HRB600 级高强度钢筋开发

2022-04-20李顺奎

科学技术创新 2022年10期

李顺奎蔡伟金梁庞通

（广西钢铁集团有限公司棒线厂,广西防城港 538000）

热轧带肋钢筋作为中国建筑行业的主要结构形式,广泛的被应用国防重点工程、桥梁、公路、地震带结构建筑和高层建筑中[1],现阶段,国内仍是以400MPa、500MPa 级钢筋为主,在2018 年颁布的新国标GB/T1499.2-2018《钢筋混凝土用钢第二部分: 热轧带肋钢筋》增加了600MPa 级钢筋,并取消335MPa 级钢筋。随着我国建筑行业对热轧带肋钢筋的要求不断提高,600MPa 级螺纹钢凭借着强度高、延展性能好和安全性能高等特点,必然会登上历史的舞台,逐渐代替400MPa、500MPa 级钢筋,因此,对600MPa 级螺纹钢进行开发与研究是非常有必要的。

我国大部分钢铁企业主要是采用合金强化对600MPa的螺纹钢进行研制,沙钢[2-5]主要是通过在钢坯添加适量的铬、铜、铌元素等元素,铬、铜、铌等元素不仅可以提高钢材的力学性能,还可以提高钢材的强屈比；河钢[6]采用铌钒复合微合金化工艺对600MPa 高强抗震钢筋进行了试制,并研制成功；济钢[7]通过钒氮微合金化工艺成功将螺纹钢的屈服强度达到670MPa,抗拉强度达800MPa,断后伸长率达到19%以上,然而单单通过合金强化必然会造成坯料的合金成本较高,不利于长期发展。

因此,为了降低坯料成本,我厂另辟蹊径,同时采用了合金强化、细晶强化与余热处理强化（淬火加自回火）三种不同的钢材强化机制对600MPa 热轧带肋钢筋进行试制。并成功轧制出低成本的600MPa 热轧带肋钢筋。

1 生产工艺流程

而螺纹钢生产线流程为：坯料→加热炉→加热炉出炉地辊→1 号～6 号轧机→1 号飞剪→7 号～12 号轧机→2 号飞剪→13 号～16 号轧机→预水冷装置（包括冷却水箱与回复段导槽,长约110 米）→3 号飞剪→19 号～20 号轧机→水冷装置→4 号倍尺剪→变频地滚→裙板抛钢→大冷床。

2 钢材的强化机制

2.1 合金强化

合金强化包括固溶强化（C、N、B、Mn、Si、P 等元素）和析出沉淀强化（Nb、V、Ti 等元素）,前者通过另一种金属（或非金属）与金属Fe 形成固溶体合金,固溶体可分为间隙固溶体和置换固溶体,它们主要作用是使铁的晶格发生畸变,从而使铁的强度提高；后者主要通过微量Nb、V、Ti 等元素与钢材中的碳、氮元素形成碳的化合物、氮的化合物或碳氮化合物,在轧制中或冷却时它们可以沉淀析出,起到第二相沉淀强化作用。

2.2 余热处理（淬火加自回火）

轧件离开轧机后进入冷却水箱,利用轧件的余热通过快速冷却进行淬火,使钢筋表面层形成具有一定厚度的低温组织,而芯部仍为奥氏体。当钢筋离开水箱后,芯部的热量向表面层扩散,使表层的低温组织自回火。当钢筋在大冷床上缓慢地自然冷却时,芯部的奥氏体发生相变,形成铁素体和珠光体,经余热淬火处理且淬火温度越低的钢筋,则屈服强度提升越高,最高可提升150-230MPa[8]。

采用余热处理时,要严格的把控钢材表面的回火温度（即现场的上冷床温度）,使冷却后的钢材表面温度可以回复到奥氏体转变区,最终钢材的组织无论表面还是芯部均为铁素体与珠光体。在保证钢材的力学性能和金相组织均符合国家标准的前提下降低钢材坯料的合金元素。

2.3 细晶强化

控制轧制与控制冷却的重要目标之一是获得细小均匀的铁素体与珠光体晶粒,而钢材在冷却过程中,会经历四个相区：（1）奥氏体再结晶区；（2）奥氏体未再结晶区；（3）两相区——奥氏体与铁素体区；（4）铁素体与珠光体区,钢材在不同的相区轧制时,其晶粒细化程度：铁素体、珠光体区＞两相区＞奥氏体未再结晶区＞奥氏体再结晶区[9]。而晶粒细化不仅可以提高钢材的强度,也可以提高钢材的塑性和韧性。

