專利名稱：：一種熱軋帶肋鋼筋的控軋控冷工藝的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
：本發(fā)明屬于建筑用棒材熱軋
技術(shù)領(lǐng)域：
，主要涉及一種熱軋帶肋鋼筋的軋制工藝
背景技術(shù)：
：熱軋帶肋鋼筋是建筑混凝土結(jié)構(gòu)的主要材料。目前，中國在混凝土結(jié)構(gòu)中主要使用335MPa級和400MPa級熱軋帶肋鋼筋，500MPa級熱軋帶肋鋼筋也有少量應(yīng)用。335MPa級鋼筋主要用20MnSi鋼通過熱軋來生產(chǎn)，鋼中含有0.40-0.80%Si和1.20-1.60%Mn;400MPa級鋼筋主要采用釩、釩氮、鈮、鈦微合金化熱軋工藝生產(chǎn)，鋼中除含有0.40-0.80。/。Si和1.20-1.60。/。Mn夕卜，還有含量較高微合金化元素；500MPa級鋼筋主要采用釩、釩氮、釩鈮微合金化熱軋工藝生產(chǎn)，鋼中微合金化元素含量更高。隨著建筑事業(yè)的快速發(fā)展，熱軋帶肋鋼筋的產(chǎn)量大幅度增加，對合金資源的需求也大幅度增加，已造成了資源供應(yīng)緊張、價格急劇上漲。這不僅增加了生產(chǎn)成本、建設(shè)成本，也制約了高強度級別熱軋帶肋鋼筋的推廣應(yīng)用。余熱處理鋼筋利用Q235類普碳鋼或20MnSi鋼筋通過余熱處理就可生產(chǎn)400MPa級、460MPa級甚至500MPa級鋼筋，不需要添加釩、鈮、鈦等微合金化元素，節(jié)約了合金資源。其基本原理是鋼筋從軋機的成品機架軋出后，經(jīng)冷卻裝置進行快速表面淬火，然后利用鋼筋芯部熱量由里向外自回火，并在冷床空冷至室溫。該技術(shù)能有效地利用了相變強化，發(fā)揮了鋼材的強度潛力，但該技術(shù)目前在中國建筑業(yè)未被認可，原因是余熱處理鋼筋焊接后有失強現(xiàn)象(也即強度降低，強度往往降低至其采用普通熱軋工藝時的強度水平)，且認為強屈比低(一般只能保證》1.1)、抗震性能不好，鋼筋表面形成硬相組織，降低構(gòu)件的疲勞性能。超細晶鋼筋的研究者利用組織超細化生產(chǎn)技術(shù)實現(xiàn)了用Q235類普碳鋼生產(chǎn)400MPa級鋼筋，大幅度降低了合金含量，不需要加微合金化元素。但生產(chǎn)超細晶鋼筋需在約780-85(TC的低溫進行》50。/。大變形量的軋制，對設(shè)備的要求很高，需投入大量費用進行技術(shù)改造，目前的現(xiàn)有設(shè)備一般難以實現(xiàn)此工藝。也有研究者不進行低溫軋制，利用近似常規(guī)的工藝進行軋制，在900950'C以上精軋。依靠軋后快速冷卻來提高強度、節(jié)約合金元素。但冷卻強度不宜過大，冷卻強度過大了表面就會出現(xiàn)自回火組織，生產(chǎn)出余熱處理鋼筋。較小的冷卻強度對提高強度的貢獻很有限，節(jié)約合金元素的效果也較小。實踐證明，單純依靠較小冷卻強度的軋后快速冷卻，用20MnSi鋼生產(chǎn)400MPa級鋼筋，其屈服強度不合格率較高，對于負偏差軋制的鋼筋、大規(guī)格鋼筋(》cD25mm)以及自然放置一段時間后的鋼筋，其屈服強度更容易不合格。屈服強度達到要求的鋼筋的強度富裕量也較小。
發(fā)明內(nèi)容為克服上述現(xiàn)有熱軋帶肋鋼筋軋制生產(chǎn)工藝的缺點，本發(fā)明提出了一種熱軋帶肋鋼筋的控軋控冷工藝，可用于用普碳鋼、低合金鋼或微合金化鋼軋制生產(chǎn)屈服強度335MPa級、400MPa級和500MPa級等熱軋帶肋鋼筋。通過采用本發(fā)明的工藝，可以在保證鋼筋性能合格穩(wěn)定的前提下，明顯節(jié)約合金元素用量，降低生產(chǎn)成本。為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明提供的一種熱軋帶肋鋼筋的控軋控冷工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋后冷卻速度的控制，其特點是，開軋溫度按920980。C控制，控制最低精軋溫度在850900°C，且850900°。的累計精軋變形量>40%，軋件出精軋機后進入冷卻器進行快速冷卻，軋件上冷床時表面溫度控制在A。3A。3+50°C。采用本發(fā)明工藝生產(chǎn)的熱軋帶肋鋼筋的芯部顯微組織主要是鐵素體+珠光體，表層無連續(xù)的自回火組織，表層主要顯微組織是細的鐵素體+珠光體或細的鐵素體+珠光體+少量貝氏體。本發(fā)明的控軋控冷工藝，對開軋溫度、精軋溫度和精軋變形量、軋后快速冷卻工藝進行了組合控制。1、降低鋼坯加熱溫度，使開軋溫度(指第1架軋機出口處溫度)按92098CTC控制。2、在連續(xù)或半連續(xù)式軋機上軋制成形，最低精軋溫度按85090(TC控制，并保證85090(TC的累計精軋變形量》4(m。