CN116288060A - 一种800MPa级高强耐蚀钢筋及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种800MPa级高强耐蚀钢筋及其制备方法，属于金属材料技术领域，用于解决现有钢筋强度级别低，缺乏800MPa级别热轧钢筋，以及钢筋的屈服强度、抗拉强度、耐蚀性不能合理匹配的问题。也解决了现有技术中淬火‑回火热处理预应力钢筋碳当量过高，不能用于钢筋焊接，且塑性指标低，不能作为普通钢筋混凝土建筑结构使用的问题。高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.75％，Mn：1.20％～1.55％，Ni：0.45％～0.85％，Cr：0.45％～0.85％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.035％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。本发明的800MPa级高强耐蚀钢筋的室温强度和韧性优异，强屈比高，抗震能力好，同时，兼具优异的耐蚀性能。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料技术领域，特别涉及一种800MPa级高强耐蚀钢筋及其制备方法。
背景技术
目前的钢筋强度主要为400MPa和500MPa级，考虑到地震和火灾等破坏性灾害往往是钢筋混凝土建筑物受到破坏的最主要的方面。因此抗震设计，特别是钢筋强度方面则成为建筑物承受灾害能力最主要的因素。考虑到成本方面的因素，即钢筋混凝土建筑物的使用寿命，特别是在特殊环境下的建筑物，如海港建筑和跨海大桥等，则钢材的耐蚀性则成为了其使用寿命的另一必要因素。因此有必要开发出一种800Mpa级高强耐蚀钢筋，在不显著增加成本的同时，能够达到高强韧性、高耐腐蚀性的合理匹配。
发明内容
鉴于上述情况，本发明旨在提供一种800MPa级高强耐蚀钢筋及其制备方法，用于解决现有钢筋强度级别低，钢筋的屈服强度、抗拉强度、耐蚀性不能合理匹配的问题。
本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：
一方面，本发明提供了一种800MPa级高强耐蚀钢筋，高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.75％，Mn：1.20％～1.55％，Ni：0.45％～0.85％，Cr：0.45％～0.85％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.035％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
进一步的，高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.65％，Mn：1.25％～1.55％，Ni：0.45％～0.75％，Cr：0.45％～0.80％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.033％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
进一步的，高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计还可以包括：Nb：0.015％～0.025％。
进一步的，高强耐蚀钢筋的组分中，w(V)/w(N)为5.5以上。
进一步的，高强耐蚀钢筋的微观组织为铁素体+珠光体+贝氏体，其中铁素体的体积百分比为20％～40％，珠光体的体积百分比为25％～55％，贝氏体的体积百分比为10％～55％。
另一方面，本发明还提供了一种高强耐蚀钢筋的制备方法，用于制备上述的高强耐蚀钢筋，包括：
步骤1、以高炉铁水和废钢为原料，通过转炉冶炼，钢水终点成分控制C含量为0.10％～0.15％、P≤0.015％、S≤0.025％；转炉控制出钢温度1640～1655℃，出钢时加入所需的Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金和Nb铁；
步骤2、LF精炼：电极将钢水提温，加入合金散料Si铁、Si-Mn合金、碳粉、V-N合金、Nb铁、硅钙线对成分微调，通过LF吹氩，获得合格钢水；造白渣操作，在站时间确保≥38min；喂硅钙线150～200m，成分和温度合格后软吹氩时间≥5min；
步骤3.LF精炼合格钢水全程保护连续浇注，钢水上台温度按1550±5℃控制，全程开启电磁搅拌，中间包温度1515～1525℃；
步骤4.连铸坯在轧钢加热炉中进行加热保温，然后进行热轧，经控制冷却，得到高强耐蚀钢筋；
步骤4中，加热保温的参数控制如下：不含Nb的连铸坯保温温度：热坯装炉控制在1120±20℃，冷坯装炉控制在1140±20℃；
