一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝:專利背景,發明內容,專利目的,軋制工藝,技術方案

《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》是蕪湖安匯智慧財產權代理有限公司於2008年08月22日申請的專利，該專利的公布號為：CN101367094B，專利公布日：2011年02月02日，發明人是：完衛國；陳開智；華剛；奚鐵；郭湛；李德華。

《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》提供了一種熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋後冷卻速度的控制，其特徵在於，所述的開軋溫度按920-980℃控制，控制最低精軋溫度為800～850℃，並保證800～900℃的累計軋制變形量≥40％，且800～850℃的累計精軋變形量控制為≤30％，軋件出精軋機後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℃。在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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。

2020年7月14日，《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》獲得第二十一屆中國專利獎優秀獎。

基本介紹

中文名：一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝
公布號：CN101367094B
申請號：2008101247237
地址：安徽省馬鞍山市湖南西路8號技術中心
Int. Cl.：B21B37/74(2006.01)I; C21D8/08(2006.01)I
公布日：2011年02月02日
申請日：2008年08月22日
發明人：完衛國；陳開智；華剛；奚鐵；郭湛；李德華
專利代理機構：蕪湖安匯智慧財產權代理有限公司
專利權人：馬鞍山鋼鐵股份有限公司
代理人：徐暉
類別：發明專利

專利背景,發明內容,專利目的,軋制工藝,技術方案,改善效果,技術領域,權利要求,實施方式,榮譽表彰,

專利背景

熱軋帶肋鋼筋是建築混凝土結構的主要材料。2008年前，中國在混凝土結構中主要使用335兆帕級和400兆帕級熱軋帶肋鋼筋，500兆帕級熱軋帶肋鋼筋也有少量套用。335兆帕級鋼筋主要用20MnSi鋼通過熱軋來生產，鋼中含有0.40-0.80％Si和1.20-1.60％Mn；400兆帕級鋼筋主要採用釩、釩氮、鈮、鈦微合金化熱軋工藝生產，鋼中除含有0.40-0.80％Si和1.20-1.60％Mn外，還有含量較高微合金化元素；500兆帕級鋼筋主要採用釩、釩氮、釩鈮微合金化熱軋工藝生產，鋼中微合金化元素含量更高。隨著建築事業的快速發展，熱軋帶肋鋼筋的產量大幅度增加，對合金資源的需求也大幅度增加，已造成了資源供應緊張、價格急劇上漲。這不僅增加了生產成本、建設成本，也制約了高強度級別熱軋帶肋鋼筋的推廣套用。

餘熱處理鋼筋利用Q235類普碳鋼或20MnSi鋼筋通過餘熱處理就可生產400兆帕級、460兆帕級甚至500兆帕級鋼筋，不需要添加釩、鈮、鈦等微合金化元素，節約了合金資源。其基本原理是鋼筋從軋機的成品機架軋出後，經冷卻裝置進行快速表面淬火，然後利用鋼筋芯部熱量由里向外自回火，並在冷床空冷至室溫。該技術能有效地利用了相變強化，發揮了鋼材的強度潛力，但該技術2008年前在中國建築業未被認可，原因是餘熱處理鋼筋焊接後有失強現象（也即強度降低，強度往往降低至其採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，降低構件的疲勞性能。

超細晶鋼筋的研究者利用組織超細化生產技術實現了用Q235類普碳鋼生產400兆帕級鋼筋，大幅度降低了合金含量，不需要加微合金化元素。但生產超細晶鋼筋需在約780-850℃的低溫進行≥50％大變形量的軋制，對設備的要求很高，需投入大量費用進行技術改造，2008年前的現有設備一般難以實現此工藝。

也有研究者不進行低溫軋制，利用近似常規的工藝進行軋制，在900～950℃以上精軋。依靠軋後快速冷卻來提高強度、節約合金元素。但冷卻強度不宜過大，冷卻強度過大了表面就會出現自回火組織，生產出餘熱處理鋼筋。較小的冷卻強度對提高強度的貢獻很有限，節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後快速冷卻，用20MnSi鋼生產400兆帕級鋼筋，其屈服強度不合格率較高，對於負偏差軋制的鋼筋、大規格鋼筋（≥Φ25毫米）以及自然放置一段時間後的鋼筋，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。

發明內容

專利目的

為克服上述現有熱軋帶肋鋼筋軋制生產工藝的缺點，《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》提出了一種熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制生產工藝，可用於用普碳鋼、低合金鋼或微合金化鋼軋制生產屈服強度335兆帕級、400兆帕級和500兆帕級等熱軋帶肋鋼筋。通過採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》的工藝，可以在保證鋼筋性能合格穩定的前提下，明顯節約合金元素用量，降低生產成本。

軋制工藝

為解決上述技術問題，《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》提供的一種熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋後冷卻速度的控制，其特點是，開軋溫度按920～980℃控制，控制最低精軋溫度為800～850℃，並保證800～900℃的累計軋制變形量≥40％，且800～850℃的累計精軋變形量控制為≤30％，軋件出精軋機後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℃。

採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》軋制工藝生產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。

《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》的軋制生產工藝，對開軋溫度、精軋溫度和精軋變形量、軋後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920～980℃控制。

2、在連續或半連續式軋機上軋製成形，控制最小精軋溫度為800～850℃，並保證800～900℃的累計軋制變形量≥40％，且為減小精軋機負荷，800～850℃的累計精軋變形量控制為≤30％。

3、軋件出精軋機後進入冷卻器進行快速冷卻，冷卻速度≥250℃/秒，通過調整冷卻工藝參數使軋件上冷床時表面溫度控制在Ac₃（連續加熱時完全奧氏體化的溫度）～Ac₃+50℃或810-860℃。隨後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。

技術方案

開軋溫度（具體指第1架軋機後出口處溫度）按920-980℃控制要求必須降低鋼坯加熱溫度，並且儘量使鋼溫均勻。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於奧氏體中，發揮其作用。

在連續或半連續式軋機上軋製成形時，在奧氏體再結晶區大變形軋制實現了再結晶細化。對於鋼筋表層和次表層來說，保證800～900℃的累計精軋變形量≥40％的軋制是基本上在未再結晶區進行的大變形軋制，有利於最終產品的組織細化和強化，鋼筋芯部溫度較高的部分則進一步再結晶細化，800～850℃的累計精軋變形量控制為≤30％，是為了減小精軋機負荷，這樣，利用現有的軋機或稍加大軋機的能力就能實現。

軋件出精軋機後進入冷卻器進行快速冷卻，冷卻速度≥250℃/秒，對於芯部的奧氏體來說，相變前的快速冷卻可進一步增加其最終的強度，快速冷卻有利於防止奧氏體晶粒長大，鋼中加入微量合金元素時還有利於抑制碳、氮化物在中溫區的析出和長大，並增加析出形核率，增加其阻止再結晶晶粒長大的作用，相變前奧氏體晶粒細化導致了最終產品的組織細化。快速冷卻還有利於添加微合金元素鋼的碳、氮化物在低溫區析出。增加的細晶強化和析出強化提高了鋼筋芯部的的強度。對於表層的奧氏體來說，快速冷卻後迅速轉變成低溫相變產物，隨後由於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，由於相變重結晶和餘熱自正火，產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控制在Ac₃～Ac₃+50℃或810-860℃。上冷床時表面溫度過低會在鋼筋表層出現回火組織，出現回火組織的餘熱處理鋼筋2008年前還未被中國建築業所接受。上冷床時表面溫度過高會導致軋後冷卻強度不夠，在冷床上完成的相變的原始奧氏體晶粒尺寸較大，對細化相變後的最終組織不利。嚴格來講，最好是控制軋件芯部餘熱將表面加熱能達到的最高溫度，但實際操作難以實現，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。

改善效果

生產熱軋帶肋鋼筋時，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》的組合控制軋制生產工藝，可以通過工藝的組合控制產生的強化效果，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。從而可節約合金資源、降低生產成本；還可促進節材高效的高強度鋼筋在建築領域推廣套用，具有明顯的經濟效益和社會效益。《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》的組合控制軋制生產工藝不會使鋼筋表面產生連續的自回火組織，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慣，可被市場接受；也不要求在奧氏體向鐵素體轉變的臨界溫度附近進行低溫大變形，因此對軋制設備的要求不高，利用現有的軋機或稍加大軋機的能力就能實現；由於對開軋溫度、精軋溫度和精軋變形量、軋後較小冷卻強度的快速冷卻工藝進行了組合控制，所以與單純依靠軋後較小冷卻強度的快速冷卻的工藝相比，《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》工藝提高性能、保證性能的穩定性、降低合金成本的效果更好。

