的过程，由此制造钢筋。
参考图1，制钢过程包括电炉过程、LF精炼过程，和真空精炼过程。在电炉过程中，调整氢（H）、氧（O）和氮（N）的量以降低非金属夹杂物，并在LF精炼过程（LF：钢包炉）之后的真空精炼过程中，进行脱气处理，由此去除导致线丝缺陷的H、O和N。
LF精炼过程用于实现钢水的脱硫、脱氧，非金属夹杂物的形状的控制，组分和温度的控制等。
在真空精炼过程后，进行塞铸，从而将钢水从中间包送入模具中。塞铸通过将浸喷嘴或粉碎机应用于中间包而进行，在将钢水从中间包送入模具中时，进行无氧过程，所述无氧过程防止钢水与空气之间的接触。
当在将钢水从中间包送入模具中时防止钢水与空气之间的接触，在制造用于钢筋的钢坯时由于钢中的夹杂物所导致的钢水污染得以最小化，钢水的再氧化得以防止，由此提高最终产品的品质。粉碎机为一种管道，其设置于中间包和模具之间以防止钢水与空气接触。
送入模具中的钢水被连续铸造，由此获得钢坯，所述钢坯为用于制造钢筋的半成品。
为了自经由连续铸造而获得的钢坯来制造钢筋，进行两次再热和粗铣。随后，进行中间辊轧和精轧辊轧以制得钢筋，所述钢筋随后经受表面预先淬火过程和冷却床过程，由此获得所需的机械性质。
当如上所述进行两次再热和粗铣，并随后进行中间辊轧和精轧辊轧时，初始奥氏体晶粒尺寸被尽可能地减小到更小，从而制得细的铁素体晶粒。
图2示出了在根据本发明的制造超高强度钢筋的过程中的热处理过程。
参考图2，制造方法阐明如下。
[加热炉]_首次再热
将在铸造用于钢筋的钢坯时的分离组分溶解，由此形成均匀的奥氏体。这样，为了减小初始奥氏体晶粒尺寸，首次再热在1000～1250℃下进行1～3小时。
如果首次再热温度低于1000℃，则分离组分不溶解。相反，如果首次再热温度高于1250℃，则难以减小初始奥氏体晶粒尺寸。再热时间优选为1～3小时以形成均匀的奥氏体。如果再热时间超过3小时，则奥氏体晶粒可变得粗糙。
[热轧]_首次粗铣
首次粗轧在900～1000℃下进行，从而使均匀的奥氏体结构变细。当首次粗铣以此方式进行时，相比于首次再热时的奥氏体晶粒尺寸，奥氏体晶粒尺寸经由在重结晶的奥氏体中的轧制而大幅减小。因此，奥氏体晶粒边界可能增加，所述奥氏体晶粒边界为产生铁素体核的位置。
首次粗铣在900℃或更高下进行以避免在两相区域中的轧制，考虑到首次再热温度，首次粗铣的上限设定至1000℃。
在该实施方案中，首次粗铣通过槽辊进行。
[再热]_二次再热
为了增加可硬化性、强度和可轧制性，二次再热在1100～1200℃下进行1～3小时。
二次再热在1100℃或更高下进行以增加可轧制性，并且其温度不超过1200℃，使得经由首次再热和首次粗铣而获得的细的奥氏体晶粒可不变粗。二次再热时间优选设定至1～3小时以增加可轧制性。如果该过程的时间长于3小时，则奥氏体晶粒变粗，从而导致难以确保强度。
[热轧]_二次粗铣，中间辊轧，精轧辊轧
经受二次再热的钢坯经历包括二次粗铣、中间辊轧和精轧辊轧的热轧，由此制得钢筋。
在二次粗铣时，经由首次粗铣获得的细的奥氏体晶粒被制得更小，从而使初始奥氏体晶粒变细，这些晶粒经由中间辊轧和精轧辊轧而被拉长，得到细得多的奥氏体。
精轧辊轧温度（即二次热轧精轧温度）为800～900℃，以在热轧之后获得细的结构。
如果热轧精轧温度低于800℃，则可出现轧制速率问题，生产率可降低，并在弯曲时引发开裂。相反，如果该温度超过900℃，则奥氏体晶粒尺寸生长，导致难以获得细的晶粒，并且强度提高效果可变得不显著。
热轧在D16～D10的范围内进行。即，轧制比从D16增加至D10。当轧制比增加时，变形率增加，因此奥氏体结构可变细，由此增加屈服强度。在本文中，D16～D10表示钢筋厚度，即直径。
[表面预先淬火过程]
表面预先淬火过程在水压为4～6巴，喷雾速率为420～500m3/hr的条件下，通过在高压下将冷却水喷雾至热轧钢筋的表面层而进行，以获得最终所需的钢筋结构，使得钢筋被冷却至400～600℃。
在表面预先淬火过程中，硬化层在表面层处形成，所述硬化层为经由将冷却水直接喷雾至钢筋表面上而淬火的马氏体转变结构。
如果冷却温度低于400℃，则脆性可增加。相反，如果该温度超过600℃，则难以确保作为马氏体转变结构的硬化层，且难以获得800MPa或更高的屈服强度。并且，如果水压和喷射速率落到上述范围之外，则难以确保硬化层，且难以获得屈服强度。
