CN114892095B - 一种薄规格s450nh车厢用高强耐候钢及其制备方法 - Google Patents

一种薄规格s450nh车厢用高强耐候钢及其制备方法 Download PDF

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Abstract

一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢及其制备方法，属于车厢用高强耐候钢领域，克服了现有技术中的薄规格耐候钢成本高、生产工艺流程长等缺陷。一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢，成分以质量百分比计包括C：0.025～0.035％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.20～0.40％、P：0.063～0.073％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.34～0.44％、Ti：0.035～0.045％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；Ti强化指数STi＝(％Ti)/[3.43(％N)+1.5(％O)+3(％S)]＝4.70～5.60；匹配指数M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)‑2(％S)/STi]/[(％P)×STi]＝2.35～2.95。

Description

一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢及其制备方法
技术领域
本发明属于车厢用高强耐候钢领域，具体涉及一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢及其制备方法。
背景技术
高强耐候钢是指屈服强度在400MPa级以上具有良好的耐大气腐蚀性能的高强钢，在集装箱制造行业应用比较广泛，但在商用车车厢上极少应用，且大多采用含有贵重金属Ni元素的成分体系，加之冷轧工序流程较长，钢材整体生产成本很高。目前商用车车厢用钢主要以235MPa和345MPa级别的低强度低耐候性的普钢为主、400MPa级以上高强度低耐候性钢有部分应用，热轧态厚度规格主要集中在2.0mm以上规格，不仅强度偏低、规格较厚、耐候性能也差。随着钢铁企业及汽车制造厂对汽车板耐候性、高强轻量化以及以热代冷认识的不断加深，近些年钢厂开始对短流程低成本高强耐候汽车板进行开发及推广，高强耐候汽车板在商用车车厢上的应用已成为重要的发展方向之一。
专利CN110318006B公开了一种冷轧耐候钢及其制备方法，采用连铸→热轧→卷取→酸洗→冷连轧→卷取→连续退火→平整→卷取，所述产品屈服强度≥350MPa、抗拉强度≥500MPa、A50延伸率≥30％，适用于薄规格集装箱用耐候钢的生产，但热轧后需要经过冷轧、退火及平整工序，工艺流程长，生产成本高、能源消耗大，加之成分设计含有贵重金属Ni元素，使得钢材成本进一步增加。
现有技术450MPa级及以上高强耐候钢热轧态可生产厚度主要集中在2.0mm以上规格，基于客户薄规格、表面质量的需求，热轧后一般需要经过后续的冷轧及退火工艺，具体生产流程主要为连铸→铸坯二次加热→粗轧→精轧→冷却→卷取→酸洗→冷轧→卷取→退火→平整→卷取，这种工艺工序流程长、设备组成复杂、生产效率低、检修维护及生产成本高、能源消耗大。
当前，世界能源、资源和环境保护问题日趋严峻，商用车车厢用钢铁材料实现高强减薄轻量化、耐候化及节能降耗已成为迫切需要。
发明内容
因此，本发明要解决的技术问题在于克服现有技术中的薄规格耐候钢成本高、生产工艺流程长等缺陷，从而提供一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢及其制备方法。
为此，本发明提供了以下技术方案。
一方面，本发明公开了一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢，成分以质量百分比计包括C：0.025～0.035％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.20～0.40％、P：0.063～0.073％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.34～0.44％、Ti：0.035～0.045％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；
Ti强化指数STi＝(％Ti)/[3.43(％N)+1.5(％O)+3(％S)]＝4.70～5.60；
匹配指数M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)-2(％S)/STi]/[(％P)×STi]＝2.35～2.95。
C为提高钢材强度的重要元素，但C含量过高会使钢的塑性下降，影响钢的成型及焊接性能。为了使产品具有良好的性能匹配，本发明中C含量控制在0.025～0.035％。
Si为铁素体形成元素，可提高钢中固溶体的强度，对提高钢的抗拉强度更为显著。而且当Si与Cu、Cr、P配合时，可以提高钢的耐腐蚀性能，当硅含量比较多时，有利于细化腐蚀产物α-FeOOH，促进钢材表面形成致密的富硅保护性锈层从而提高耐腐蚀性能，但过高则会使钢的焊接性能恶化。故本发明中Si含量控制在0.20～0.30％。
