CN117403135B - 节约型600-700MPa高强钢筋 - Google Patents

节约型600-700MPa高强钢筋 Download PDF

Info

Publication number
CN117403135B
CN117403135B CN202311728635.9A CN202311728635A CN117403135B CN 117403135 B CN117403135 B CN 117403135B CN 202311728635 A CN202311728635 A CN 202311728635A CN 117403135 B CN117403135 B CN 117403135B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel bar
strength steel
temperature
rolling
content
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
CN202311728635.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN117403135A (zh
Inventor
张�杰
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.)
University of Science and Technology Beijing USTB
Original Assignee
University of Science and Technology Beijing USTB
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 University of Science and Technology Beijing USTB filed Critical University of Science and Technology Beijing USTB
Priority to CN202311728635.9A priority Critical patent/CN117403135B/zh
Publication of CN117403135A publication Critical patent/CN117403135A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN117403135B publication Critical patent/CN117403135B/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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B1/00—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations
    • B21B1/16—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling wire rods, bars, merchant bars, rounds wire or material of like small cross-section
    • B21B1/163—Rolling or cold-forming of concrete reinforcement bars or wire ; Rolls therefor
    • 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
    • C22C33/00—Making ferrous alloys
    • C22C33/04—Making ferrous alloys by melting
    • 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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)

Abstract

本申请提供一种节约型600‑700MPa高强钢筋，涉及冶金领域。节约型600‑700MPa高强钢筋，以总质量为100%计算，由以下组分组成：C0.23‑0.30%、Si0.5‑0.8%、Mn1.2‑1.6%、P0‑0.01%、S0‑0.008%、V0.14‑0.16%、N0.020‑0.025%，余量为铁和不可避免的杂质元素；所述节约型600‑700MPa高强钢筋的制备方法包括：将原料依次进行转炉或电炉冶炼、LF精炼、浇铸得到铸坯；然后将铸坯进行热处理、轧制、冷却得到节约型600‑700MPa高强钢筋。本申请提供的节约型600‑700MPa高强钢筋，强度高。

