CN110129675A - 高强钢筋及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明揭示了一种高强钢筋及其生产方法。所述高强钢筋的化学成分包括：C:0.15‑0.32％，Si+Mn:0.5‑1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1‑2.1％，V:0.02‑0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01‑0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；Mn＝(2.5‑3.5)Si，Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％，其生产方法包括冶炼、连铸、控温轧制、控温冷却，连铸的钢水过热度15‑30℃，加热温度1200‑1250℃且在炉时间60‑120min，开轧温度1000‑1150℃，精轧温度850‑950℃，上冷床温度800‑920℃。

Description

高强钢筋及其生产方法
技术领域
本发明属于钢铁材料技术领域，涉及一种高强钢筋及其生产方法。
背景技术
低级别钢筋(包括普通钢筋)在使用过程中，不仅增加钢材消耗量，造成资源和能源消耗，提高环境负担，而且因为明显的屈服平台和强度较低，屈服阶段中在不增大拉力的情况下就会发生较大的塑性变形，会严重影响建筑物的安全性。而重大防护工程等结构安全等级的相关要求在不断提高，使得低级别钢筋已不能完全满足要求，高强钢筋(例如抗大变形钢筋)应运而生。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强钢筋及其生产方法，其无明显的屈服平台和强度高。
为实现上述目的之一，本发明一实施方式提供了一种高强钢筋，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.29％，Si+Mn:0.5-1.8％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.0％，V:0.05-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.54％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.6％，Cr:0.3-0.6％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.0％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.1％，V:0.02-0.8％，B:0.0008-0.002％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，B:0.0008-0.002％，Nb和Al中的至少一种:0.01-0.3％，Ti:0.01-0.1％且Ti/N≥1.5，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的截面直径为14-18mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.40-0.52％；或者，
所述高强钢筋的截面直径为20-22mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.52-0.54％。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋的微观组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和析出相。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述铁素体的体积百分比为5-35％、尺寸为2-15μm，所述珠光体的体积百分比为30-70％，所述贝氏体的体积百分比为5-35％、尺寸为5-25μm，所述析出相的尺寸≤100nm、体积含量≥2×105个/mm3。