含Nb的连铸坯保温温度：热坯装炉控制在1160±20℃，冷坯装炉控制在1180±20℃；
连铸坯的保温时间：热坯保温时间60～90min，冷坯保温时间90～120min；
步骤4中，热轧和控制冷却的参数控制如下：连铸坯开轧温度、进K2精轧机温度、K1精轧机终轧温度分别控制为1050℃±10℃、960℃±10℃和980℃±10℃；轧后采用弱水冷、气水雾冷、风冷或空冷；上冷床温度控制在860～980℃。
进一步的，步骤1中，转炉冶炼过程的终渣成分控制如下：终渣碱度R≥3.0、MgO＝6％～10％、TFe≤20％。
进一步的，步骤3中，拉速3.0～3.6m/s。
进一步的，步骤3中，生产的连铸坯中D类夹杂≤2.0级，Ds类夹杂≤2.0级。
进一步的，高强耐蚀钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000Mpa，强屈比≥1.25，断后伸长率≥14％，最大力总伸长≥7.5％；相对腐蚀率在65％以内。
与现有技术相比，本发明有益效果如下：
a)本发明通过精确控制高强耐蚀钢筋的组分，精确控制Mn、Ni、Cr、V、Nb等元素含量，通过微合金元素沉淀强化和细晶强化作用，显著提高了钢的屈服强度及抗拉强度；结合制备方法中各步骤的工艺细节参数控制，保证得到的钢筋的微观组织为铁素体+珠光体+贝氏体；进而保证钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000Mpa，强屈比≥1.25，断后伸长率≥14％，最大力总伸长≥7.5％；高强耐蚀钢筋的144小时相对腐蚀率(与Q235参照对比)在65％以内。
b)本发明通过炼钢和精炼的严格成分及夹杂物控制，轧钢过程采用在线轧后弱水冷、气水雾冷、风冷或空冷，根据不同规格上冷床温度控制在860～980℃。能够根据不同规格大小，采用灵活的控冷手段，实现800Mpa级热轧耐蚀钢筋的柔性生产。
c)本发明的高强耐蚀钢筋的室温强度和韧性优异，强屈比高，抗震能力好，同时，兼具优异的耐蚀性能。本发明的钢筋成本低、经济、实用、强韧性好、耐蚀性好。
本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分的从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过在所写的说明书、权利要求书、以及附图中所特别指出的结构来实现和获得。
附图说明
附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。
图1为实施例1中Φ18mm的高强度耐蚀钢筋微观组织；
图2为实施例2中Φ18mm的高强度耐蚀钢筋微观组织；
图3为实施例3中Φ18mm的高强度耐蚀钢筋微观组织；
图4为对比例的不含有Ni、Cr元素600Mpa级钢筋微观组织。
具体实施方式
下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理。
本发明提供了一种800MPa级高强耐蚀钢筋，高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.75％，Mn：1.20％～1.55％，Ni：0.45％～0.85％，Cr：0.45％～0.85％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.035％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
为了进一步改善上述高强耐蚀钢筋的综合性能，上述高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计还可以包括：Nb：0.015％～0.025％。
以下对本发明中所含组分的作用及用量选择作具体说明：
碳(C)：是提高钢筋强度指标最廉价的元素。钢中含C量增加，屈服点和抗拉强度升高，但塑性和冲击性降低，钢的焊接性能变坏，对于600MPa级以上高强度钢筋，现场施工通常采用套筒螺纹连接，C含量可以适当提高。C还可与V、Nb和Ti形成一次碳化物(V,Nb,Ti)C，细化晶粒尺寸，进一步提高强度。碳含量过高会降低钢的耐大气腐蚀能力，在露天料场的高碳钢就易锈蚀；此外，碳会增加钢的冷脆性和时效敏感性。因此，本发明中，将C含量控制在0.30％～0.32％，可以得到较好综合性能。
锰(Mn)：是良好的脱氧剂和脱硫剂。钢中一般都含有一定量的锰，它能消除或减弱由于硫所引起的钢的热脆性，从而改善钢的热加工性能。
锰和铁形成固溶体，提高钢中铁素体和奥氏体的硬度和强度；同时又是碳化物形成元素，进入渗碳体中取代一部分铁原子。锰在钢中由于降低临界转变温度，起到细化珠光体的作用。也间接地起到提高珠光体钢强度的作用；锰稳定奥氏体组织的能力仅次于镍，也强烈增加钢的淬透性。锰与硫形成熔点较高的MnS，可防止因FeS而导致的热脆现象。锰有增加钢晶粒粗化的倾向和回火脆性敏感性。若冶炼浇铸和锻轧后冷却不当，容易使钢产生白点。锰强化铁素体或奥氏体的作用不及碳、磷、硅，在增加强度的同时，由于细化了珠光体，显著提高低碳和中碳珠光体钢的强度，使延展性有所降低；在严格控制热处理工艺、避免过热时的晶粒长大以及回火脆性的前提下，锰不会降低钢的韧性。因此，本发明将Mn含量控制在1.20％～1.55％。