Description

节约型600-700MPa高强钢筋
技术领域
本申请涉及冶金领域，尤其涉及一种节约型600-700MPa高强钢筋。
背景技术
近年来，高层化、复杂工程结构建筑不断增加，其服役安全性要求日益严格。钢筋是不可替代的建筑材料，因此低成本、600MPa~700MPa级的高强度钢筋用钢发展趋势。
高强钢筋主要通过V微合金化提升钢材性能，同时，还有一些高强钢筋采用V、Nb和Ti复合微合金化提升钢筋性能，主要通过碳氮化钒（V（C、N））、碳氮化铌（Nb（C、N））、TiC析出物的沉淀强化和细晶强化提升钢材性能。由于TiN很容易在固液两相区析出，形成大颗粒析出物或夹杂物，不仅起不到强化作用，甚至会影响钢筋的性能。为了避免TiN的析出，冶炼过程中N的要求很高，几乎没有Ti元素单独微合金化的高强钢筋。因此，一般钢筋中以V和Nb微合金化为主。但是，由于提钒本身成本高，且随着液流电池的发展，V的价格居高不下；同时，Nb也是价格很高的合金元素，因此，V和Nb的加入会显著增加高强钢筋的成本。
除了合金元素，合适的控轧控冷（TMCP）工艺对于高强钢筋的生产和成本调控有重要意义。通过控轧控冷工艺，能够使昂贵的合金元素在合适的阶段析出，充分发挥合金元素对钢材性能提升的作用，变相的节省合金元素加入量、节约钢筋生产成本。因此，与合金元素匹配的控轧控冷工艺高强钢筋至关重要。目前，由于600MPa级以上的钢筋用钢采用的微合金化技术与控轧控冷工艺匹配不合理，V和Nb合金元素大量固溶在钢材基体中，而固溶强化对钢筋性能的提升非常有限，因而造成V、Nb微合金元素的浪费。
近年来，有关高强钢筋的专利和研究较多。“一种Nb、V复合700MPa级高强抗震钢筋用钢及其生产方法”专利公开了一种V、Nb复合微合金化高强钢筋的成分和工艺，其V含量高于0.15%，Nb含量大于0.03%。“一种钒微合金化600MPa级低温钢筋用钢及其生产方法”公开了一种V微合金化低温钢筋，其V含量大于0.15%，但是对氮并没有限定。“一种具有优良耐腐蚀、抗震性能的高强钢筋及制备方法”公开了V、Nb复合微合金化高强钢筋，同样采用复合微合金手段实现了钢筋的高强化。
现有技术的缺点主要是通过C含量的增高，或者V、Nb复合微合金化实现钢筋的高强化。通过增加微合金元素，虽然可以增加碳氮化物的生成量，增加钢筋性能强化效果，但是合金元素生成碳氮化物的转化率反而降低，导致大量合金元素固溶在基体中浪费。因此，如何将加入的微合金元素高效地转化为碳氮化物析出相是高强钢筋生产工艺调控的重点，也是现有技术考虑较少的问题。解决上述问题，需要TMCP工艺与成分高度匹配，才能充分发挥合金元素的作用，实现高强钢筋的低成本化。降低合金用量，本身也是低碳生产。
发明内容
本申请的目的在于提供一种节约型600-700MPa高强钢筋，以解决上述问题。
为实现以上目的，本申请采用以下技术方案：
一种节约型600-700MPa高强钢筋，以总质量为100%计算，由以下组分组成：
C0.23-0.30%、Si0.5-0.8%、Mn1.2-1.6%、P0-0.01%、S0-0.008%、V0.14-0.16%、N0.020-0.025%，余量为铁和不可避免的杂质元素；
当V含量为0.14-0.15%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.02+w（V%）×1.5）×（0.9-1.1）；
当V含量大于0.15%、小于等于0.16%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.015+w（V%）×1.8）×（0.95-1）；
当V含量为0.14-0.145%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.018-w（C%）×0.05+w（V%）×0.1）×（0.98-1.02）；
当V含量大于0.145%、小于等于0.16%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.023-w（C%）×0.03+w（V%）×0.065）×（0.95-1.02）；
所述节约型600-700MPa高强钢筋的制备方法包括：
将原料依次进行转炉或电炉冶炼、LF精炼、浇铸得到铸坯；然后将所述铸坯进行热处理、轧制、冷却得到所述节约型600-700MPa高强钢筋；
所述轧制包括初轧、中轧、精轧和终轧，所述初轧、所述中轧、所述精轧和所述终轧结束后均各自独立的进行穿水冷却；所述终轧的温度为900-950℃，所述终轧之后的穿水冷却的冷却速率为1-3℃/s，终点温度为580-630℃。
优选地，V/N质量比为（6-7）：1。
优选地，所述热处理包括加热段和均热段。
优选地，所述加热段的温度为1050-1280℃。
优选地，所述均热段的温度为1080-1250℃。
优选地，所述热处理的出钢温度为1030-1100℃。
优选地，所述热处理的时间不超过120min。
优选地，所述冷却的方式为冷床空冷。
优选地，组织为铁素体、珠光体和贝氏体，所述贝氏体的含量小于等于10wt%。
优选地，碳氮化钒V（C，N）的尺寸为2-8nm。
与现有技术相比，本申请的有益效果包括：
本申请提供的一种节约型600-700MPa高强钢筋，与合金元素匹配的C、N含量是关键因素，为了充分发挥V、Nb合金元素的强化作用，对N的加入量进行控制；通过添加氮，能够有效的与合金元素V、Nb结合生成氮化物，但是，当氮添加量过多时，钢中会出现“游离”氮，造成钢筋用钢时效，塑韧性明显下降。因此，合适的氮含量是高强钢筋所必需的。此外，C能够提升强度，也能促进碳氮化物的形成，提高微合金元素的利用率（转化率），但是过高的碳含量对钢筋的焊接性能恶化严重。因此，也需要对C的含量进行相应地优化。
本申请提供的一种节约型600-700MPa高强钢筋，在传统500MPa级成分基础上，仅采用单独的V微合金化，可以在较低的钒含量范围内（在钒含量不高于0.16%的条件下），通过合适的C、N成分调控、TMCP工艺的匹配，实现钢筋的高强化，使其满足600-700MPa高强抗震钢筋的性能需求。本申请涉及钢种成分和TMCP工艺参数，但是并不强调单独的钢种成分和工艺参数，而是成分之间的匹配关系，以及钢种成分和TMCP工艺参数的相互匹配，不增加冶炼难度，实现节约型高强钢筋的生产，显著降低高强钢筋的制造成本。
附图说明
为了更清楚地说明本申请实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本申请的某些实施例，因此不应被看作是对本申请范围的限定。
图1为实施例1得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图2为实施例1得到的高强钢筋的钢中析出的纳米V(C、N) 照片；
