一种珠光体-贝氏体超高强度盘条及其制备方法和应用 |
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| 申请号 | CN202410048706.9 | 申请日 | 2024-01-12 | 公开(公告)号 | CN117965862A | 公开(公告)日 | 2024-05-03 |
| 申请人 | 钢铁研究总院有限公司; 中联先进钢铁材料技术有限责任公司; | 发明人 | 李昭东; 曹燕光; 高博; 张超; 陈颖; 王慧敏; 左越; 杨忠民; 雍岐龙; | ||||
| 摘要 | 本 发明 涉及一种珠光体‑ 贝氏体 超高强度盘条及其制备方法和应用，属于预应 力 钢 盘条技术领域，通 过冷 却 相变 控制引入体积分数10％～50％贝氏体组织，形成珠光体‑贝氏体复合组织，提高了盘条/预 应力 钢的 抗拉强度 和强塑性匹配度。本发明公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条的制备方法，包括以下步骤：S1： 冶炼 和 铸造 ；S2：均质化处理；S3：除鳞+ 轧制 ，获得半成品盘条；S4：将半成品盘条卷曲及后处理，获得成品超高强度盘条；其中，步骤S4包括“等温盐浴短时 热处理 ”。上述方法制备的盘条抗拉强度达1400～1680MPa级，断面收缩率≥40％， 拉拔 性能优异，热 镀 锌 或稳定化处理的强度损失较小，制备工艺简单，适于制备超高强度的预应力钢丝、线、索等下游产品。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条的制备方法，其特征在于，包括以下步骤： |
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| 说明书全文 | 一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条及其制备方法和应用技术领域背景技术[0002] 预应力钢包括预应力钢绞线、缆索、钢丝绳等大量应用于建筑、桥梁、工程机械、水利水电、能源、海洋工程等关系到国计民生的领域。大跨度铁路与公路桥梁、机场航站楼、体育场馆、大跨度重载水利工程、核电站安全壳、地铁超长结构墙体工程、深水海洋工程平台等，对预应力钢绞线、缆索、钢丝绳提出了超高承载、轻量化和易施工的要求，预应力钢的强度升级成了必然选择。 [0003] 预应力钢的强度升级通常通过提升盘条基础强度，或通过增加初始盘条直径即增大拉拔变形量的非常规手段来达到目标。传统预应力钢用盘条采用全珠光体组织或体积分数95％以上珠光体组织的技术思路，强度越高，塑性越低，或拉拔变形量越大，拉拔越困难。 [0004] 综上，现有的以珠光体组织为绝对优势组织类型的盘条/预应力钢存在强塑性匹配不佳、拉拔困难、后处理过程(冷拔等)中强度损失不可控的问题。 发明内容[0005] 鉴于上述的分析，本发明实施例旨在提供一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条及其制备方法和应用，用以解决现有盘条/预应力钢强塑性匹配不佳、拉拔困难、后处理过程(冷拔等)中强度损失不可控的问题中的至少一个。 [0006] 本发明公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条的制备方法，包括以下步骤： [0008] S2：对铸坯进行均质化处理，即加热至奥氏体均匀化温度并保温； [0010] S4：将半成品盘条卷曲及后处理，获得成品超高强度盘条； [0012] 具体的，所述超高强度盘条合金组成按质量百分比计为：C：0.90％～1.10％，Si：0.70％～1.20％，Mn：0.10％～1.00％，V：0.03％～0.15％，Ti：0.010％～0.025％，Cr：≤ 0.80％，Mo：≤0.35％，Nb：≤0.03％，Al：≤0.04％，P：≤0.02％，S：≤0.005％，N：≤ 0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质；且Si、Mn、Cr、Mo合金成分质量百分比满足：1.2≤Si+Mn+Cr+Mo≤2.4且Cr+Mo≤1.0。 [0013] 具体的，步骤S2所述的奥氏体均匀化温度为1180～1250℃，保温时间为0.5～3h。 [0014] 具体的，步骤S3中所述轧制为热轧，热轧前加热温度为1180～1250℃，热轧终轧温度为890～950℃。 [0015] 具体的，所述在线风冷或一次风冷或二次风冷的冷却速度1.5℃/s～3.5℃/s。 [0016] 具体的，等温盐浴短时热处理的等温温度450℃～550℃，等温时间控制为10s～200s。 [0017] 本发明还公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条，所述超高强度盘条由上述制备方法制得。 [0019] 具体的，所述超高强度盘条抗拉强度达1400～1680MPa级，断面收缩率≥40％。 [0020] 本发明还公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度预应力钢，所述预应力钢由上述超高强度盘条制成。 [0021] 与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一： [0022] 1、本发明所公开的超高强度盘条抗拉强度高，较珠光体体积分数95％以上的相同强度级别盘条的断面收缩率更高，盘条抗拉强度达1400～1680MPa级，断面收缩率≥40％，易拉拔。 [0023] 本发明的盘条中，改变以Mn或Mn‑Si为主合金设计的思路，采用了Si‑Mn‑V‑Ti多元合金设计，同时可以适量匹配添加Cr、Mo、Nb；改变传统预应力钢用盘条获得全珠光体组织或体积分数95％以上珠光体的技术思路，结合等温盐浴短时(200s以内)热处理和空冷控制引入体积分数10％～50％贝氏体组织，贝氏体组织由高可动位错密度的贝氏体铁素体软相和高硬度的马氏体‑奥氏体硬相组成，最终获得珠光体‑贝氏体复合组织，强塑性匹配优异，实现易拉拔和预应力钢的超高强度目标。 [0024] 值得强调的是，后处理过程中等温盐浴短时热处理(200s以内)时间应严格控制且与热处理温度相匹配，热处理温度较低时，热处理时间可以适当延长，但是热处理时间切忌过长，否则会形成95％以上的珠光体组织，导致盘条/预应力钢的塑性降低。 [0025] 2、本发明所公开的超高强度盘条拉拔后强度损失小。盘条合金组成中的V、Ti、Cr、Mo、Nb作为强碳化物形成元素，通过抑制预应力钢拉拔变形组织回复或析出MX型第二相强化，提高组织高温稳定性，降低盘条拉拔后预应力钢丝因热镀锌和稳定化处理引起的强度损失。 [0026] 3、通过盘条合金组成和制备工艺的前置设计，提高下游预应力钢产品的抗应力腐蚀性能。V、Ti、Nb强碳化物形成元素具有以下分级析出特征，并与中强碳化物形成元素Mo协同强化。Ti固定N，几乎完全析出为TiN或Ti(C,N)细化热轧前均匀化奥氏体晶粒，Ti(C,N)可能含有少量的Nb或V。Nb在热轧过程中部分析出，以NbC颗粒和固溶Nb共同起作用细化奥氏体晶粒，提高奥氏体变形储能，提高珠光体相变驱动力，同时细化珠光体团和片层间距；未完全析出的Nb在冷却过程中继续析出，进一步提高强度；Nb在离线等温热处理的奥氏体化再加热时就几乎完全析出，细化奥氏体晶粒。V在热轧过程中少量析出，但在离线等温热处理的奥氏体化再加热时单独析出VC，或与Nb共同析出(Nb,V)C；在热轧后的风冷或等温盐浴热处理过程中，V一方面单独析出VC，或与Nb共同析出(Nb,V)C，起沉淀强化，另一方面参与渗碳体析出，细化珠光体片层间距，余下的V处于固溶状态。拉拔后由于渗碳体中C原子回溶，镀锌或稳定化处理过程中，继续析出少量的MX型第二相颗粒。由于本发明钢盘条的断面收缩率相对较高，抗应力腐蚀性能相对较好，V添加量较相同强度级别的全珠光体盘条可以适当降低，下限为0.03％。Ti和Nb的析出占总添加的比例为95％～100％，V的析出占总添加的比例为50％～80％。Mo参与以上TiN、Ti(C,N)、NbC、(Nb,V)C和VC等MX型第二相颗粒析出，不仅增加MX型第二相的析出总量，同时还阻止MX型第二相颗粒粗化。以上分级析出的MX型第二相颗粒共同起抗应力腐蚀作用。经冷拉拔、稳定化热处理(未热镀锌)的预应力钢直径≤7mm，抗拉强度2260～2460MPa级，抗应力腐蚀性能满足：按照GB/T 21839的规定开展溶液A(分析纯硫氰酸铵水溶液)、加载实际最大力80％的应力开展应力腐蚀试验，试验组不少于5组，预应力钢应力腐蚀断裂时间最小值≥2h，中位值≥5h。 [0027] 4、原料易得，制备工艺相对简单，适于规模化生产。本发明公开的超高强度盘线/预应力钢制备方法所需的各种原料、生产设备均为市面上常见材料/设备，工艺流程相对简单，工艺条件易于实现，工艺过程较为成熟，适于规模化生产和大规模推广。 [0028] 本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可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说明书以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。 附图说明[0029] 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。 [0030] 图1为超高强度盘条制备流程图； [0031] 图2为实施例1超高强度盘条的显微组织照片。 具体实施方式[0032] 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，并非用于限定本发明的范围。 [0033] 本发明公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度盘条，所述超高强度盘条合金组成按质量百分比计为：C：0.90％～1.10％，Si：0.70％～1.20％，Mn：0.10％～1.00％，V：0.03％～0.15％，Ti：0.010％～0.025％，Cr：≤0.80％，Mo：≤0.35％，Nb：≤0.03％，Al：≤0.04％，P：≤0.02％，S：≤0.005％，N：≤0.004％，余量为Fe及不可避免的杂质。 [0034] 以下对本发明中所含组分的作用及用量选择作具体说明： [0035] C：钢中有效提高盘条抗拉强度的间隙固溶强化和渗碳体、MX相等第二相强化元素。为了使盘条抗拉强度达到1400MPa以上，C含量不低于0.90％，为过共析钢，但通过热轧或离线在加热奥氏体化后适当的风冷、等温盐浴短时热处理、空冷获得珠光体‑贝氏体组织，无网状渗碳体；但是，C含量越高，C偏析和网状渗碳体的控制难度增加，过高的C含量也会导致盘条塑性下降，影响拉拔。在本发明中通过成分和工艺双重控制，可使C含量上限达到1.10％。本发明钢的C含量在0.90％～1.10％。 [0036] Si：钢中比Mn、Cr、Mo更强的置换固溶强化元素，抗松弛性能优异，且提高共析相变温度，降低共析碳含量，细化低于共析相变温度形成的珠光体的片层间距，含量越高，强化和细化效果越显著，但过高的Si如1.2％以上时对塑性损害较大，在离线热处理过程中加剧脱碳。Si也是提高钢淬透性的合金元素，但是其推迟珠光体相变的作用低于Mn、Cr和Mo，超过0.70％的Si添加下，本发明钢盘条在等温盐浴短时(200s以内)热处理可以体积分数50％‑90％的片层珠光体组织。此外，Si还起到脱氧作用。综合以上，本发明钢的Si含量在 0.70％～1.20％。 [0037] Mn：稳定奥氏体元素，降低共析相变温度和共析碳含量，其本身对平衡相变珠光体片层间距的影响很小。因此，Mn含量不高于1.00％。此外，Mn≥0.10％时还起脱氧作用。本发明利用Mn的脱氧作用和稳定奥氏体的作用。综合以上，本发明钢的Mn含量在0.1％～1.00％。 [0038] V：强碳氮化物形成元素，同时其在高碳钢中的固溶量较Ti、Nb大得多，而在较低的相变温度下可以与C结合形成较细小的MX型VC，起显著的抗应力腐蚀作用，其作用机制主要包含两方面：一方面是VC点阵中原子缺位，提供氢陷阱，另一方面是VC与铁基体形成半共格界面，提供氢陷阱。此外，V还可以进入渗碳体替代部分Fe原子，即参与珠光体相变，起细化珠光体片层间距的作用。因此，本发明钢盘条的断面收缩率相对较高，抗应力腐蚀性能相对较好，V添加量较相同强度级别的全珠光体盘条可以适当降低，下限为0.03％。在热轧前的高温均匀化阶段，V可能极少量参与Ti(C,N)析出。由于热轧终轧温度较高，V在热轧阶段少量析出，主要在离线等温热处理的奥氏体化再加热时单独析出VC，或与Nb共同析出(Nb,V)C；在热轧后的风冷或等温盐浴热处理过程中，V一方面单独析出VC，或与Nb共同析出(Nb,V)C，起沉淀强化，另一方面参与渗碳体析出，细化珠光体片层间距，余下的V处于固溶状态。拉拔后由于渗碳体中C原子回溶，镀锌或稳定化处理过程中V继续析出少量的MX型第二相颗粒。过低的V含量对于2160MPa级及以上超高强度预应力钢(即本盘条的下游产品)的抗应力腐蚀性能不利，添加较高的V含量(如超过0.15％)时，V将在更高温度下析出，虽然析出总量会增加，但析出颗粒也会增大，不利于显著提高抗应力腐蚀性能，同时还增加合金成本。