3 试验方案

3.1 试验材料

轧制螺纹钢直径为25mm,试验采用HRB600-0B 与HRB600-1B 两种钢种。

HRB600-0B 的钢种的Si、V 与Nb 较HRB600-1B 钢种分别下降了0.15%、0.05%与0.07%,其余成分相同。

3.2 钢材的加热制度

加热炉加热的最终目的是使钢材充分奥氏体化,而加热温度与保温时间对最终成品的力学性能起到至关重要的作用,随着加热温度的提高及保温时间的延长,奥氏体体晶粒变得粗大。而粗大的奥氏体晶粒增大了轧制细化奥氏体晶粒的困难,对钢材的力学性能不利,加入铌、钒等元素可以阻止奥氏体晶粒长大,即提高了钢材的粗化温度。

当铌、钒含量在0.10%以下时,可以提高到奥氏体粗化温度为1050-1100℃,同时考虑轧机区设备能力,因此将两种钢种的开轧温度设为1050±20℃。

3.3 试验方案

在螺纹钢产线上进行试验,生产线包括粗、中、精轧三机组,当轧件从16#轧机轧制完成后,通过预水冷水箱冷却至不同的温度,再经过回复段导槽回火,然后进入17#、18#轧机轧制成形,最终上入大冷床进行自然冷却,试验方案如表1 所示。

表1 试验方案

每个钢种分别采用两个方案进行试验,试验完成后,分别取实验样进行拉伸实验与金相实验。

4 试验结果

4.1 力学性能结果

四种试验方案力学性能结果如表2 所示,由表2 可知,当钢种为HRB600-1B 的钢材在进17 号轧机温度为1040±200C,冷却至室温的螺纹钢屈服强为620 MPa,抗拉强度为795 MPa,进17 号轧机温度为950±200C,冷却至室温的螺纹钢屈服强为665 MPa,抗拉强度为820 MPa；钢种为HRB400-0B 的钢材在进17 号轧机温度为950±200C,其屈服强度为635 MPa,抗拉强度为800 MPa,进17 号轧机温度为850±200C,冷却至室温的螺纹钢屈服强为660 MPa,抗拉强度为815 MPa。

表2 力学性能试验结果

4.2 金相结果

由表3 可知,钢种为HRB400-0B 两种方案的螺纹钢冷却至室温时,其表层和芯部的金相组织为铁素体和珠光体,与钢种为HRB400-1B 两种方案螺纹钢相同,表层与芯部组织也为铁素体和珠光体。

表3 不同钢种的金相组织

5 结果分析

5.1 力学性能分析

5.1.1 方案一力学性能分析

当HRB600-1B 钢材进入17#轧机温度为1040℃,再经过17#与18#轧机轧制,此时钢材处于奥氏体再结晶区,在奥氏体再结晶区轧制时,随着道次变形量的加大,奥氏体再结晶晶粒的细化程度越高,转变为室温下的铁素体与珠光体的晶粒细化程度越高,但是,当钢材的变形量达到50%以上时,晶粒细化趋势减小并达到一个极限值,因此,冷却至室温下的钢材晶粒细化程度为8 级,同时,钢材出16#轧机进入预水冷水箱冷却后,此时,钢材的表面温度大约为500℃左右,而芯部温度仍很高,然后进入回复段导槽进行回火,芯部组织通过热传递将热量传递至表面,使表面回温到进入17#轧机的1040℃（此时回火仍然不充分）,直至钢材上大冷床后,表面温度回火至大约1070℃。方案一HRB600-1B 钢材经过一系列钢材强化机制轧制后,最终钢材冷却至室温的细化程度不高（为8 级）,同时,余热处理程度也不高（淬火温度为500℃）。没有充分发挥细晶强化与余热处理的强化作用,但是钢材的合金含量较高,充分的发挥合金强化的作用,使方案一中HRB600-1B 轧制的螺纹钢达到了国标中HRB600 的要求,同时也达到HRB600E 抗震钢筋的要求(强屈比≥1.25)。

