CN110396643A - 一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法，按质量百分含量计，由以下组分组成：C 0.30‑0.35％，V 0.14‑0.20％，Si 0.40‑0.80％，Mn 1.20‑1.60％，N 200‑400ppm，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明通过复合添加微合金强化，充分利用各元素的协同作用，结合轧制过程中各工序温度的控制，得到了组织为珠光体+铁素体且晶粒度≥10级的钢筋产品。所得钢筋具有优异的力学性能，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥850MPa，断后伸长率A≥14.0％，强屈比≥1.25，最大力总伸长率Agt≥9.0％，具有良好的应用前景。

Description

一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法

技术领域

本发明属于钢铁冶金和轧钢技术领域，涉及一种热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法，尤其涉及一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法。

背景技术

随着建筑工业的迅速发展，城市市政工程和高层建筑等工程结构对钢筋性能的要求越来越高，建筑结构的安全性、抗震性问题引起了普遍关注，而提高建筑安全性和抗震性的关键是提高钢筋的强度和综合性能。在国家大力提倡节能减排、绿色环保的背景下，作为资源消耗大户的建筑业，普通强度钢筋作为建筑用钢主材的状况已无法满足建设发展的需要，因此发展高强度、高性能钢筋已成为迫切需要。

钢筋目前是我国产销量最大的钢材品种，钢筋的质量水平已经接近了国际先进水平，但使用强度与发达国家还有一定的差距。我国热轧带肋钢筋按强度等级分为400、500和600三种强度级别。经过多年的推广应用，在核电、地标建筑等重点工程项目中已普遍应用HRB500(E)。随着GB 1499.2-2018的下发实施，新标准内对国标钢筋内部组织提出了更高的要求，并杜绝穿水等工艺生产国标钢筋产品。

国外混凝土结构所采用的钢筋等级基本上以400MPa级、500MPa级、600MPa级三个等级为主，工程中普遍采用400MPa级及以上高强钢筋，一些发达国家(如英国、德国)已采用600MPa级钢筋。国外发达国家在高强钢筋研发与应用方面已明显超越我国，钢筋应用普遍比我国高1-2个等级，且相应的钢筋标准也在不断更新，钢筋级别最高已达到700Mpa级以上。如韩标(KS D3504:2016)中SD700和SD600S、美标(ASTM A615-A615M-2015ae1)的GR100等，所以高强钢筋将逐渐将成为建筑用钢筋的发展趋势。

目前，国内热轧钢筋的生产需要控制碳含量不大于0.28％，同时对碳钢当量的限制较为严格，因此只能大量的提高合金添加量以实现钢筋强度的提高，这导致了钢筋生产成本的提高，使更高级别的建筑用钢筋难以推广应用。本发明提供了一种碳含量高，且抗拉强度、断后伸长率优秀的热轧钢筋及其制备方法，所得热轧钢筋的生产成本低，能够满足急剧增长的市场需求和越来越高的行业要求。

发明内容

鉴于现有技术中存在的问题，本发明的目的在于提供一种热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法，尤其涉及一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋及其制备方法，通过提高钢筋中碳含量以及微量合金元素的组成，使所得钢筋内部组织为铁素体和珠光体，力学性能稳定，满足工业批量稳定生产需求。

为达此目的，本发明采用以下技术方案：

第一方面，本发明提供了一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋，按质量百分含量计，所述钢筋由以下组分组成：C 0.30-0.35％，V 0.14-0.20％，Si0.40-0.80％，Mn1.20-1.60％，N 200-400ppm，余量为Fe和不可避免杂质。

热轧钢筋生产工艺不同于板带生产工艺，几乎为等温轧制，特别是小规格细晶强化效果不明显，因此采用单一元素的微合金强化难以将钢筋强度提高到700MPa以上级别。本发明选择复合添加微合金强化的方式进行改进，在粗轧和精轧阶段获得大量形变带和位错带，并且有部分析出物(VC、VN等)沿着晶界、变形带和位错析出，这些析出物钉扎晶界，阻止奥氏体晶粒的粗化，从而在冷却过程中相变产生细密的铁素体，最终形成了珠光体+铁素体的钢筋组织，组织晶粒度≥10级。