本发明钢中V的析出占总添加的比例为50％～80％，其中热轧工艺可析出50％～65％，等温盐浴热处理工艺可析出65％～80％。 [0039] Ti：强碳氮化物形成元素，主要形成TiN或TiC。TiN在钢中的固溶量很小，TiC在钢中的固溶量也小。本发明钢利用TiN固定N，但为了避免TiN在液体中析出，控制N含量不超过0.004％的基础上，同时控制较低的Ti添加量，TiN的原子比为3.42，Ti添加的下限约为N含量的3.42倍，设为0.01％，而上限不超过0.025％。固定N以后的微量Ti还在更低的离线奥氏体化再加热过程或风冷过程或等温盐浴热处理过程中析出TiC。拉拔后由于渗碳体中C原子回溶，热轧未充分析出的Ti原子在稳定化处理过程中可继续析出少量的MX型第二相颗粒。 本发明钢中Ti的析出占总添加的比例为95％～100％。TiC与铁基体形成的半共格界面可以成为氢陷阱，起抗应力腐蚀作用。 [0040] Cr：中强碳化物形成元素，合金渗碳体组成元素之一，提高共析相变温度，降低共析碳含量，显著细化低于共析相变温度形成的珠光体的片层间距，加入0.1％Cr即有显著的细化效果，此外，Cr也是热强元素，抑制预应力钢拉拔变形组织回复，提高组织高温稳定性，降低盘条拉拔后预应力钢丝因热镀锌和稳定化处理引起的强度损失。因此，本发明钢Cr作为可选添加元素，与Si、Mn、Mo等元素匹配添加。过高的Cr含量也显著推迟珠光体相变，不利于高碳盘条在短时间(≤200s)的等温盐浴热处理条件下获得体积分数50％‑90％的片层珠光体组织。本发明钢中Si、Mn、Mo合金含量接近下限的时候，Cr最高添加量不超过0.80％。综合以上，本发明钢的Cr含量≤0.80％。 [0041] Mo：中强碳氮化物形成元素，合金渗碳体和MX碳氮化物组成元素之一，提高共析相变温度，降低共析碳含量，显著细化低于共析相变温度形成的珠光体的片层间距，其作用强于Cr，Mo≥0.05％时细化珠光体片层间距作用即显著。但Mo提高淬透性的作用也很显著，推迟珠光体相变。本发明钢Si、Mn和Cr合金含量接近下限时，Mo超过0.35％将使盘条珠光体相变时间显著延长，不利于通过本发明钢在等温盐浴短时(200s以内)热处理得到体积分数50％‑90％的片层珠光体组织。此外，Mo抑制预应力钢拉拔变形组织回复或参与析出MX型第二相强化，提高组织高温稳定性，降低盘条拉拔后预应力钢丝因热镀锌和稳定化处理引起的强度损失。综合以上，本发明钢的Mo作为可选添加元素，与Si、Mn、Cr等元素匹配添加，Mo含量≤0.35％。 [0042] Nb：强碳氮化物形成元素，Nb与N结合形成的NbN的固溶度比TiN大一个数量级，因此本发明钢中的Ti在高温阶段固定了N，而Nb主要与C结合析出NbC。本发明钢中Nb作为可选添加元素，且C含量较高，NbC的固溶度比VC小1个数量级以上，因此，本发明钢的Nb含量控制不超过0.03％。NbC在热轧过程部分析出或离线奥氏体化再加热过程中完全析出。Nb在热轧过程中部分析出，以NbC颗粒和固溶Nb共同起作用细化奥氏体晶粒，提高奥氏体变形储能，提高珠光体相变驱动力，同时细化珠光体块团和片层间距；未完全析出的Nb在冷却过程中继续析出，进一步提高强度；Nb在离线等温热处理的奥氏体化再加热时就几乎完全析出，细化奥氏体晶粒，进而细化珠光体块团尺寸。拉拔后由于渗碳体中C原子回溶，热轧未充分析出的稳定化处理过程中可继续析出少量的MX型第二相颗粒。Nb的析出占总添加的比例为95％～100％，以NbC点阵中原子缺位和NbC与铁基体的半共格界面作为氢陷进起抗应力腐蚀作用。 [0043] Al：强脱氧元素，本发明钢将其作为可选择的脱氧元素，控制含量≤0.04％，过高的Al含量容易导致部分夹杂物尺寸粗大。 [0044] P：降低钢的韧塑性，本发明钢控制P含量≤0.02％。 [0045] S：降低钢的塑韧性，本发明钢控制S含量≤0.005％。 [0046] N：钢中有效的间隙固溶强化元素和第二相强化元素。游离的N原子导致盘条强度升高，塑韧性下降，且容易引起时效和蓝脆等现象，因此总N含量和游离N含量都应尽可能低。采用Ti固定N，形成TiN。为了避免形成粗大的、较多的TiN进而恶化盘条拉拔加工性能，总N含量需要控制尽可能低。结合试验或生产装备技术水平，本发明钢的N含量不超过0.004％。 [0047] 具体的，所述超高强度盘条中的Si、Mn、Cr、Mo合金成分质量百分比满足：1.2≤Si+Mn+Cr+Mo≤2.4且Cr+Mo≤1.0。