一种合金钢及其精轧螺纹钢筋的生产方法以及精轧螺纹钢筋的制作方法
【技术领域】
[0001] 本发明属于精社螺纹钢筋技术领域，具体是设及一种合金钢及其高强度（PSB830、 PSB930、PSB1080级别）超大规格（直径〉〇50mm)精社螺纹钢筋的生产方法W及精社螺纹 钢筋。
【背景技术】
[0002] 预应力混凝±用螺纹钢筋（也称精社螺纹钢筋，W下均简称精社螺纹钢筋）是在 整根钢筋上社有外螺纹的大直径、高强度、高尺寸精度的直条钢筋。该钢筋在任意截面处都 梓上带有内螺纹的连接器进行连接或梓上带螺纹的螺帽进行错固。精社螺纹钢筋广泛应用 于大型水利工程、工业和民用建筑中的连续梁和大型框架结构，公路、铁路大中跨桥梁、核 电站及地错等工程。它具有连接、错固简便，粘着力强，张拉错固安全可靠，施工方便等优 点，而且节约钢筋，减少构件面积和重量。在GB/T20065-2006《预应力混凝±用螺纹钢筋》 中精社螺纹钢筋的公称直径范围为18mm~50mm，目前国内生产的精社螺纹钢筋最大规格 为75mm，其次是63. 5mm，不过运两种超大规格钢材因为生产难度大直接影响其性能、产量 和工程应用。因此为了满足我国建筑工程对超大直径精社螺纹钢筋的需求，迫切要求在现 有的生产设备条件下，开发一种新的超大直径精社螺纹钢筋品种：同时保证强度和塑性。
[0003] 目前在生产超大规格（〉〇50mm)高强度（屈服强度> 830MPa)精社螺纹钢筋上， 还没有相对应的成分及生产工艺，因此该产品属于高附加值的高端产品。在高强度精社螺 纹钢筋的生产方面，目前的技术路线主要包括：
[0004] (1)在线余热处理工艺提高精社螺纹钢筋的强度；
[0005] (2)在中碳钢中添加化、Mo等合金元素，通过回火处理得到变态贝氏体组织提高 强度；
[0006] (3)在低碳钢中通过添加B等元素空冷得到贝氏体组织。
[0007] (4)通过提高Μη含量配合回火热处理工艺，提高强度。
[0008] 在提高精社螺纹钢筋的性能方面，国内的专利技术如下：
[0009] CN101327491A中采用130mm2中碳钢连铸小方巧，材料成分C:0. 36-0. 46 %、 Si:l. 4-1. 8%、Mn:0. 7-1. 0%、V:0. 08-0. 15%、P《0. 045%、S《 0. 045%、妮 + 铁 <0. 10%、 余量化，工艺流程为转炉冶炼一钢包饥微合金化一LF精炼一全保护诱铸一钢巧检查一加 热炉加热一控制社制一社后控制冷却，其特征在于：连铸过程采用130mm2连铸小方巧全保 护诱铸，诱铸周期40-60min/炉，中间包钢水目标过热度20-35°C，拉速按照2. 0-2. 4m/min 控制，中间包钢水液面高度600-800mm，二冷水量按0. 8-1.化/kg钢控制，控制连铸巧缩孔 级别《1.5级；社制过程开社溫度950-110(TC，精社入口溫度800-950°C;社后采用两段 式或Ξ段式分级控制冷却方式，出一冷段溫度控制在700-850°C之间，出二冷段或Ξ冷段 上冷床回火溫度PSB785控制在600-700°C之间，PSB830控制在570-670°C。此方法的不 足：工艺复杂，需要对材料进行强穿水，使得表面有一层厚的泽硬层，通过自回火，边部组织 为回火索氏体，中屯、为铁素体+珠光体。该方法不易控制，若泽硬层太厚虽强度富余量高， 但延伸率不能满足标准要求，若太薄强度达不到要求，且只能针对小规格产品，最大规格到 Φ40πιιη。