图3为实施例2得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图4为实施例3得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图5为实施例4得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图6为实施例5得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图7为对比例1得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图8为对比例2得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图9为对比例4得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片；
图10为对比例5得到的高强钢筋的钢中组织光镜照片。
具体实施方式
为了更好的阐释本申请提供的技术方案，在实施例之前，先对技术方案做整体陈述，具体如下：
一种节约型600-700MPa高强钢筋，以总质量为100%计算，由以下组分组成：
C0.23-0.30%、Si0.5-0.8%、Mn1.2-1.6%、P0-0.01%、S0-0.008%、V0.14-0.16%、N0.020-0.025%，余量为铁和不可避免的杂质元素；
当V含量为0.14-0.15%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.02+w（V%）×1.5）×（0.9-1.1）；
当V含量大于0.15%、小于等于0.16%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.015+w（V%）×1.8）×（0.95-1）；
当V含量为0.14-0.145%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.018-w（C%）×0.05+w（V%）×0.1）×（0.98-1.02）；
当V含量大于0.145%、小于等于0.16%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.023-w（C%）×0.03+w（V%）×0.065）×（0.95-1.02）；
所述节约型600-700MPa高强钢筋的制备方法包括：
将原料依次进行转炉或电炉冶炼、LF精炼、浇铸得到铸坯；然后将所述铸坯进行热处理、轧制、冷却得到所述节约型600-700MPa高强钢筋；
所述轧制包括初轧、中轧、精轧和终轧，所述初轧、所述中轧、所述精轧和所述终轧结束后均各自独立的进行穿水冷却；所述终轧的温度为900-950℃，所述终轧之后的穿水冷却的冷却速率为1-3℃/s，终点温度为580-630℃。
通过上述方法，钢筋中添加的钒85%以上转化为V（C、N）析出，纳米V(C、N)析出量多，起到明显的沉淀强化和细晶强化作用。
可选的，节约型600-700MPa高强钢筋中，C的含量可以为0.23%、0.24%、0.25%、0.26%、0.27%、0.28%、0.29%、0.30%或者0.23-0.30%之间的任一值，Si的含量可以为0.5%、0.6%、0.7%、0.8%或者0.5-0.8%之间的任一值，Mn的含量可以为1.2%、1.3%、1.4%、1.5%、1.6%或者1.2-1.6%之间的任一值，P的含量可以为0、0.005%、0.01%或者0-0.01%之间的任一值，S的含量可以为0、0.001%、0.002%、0.003%、0.004%、0.005%、0.006%、0.007%、0.008%或者0-0.008%之间的任一值，V的含量可以为0.14%、0.15%、0.16%或者0.14-0.16%之间的任一值，N的含量可以为0.020%、0.021%、0.022%、0.023%、0.024%、0.025%或者0.020-0.025%之间的任一值；所述终轧的温度可以为900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃或者900-950℃之间的任一值，所述终轧之后的穿水冷却的冷却速率可以为1℃/s、2℃/s、3℃/s或者1-3℃/s之间的任一值，终点温度可以为580℃、590℃、600℃、610℃、620℃、630℃或者580-630℃之间的任一值。
在一个可选的实施方式中，V/N质量比为（6-7）：1。
在保证上述成分添加的限制条件下，钢中添加的钒/氮含量配比保证在6-7之间，以避免钢中形成过多的游离氮，并充分将钒转化为氮化钒。
可选的，V/N质量比可以为6：1、6.1：1、6.2：1、6.3：1、6.4：1、6.5：1、6.6：1、6.7：1、6.8：1、6.9：1、7：1或者（6-7）：1之间的任一值。
在一个可选的实施方式中，所述热处理包括加热段和均热段。
在一个可选的实施方式中，所述加热段的温度为1050-1280℃。
可选的，所述加热段的温度可以为1050℃、1100℃、1150℃、1200℃、1250℃、1280℃或者1050-1280℃之间的任一值。
在一个可选的实施方式中，所述均热段的温度为1080-1250℃。
可选的，所述均热段的温度可以为1080℃、1100℃、1150℃、1200℃、1250℃或者1080-1250℃之间的任一值。
在一个可选的实施方式中，所述热处理的出钢温度为1030-1100℃。
可选的，所述热处理的出钢温度可以为1030℃、1040℃、1050℃、1060℃、1070℃、1080℃、1090℃、1100℃或者1030-1100℃之间的任一值。
在一个可选的实施方式中，所述热处理的时间不超过120min。
在一个可选的实施方式中，所述冷却的方式为冷床空冷。
在一个可选的实施方式中，组织为铁素体、珠光体和贝氏体，所述贝氏体的含量小于等于10wt%。
在一个可选的实施方式中，V（C、N）的尺寸为2-8nm。
根据上述方法设计得到的高强钢筋中，组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体（含量小于10%），V（C、N）的尺寸为2-8nm，屈服强度600MPa-700MPa，强屈比≥1.2，断后伸长率≥20%，Agt≥8%。
下面将结合具体实施例对本申请的实施方案进行详细描述，但是本领域技术人员将会理解，下列实施例仅用于说明本申请，而不应视为限制本申请的范围。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
实施例1
本实施例提供一种高强钢筋，其成分如下表1所示：
表1实施例1成分表(质量分数，%)
其制备方法如下：
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在60t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1590±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1200℃，均热段温度保持在1180℃，出钢温度控制在1150℃，加热时间为100min。