硅(Si)：能溶于铁素体和奥氏体中提高钢的硬度和强度，其作用仅次于磷，较锰、镍、铬、钨、钼和钒等元素强。但含硅超过3％时，将显著降低钢的塑性和韧性。Si对钢的显微组织及力学性能的作用：作为钢中的合金元素，其含量一般不低于0.40％。以固溶体形态存在于铁素体或奥氏体中，缩小奥氏体相区，提高铁素体和奥氏体的硬度和强度，本发明将Si含量控制在0.55％～0.75％。
磷(P)：在钢中固溶强化和冷作硬化作用强，作为合金元素加入低合金结构钢中，能提高其强度和钢的耐大气腐蚀性能，磷溶于铁素体，虽然能提高钢的强度和硬度，最大的害处是偏析严重，增加回火脆性，显著降低钢的塑性和韧性，致使钢容易脆裂。磷对焊接性也有不良影响。磷是有害元素，应严加控制，本发明中，将P控制在0.025％以内。
硫(S)：可改善钢的被切削性能，除了在易切削钢中硫作为有益元素加入，在其他钢种，硫在钢中偏析严重，恶化钢的质量，是一种有害元素，对硫应严加控制，本发明中，将S控制在0.025％以内。
铬(Cr)：能增加钢的淬透性并有二次硬化作用。可提高高碳钢的硬度和耐磨性而不使钢变脆；铬具有良好的抗腐蚀性能，铬能提高碳素钢轧制状态的强度和硬度，降低伸长率和断面收缩率；铬含量过高，会造成钢筋伸长率大幅度下降。本发明中，将Cr控制在0.45％～0.85％范围内。
镍(Ni)：在奥氏体可以无限固溶，在铁素体中溶解度不受碳含量的影响，可以达到10％，固溶状态可保持钢的奥氏体结构，扩大奥氏体温度区，可略微提高奥氏体淬透性。铁素体中固溶的镍可以提高钢的强度和韧性。此外，镍能够提高耐蚀性，但镍价格较高。综合考虑，本发明中，将Ni加入量控制在0.45％～0.85％范围内。
钒(V)：V是微合金化元素，在钢中通过形成碳、氮化物来起作用。由于钢中氮化物比碳化物具有更高的稳定性，析出相更细小弥散，其强化效果明显提高。氮是含钒钢中一种十分有效的合金元素，钢中增氮约0.01％，可使屈服强度提高120MPa，抗拉强度提高135MPa。可见，氮可以明显提高钒钢的强化效果；钒主要以V(C,N)强化相形式析出，占70％，仅20％的钒固溶于基体中。钢中增氮促进了钒由基体向V(C,N)析出相的转变，使钢中的钒最大限度地发挥了沉淀强化作用。因此，通过充分利用廉价的氮元素，可显著提高钒钢的强化效果，达到节约合金含量、降低成本的目的。钒在低合金热轧带肋钢筋中主要起沉淀析出强化作用，沉淀强化的效果取决于析出相的数量和弥散度，质点越多、越细小弥散，沉淀强化的效果越大。V的析出相与钢中N和C的质量分数有关，特别是与N密切有关，当w(V)/w(N)比大于或等于4：1时，钒能有效地结合钢中的活性氮，大量而稳定地生成并析出V(C,N)，钢中含有适量钒元素时，增氮可以减少V(C,N)颗粒尺寸，增加细小V(C,N)析出相的体积分数，细小弥散的V(C,N)析出相数量的增加能显著提高钒氮钢筋的强度。在VN微合金化钢筋钢中，0.01％V含量沉淀强化作用平均为21.74N/mm2。本发明中，将V含量控制在0.140％～0.160％范围内，w(V)/w(N)比设计大于或等于5.5：1，将N含量控制在0.025％～0.035％范围内。N略微高些，同时也有利于与Nb结合，形成NbN析出，得到沉淀强化效果。
铌(Nb)：低碳钢中添加微量的Nb，一般加入量(质量分数)在0.05％的范围内，合金成本很低，结合低温变形的控轧和控冷工艺，依靠细晶强化，显著提高了钢的强度，同时也改善了钢的韧塑性。但是，含铌钢对生产工艺的严格要求在钢筋的生产条件下是难以实现的。生产钢筋的线棒材轧机是固定孔型轧制，目前的连续棒材生产线均实现高效轧制，速度很快，钢筋生产过程中一般是升温轧制，钢筋在终轧机架的出口温度高达1100℃以上，因此，钢筋生产很难达到含铌钢要求的低温大变形工艺条件。Nb(C,N)的溶解度(需要加热温度高)是Nb在钢筋中的应用受到限制的另一个原因。虽然钢筋的生产工艺条件难以发挥含铌钢细晶强化的效果,但Nb(C,N)的析出也有较强的沉淀强化作用。含铌钢筋关键是要尽可能降低Nb(C,N)的析出温度,得到细小的Nb(C,N)析出相颗粒。因此，本发明通过轧后加速冷却，在钢中添加微量的Nb，结合轧后快冷的工艺措施，含铌钢筋的性能得到提高。本发明中，将Nb含量控制在0.015％～0.025％范围内。
钛(Ti)：TiC在钢中有很强的沉淀强化作用，微量的Ti(0.04％～0.20％)可显著提高钢的强度。但是，Ti与钢中的O、S、N有很强的结合力，在形成TiC之前，Ti将首先与钢中的O、S、N等元素形成Ti的氧化物、硫化物和氮化物，导致了钢中钛含量的稳定控制比较困难，从而引起钢强度水平的大幅波动。Ti的氧化物、硫化物是在钢液中形成，TiN也在钢液凝固过程中析出，容易变成粗大的夹杂物。一般情况下，不加入Ti，由矿石原料带来的加以控制。因此，本发明中，将Ti控制在≤0.020％。