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述铁素体的体积百分比为8-30％、尺寸为3-12μm，所述珠光体的体积百分比为35-65％，所述贝氏体的体积百分比为8-40％、尺寸为6-22μm，所述析出相的尺寸≤80nm、体积含量≥5×105个/mm3。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述铁素体的体积百分比为10-25％、尺寸为4-10μm，所述珠光体的体积百分比为40-60％，所述贝氏体的体积百分比为15-35％、尺寸为8-20μm，所述析出相的尺寸≤60nm、体积含量≥8×105个/mm3。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋在拉伸试验的应力应变曲线中无明显屈服平台，屈服强度≥600MPa，屈强比≤0.78，断后延伸率≥25％，均匀延伸率≥15％，-20℃冲击韧性≥160J。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述高强钢筋包括母材和闪光对焊连接点，且所述高强钢筋在拉伸实验中的断裂点形成于所述母材处。
为实现上述目的之一，本发明一实施方式提供了所述高强钢筋的生产方法，所述生产方法包括以下步骤：
冶炼工序：在电炉或转炉中进行钢水冶炼；
连铸工序：钢水经过连铸机制成连铸钢坯，在连铸过程中的钢水过热度为15-30℃；
控温轧制工序：连铸钢坯轧制成钢筋，连铸钢坯在加热炉中的加热温度为1200-1250℃且在炉时间为60-120min，开轧温度为1000-1150℃，精轧温度850-950℃；
控温冷却工序：在冷床上对钢筋进行冷却，钢筋上冷床温度为800-920℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述冶炼工序包括吹氩精炼工艺，在所述吹氩精炼工艺中，采用0.4-0.6MPa压力氩气底吹来软搅拌精炼后的钢水，软搅拌时间不小于5min。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在连铸过程中对钢水进行电磁搅拌，电磁搅拌参数为300A/4Hz且末端电磁搅拌参数为480A/10Hz。
作为本发明一实施方式的进一步改进，在所述连铸工序中，连铸钢坯的矫直温度≥850℃。
作为本发明一实施方式的进一步改进，所述控温冷却工序中，钢筋上冷床温度为820-900℃，并且上冷床后的冷速为2-5℃/s。
与现有技术相比，本发明的有益效果在于：采用合理的C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni合金化设计，结合Nb、V、Ti、Al微合金化设计，实现了微观组织精细化控制；其在拉伸试验的应力应变曲线中无明显屈服平台、屈服强度≥600Mpa、屈强比≤0.78，在其达到屈服强度后发生持续加工硬化和均匀塑性变形，可显著改善建筑物抵抗外部扰动的能力；并且其断后延伸率≥25％、均匀延伸率≥15％，均匀延伸率明显高于普通钢筋和抗震钢筋，有助于大幅提升建筑物抵抗变形的能力；所述高强钢筋在-20℃测试条件下，冲击韧性≥160J，明显高于普通钢筋和抗震钢筋，所述高强钢筋的高韧性使其在变形过程中吸收更多的能量，提高建筑物抵抗破坏的能力；再者，所述高强钢筋的低碳当量设计，确保了冷弯、焊接等加工应用性能提升。
具体实施方式
如背景技术所述，低级别钢筋(包括普通钢筋，甚至部分抗震钢筋)存在具有明显的屈服平台和较低的强度等问题，不满足日益提高的安全等级要求，发明人正是基于此而提供一种无明显屈服平台且综合强度性能好的高强钢筋及其生产方法，基于其优良的性能，该高强钢筋还可以称为抗大变形钢筋。
具体地，本发明一实施方式中，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
基于大量试验数据，以下对所述高强钢筋中的各个化学成分进行详细介绍。
C：作为钢材中的重要合金元素之一，其直接影响钢筋的强度。当C以质量百分比计低于0.15％时，钢筋的强度会大幅度降低；当C以质量百分比计超过0.32％时，则会增大钢筋的碳当量，大幅破坏钢筋的低温韧性与焊接性；并且，碳当量不高于0.56％时，钢筋的强度及焊接工艺性能够得到保证。因此，在本实施方式中，C以质量百分比计控制在0.15-0.32％，且碳当量满足Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
