（接昨日） 1．生产工艺

长条材既可用氧气转炉冶炼，也司用电弧炉冶炼，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。

欧洲PrefilARBED集团公司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％，工字粱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的工字钢品粒度为7级。

为细化钢的组织，可采用Ti-Nb微合金化，使再加热时奥氏体品粒相当细小(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)。50Ksi工字钢的化学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，细化铁素体品粒，获得?定数量的贝氏休，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ν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％，就足以使品粒度达到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A1的氮化物一样，在1050℃仍能够阻止奥氏体品粒长大，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℃x30′的晶粒度达到了11级。vT27>40C。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I截面钢材，热处理易导致变形。变形I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品粒。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=0.13N全。含Si钢的韧性与自由氮含量有关。自由氮含量在32～33ppam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A1来降低钢中自由氮含量，也可采用Ti、Nb、V等元素。相比于A1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=A1+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。由于控轧过程乙是一个待温过程，因而增加了轧制时间，降低了生产效率。

关于海洋焊接结构钢的ENl0225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量来达到。

控轧工艺也用于生产S460钢，当然，控轧正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，PmfilARBED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。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。

日本钢管公司的福山工厂开发出了与在线加速冷却OLAC(Online Accelerated cooling)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，产品质量难以榨制-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ENl0113专用标准，厚度达125mm时41J的转变温度在?50cC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。

2.化学成分对力学性能的影响

从工字钢工业生产数据中，C、Mn、Nb对屈服强度和抗拉强度提高非常显著，而加速冷却尤为明显。

结构钢的韧性与组织和化学成分有关，下列关系式是关于含Al的F+P结构钢，该关系式源于Mintz等人的研究工作。

vT54(℃)=84.8-5.65d-0.5+1.67％珠光体-53.1％Si+1490％S-1379％P-70.1％Mn-4.97CR°   

式中，vT54为54J时的转变温度，d为铁素体晶粒尺寸(nm)，CR为冷却速度(℃／min)。该式表明，细化品粒，提高Mn含量和轧后冷却速度对韧性有利，珠光体含量对韧性不利。Irvine等人的工作还表明自由氮对韧性极为不利。

优化化学成分时，需将上述因素与焊接性能综合考虑，降低C含量，Mn含量达到1.5％时，屈服强度高，韧性良好。降低C含量，添加Nb元素具有降低自由氮含量，细化组织，提高强度的同时也提高韧性等优点。

3.焊接性

通常，焊接操作规程明确规定了施工条件，以避免出现焊接冷裂纹。冷裂纹是由于焊接热影响区韧性差而引起，焊材中扩散氢含量高时易产生焊接冷裂纹，由钢的淬硬性和焊后冷却速度等参数决定。为描述钢的化学成分对焊接冷裂纹敏感性的影响，提出了不同的公式，如碳当量(CE)或焊接裂纹敏感性组成Pcm。

CE=C+Mn/6+(Cr+Mo+V)/S+(Cu+Ni)/15

Pcm = C+Si/30+(Mn+Cu+Cr)/20 + Ni/60 + Mo/15+V/10+5B)
 
为避免焊后产生冷裂纹，可将钢板预热至一定温度，该温度由碳当量、钢材厚度、焊材中扩散氢含量、焊接线能量来确定。

预热温度可按照AWS D1.1、ENl011或SEW088等标准中的方法进行计算，虽然该方法可以确定预热温度，但确定最小焊接线能量时，即单道填充的熔敷金属最小量，与预热温度无关。

用低碳Nb微合金钢取代C-Mn钢的第一个优点是不需预热而避免了硬脆区，扩大了焊接工艺的适用范围。

工字钢采用小线能量焊接(8KJ／cm药芯焊丝电弧焊)，焊前不预热。测定接头不同位置的硬度分布，所有硬度值均在300HV10以下。

为确定焊接对钢材性能的影响，采用平焊，焊前均不预热。试验钢的化学成分见表3。

采用了下列工艺：控制轧制，加捷冷却；工字钢厚度为25mm；焊接工艺，手弧焊；接头型式：平焊，氧割K型坡口；焊接的轴线方向与轧制方向垂直；焊前不预热；焊接线能10-12kJ／cm，多道焊。低碳微合金钢热轧产品的韧性良好。