为了进一步改善上述高强耐蚀钢筋的综合性能，上述高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.65％，Mn：1.25％～1.55％，Ni：0.45％～0.75％，Cr：0.45％～0.80％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.033％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
具体的，本发明的高强耐蚀钢筋中，w(V)/w(N)为5.5以上。
具体的，本发明的高强耐蚀钢筋中，还可以包括：Nb：0.015％～0.025％。
本发明还提供了上述高强耐蚀钢筋的制备方法，包括：
步骤1.以高炉铁水和废钢为原料，通过转炉冶炼，钢水终点成分控制C含量为0.10％～0.15％、P≤0.015％、S≤0.025％；转炉控制出钢温度1640～1655℃，出钢时加入所需的Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金、Nb铁等；
步骤2.LF精炼：电极将钢水提温，加入合金散料Si铁、Si-Mn合金、碳粉、V-N合金、Nb铁、硅钙线对成分微调，通过LF吹氩，获得低气体含量、夹杂物含量低的合格钢水；造白渣操作，在站时间确保≥38min；喂Si-Ca线150～200m，成分和温度合格后软吹氩时间≥5min；
步骤3.LF精炼合格钢水全程保护连续浇注，钢水上台温度按1550±5℃控制，全程开启电磁搅拌，中间包温度1515～1525℃，拉速3.0～3.6m/s，钢水温度超过1525℃时，过热度每提高3℃拉速降低0.1m/min；
步骤4.连铸坯在轧钢加热炉中进行加热保温，然后进行热轧和控制冷却，得到高强耐蚀钢筋。
具体的，上述步骤1中，考虑到降低高炉铁水Si含量不但可以降低高炉燃料比，提高高炉利用系数，实现节能减排，在正常情况下每还原一个单位的Si是还原一个单位铁所需消耗热量的8倍，所以降硅是为了节约焦碳；而且可以使炼钢工序实现少渣冶炼，缩短炼钢时间，降低能耗和材料费用，为炼钢创造良好条件。一般情况下，P、S含量对钢材性能特别是塑性指标产生不良影响，属于需要严格控制元素，高炉低P、低S铁水可以减少后续炼钢工序脱P、脱S的负担，降低炼钢成本。因此，控制高炉铁水需满足下表1。
表1 高炉铁水条件
具体的，上述步骤1中，转炉炼钢是依靠吹氧，与高炉铁水中的碳反应，产生大量的热量，加入废钢既作为冷却剂，也增加钢产量，降低炼钢成本。但废钢不能加过量，会导致钢水温度下降，无法完成炼钢。因此，废钢比控制在35％以下。
具体的，上述步骤1中，V-N合金的成分可以如下表2所示。
表2 钒氮合金成分(％)
| 牌号 | V | N | C | Si | Al | P | S |
| VN12 | 77.79 | 16.31 | 3.74 | 0.11 | 0.15 | 0.008 | 0.013 |
具体的，上述步骤1中，Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金、Nb铁要求材料干净、干燥。
具体的，上述步骤1中，转炉冶炼要求准确控制终点C含量为0.10％～0.15％，避免钢水过氧化。
具体的，上述步骤1中，若终点C含量达不到控制要求，则进行点吹处理；若终点P、S含量达不到控制要求，则加石灰点吹处理。
具体的，上述步骤1中，转炉冶炼的吹炼过程中，石灰加入量依下述公式计算：
石灰加入量＝2.14×铁水中的Si含量×碱度×铁水装入量/(石灰中的CaO含量－碱度×石灰中的SiO2含量)。
具体的，上述步骤1中，脱氧剂可以采用Si-Al-Ba、Si-Ca-Ba等脱氧。
具体的，上述步骤1中，石灰：CaO≥88％。
具体的，上述步骤1中，转炉冶炼过程的终渣成分控制如下：终渣碱度R≥3.0、MgO＝6％～10％、TFe≤20％。
具体的，上述步骤1中，出钢时必须采用挡渣出钢，渣厚控制为≤50mm，如此能够控制下渣卷入钢水，避免钢水回磷，降低钢中夹杂物含量，提高钢水质量。
出钢前打开底吹气，控制钢包吹开直径300mm～500mm。如此设置能够加强熔池搅拌，使熔池更加均匀，夹杂物上浮，降低夹杂，提高质量。
脱氧剂在出钢1/4前手动加入，其它合金在出钢1/4时加入，出钢3/4时加完，以进行脱氧合金化。
具体的，上述步骤1中，转炉成分控制要求Mn按0.95％～1.05％控制，Si按0.35％控制，C、Si、Mn、Nb、V通过碳粉、硅铁、硅锰、铌铁、钒氮合金等合金散料及硅钙线喂丝在精炼炉微调。
具体的，上述步骤2中，进LF炉前中后期取三组渣样检测，LF炉出站取针孔样检测。出LF炉的钢水成分要求必须进内控范围。
具体的，上述步骤2中，合金加入量依据内控成分要求进行调整，具体加入量依据下述公式：