Si、Mn：钢材中添加Si、Mn能够提高淬透性，钢筋的微观组织中可生成一定比例的珠光体和贝氏体。当Si+Mn以质量百分比计之和低于0.5％时，钢筋难以形成贝氏体且强度低；当Si+Mn以质量百分比计之和超过1.9％时，钢筋容易引起贝氏体过多、珠光体比例少、屈强比高且延伸率不足。因此，在本实施方式中，Si+Mn以质量百分比计之和控制在0.5-1.9％，且Mn＝(2.5-3.5)Si，所述高强钢筋的微观组织中珠光体和贝氏体比例较佳。
Mn、Cr、Mo、Ni：作为钢材中的重要固溶强化元素，适量合金化能够提高淬透性，且对形成珠光体和贝氏体起到关键作用。当Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和低于1.1％时，钢筋淬透性低且不利于珠光体和贝氏体形成；当Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和超过2.1％时，钢筋的低温韧性差。因此，在本实施方式中，Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和控制在1.1-2.1％，所述高强钢筋具有较佳淬透性、低温韧性，且其微观组织中珠光体和贝氏体组织性能较佳。
V：适量添加时，在本实施方式中V以质量百分比计控制在0.02-0.8％时，能够在所述高强钢筋的生产过程(例如轧制过程)中析出纳米级V(C,N)化合物，并且增加铁素体形核点，阻止铁素体晶粒长大，通过析出沉淀提高强度，且可有效阻止焊接热影响区奥氏体晶粒的长大，提高韧性，但过量会导致钢焊接裂纹敏感性的增加。
Nb、Ti、Al：钢材中添加Nb、Ti、Al，一方面，所述高强钢筋微观组织中的奥氏体晶粒能够被细化，且利于调节珠光体和贝氏体的转变，细晶强化和第二相强化共同发挥作用，另一方面，由于Nb容易向晶界偏聚，促进晶内V的氮碳化物的析出，且有效防止其粗化。因此，在本实施方式中，Nb、Ti和Al中的至少一种以质量百分比计控制在0.01-0.3％，也即在本实施方式中，所述高强钢筋中包括Nb、Ti和Al中的至少一种且任一种以质量百分比计控制在0.01-0.3％。
相较于现有技术，尤其是相较于低级别钢筋，本实施方式的高强钢筋，采用合理的C、Si、Mn、Cr、Mo、Ni合金化设计，结合Nb、V、Ti、Al微合金化设计，实现了微观组织精细化控制；其在拉伸试验的应力应变曲线中无明显屈服平台、屈服强度≥600Mpa、屈强比≤0.78，在其达到屈服强度后发生持续加工硬化和均匀塑性变形，可显著改善建筑物抵抗外部扰动的能力；并且其断后延伸率≥25％、均匀延伸率≥15％，均匀延伸率明显高于普通钢筋和抗震钢筋，有助于大幅提升建筑物抵抗变形的能力；所述高强钢筋在-20℃测试条件下，冲击韧性≥160J，明显高于普通钢筋和抗震钢筋，所述高强钢筋的高韧性使其在变形过程中吸收更多的能量，提高建筑物抵抗破坏的能力；再者，所述高强钢筋的低碳当量设计，确保了冷弯、焊接等加工应用性能提升。
概况来讲，所述高强钢筋相较于现有技术的低级别钢筋，具有微观组织精细化、无明显屈服平台、屈服强度高、屈强比低、断后延伸率高、均匀延伸率高、-20℃测试条件下冲击韧性高且焊接性能好等优点，综合性能更为优异，有助于大幅提升重大防护工程的安全性，更加适用于重大防护工程等重要建筑结构，可显著提高建筑物应对自然灾害、外部破坏的安全等级，同时可降低钢筋消耗量，应用领域宽广，市场竞争力强。
在一优选实施方式中，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.29％，Si+Mn:0.5-1.8％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.0％，V:0.05-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.54％。
也就是说，通过将C以质量百分比计优化为0.15-0.29％、Si+Mn以质量百分比计之和优化为0.5-1.8％、Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和优化为1.1-2.0％，并且碳当量Ceq控制在不超过0.54％，有利于进一步提高提升均匀延伸率及-20℃测试条件下的冲击韧性。