3、軋件出精軋機后進入冷卻器進行快速冷卻，冷卻速度^25(TC/秒，通過調(diào)整冷卻工藝參數(shù)使軋件上冷床時表面溫度控制在A。3(連續(xù)加熱時完全奧氏體化的溫度)A。3+5(TC或810-860。C。隨后鋼筋在冷床上自然冷卻。以上工序中所涉及的溫度均指可測量的鋼材表面溫度。下面具體說明技術(shù)方案的內(nèi)容開軋溫度(具體指第1架軋機后出口處溫度)按920-980'C控制要求必須降低鋼坯加熱溫度，并且盡量使鋼溫均勻。降低鋼坯加熱溫度可減小加熱時奧氏體晶粒尺寸，從而使形變前原始奧氏體晶粒尺寸較小，對最終產(chǎn)品的組織細化和強化有利。當鋼中不加微合金化元素時，鋼在加熱時隨著加熱溫度升高，鋼的奧氏體晶粒粗化傾向會更大，降低鋼坯加熱溫度從而減小加熱時奧氏體晶粒尺寸的效果也越明顯。當鋼中含有極少量微合金化元素時，其碳、氮化物在奧氏體中溶解溫度也較低，一般可以保證微合金化元素全部或大部分固溶于奧氏體中，發(fā)揮其作用。在連續(xù)或半連續(xù)式軋機上軋制成形時，在奧氏體再結(jié)晶區(qū)大變形軋制實現(xiàn)了再結(jié)晶細化。在850900°(3進行道次累計變形量》40%的軋制是基本上在未再結(jié)晶區(qū)進行的大變形軋制，有利于最終產(chǎn)品的組織細化和強化。軋件出精軋機后進入冷卻器進行快速冷卻，冷卻速度》25(TC/秒，對于芯部的奧氏體來說，相變前的快速冷卻可進一步增加其最終的強度，快速冷卻有利于防止奧氏體晶粒長大，鋼中加入微量合金元素時還有利于抑制碳、氮化物在中溫區(qū)的析出和長大，并增加析出形核率，增加其阻止再結(jié)晶晶粒長大的作用，相變前奧氏體晶粒細化導(dǎo)致了最終產(chǎn)品的組織細化。快速冷卻還有利于添加微合金元素鋼的碳、氮化物在低溫區(qū)析出。增加的細晶強化和析出強化提高了鋼筋芯部的的強度。對于表層的奧氏體來說，快速冷卻后迅速轉(zhuǎn)變成低溫相變產(chǎn)物，隨后由于芯部的熱量傳到表層又使其奧氏體化，在冷床上表層組織自然冷卻完成正火的過程，由于相變重結(jié)晶和余熱自正火，產(chǎn)品表層獲得了比芯部更細的組織。軋件上冷床時表面溫度應(yīng)控制在820-8601:或八。3-Ae3+50°C。上冷床時表面溫度過低會在鋼筋表層出現(xiàn)回火組織，出現(xiàn)回火組織的余熱處理鋼筋目前還未被中國建筑業(yè)所接受。上冷床時表面溫度過高說明軋后冷卻強度不夠，在冷床上完成的相變的原始奧氏體晶粒尺寸較較大，對細化相變后的最終組織不利。嚴格來講，最好是控制軋件芯部余熱將表面加熱能達到的最高溫度，但實際操作難以實現(xiàn)，而這一溫度與軋件上冷床時表面溫度非常接近，故我們在工藝上實際控制軋件上冷床時表面溫度。生產(chǎn)熱軋帶肋鋼筋時，采用本發(fā)明的控軋控冷工藝，可以通過工藝控制產(chǎn)生的強化效果，在保證性能符合要求的前提下，降低鋼中Mn、Si和微合金化元素的含量，甚至可不使用微合金化元素。從而可節(jié)約合金資源、降低生產(chǎn)成本;還可促進節(jié)材高效的高強度鋼筋在建筑領(lǐng)域推廣應(yīng)用，具有明顯的經(jīng)濟效益和社會效益。本發(fā)明的控軋控冷工藝不會使鋼筋表面產(chǎn)生連續(xù)的自回火組織，而是有一層細的鐵素體+珠光體或鐵素體+珠光體+少量貝氏體，完全符合中國的使用習(xí)慣，可被市場接受；也不要求在奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的臨界溫度附近進行低溫大變形，因此對軋制設(shè)備的要求不高，利用現(xiàn)有的軋機或稍加大軋機的能力就能實現(xiàn)；由于對開軋溫度、精軋溫度和精軋變形量、軋后較小冷卻強度的快速冷卻工藝進行了組合控制，所以與單純依靠軋后較小冷卻強度的快速冷卻的工藝相比，本發(fā)明工藝提高性能、保證性能的穩(wěn)定性、降低合金成本的效果更好。具體實施例方式本發(fā)明生產(chǎn)條件為轉(zhuǎn)爐或電爐冶煉、連鑄成150mm方坯，連續(xù)棒材軋機上軋制，軋后上冷床冷卻。對比例l、2分別列出了HRB335和HRB400鋼筋國家標準推薦的成分(GB1499-1998)和規(guī)定的性能(GB1499.2-2007)要求，對比例3列出了目前常規(guī)熱軋工藝生產(chǎn)的朋B500鋼筋的成分和性能1例。實施例1采用C-Mn鋼生產(chǎn)HRB335,鋼筋規(guī)格為4)12mm，其成分見表1實施例1、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例1，鋼筋性能和金相組織見表3實施例1。