Mn是钢中重要的固溶强化元素之一，也是奥氏体稳定化元素，能扩大铁碳相图中的奥氏体区，促进钢的中温组织转变，得到以针状组织为主的微观组织，这种组织具有较好的均匀性，优良的耐候性能，高的强度和韧性。但Mn含量过高不但会降低延伸率、有损钢的韧性，还会降低钢的抗腐蚀性能及焊接性能，同时提高制造成本。故本发明中Mn含量控制在0.20～0.40％。
P是提高钢材的耐大气腐蚀性能最有效最经济的合金元素之一，还具有较强的固溶强化作用。P元素作为阳极去极化剂可以显著提高钢的耐大气腐蚀能力。但是P容易在晶界偏聚降低钢材的韧性，增加焊接裂纹敏感性，为了保证焊接性，不宜采用增加磷的方法来提高钢的耐蚀性。故本发明确定磷含量的最佳范围为0.063～0.073％。
S是钢中的有害元素，易与Mn元素形成MnS夹杂而恶化钢的塑韧性及耐大气腐蚀性能，易与Ti结合生成Ti4C2S2，降低了起强化效果的Ti含量，从而影响微合金元素Ti的强化效果。因此本发明将S含量控制在≤0.005％。
Cu为提高耐候钢耐大气腐蚀性能的最为普遍的合金元素。在大气腐蚀过程中主要以CuS的形式分布于外层腐蚀产物膜，阻止了腐蚀气体向内层的渗透，同时对基体产生钝化。但Cu的熔点较低，含量过高容易导致“铜脆”现象的产生。故本发明Cu含量控制在0.46～0.56％。
Cr能够显著地提高钢的耐腐蚀性能，Cr的加入有利于在钢的表面形成细而致密的内层腐蚀产物膜α-FeOOH，可有效抑制腐蚀性离子，当Cr与Cu同时加入时，效果更为显著。但Cr含量过高会恶化钢材的焊接性能、降低钢的塑性和韧性，故本发明Cr含量控制在0.34～0.44％。
Ti为强碳氮化物形成元素，是提高钢材强度最经济的微合金元素。在高温下可抑制奥氏体晶粒的长大、在轧制过程中可抑制再结晶奥氏体晶粒长大从而细化相变之后的铁素体晶粒。钛的碳化物TiC比较稳定，当加热温度高于1000℃时开始溶解，在热轧后冷却过程中TiC粒子可大量析出起到析出强化的作用，故本发明将Ti含量控制在0.035～0.045％。
O、N与钛有极强的亲和力，钢水中O与Ti结合生成TiO2，N与Ti结合形成粗大的TiN粒子，从而减少钢水中起强化效果的钛含量，降低钛的细晶强化与析出强化效果，故本发明O含量控制在≤0.0030％、N含量控制在≤0.0040％。
当Cr、Cu、P同时加入，且其匹配指数M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)-2(％S)/STi]/[(％P)×STi]在2.35～2.95范围时，可有效促进细而致密的α-FeOOH稳定锈层的形成，协同作用使钢的耐大气腐蚀性能得以极大提高，因去Ni而造成的耐候性损失得到有效弥补，同时降低P在晶界偏聚，提高钢材的韧性，且Cr为碳化物形成元素，可有效地阻碍奥氏体晶粒粗化，能显著提高钢的强度、硬度和耐磨性等。匹配指数M过低，耐候匹配效果较差，M过高，性能匹配特别是Ti强化效果较差。
为保证Ti有效实现细晶强化和析出强化的效果，本发明钢的化学成分须满足Ti强化指数STi在4.70～5.60范围。
为保证钢材具有良好的耐大气腐蚀性能，钢材的耐候指数I不低于6.0，随着I值的增加耐候性能增加。
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。
进一步的，薄规格S450NH车厢用高强耐候钢厚度为1.0～1.5mm。
另一方面，本发明提供了一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法包括冶炼→连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取。
进一步的，所述热坯快烧包括：将连铸获得的铸坯热直装入炉，入炉温度≥800℃，加热时间控制在70～100min，出炉温度≥1250℃。
进一步的，所述粗轧出口温度≥1090℃，精轧入口温度为1060～1080℃，精轧出口温度820～890℃；和/或
粗轧获得的中间坯厚度21～23mm，精轧出口厚度为1.1～1.6mm。
进一步的，所述层流冷却采用两段冷却：前段冷却-保温-后段冷却；优选地，前段冷却速率45～49℃/s，保温温度为640～690℃，保温时间3.5～4.5s，后段冷却速率4～6℃/s；
所述卷取温度600～650℃。
进一步的，所述连铸拉速2.1～2.5m/min，铸坯厚度150～170mm。
进一步的，还包括酸洗、平整。
进一步的，酸洗前原料温度＜45℃，酸洗介质为工业盐酸，酸液浓度30～200g/L，酸液温度80～95℃；
酸洗后采用漂洗液去除酸液，漂洗液温度66～80℃，出口槽漂洗水pH值＞6.5，出口槽漂洗水电导率≤30μS/cm；
进一步的，所述平整采用湿平整工艺，平整压下率6.0～10.0％。
平整后的产品厚度为1.0～1.5mm。
本发明技术方案，具有如下优点：