合金加入量＝(内控成分中限－钢水残余成分)/(合金品位×合金吸收率)×出钢量。
根据每次合金加入后的钢水分析确定是否继续调整，若低于内控要求下限继续调整，若高于内控要求上限继续正常处理。
具体的，上述步骤3中，拉速必须按拉坯曲线进行，拉速不得频繁、大幅度变动；因此，控制拉速3.0～3.6m/min。为了保证连铸坯质量，控制中间包过热度在15～20℃之间。
具体的，上述步骤3中，生产的连铸坯中D类夹杂(球形氧化物)≤2.0级，Ds类夹杂(单颗球形氧化物)≤2.0级；低倍缺陷符合如下要求的合格连铸坯；
表3 低倍级别
| 一般疏松 | 中心疏松 | 中心裂纹 | 中间裂纹 | 偏析 | 皮下裂纹 | 等轴晶率 |
| ≤2.0级 | ≤2.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≥30％ |
具体的，上述步骤4中，铸坯在入炉前必须经过严格、仔细地检查；如铸坯表面有夹杂、结疤、裂纹、皮下气泡、折迭、重接等缺陷，必须经过火焰清理才能入炉。
具体的，上述步骤4中，加热炉为步进梁式侧进侧出三段加热炉，包括炉膛内预热段、加热段和均热段。加热炉的各段温度全部由电脑自动控制和调整。
具体的，上述步骤4中，不含Nb的铸坯保温温度控制如下：热坯装炉控制在1120±20℃，冷坯装炉1140±20℃；含Nb的铸坯保温温度控制如下：热坯装炉控制在1160±20℃，冷坯装炉1180±20℃。为了保证Nb的溶解度，含Nb的铸坯加热温度要高于不含Nb的铸坯。
具体的，上述步骤4中，热坯保温时间60～90min，冷坯保温时间90～120min。
具体的，上述步骤4中，根据热轧直条钢筋生产的要求，开轧温度、进K2精轧机温度(水冷调节)、K1精轧机终轧温度分别控制为1050℃±10℃、960℃±10℃和980℃±10℃；轧后不强冷(冷却时，1-4段均开启，为强冷)，采用弱水冷(开启1段，低水压，小水量)、气水雾冷(压缩空气将水雾化冷却)、风冷(冷床鼓风冷却)和空冷(空气中自然冷却)，根据不同规格上冷床温度控制在860～980℃。
具体的，上述步骤4中，高强耐蚀钢筋的微观组织为铁素体+珠光体+贝氏体，其中铁素体的体积百分比为20％～40％，珠光体的体积百分比为25％～55％，贝氏体的体积百分比为10％～55％；晶粒度8.5～11.5级。
具体的，上述步骤4中，高强耐蚀钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000Mpa，强屈比≥1.25，断后伸长率≥14％，最大力总伸长≥7.5％。
具体的，不含Nb的高强耐蚀钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa(例如802～856MPa)，抗拉强度≥1000Mpa(例如1015～1242MPa)，强屈比≥1.25(例如1.27～1.46)，屈屈比＜1.3(例如1.0～1.07)，断后伸长率≥15％(例如16.5％～25.5％)，最大力总伸长≥8.0％(例如8.5％～12.5％)。
具体的，含Nb的高强耐蚀钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa(例如800～885MPa)，抗拉强度≥1000Mpa(例如1060～1340MPa)，强屈比≥1.25(例如1.29～1.56)，屈屈比＜1.3(例如1.0～1.11)，断后伸长率≥14％(例如14.0％～19.5％)，最大力总伸长≥7.5％(例如7.5％～10.5％)。
具体的，上述步骤4中，高强耐蚀钢筋的144小时相对腐蚀率(与Q235参照对比)在65％以内。耐腐蚀性能好。
本发明通过精确控制高强耐蚀钢筋的组分，精确控制Mn、Ni、Cr、V、Nb等元素含量，通过微合金元素沉淀强化和细晶强化作用，显著提高了钢的屈服强度及抗拉强度；结合制备方法中各步骤的工艺细节参数控制，保证得到的钢筋的微观组织为铁素体+珠光体+贝氏体；进而保证钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000Mpa，强屈比≥1.25，断后伸长率≥14％，最大力总伸长≥7.5％；高强耐蚀钢筋的144小时相对腐蚀率(与Q235参照对比)在65％以内。本发明的高强耐蚀钢筋的室温强度和韧性优异，强屈比高，抗震能力好，同时，兼具优异的耐蚀性能。本发明的钢成本低、经济、实用、强韧性好、耐蚀性好。
与现有技术相比，本实发明至少可实现如下有益效果之一：
(1)现有830Mpa级钢筋(CN103484780B)主要化学成分C：0.38～0.43％，Mn：0.6～0.8％，Cr：0.7～0.9％，Ni：1.6～2％，Mo：0.15～0.25％。碳含量远高于普通钢筋，碳当量过高，不能用于钢筋焊接，塑性指标低，并且是经过感应加热1100℃高压喷水淬火，再经感应加热到600℃回火水冷，组织是回火马氏体，是一种热处理二次加工预应力钢筋，不能作为普通钢筋混凝土建筑结构使用，这种热处理钢筋生产成本高。本发明800Mpa级热轧耐蚀钢筋，严格控制碳含量在0.30％～0.32％范围内，通过Mn、V、Nb微合金化提高钢筋强度，适量加入Ni、Cr提高钢筋耐蚀性，不添加Mo元素，金相组织为铁素体+珠光体+少量贝氏体，是一种用于钢筋混凝土结构用热轧钢筋，生产成本低。