本发明所述“低成本”是指，本发明通过提高钢筋中C、N两种廉价元素的含量，通过V、C、N等元素的协同作用以及Mn、Si等元素的配合，使钢筋在降低生产成本的基础上，能够满足700MPa级的需求。

V是一种重要的微合金强化元素，其奥氏体晶粒细化效果较弱。本发明中V元素能够在轧制过程中析出纳米级V(C，N)化合物，增加铁素体形核点，阻止铁素体晶粒长大，具有极强的析出沉淀强化作用，可以显著提高钢筋的屈服强度。

本发明所述钢筋中V的含量为0.14-0.20％，例如可以是0.14％、0.15％、0.16％、0.17％、0.18％、0.19％或0.20％等。V含量过高时会成本较高，，V含量过低时会无法与C、N形成足够的V(C，N)化合物，钢材基体的强度无法满足700MPa级钢筋要求。

C是一种有效的强化元素，C可固溶在基体中提高热轧钢筋的屈服强度和抗拉强度，且C的价格低廉，轧制过程中，C元素能够与V、N形成纳米级的V(C，N)化合物，形成沉淀强化，提高钢材基体的强度。

本发明所述钢筋中C元素的含量为0.30-0.35％，例如可以是0.30％、0.31％、0.32％、0.33％、0.34％或0.35％等。当C含量较低时，C与V、N无法形成足够的V(C，N)化合物，钢材基体的强度无法满足700MPa级钢筋要求；当C含量过高时，C的存在会降低钢筋的塑性和韧性，同时降低其焊接性能；因此，本发明需要控制钢筋中C元素的含量为0.30-0.35％。

本发明所述钢筋中N元素的存在可促进V的析出，细化V(C，N)化合物的析出尺寸，可充分发挥复合析出强化的潜力，对提高螺纹钢强度，和减少合金的使用量、降低生产成本具有明显作用。

本发明中所述钢筋中N元素的含量为200-400ppm，例如可以是200ppm、250ppm、300ppm、350ppm或400ppm，当N元素的含量过低时，所述钢筋中无法形成满足要求的V(C，N)化合物，钢材基体的强度无法满足700MPa级钢筋要求；当N元素的含量过高时，N元素会使钢筋的时效性变差；因此，本发明需要控制钢筋中N元素的含量为200-400％。

硅是钢中常见的还原剂和脱氧剂，能显著提高钢的弹性极限、屈服点和抗拉强度，主要是通过固溶在铁素体中起固溶强化的作用，并且能够降低奥氏体中碳元素的扩散速度，推迟铁素体和珠光体相变，可提高屈服强度和抗拉强度，但硅元素会提高韧脆转变温度，因此其含量不宜过高。

本发明中硅含量的合理范围是0.40-0.80％，例如可以是0.40％、0.45％、0.50％、0.55％、0.60％、0.65％、0.70％、0.75％或0.80％等。

锰是主要的固溶强化元素，也是提高钢的淬透性的有效元素。本发明中锰作为一种主要固溶强化元素提高基体的强度，过高的锰含量会降低铁素体生成温度，使沉淀相太过细小而影响强化效果，同时，锰含量较高同样会提高碳当量，影响焊接性能。

本发明中锰含量合理范围是1.20-1.60％，例如可以是1.20％、1.25％、1.30％、1.35％、1.40％、1.45％、1.50％、1.55％或1.60％等。

本发明采用提高碳元素的方式提高强屈比指标，但随着碳含量的提高将导致韧性的降低，因此杂质元素的含量不能超过350ppm，否则会使钢筋的韧性指标降低更低，难以达到要求，同时硫元素的提高还将提高MnS夹杂物的数量，使钢筋的综合性能变差。

