CN115094342B - 低屈强比500MPa耐候桥梁钢及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及炼钢技术领域，具体而言，涉及低屈强比500MPa耐候桥梁钢及其制备方法；本发明的桥梁钢包括C：0.115～0.14％、Mn：0.85～1.20％、Si：0.30～0.50％、P：0.020～0.028％、S≤0.001％、Cr：0.81～0.90％、Ni：0.4～0.68％、Cu：0.42～0.62％、Als：0.020～0.045％，余量为含Fe的混合原料；制备方法中粗轧的终轧温度＞1050℃，停止厚度为成品厚度的1.5‑2.0倍；精轧的开轧温度≤950℃，终轧温度控制为850‑880℃，轧制后加速冷却控制，返红的温度≤300℃。本发明的桥梁钢的屈强比低，生产周期短，成本低。

Description

低屈强比500MPa耐候桥梁钢及其制备方法
技术领域
本发明涉及炼钢技术领域，具体而言，涉及低屈强比500MPa耐候桥梁钢及其制备方法。
背景技术
随着基础设施建设的高速发展，在海洋、山区建造的高速铁路、高速公路越来越多，这些地方往往处于海洋气氛、干湿交替气氛中，腐蚀性较大，且所处位置维修防护难度大，因此需要更多的大气腐蚀性桥梁钢用于钢结构制造。
但是，相关技术提供的桥梁钢的屈强比高，难以满足需求，且生产过程中铸坯需缓冷、而后需要冷坯装炉加热，生产周期长，成本高。
发明内容
本发明的目的在于提供低屈强比500MPa耐候桥梁钢及其制备方法，该低屈强比500MPa耐候桥梁钢能够通过成分的控制和制备方法的调整，有效地降低屈强比，以满足需求；且能够缩短生产周期，降低成本。
本发明是这样实现的：
第一方面，本发明提供一种低屈强比500MPa耐候桥梁钢，原料组分按照百分比计，包括：
C：0.115～0.14％、Mn：0.85～1.20％、Si：0.30～0.50％、P：0.020～0.028％、S≤0.001％、Cr：0.81～0.90％、Ni：0.4～0.68％、Cu：0.42～0.62％、Als：0.020～0.045％，余量为含Fe的混合原料。
在可选的实施方式中，混合原料还包括：总量≤0.06％的Nb、V和Ti中的至少一种。
在可选的实施方式中，混合原料还包括0.0010～0.0030％的稀土RE。
在可选的实施方式中，低屈强比500MPa耐候桥梁钢的组织结构为：13～36％的铁素体加上＞60％的贝氏体的双相组织。
第二方面，本发明提供一种如前述实施方式任一项的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，包括：
连铸成坯，并对连铸板坯加热；
粗轧，粗轧的终轧温度＞1050℃，粗轧的停止厚度为成品厚度的1.5-2.0倍；
精轧，精轧的开轧温度≤950℃，精轧的终轧温度控制为850-880℃，轧制后进行预矫直后进入加速冷却控制，钢板冷后返红的温度≤300℃，之后快速下线堆垛缓冷至室温，并使钢板进行回火热处理。
在可选的实施方式中，对连铸板坯加热的步骤，具体包括：在连铸成坯之后，在500-700℃及以上转运至装入加热炉对连铸板坯加热，控制均热段温度为1180-1230℃，且均热段的时间T≥[(连铸板坯的厚度/10mm)+10]min。
在可选的实施方式中，还包括：在粗轧的步骤之前除鳞。
在可选的实施方式中，还包括：在粗轧的步骤之后，冷却至精轧开冷温度。
在可选的实施方式中，加速冷却控制的步骤中，开始冷却的温度为750-800℃，冷却的速率为10-20℃/s。
在可选的实施方式中，在连铸成坯的步骤之前还包括粗炼和精炼；
粗炼的步骤包括：转炉冶炼，以获得粗炼钢水；
精炼的步骤包括：将粗炼钢水用LF炉精炼、并用RH真空循环炉进行精炼和脱气，以获得精炼钢水；
在连铸成坯的浇铸过程中向结晶器内喂Ca线或稀土包芯线。
本发明包括有以下有益效果：
本发明实施例提供的低屈强比500MPa耐候桥梁钢通过成分控制，能够有效地降低屈强比，而且钢板在常温下的屈服强度、抗拉强度、延伸率、屈强比以及横纵向冲击功都具有良好的表现，即具有高强度、高韧性，具备优异的耐大气腐蚀性能和优良的焊接性能，能满足桥梁焊接钢结构的制造要求。
本发明实施例提供的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，通过控制粗轧后的厚度，一方面保证在一阶段的道次大压下，使奥氏体晶粒充分发生动态再结晶，另一方面适当减少未再结晶区轧制变形，提高钢的淬火性，从而获得更高得抗拉强度，同时精轧阶段得总变形量减少，减少了铁素体晶粒的过度细化程度，从而降低了屈服强度，以此来降低钢的屈强比；将精轧的终轧温度控制在850-880℃，保证铁素体晶粒的细化程度得到控制，有利于适当粗化晶粒，降低屈强比；轧制后快速进入加速冷却，并控制返红温度也可以确保降低屈强比；而且，在加速冷却时可以控制开冷温度，一方面可以使一部分奥氏体转变为铁素体，同时与严格控制冷却前转变的铁素体相占比，降低软相组织的比率保证在13～36％；另一方面，保证大部分奥氏体晶粒通过快速冷却获得贝氏体组织，增大作为硬相组织的比率，不低于70％；以此来进一步降低钢的屈强比。