(2)本发明通过炼钢和精炼的严格成分及夹杂物控制，轧钢过程采用在线轧后弱水冷、气水雾冷、风冷或空冷，根据不同规格上冷床温度控制在860～980℃。能够根据不同规格大小，采用灵活的控冷手段，实现800Mpa级热轧耐蚀钢筋的柔性生产。
实施例1-实施例3：
本发明的实施例1-实施例3提供了一种高强耐蚀钢筋及其制备方法，实施例1-实施例3的钢的组分见下表7。
实施例1-实施例3的高强耐蚀钢筋的制备方法包括：
步骤1、以高炉铁水和废钢为原料，通过转炉冶炼，钢水终点成分控制C含量为0.10％～0.15％、P≤0.015％、S≤0.025％；转炉控制出钢温度1640～1655℃，出钢时加入所需的Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金、Nb铁等；
步骤2、LF精炼：电极将钢水提温加入合金散料Si铁、Si-Mn合金、碳粉、V-N合金、Nb铁、硅钙线对成分微调，通过LF吹氩，获得低气体含量、夹杂物含量低的合格钢水；造白渣操作，在站时间确保≥38min；喂Si-Ca线150～200m，成分温度合格后软吹氩时间≥5min；
步骤3.LF精炼合格钢水全程保护连续浇注，钢水上台温度按1550±5℃控制，全流开启电磁搅拌，中间包温度1515～1525℃，拉速3.0～3.6m/s，钢水温度超过1525℃时，过热度每提高3℃拉速降低0.1m/min；
步骤4.连铸坯在轧钢加热炉中进行加热保温，然后进行热轧，冷却，得到高强耐蚀钢筋。
具体的，上述步骤1中，高炉铁水满足下表4。
表4 高炉铁水条件
具体的，上述步骤1中，废钢比控制在35％以下。
具体的，上述步骤1中，V-N合金的成分可以如下表5-1所示。
表5-1 钒氮合金成分(％)
| 牌号 | V | N | C | Si | Al | P | S |
| VN12 | 77.79 | 16.31 | 3.74 | 0.11 | 0.15 | 0.008 | 0.013 |
具体的，上述步骤1中，Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金、Nb铁等合金干净、干燥。
具体的，上述步骤1中，转炉冶炼要求准确控制终点C含量为0.10％～0.15％。
具体的，上述步骤1中，脱氧剂可以采用Si-Al-Ba、Si-Ca-Ba等脱氧。
具体的，上述步骤1中，石灰：CaO≥88％。
具体的，上述步骤1中，转炉冶炼过程的终渣成分控制如下：终渣碱度R≥3.0、MgO＝6％～10％、TFe≤20％。
具体的，上述步骤1中，出钢时必须采用挡渣出钢，渣厚控制≤50mm；
出钢前打开底吹气，控制钢包吹开直径300mm～500mm。
脱氧剂在出钢1/4前手动加入，其它合金在出钢1/4时加入，出钢3/4时加完，以进行脱氧合金化。转炉视钢水量、钢水氧化性、合金成分等情况确定合金加入量。
具体的，上述步骤1中，转炉成分控制要求Mn按0.95％～1.05％控制，Si按0.35％控制，C、Si、Mn、Nb、V通过碳粉、硅铁、硅锰、铌铁、钒氮合金等合金散料及硅钙线喂丝在精炼炉微调。
具体的，上述步骤2中，进LF炉前中后期取三组渣样检测，LF炉出站取针孔样检测。出LF炉的钢水成分要求必须进内控范围。
具体的，上述步骤2中，合金加入量依据内控成分要求进行调整，具体加入量依据下述公式：合金加入量＝(内控成分中限－钢水残余成分)/(合金品位×合金吸收率)×出钢量。
根据每次合金加入后的钢水分析确定是否继续调整，若低于内控要求下限继续调整，若高于内控要求上限继续正常处理。
具体的，上述步骤2中，LF炉精炼中，渣料见表5-2。
表5-2渣料
具体的，上述步骤2中，精炼过程要求造白渣操作，送电8min后取样、测温，钢水精炼送电时间大于15min，LF炉在站时间≥38分钟。
表5-3LF炉精炼电极通电时间
具体的，上述步骤3中，控制拉速3.0～3.6m/min，控制中包过热度在15～20℃之间。
具体的，上述步骤3中，生产的连铸方坯钢中D类夹杂(球形氧化物)≤2.0级，Ds类夹杂(单颗球形氧化物)≤2.0级；低倍缺陷符合如下要求的合格连铸坯；
表6 低倍级别
| 一般疏松 | 中心疏松 | 中心裂纹 | 中间裂纹 | 偏析 | 皮下裂纹 | 等轴晶率 |
| ≤2.0级 | ≤2.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≥30％ |
具体的，上述步骤4中，铸坯在入炉前必须经过严格、仔细地检查；如铸坯表面有夹杂、结疤、裂纹、皮下气泡、折迭、重接等缺陷，必须经过火焰清理才能入炉。