这种表面预先淬火过程为热处理过程，在所述热处理过程中钢筋的表面层被转变为高强度结构，即马氏体，然后硬化结构通过钢筋内部的热而被退火。在表面预先淬火过程之后，中心层具有奥氏体结构，并经由冷却床过程而转变为细的铁素体结构。
在表面预先淬火过程中，优选的冷却温度为463℃。如图8所示，高屈服强度在463℃下获得。
[冷却床]
在表面预先淬火过程之后，进行空气冷却以消除内部应力，由此稳定硬化层的结构。在表面预先淬火过程之后冷却的钢筋的最终结构构造为使得表面层具有马氏体转变结构，且中心层具有细的铁素体结构。铁素体结构可部分包括珠光体。
中心层的铁素体晶粒尺寸为5～7μm，屈服强度为800MPa或更高。表面层具有340～420Hv的硬度，和0.8～2.3mm的厚度（硬化层的深度），中心层的硬度为250～350Hv。当表面层和中心层被轧制成D10时，在两者之间存在约50Hv的硬度差。
尽管优选的是铁素体晶粒尺寸尽可能地小，但难以确保具有小于5μm的尺寸的铁素体晶粒。相反，如果铁素体晶粒的尺寸超过7μm，则中心层的硬度可减小，因此在表面层与中心层之间的硬度差可增加，强度提高效果可降低，导致难以满足800MPa或更高的屈服强度。
如上所述，添加Cr和Mo，进行两次再热和粗铣，在进行两次再热和粗铣之后进行一系列的中间辊轧、精轧辊轧、表面预先淬火和冷却床的过程，从而制造满足800MPa或更高的屈服强度、900MPa或更高的拉伸强度、10％或更高的伸长率以及180°弯曲测试的性质的超高强度钢筋。
通过以下的实施例对超高强度钢筋及其制造方法的描述如下。
如下表1显示根据本发明的实施例的合金设计。
[表1]
（剩余物：Fe，单位：wt％）
如图1所示，使具有表1中合金组成的钢经受电炉过程、钢包过程，和真空精炼过程以制备钢水，然后将所述钢水从中间包经由塞铸送入模具中，随后进行连续铸造，从而制造用于钢筋的钢坯。
使所制得的钢坯经受1070℃下的再热，然后经受950℃下的首次粗铣。在首次粗铣完成之后，使钢坯经受一系列的再热、二次粗铣、中间辊轧、精轧辊轧和表面预先淬火过程，由此制造钢筋。首次粗铣通过四个槽辊（4次）进行。
如下表2显示了在首次粗铣之后的二次再热、热轧和表面预先淬火的条件和根据所述条件的机械性质。
如下表2显示了在首次粗铣之后的二次再热、热轧和表面预先淬火的条件和根据所述条件的机械性质。[类别1表示实施例1，类别2表示实施例2。]
[表2]
如以下表2所示，进行轧制成D10的情况满足900MPa或更高的拉伸强度、800MPa或更高的屈服强度，和10％或更高的伸长率。
在对比实施例（C.Ex）1中，尽管轧制成D10，但由于高的表面预先淬火过程温度，因此未获得满意的拉伸强度和屈服强度的机械性质。当表面预先淬火过程温度更低时，屈服强度增加。然而，如果这种温度过低，则伸长率也减小。
在对比实施例3至10中，轧制比低或者表面预先淬火温度高，因此不能获得800MPa或更高的屈服强度。
在所有类别1至10中弯曲性能良好。
图3显示了示出表2的不同直径的微结构的光学显微图像。
（在图3中，D16显示了表2的实施例6（类别6）的结构的显微图像，D13显示了表2的实施例3（类别3）的结构的显微图像，且D10显示了表2的实施例2（类别2）的结构的显微图像。）在图3的显微图像中，60μm表示用于显示晶粒尺寸的比例尺。
如图3所示，存在于表面层中的晶粒密集地形成，并观察到马氏体结构。特别地，当直径从D16降低至D10时，明显地观察到马氏体结构。这是因为，在表面预先淬火过程中，冷却水与钢筋表面接触，因而即时温度大幅降低，最终产生马氏体转变结构。
被轧制成D10的中心层具有尺寸为5～7μm的铁素体晶粒，其中铁素体晶粒以岛状提供。
图4示出了表3的D10的中心层的微结构的扫描电子显微镜图像。扫描电子显微镜用于精确分析中心层的微结构。
如图4所示，观察到中心层的微结构包括长的形状为多边形的铁素体晶粒。铁素体晶粒具有约5～6μm的尺寸。
图5示出了（a）表2的不同直径的表面层和中心层的硬度变化和（b）最终钢筋（D10）的横截面宏观结构。
（在图5（a）中，D16对应于表2的实施例6（类别6），D13对应于表2的实施例3（类别3），D10对应于表2的实施例2（类别2）。）
如图5所示，根据对横截面的观察结果而显而易见的是，硬化层的深度从表面向中心为2.3mm。硬化层为马氏体转变结构产生的区域。这种硬化层受到Mo和Cr的影响。从D16至D10，表面层的硬度增加，在到达马氏体转变结构区域之后硬度变得均匀。
特别地在D10，表面层的硬度为400Hv，中心层的硬度为350Hv。这意味着细的铁素体结构在中心层处形成。
