沙钢高强度螺纹钢筋的研发.pdf

沙钢高强度螺纹钢筋的研发 与发达国家相比，我国建筑行业所用的钢筋强度普遍低1-2 个等级国外大多使用 400MPa和 500MPa 级钢筋，日本已经用到600MPa 及以上 2011 年，我国 400MPa 及 以上钢筋仅占总量的40%左右， 500MPa 级钢筋仅在少数重点工程上应用，占总量不到 1%2011 年 7 月 1 日，我国新推出的《混凝土结构设计规范》中明确要求建筑施工要 优先使用 400MPa级钢筋，积极推广500MPa级钢筋同时，要求梁、柱等承重结构部 分应使用高强度钢筋 钢铁“ 十二五 ” 规划中明确提出了 “400MPa 及以上高强度螺纹钢筋 比例超过 80% ”的目标，预计今后HRB400 及以上产品的产量将大幅增加此外，在即 将实施的螺纹钢筋标准GB 1499.2的修订稿中，增加了600MPa级螺纹钢筋 HRB600 螺纹钢筋的高强度化已成为大势所趋为此，钢铁企业在高强钢筋研发方面必须加大力 度、加快进度，才能推动钢铁行业节能减排、减量用钢的目标，促进我国经济社会的可 持续发展 与 HRB335 相比，采用 HRB400、HRB500 和 HRB600，可分别节约用钢量16%、 33%和 44%。

实现钢材的高强度化通常有两种方式：一种是合金化， 另一种是控轧控冷 本文将采用合金化的方式， 综合考虑沙钢的生产条件， 研究合金成分与工艺对钢筋组织 与性能的影响，进而开发出高强度级别的螺纹钢筋 1 化学成分设计 即将实施的修订国标GB 1499.2 中将 400MPa 和 500MPa 级螺纹钢筋的C、Si 和 Mn 上限分别定为 0.25%、0.80%和 1.60%，将 600MPa 级螺纹钢筋的 C、Si 和 Mn 的上 限值拟设为 0.28%、0.80%和 1.60%实际生产中， 400MPa级螺纹钢筋的C、Si 和 Mn 含量均已逼近上限值由此可见，若想在400MPa 级螺纹钢筋成分基础上将强度分别提 升至 500MPa级和 600MPa 级的水平， Si 和 Mn 含量的增加余地很小对于600MPa 级 螺纹钢筋来说， C 含量可略微上调，但即使增加0.03%的 C 含量，强度增量也仅20MPa 左右因此，若要开发500MPa 及以上级别的螺纹钢筋，必须通过添加除C、Si 和 Mn 以外的合金元素才有可能达到标准要求 除 C、Si 和 Mn 之外，钢中还可加入Nb、V、Ti、B 和 Al 等，其中 Nb、V 和 Ti 是比较常用的合金化元素。

由于这些元素易形成碳氮化物颗粒，抑制晶粒长大，或者固 溶于基体当中，能够起到析出强化、细晶强化和固溶强化的作用通过添加Nb、V 和 Ti，有望使螺纹钢筋的强度上升到新的台阶 对于高强度螺纹钢筋来说，显微组织以铁素体+珠光体为最佳这是因为如出现大 量的贝氏体和马氏体等组织会引起塑性下降，致使塑性不达标，并且，贝氏体含量较高 还会造成屈服点不明现象，进而影响到钢筋性能的稳定性 因此，在研发高强度螺纹钢筋时，应尽可能地减少组织中的贝氏体数量，甚至完全 消除贝氏体 Nb、V、Ti 虽然具有显著的强化效果，但这些元素同时又都是增加淬透性 的元素，促进贝氏体或马氏体等异常组织的产生此外，过量添加合金元素也会导致成 本大幅增加 对于 Nb 来说，其析出温度通常在1100℃左右，当温度在 1150℃以上时， 大部分固 溶于基体当中； V 的碳氮化物能够在1000℃以下大量析出， 在热轧和随后的冷却过程中 有较强的析出强化和细晶强化作用；TiN 在 1400℃以上的高温状态下能够大量析出由 于各元素的析出条件和固溶条件不同，因此，在相同的工艺条件下，其强化机理和强化 效果也存在差异 此外，N 含量的提高有利于促进氮化物的析出，增强合金元素的析出强化作用。

