CN113201687A - 一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

一种420MPa级耐候桥梁钢及其制备方法，化学成分及质量百分含量为：C 0.05～0.07、Si 0.25～0.50、Mn 1.10～1.70、P≤0.020、S≤0.010、Cu 0.28～0.35、Ni 0.20～0.30、Cr 0.45～0.55、Mo≤0.10、Nb 0.008～0.030、Ti 0.010～0.030、V 0.005～0.015、Als 0.020～0.035、Ca 0.0020～0.0050、O≤0.0040、N 0.0025～0.0080，余量为Fe及不可避免的杂质；其中1.8≤Nb/C+V/N≤3.5。采用低C‑适量Si、Mn‑微量Nb‑V‑N合金化思路，并采用高Cr低Cu、Ni的低成本思路添加适量Cu‑Cr‑Ni保证耐候性能，得到低成本、综合性能优异、生产工艺窗口宽、易实现批量工业化生产的420MPa级耐候桥梁钢，本发明的成分体系配合优化的TMCP+回火制备工艺，降低了对生产装备能力要求，适于中小型钢厂批量工业化生产。

Description

一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法
技术领域
本发明涉及一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法，属于耐候钢材生产技术领域。
背景技术
近年来，桥梁建设迅猛发展，随着免涂装耐候铁路桥梁跨雅鲁藏布江藏木特大桥和免涂装耐候公路桥官厅水库特大桥的建成，耐候钢因其兼具优异的力学性能、焊接性和耐候性能越来越得到人们认可，钢结构桥梁建设对耐候桥梁钢的需求也越来越大。目前，为达到优异的力学、焊接和耐候多项性能指标，420MPa级耐候桥梁钢中的Cu、Ni、V等贵重合金元素添加量较大，合金成本较高；同时，制备工艺严苛，对生产装备能力（大扭矩、高轧制力）要求高，尤其是厚板的生产制造，此类产品生产供货一直被国内大型钢铁制造厂垄断，中小型钢厂受装备能力限制，无法生产。现有高性能耐候桥梁钢远不能满足建设需求日益增长的需要。
针对上述技术问题，国内相关研究人员在降合金成本、优化制备工艺方面也进行了大量的探索：
授权公告号为CN103361569B的发明专利“一种超低温耐候结构钢板及其生产方法”，控制Mn、C 含量(≤1.00%、0.07～0.10%)，且Mn/C≥10，确保钢板晶粒均与细小，保证良好的超低温韧性，同时控制Ti/N≥3.4，形成均匀细小TiN粒子，提高母材的强度和焊接性能，贵金属元素Ni、Nb含量较低，未添加V，成本较低，屈服强度达到了420MPa级，但其抗拉强度较低（≤570MPa），不满足420MPa级钢相关标准要求，且其耐候指数I仅≥6.34，耐候性能不足，未实现420MPa级高强度、易焊接和高耐候性的良好匹配，不能够满足工程建设需求。
授权公告号为CN102534384B的发明专利“一种无Cr高性能耐候桥梁钢及其制备方法”，添加较高的Ni、Nb的元素(0.20～0.40%、0.30～0.80%、0.04～0.07%)，细化晶粒，提高钢板的强韧性，强度和低温冲击性能都较好，并通过超低C(0.02～0.05%)的设计，减少了碳化物的形成，提高钢的焊接性能，但Ni、Nb含量较高，提升了生产成本，且其耐候性较低，I仅为6.3。
公开号为CN106011647A的发明专利“一种460MPa级别特厚板及其生产方法”，采用C-Mn-Nb-V-Ti（0.14～0.17%、1.40～1.80%、≥0.020%、≥0.020%、≥0.010%）成分体系结合超快冷速可生产厚规格460MPa级钢板为了降低成本，通过加快冷速，提高过冷度，降低相变温度，从而细化组织，提高强韧性，从而适当降低Nb、Ti、V微合金元素用量，但是较快的冷速，使得钢板内部产生较高的内应力，轧制板型较差，需要通过矫直机矫正板型，需要产线配备大矫直力的矫直机，即使板型矫正，但是钢板内应力未得到有效释放，钢板在后续切割和焊接过程中，内应力释放，板子会产生变形，影响使用和焊接。且其0℃冲击仅为105J，韧性较差，且-40℃低温韧性未报到，不能够满足桥梁钢实际应用的要求。