在较小直径时硬度较高的原因是，变形速率随着轧制比的增加成比例地增加，并且大量势能分布于表面层和中心层。因此，屈服强度增加。
图6为示出了在180°弯曲性能测试之后被轧制为D10的表2的实施例2的照片。
如图6所示，在180°弯曲测试时无开裂产生。参考表2，在被轧制成D10的实施例2中，屈服强度为800MPa或更高，在等于或大于D10的情况下，获得800MPa或更低的屈服强度。因此能同时确保超高强度和延性。
图7为示出了在不同直径下屈服强度取决于轧制比而变化的图。（在图7中，D16对应于表2的实施例6（类别6），D13对应于表2的实施例3（类别3），D10对应于表2的实施例2（类别2）。）
为了评估在轧制条件中是否有任何因素对屈服强度变化具有极大影响，在不同直径下在固定轧制速率和喷雾速率的条件下测量屈服强度取决于轧制比的变化。
如图7所示，在轧制比248S（D10）下，屈服强度为800MPa或更高。在D10下的屈服强度高于在D13或D16下的屈服强度的原因在于铁素体晶粒尺寸小，且马氏体转变结构在表面层处形成。
图8为示出了屈服强度取决于表面预先淬火过程的温度而变化的图。
如图8所示，当表面预先淬火过程的温度降低时，屈服强度增加。当表面预先淬火过程在463℃下进行时，与其他温度范围相比，显示出更高的屈服强度。这是由于当在高温下轧制的钢筋被强制冷却时，马氏体转变在其表面发生，当直径减小时，其效果影响中心的微结构，从而制得更细的铁素体晶粒并且发生马氏体转变。
因此，表面层和中心层的微结构可经由含有Cr和Mo的合金设计、热处理过程、轧制比的控制、表面预先淬火过程等进行控制，由此获得满足屈服强度为800MPa或更高、拉伸强度为900MPa或更高、10％或更高的伸长率，和180°弯曲测试的超高强度钢筋。
这种超高强度钢筋的生产可降低建造建筑物时的材料成本和建造成本，可使建筑容积比最大化，并可获得细长构件。此外，高强度钢筋的使用降低了其布置程度，从而有可能由于良好的混凝土浇筑而确保所需的品质。
尽管为了说明的目的而公开了本发明优选的实施方案，但本领域技术人员将意识到在不偏离如所附权利要求书中所公开的本发明的范围和精神下，各种修改、补充和替换是可能的。

Claims (9)

1.一种超高强度钢筋，其包含：
C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，和Mo：0.05至0.35wt％，剩余物为Fe和其他杂质，并包括表面层和中心层，
其中作为硬化层的马氏体结构在所述表面层处形成，并且所述中心层为铁素体结构，所述超高强度钢筋具有800MPa或更高的屈服强度、900MPa或更高的拉伸强度，10％或更高的伸长率，且在180°弯曲测试时无开裂，
所述超高强度钢筋如下制得：
使用于钢筋的钢坯经受热轧过程以制造钢筋；通过表面预先淬火过程使用水将所述钢筋冷却至400至600℃；以及在冷却床上进行空气冷却，其中所述表面预先淬火过程通过在水压为4～6巴和喷雾速率为400～600m3/hr的条件下喷雾冷却水而进行，从而将所述钢筋冷却至400～600℃，
其中所述热轧过程包括：
首次再热，所述首次再热包括在1000～1250℃下加热1～3小时；
首次热轧，所述首次热轧包括在900～1000℃下的粗铣；
二次再热，所述二次再热包括在1100～1200℃下加热1～3小时；和
二次热轧，所述二次热轧包括粗铣、中间辊轧和在800～900℃下的精轧辊轧。
2.根据权利要求1所述的超高强度钢筋，其中所述其他杂质包括P：0.035wt％或更少但超过零，Ni：0.2wt％或更少但超过零，Cu：0.3wt％或更少但超过零，V：0.001至0.006wt％，S：0.075wt％或更少但超过零，Al：0.04wt％或更少但超过零，Sn：0.01wt％或更少但超过零，以及N2：150ppm或更少但超过零。
3.根据权利要求1或2所述的超高强度钢筋，其中所述钢筋具有9.5～10.5mm的直径。
4.根据权利要求1或2所述的超高强度钢筋，其中所述铁素体结构具有5～7μm的晶粒尺寸。
5.根据权利要求1或2所述的超高强度钢筋，其中所述硬化层具有从表面向中心的0.8～2.3mm的深度。
6.一种制造超高强度钢筋的方法，其包括：