磷和硫是两种常见的有害元素，磷能增加钢的冷脆性，使焊接性能变坏，降低塑性，使冷弯性能变坏。硫能使钢产生热脆性，降低钢的延展性和韧性，在锻造和轧制时造成裂纹，其对焊接性能也不利，降低耐腐蚀性。因此本发明中磷和硫的合理范围均≤0.035％。

第二方面，本发明提供了一种如第一方面所述的钢筋的制备方法，所述方法包括以下依次进行的工序：转炉冶炼、LF精炼、连铸、铸坯冷却、铸坯加热、轧制、冷床冷却。

对于本发明而言，以上述成分方案为基础，通过转炉冶炼、LF精炼、连铸得到铸坯的过程采用本领域常规的技术手段即可，本发明对其不做特殊限定。示例性的，上述冶炼得到铸坯的过程可以采用以下方案，但非仅限于此：

将铁水或半钢、废钢加入氧气转炉后，进行顶底复合吹炼，加入石灰、白云石、化渣球进行造渣；控制终点碳≥0.06wt％，出钢温度1650～1680℃；出钢时采用渣洗及全程底吹氩，当钢水出至大于1/4时，向钢包中加入脱氧剂，硅锰合金，硅铁，氮化钒铁等，在钢包钢水出至3/4时加完，以进行脱氧合金化。出钢完毕后钢水送LF炉进行精炼，预吹氩3分钟，然后进行电极化渣，加入石灰，控制渣碱度为5.0-8.0，造渣结束后加入合金微调成分达到目标控制成分；对钢水吹氩8分钟；加热钢水至温度为1570-1590℃后，加入常规覆盖剂，送连铸工序，中间包温度为1520-1540℃，连铸成小方坯。

得到成分确定的铸坯后，后续铸坯冷却、铸坯加热、轧制、冷床冷却的工艺条件对本发明所得钢筋的性能有着较大的影响。

其中，铸坯冷却工序中，本发明选择将铸坯进行缓冷处理，且缓冷的时间≥24h。本发明使缓冷的时间≥24h是因为钢中VN由于其γ相和α相中的溶解度不同，会在相变过程中沿奥氏体晶界析出，从而破坏钢的延性，使钢具有裂纹敏感性，在轧制过程中产生裂纹，随着钢筋强度的提升合金添加越多，导致这种现象越明显。因此，1)充分冷却使其在加热过程中减少在裂纹敏感区域长时间加热，避免扩大开裂趋势，如果冷却时间短将导致铸坯高温度入炉加热，在裂纹敏感区域加热时间过长；2)铸坯急冷如风吹或喷水等，会导致冷速过快，造成铸坯内部产生过大的内应力，使轧制过程出现开裂和不规则变形等问题，同时因冷速过快导致铸坯内部V、N复合析出异常，影响最终成品性能。

铸坯加热工序中，将冷却处理后的铸坯送入加热炉中，分预热段、加热段和均热段进行加热。其中预热段炉气温度为850-950℃，例如可以是850℃、860℃、870℃、880℃、890℃、900℃、910℃、920℃、930℃、940℃或950℃等；加热段炉气温度为1060-1250℃，例如可以是1060℃、1070℃、1080℃、1090℃、1100℃、1110℃、1120℃、1130℃、1140℃、1150℃、1160℃、1170℃、1180℃、1190℃、1200℃、1210℃、1220℃、1230℃、1240℃或1250℃；均热段炉气温度为1180-1250℃，例如可以是1180℃、1200℃、1230℃或1250℃等；铸坯出炉温度为1100-1250℃，例如可以是1100℃、1130℃、1150℃、1180℃、1200℃、1220℃或1250℃等。