在中扎流程和精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为930℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为2.5℃/s，终冷温度为600℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度610MPa，强屈比为1.25，断后伸长率为20%，Agt为9%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图1所示，强化钢材性能，才能在较低的钒含量下实现高的强度，本质上是合金元素的高效利用。钒转化为纳米V(C、N)析出，如图2所示，表明通过该方案，能够充分让添加至钢中的钒转化为纳米V(C、N)析出，起到细晶强化的作用，且V转化率大于85%以上，纳米V(C、N)析出量多。
实施例2
本实施例提供一种高强钢筋，其成分如下表2所示：
表2实施例2成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在100t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1620±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1592±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1250℃，均热段温度保持在1200℃，出钢温度控制在1080℃，加热时间为110min。
在中扎流程和精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为940℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为3℃/s，终冷温度为590℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度670MPa，强屈比为1.23，断后伸长率为21%，Agt为8%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图3所示。
实施例3
本实施例提供一种高强钢筋，其成分如下表3所示：
表3实施例3成分表(质量分数，%)
钢筋通过电炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在80t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1622±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1595±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1250℃，均热段温度保持在1230℃，出钢温度控制在1100℃，加热时间为120min。
在初扎流程和精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为950℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为3℃/s，终冷温度为610℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度710MPa，强屈比为1.21，断后伸长率为20%，Agt为9%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图4所示。
实施例4
本实施例提供一种高强钢筋，其成分如下表4所示：
表4实施例4成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在120t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1600±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1250℃，均热段温度保持在1200℃，出钢温度控制在1080℃，加热时间为110min。
在中扎流程和精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为940℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为3℃/s，终冷温度为590℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度675MPa，强屈比为1.23，断后伸长率为21%，Agt为8%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图5所示。
实施例5
本实施例提供一种高强钢筋，其成分如下表5所示：
表5实施例5成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在600t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1600±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1280℃，均热段温度保持在1230℃，出钢温度控制在1100℃，加热时间为120min。
在初扎和中扎流程、精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为920℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为2℃/s，终冷温度为620℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度645MPa，强屈比为1.26，断后伸长率为23%，Agt为10%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图6所示。
对比例1
本对比例提供一种高强钢筋，其成分如下表6所示：
表6对比例1成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在60t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1590±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1280℃，均热段温度保持在1200℃，出钢温度控制在1050℃，加热时间为120min。
