CN101367093B - 一种热轧带肋钢筋的控轧控冷工艺 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种热轧带肋钢筋的控轧控冷工艺，包括对开轧温度、精轧温度、精轧变形量和轧后冷却速度的控制，其特点是，开轧温度按920～980℃控制，控制最低精轧温度在850～900℃，且850～900℃的累计精轧变形量≥40％，轧件出精轧机后进入冷却器进行快速冷却，轧件上冷床时表面温度控制在Ac3～Ac3+50℃。在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低钢中Mn、Si和微合金化元素的含量，甚至可不使用微合金化元素，且钢筋表层无回火组织。
Description
技术领域
本发明属于建筑用棒材热轧技术领域，主要涉及一种热轧带肋钢筋的轧制工艺
背景技术
热轧带肋钢筋是建筑混凝土结构的主要材料。目前，中国在混凝土结构中主要使用335MPa级和400MPa级热轧带肋钢筋，500MPa级热轧带肋钢筋也有少量应用。335MPa级钢筋主要用20MnSi钢通过热轧来生产，钢中含有0.40-0.80％Si和1.20-1.60％Mn；400MPa级钢筋主要采用钒、钒氮、铌、钛微合金化热轧工艺生产，钢中除含有0.40-0.80％Si和1.20-1.60％Mn外，还有含量较高微合金化元素；500MPa级钢筋主要采用钒、钒氮、钒铌微合金化热轧工艺生产，钢中微合金化元素含量更高。随着建筑事业的快速发展，热轧带肋钢筋的产量大幅度增加，对合金资源的需求也大幅度增加，已造成了资源供应紧张、价格急剧上涨。这不仅增加了生产成本、建设成本，也制约了高强度级别热轧带肋钢筋的推广应用。
余热处理钢筋利用Q235类普碳钢或20MnSi钢筋通过余热处理就可生产400MPa级、460MPa级甚至500MPa级钢筋，不需要添加钒、铌、钛等微合金化元素，节约了合金资源。其基本原理是钢筋从轧机的成品机架轧出后，经冷却装置进行快速表面淬火，然后利用钢筋芯部热量由里向外自回火，并在冷床空冷至室温。该技术能有效地利用了相变强化，发挥了钢材的强度潜力，但该技术目前在中国建筑业未被认可，原因是余热处理钢筋焊接后有失强现象(也即强度降低，强度往往降低至其采用普通热轧工艺时的强度水平)，且认为强屈比低(一般只能保证≥1.1)、抗震性能不好，钢筋表面形成硬相组织，降低构件的疲劳性能。
超细晶钢筋的研究者利用组织超细化生产技术实现了用Q235类普碳钢生产400MPa级钢筋，大幅度降低了合金含量，不需要加微合金化元素。但生产超细晶钢筋需在约780-850℃的低温进行≥50％大变形量的轧制，对设备的要求很高，需投入大量费用进行技术改造，目前的现有设备一般难以实现此工艺。
也有研究者不进行低温轧制，利用近似常规的工艺进行轧制，在900～950℃以上精轧。依靠轧后快速冷却来提高强度、节约合金元素。但冷却强度不宜过大，冷却强度过大了表面就会出现自回火组织，生产出余热处理钢筋。较小的冷却强度对提高强度的贡献很有限，节约合金元素的效果也较小。实践证明，单纯依靠较小冷却强度的轧后快速冷却，用20MnSi钢生产400MPa级钢筋，其屈服强度不合格率较高，对于负偏差轧制的钢筋、大规格钢筋(≥Φ25mm)以及自然放置一段时间后的钢筋，其屈服强度更容易不合格。屈服强度达到要求的钢筋的强度富裕量也较小。
发明内容
为克服上述现有热轧带肋钢筋轧制生产工艺的缺点，本发明提出了一种热轧带肋钢筋的控轧控冷工艺，可用于用普碳钢、低合金钢或微合金化钢轧制生产屈服强度335MPa级、400MPa级和500MPa级等热轧带肋钢筋。通过采用本发明的工艺，可以在保证钢筋性能合格稳定的前提下，明显节约合金元素用量，降低生产成本。
为解决上述技术问题，本发明提供的一种热轧带肋钢筋的控轧控冷工艺，包括对开轧温度、精轧温度、精轧变形量和轧后冷却速度的控制，其特点是，开轧温度按920～980℃控制，控制最低精轧温度在850～900℃，且850～900℃的累计精轧变形量≥40％，轧件出精轧机后进入冷却器进行快速冷却，轧件上冷床时表面温度控制在Ac3～Ac3+50℃。
采用本发明工艺生产的热轧带肋钢筋的芯部显微组织主要是铁素体+珠光体，表层无连续的自回火组织，表层主要显微组织是细的铁素体+珠光体或细的铁素体+珠光体+少量贝氏体。
本发明的控轧控冷工艺，对开轧温度、精轧温度和精轧变形量、轧后快速冷却工艺进行了组合控制。
1、降低钢坯加热温度，使开轧温度(指第1架轧机出口处温度)按920～980℃控制。
2、在连续或半连续式轧机上轧制成形，最低精轧温度按850～900℃控制，并保证850～900℃的累计精轧变形量≥40％。
3、轧件出精轧机后进入冷却器进行快速冷却，冷却速度≥250℃/秒，通过调整冷却工艺参数使轧件上冷床时表面温度控制在Ac3(连续加热时完全奥氏体化的温度)～Ac3+50℃或810-860℃。随后钢筋在冷床上自然冷却。
以上工序中所涉及的温度均指可测量的钢材表面温度。
下面具体说明技术方案的内容：