特 别是 V，该元素的析出强化作用远大于固溶强化，并且，随着析出V （C，N）数量的 增多，基体中固溶 V 含量下降， 也有助于减轻 V 对钢淬透性的影响 另一方面，钢中 N 含量的提高虽然有助于增强V 的析出强化作用，但如何在炼钢过程中实现N 含量的跨 越式提升，同时避免产生诸如皮下气泡等问题，也是需要解决的技术难题 综上所述，对于高强度螺纹钢筋的研发，合金元素的添加量以及炼钢和轧钢工艺参 数的控制很关键为全面研究合金元素的作用以及工艺的影响，找到最佳成分组合，并 制定出合理的工艺，本文设计了8 种试验钢，化学成分如表1 所示 表 1 化学成分 % 编号C Si Mn Nb V Ti Ceq 备注 1 ≤0.25≤0.80≤1.60- 添加- ≤0.54车间生产 2 ≤0.25≤0.80≤1.60- 添加 - ≤0.54 80kg 钢锭 3 ≤0.25≤0.80≤1.60添加添加- ≤0.5580kg 钢锭 4 ≤0.25≤0.80≤1.60- 添加添加≤0.55 80kg 钢锭 5 ≤0.25≤0.80≤1.60- 添加 - ≤0.58 80kg 钢锭 6 ≤0.25≤0.80≤1.60- 添加添加≤0.5880kg 钢锭 7 ≥0.30≤0.80≥1.80- 添加 - ≥0.68 80kg 钢锭 8 ≥0.30≤0.80≥1.80- 添加添加≥0.63 80kg 钢锭 2 实验室研究 针对 8 种成分的试验钢， 沙钢研究院展开了显微组织与力学性能实验研究，对合金 元素的作用以及相关工艺的影响进行了全面的分析。

表1 中 1 号钢是车间产品样， 2-8 号试验钢是用实验室真空感应炉冶炼的80kg 小钢锭为了与现场生产工艺接近，80kg 小钢锭被锻造成 150mm ×150mm 的方锭，并被焊接至车间生产的HRB400 方坯尾部然 后按照车间生产工艺轧制成公称直径为25mm的螺纹钢棒 从钢棒上取样， 观察显微组 织，并按照 GB 1499.2-2007要求检测力学性能 力学性能结果显示， 3、4 号钢的屈服强度达到了500MPa以上， 5-8 号钢的屈服强 度则达到了 600MPa以上可见，通过添加适量的Nb、V、Ti 等合金元素，屈服强度能 够达到 600MPa以上对比分析结果显示，在提高强度的作用方面，V 起主要作用，而 Nb 和 Ti 的作用并不明显 由于采用的工艺是小钢锭模铸和锻造，粗大的奥氏体晶粒会延长铁素体和珠光体的 相变时间，促进贝氏体形成因此，2-6 号试验钢中出现了一定数量的贝氏体实际上， 即使对于 V 含量很低的 2 号试验钢，组织中也有少量贝氏体出现， 而与 2 号成分相同的 1 号钢采用的是连铸生产的小方坯，在原奥氏体晶粒尺寸比较小的情况下组织中已观察 不到贝氏体 C 和 Mn 虽然能够大幅度提高螺纹钢筋的强度，尤其是抗拉强度，但同时也会降低 塑性，并且， C 和 Mn 对淬透性影响很大。

7、8 号钢由于 C 和 Mn 含量比较高，导致组 织中出现大量的贝氏体，引起脆性断裂 3 高强度螺纹钢筋工业化成分与工艺设计 V 主要是通过析出强化和细晶强化的方式来提高强度，而细晶强化是唯一能够使强 度与塑性同时提高的机制5-6 号钢中 V 含量比较高，但并未像高C、Mn 含量的 7-8 号钢那样， 呈现出几乎全贝氏体的组织形态当 C、Mn 含量分别在 0.28%和 1.60%以下 时，通过添加 V，螺纹钢筋的屈服强度能够达到600MPa 级以上，而且，碳当量可控制 在 0.58 以下通过添加 V 来提高螺纹钢筋的强度是可行的在本文的实验结果中，Nb 和 Ti 的作用不明显考虑到Nb 是昂贵的合金元素，添加量较大时成本也会大幅增加， 而 Ti 由于强烈的固 N 作用，会削弱 V 的析出强化效果，因此，Nb 和 Ti 仅作为辅助添 加元素 在设计高强度螺纹钢筋成分时，C、Mn 含量不可过高，否则会促进大量贝氏体的 产生并且，由表1 可知， C、Mn 含量较高时，碳当量甚至超过了0.63，这对钢筋的 焊接性能也是不利的此外，Mn 含量还会影响到氮化钒的析出，从而减弱V 的析出强 化作用。