具体的，上述步骤4中，加热炉为步进梁式侧进侧出三段加热炉，包括炉膛内预热段、加热段和均热段。加热炉的各段温度全部由电脑自动控制和调整。
具体的，上述步骤4中，不含Nb的铸坯保温温度控制如下：热坯装炉控制在1120±20℃，冷坯装炉1140±20℃；含Nb的铸坯保温温度控制如下：热坯装炉控制在1160±20℃，冷坯装炉1180±20℃。为了保证Nb的溶解度，含Nb的铸坯加热温度要高于不含Nb的铸坯。
具体的，上述步骤4中，热坯保温时间60～90min，冷坯保温时间：90～120min。
具体的，上述步骤4中，根据直条热轧钢筋生产的要求，开轧温度、进K2精轧机温度(水冷调节)、K1精轧机终轧温度分别控制为1050℃±10℃、960℃±10℃和980℃±10℃；轧后不强冷(冷却时，1-4段均开启，为强冷)，采用弱水冷(开启1段，低水压，小水量)、气水雾冷(压缩空气将水雾化冷却)、风冷(冷床鼓风冷却)和空冷(空气中自然冷却)，根据不同规格上冷床温度控制在860～980℃。
实施例1-3的钢筋的具体成分如下表7所示，实施例1-3的钢筋的低倍组织如表8-1所示，实施例1-3的钢筋的微观组织如表8-2所示，钢筋的力学性能如下表9-1，9-2，9-3所示。
表7 实施例1-3的钢的主要化学成分(％)
表8-1 实施例1-3的低倍组织
| 一般疏松 | 中心疏松 | 中心裂纹 | 中间裂纹 | 偏析 | 皮下裂纹 | 等轴晶率 |
| ≤2.0级 | ≤2.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≤1.0级 | ≥30％ |
表8-2 实施例1-3的钢筋的微观组织
| 序号 | 微观组织 | 晶粒度 |
| 实施例1 | 约35％铁素体+55％珠光体+10％贝氏体 | 8.5～10.5级 |
| 实施例2 | 约25％铁素体+30％珠光体+45％贝氏体 | 9.0～11.0级 |
| 实施例3 | 约20％铁素体+25％珠光体+55％贝氏体 | 9.5～11.5级 |
| 对比样 | 约55％铁素体+45％珠光体 | 8.0～10.0级 |
表9-1 实施例1的钢筋的不同尺寸不同冷却工艺的力学性能
备注：气水雾冷(少量水雾化)、弱水冷(低压小水量)，以下同。
表9-2 实施例2的钢筋的不同尺寸不同冷却工艺的力学性能
表9-3实施例3的钢筋的不同尺寸不同冷却工艺的力学性能
由上表9-1、表9-2和表9-3可以看出：
实施例1的不含Nb的钢筋室温屈服强度802～856MPa，抗拉强度1015～1242MPa，强屈比1.27～1.46；断后伸长率16.5～25.5％，高于要求的不小于14％；最大力总延伸8.5％～12.5％，高于要求的不小于7.5％。满足HRB800级别要求。
实施例2的含0.015％Nb的钢筋室温屈服强度800～862MPa，抗拉强度1100～1285MPa，强屈比1.32～1.53；断后伸长率19.0～21.5％，高于要求的不小于14％；最大力总延伸8.0～11.0％，高于要求的不小于7.5％。满足HRB800级别要求。
实施例3的含0.025％Nb的钢筋室温屈服强度钢筋室温屈服强度801～890MPa，抗拉强度1060～1338MPa，满足HRB800级别要求；强屈比1.29～1.56；断后伸长率17.0％～22.0％，高于要求的不小于14％；最大力总延伸7.5％～10.5％，高于要求的不小于7.5％。满足HRB800级别要求。
实施例2和实施例3与实施例1相比，由于Cr、Nb含量增加，屈服强度平均值有所提高，尤其是抗拉强度提高较明显，强屈比提高，提高钢筋的抗震能力。
图1所示为实施例1中Φ18mm的800Mpa级耐腐蚀钢筋微观组织，图2所示为实施例2中Φ18mm的800Mpa级耐腐蚀钢筋微观组织，图3所示为实施例3中Φ18mm的800Mpa级耐腐蚀钢筋微观组织，图4所示为对比例的600Mpa普通钢筋微观组织，对比例的组织为铁素体+珠光体；晶粒度8.0～10级。
为满足800MPa高强度热轧钢筋耐蚀性能要求，钢筋中添加的Ni、Cr合金元素，Mn含量也提高。Cr、Mn也属于淬透性强的元素，具有推迟相变的作用，高Cr、Mn含量的CCT曲线与低Cr、Mn含量的CCT曲线相比，孕育期加大，CCT曲线右移，钢的临界转变温度下降，由于孕育期的加大，导致冷却曲线极易通过贝氏体转变区，从而形成贝氏体。在同样的冷却速度下，Cr、Mn含量低，孕育期缩短，冷却曲线不会通过贝氏体区。
对比实施例1，实施例2和实施例3，由于添加了Nb，Ni、Cr含量也依次提高，铁素体F、珠光体P减少，贝氏体B增加，铁素体和珠光体晶粒尺寸更细小，强度平均值有所提高。
为便于分析，对比图4中不含有Ni、Cr元素的600Mpa钢筋对比样(不耐蚀)金相组织，由铁素体+珠光体组成，没有贝氏体组织，铁素体和珠光体晶粒尺寸更粗大些，强度也要低些。