开轧温度(具体指第1架轧机后出口处温度)按920-980℃控制要求必须降低钢坯加热温度，并且尽量使钢温均匀。降低钢坯加热温度可减小加热时奥氏体晶粒尺寸，从而使形变前原始奥氏体晶粒尺寸较小，对最终产品的组织细化和强化有利。当钢中不加微合金化元素时，钢在加热时随着加热温度升高，钢的奥氏体晶粒粗化倾向会更大，降低钢坯加热温度从而减小加热时奥氏体晶粒尺寸的效果也越明显。当钢中含有极少量微合金化元素时，其碳、氮化物在奥氏体中溶解温度也较低，一般可以保证微合金化元素全部或大部分固溶于奥氏体中，发挥其作用。
在连续或半连续式轧机上轧制成形时，在奥氏体再结晶区大变形轧制实现了再结晶细化。在850～900℃进行道次累计变形量≥40％的轧制是基本上在未再结晶区进行的大变形轧制，有利于最终产品的组织细化和强化。
轧件出精轧机后进入冷却器进行快速冷却，冷却速度≥250℃/秒，对于芯部的奥氏体来说，相变前的快速冷却可进一步增加其最终的强度，快速冷却有利于防止奥氏体晶粒长大，钢中加入微量合金元素时还有利于抑制碳、氮化物在中温区的析出和长大，并增加析出形核率，增加其阻止再结晶晶粒长大的作用，相变前奥氏体晶粒细化导致了最终产品的组织细化。快速冷却还有利于添加微合金元素钢的碳、氮化物在低温区析出。增加的细晶强化和析出强化提高了钢筋芯部的的强度。对于表层的奥氏体来说，快速冷却后迅速转变成低温相变产物，随后由于芯部的热量传到表层又使其奥氏体化，在冷床上表层组织自然冷却完成正火的过程，由于相变重结晶和余热自正火，产品表层获得了比芯部更细的组织。轧件上冷床时表面温度应控制在820-860℃或Ac3-Ac3+50℃。上冷床时表面温度过低会在钢筋表层出现回火组织，出现回火组织的余热处理钢筋目前还未被中国建筑业所接受。上冷床时表面温度过高说明轧后冷却强度不够，在冷床上完成的相变的原始奥氏体晶粒尺寸较较大，对细化相变后的最终组织不利。严格来讲，最好是控制轧件芯部余热将表面加热能达到的最高温度，但实际操作难以实现，而这一温度与轧件上冷床时表面温度非常接近，故我们在工艺上实际控制轧件上冷床时表面温度。
生产热轧带肋钢筋时，采用本发明的控轧控冷工艺，可以通过工艺控制产生的强化效果，在保证性能符合要求的前提下，降低钢中Mn、Si和微合金化元素的含量，甚至可不使用微合金化元素。从而可节约合金资源、降低生产成本；还可促进节材高效的高强度钢筋在建筑领域推广应用，具有明显的经济效益和社会效益。本发明的控轧控冷工艺不会使钢筋表面产生连续的自回火组织，而是有一层细的铁素体+珠光体或铁素体+珠光体+少量贝氏体，完全符合中国的使用习惯，可被市场接受；也不要求在奥氏体向铁素体转变的临界温度附近进行低温大变形，因此对轧制设备的要求不高，利用现有的轧机或稍加大轧机的能力就能实现；由于对开轧温度、精轧温度和精轧变形量、轧后较小冷却强度的快速冷却工艺进行了组合控制，所以与单纯依靠轧后较小冷却强度的快速冷却的工艺相比，本发明工艺提高性能、保证性能的稳定性、降低合金成本的效果更好。
具体实施方式
本发明生产条件为转炉或电炉冶炼、连铸成150mm方坯，连续棒材轧机上轧制，轧后上冷床冷却。对比例1、2分别列出了HRB335和HRB400钢筋国家标准推荐的成分(GB1499-1998)和规定的性能(GB1499.2-2007)要求，对比例3列出了目前常规热轧工艺生产的HRB500钢筋的成分和性能1例。
实施例1
采用C-Mn钢生产HRB335，钢筋规格为φ12mm，其成分见表1实施例1、主要生产工艺参数见表2实施例1，钢筋性能和金相组织见表3实施例1。由表1可知，实施例1化学成分中硅、锰含量均比对比例1低，由表3可知，实施例1的所有力学性能均高于对比例1的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例2
采用C-Mn钢生产HRB335，钢筋规格为φ25mm，其成分见表1实施例2、主要生产工艺参数见表2实施例2，钢筋性能和金相组织见表3实施例2。由表1可知，实施例2化学成分中硅、锰含量均比对比例1低，由表3可知，实施例2的所有力学性能均高于对比例1的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例3
采用C-Mn钢生产HRB400，钢筋规格为φ12mm，其成分见表1实施例3、主要生产工艺参数见表2实施例3，钢筋性能和金相组织见表3实施例3。由表1可知，实施例3化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，且不需添加钒，由表3可知，实施例3的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例4
采用C-Mn钢生产HRB400，钢筋规格为φ25mm，其成分见表1实施例4、主要生产工艺参数见表2实施例4，钢筋性能和金相组织见表3实施例4。由表1可知，实施例4化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，且不需添加钒，由表3可知，实施例4的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例5