[0010] CN1103673Α公开了一种空冷变态贝氏体高强螺纹钢及处理工艺，成分为C% 0. 28 ~0. 36，Μη% 0. 80 ~1. 20，Cr% 0. 70 ~1. 10，Si% 0. 60 ~1. 20，Μ〇% 0. 20 ~0. 40，V% 0. 10~0. 15,其余为化，限制S、P含量分别小于0. 03%;终社溫度控制在880~900°C， 余热在200~300°C区间回火2~3小时后空冷，组织为变态贝氏体。采用该成分工艺生产 的材料虽然强度较高，但不能生产大规格螺纹钢筋。 阳0川 CN104018059A公开了屈服强度> 980MPa的贝氏体精社螺纹钢筋，其成分： C0. 10 ~0. 20%、Si0. 20 ~0. 50%、Mnl. 80 ~2. 3%、P《0. 035%、S《0. 035%、B0. 0010 ~ 0. 0030%，金相组织主要为别实体；生产步骤：常规冶炼并铸巧，对铸巧进行堆煤冷却并至 室溫；对铸巧加热、粗社、精社、自然空冷至室溫并代用。本工艺虽然利用组织相变来提高强 度，无需进行热处理，成本降低，但该方法只能生产〇50mmW下规格精社螺纹钢筋产品。
[0012] CN104046907A公开了 一种屈服强度> 960M化精社螺纹钢筋，成分为0. 235~ 0. 33 %、SiO. 45 ~0. 7 %、Mn2. 2 ~2. 4 %、P《0. 025 %、S《0. 025 %、CrO. 1 ~0. 3 %、 TiO. 015~0. 03%、V0. 04~0. 06%，Also. 006~0. 01%，自然空冷，组织主要为贝氏体，屈 服强度> 960MPa，但Μη含量高，容易出现偏析，组织中容易出现粗大的马氏体，且生产产品 规格《50mm。
[0013] CN104212961A公开了Μη系高强精社螺纹钢筋的回火热处理方法，钢筋的化学成 分为：C0. 27 ~0. 31、Si0. 70 ~1. 00%、Μη2. 20 ~2. 70%、Ρ《0. 035%、S《0. 035%、V 0.040~0.080%、Cr0.03~1.00%、Ti0.01~0.03%，其余为化和不可避免的不纯物， 通过3~6小时升溫到200~600°C，保溫3~6小时，炉冷，获得PSB830、PSB930、PSB1080 级精社螺纹钢筋，不足之处：热处理时间太长，造成资源浪费，在钢中加入大量的Μη容易造 成组织偏析，仅通过回火处理无法完全改善，无法保证材料的初塑性，因此该方法只能生产 小规格，大规格无法满足全截面的组织均匀性，保证初塑性。
【发明内容】
[0014] 为了解决上述技术问题，本方明的目的是提供一种适用于超大规格（直径 〉〇50mm)高强度（PSB830、PSB930、PSB1080级别）精社螺纹钢筋的合金钢及其精社螺纹钢 筋的生产方法W及精社螺纹钢筋。
[0015] 本发明的技术方案如下：
[0016] 本发明一方面提供了一种合金钢，其特征在于，所述的合金钢的成分如下重量 百分比计，C:0. 21%~0. 26%、Si:1. 5%~2. 0%、Mn:1. 2 ~1. 8%、Cr:1. 2%~1. 8%、Ni: 0. 1%~0. 4%、Mo:0. 15%~0. 4%、B:0. 0005%~0. 003%、P<0. 035%、S<0. 035% ;在上 述基本成分的基础上，同时添加佩：0. 01%~0. 055%、V:0. 02%~0. 10%、Ti:0. 001%~ 0. 05%中的一种或几种作为微合金元素；余量为化和不可避免的杂质元素。
[0017] 在一个优选的技术方案中，所述的合金钢的成分如下重量百分比计，C: 0.24%~0.26%、Si:1.7%~1.9%、Mn:1.2~1.8%、Cr:1.2%~1.4%、Ni:0.3%~ 0. 4%、Mo:0. 3%~0. 4%、B:0. 0005%~0. 003%、P<0. 035%、S<0. 035% ;在上述基本成 分的基础上，同时添加佩：0. 01%~0. 055%、V:0. 02%~0. 10%、Ti:0. 03%~0.05%中 的一种或几种作为微合金元素；余量为化和不可避免的杂质元素。