焊接后，接头的强度不会降低，韧性恶化，Nb微合金钢的母材和接近熔合线处的韧性仍良好。

必须指出，有研究工作报道，尤其是对大线能量焊接，Nb和V对韧性不利，因为产生了脆性组织或碳氮化物析出相，但这种情况不太普遍，通常的焊接工艺为多道手弧焊、气保焊和药芯焊丝电弧焊，采用的焊接线能量较低，约为12～20kJ／cm。

对含Nb微合金S460海洋结构钢进行了较大线能量焊接试验。钢的成分为：0.08％C，0.01％P，0.002％S，0.2％Si，0.044％Al，0.043％Nb。采用控制轧制+OST工艺生产了厚截面工字钢，其尺寸为360x410x463mm。采用控制轧制，加速冷却；工宇钢厚度为57mm；焊接工艺：埋弧焊；接头型式：平焊，氧割对称V型坡口；焊接轴线方向与轧向平行；不预热；多道焊，焊接线能量35kJ／cm和50kJ／cm。

按照海洋工程可焊接结构钢标准ENl0225的要求进行焊接试验，测定力学性能。测定了头部、中心部、根部的熔合线、溶敷金属、FL+2mm等不同位置的冲击转变曲线，试验结果表明，对47J转变温度要求为-40℃％(-40°F)，而试验结果达到了-60℃(-80°F)，采用埋弧焊工艺经50KJ／cm大线能量焊接时，熔合线上也没有出现脆性。

还进行了全厚度CTOD断裂韧性试验。该试验方法源于英国，通过测定焊接接头裂纹尖端张开位移确定裂纹失稳扩展的临界值。结果表明，HAZ保持较高断裂韧性，每一部位的CTOD值都大于ENl0225标准要求的最小值-10℃0.25mm，还进行了另外的试验，如弯曲或CTS，结果都表明，经大线能量焊接后，各部位均具有优异的韧性。

4．高强度结构钢的应用

按照表1所引用的主要标准要求，目前生产的高强度钢屈服强度范围为345-460MPa。选用高强钢可增加载荷，或在恒载荷条件下减轻钢结构的重量，减轻的重量与钢结构的断面和加载方式有关。
高强钢应用受到屈服强度的限制，但不是唯一的，另外一些关键因素是挠度和失稳现象，如瓢曲等。这些现象与钢的杨氏模量和几何形状有关，而与屈服强度和抗拉强度无关。

采用3个不同钢种、3个不同的几何断面，相同的载荷进行了比较，钢种为S460(ReH≥460MPa)，S355(ReH≥355MPa)，S235(ReH≥235MPa)，选用高强度钢的优点是显而易见的。以S355钢为基准，采用S460钢可减轻重量]4％,而选用S235则增加重量32％。就节约材料成本而言，采用S460比S355节省约10％，比S235节省约25％。

建筑行业采用高强钢的另一个优点是节省了制造成本。尤其是减少了焊材的消耗。采用高强钢替代S235钢，减轻了桁架重量和节省了焊材消耗量。以使用S355钢为基准，采用S460可减轻重量25％，采用S235将增加重量70％。材料成本方面的对比也相同，采用S460代替S355，降低成本约20％，在制造成本方面，原先需2个工人紧张的工作，断面减小后，焊材消耗量减少了50％，大大降低了制造成本。

另外还有一些与减轻重量有关的节省，如装配、装载或运输，因为桁架尺寸小、体积小而减小了空间。

材料的价格取决于其力学性能，如：刚性、挠度和屈服强度，材料应用时应该有一个最佳钢种选择方案。最佳的屈服强度范围为355-460MPa。

5结论

采用现代生产工艺，结合微合金化，即使对很厚截面的结构钢，也能达到强度更高、韧性更好、更易焊接的要求。   

Nb在结构钢中获得了广泛的应用，Nb具有如下优点：不降低钢的连铸性能，可细化组织，减少自由氮的含量，能有效地提高强度和焊接性能。

现代高强钢在建筑、船舶和海洋结构等领域得到了广泛的应用，因其降低了材料成本和制造费用，从而降低了装配成本。（完）