铌在高强度可焊接工字钢和其它结构钢中的应用
高强钢对于近10年冶金工业发展意义重大，目前能够满足强度、塑性、韧性、成形性和焊接性的要求，使低成本钢材年产量占世界结构钢的10％左右。
回顾高强度结构钢的发展历程。20世纪初期，结构工程师们使用的单一品种钢，这种钢被称为“低碳钢”，意思是“低碳、柔软、易加工”，低碳钢没有特意使用除碳以外的合金元素进行强化，钢中的Mn用于脱氧，还含有稳定的硫化物，一般认为低碳钢化学成分范围：0．1％～0．25％C，0．4％～0．7％Mn，0．1％～0．5％Si，其余为S、P和其它元素。低碳钢的屈服强度约为250MPa。
在1940年以前，对结构钢的主要要求是增加抗拉强度。为获得较高强度，C含量增加到0．3％，Mn含量达到1．5％左右，这种钢的应用范围不广，适应不了现代高强度结构钢的要求。它具有如下缺点：(a)厚度达到30mm的钢材，屈服强度太低，只能达到360MPa；(b)厚度增加时屈服强度下降的幅度很大；(c)高的C、Mn含量使钢的焊接性能变差；(d)断裂韧性比低强度钢低。
与其它材料，尤其是钢筋混凝土的竞争，促进了结构钢的发展。为保证市场份额，开发了很多简便的生产和精炼技术，这使得对钢的焊接性和缺口冲击韧性越来越高。对1942～1949年期间发生在桥梁和船舶，尤其是著名“自由轮”的金属断裂行为进行的调查和研究，奠定了金属断裂力学的基础。
主要通过以下工艺提高钢的性能：限制C含量；提高洁净度，包括降低S、P含量；Al脱氧，微合金化，常化轧制和后来的控制轧制。上述工艺细化了钢的组织，提高了钢的强度和韧性。
1960年以后，修订的标准中介绍了一些新的钢号：法国的DIN17102标准、英国的BS4360标准、法国的NFA35－504标准。这些国家标准成为后来欧洲统一标准———细晶粒钢EN10113的基础。已有研究工作制订了钢抗脆性断裂的判定原则。这些工作将通常的缺口冲击试验结果和KIc值用于断裂机制。
在下列条件下，需要材料具有更高的韧性：疲劳载荷下的工程结构；低的服役温度；高屈服强度；厚断面钢材。新的欧洲建筑设计规范包括了最小冲击功为27J时的温度，并依此选择相应钢号等内容。
北极地区的海洋工业发展极大地促进了结构钢的发展，该地区需要在严酷的低温条件下装配工程结构。由于海洋结构承载能力有限，且随着深海石油和油气田的开发，对海洋结构而言，减轻重量成为当务之急，高强钢成为焦点。对这些苛刻环境下使用的钢材，制订了专用标准，如EN10225或API2MT2。
1．生产工艺
长条材既可用氧气转炉冶炼，也可用电弧炉冶炼，并更多地采用连铸工艺生产。连铸成小方坯、大钢坯和扁锭，作为半成品，最近也连铸成工字钢形状。根据1964年的试验，1968年开始了工字钢的近终形铸造。该技术后来被日本的川崎、日本钢铁和日本钢管、美国的纽科Yamato、Chaparrol和西北钢铁公司、欧洲的ProfilARBED等公司采用。
图1示出了欧洲PrefilARBED集团公司热轧产品的不同类型的半成品。工字梁的最大宽度达1118mm，或者最大厚度达到125mm。热轧工字钢占结构钢的比例很大。因此下面的讨论虽集中于工字钢，但其主要原理同样适用于等效厚度的其它钢材。
ProfilARBED公司生产大工字钢的钢水由电弧炉冶炼，连铸成工字钢。连铸后，初轧前，工字钢在步进炉中重新加热，由两台可逆万能轧机轧制并由万能轧机终轧。轧机孔型不同，轧制产品的断面不同。
1．1大工字钢的传统轧制工艺
半成品被加热到1250℃左右，经15～20道次轧制。而对铸锭，需加热到1300℃，可能需经40道次轧制，工字钢的道次压下率为4％～20％，终轧温度高于1000℃，工字梁上的温度分布不均匀：根部和腰部连接处温度最高，腰部的中间温度最低，温度的差异与工字钢的尺寸有关，最大温差可达100℃。按该工艺轧制，按ASTM标准进行评级，厚度为40mm的工字钢晶粒度为7级。