上述合金成分配比能够进一步有效细化超高强度盘条的珠光体片层间距。Si、Mn、Cr、Mo复合添加含量，尤其是Cr、Mo复合添加含量不能过高，否则一方面在等温盐浴短时(200s以内)热处理不能得到体积分数50％～90％的片层珠光体，另一方面复合添加含量高时显著提高淬透性，导致贝氏体形成温度低，甚至形成大块的马氏体组织，强度过高，塑性(断面收缩率)显著下降。 [0048] 优选的，为了发挥热轧过程Nb微合金化的强化作用并与V微合金化、珠光体‑贝氏体组织匹配，采用“在线风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”方式制造的超高强度盘条，V、Nb、Ti微合金配比遵循：V：0.03％～0.10％，Ti：0.01％～0.025％，Nb：0.01％～0.03％。 [0049] 优选的，为了发挥离线热处理过程中Nb微合金化细化奥氏体晶粒、从而细化珠光体块团尺寸的作用，并与V微合金化细化作用匹配协同，采用“一次风冷+离线等温热处理+二次风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”方式制造的超高强度盘条，V、Nb、Ti微合金配比遵循以下两种情况：(1)V：0.03％～0.10％，Ti：0.01％～0.025％，Nb：0.01％～0.03％；(2)V：0.11％～0.15％，Ti：0.01％～0.025％，Nb：＜0.01％。 [0050] 具体的，所述超高强度盘条直径≤15mm，显微组织为片层珠光体和贝氏体，无网状渗碳体，直径范围内均匀分布，其中片层珠光体体积分数50％～90％，贝氏体体积分数10％～50％。贝氏体组织由高可动位错密度的贝氏体铁素体软相和高硬度的马氏体‑奥氏体硬相组成，最终获得珠光体‑贝氏体复合组织，强塑性匹配优异，实现易拉拔和预应力钢的超高强度目标；但是贝氏体体积分数也不宜过大，会导致盘条/预应力钢的强度下降。 [0051] 用于制备预应力钢丝、线、索的盘条直径规格一般不超过15mm，常用直径规格10～15mm。其中，用于制备预应力钢绞线的盘条直径常用规格为12.5～13mm，强塑性优异时可拓展到14mm；用于制备预应力钢丝的盘条直径常用规格10～13mm；用于制备预应力钢索的盘条直径常用12.5～15mm。 [0052] 团尺寸和片层间距细化的、片层取向多样化的片层珠光组织强度高，具有良好的变形能力，拉拔性能优异。但如果形成一些网状渗碳体，这些奥氏体晶界处的先共析渗碳体尺寸较粗大、脆性较大，不仅损害强度，并且恶化拉拔性能。 [0053] 本发明钢通过化学成分和冷却相变控制获得珠光体‑贝氏体复合组织，贝氏体组织在等温盐浴短时热处理过程中或在之后的空冷较高温度段形成，由高可动位错密度的贝氏体铁素体软相和高硬度的马氏体‑奥氏体硬相组成，具有优异的强度‑塑性(断面收缩率)匹配，拉拔性能优异。 [0054] 具体的，所述超高强度盘条抗拉强度达1400～1680MPa级，断面收缩率≥40％。所述超高强度盘条抗拉强度‑塑性(断面收缩率)匹配优异，有利于制备具有高强度、高韧性的预应力钢/钢绞线等下游产品。 [0055] 本发明还公开了一种所述超高强度盘条的制备方法，包括以下步骤： [0056] S1：根据合金组成进行配料，通过冶炼和铸造，得到铸坯； [0057] S2：对铸坯进行均质化处理，即加热至奥氏体均匀化温度并保温； [0058] S3：将保温后的铸坯除鳞后开始连续轧制，直至目标直径，获得半成品盘条； [0059] S4：将半成品盘条卷曲及后处理，获得成品超高强度盘条。 [0061] 示例性的，步骤S1中可根据合金组成称取过量的各合金元素原料并加入高温转炉，通过转炉冶炼、LF精炼、RH或VD脱气、电磁搅拌、连铸成铸坯。通过控制转炉冶炼、LF精炼、RH或VD脱气的相关参数，并对炉内钢水进行实时采样分析，当各元素组分达到预设值/范围时将钢水倒出进行磁搅拌和连铸。上述工艺及参数控制为现有技术中较为成熟的合金制备工艺，可根据实践经验和具体合金组成在实施过程中对参数进行调整。 [0062] 具体的，步骤S2所述的奥氏体均匀化温度为1180～1250℃，保温时间为0.5～3h。均匀化温度过高时，铸坯中的TiN部分会完全固溶，导致奥氏体晶粒粗化，同时增加能源成本；均匀化过低会导致钢中Nb、V等强碳氮化物形成元素固溶不充分，从而影响后续成品性能。均匀化保温时间过长，奥氏体晶粒粗化，增加能源成本，同时不利于生产效率；均匀化保温过短，铸坯厚度温度均匀性难以保障。