由表l可知，實施例1化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例1低，由表3可知，實施例1的所有力學(xué)性能均高于對比例1的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例2采用C-Mn鋼生產(chǎn)HRB335，鋼筋規(guī)格為4>25mm，其成分見表1實施例2、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例2，鋼筋性能和金相組織見表3實施例2。由表l可知，實施例2化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例l低，由表3可知，實施例2的所有力學(xué)性能均高于對比例1的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例3采用C-Mn鋼生產(chǎn)HRB400，鋼筋規(guī)格為4>12mm，其成分見表1實施例3、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例3，鋼筋性能和金相組織見表3實施例3。由表l可知，實施例3化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，且不需添加釩，由表3可知，實施例3的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例4采用C-Mn鋼生產(chǎn)HRB400，鋼筋規(guī)格為4>25mm,其成分見表1實施例4、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例4，鋼筋性能和金相組織見表3實施例4。由表1可知，實施例4化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，且不需添加釩，由表3可知，實施例4的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例5采用20MnSi鋼生產(chǎn)服B400，鋼筋規(guī)格為4>12mm，其成分見表1實施例5、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例5，鋼筋性能和金相組織見表3實施例5。由表l可知，實施例5化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，且不需添加釩，由表3可知，實施例5的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例6采用20MnSi鋼生產(chǎn)HRB400，鋼筋規(guī)格為*25mm，其成分見表1實施例6、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例6，鋼筋性能見表3實施例6。由表1可知，實施例6化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，且不需添加釩，由表3可知，實施例6的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能。由圖1可知，鋼筋表層基本無回火組織，表層主要顯微組織是細的鐵素體+珠光體。由圖2可知，鋼筋的芯部顯微組織主要是鐵素體+珠光體。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例7采用20MnSi鋼生產(chǎn)HRB400，鋼筋規(guī)格為》32mm，其成分見表1實施例7、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例7，鋼筋性能和金相組織見表3實施例7。由表l可知，實施例7化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，且不需添加釩，由表3可知，實施例7的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例8采用20MnSiV鋼生產(chǎn)服B400，鋼筋規(guī)格為4>28咖，其成分見表1實施例8、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例8，鋼筋性能和金相組織見表3實施例8。由表l可知，實施例8化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，由表3可知，實施例8的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例9采用20MnSiTi鋼生產(chǎn)HRB400，鋼筋規(guī)格為4>12mm，其成分見表1實施例9、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例9，鋼筋性能和金相組織見表3實施例9。