公开号为CN101824581A的发明专利“一种屈服强度为450MPa级高强耐候钢板及其生产方法”，通过Nb(0.015～0.035%)微合金化配合控轧控冷工艺获得低成本高强度的耐候钢，其通过F1～F3机架道次压下量控制，从而控制每道次压下量不低于40%，通过单道次大压下技术思路，使得材料在奥氏体再结晶区充分动态再结晶，细化奥氏体晶粒，提高强韧性，但是对于高强度级别钢材，合金元素加入量大，轧制时变形抗力大，每道次压下量不低于40%对轧机的轧制能力要求较高，一般的中小型钢厂不具备装备条件，无法通过该技术思路工业生产。
由此可见，现有的屈服强度达到420MPa级耐候桥梁钢，多通过添加较多的Ni元素来细化晶粒，从而保证足够的强韧性，或者通过添加适量Ti-N、Nb-V-Ti等微合金化元素，形成析出粒子提高强韧性，抑或通过优化轧制工艺：增大冷速、增大单道次压下量等手段达到细化晶粒从而提高强韧性来替代贵重合金元素Ni等加入达到细化晶粒的目的，从而降低成本。但是这些技术思路要么合金成本较高，要么合金成本虽不高，但是对装备能力要求较高，所以不适合国内装备能力一般的中小型钢厂工业化生产。为此，亟需开发出一种成本较低、易于工业化生产、综合性能良好的420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法，解决目前国内中小钢厂受装备能力限制无法工业化批量稳定生产420MPa级耐候桥梁钢的问题，满足日益增长的耐候钢结构桥梁建设需求。
发明内容
本发明所解决的技术问题是通过调控微合金化元素Nb-V-N和与之相匹配的控轧控冷和回火工艺，提供一种420MPa级耐候桥梁钢及其生产方法，并兼顾钢的强韧性、耐候性和焊接性等综合性能，达到低成本、易工业化生产的目的。
为解决上述技术问题，本发明采用的技术方案是：
一种420MPa级耐候桥梁钢，所述耐候桥梁钢化学成分组成及质量百分含量为：C0.05～0.07、Si 0.25～0.50、Mn 1.10～1.70、P≤0.020、S ≤0.010、Cu 0.28～0.35、Ni0.20～0.30、Cr 0.45～0.55、Mo≤0.10、Nb 0.008～0.030、Ti 0.010～0.030、V 0.005～0.015、Als 0.020～0.035、Ca 0.0020～0.0050、O≤0.0040、N 0.0025～0.0080，余量为Fe及不可避免的杂质；化学成分按质量百分含量计满足1.8≤α≤3.8，其中α=Nb/C+V/N。
上述420MPa级耐候桥梁钢，所述板材成品厚度为8～60mm。
上述420MPa级耐候桥梁钢，所述耐候钢屈服强度450～480MPa，抗拉强度570～620MPa，屈强比0.78～0.82，-40℃夏比V型缺口冲击功≥270J，冲击断口断面纤维率≥85%，
上述420MPa级耐候桥梁钢，所述耐候钢在模拟焊接热输入15～40kj/cm焊接条件下，焊接热影响-40℃夏比V型缺口冲击功≥47J。
上述420MPa级耐候桥梁钢，所述耐大气腐蚀指数I按I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)
-9.10(%Ni)(%P)-33.39(%Cu)2计算，I≥6.5。
基于上述耐候桥梁钢的成分及含量设计，本发明还提供了一种420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，包括以下步骤：
（1）钢坯料准备：按耐候钢成分设计要求准备原材料，经过冶炼铁水-LF精炼-RH精炼-连铸工序，得到上述成分及质量百分含量的坯料。
（2）热机械轧制：将坯料加热至1230±10 ℃，保温4～4.5h出炉，在1080～1180 ℃粗轧得中间坯，控制中间坯厚为1.8～2.5倍的成品厚度，在800～880℃对中间坯进行精轧，控制开冷温度730～790℃、返红温度580～680℃、冷速5～15℃/s ，冷却得桥梁钢板材。
（3）回火处理：回火温度500～550℃，回火时间1.5～2.0min/mm×板厚，板厚单位为mm。