1.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢，成分以质量百分比计包括C：0.025～0.035％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.20～0.40％、P：0.063～0.073％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.34～0.44％、Ti：0.035～0.045％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；Ti强化指数STi＝(％Ti)/[3.43(％N)+1.5(％O)+3(％S)]＝4.70～5.60；匹配指数M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)-2(％S)/STi]/[(％P)×STi]＝2.35～2.95。
本发明采用“去Ni、单Ti微合金化”成分体系，去除了贵重金属Ni，且Ti含量仅为0.035～0.045％，可降低钢材成本。同时，Ti强化指数STi＝4.70～5.60，在高温下可抑制奥氏体晶粒的长大，在轧制过程中可抑制再结晶奥氏体晶粒长大从而细化相变之后的铁素体晶粒。钛的碳化物TiC比较稳定，当加热温度高于1000℃时开始溶解，在热轧及层冷低温降温过程中TiC可大量析出起到析出强化的作用，微Ti协同细晶强化和析出强化作用进行强化。本发明采用Cr、Cu、P协同加入、且其匹配指数M在2.35～2.95范围时，可有效弥补去Ni造成的耐候性损失，同时可有效提高钢的综合力学性能。
2.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，包括冶炼→连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取。
一方面，本发明缩减了冷轧及退火工序，可稳定轧制1.0～1.5mm厚度规格，缩短了工艺流程，节能降本；另一方面本发明采用“热坯快烧”加热工艺及“去Ni、单Ti微合金化”成分体系，节能降耗降本，同时也可有效避免“铜脆”现象的产生。本发明可生产薄规格热轧酸洗S450NH车厢用高强耐候钢，最薄可达到1.0mm，实现商用车车厢用钢高强减薄轻量化、耐候化。
产品性能满足屈服强度ReL≥450MPa，抗拉强度Rm≥550MPa，延伸率A50≥20％，180°冷弯(d＝a)合格，金相组织为珠光体+铁素体(如图1所示)，实现商用车车厢用钢高强减薄轻量化、耐候化、以热代冷及节能降耗的目的，具有很高的社会经济效益。
3.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，热坯快烧包括：将连铸获得的铸坯热直装入炉，入炉温度≥800℃，加热时间控制在70～100min，出炉温度≥1250℃。将连铸获得的铸坯热直装入炉，可减少加热时间，节能降耗；采用较短的加热时间，缩短铜元素沿晶界的扩散时间、使铜不易在晶界偏聚熔化，可避免“铜脆”现象。
4.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，所述粗轧出口温度≥1090℃，精轧入口温度为1060～1080℃，精轧出口温度820～890℃。避免在铜熔点1083.4℃附近进行轧制，进一步避免“铜脆”现象的产生。
5.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，所述层流冷却采用两段冷却：前段冷却-保温-后段冷却；优选地，前段冷却速率45～49℃/s，保温温度为640～690℃，保温时间3.5～4.5s，后段冷却速率4～6℃/s。
前段冷却的冷却速率快、过冷度大，可提高相变时铁素体的形核率，并抑制相变后铁素体晶粒长大，保温阶段和后段冷却阶段是为了促进TiC等的析出，提高析出强化效果，并得到所需的珠光体+铁素体金相组织。两段冷却工艺使得细晶强化和析出强化得到充分发挥以保证钢具有良好的强韧性，满足产品所需性能要求。
本发明采用单Ti微合金化及两段冷却控制工艺，且Ti强化指数STi＝4.70～5.60，可有效实现细晶强化和析出强化的效果，保证钢具有良好的强韧性，满足产品所需性能要求。
6.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，还包括酸洗、平整。提高热轧薄规格耐候钢表面质量，实现以热代冷，满足客户需求。
7.本发明提供的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，连铸拉速2.1～2.5m/min，铸坯厚度150～170mm；平整采用湿平整工艺，平整压下率6.0～10.0％。本发明采用“连铸薄坯+平整大压”，可高效生产薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢，最薄可达到1.0mm，实现商用车车厢用钢高强减薄轻量化、耐候化及以热代冷。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1是本发明实施例1制得的高强耐候钢金相组织图。
具体实施方式
提供下述实施例是为了更好地进一步理解本发明，并不局限于所述最佳实施方式，不对本发明的内容和保护范围构成限制，任何人在本发明的启示下或是将本发明与其他现有技术的特征进行组合而得出的任何与本发明相同或相近似的产品，均落在本发明的保护范围之内。
实施例中未注明具体实验步骤或条件者，按照本领域内的文献所描述的常规实验步骤的操作或条件即可进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市购获得的常规试剂产品。
实施例1