使用于钢筋的钢坯经受热轧过程以制造钢筋；通过表面预先淬火过程使用水将所述钢筋冷却至400至600℃；以及在冷却床上进行空气冷却，所述钢筋包含C：0.05至0.45wt％，Si：0.10至0.35wt％，Mn：0.1至0.85wt％，Cr：0.6至1.20wt％，和Mo：0.05至0.35wt％，且剩余物为Fe和其他杂质，其中所述表面预先淬火过程通过在水压为4～6巴和喷雾速率为400～600m3/hr的条件下喷雾冷却水而进行，从而将所述钢筋冷却至400～600℃，
其中所述热轧过程包括：
首次再热，所述首次再热包括在1000～1250℃下加热1～3小时；
首次热轧，所述首次热轧包括在900～1000℃下的粗铣；
二次再热，所述二次再热包括在1100～1200℃下加热1～3小时；和
二次热轧，所述二次热轧包括粗铣、中间辊轧和在800～900℃下的精轧辊轧。
7.根据权利要求6所述的方法，其中所述其他杂质包括P：0.035wt％或更少但超过零，Ni：0.2wt％或更少但超过零，Cu：0.3wt％或更少但超过零，V：0.001至0.006wt％，S：0.075wt％或更少但超过零，Al：0.04wt％或更少但超过零，Sn：0.01wt％或更少但超过零，以及N2：150ppm或更少但超过零。
8.根据权利要求6或7所述的方法，其中所述用于钢筋的钢坯通过如下方式制得：进行电炉过程、钢包过程和真空精炼过程以制备钢水，将所述钢水从中间包经由塞铸送入模具中以防止再氧化，并进行连续铸造。
9.根据权利要求6或7所述的方法，其中在所述热轧过程中，控制轧制比使得所述钢筋具有9.5～10.5mm的直径。
CN201180035845.9A 2010-06-28 2011-04-18 超高强度钢筋及其制造方法 Active CN103038382B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2010-0061259 2010-06-28
KR1020100061259A KR101185242B1 (ko) 2010-06-28 2010-06-28 초고강도 철근의 제조방법
PCT/KR2011/002744 WO2012002638A2 (ko) 2010-06-28 2011-04-18 초고강도 철근 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103038382A CN103038382A (zh) 2013-04-10
CN103038382B true CN103038382B (zh) 2015-04-22

Family

ID=45402503

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180035845.9A Active CN103038382B (zh) 2010-06-28 2011-04-18 超高强度钢筋及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US9200353B2 (zh)
EP (1) EP2586884A2 (zh)
JP (1) JP5657790B2 (zh)
KR (1) KR101185242B1 (zh)
CN (1) CN103038382B (zh)
WO (1) WO2012002638A2 (zh)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101253838B1 (ko) * 2010-12-27 2013-04-12 주식회사 포스코 이물성 부품의 제조방법
CN103484780B (zh) * 2013-09-26 2015-06-24 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种830MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
CN103498104B (zh) * 2013-09-26 2015-06-24 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种630MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
CN103484775B (zh) * 2013-09-26 2015-04-15 江苏天舜金属材料集团有限公司 一种730MPa级高强热轧钢筋及其生产工艺