5.1.2 方案二与方案三力学性能分析

而方案二中HRB600-1B 与方案三中的HRB600-0B入17#轧机温度为950℃,此时钢材处于奥氏体未再结晶区,奥氏体未再结晶区的温度范围为930-Ar3之间,在奥氏体未再结晶轧制的特点为：在轧制过程中不在发生奥氏体再结晶现象,变形过程中使奥氏体晶粒被拉长,突破了奥氏体再结晶晶粒细化的极限值,冷却至室钢材的晶粒细化程度为9.5 级,同时,钢材出冷却水箱后表面温度大约为430℃左右,通过芯部组织进行热转递使表面温度回火到进入17#轧机的950℃,直至上大冷床的980℃。可以明显看出,方案二中HRB600-1B 屈服强度与抗拉强度较方案一中HRB600-1B 都有较大的提升,屈服强度提升45Mpa,抗拉强度提升25MPa,这是因为方案一与方案二采用相同的钢种,合金含量相同,而方案二轧制相区为奥氏体未再结晶区,冷却至室温钢材的晶粒细化程度高（9.5 级）,且余热处理程度也较高（淬火温度为430℃）,因此方案二中HRB600-1B 钢种力学性能高于方案一中HRB600-1B 的力学性能,且余热处理强化只对屈服强度提升较大,而细晶强化同时对屈服强度与抗拉强度都有较大提升,因此屈服强度提升量大于抗拉强度提升量。则方案三中HRB600-0B钢种由于合金含量少于方案二HRB600-1B 钢种合金含量,钢材轧制过程中合金强化较少,在相同的轧制温度下,HRB600-0B 钢种力学性能低于HRB600-1B 钢种的力学性能。但方案二与方案三中轧制的螺纹钢均达到了国标中HRB600 的要求,且方案三轧制的螺纹钢同时也达到HRB600E 抗震钢筋的要求。

5.1.3 方案四力学性能分析

方案四中HRB600-0B 入17#轧机温度为850℃,此时钢材的相区为两相区,当钢材处于两相区被轧制时,一部分钢材组织为未发生相变的奥氏体晶粒。另一部分组织为先共析铁素体。未发生相变的奥氏体继续变形、拉长,晶粒内形成新的滑移带,并在这些部位形成新的铁素体晶核。而先共析铁素体晶粒,经变形后,使铁素体晶粒再结晶,并在晶粒内部形成大量位错,使钢材的晶粒在奥氏体未再结晶区的基础上进一步细化,冷却至室钢材的晶粒细化程度为11级,同时,钢材出冷却水箱后表面温度大约为300℃左右,通过芯部组织进行热转递使表面回火到进入17#轧机的850℃,直至上大冷床的880℃。方案四中轧制钢种为HRB600-0B,较HRB600-1B 合金含量较低,但由于轧制过程中进17#轧机轧制相区为两相区,且余热处理强化程度最大,因此,轧制出的螺纹钢屈服强度最大,达为660MPa,且抗拉强度也达815MPa。

5.2 金相结果分析

实验方案均采用的是HRB600-1B 与HRB600-0B 钢种,两种钢种的碳含量为0.23%,在金属学中属于亚共析钢（碳含量为0.0218%-0.77%）。在四个方案中,当钢材在预水冷水箱冷却后,芯部组织温度仍很高,表面组织温度较低,表面组织经回火后,最终温度即上冷温度均大于800℃,使钢材表面与芯部均处于奥氏体区。当钢材在大冷床自然冷却时,将以铁碳相图形式发生相变。如图1 所示。在铁碳相图中,碳含量为0.23%的合金在冷却过程中以CD 线进行,在A3以上时,此时钢材为奥氏体,当奥氏体冷却至1 点时,在晶界上开始析出铁素体,随着温度的降低,铁素体的数量不断增多,此时铁素体的成分沿GP 线变化,当温度降至2点时与共析线A1相遇时,碳含量达到0.77%,开始发生共析反应,由碳含量为0.77%的奥氏体转变为碳含量为0.0218%的铁素体和渗碳体组合的混合物,形成珠光体类型组织；而珠光体类型组织又包括：珠光体、索式体,托式体,贝氏体等；而形成不同的珠光体类型组织与钢材在大冷床冷却速度有关,由于是自然冷却,当钢材冷却至CCT 曲线中的转变中止线附近（200℃左右）的时间大约需要1000～1600s,速度慢于CCT 曲线的下临界速度,则剩余奥氏体全部转变为珠光体。因此四个轧制方案中最终冷却至室温时组织均为铁素体与珠光体。符合新国标GB/T1499.2-2018《钢筋混凝土用钢第二部分: 热轧带肋钢筋》的金相要求。由此可以看出,采用HRB600-0B 钢种轧制时,由于合金含量低于HRB600-1B 钢种,大约吨钢成本节约120 元左右,但是HRB600-0B 通过合金强化、细晶强化以及余热处理强化三种强化机制处理后,力学性能与金相均符合HRB600 新国标,且采用方案三轧制时,最终钢材的力学性能达到HRB600E 抗震钢筋的要求。