上述420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，所述步骤（1）钢坯料准备中的LF精炼工序，采用白渣操作，白渣保持时间≥10min，精炼总时间确保≥30min，钢水化学成分按照耐候钢设计要求控制，LF处理结束后喂180～250m纯钙线或钙铁线300～500m；所述RH精炼工序，在高真空度≤5.0mbar条件下保持时间为15～20min，静搅处理时间为8～10min。
上述420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，所述步骤（1）钢坯料准备中的连铸工序，连铸实行全过程保护浇铸工艺，连铸坯堆垛缓冷72小时以上。
上述420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，所述步骤（2）热机械轧制粗轧阶段，采用高温多道次轧制以适配轧制能力较低的装备条件，控制粗轧道次5～7次，单道次压下率≥8%，累计压下率≥50%；控制精轧道次5～8次，精轧轧制最后三道总压下率≥25%，以保证良好板型，无需进行矫直。
本发明钢中明各主要元素的作用及机理如下：
碳：C 通过固溶强化作用，可以同时提高钢的屈服强度和抗拉强度。较低的 C 含量一方面降低了钢的焊接裂纹敏感性，另一方面减少了铁素体基体上连续渗碳体的含量，提高了钢材的低温韧性。C含量不宜过高，会影响钢材的焊接性和韧性，为此，C元素控制为0.05～0.07%。
硅：Si在钢中可以起到固溶强化和脱氧的作用，Si也可以和Cu、Cr等元素配合提高钢材的耐蚀性能，但当Si含量大于0.50%时会降低韧性，为此，Si元素控制在0.25～0.50%。
锰：Mn可以有效弥补C降低造成的强度损失，Mn和C一样是扩大奥氏体区元素，可以使共析温度降低，细化铁素体晶粒，在提高强度的同时改善韧性，但Mn含量过多易使钢板心部产生偏析，为此，Mn元素控制为1.10～1.70%。
磷：P 在钢中有严重的偏析倾向，会恶化钢的力学性能和焊接性能。但在耐候钢中适当提高P含量可以有效改善耐大气腐蚀性能，为此，P元素控制为≤0.020%。
铬：Cr可增大过冷奥氏体稳定性，可提高钢的淬透性。Cr在显著强化固溶铁素体的同时，能够提高钢的塑韧性。Cr也是最有效的钝化元素，Cr的钝化作用使耐候钢表面形成一层致密的氧化膜，抑制钢的腐蚀，为此，Cr元素控制为0.45～0.55%。
镍：Ni可以强化铁素体细化晶粒，提高耐候钢对疲劳的抗力和低温冲击韧性。Ni的添加使锈层结晶变细，有助于提高表面锈层的致密性，提高钢的耐大气腐蚀性能，本发明将Ni元素控制为0.20～0.30%。
铜：Cu主要可以产生钝化作用，起到防腐蚀作用，能与钢中的 S 结合生成难溶的硫化物，降低S的有害作用，但含量过高会增加焊缝热裂倾向，为此，Cu元素控制为0.28～0.35%。
铌：Nb元素在低合金钢热机械轧制工艺生产时对强韧性影响作用效果显著。在热机械轧制中粗轧阶段温度较高,Nb固溶于钢中，以溶质拖曳作用抑制奥氏体再结晶晶粒长大，在温度较低的精轧阶段，Nb析出Nb(C,N)第二相粒子，抑制奥氏体再结晶，还可以钉轧位错运动，提高晶体缺陷密度，成为铁素体形核的核心，显著提高铁素体形核率；在冷却阶段，剩余固溶Nb可析出纳米级NbC粒子。本发明钢中加入适量的Nb元素，通过细晶、析出、位错强化等多种方式，显著提高强韧性，为此，Nb元素控制为0.008～0.030%。
钼：Mo能明显缩短中温转变的孕育期，有效地推迟铁素体而不影响贝氏体相变，具有较强的固溶强化作用和淬透性，适量的Mo可提高焊接热影响区的低温韧性，还可显著提高耐候钢锈层致密性而增强其耐候性。但Mo含量过大，一方面会使得焊接热影响粗化，恶化低温韧性，另一方面也会提高生产成本，为此本发明钢Mo含量控制为≤0.10%。
钒：钢中加入适量的V元素，与C、N结合，形成弥散分布的V（C，N）第二相粒子，为晶内和晶界针状铁素体形核提供异质形核位点，细化粒状贝氏体组织，提高低温韧性。另外V元素在厚板回火过程中作用显著，由于厚板轧制渗透能力和冷却能力不足，钢板心部组织较上下表粗，晶粒细化程度不够，强韧性相对较差，加上适量的V元素，配合优化的回火工艺，经回火后形成V（C，N）析出粒子，起析出强化的作用，提高母材强度。但如果V的含量过高会损害钢的低温韧性且会显著增加成本，为此，本发明钢V元素控制为0.005～0.015%。
本发明除上述需控制各个元素的百分含量外，还需通过控制关键合金元素的相对添加量，从而达到制备低成本、易工业化生产、综合性能优良的高性能钢材的目的。
本发明通过调控关系式1.8≤α≤3.5，进一步调控Nb、C、V、N元素的加入量，使得上述元素按“α=Nb/C+V/N”确定的Nb:C比和V:N比值之和控制在1.8-3.5之间，以促进NbC粒子和V（C，N）粒子形成。
在TMCP工艺粗轧阶段，温度较高，Nb可固溶于钢，形成置换固溶体，影响奥氏体再结晶温度，并以溶质拖曳作用抑制奥氏体再结晶晶粒长大；在精轧阶段，Nb析出Nb(C,N)第二相粒子，抑制奥氏体再结晶，还可以钉轧位错运动，提高晶体缺陷密度，成为铁素体形核的核心，显著提高铁素体形核率，同时，V（C，N）第二相粒子也会析出，为铁素体在奥氏体晶内相变提供异质形核位点，促进晶内铁素体形核，细化粒状贝氏体组织，提高低温韧性，通过Nb-V-N微合金化技术思路，形成微纳尺度的析出粒子，起到析出强化和细化晶粒的作用，弥补由于受装备轧制能力限制晶粒细化程度不足导致的强韧性不足。在冷却阶段，由于受装备冷却能力的限制，冷速相对较低，有利于钢中剩余固溶Nb以纳米级NbC粒子形式析出，起到进一步的析出强化作用，弥补由于冷速较低导致的强度不足；在回火阶段，尤其是厚板回火时，由于厚板轧制渗透能力和冷却能力不足，钢板心部组织较上下表粗，晶粒细化程度不够，强韧性相对较差，加上适量的V元素，配合优化的回火工艺，经回火后形成V（C，N）析出粒子，起析出强化的作用，提高母材强度。若α≤1.8时，则Nb、V含量过少，不能有效的形成析出粒子，无法起到析出强化、细化晶粒的作用，且过量的N固溶在钢中会恶化焊接粗晶热影响区的低温韧性；若α≥3.5时，Nb含量的增加会使钢材的成本增加，且过高的Nb含量反而会形成较大尺度的析出粒子，不仅起不到细化晶粒的作用，反而会降低韧性，过量的V会损害母材和焊接粗晶热影响区的低温韧性，且使成本增加，因此需要控制1.8≤α≤3.5。
采用上述技术方案所产生的有益效果如下：
（1）本发明钢屈服强度450～480MPa，抗拉强度570～620MPa，屈强比0.78～0.82，-40℃夏比V型缺口冲击功≥270J，冲击断口断面纤维率≥85%，强韧性较好；
（2）本发明钢在模拟焊接热输入15～40kJ/cm焊接条件下，焊接热影响区-40℃夏比V型缺口冲击功≥47J，焊接性能较好；
（3）本发明钢耐大气腐蚀指数I按I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20
(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.10(%Ni)(%P) -33.39(%Cu)2计算，I≥6.5，耐候性能较好；
（4）采用本发明所述的成分及生产方法，以TMCP+回火状态交货，可满足装备能力一般的中小型钢厂批量稳定工业化生产厚度为8～60mm的420MPa级耐候桥梁钢，且成本较低。可提高国内桥梁钢供货量，满足我国日益增长的耐候钢结构桥梁建设需求。
附图说明
图1为实施例3的钢板厚度方向四分之一位置显微组织图；
图2为对比例1的钢板厚度方向四分之一位置显微组织图；
图3为对比例4的钢板厚度方向四分之一位置显微组织图；
图4为实施例3的钢板厚度方向四分之一位置M-A组元分布图；
图5为对比例1的钢板厚度方向四分之一位置M-A组元分布图；
图6为对比例4的钢板厚度方向四分之一位置M-A组元分布图。
具体实施方式
下面结合具体实施例和附图，对本发明作进一步详述。
本发明实施例1-10和对比例1-5耐候桥梁钢的化学成分及质量百分含量见表1，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明420MPa级耐候桥梁钢生产方法具体如下所述。
（1）钢坯料准备，按表1耐候钢成分设计要求准备原材料，经过冶炼铁水-LF精炼-RH精炼-连铸工序，得坯料。其中LF精炼工序，采用白渣操作，白渣保持时间≥10min，精炼总时间确保≥30min，钢水化学成分按照表1控制，LF处理结束后喂180～250m纯钙线或钙铁线300～500m。RH精炼工序，在高真空度≤5.0mbar条件下保持时间≥15min，静搅处理时间≥8min。连铸工序，连铸实行全过程保护浇铸工艺，连铸坯堆垛缓冷72小时以上。
（2）热机械轧制，坯料加热至1230±10 ℃，加热时间为0.9～1.2min/mm铸坯厚度，保温4h出炉，在1080～1180 ℃粗轧得中间坯，控制中间坯厚为1.8～2.5倍的成品厚度，在800～880℃范围内对中间坯进行精轧。其中粗轧阶段，控制粗轧道次5～7次，单道次压下率≥8%，累计压下率≥50%；精轧阶段，控制精轧道次5～8次，精轧轧制最后三道总压下率≥25%，控制开冷温度730～790℃、返红温度580～680℃、冷速5～15℃/s，冷却得厚度为8～60mm的桥梁钢板材。
（3）回火处理，回火温度500～550℃，回火时间1.5～2.0min/mm×板厚，板厚单位为mm。
表1耐候桥梁钢的化学成分及质量百分含量
Figure DEST_PATH_IMAGE001
注：I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu) ×(%Ni)-9.10(%Ni)×(%P)-33.39（%Cu）2
α= Nb/C+V/N
由表1所列实施例的化学成分轧制本发明所述8-60mm厚度规格的工艺参数见下表2。检验力学性能及冲击性能见表3.
表2
Figure 926251DEST_PATH_IMAGE002
实施例1-10和对比例1-5所得耐候钢板的拉伸及冲击性能见表3，其拉伸及冲击取样位置均为厚度方向四分之一位置，试验参照标准GB/T 228.1-2010和GB/T 229-2007进行。
本发明耐候钢屈服强度450～480MPa，抗拉强度570～620MPa，屈强比0.78～0.82，-40℃夏比V型缺口冲击功≥270J，冲击断口断面纤维率≥85%
表3
Figure DEST_PATH_IMAGE003
上表3所列实施例1-4为整板横向拉伸，纵向冲击检验结果；实施例5-10为板厚四分之一位置的横向标准拉伸试样，纵向冲击检验结果；
上表3所列实施例1-2中冲击检验试样尺寸为7.5mm×10mm×55mm；
从实施例7、对比例1、对比例4试制板厚度方向距上表1/4处取样，经磨抛、腐蚀后，观察金相组织，结果见附图1-3。图1～图3组织类型都为针状铁素体+粒状贝氏体铁素体+M-A组元+少量珠光体。但是图1组织比图2和图3组织细化程度更高，这是由于在轧制阶段，析出了纳米级NbC粒子，钉扎晶界，抑制了再结晶奥氏体的长大，使晶粒细化均匀，除此以外，还析出的V(C,N)粒子促进了晶内针状铁素体形核，细化了粒状贝氏体组织，从而提高了其冲击韧性；对比例4由于轧制道次减少，受制于轧机轧制能力有限，为保证压下量，只能相应提高轧制温度，晶粒在高温下获得更大的能量，极易长大，因此该对比例组织亦粗大，冲击韧性差；另外利用Lepera试剂着色腐蚀对M-A组元进行观察，结果见附图4～6，可见图4的M-A组元细小且分布弥散，这是由于析出的NbC粒子抑制其长大，细小且分布均匀的M-A组元有利于提高材料的韧性，图5中M-A组元大小不一，数量较多，大块的M-A岛反而会为裂纹萌生创造条件，因此其冲击性能较差，图6中M-A组元几乎完全分解，这是由于对比例4的终轧温度、开冷温度、返红温度均较高，使得M-A组元充分分解，无法提高冲击韧性。。
从实施例1-10选取不同厚度的实施例1、3、5、7、9和对比例1-5试制钢板取样，采用Gleeble-3500热模拟试验机进行手工气保焊（15-40KJ/cm）和埋弧焊（15-40KJ/cm）焊接热模拟，试样尺寸为10.5×10.5×80mm（实施例1为8×10.5×80mm），峰值温度为1320℃，热模拟后的样品进一步加工成10×10×55mm冲击试样（实施例1为7.5×10×55mm），进行温度为-40℃的夏比V型缺口冲击试验，模拟焊接粗晶热影响区冲击性能结果见表4。
表4
Figure 92659DEST_PATH_IMAGE004
综上，本发明通过创新成分体系并配合优化TMCP+回火制备工艺生产出的420MPa级耐候桥梁钢，生产成本较低，有着较宽的生产工艺窗口，对轧机轧制能力要求低，综合性能优异，易于工业化生产。解决了中小型钢厂受装备能力限制无法工业化批量稳定生产420MPa级耐候桥梁钢厚板的问题，可提高国内桥梁钢供货量，满足我国日益增长的耐候钢结构桥梁建设需求 。