由表l可知，實施例8化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例2低，由表3可知，實施例9的所有力學(xué)性能均高于對比例2的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例10采用20MnSi鋼生產(chǎn)HRB500，鋼筋規(guī)格為d>12min，其成分見表1實施例10、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例10，鋼筋性能和金相組織見表3實施例10。由表1可知，實施例10化學(xué)成分中硅、錳含量均比對比例3低，且不需添加釩氮合金，由表3可知，實施例10的所有力學(xué)性能高于或相當于對比例3的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能與比例3的相當或高于比例3的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。實施例11采用20MnSiVN鋼生產(chǎn)HRB500，鋼筋規(guī)格為4>25mm，其成分見表1實施例11、主要生產(chǎn)工藝參數(shù)見表2實施例11，鋼筋性能和金相組織見表3實施例11。由表1可知，實施例11化學(xué)成分中硅、錳和釩氮合金含量均比對比例3低，由表3可知，實施例11的所有力學(xué)性能高于或相當于對比例3的力學(xué)性能，且鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學(xué)性能與比例3的相當或高于比例3的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層無回火組織。表1本發(fā)明與對比例的化學(xué)成分(熔煉分析)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table>*注[1]執(zhí)行GB1499.2-2007;[2]"-"表示未加入且未分析；[3]成分與性能要求數(shù)據(jù)引用自GB1499-1998附錄B的表B1。表2本發(fā)明與對比例的生產(chǎn)工藝參數(shù)<table>tableseeoriginaldocumentpage11</column></row><table><table>tableseeoriginaldocumentpage12</column></row><table>權(quán)利要求1.一種熱軋帶肋鋼筋的控軋控冷工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋后冷卻速度的控制，其特征在于，所述的開軋溫度按920～980℃控制，控制最低精軋溫度在850～900℃，且850～900℃的累計精軋變形量≥40％，軋件出精軋機后進入冷卻器進行快速冷卻，軋件上冷床時表面溫度控制在Ac3～Ac3+50℃。2、根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋帶肋鋼筋的軋制工藝，其特征在于，軋件上冷床時表面溫度控制在810-860°C。3、根據(jù)權(quán)利要求1所述的熱軋帶肋鋼筋的軋制工藝，其特征在于，軋件出精軋機后的冷卻速度>250°C/s。4、一種如權(quán)利要求1至3之一所述的軋制工藝生產(chǎn)的熱軋帶肋鋼筋，其特征在于，熱軋鋼帶肋筋的芯部顯微組織主要是鐵素體+珠光體，表層無連續(xù)的自回火組織，表層主要顯微組織是細的鐵素體+珠光體或細的鐵素體+珠光體+少量貝氏體。全文摘要本發(fā)明提供了一種熱軋帶肋鋼筋的控軋控冷工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋后冷卻速度的控制，其特點是，開軋溫度按920～980℃控制，控制最低精軋溫度在850～900℃，且850～900℃的累計精軋變形量≥40％，軋件出精軋機后進入冷卻器進行快速冷卻，軋件上冷床時表面溫度控制在A_c3～A_c3+50℃。在保證力學(xué)性能符合或高于國標要求的情況下，采用本發(fā)明生產(chǎn)的鋼筋可明顯地降低鋼中Mn、Si和微合金化元素的含量，甚至可不使用微合金化元素，且鋼筋表層無回火組織。文檔編號C21D8/08GK101367093SQ20081012472公開日2009年2月18日申請日期2008年8月22日優(yōu)先權(quán)日2008年8月22日發(fā)明者剛?cè)A,鐵奚,完衛(wèi)國,李德華,湛郭,陳開智申請人:馬鞍山鋼鐵股份有限公司