在初扎流程、精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为900℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为1.5℃/s，终冷温度为600℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度650MPa，强屈比为1.22，断后伸长率为23%，Agt为10%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有少量贝氏体，晶粒尺寸较小，如图7所示。
该对比例中，虽然得到的钢筋性能较好，但是V添加量与C、N的添加量之间的关系并未按照本申请设计的要求，造成相当一部分V固溶至基体中，并没有发挥沉淀强化和细晶强化的作用，其性能与V含量0.151%的相似。这就导致若不按照本申请的设计要求，吨钢成本上涨20~50元。
对比例2
本对比例提供一种高强钢筋，其成分如下表7所示：
表7对比例2成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在100t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1590±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为12800℃，均热段温度保持在1150℃，出钢温度控制在1050℃，加热时间为100min。
在初扎流程、精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为900℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为2℃/s，终冷温度为610℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度530MPa，强屈比为1.22，断后伸长率为23%，Agt为10%。钢中组织均为铁素体和珠光体，如图8所示。
对比例3
本对比例提供一种高强钢筋，其成分如下表8所示：
表8对比例3成分表(质量分数，%)
钢筋通过电炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在120t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1592±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1250℃，均热段温度保持在1200℃，出钢温度控制在1050℃，加热时间为100min。
在初扎流程、精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为930℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为3℃/s，终冷温度为600℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度570MPa，强屈比为1.2，断后伸长率为23%，Agt为10%。钢中组织均为铁素体和珠光体，与实施例1组织相似，晶粒尺寸略大于实施例1，但是强度小于实施例1。
该对比例中，但是V的添加量与C、N的添加量之间的关系并未按照本申请设计的要求，C、N的含量偏低，无法有效使钒转化为V（C、N）物，无法发挥有效的沉淀强化和细晶强化要求，钢材强度提升有限，只达到500-600MPa级高强钢筋的要求，造成了钒的浪费。
对比例4
本对比例提供一种高强钢筋，其成分如下表9所示：
表9对比例4成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在80t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1625±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1595±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1280℃，均热段温度保持在1230℃，出钢温度控制在1100℃，加热时间为120min。
在初扎和中扎流程、精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为850℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为5℃/s，终冷温度为650℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度590MPa，强屈比为1.26，断后伸长率为18%，Agt为7%。钢中组织均为铁素体和珠光体，还有部分马氏体，如图9所示。
该对比例中，V的添加量与C、N含量匹配，但是控轧控冷工艺并未按照本申请设计，但是终扎温度偏低、冷却速度偏高，V（C、N）来不及大量析出，造成晶粒粗大，性能偏低，且冷速高析出了马氏体组织，影响了钢筋性能。
对比例5
本对比例提供一种高强钢筋，其成分如下表10所示：
表10对比例5成分表(质量分数，%)
钢筋通过转炉-LF精炼-保护浇铸-加热炉加热-轧制工艺-冷床-成品流程生产。在100t转炉脱氧后加入钒氮合金，转炉终点测温取样，温度控制为1620±4℃，碳含量控制在要求含量，并在LF中对V和N的含量进行调整，LF出站温度为1590±5℃。保护浇铸之后进入加热炉中加热，加热段温度设定为1250℃，均热段温度保持在1200℃，出钢温度控制在1080℃，加热时间为110min。
在初扎和精轧流程后进行穿水冷却，终扎温度控制为930℃，终扎后进行穿水冷却，冷却速度为2℃/s，终冷温度为720℃，之后运至冷床空冷。
经过上述流程的制备，屈服强度565MPa，强屈比为1.21，断后伸长率为19%，Agt为7.5%。钢中铁素体组织含量较多，如图10所示。
该对比例中，V的添加量与C、N含量匹配，但是控轧控冷工艺并未按照本申请设计，终冷温度过高，使钢中组织大部分为铁素体组织，且铁素体晶粒尺寸较大，影响了钢筋性能。
综上，本申请的技术关键点是钢种成分设计中V与C、N三个元素之间的内在关系，这是实现V高效利用的前提。
不同轧制和冷却阶段对温度的精确控制是本申请保护的重点内容之一，在成分控制的基础上，只有通过较为精确的轧制温度和冷却温度调控，才能让合金元钒以V（C、N）充分析出，发挥沉淀强化和细晶强化的作用。
本申请无需改变现有生产流程，而通过对工艺中成分的耦合设计和工艺的匹配在低合金含量下实现钢筋的高强化。
高强钢筋的应用，本身符合低碳环保的要求，而进一步降低高强钢筋的合金用量，即减少了高强钢筋合金元素制备产生的碳排放，进一步降低的高强钢筋生产整体的碳排。
最后应说明的是：以上各实施例仅用以说明本申请的技术方案，而非对其限制；尽管参照前述各实施例对本申请进行了详细的说明，本领域的普通技术人员应当理解：其依然可以对前述各实施例所记载的技术方案进行修改，或者对其中部分或者全部技术特征进行等同替换；而这些修改或者替换，并不使相应技术方案的本质脱离本申请各实施例技术方案的范围。