本发明还研究了上述钢筋的耐腐蚀性能，试验溶液采用氯化钠溶液，初始浓度为(0.34±0.09)mol·L-1(质量分数为2.0％±0.05％)的氯化钠溶液，腐蚀试验时间分别为24小时、72小时和144小时。以Q235为参照对比样，耐蚀钢筋腐蚀试验结果见表10。由表10试验结果可知，相对腐蚀率在65％以内(例如40％～62％)，满足耐蚀钢筋相对腐蚀率小于70％要求。
表10实施例和对比例的钢筋的耐蚀性能
以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。
Claims (10)
1.一种800MPa级高强耐蚀钢筋，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.75％，Mn：1.20％～1.55％，Ni：0.45％～0.85％，Cr：0.45％～0.85％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.035％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
2.根据权利要求1所述的800MPa级高强耐蚀钢筋，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计包括：C：0.30％～0.32％，Si：0.55％～0.65％，Mn：1.25％～1.55％，Ni：0.45％～0.75％，Cr：0.45％～0.80％，V：0.140％～0.160％，N：0.025％～0.033％，P≤0.025％，S≤0.025％，Ti≤0.020％，余量为Fe及不可避免的微量杂质。
3.根据权利要求1所述的800MPa级高强耐蚀钢筋，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的组分以质量百分比计还可以包括Nb：0.015％～0.025％。
4.根据权利要求1所述的800MPa级高强耐蚀钢筋，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的组分中，w(V)/w(N)为5.5以上。
5.根据权利要求1所述的800MPa级高强耐蚀钢筋，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的微观组织为铁素体+珠光体+贝氏体，其中铁素体的体积百分比为20％～40％，珠光体的体积百分比为25％～55％，贝氏体的体积百分比为10％～55％。
6.一种高强耐蚀钢筋的制备方法，其特征在于，用于制备权利要求1至5任一项所述的高强耐蚀钢筋，包括：
步骤1、以高炉铁水和废钢为原料，通过转炉冶炼，钢水终点成分控制C含量为0.10％～0.15％、P≤0.015％、S≤0.025％；转炉控制出钢温度1640～1655℃，出钢时加入所需的Si铁、Mn铁、Si-Mn合金、Ni铁、Cr铁、V-N合金和Nb铁；
步骤2、LF精炼：电极将钢水提温，加入合金散料Si铁、Si-Mn合金、碳粉、V-N合金、Nb铁、硅钙线对成分微调，通过LF吹氩，获得合格钢水；造白渣操作，在站时间确保≥38min；喂硅钙线150～200m，成分和温度合格后软吹氩时间≥5min；
步骤3.LF精炼合格钢水全程保护连续浇注，钢水上台温度按1550±5℃控制，全程开启电磁搅拌，中间包温度1515～1525℃；
步骤4.连铸坯在轧钢加热炉中进行加热保温，然后进行热轧，控制冷却，得到高强耐蚀钢筋；
所述步骤4中，加热保温的参数控制如下：
不含Nb的连铸坯保温温度：热坯装炉控制在1120±20℃，冷坯装炉控制在1140±20℃；
含Nb的连铸坯保温温度：热坯装炉控制在1160±20℃，冷坯装炉控制在1180±20℃；
连铸坯的保温时间：热坯保温时间60～90min，冷坯保温时间90～120min；
所述步骤4中，热轧和控制冷却的参数控制如下：连铸坯开轧温度、进K2精轧机温度、K1精轧机终轧温度分别控制为1050℃±10℃、960℃±10℃和980℃±10℃；轧后控制冷却。
7.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤1中，转炉冶炼过程的终渣成分控制如下：终渣碱度R≥3.0、MgO＝6％～10％、TFe≤20％。
8.根据权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，拉速3.0～3.6m/s。
9.根据权利要求6至9任一项所述的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，生产的连铸坯中D类夹杂≤2.0级，Ds类夹杂≤2.0级。
10.根据权利要求6至9任一项所述的制备方法，其特征在于，所述高强耐蚀钢筋的力学性能如下：屈服强度≥800MPa，抗拉强度≥1000Mpa，强屈比≥1.25，断后伸长率≥14％，最大力总伸长≥7.5％；相对腐蚀率在65％以内。
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