为细化钢的组织，可采用Ti－Nb微合金化，使再加热时奥氏体晶粒相当细小（达50μm，而不是200～300μm），再结晶组织也相当细小。实验室模拟结果显示，每道次压下率达15％即可获得所需要的组织，力学性能达到50Ksi（抗拉强度≥50Ksi，相当于S355）。表2是50Ksi工字钢的化学成分。
该成分设计已成功用于工业生产。热轧过程中温度高，意味着钢中的Nb仍保持固溶状态，即使在终轧温度时，也没有Nb的碳化物析出。Nb在钢中以固溶状态存在时，通过延迟相变，细化铁素体晶粒，获得一定数量的贝氏体，从而提高钢的强度。该钢的典型组织是约80％的铁素体，其余为贝氏体和珠光体。在相同轧制工艺条件下，按ASTM标准判断，C－Mn钢的晶粒度为7级，而含Nb钢的晶粒度为9级。相变过程中或相变之后，若在铁素体中形成NbC析出物，则钢的强度可进一步提高。通过传统轧制工艺只能有限地细化晶粒，对于强度高于50Ksi或厚度大于20mm的钢，为满足韧性要求，必须采用控制轧制工艺。
1．2正火热处理
正火是在Ac3相变点以上（通常Ac3＋50℃）。S355钢热轧态的组织为铁素体－珠光体，进行正火处理的目的是细化组织，使组织均匀，提高钢的韧性。
组织细化的程度与原始组织有关。对于不能进行控制轧制的钢，尤其是厚截面钢材，通过正火可达到很好的细化晶粒效果。对于薄截面钢材，正火可能达不到细化的目的，这种情况下，该轧制过程可认为是控制轧制工艺，通常称之为“常化轧制”，热轧态的组织和性能与正火后的组织和性能相似。
通常用Nb提高正火钢的抗拉强度，Nb能够阻止奥氏体晶粒长大，扩大γ相区。在含Si钢中，这种效果尤为明显。正火温度在900℃和1050℃之间，Nb含量为0．02％～0．04％，就足以使晶粒度达到10级。与此相反，含Si钢中不含Nb时，正火温度为1000℃时，晶粒度为7级。
Nb的碳氮化合物和Al的氮化物一样，在1050℃仍能够阻止奥氏体晶粒长大，这种作用尤为重要，即使在炉温不均匀的热处理炉中，也能获得细小的铁素体－珠光体组织。
厚度不同，热轧态工字钢的晶粒度为7～9级。正火后910℃×30′的晶粒度达到了11级。vT27＞40℃。正火后vT27＜－45℃，正火后，强度均略有下降。
根据以上试验结果，制订了S355钢的合金设计原理。
为满足焊接性能的要求，必须具有较低的碳当量。与控轧钢相比，S460钢具有较高的碳当量，从而限制了其产量。还必须指出，尤其对薄截面钢材，热处理易导致变形。变形后必须用矫直机矫直。
1．3控轧工艺：控制轧制
在奥氏体的低温区进行控制轧制时，含Nb钢可以满足强度韧性的要求。轧制过程中，奥氏体首先在1050℃以上进行变形，使奥氏体晶粒细化。如果给定总压下率为70％，则每道次轧制后，通过静态再结晶可得到细小的奥氏体晶粒。然后待温至900℃以下进行终轧。含Nb钢中的再结晶非常缓慢，奥氏体晶粒变成饼状，从而有效地细化了晶粒。
电弧炉冶炼的含Si钢，高的自由氮含量对性能的提高非常显著。上述钢中，全氮含量在100ppm以上。含Si的空冷钢中，自由氮含量与全氮含量关系是N自由＝0．43N全。含Si钢的韧性与自由氮含量有关。自由氮含量在32～33ppm以下时，vT40J约为－10℃。自由氮含量一旦超过35ppm，vT40J迅速达到＞＋30℃。
提高韧性方法有两个：一是将终轧温度从960℃降低到870℃，使铁素体晶粒度从7级提高到9级，该工艺显著提高了钢的韧性；二是采用控制轧制，形成氮化物，降低钢中自由氮。二者综合作用，钢的韧性最好。
常用Al来降低钢中自由氮含量，也可采用Ti、Nb、V等元素。相比于Al和Ti，V和Nb具有优点，它们不会导致连铸过程中出现水口堵塞或产生缺陷等连铸问题。对自由氮含量的测定可用于确定氮化物形成元素固定氮的效果。由此确定了Al当量的计算公式Aleq＝Al＋2Ti＋Nb＋V（％）。根据工字钢的力学性能要求来选择合金元素，vT40与屈服强度的函数关系。采用Al、Ti、Al＋Ti、Ti＋V进行微合金化，屈服强度约为320MPa时，vT40在－60～－70℃之间，强度与用于比较的C－Mn钢相似，C－Mn钢中没有沉淀硬化。Nb微合金钢的屈服强度为375MPa时，vT40＝－55℃，Nb产生了显著的沉淀硬化效应，并细化了组织。Ti＋Nb复合加入时，由于TiN与Nb的相互作用，使沉淀硬化效应有所减轻。
同样地，含V钢中加Ti也降低V的硬化效应，因为Ti固定了氮，降低了V的氮化物的硬化效应。
虽然控制轧制能达到强度和韧性的要求，但也存在一些缺点。降低终轧温度增加了轧机的负载，很多轧机在设计时并没有考虑这部分增加的载荷。与C－Mn钢相比，由于Nb的存在阻止了再结晶，在此温度区间使轧机增加了负载。由于控轧过程中有个待温过程，因而增加了轧制时间，降低了生产效率。
图3显示了要达到一定厚度的S355工字钢所对应的强度时所需的化学成分、碳当量和Nb含量。为达到所需强度，可采用不同的化学成分。图4给出了生产S355钢可采用的另外一种合金设计原理。
与图3所示的合金设计原理相比，C含量提高了0．06％，Nb（V）含量降低。这两种成分的强度相同，然而对韧性的影响很大。C含量低，采用Nb微合金化时，长度方向的韧性提高了，但随着厚度增加，满足韧性要求更为困难。
关于海洋焊接结构钢的EN10225标准中提出了更为严格的韧性要求，该标准涉及到横向或厚度方向的韧性要求，对于较低碳含量的钢，横向冲击功要求有所提高，对厚度方向韧性而言，可通过降低S含量来达到。
控轧工艺也用于生产S460钢，当然，控轧工艺不能生产最大的厚度范围。
对于较厚的钢材，轧制温度提高，轧后冷却速度降低，从而导致组织粗化。为达到强度要求，必须增加合金含量。由于焊接性能的要求和碳当量的限制，尚不能生产50mm厚度以上的S460钢材。
1．4控轧工艺：加速冷却
为克服控制轧制的局限性，ProfilARBED公司联合冶金研究中心和英国钢铁公司开发了轧后加速冷却的工艺。
在淬火＋自回火工艺中，最后一道次轧制之后，整个工字钢表面喷水激冷。在心部被淬火之前，停止喷水，工字钢的外表层被从心部向表层传递的热量进行自回火。图5是该热处理过程的示意图。从终轧辊出来直接进入冷却架，此时温度约为850℃，整个工件的表面冷却后，开始自回火的温度≥600℃。通常，淬火＋回火工艺的先决条件是整个工字钢的断面上温度要均匀，这样，在轧制过程中，需对工字钢上温度最高的部位，即腿部和腰部的连接处进行选择性冷却。图6是该工艺的示意图。采用该技术可消除工字钢断面上的温度差异。
日本钢管公司的福山工厂开发出了与在线加速冷却OLAC（OnlineAcceleratedcooling)相似的工艺。OLAC于1980年起在钢板生产中就已开始了应用。对厚截面钢材，由于横断面形状复杂，该技术在这种材料的应用方面遇到技术困难。由于热变形难以克服而采用无变形的冷却，由于产品的尺寸和钢号非常分散，产品质量难以控制。而日本钢公司开发了大工字钢的加速冷却装置。
采用不同轧制工艺所得到的热轧态组织如前所述，传统轧制所得到的晶粒度为7级，控制轧制时晶粒度约为9级，采用加速冷却时晶粒度可达11级。如此细小的组织在很低的温度下也具有良好的韧性，按照EN10113专用标准，厚度达125mm时41J的转变温度在－50℃以下。
通过激冷细化组织时，Nb细化组织的作用未能发挥，在热轧钢材中，添加Nb未能提高韧性。然而，在高强钢中，通过添加Nb降低碳当量从而提高了焊接性，这对厚钢材尤为重要。（来源：国际焊接网）