以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。

Claims (9)

1.一种420MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候桥梁钢化学成分组成及质量百分含量为：C 0.05～0.07、Si 0.25～0.50、Mn 1.10～1.70、P≤0.020、S ≤0.010、Cu 0.28～0.35、Ni 0.20～0.30、Cr 0.45～0.55、Mo≤0.10、Nb 0.008～0.030、Ti 0.010～0.030、V0.005～0.015、Als 0.020～0.035、Ca 0.0020～0.0050、O≤0.0040、N 0.0025～0.0080，余量为Fe及不可避免的杂质；化学成分按质量百分含量计满足1.8≤α≤3.8，其中α=Nb/C+V/N。
2.根据权利要求1所述的420MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述板材成品厚度为8～60mm。
3.根据权利要求1所述的420MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候钢屈服强度450～480MPa，抗拉强度570～620MPa，屈强比0.78～0.82，-40℃夏比V型缺口冲击功≥270J，冲击断口断面纤维率≥85%。
4.根据权利要求1所述的420MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐候钢在模拟焊接热输入15～40kj/cm焊接条件下，焊接热影响-40℃夏比V型缺口冲击功≥47J。
5.根据权利要求1-4任意一种所述的420MPa级耐候桥梁钢，其特征在于，所述耐大气腐蚀指数I≥6.5，I=26.01(%Cu)+3.88(%Ni)+1.20(%Cr)+1.49(%Si)+17.28(%P)-7.29(%Cu)(%Ni)-9.10(%Ni)(%P)-33.39(%Cu)2。
6.如权利要求1-5任意一种所述的420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，其特征在于，包括如下步骤：
（1）钢坯料准备，按耐候钢成分设计要求准备原材料，经过冶炼铁水-LF精炼-RH精炼-连铸工序，得坯料；
（2）热机械轧制，将坯料加热至1230±10 ℃，保温4～4.5h出炉，在1080～1180 ℃粗轧得中间坯，控制中间坯厚为1.8～2.5倍的成品厚度，在800～880℃对中间坯进行精轧，控制开冷温度730～790℃、返红温度580～680℃、冷速5～15℃/s ，冷却得桥梁钢板材；
（3）回火处理，回火温度500～550℃，回火时间1.5～2.0min/mm×板厚，板厚单位为mm。
7.根据权利要求6所述的420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，其特征在于，所述步骤（1）钢坯料准备中的LF精炼工序，采用白渣操作，白渣保持时间≥10min，精炼总时间确保≥30min，钢水化学成分按照耐候钢设计要求控制，LF处理结束后喂180～250m纯钙线或钙铁线300～500m；所述RH精炼工序，在高真空度≤5.0mbar条件下保持时间为15～20min，静搅处理时间为8～10min。
8.根据权利要求6所述的420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，其特征在于，所述步骤（1）钢坯料准备中的连铸工序，连铸实行全过程保护浇铸工艺，连铸坯堆垛缓冷72小时以上。
9.根据权利要求4-8任意一种所述的420MPa级耐候桥梁钢的生产方法，其特征在于，所述步骤（2）热机械轧制粗轧阶段，采用高温多道次轧制以适配轧制能力较低的装备条件，控制粗轧道次5～8次，单道次压下率≥8%，累计压下率≥50%；控制精轧道次5～7次，精轧轧制最后三道总压下率≥25%。
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