JP6245271B2 (ja) * 2013-11-19 2017-12-13 新日鐵住金株式会社 棒鋼
KR101583899B1 (ko) * 2014-01-02 2016-01-13 한양대학교 에리카산학협력단 열연 강판, 그 제조 방법, 및 제조 설비
CN103966510A (zh) * 2014-04-14 2014-08-06 南京钢铁股份有限公司 一种小规格英标螺纹钢b500b及其生产工艺
CN105648307A (zh) * 2016-01-20 2016-06-08 广西丛欣实业有限公司 高强度钢筋
KR101787287B1 (ko) * 2016-10-21 2017-10-19 현대제철 주식회사 고강도 철근 및 이의 제조 방법
CN108441781B (zh) * 2018-02-28 2020-05-08 河钢股份有限公司承德分公司 一种高强耐腐蚀钢筋及其热处理方法
KR102173920B1 (ko) * 2018-11-16 2020-11-04 고려대학교 산학협력단 항복비와 균일연신율이 우수한 항복강도 700 MPa급 철근 및 그 제조 방법
WO2020162983A1 (en) * 2019-02-08 2020-08-13 Nucor Corporation Ultra-high strength weathering steel and high friction rolling of the same
CN110218952B (zh) * 2019-07-17 2021-07-02 山东钢铁股份有限公司 一种精轧螺纹钢筋及其生产方法
KR102252106B1 (ko) * 2019-08-20 2021-05-14 동국제강주식회사 항복강도 620MPa급 이상의 내진철근의 제조방법 및 이 제조방법으로 제조된 항복강도 620MPa급 이상의 내진철근
CN110631916B (zh) * 2019-11-01 2022-04-08 山东精准产品质量检测有限公司 一种冷轧带肋钢筋检测装置
CN111647794B (zh) * 2020-04-17 2021-09-24 江阴兴澄特种钢铁有限公司 一种钢棒线材打包钢丝及制造方法
CN111560500A (zh) * 2020-06-17 2020-08-21 徐鹏 一种复合钢淬火工艺
CN114672724B (zh) * 2022-02-21 2023-03-10 长沙东鑫环保材料有限责任公司 一种稀土和氮微合金化含钼hrb500e盘螺钢筋及其生产方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1769510A (zh) * 2004-11-05 2006-05-10 马鞍山钢铁股份有限公司 高强度抗震热轧钢筋用钢

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
IT1090143B (it) 1975-01-29 1985-06-18 Centre Rech Metallurgique Procedimento per fabbricare dei prodotti laminati di acciaio
GB1587215A (en) * 1977-11-03 1981-04-01 British Steel Corp Manufacture of welded steel mesh
JPS6286125A (ja) * 1985-08-30 1987-04-20 Kobe Steel Ltd 高強度高靭性熱間圧延鋼材の製造方法
JPS6286125U (zh) 1985-11-21 1987-06-02
JP2698006B2 (ja) * 1992-10-12 1998-01-19 新日本製鐵株式会社 靱性の優れたｈ形鋼の製造方法
JP3772382B2 (ja) * 1995-09-01 2006-05-10 住友金属工業株式会社 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法
JP3432428B2 (ja) * 1998-10-09 2003-08-04 Ｊｆｅスチール株式会社 鉄筋用異形棒鋼およびその製造方法