因此，控制保温时间为0.5～3h。 [0063] 优选的，当合金中Nb含量在0.01％～0.03％时，奥氏体均匀化温度为1200～1250℃，促使80％以上Nb处于固溶状态。 [0065] 具体的，步骤S3中热轧前加热温度1180～1250℃，热轧终轧温度890～950℃。终轧温度过高，热轧奥氏体晶粒较粗大，Nb微合金化细化热轧奥氏体晶粒的作用不显著；终轧温度过低，将导致V析出较多且显著增加轧制力。热轧后冷却至450℃的风冷速度≥1.5℃/s，目的在于热轧盘条避免形成网状渗碳体，从而避免网状渗碳体对最终性能的不利影响、对离线盐浴前开卷性能的不利影响。 [0066] 具体的，步骤S4所述后处理方式为“在线风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”或“一次风冷+离线等温热处理+二次风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”中的一种。 [0067] 具体的，所述在线风冷或一次风冷或二次风冷的冷却速度1.5℃/s～3.5℃/s。风冷速度≥1.5℃/s，可避免先共析渗碳体(网状渗碳体)形成；风冷速度≥3.5℃时会形成大量贝氏体组织，甚至在后续冷却过程中形成部分超硬马氏体组织，不利于拉拔，因此应避免风冷速度过大。贝氏体的形成应严格限制在后续等温盐浴短时热处理及空冷阶段，便于控制其组织占比不要过高。 [0068] 具体的，当后处理方式为“在线风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”时，等温盐浴热处理温度控制为450℃～550℃，等温时间控制为10～200s。根据本发明预设的化学成分，选用合适温度和时间范围可获得体积分数50％～90％的珠光体组织。对于本发明的化学成分，温度越高，珠光体片层间距越大，本发明瞄准超高强度盘条，因此温度不超过550℃，此上限温度不超过最快珠光体等温相变温度。另一方面，温度不低于450℃，作为下限温度。由于温度低于最快珠光体等温相变温度，因此温度越低，珠光体等温相变时间越长，本发明钢在下限温度450℃时的珠光体等温相变时间≤200s，在上限温度550℃时的珠光体等温相变时间≤10秒，结合后续的空冷段珠光体相变，珠光体体积分数可达到50％以上。值得强调的是，采用该种后处理方式无需在终轧后将盘条冷却至室温，直接在线风冷至预设的等温盐浴短时热处理温度即可。 [0069] 具体的，当后处理方式为“一次风冷+离线等温热处理+二次风冷+等温盐浴热处理+空冷”时，离线奥氏体化温度控制为900℃～980℃，保温时间控制为10s～60s，进入盐浴前的风冷速度≥1.5℃/s，避免先共析渗碳体(网状渗碳体)形成，等温盐浴热处理温度控制为450℃～550℃，等温时间控制为10s～200s。值得强调的是，采用离线等温热处理前，需要将终轧后的盘条风冷至室温再重新加热。 [0070] 离线奥氏体化温度控制原则为：下限为本发明钢完全奥氏体化的平衡相变温度以上30℃～100℃，以便在盘条离线热处理时在温度下能发生完全的奥氏体相变；上限不能太高，一方面基于控制奥氏体晶粒细小，另一方面控制能源消耗。离线保温时间与离线奥氏体化温度匹配，温度越高，时间越短，980℃奥氏体化匹配保温10s，900℃奥氏体化匹配保温1min，高温短时可以控制奥氏体晶粒细小和能源消耗，同时足够充分发生奥氏体相变并成分均匀化。 [0071] 本发明还公开了一种珠光体‑贝氏体超高强度预应力钢，所述预应力钢由所述超高强度盘条制成。 [0072] 具体的，所述超高强度盘条经冷拉拔、稳定化热处理制得高强度预应力钢，具体操作和参数如下： [0073] 冷拉拔：冷拔前进行酸洗，酸洗时间15～25min，清洗表面氧化层，提高拉拔前的盘条表面质量；由于盘条强度高，为了建立更好的拉拔润滑条件，酸洗后的盘条进行磷化处理，磷化处理时间5～10min，使盘条表面形成致密的磷化膜；磷化后拉拔次数7～15次，拉拔速度2～4m/s。 [0074] 稳定化热处理：冷拉拔单丝直径5～7mm级，由于本发明钢的热稳定性好，同时为了获得较高的延性，绞合后稳定化热处理温度为420～520℃，线速度1.2～2.0m/s。稳定化热处理工艺与V、Ti、Nb、Mo微合金充分析出匹配，温度与线速度匹配，温度高时线速度快，温度低时线速度慢，有利于V、Ti、Nb、Mo纳米MX第二相颗粒析出改善强塑性。 [0075] 具体的，所述预应力钢直径≤7mm，抗拉强度2260～2460MPa级，抗应力腐蚀性能满足：按照GB/T 21839的规定开展溶液A(分析纯硫氰酸铵水溶液)、加载实际最大力80％的应力开展应力腐蚀试验，试验组不少于5组，预应力钢应力腐蚀断裂时间最小值≥2h，中位值≥5h。溶液A(分析纯硫氰酸铵水溶液)为：将200g NH4SCN溶解在800mL蒸馏水或去除矿物质‑水中制成的硫氰酸铵溶液。硫氰酸铵为分析纯，其中NH4SCN含量至少98.5％，Cl <0.005％， 2‑ S <0.001％。 [0076] 具体的，所述超高强度盘条经冷拉拔、热镀锌和稳定化热处理制得高强度预应力钢，具体操作和参数如下： [0077] 冷拉拔：冷拔前进行酸洗，酸洗时间15～25min，清洗表面氧化层，提高拉拔前的盘条表面质量；由于盘条强度高，为了建立更好的拉拔润滑条件，酸洗后的盘条进行磷化处理，磷化处理时间5～10min，使盘条表面形成致密的磷化膜；磷化后拉拔次数7～15次，拉拔速度2～4m/s。 [0079] 稳定化热处理：热镀锌时间短，冷拉拔钢丝表面和内部经历的加热过程不一致，导致原本较均匀的残余应力会变得分布不均，宏观表现为钢丝扭转性能急剧降低。由于本发明钢的热稳定性好，同时为了获得较高的延性和扭转性能，绞合后稳定化热处理温度为420～480℃，线速度0.5～2.0m/s。稳定化热处理工艺与V、Ti、Nb、Mo微合金充分析出匹配，温度与线速度匹配，温度高时线速度快，温度低时线速度慢，有利于V、Ti、Nb、Mo纳米MX第二相颗粒析出改善强塑性。 [0080] 上述超高强度盘条经冷拉拔、热镀锌、稳定化热处理的预应力钢直径≤7mm，抗拉强度2100～2200MPa级，扭转性能达到：扭转≥20次合格。 [0081] 下面将以具体的实施例与对比例来展示本发明钢的成分和工艺参数精确控制的优势。实施例1～8与对比例1的钢的化学成分见表1，具体轧制和冷却工艺参数见表2，热处理工艺参数见表3，力学性能见表4。 [0082] 选择普通82B热轧盘条作为实施例成分、工艺与性能的对比例1和3，对比例2、4和5的碳含量更高，微合金元素很少或未添加。 [0083] 具体如下所述： [0084] 实施例1～2采用真空感应冶炼、模铸、锻造成规格为160mm(厚)×160mm(宽)的坯料，切取160mm(厚)×160mm(宽)×1000mm(长)尺寸1块，焊接在普通82B160mm(厚)×160mm(宽)×11000mm(长)坯料上，加热至1200‑1210℃保温1‑1.5h，出炉后热轧成13～15mm盘条，终轧温度896～905℃，热轧后冷却至450℃的风冷速度1.6～2.4℃/s。离线奥氏体化温度900℃，保温60s，奥氏体化后冷却至离线盐浴热处理的风冷速度2.0～2.5℃/s，离线等温盐浴温度475～500℃，等温时间100s～150s，随后空冷。 [0085] 实施例3～4采用转炉冶炼，经LF精炼、RH脱气、电磁搅拌、连铸成160mm(厚)×160mm(宽)方坯，切成长12000mm坯料轧制加热至1180～1250℃，保温2h，出炉后热轧成直径 10～15mm盘条，终轧温度892～912℃。热轧后冷却至450℃前的风冷速度1.8～2.5℃/s，采用在线等温盐浴短时热处理，盐浴温度525～550℃，等温时间80～100s，随后空冷。 [0086] 实施例5～6采用转炉冶炼，经LF精炼、RH脱气、电磁搅拌、连铸成160mm(厚)×160mm(宽)方坯，切成长12000mm坯料轧制加热至1220～1250℃，分别保温0.5～1.5h，出炉后热轧成直径13～14mm盘条，终轧温度924～948℃。热轧后冷却至450℃前的风冷速度2.2～3.2℃/s，离线奥氏体化温度930～950℃，保温20～30s，奥氏体化后冷却至离线盐浴热处理的风冷速度2.2～2.6℃/s，离线等温盐浴温度450～550℃，等温时间30s～200s，随后空冷。 [0087] 实施例7～8采用转炉冶炼，经LF精炼、VD脱气、电磁搅拌、连铸成160mm(厚)×160mm(宽)方坯，切成长12000mm坯料轧制加热至1200～1210℃，保温2～3h，出炉后热轧成直径13mm盘条，终轧温度900～910℃，热轧后冷却至450℃前的风冷速度2.6～3.4℃/s，采用离线盐浴热处理，离线奥氏体化温度980℃，保温10s～15s，奥氏体化后冷却至离线盐浴热处理的风冷速度3.0～3.5℃/s，离线等温盐浴温度525～550℃，等温时间10～50s，随后空冷。 [0088] 表1实施例和对比例的化学成分wt.％ [0089] [0090] [0091] 表2实施例和对比例的具体热轧冷却工艺参数 [0092] [0093] 表3实施例的在线或离线盐浴热处理工艺参数 [0094] [0095] [0096] 表4实施例和对比例盘条的直径规格、组织类型与力学性能 [0097] 编号 直径/mm 组织类型(体积分数) 抗拉强度/MPa 断面收缩率/％实施例1 13 68％珠光体+32％贝氏体 1600 44.0 实施例2 15 70％珠光体+30％贝氏体 1690 42.0 实施例3 15 87％珠光体+13％贝氏体 1445 45.5 实施例4 10 80％珠光体+20％贝氏体 1550 42.0 实施例5 13 50％珠光体+50％贝氏体 1605 41.5 实施例6 14 60％珠光体+40％贝氏体 1590 42.0 实施例7 13 55％珠光体+45％贝氏体 1520 45.0 实施例8 13 58％珠光体+42％贝氏体 1560 44.5 对比例1 13 100％珠光体 1210 35.0 对比例2 15 100％珠光体 1410 32.0 对比例3 14 100％珠光体 1190 34.0 对比例4 15 100％珠光体 1380 31.0 对比例5 14 100％珠光体 1495 26.0 [0098] 由表2、3和4可以看出，实施例1、2和5～8为“一次风冷+离线等温热处理+二次风冷+等温盐浴热处理+空冷”盘条，满足抗拉强度1500～1680MPa级(例如，1520～1690MPa)，断面收缩率≥40％(例如，41.5％～45.0％)，直径规格13～15mm，显微组织为珠光体+贝氏体，其中珠光体体积分数50％～70％，贝氏体体积分数30％～50％。 [0099] 对比例2和5为“一次风冷+离线等温热处理+二次风冷+等温盐浴热处理+空冷”盘条，直径14～15mm的盘条抗拉强度为1400～1480MPa级，但断面收缩率仅26.0％～32.0％，由于等温盐浴热处理时间较长，显微组织均为100％珠光体。 [0100] 实施例3和4为“在线风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”盘条，满足抗拉强度1400～1500MPa级(例如，1445～1550MPa)，断面收缩率≥40％(例如，42.0％～45.5％)，直径规格 10～15mm，显微组织为珠光体+贝氏体，其中珠光体体积分数80％～87％，贝氏体体积分数 10％～13％。 [0101] 而对比例1和3同样为普通82B热轧盘条，直径13～14mm的盘条抗拉强度水平仅1200MPa级，断面收缩率仅34.0％～35.0％。对比例4是“在线风冷+等温盐浴短时热处理+空冷”盘条，直径15mm的盘条抗拉强度仅为1380MPa，断面收缩率仅31.0％。对比例1、3和4的显微组织均为100％珠光体。 [0102] 表5实施例盘条对应预应力钢热镀锌和稳定化热处理工艺与性能 [0103] [0104] [0105] 稳定化热处理温度为420～520℃，线速度0.5～2.0m/s [0106] 由于本发明钢匹配添加了强碳化物元素和热强元素，冷拔前可以获得较高的基础强度，在冷拔后的热镀锌和稳定化热处理也可以采用较高的温度和较长的时间，改善塑性和残余应力分布，且强度损失较小。对比例冷拔后处理的温度相对较低、时间相对较短，强度损失仍然较大，强塑性匹配和使役性能远不如发明例。 [0107] 如表5所示，由实施例1、2、5～7的超高强度盘条经冷拉拔、稳定化热处理的直径5～7mm预应力钢，抗拉强度达到2260～2460MPa级，抗应力腐蚀性能满足：按照GB/T 21839的规定开展溶液A(分析纯硫氰酸铵水溶液)、加载实际最大力80％的应力开展应力腐蚀试验，试验组不少于5组，预应力钢应力腐蚀断裂时间最小值≥2h，中位值≥5h。对比例1、3和4的高强度盘条经冷拉拔、稳定化热处理的直径5～7mm预应力钢，应力腐蚀断裂时间最小值2.3～2.6h，中位值仅为2.8～3.0h。 [0108] 由实施例3、4和8的超高强度盘条经冷拉拔、热镀锌、稳定化热处理的直径3～7mm预应力钢，抗拉强度达到2100～2200MPa级，扭转性能达到：扭转≥20次合格。对比例2和5的高强度盘条经冷拉拔、热镀锌、稳定化热处理的直径5mm预应力钢，抗拉强度2060～2160MPa级，但扭转合格次数仅为8～10次。 |
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