采用20MnSi钢生产HRB400，钢筋规格为φ12mm，其成分见表1实施例5、主要生产工艺参数见表2实施例5，钢筋性能和金相组织见表3实施例5。由表1可知，实施例5化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，且不需添加钒，由表3可知，实施例5的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例6
采用20MnSi钢生产HRB400，钢筋规格为φ25mm，其成分见表1实施例6、主要生产工艺参数见表2实施例6，钢筋性能见表3实施例6。由表1可知，实施例6化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，且不需添加钒，由表3可知，实施例6的所有力学性能均高于对比例2的力学性能。由图1可知，钢筋表层基本无回火组织，表层主要显微组织是细的铁素体+珠光体。由图2可知，钢筋的芯部显微组织主要是铁素体+珠光体。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例7
采用20MnSi钢生产HRB400，钢筋规格为φ32mm，其成分见表1实施例7、主要生产工艺参数见表2实施例7，钢筋性能和金相组织见表3实施例7。由表1可知，实施例7化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，且不需添加钒，由表3可知，实施例7的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例8
采用20MnSiV钢生产HRB400，钢筋规格为φ28mm，其成分见表1实施例8、主要生产工艺参数见表2实施例8，钢筋性能和金相组织见表3实施例8。由表1可知，实施例8化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，由表3可知，实施例8的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例9
采用20MnSiTi钢生产HRB400，钢筋规格为φ12mm，其成分见表1实施例9、主要生产工艺参数见表2实施例9，钢筋性能和金相组织见表3实施例9。由表1可知，实施例8化学成分中硅、锰含量均比对比例2低，由表3可知，实施例9的所有力学性能均高于对比例2的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能符合或高于国标要求的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例10
采用20MnSi钢生产HRB500，钢筋规格为φ12mm，其成分见表1实施例10、主要生产工艺参数见表2实施例10，钢筋性能和金相组织见表3实施例10。由表1可知，实施例10化学成分中硅、锰含量均比对比例3低，且不需添加钒氮合金，由表3可知，实施例10的所有力学性能高于或相当于对比例3的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能与比例3的相当或高于比例3的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
实施例11
采用20MnSiVN钢生产HRB500，钢筋规格为φ25mm，其成分见表1实施例11、主要生产工艺参数见表2实施例11，钢筋性能和金相组织见表3实施例11。由表1可知，实施例11化学成分中硅、锰和钒氮合金含量均比对比例3低，由表3可知，实施例11的所有力学性能高于或相当于对比例3的力学性能，且钢筋表层无回火组织。由此可见，在保证力学性能与比例3的相当或高于比例3的情况下，采用本发明生产的钢筋可明显地降低合金元素，且钢筋表层无回火组织。
表1 本发明与对比例的化学成分(熔炼分析)
*注：[1]执行GB1499.2-2007；[2]“-”表示未加入且未分析；[3]成分与性能要求数据引用自GB1499-1998附录B的表B1。
表2 本发明与对比例的生产工艺参数
表3 本发明与对比例的钢筋性能和金相组织
Claims (4)
1.一种热轧带肋钢筋的控轧控冷工艺，包括对开轧温度、精轧温度、精轧变形量和轧后冷却速度的控制，其特征在于，所述的开轧温度按920～980℃控制，控制最低精轧温度在850～900℃，且850～900℃的累计精轧变形量≥40％，轧件出精轧机后进入冷却器进行快速冷却，轧件上冷床时表面温度控制在Ac3～Ac3+50℃。
2.根据权利要求1所述的热轧带肋钢筋的轧制工艺，其特征在于，轧件上冷床时表面温度控制在810-860℃。
3.根据权利要求1所述的热轧带肋钢筋的轧制工艺，其特征在于，轧件出精轧机后的冷却速度≥250℃/s。
4.一种如权利要求1至3之一所述的轧制工艺生产的热轧带肋钢筋，其特征在于，热轧钢带肋筋的芯部显微组织主要是铁素体+珠光体，表层无连续的自回火组织，表层主要显微组织是细的铁素体+珠光体或细的铁素体+珠光体+少量贝氏体。
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