JP2000212691A (ja) * 1999-01-20 2000-08-02 Kawasaki Steel Corp 冷間鍛造用鋼線材およびその製造方法
KR100959475B1 (ko) * 2007-10-29 2010-05-26 현대제철 주식회사 초고강도 철근의 제조방법
KR100987347B1 (ko) * 2008-06-23 2010-10-12 동국제강주식회사 고강도 저항복비 철근의 제조방법

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1769510A (zh) * 2004-11-05 2006-05-10 马鞍山钢铁股份有限公司 高强度抗震热轧钢筋用钢

Also Published As

Publication number Publication date
JP5657790B2 (ja) 2015-01-21
KR20120000799A (ko) 2012-01-04
US20130098513A1 (en) 2013-04-25
US9200353B2 (en) 2015-12-01
KR101185242B1 (ko) 2012-09-21
WO2012002638A2 (ko) 2012-01-05
EP2586884A2 (en) 2013-05-01
WO2012002638A3 (ko) 2012-02-23
JP2013533384A (ja) 2013-08-22
CN103038382A (zh) 2013-04-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103038382B (zh) 超高强度钢筋及其制造方法
CN103526111B (zh) 屈服强度900MPa级热轧板带钢及其制备方法
CN103221562B (zh) 具有优异的超低温韧性的高强度钢材料及其制备方法
CN110453146B (zh) 一种无屈服平台的Cr合金化钢及其制备方法
CN101781742B (zh) 具有超高强度和低温冲击韧性的中厚船板钢及其制造方法
CN101928876B (zh) 加工性优良的trip/twip高强塑性汽车钢及其制备方法
CN110484834B (zh) 一种Cr、Mn合金化TRIP钢及其制备方法
JP2018505303A (ja) 降伏強度９００〜１０００ＭＰａ級調質高強度鋼及びその製造方法
CN102766806A (zh) 一种超宽薄规格桥梁用结构钢板及其生产方法
KR101917456B1 (ko) 표면부 nrl-dwt 물성이 우수한 극후물 강재 및 그 제조방법
CN103045964A (zh) 钢板及其制造方法
CN104120368A (zh) 一种汽车车架用高强度奥氏体不锈钢及其制造方法
CN109563599B (zh) 耐脆性裂纹扩展性优异的超厚钢材及其制造方法
CN104726768A (zh) 表面质量优异的高强度热轧钢板及其制造方法
CN114645201B (zh) 一种高韧性Q500qNH桥梁耐候钢板及制造方法
CN112322976A (zh) 一种具有优良耐低温韧性的稀土耐磨钢nm400卷板及其生产方法
JP2023505172A (ja) ビームブランク圧延成形に基づく熱間圧延ｈ字型鋼及びその作製方法
JP2018503744A (ja) 脆性亀裂伝播抵抗性に優れた高強度鋼材及びその製造方法
CN109628828A (zh) 一种低屈强比超厚水电高强度钢板及其制造方法
KR100987347B1 (ko) 고강도 저항복비 철근의 제조방법
JP2007119849A (ja) プレス成形性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
CN109797342A (zh) 一种用于钢结构制作的高强度、高韧性、耐大气腐蚀钢板及其制造方法
KR101070132B1 (ko) 저온 인성이 우수한 건설용 강재 및 그 제조방법
CN102534378B (zh) 一种金相组织均匀的耐海水腐蚀结构钢及其生产方法
JP2020509168A (ja) 表面部ｎｒｌ−落重試験物性に優れた極厚鋼材及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant