李 璟 何曉波

（安陽鋼鐵股份有限公司）

0 前言

2018年11月1日正式實(shí)施的新國標(biāo)有以下幾點(diǎn)要求：（1）取消了HRB335牌號(hào)；（2）增加了HRB600牌號(hào)；（3）增加了金相組織檢驗(yàn)的規(guī)定；（4）增加了宏觀金相、截面維氏硬度、微觀組織及檢驗(yàn)方法等。因此，余熱淬火鋼筋已經(jīng)無法滿足新國標(biāo)的要求。

而控軋控冷工藝與余熱淬火工藝有本質(zhì)的區(qū)別，鋼筋的控軋控冷工藝主要是利用“細(xì)晶強(qiáng)化”機(jī)理[1]，由于這種工藝是鋼筋的整體強(qiáng)化，所以沒有穿水冷卻那種明顯的內(nèi)外溫度、組織、性能不均，也減少了穿水冷卻遇到的時(shí)效問題和焊接問題。與低溫軋制相比，軋機(jī)負(fù)荷沒有增加，不用改造設(shè)備，現(xiàn)場(chǎng)很容易實(shí)現(xiàn)。由此可見，采用控制軋制和控制冷卻技術(shù)可取得明顯的經(jīng)濟(jì)和社會(huì)效益，提高企業(yè)的競(jìng)爭(zhēng)力。

1 試驗(yàn)生產(chǎn)

在熱軋態(tài)HRB400E鋼筋原有成分體系下，分別采用單獨(dú)控冷、控軋+控冷工藝來研究不同工藝對(duì)鋼筋力學(xué)性能和金相組織的影響。制定合理的軋制工藝，進(jìn)一步優(yōu)化成分體系，在保證鋼筋性能的同時(shí)，達(dá)到降低合金成本的目的。

1.1 單獨(dú)控冷試驗(yàn)生產(chǎn)

試驗(yàn)規(guī)格為18 mm，牌號(hào)為HRB400E，其化學(xué)成分及力學(xué)性能見表1。本次試驗(yàn)采用熱軋+控冷的工藝進(jìn)行試驗(yàn)，通過采用不同水壓水量控制鋼筋上冷床的溫度，對(duì)應(yīng)不同工藝得到不同的鋼筋性能見表2，屈服強(qiáng)度對(duì)比趨勢(shì)如圖1所示。

表1 HRB400E控冷試驗(yàn)化學(xué)成分

試驗(yàn)結(jié)果表明：（1）對(duì)比熱軋態(tài)力學(xué)性能，采用單獨(dú)控冷工藝的鋼筋強(qiáng)度隨著上冷床溫度的降低而升高，Agt相應(yīng)降低。（2）采用較強(qiáng)穿水冷卻工藝（投用2段冷卻水箱，上冷床溫度為720～760 ℃），鋼筋的強(qiáng)度有大幅度提高，屈服強(qiáng)度提高約50 MPa，抗拉強(qiáng)度提高了16～20 MPa；采用較弱穿水冷卻工藝（投用1段冷卻水箱，上冷床溫度為871 ℃），屈服強(qiáng)度提高10了 MPa，抗拉強(qiáng)度相差不大。（3）采用單獨(dú)控冷工藝比采用熱軋工藝生產(chǎn)的鋼筋的屈服強(qiáng)度提高了50～70 MPa，抗拉強(qiáng)度提高了12～55 MPa，采用穿水冷卻工藝的鋼筋的屈服強(qiáng)度比抗拉強(qiáng)度提高的幅度更大，從而造成了鋼筋強(qiáng)屈比的下降，穿水后鋼筋的強(qiáng)屈比平均為1.25。

表2 HRB400E控冷工藝鋼筋力學(xué)性能

圖1 不同上冷床溫度下鋼筋強(qiáng)度對(duì)比

觀察不同上冷床溫度下鋼筋的金相組織（如圖2～6所示），上冷床溫度為720～740 ℃，鋼筋橫斷面均出現(xiàn)了閉合的過冷組織——回火馬氏體，由于基體組織的變化帶來強(qiáng)度的提高；隨著上冷床溫度的提高，冷卻速率降低，過冷組織在鋼筋橫斷面的邊界變得不明顯；當(dāng)上冷床溫度為760 ℃時(shí)，鋼筋邊部為回火馬氏體和珠光體的混合組織，使得鋼筋強(qiáng)度提高的幅度下降。上冷床溫度為871 ℃時(shí)，鋼筋橫斷面沒有異常組織，全部為鐵素體+珠光體，晶粒度為8.5級(jí)；金相組織與熱軋態(tài)相差不大。

圖2 不同上冷床溫度低倍宏觀組織

圖3 上冷床溫度為710 ℃金相組織

圖4 上冷床溫度為760 ℃金相組織

圖5 上冷床溫度為871 ℃金相組織

圖6 熱軋態(tài)金相組織

1.2 控軋+控冷試驗(yàn)生產(chǎn)