Claims (7)

1.一种节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，以总质量为100%计算，由以下组分组成：
C0.23-0.30%、Si0.5-0.8%、Mn1.2-1.6%、P0-0.01%、S0-0.008%、V0.14-0.16%、N0.020-0.025%，余量为铁和不可避免的杂质元素；
当V含量为0.14-0.15%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.02+w（V%）×1.5）×（0.9-1.1）；
当V含量大于0.15%、小于等于0.16%时，C含量满足以下公式：
w（C%）=（0.015+w（V%）×1.8）×（0.95-1）；
当V含量为0.14-0.145%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.018-w（C%）×0.05+w（V%）×0.1）×（0.98-1.02）；
当V含量大于0.145%、小于等于0.16%时，N含量满足以下公式：
w（N%）=（0.023-w（C%）×0.03+w（V%）×0.065）×（0.95-1.02）；
V/N质量比为（6-7）：1；
所述节约型600-700MPa高强钢筋的制备方法包括：
将原料依次进行转炉或电炉冶炼、LF精炼、浇铸得到铸坯；然后将所述铸坯进行热处理、轧制、冷却得到所述节约型600-700MPa高强钢筋；
所述轧制包括初轧、中轧、精轧和终轧，所述初轧、所述中轧、所述精轧和所述终轧结束后均各自独立的进行穿水冷却；所述终轧的温度为900-950℃，所述终轧之后的穿水冷却的冷却速率为1-3℃/s，终点温度为580-630℃；
所述节约型600-700MPa高强钢筋的组织为铁素体、珠光体和贝氏体，所述贝氏体的含量小于等于10wt%，碳氮化钒的尺寸为2-8nm。
2.根据权利要求1所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述热处理包括加热段和均热段。
3.根据权利要求2所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述加热段的温度为1050-1280℃。
4.根据权利要求2所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述均热段的温度为1080-1250℃。
5.根据权利要求2所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述热处理的出钢温度为1030-1100℃。
6.根据权利要求1所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述热处理的时间不超过120min。
7.根据权利要求1所述的节约型600-700MPa高强钢筋，其特征在于，所述冷却的方式为冷床空冷。
CN202311728635.9A 2023-12-15 2023-12-15 节约型600-700MPa高强钢筋 Active CN117403135B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311728635.9A CN117403135B (zh) 2023-12-15 2023-12-15 节约型600-700MPa高强钢筋