[0018] 本发明另一方面还提供了使用上述合金钢的精社螺纹钢筋的生产方法，所述的精 社螺纹钢筋的直径巧0mm;其特征在于，所述的精社螺纹钢筋的生产方法具体如下：
[0019] 首先采用冶炼、连铸和社制方法制得螺纹钢筋，然后热处理所述的螺纹钢筋获得 PSB1080、PSB930、PSB830级别精社螺纹钢筋；具体热处理工艺如下：
[0020] 850~950°C泽火后，400~500°C回火处理，获得PSB1080 ;
[0021] 850~950°C泽火后，501~600°C回火处理，获得PSB930 ;
[0022] 850~950°C泽火后，601~700°C回火处理，获得PSB830。
[0023] 在一个优选的技术方案中，所述的冶炼、连铸和社制方法的具体步骤为：
[0024] (1)常规冶炼，选用220mmX300m连铸矩形巧； 阳02引 似对连铸矩形巧加热，控制加热溫度：1200~1250°C;加热时间120min~ 240min；
[0026] 做正常社制，自然空冷，制得螺纹钢筋。
[0027] 本发明另一方面还提供了一种精社螺纹钢筋，所述的精社螺纹钢筋的直径巧0mm; 其特征在于：所述的精社螺纹钢筋采用上述精社螺纹钢筋的生产方法制得。
[0028] 本发明的合金钢中，各个元素在合金钢中的作用如下：
[0029] C:碳元素是强间隙固溶强化元素，是提高材料强度较经济的元素，但不能主要依 靠其提高强度，且当含量低于0. 24%时，无法保证材料强度，通过添加大量合金元素，不经 济，当含量高于0.26%时，既不利于贝氏体的形核和长大，无法保证材料的初塑性，本发明 C应控制在0. 24~0. 26%。
[0030] Si:娃通常是作为固溶强化元素使用的。娃是钢中的常存元素，在钢中主要W固 溶态存在，固溶的娃将产生明显的固溶强化作用。Si是扩大铁素体区的元素，但Si加入钢 中，在动力学上可推迟奥氏体中碳化物的析出，对稳定残余奥氏体，获得无碳化物贝氏体起 促进作用。添加超过1. 9%的Si无法保证材料的初塑性。因此，Si的上限为1. 9%。
[0031] Μη:儘是重要的强初化元素，主要起固溶强化作用，在一定含量范围内，钢的强度 随儘含量的增加而提高。Μη与Β相结合，使高溫转变的孕育期明显长于中溫转变，运样有利 于在较宽的冷速范围内，获得完全的贝氏体组织。儘还起降低相变溫度的作用，可W防止相 变后晶粒的长大，有助于实现贝氏体有效晶粒的细化。但当Μη含量大于1. 8%时，容易出现 严重偏析，造成组织不均匀，出现粗大马氏体，因此Μη的上限为1. 8 %。
[0032] Ρ:憐偏析于奥氏体晶界中，从而降低了晶界强度。因此，Ρ含量要尽可能地低，上 限应为0.035%。 阳03引 S:硫与儘结合形成夹杂物MnS。在因社制而拉伸时，纵向的初性因MnS的影响而 下降。因此，必须使S含量尽可能地低，其上限为0. 035%。
[0034] 化：虽然缩小奥氏体区元素，但它可W推迟先共析铁素体转变，降低贝氏体形成溫 度，因此，为了在较宽了冷速范围内形成贝氏体，Cr的下限控制在1.2%。
[0035] B:微量（0. 001 % )的棚就可W成倍地增加钢的泽透性，棚作为提高泽透性、控制 组织结构的微量元素，在贝氏体钢的发展中有很特殊的作用，棚相当明显地偏聚于晶界上 显著推迟铁素体加珠光体相变。棚在晶界上的偏聚对抑制铁素体的析出起着很大的作用。 加B小于0. 0005%时，对大直径材料无法满足泽透性要求，而加B超过0. 0030%时此效果 就饱和了。因此加B量在0. 0005-0. 0030%的范围内。
[0036] Mo:钢可W降低Bs转变溫度，Mo和B的共同作用能够使铁素体析出线明显右移， 强烈推迟铁素体转变，从而在较宽的冷却速度范围内都能够得到完全的贝氏体组织。提高 钢中的Mo含量，钢的强度明显提高，但是，随着Mo含量的增加到0. 4%W上时，钢的初性显 著恶化。因此，上限Mo含量控制在0.4%。