技術領域

《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》屬於建築用棒材熱軋技術領域，主要涉及一種熱軋帶肋鋼筋的軋制工藝。

權利要求

1.一種熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制工藝，包括對開軋溫度、精軋溫度、精軋變形量和軋後冷卻速度的控制，其特徵在於，所述的開軋溫度按920-980℃控制，控制最低精軋溫度為800～850℃，並保證800～900℃的累計軋制變形量≥40％，且800～850℃的累計精軋變形量控制為≤30％，軋件出精軋機後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.根據權利要求1所述的熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制工藝，其特徵在於，軋件上冷床時表面溫度控制在810-860℃。

3.根據權利要求1所述的熱軋帶肋鋼筋的組合控制軋制工藝，其特徵在於，軋件出精軋機後的冷卻速度≥250℃/s。

4.一種如權利要求1至3之一所述的組合控制軋制工藝生產的熱軋帶肋鋼筋，其特徵在於，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。

實施方式

《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產條件為轉爐或電爐冶煉、連鑄成150毫米方坯，連續棒材軋機上軋制，軋後快速冷卻，然後上冷床自然冷卻。對比例1、2分別列出了HRB335和HRB400鋼筋國家標準推薦的成分（GB1499-1998）和規定的性能（GB1499.2-2007）要求，對比例3列出了2008年前常規熱軋工藝生產的HRB500鋼筋的成分和性能1例。

實施例1

採用C-Mn鋼生產HRB335，鋼筋規格為φ12毫米，其成分見表1實施例1、主要生產工藝參數見表2實施例1，鋼筋性能和金相組織見表3實施例1。由表1可知，實施例1化學成分中矽、錳含量均比對比例1低，由表3可知，實施例1的所有力學性能均高於對比例1的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用C-Mn鋼生產HRB335，鋼筋規格為φ32毫米，其成分見表1實施例2、主要生產工藝參數見表2實施例2，鋼筋性能和金相組織見表3實施例2。由表1可知，實施例2化學成分中矽、錳含量均比對比例1低，由表3可知，實施例2的所有力學性能均高於對比例1的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用C-Mn鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ12毫米，其成分見表1實施例3、主要生產工藝參數見表2實施例3，鋼筋性能和金相組織見表3實施例3。由表1可知，實施例3化學成分中矽、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的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用C-Mn鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ25毫米，其成分見表1實施例4、主要生產工藝參數見表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化學成分中矽、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的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用20MnSi鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ12毫米，其成分見表1實施例5、主要生產工藝參數見表2實施例5，鋼筋性能和金相組織見表3實施例5。由表1可知，實施例5化學成分中矽、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的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用20MnSi鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ32毫米，其成分見表1實施例6、主要生產工藝參數見表2實施例6，鋼筋性能和金相組織見表3實施例6。由表1可知，實施例6化學成分中矽、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的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用20MnSiV鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ28毫米，其成分見表1實施例7、主要生產工藝參數見表2實施例7，鋼筋性能和金相組織見表3實施例7。由表1可知，實施例7化學成分中矽、錳含量均比對比例2低，由表3可知，實施例7的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用20MnSiTi鋼生產HRB400，鋼筋規格為φ28毫米，其成分見表1實施例8、主要生產工藝參數見表2實施例8，鋼筋性能和金相組織見表3實施例8。由表1可知，實施例8化學成分中矽、錳含量均比對比例2低，由表3可知，實施例8的所有力學性能均高於對比例2的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能符合或高於國標要求的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產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

採用20MnSi鋼生產HRB500，鋼筋規格為φ12毫米，其成分見表1實施例9、主要生產工藝參數見表2實施例9，鋼筋性能和金相組織見表3實施例9。由表1可知，實施例9化學成分中矽、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9的所有力學性能高於或相當於對比例3的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能與比例3的相當或高於比例3的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層基本無回火組織。

實施例10

採用20MnSiVN鋼生產HRB500，鋼筋規格為φ32毫米，其成分見表1實施例10、主要生產工藝參數見表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化學成分中矽、錳和釩氮合金含量均比對比例3低，由表3可知，實施例10的所有力學性能高於或相當於對比例3的力學性能，鋼筋表層無回火組織。由此可見，在保證力學性能與比例3的相當或高於比例3的情況下，採用《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》生產的鋼筋可明顯地降低合金元素，且鋼筋表層基本無回火組織。

表1《一種熱軋帶肋鋼筋組合控制軋制工藝》與對比例的化學成分（熔煉分析）