即将实施的修订国标GB 1499.2中将 C 和 Mn 的上限分别设为0.28%和 1.60%， 显然是比较合理的 5-6 号钢的屈服强度虽然能够达到600MPa 以上，但塑性偏低这是由于采用的原 料是实验室模铸的80kg 小钢锭，之后又经过了超过1250℃的高温加热以及后续的高温 锻造，原奥氏体晶粒比较粗大，致使组织中出现了一定数量的贝氏体，铁素体晶粒尺寸 也将近 20μm 并且，锻造钢锭表面存在着裂纹等缺陷，造成塑性不足倘若采用车间 工艺即 “ 连铸小方坯 +1100℃加热炉加热 +控制轧制 +冷床冷却 ” 进行生产，使原奥氏体晶 粒尺寸减小，贝氏体含量降低甚至消除，铁素体晶粒尺寸控制在10μm 左右，强度和塑 性有望进一步获得提升 由于 80kg 钢锭采用的是真空感应冶炼，N 含量比较低；若采用车间的转炉进行生 产，N 含量可进一步提高 冶炼过程中除了以钒氮合金形式加入V 之外，还可通过增大 氮分压，缩短生产周期，加快连铸速度等措施，提高N 含量，以增强V 的析出强化作 用 在轧制过程中，通过调整加热炉温度，采取低温轧制和控制冷却速度等措施，促进 碳氮化物析出，细化晶粒尺寸由于高强度螺纹钢筋添加有较多的合金元素，本身淬透 性比较强，容易出现大量的贝氏体或马氏体。

因此，在生产过程中关掉精轧后的水箱喷 水设施，不进行穿水冷却，可进一步降低产生大量贝氏体或马氏体的风险 综上所述，在 3-6 号钢成分设计基础上，有望在车间生产工艺条件下试制出综合性 能满足国标要求的高强度螺纹钢筋 4 高强度螺纹钢筋的工业化试制 在前述实验室研究工作的基础上，综合考虑沙钢的螺纹钢筋生产条件，以及修订标 准要求，设计了高强度螺纹钢筋HRB500E和 HRB600 的工业化试制成分， 如表 2 所示 表 2 HRB500E 和 HRB600 的工业化试制成分% 钢种 C Si Mn V Ti Nb HRB500E ≤0.25≤0.80≤1.60 添加添加添加 HRB600 ≤0.28≤0.80≤1.60 添加添加添加 之后采用 “ 转炉冶炼 +150mm ×150mm 方坯连铸 +控制轧制 +冷床冷却 ” 工艺在车间进 行了试制通过合理控制成分和工艺，完全消除了贝氏体组织，使高强螺纹钢筋的显微 组织呈现出铁素体 +珠光体的组织形态，铁素体晶粒度为10级 试制产品的力学性能如表3 所示对于 HRB500E，下屈服强度为 557MPa，最大力 总伸长率 Agt 大于 9%，强屈比大于 1.25，完全满足新标准对500MPa 级抗震钢筋的性 能要求；对于 HRB600，公称直径分别为20mm和 32mm 的两种规格螺纹钢筋下屈服强 度均在 600MPa 以上，最大力总伸长率Agt 大于 9%，强屈比大于 1.25，不但能够满足 新标准对 600MPa级钢筋的性能要求，还能满足新标准对抗震性能的要求。

此外，该产 品不经过穿水冷却 表 3 HRB500E 和 HRB600 力学性能 钢种规格， mm Rm，MPa ReL，MPa A，% Agt，% Rm/ ReL HRB500E φ20 717 557 22.4 13.1 1.29 HRB600 φ20 790 627 18.6 11.0 1.26 HRB600 φ32 780 610 16.6 11.8 1.28 5 结语 通过实验室研究和工业化试制，沙钢成功开发出高强度螺纹钢筋HRB500E 和 HRB600 HRB600 的性能同时满足抗震性能要求 600MPa级高强螺纹钢筋的成功开发， 对我国钢筋产品的升级换代起到了引领和促进作用，为修订标准的正式出台提供了数据 基础，相关实验研究也可作为高强度螺纹钢筋开发的技术储备。