前期的試驗(yàn)結(jié)果表明：采用單獨(dú)控冷工藝，上冷床溫度低于相變溫度，鋼筋表面生成回火馬氏體組織[2]，鋼筋強(qiáng)度提高幅度大，但是不符合新國標(biāo)要求；上冷床溫度高于相變溫度，不會(huì)出現(xiàn)回火馬氏體組織，但是鋼筋強(qiáng)度提高非常有限。因此，必須采用控制軋制配合軋后控冷工藝，控制軋制的目的是適量降低精軋入口溫度，使得鋼筋在變形過程中累積更多的畸變能，為后續(xù)的相變提供更多的形核點(diǎn)[3]，從而細(xì)化組織晶粒；軋后控冷的目的是控制軋后冷卻速率，阻止相變后鐵素體晶粒的長(zhǎng)大[4]，細(xì)化晶粒，提高鋼筋強(qiáng)度。

試驗(yàn)規(guī)格為18 mm，牌號(hào)為HRB400E，其化學(xué)成分和力學(xué)性能見表3。本次試驗(yàn)采用控軋+控冷的工藝進(jìn)行試驗(yàn)，通過采用不同水壓水量控制鋼筋精軋入口溫度及上冷床溫度，對(duì)應(yīng)不同工藝鋼筋力學(xué)性能見表4，屈服強(qiáng)度對(duì)比趨勢(shì)如圖7所示。

圖7 不同上冷床溫度下鋼筋強(qiáng)度對(duì)比

表3 HRB400E控軋+控冷試驗(yàn)化學(xué)成分

表4 HRB400E控軋+控冷試驗(yàn)力學(xué)性能

試驗(yàn)結(jié)果表明：和熱軋態(tài)的力學(xué)性能相比，采用控軋控冷工藝生產(chǎn)的HRB400E鋼筋的屈服強(qiáng)度提高了約21～39 MPa，抗拉強(qiáng)度提高了17～31 MPa，Agt與強(qiáng)屈比略有降低。力學(xué)性能均能滿足新國標(biāo)的技術(shù)要求。

觀察不同工藝下鋼筋的金相組織（如圖8～9所示），熱軋態(tài)與控軋控冷工藝鋼筋的橫斷面均沒有異常組織，全部為鐵素體+珠光體。采用控軋控冷工藝生產(chǎn)的鋼筋的晶粒度為9～9.5級(jí)，比熱軋態(tài)工藝下鋼筋的晶粒度提高了0.5～1級(jí)，并且組織更加均勻，消除了高溫軋制時(shí)出現(xiàn)的魏氏組織。

圖8 熱軋態(tài)工藝鋼筋金相組織

圖9 控軋+控冷工藝鋼筋金相組織

2 批量生產(chǎn)的實(shí)物水平

根據(jù)試驗(yàn)結(jié)果，采用控軋控冷工藝能提高鋼筋的強(qiáng)度，約30 MPa，結(jié)合現(xiàn)場(chǎng)軋機(jī)裝備情況，在原有HRB400E鋼筋成分體系基礎(chǔ)上，降低了Mn、V合金的加入量，具體生產(chǎn)工藝及產(chǎn)品質(zhì)量見表5、表6。

表5 HRB400E不同工藝下軋制制度 ℃

表6 HRB400E不同工藝下成分體系及力學(xué)性能

從表6可以看出，采用控軋控冷工藝，各規(guī)格鋼筋的平均屈服強(qiáng)度為445～458 MPa，平均強(qiáng)屈比為1.34，性能富余量適中。對(duì)比熱軋態(tài)HRB400E鋼筋的成分體系，釩合金平均降低了0.005%，Mn合金降低了0.07%。采用控軋控冷工藝同樣能夠保證鋼筋的力學(xué)性能滿足國標(biāo)要求，并且可以降低鋼筋合金加入量，大大降低合金成本。

對(duì)鋼筋進(jìn)行金相觀察，其金相組織為鐵素體+珠光體（如圖10所示），未發(fā)現(xiàn)回火馬氏體、魏氏組織等異常組織，晶粒度為9～9.5級(jí)，完全滿足新國標(biāo)的技術(shù)要求。

3 結(jié)論

（1）采用單獨(dú)軋后控冷工藝，上冷床溫度過低，鋼筋會(huì)產(chǎn)生回火馬氏體，不符合新國標(biāo)的技術(shù)要求；上冷床溫度過高則對(duì)鋼筋強(qiáng)度的提高貢獻(xiàn)不大，無法達(dá)到降低合金成本的目的。

（2）采用控軋+控冷工藝，控制鋼筋精軋入口溫度為（1 000±20）℃，并將鋼筋上冷床溫度控制在（900±20）℃，此工藝條件下的鋼筋強(qiáng)度富余量適中，金相組織為鐵素體+珠光體，完全滿足新國標(biāo)的技術(shù)要求。

圖10 控軋+控冷工藝鋼筋金相組織

（3）與熱軋態(tài)工藝HRB400E鋼筋成分體系相比，采用控軋控冷工藝，釩合金平均降低了0.005%，Mn合金降低了0.07%，具有非?？捎^的經(jīng)濟(jì)效益。