上述加热工序的温度控制是本发明的关键，因成分体系中碳含量较高，需细化各段的温控制度，从而避免了脱碳、初始奥氏体晶粒大等问题发生；如果加热段温度设置过低将导致钒回溶不充分、钒的二次析出与氮相互作用不明显，降低所得钢筋强度。

轧制工序中，依次进行粗轧、中轧和精轧，轧后不穿水。其中，开轧温度为1100-1180℃，例如可以是1100℃、1110℃、1120℃、1130℃、1140℃、1150℃、1160℃、1170℃或1180℃等。

开轧温度的影响，开轧温度与出炉温度直接相关，但开轧温度过低将导致轧制力提升，导致电耗提高，如超过轧制极限将导致轧废；开轧温度过高，导致上冷床温度高，影响后续工序。

冷床冷却工序中，上冷床温度为1080-1250℃，例如可以是1080℃、1100℃、1120℃、1140℃、1160℃、1180℃、1200、1220或1250等；下冷床温度为350-460℃，例如可以是350℃、380℃、400℃、430℃、450℃或460℃等。

冷却床温度的影响，钢筋热轧生产工艺基本属等温轧制，开轧温度与上冷床温度相等，因此上冷床温度不能太低，同时上冷床温度过高，将导致冷速过快，产生异常组织影响成品综合性能。

与现有技术方案相比，本发明至少具有以下有益效果：

(1)本发明通过复合添加微合金强化，适当提高了钢中碳和氮两种廉价元素的含量，利用了V、C、N等元素的协同作用，以及Mn、Si等元素的配合，结合轧制过程中各工序温度的控制，充分实现了细晶强化和沉淀强化，得到了组织为珠光体+铁素体，且晶粒度≥10级的钢筋产品，最终达到700MPa级指标；

(2)本发明所得钢筋具有优异的力学性能，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥850MPa，断后伸长率A≥14.0％，强屈比≥1.25，最大力总伸长率Agt≥9.0％，具有良好的应用前景；

(3)本发明冶炼工序不需要特殊工艺，操作简单，轧制工艺与低强度级别螺纹钢相比，无复杂的要求，可进行大规模推广和使用。

附图说明

图1是本发明实施例1所得钢筋的金相组织图，标尺为100μm；

图2是本发明实施例1所得钢筋的金相组织图，标尺为20μm，图中：暗色的组织为珠光体，亮色的组织为铁素体。

下面对本发明进一步详细说明。但下述的实例仅仅是本发明的简易例子，并不代表或限制本发明的权利保护范围，本发明的保护范围以权利要求书为准。

具体实施方式

下面结合附图并通过具体实施方式来进一步说明本发明的技术方案。

为更好地说明本发明，便于理解本发明的技术方案，本发明的典型但非限制性的实施例如下：

实施例1

本实施例提供了一种低成本700MPa级热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.30％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V0.142％，N 0.0210％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)铸坯加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为850℃，加热段炉气温度为1210℃，均热段炉气温度为1200℃，铸坯出炉温度1165℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1145℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1150℃，下冷床温度400℃进行冷却。

图1和图2为所得钢筋的金相组织。如图1所示，钢筋的晶粒尺寸小，晶粒度＞10级；如图2所示，钢筋的组织为铁素体和珠光体。

对本实施例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，700MPa级钢筋力学性能如表1所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表1

实施例2

本实施例提供了一种低成本700MPa级热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.32％，Si 0.50％，Mn 1.55％，V0.144％，N 0.031％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S：0.025％，P：0.020％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为880℃，加热段炉气温度为1200℃，均热段炉气温度为1205℃，铸坯出炉温度1175℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1155℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1147℃，下冷床温度425℃进行冷却。

对本实施例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，700MPa级钢筋力学性能如表2所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表2

实施例3

本实施例提供了一种低成本700MPa级热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.32％，Si 0.62％，Mn 1.45％，V0.175％，N 0.033％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.027％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)铸坯加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为883℃，加热段炉气温度为1213℃，均热段炉气温度为1210℃，铸坯出炉温度1181℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1150℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1146℃，下冷床温度360℃进行冷却。

对本实施例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，700MPa级钢筋力学性能如表3所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表3

实施例4

本实施例提供了一种低成本700MPa级热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.34％，Si 0.65％，Mn 1.50％，V0.19％，N 0.037％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.017％，P 0.031％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)铸坯加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为890℃，加热段炉气温度为1231℃，均热段炉气温度为1228℃，铸坯出炉温度1198℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1170℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1167℃，下冷床温度380℃进行冷却。

对本实施例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，700MPa级钢筋力学性能如表4所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表4

实施例5

本实施例提供了一种低成本700MPa级热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.35％，Si 0.80％，Mn 1.60％，V0.200％，N 0.0400％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.017％，P 0.031％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)铸坯加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为943℃，加热段炉气温度为1245℃，均热段炉气温度为1248℃，铸坯出炉温度1195℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1183℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1179℃，下冷床温度421℃进行冷却。

对本实施例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，700MPa级钢筋力学性能如表5所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表5

对比例1

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法包括如下工序：

(1)冶炼工序：通过配料、转炉冶炼、LF精炼以及连铸的工序，得到165mm×165mm的方形铸坯，按质量百分含量计，铸坯的化学成分为：C 0.37％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V0.142％，N 0.0210％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％；

(2)铸坯冷却工序：将步骤(1)经连铸得到的合格铸坯缓冷24h；

(3)铸坯加热工序：将步骤(2)冷却后的铸坯送入加热炉中进行加热，其中，预热段炉气温度为850℃，加热段炉气温度为1210℃，均热段炉气温度为1200℃，铸坯出炉温度1165℃；

(4)轧制工序：采用连续式棒线材轧机对步骤(3)加热后的铸坯进行轧制，轧制规格为坯料开轧温度为1145℃，依次进行粗轧、中轧、精轧，轧后不穿水；

(5)冷床冷却工序：控制上冷床温度1150℃，下冷床温度400℃进行冷却。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表6所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表6

对比例2

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(1)所述铸坯的化学成分为：C 0.28％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V 0.135％，N0.0210％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％。其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表7所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表7

由表1与表7中的数据可知，当碳含量较低使，所制备得到的热轧高强抗震钢筋的屈服强度＜900MPa，屈强比＜1.25。

对比例3

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(1)所述铸坯的化学成分为：C 0.30％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V 0.202％，N0.0210％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％。其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表8所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表8

由表8中的数据可知，当钢筋中的V含量较多时，V贡献出较多的析出强度，所得钢筋的屈服强度≥900MPa，但强屈比降低至＜1.25。

对比例4

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(1)所述铸坯的化学成分为：C 0.30％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V 0.135％，N0.0180％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％。其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表9所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表9

由表9中的数据可知，当钢筋中V的含量较少时，V的微合金强化作用减弱，所得热轧高强抗震钢筋的屈服强度＜900MPa。

对比例5

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(1)所述铸坯的化学成分为：C 0.30％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V 0.142％，N0.0420％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％。其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表10所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表10

由表10中的数据可知，当钢筋中的N含量过高时，钢筋内的游离氮含量增加，使所得热轧高强抗震钢筋的韧脆性转变温度提高，导致所得热轧高强抗震钢筋的塑性指标变差，断后伸长率A＜14，最大力总伸长率＜9.0％。

对比例6

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(1)所述铸坯的化学成分为：C 0.30％，Si 0.40％，Mn 1.21％，V 0.142％，N0.0180％，余量为铁和不可避免的杂质，其中，S 0.021％，P 0.031％。其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，热轧钢筋力学性能如表11所示，所得钢筋产品可用于机械联接。

表11

由表11中的数据可知，当钢筋中氮的含量较低时，钢筋中无法形成足够的VN化合物，V的析出强化作用不充分，所得热轧高强抗震钢筋的的屈服强度＜700MPa。

对比例7

本对比例提供了一种热轧高强抗震钢筋的制备方法，所述制备方法除步骤(2)缓冷的时间为18h外，其余均与实施例1相同。

对本对比例所得钢筋产品采用GB/T 28900内相应检验方法进行综合性能检验，取四组进行检验，钢筋力学性能如表12所示。

表12

由表12中的数据可知，当缓冷速度较快时，所得热轧高强度钢筋中产生异常组织，导致所得热轧高强度钢筋的最大力总伸长率＜9.0％。

综上所述，本发明通过复合添加微合金强化，适当提高了钢中碳和氮两种廉价元素的含量，利用了V、C、N等元素的协同作用，以及Mn、Si等元素的配合，结合轧制过程中各工序温度的控制，充分实现了细晶强化和沉淀强化，得到了组织为珠光体+铁素体，且晶粒度≥10级的钢筋产品，最终达到700MPa级指标；所得钢筋具有优异的力学性能，其屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥850MPa，断后伸长率A≥14.0％，强屈比≥1.25，最大力总伸长率Agt≥9.0％，具有良好的应用前景；而且本发明冶炼工序不需要特殊工艺，操作简单，轧制工艺与低强度级别螺纹钢相比，无复杂的要求，可进行大规模推广和使用。

以上详细描述了本发明的优选实施方式，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节，在本发明的技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单变型，这些简单变型均属于本发明的保护范围。

另外需要说明的是，在上述具体实施方式中所描述的各个具体技术特征，在不矛盾的情况下，可以通过任何合适的方式进行组合，为了避免不必要的重复，本发明对各种可能的组合方式不再另行说明。

此外，本发明的各种不同的实施方式之间也可以进行任意组合，只要其不违背本发明的思想，其同样应当视为本发明所公开的内容。

Claims (10)

1.一种低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋，其特征在于，按质量百分含量计，所述钢筋由以下组分组成：C 0.30-0.35％，V 0.14-0.20％，Si 0.40-0.80％，Mn 1.20-1.60％，N 200-400ppm，余量为Fe和不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋，其特征在于，当所述钢筋机械联接时，按质量百分含量计，所述钢筋中C的含量为0.25-0.30％，V的含量为0.16-0.18％。

3.如权利要求1或2所述的低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋，其特征在于，所述钢筋中不可避免的杂质含量≤350ppm。

4.如权利要求3所述的低成本热轧700MPa级热轧高强抗震钢筋，其特征在于，按质量百分含量计，所述钢筋中S≤0.035％，P≤0.035％。

5.如权利要求1-4任一项所述的钢筋，其特征在于，所述钢筋屈服强度≥700MPa，抗拉强度≥850MPa，断后伸长率A≥14.0％，强屈比≥1.25，最大力总伸长率Agt≥9.0％，组织为珠光体+铁素体，晶粒度≥10级。

6.如权利要求1-5任一项所述的钢筋的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下依次进行的工序：转炉冶炼、LF精炼、连铸、铸坯冷却、铸坯加热、轧制和冷床冷却。

7.如权利要求6所述的制备方法，其特征在于，所述铸坯冷却为缓冷，时间≥24h。

8.如权利要求6或7所述的制备方法，其特征在于，所述铸坯加热工序包括预热段、加热段和均热段，其中，所述预热段炉气温度为850-950℃，所述加热段炉气温度为1060-1250℃，所述均热段炉气温度为1180-1250℃，铸坯出炉温度为1100-1250℃。

9.如权利要求6-8任一项所述的制备方法，其特征在于，所述轧制工序包括依次进行的粗轧、中轧和精轧；

优选地，所述轧制工序中开轧温度为1100-1180℃。

10.如权利要求6-9任一项所述的制备方法，其特征在于，所述冷床冷却工序中，上冷床温度为1080-1250℃，下冷床温度为350-460℃。