在另一优选实施方式中，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.6％，Cr:0.3-0.6％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.0％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
也就是说，通过将Si+Mn以质量百分比计之和优化为0.5-1.6％、Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和优化为1.3-2.0％，并且Cr以质量百分比计控制在0.3-0.6％，可有效的提高所述高强钢筋的强度，且不会因Cr添加过量而严重恶化钢筋的延伸率及焊接裂纹敏感性。
在再一优选实施方式中，所述高强钢筋的化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.1％，V:0.02-0.8％，B:0.0008-0.002％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
也就是说，通过将Mn+Cr+Mo+Ni以质量百分比计之和优化为1.3-2.1％、B以质量百分比计控制在0.0008-0.002％，通过添加微量B，固溶的B元素易在奥氏体晶界处偏聚，降低奥氏体晶界能，可抑制奥氏体晶界处先共析铁素体的形成，促进晶内铁素体的形核，改善钢筋的韧性，但过量的B元素会导致钢筋的强度大幅度提高，同时裂纹敏感性也大幅度增加。
并且在上述“再一优选实施方式”中，关于Nb、Ti和Al的成分进一步优化为：Nb和Al中的至少一种:0.01-0.3％，Ti:0.01-0.1％且Ti/N≥1.5，这样，可以保证添加的B元素的收得率，尤其是当钢水中N含量偏高时，N会易于与B结合，因此Ti以质量百分比计控制在0.01-0.1％且使Ti/N≥1.5，以避免B元素收得率过低。
进一步地，在本发明中，所述高强钢筋为螺纹钢筋，并且，其截面直径为14-18mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.40-0.52％；或者，其截面直径为20-22mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.52-0.54％，这样，有利于提升均匀延伸率、冲击韧性和焊接性。
进一步地，在本发明一实施方式中，所述高强钢筋的微观组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和析出相。
具体在一实施方式中，所述铁素体的体积百分比为5-35％、尺寸为2-15μm，所述珠光体的体积百分比为30-70％，所述贝氏体的体积百分比为5-35％、尺寸为5-25μm，所述析出相的尺寸≤100nm、体积含量≥2×105个/mm3。
基于大量试验数据，以下对所述高强钢筋微观组织的各组织进行详细介绍。
铁素体：其塑性和韧性好，且在受力引发过程中由于应变硬化可提高强度。当铁素体的体积百分比低于5％时，钢筋的塑性变差；当铁素体的体积百分比超过35％时，由于其在受力过程中率先发生塑性变形，容易产生明显的屈服平台，从而产生局部变形影响整体的延伸率。铁素体尺寸低于2μm，生产难度大，而其尺寸超过15μm，会导致屈服强度较低，引发局部变形，从而降低塑性。
珠光体：其强度高，主要用来提高断裂强度，但同时塑性和韧性差。当珠光体的体积百分比低于30％时，钢筋强度较低；当珠光体的体积百分比超过70％时，会影响钢筋的塑性和韧性。
贝氏体：其强度介于铁素体和珠光体之间，其塑性和韧性也介于铁素体和珠光体之间，主要作用是协调铁素体和珠光体的变形，使得塑性变形可以连续、均匀的进行。当贝氏体的体积百分比低于5％时，效果不明显；当贝氏体的体积百分比超过35％时，会影响钢筋的断裂强度。贝氏体的尺寸决定了其强度，当其尺寸低于5μm时，容易导致强度过高且不容易控制；当其尺寸超过25μm时，会影响塑性变形的均匀性，从而导致整体塑性恶化。
析出相：一方面其可强化铁素体，另一方面其与变形产生的位错交互作用，可消除屈服平台，从而达到连续、均匀的塑性变形过程。析出相的尺寸和体积含量决定了其与位错的交互作用，进而影响应变强化行为和强化效果。当其尺寸超过100nm时，析出相的强化效果减弱。当其体积含量低于2×105个/mm3时，一方面强化效果不明显，同时与位错的交互不均匀，容易导致塑性变形的不均匀，进而影响塑性。因此，体积含量应不低于2×105个/mm3。
在另一优选实施方式中，所述铁素体的体积百分比为8-30％、尺寸为3-12μm，所述珠光体的体积百分比为35-65％，所述贝氏体的体积百分比为8-40％、尺寸为6-22μm，所述析出相的尺寸≤80nm、体积含量≥5×105个/mm3，这样可进一步提高所述高强钢筋的综合力学性能。
进一步改进为，所述铁素体的体积百分比为10-25％、尺寸为4-10μm，所述珠光体的体积百分比为40-60％，所述贝氏体的体积百分比为15-35％、尺寸为8-20μm，所述析出相的尺寸≤60nm、体积含量≥8×105个/mm3，从而进一步提升所述高强钢筋的综合力学性能。
另外，在本发明中，所述高强钢筋包括母材和闪光对焊连接点，且所述高强钢筋在拉伸实验中的断裂点形成于所述母材处。也就是说，所述高强钢筋采用低碳当量设计，采用闪光对焊工艺进行焊接连接，确保了冷弯、焊接等加工应用性能提升，在拉伸试验中的断裂点形成在所述母材处。
另外，本发明还提供一种如上所述高强钢筋的生产方法，所述生产方法包括依序执行的冶炼、浇铸、控温轧制及控温冷却工序，制得所述高强钢筋，下面对所述生产方法中的各个工序进行具体介绍。
(1)冶炼工序：在电炉或转炉中进行钢水冶炼，这样能够保证钢水品质和化学成分精确度；
(2)连铸工序：钢水经连铸机制成连铸钢坯，在连铸过程中的钢水过热度为15-30℃；
经试验研究发现，若钢水过热度高于30℃，会出现结漏钢、表面裂纹、偏析和疏松等问题，若钢水过热度低于15℃，易增加增多钢水中的杂质并增加连铸钢坯的表面出现冷焊点的倾向；而通过将钢水过热度控制在15～30℃会很好的避免这些问题的出现；
(3)控温轧制工序：连铸钢坯轧制成钢筋，优选采用热轧工艺，连铸钢坯在加热炉中的加热温度为1200-1250℃且在炉时间为60-120min，开轧温度为1000-1150℃，精轧温度850-950℃；
经试验研究发现，若连铸钢坯在加热炉中的加热温度高于1250℃，在炉时间超过120min时，导致原奥氏体晶粒尺寸偏大；而若连铸钢坯在加热炉中的加热温度低于1200℃，在炉时间小于60min时，则会不利于合金元素的均匀化，且当含有Nb元素时还不利于Nb元素的溶解和析出强化；
另外，经试验研究发现，开轧温度控制在1000-1150℃，精轧温度控制在850-950℃，利于控制好晶粒尺寸；
(4)控温冷却工序：在冷床上对钢筋进行冷却，钢筋上冷床温度为800-920℃；
经试验研究发现，若钢筋上冷床温度高于920℃，则微观组织中铁素体比例会过多，影响钢筋的强度；而若钢筋上冷床温度低于800℃，则微观组织中会出现较多的贝氏体，大大降低钢筋的延伸率和冲击韧性。
概况来讲，本发明一实施方式通过所述生产方法，能够制备本发明的所述高强钢筋，如前所述，所述高强钢筋无明显屈服平台、屈服强度≥600Mpa、屈强比≤0.78、断后延伸率≥25％、均匀延伸率≥15％、在-20℃测试条件下冲击韧性≥160J，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
进一步地，所述冶炼工序中，优选在转炉中进行钢水冶炼；在一具体实施方式中，按照目标化学成分，转炉出钢前在钢包底部加入金属镍板进行合金化，出钢1/3时开始按照硅铁合金、硅锰合金、低碳铬铁、钼铁的顺序依次完成脱氧及合金化，其中硅铁合金、硅锰合金的加入量根据实际使用的合金成分和残余Si、Mn含量适当调整，精炼白渣3min后，喂入铌铁、钛铁、铝线三者的至少其一，并喂入钒氮合金进微合金化。
优选地，所述冶炼工序还包括吹氩精炼工艺，在所述吹氩精炼工艺中，采用0.4-0.6MPa压力氩气底吹来软搅拌精炼后的钢水，软搅拌时间不小于5min，这样，在精炼中可以完成对钢水的脱氧及合金化，并通过吹氩软搅拌能够可以进一步提高钢水中合金元素的均匀性。
进一步地，在所述连铸工序中，所述连铸机包括结晶器和设置于结晶器内的搅拌装置，在连铸过程中对钢水进行电磁搅拌，电磁搅拌参数为300A/4Hz且末端电磁搅拌参数为480A/10Hz。通过设置电磁搅拌参数为300A/4Hz，能够降低偏析程度，增加形核点，并且通过设置末端电磁搅拌为480A/10Hz，可以扩大中心等轴晶区的范围，减少疏松和缩孔。
并且优选地，在所述连铸工序中，连铸钢坯的矫直温度≥850℃。经试验研究发现，若矫直温度低于850℃，在对连铸钢坯进行矫直时，连铸钢坯的变形抗力过大，对连铸钢坯的表面质量不利，而在连铸钢坯的矫直温度不高于850℃时，可以保证连铸钢坯的表面质量。
进一步地，所述控温冷却工序中，钢筋上冷床温度优化为820-900℃，并且上冷床后的冷速为2-5℃/s。通过优化上冷床温度和冷速，可以进一步优化微观组织，并保证钢筋的强度、延伸率和冲击韧性等性能。
如前所述，本发明是依照大量的试验研究而得到的，以下通过具体试验例进一步说明。其中，试验例共包括序号1-22的22个实施例和序号23-27的5个对比例，具体的生产方法如下。
(1)冶炼工序
采用表1中所示的冶炼炉进行钢水冶炼；
按照目标化学成分，对钢水进行脱氧及合金化，具体为：出钢前在钢包底部加入金属镍板进行合金化，出钢1/3时开始按照硅铁合金、硅锰合金、低碳铬铁、钼铁的顺序依次完成脱氧及合金化，其中硅铁合金、硅锰合金的加入量根据实际使用的合金成分和残余Si、Mn含量适当调整，精炼白渣3min后，按照表1所示喂入铌铁、钛铁、铝线三者的至少其一，并喂入钒氮合金进行微合金化；在该过程中按照表1所示控制硼铁合金的喂入与否。
之后，按照表1所示，采用氩气底吹来软搅拌精炼后的钢水。
[表1]
(2)连铸工序：钢水经过连铸机制成表2所示规格的连铸钢坯，并按照表2所示控制在连铸过程中的钢水过热度；在连铸过程中对钢水进行电磁搅拌，电磁搅拌参数为300A/4Hz且末端电磁搅拌参数为480A/10Hz；并且，按照表2所示控制连铸钢坯的矫直温度。
[表2]
(3)控温轧制工序：连铸钢坯在螺纹钢筋轧机上轧制成表3所示规格的钢筋，连铸钢坯在加热炉中的加热温度、在炉时间、开轧温度、精轧温度按照表3所示进行控制。
[表3]
(4)控温冷却工序：按照表4所示来控制钢筋上冷床温度和冷速，以对钢筋进行冷却。
[表4]
通过上述生成方法，对制得的钢筋的化学成分、微观组织、拉伸性能分别进行检测和测试，结果分别如表5、表6、表7所示；并对制得的钢筋采用闪光对焊工艺焊接后，对焊接后的钢筋样品进行拉伸性能测试，结果如表8所示。
[表5]
[表6]
需要说明的是，在表6中，F代指铁素体，P代指珠光体，B代指贝氏体。
[表7]
[表8]
由表7可以看出，基于本发明一实施方式的所述高强钢筋，实施例1-22无明显屈服平台、钢筋屈服强度≥600MPa、屈强比≤0.78、均匀延伸率≥15％、-20℃测试条件下冲击韧性≥160J，高于对比例23-27的现有钢筋性能；并且，由表7可以看出，基于本发明一实施方式的所述高强钢筋，实施例1-22的焊接性能优异，焊后屈服强度≥600MPa、屈强比≤0.78、均匀延伸率≥15％、-20℃测试条件下冲击韧性≥160J。

Claims (17)

1.一种高强钢筋，其特征在于，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
2.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.29％，Si+Mn:0.5-1.8％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.0％，V:0.05-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.54％。
3.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.6％，Cr:0.3-0.6％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.0％，V:0.02-0.8％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
4.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.3-2.1％，V:0.02-0.8％，B:0.0008-0.002％，Nb、Ti和Al中的至少一种:0.01-0.3％，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
5.根据权利要求4所述的高强钢筋，其特征在于，其化学成分以质量百分比计包括：C:0.15-0.32％，Si+Mn:0.5-1.9％，Mn+Cr+Mo+Ni:1.1-2.1％，V:0.02-0.8％，B:0.0008-0.002％，Nb和Al中的至少一种:0.01-0.3％，Ti:0.01-0.1％且Ti/N≥1.5，余量为Fe及不可避免的杂质；其中，Mn＝(2.5-3.5)Si，碳当量Ceq＝C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/5+(Cu+Ni)/15≤0.56％。
6.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，所述高强钢筋的截面直径为14-18mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.40-0.52％；或者，
所述高强钢筋的截面直径为20-22mm，且其C含量以质量百分比计为0.15-0.3％，碳当量Ceq为0.52-0.54％。
7.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，所述高强钢筋的微观组织包括铁素体、珠光体、贝氏体和析出相。
8.根据权利要求7所述的高强钢筋，其特征在于，所述铁素体的体积百分比为5-35％、尺寸为2-15μm，所述珠光体的体积百分比为30-70％，所述贝氏体的体积百分比为5-35％、尺寸为5-25μm，所述析出相的尺寸≤100nm、体积含量≥2×105个/mm3。
9.根据权利要求7所述的高强钢筋，其特征在于，所述铁素体的体积百分比为8-30％、尺寸为3-12μm，所述珠光体的体积百分比为35-65％，所述贝氏体的体积百分比为8-40％、尺寸为6-22μm，所述析出相的尺寸≤80nm、体积含量≥5×105个/mm3。
10.根据权利要求7所述的高强钢筋，其特征在于，所述铁素体的体积百分比为10-25％、尺寸为4-10μm，所述珠光体的体积百分比为40-60％，所述贝氏体的体积百分比为15-35％、尺寸为8-20μm，所述析出相的尺寸≤60nm、体积含量≥8×105个/mm3。
11.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，所述高强钢筋在拉伸试验的应力应变曲线中无明显屈服平台，屈服强度≥600MPa，屈强比≤0.78，断后延伸率≥25％，均匀延伸率≥15％，-20℃测试条件下冲击韧性≥160J。
12.根据权利要求1所述的高强钢筋，其特征在于，所述高强钢筋包括母材和闪光对焊连接点，且所述高强钢筋在拉伸试验中的断裂点形成于所述母材处。
13.一种权利要求1所述的高强钢筋的生产方法，其特征在于，所述生产方法包括以下步骤：
冶炼工序：在电炉或转炉中进行钢水冶炼；
连铸工序：钢水经过连铸机制成连铸钢坯，在连铸过程中的钢水过热度为15-30℃；
控温轧制工序：连铸钢坯轧制成钢筋，连铸钢坯在加热炉中的加热温度为1200-1250℃且在炉时间为60-120min，开轧温度为1000-1150℃，精轧温度850-950℃；
控温冷却工序：在冷床上对钢筋进行冷却，钢筋上冷床温度为800-920℃。
14.根据权利要求13所述的高强钢筋的生产方法，其特征在于，所述冶炼工序包括吹氩精炼工艺，在所述吹氩精炼工艺中，采用0.4-0.6MPa压力氩气底吹来软搅拌精炼后的钢水，软搅拌时间不小于5min。
15.根据权利要求13所述的高强钢筋的生产方法，其特征在于，在连铸过程中对钢水进行电磁搅拌，电磁搅拌参数为300A/4Hz且末端电磁搅拌参数为480A/10Hz。
16.根据权利要求13所述的高强钢筋的生产方法，其特征在于，在所述连铸工序中，连铸钢坯的矫直温度≥850℃。
17.根据权利要求13所述的高强钢筋的生产方法，其特征在于，所述控温冷却工序中，钢筋上冷床温度为820-900℃，并且上冷床后的冷速为2-5℃/s。
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