本实施例提供一种薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢，其化学成分及质量百分比为C：0.031％，Si：0.27％，Mn：0.35％，P：0.071％，S：0.0009％，Cu：0.47％，Cr：0.44％，Ti：0.038％，O：0.0011％，N：0.0010％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。
其生产工艺流程为：连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取→酸洗→平整→卷取，具体包括下述步骤：
1.冶炼：将原料冶炼成上述成分钢水；
2.连铸：连铸拉速2.4m/min，铸坯厚度170mm；
3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度923℃，加热时间89min，出炉温度1293℃，热轧粗轧出口温度1137℃，中间坯厚度21mm，精轧入口温度1077℃，精轧出口温度875℃，精轧出口坯料厚度为1.1mm。层冷采用两段冷却，前段冷却速率48℃/s，保温温度681℃，保温时间4.5s，后段冷却速率为6.0℃/s，卷取温度618℃；
4.酸洗前热轧原料温度＜45℃，酸洗介质为工业盐酸，酸液浓度50～150g/L，酸液温度85℃，漂洗液温度67℃，出口槽漂洗水pH值＞6.5，出口槽漂洗水电导率≤30μS/cm；
5.平整采用湿平整工艺，平整压下率7.5％。
所得S450NH热轧酸洗高强耐候钢产品厚度为1.0mm，金相组织如图1所示，力学性能如表2所示。
实施例2
本实施例提供一种薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢及其生产方法，其化学成分及质量百分比为C：0.030％，Si：0.30％，Mn：0.40％，P：0.069％，S：0.0011％，Cu：0.46％，Cr：0.43％，Ti：0.035％，O：0.0009％，N：0.0008％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。
其生产工艺流程为：连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取→酸洗→平整→卷取，具体包括下述步骤：
1.冶炼：将原料冶炼成上述成分钢水；
2.连铸：连铸拉速2.3m/min，铸坯厚度170mm；
3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度917℃，加热时间87min，出炉温度1278℃，热轧粗轧出口温度1129℃，中间坯厚度21mm，精轧入口温度1075℃，精轧出口温度887℃，精轧出口坯料厚度为1.5mm。层冷采用两段冷却，前段冷却速率49℃/s，保温温度675℃，保温时间4.5s，后段冷却速率为5.5℃/s，卷取温度613℃；
4.酸洗前热轧原料温度＜45℃，酸洗介质为工业盐酸，酸液浓度50～150g/L，酸液温度82℃，漂洗液温度69℃，出口槽漂洗水pH值＞6.5，出口槽漂洗水电导率≤30μS/cm；
5.平整采用湿平整工艺，平整压下率6.9％。
所得S450NH热轧酸洗高强耐候钢产品厚度为1.4mm，力学性能如表2所示。
实施例3
本实施例提供一种薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢及其生产方法，其化学成分及质量百分比为C：0.035％，Si：0.28％，Mn：0.38％，P：0.073％，S：0.0008％，Cu：0.46％，Cr：0.44％，Ti：0.039％，O：0.0010％，N：0.0009％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。
其生产工艺流程为：连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取→酸洗→平整→卷取，具体包括下述步骤：
1.冶炼：将原料冶炼成上述成分钢水；
2.连铸：连铸拉速2.5m/min，铸坯厚度170mm；
3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度929℃，加热时间92min，出炉温度1299℃，热轧粗轧出口温度1135℃，中间坯厚度21mm，精轧入口温度1079℃，精轧出口温度879℃，精轧出口坯料厚度为1.6mm。层冷采用两段冷却，前段冷却速率47℃/s，保温温度677℃，保温时间4.0s，后段冷却速率为6.0℃/s，卷取温度609℃；
4.酸洗前热轧原料温度＜45℃，酸洗介质为工业盐酸，酸液浓度50～150g/L，酸液温度87℃，漂洗液温度66℃，出口槽漂洗水pH值＞6.5，出口槽漂洗水电导率≤30μS/cm；
5.平整采用湿平整工艺，平整压下率6.5％。
所得S450NH热轧酸洗高强耐候钢产品厚度为1.5mm，力学性能如表2所示。
对比例1
本对比例提供了一种薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢，其化学成分及质量百分比为C：0.033％，Si：0.25％，Mn：0.59％，P：0.063％，S：0.0020％，Cu：0.56％，Cr：0.34％，Ti：0.052％，O：0.0005％，N：0.0002％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。