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202311728635.9A CN117403135B (zh) 2023-12-15 2023-12-15 节约型600-700MPa高强钢筋

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN117403135A CN117403135A (zh) 2024-01-16
CN117403135B true CN117403135B (zh) 2024-03-08

Family

ID=89498436

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202311728635.9A Active CN117403135B (zh) 2023-12-15 2023-12-15 节约型600-700MPa高强钢筋

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN117403135B (zh)

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09137222A (ja) * 1995-09-04 1997-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法
JPH10235447A (ja) * 1997-02-25 1998-09-08 Daido Steel Co Ltd 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法
CN102703812A (zh) * 2012-06-27 2012-10-03 攀枝花钢城集团有限公司 钛微合金化500MPa级高强度钢筋及其生产方法
CN112176242A (zh) * 2020-09-24 2021-01-05 宁夏建龙龙祥钢铁有限公司 一种650MPa级超高强度钢筋的生产方法
WO2021139505A1 (zh) * 2020-01-11 2021-07-15 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 一种600MPa级细晶抗震钢筋的制备方法
CN116497268A (zh) * 2022-01-19 2023-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种免退火高淬透性高强度紧固件用盘条及其制造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH09137222A (ja) * 1995-09-04 1997-05-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度低降伏比鉄筋用鋼材の製造方法
JPH10235447A (ja) * 1997-02-25 1998-09-08 Daido Steel Co Ltd 高靱性・高耐力フェライト＋パーライト型非調質鋼鍛造品の製造方法
CN102703812A (zh) * 2012-06-27 2012-10-03 攀枝花钢城集团有限公司 钛微合金化500MPa级高强度钢筋及其生产方法
WO2021139505A1 (zh) * 2020-01-11 2021-07-15 武钢集团昆明钢铁股份有限公司 一种600MPa级细晶抗震钢筋的制备方法
CN112176242A (zh) * 2020-09-24 2021-01-05 宁夏建龙龙祥钢铁有限公司 一种650MPa级超高强度钢筋的生产方法
CN116497268A (zh) * 2022-01-19 2023-07-28 宝山钢铁股份有限公司 一种免退火高淬透性高强度紧固件用盘条及其制造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
HRB400带肋钢筋生产工艺优化;靳熙等;河南冶金;20130430;第21卷(第2期);第45-47 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN117403135A (zh) 2024-01-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102703811B (zh) 钛微合金化400MPa级高强度钢筋及其生产方法
CN110029271B (zh) 一种500MPa级含铌螺纹钢筋及其制造方法
CN111378896B (zh) 一种高强度耐候型建筑桥梁用钢板及其制造方法
CN110144522B (zh) 一种氧化物细晶型螺纹钢筋及其生产工艺
CN102796962A (zh) 铌钛硼微合金hrb600高强度抗震钢筋及其制备
CN110079728B (zh) 一种焊接性良好的高强度螺纹钢筋及其制造方法
CN109161671B (zh) 一种大线能量焊接用高强度eh36钢板及其制造方法
CN110438413B (zh) 一种含钒钢筋的生产工艺
CN111172459A (zh) 一种hrb600e钒钛微合金化高强抗震热轧钢筋
CN106591703A (zh) 屈服强度345MPa级压力容器用钢板及生产方法
CN111500920A (zh) 一种hrb600高强抗震螺纹钢及其生产方法
CN111793777A (zh) 一种1000MPa级热轧高强耐蚀双相钢板及其制备方法
CN112779460A (zh) 一种hrb500e细晶高强抗震防锈蚀钢筋的生产方法
CN111500933A (zh) 一种稀土元素微合金化高强钢筋及其生产工艺
CN117403135B (zh) 节约型600-700MPa高强钢筋
CN115354229B (zh) 一种曲轴用非调质钢及其加工工艺
CN111020379A (zh) 稀土复合增强热轧钢筋及其制备方法
CN114480958B (zh) 一种低成本无钼非调质800MPa高强钢及其制造方法
CN114293093B (zh) 一种600MPa级钒钛微合金化热轧钢筋及其生产方法
CN102766826B (zh) 一种钒氮微合金化高强度耐候钢的制备方法
CN114000068B (zh) 一种厚度4-10mm的低氮超高强热轧钢带及其生产方法
CN111850395B (zh) N强化高强抗震钢筋及其生产方法
WO2021258584A1 (zh) 一种800MPa工程机械用中锰中厚钢及其制造方法
CN114015939A (zh) 一种抗震钢筋及其制备方法
CN113604736A (zh) 一种屈服强度800MPa级高强度中厚板及其制备方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CB03 Change of inventor or designer information
CB03 Change of inventor or designer information

Inventor after: Zhang Jie

Inventor after: Wang Fuming

Inventor after: Li Zhi

Inventor after: Lei Yuban

Inventor after: Kang Jianguang

Inventor after: Lin Ruimin

Inventor after: Li Changrong

Inventor before: Zhang Jie