本对比例提供的耐候钢Ti强化指数为6.99，不在4.70～5.60范围内。
本对比例提供的耐候钢匹配指数M为2.18，不在2.35～2.95范围内。
生产工艺流程与实施例1相同。
对比例2
本对比例提供了一种薄规格热轧酸洗S450NH商用车车厢用高强耐候钢，其化学成分及质量百分比为C：0.034％，Si：0.21％，Mn：0.61％，P：0.072％，S：0.0050％，Cu：0.46％，Cr：0.43％，Ti：0.048％，O：0.0019％，N：0.0014％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。
本对比例提供的耐候钢Ti强化指数为2.12，不在4.70～5.60范围内。
本对比例提供的耐候钢匹配指数M为6.27，不在2.35～2.95范围内。
生产工艺流程与实施例1相同。
表1各实施例和对比例化学成分及相关参数
Figure BDA0003674644890000121
表2各实施例和对比例力学性能
Figure BDA0003674644890000122
由对比例1、对比例2可知，当匹配指数M、Ti强化指数STi不在本发明范围内时，钢的耐候性和力学性能会明显降低。
显然，上述实施例仅仅是为清楚地说明所作的举例，而并非对实施方式的限定。对于所属领域的普通技术人员来说，在上述说明的基础上还可以做出其它不同形式的变化或变动。这里无需也无法对所有的实施方式予以穷举。而由此所引申出的显而易见的变化或变动仍处于本发明创造的保护范围之中。

Claims (9)

1.一种薄规格S450NH车厢用高强耐候钢，其特征在于，成分以质量百分比计包括C：0.025~0.035%、Si：0.20~0.30%、Mn：0.20~0.40%、P：0.063~0.073%、S≤0.005%、Cu：0.46~0.56%、Cr：0.34~0.44%、Ti：0.035~0.045%、O≤0.0030%、N≤0.0040%，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；
Ti强化指数STi =(%Ti)/[3.43(%N)+1.5(%O)+3(%S)]=4.70~5.60；
匹配指数M=[(%Cr)+(%Cu)+(%P)-2(%S)/STi]/[(%P)×STi]=2.35~2.95；
所述薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法包括：冶炼→连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取；
所述热坯快烧包括：将连铸获得的铸坯热直装入炉，入炉温度≥800℃，加热时间控制在70~100min，出炉温度≥1250℃；
所述粗轧出口温度≥1090℃，精轧入口温度为1060~1080℃，精轧出口温度820~890℃；
所述层流冷却采用两段冷却：前段冷却-保温-后段冷却；前段冷却速率45~49℃/s，保温温度为640~690℃，保温时间3.5~4.5s，后段冷却速率4~6℃/s。
2.根据权利要求1所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢，其特征在于，所述耐候钢厚度为1.0~1.5mm，耐候指数I≥6.0。
3.一种权利要求1或2所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，包括冶炼→连铸→热坯快烧→粗轧→精轧→层流冷却→卷取；
所述热坯快烧包括：将连铸获得的铸坯热直装入炉，入炉温度≥800℃，加热时间控制在70~100min，出炉温度≥1250℃；
所述粗轧出口温度≥1090℃，精轧入口温度为1060~1080℃，精轧出口温度820~890℃；
所述层流冷却采用两段冷却：前段冷却-保温-后段冷却；前段冷却速率45~49℃/s，保温温度为640~690℃，保温时间3.5~4.5s，后段冷却速率4~6℃/s。
4.根据权利要求3所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，粗轧获得的中间坯厚度21~23mm，精轧出口厚度为1.1~1.6mm。
5.根据权利要求3所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，所述卷取温度600~650℃。
6.根据权利要求3-5任一项所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，所述连铸拉速2.1~2.5m/min，铸坯厚度150~170mm。
7.根据权利要求3-5任一项所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，还包括酸洗、平整。
8.根据权利要求7所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，酸洗前原料温度＜45℃，酸洗介质为工业盐酸，酸液浓度30~200g/L，酸液温度80~95℃；
酸洗后采用漂洗液去除酸液，漂洗液温度66~80℃，出口槽漂洗水pH值＞6.5，出口槽漂洗水电导率≤30μS/cm。
9.根据权利要求7所述的薄规格S450NH车厢用高强耐候钢的制备方法，其特征在于，所述平整采用湿平整工艺，平整压下率6.0~10.0%。
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