本发明的制备方法制得的钢板在常温下的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22％，屈强比≤0.75％，-40℃横纵向冲击功≥240J，具有高强度、高韧性，具备优异的耐大气腐蚀性能和优良的焊接性能，能满足桥梁焊接钢结构的制造要求，且能够缩短周期，并降低成本。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，应当理解，以下附图仅示出了本发明的某些实施例，因此不应被看作是对范围的限定，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相关的附图。
图1为本发明实施例1的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的金相组织图一；
图2为本发明实施例1的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的金相组织图二。
具体实施方式
为使本发明实施例的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述。实施例中未注明具体条件者，按照常规条件或制造商建议的条件进行。所用试剂或仪器未注明生产厂商者，均为可以通过市售购买获得的常规产品。
本发明提供一种低屈强比500MPa耐候桥梁钢，其原料组分按照百分比计包括：C：0.115～0.14％(例如：0.115％、0.12％、0.125％、0.13％、0.14％等)、Mn：0.85～1.20％(例如：0.85％、0.90％、0.95％、1.00％、1.10％、1.20％等)、Si：0.30～0.50％(例如：0.30％、0.35％、0.40％、0.50％等)、P：0.020～0.028％(例如：0.020％、0.025％、0.028％等)、S≤0.001％(例如：0.001％、0.0009％、0.0008％等)、Cr：0.81～0.90％(例如：0.81％、0.85％、0.90％等)、Ni：0.4～0.68％(例如：0.4％、0.45％、0.50％、0.60％、0.68％等)、Cu：0.42～0.62％(例如：0.42％、0.45％、0.50％、0.55％、0.60％、0.62％等)、Als：0.020～0.045％(例如：0.020％、0.025％、0.030％、0.040％、0.045％等)，余量为含Fe的混合原料。
在较优的实施方式中，为了细化晶粒，确保钢的屈服强度、抗拉强度、延伸率、屈强比以及横纵向冲击功等，混合原料还包括：总量≤0.06％的Nb、V和Ti中的至少一种，例如：0.06％、0.05％、0.04％等。
在较优的实施方式中，为了改善夹杂物形态，确保钢的抗拉强度、冲击韧性等强度指标，混合原料还包括0.0010～0.0030％的稀土RE，例如：0.0010％、0.0015％、0.0020％、0.0030％等。
在较优的实施方式中，低屈强比500MPa耐候桥梁钢的组织结构为：13～36％的铁素体加上＞60％的贝氏体的双相组织。
需要说明的是，为了使桥梁钢具有优异的耐大气腐蚀性，其组分及重量百分比含量还需要满足以下公式：
耐大气腐蚀指数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≥6.5。
本发明的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的各个组分的作用包括：
C在钢中为间隙固溶原子，能够扩大奥氏体相区，是提高钢强度最主要元素，但其对抗拉强度和屈服强度的幅度不相同，随C含量的增加，抗拉强度的增加幅度大于屈服强度，进而能够用于降低钢的屈强比。但是，当C含量超过0.14％以后，会造成钢的焊接性能急剧下降；而且，若是C含量低于0.115％会导致明显提高铁素体的含量，从而明显降低了钢的抗拉强度，并提高钢的屈强比。
Mn在钢中作为置换原子，能扩大奥氏体相区，降低A3温度，细化珠光体，显著提高钢的淬透性，在增加强度的同时对钢板的延展性和塑性无明显影响。但是，当Mn超过1.2％时，会产生中心偏析现象，提升MnS夹杂物的形成量，不利于钢的低温韧性和耐腐蚀性比例；而且，若是Mn含量低于0.85使，在给定的冷却速率下，抗拉强度提高的幅度较小，钢的强度指标难以达到，且不利于屈强比的降低。
Si以固溶强化的方式提高钢的强度，也是冶炼过程中良好的脱氧剂，但钢中硅含量过高时，会造成屈强比上升，降低钢的塑性和韧性。由于Si有利于钢耐腐蚀性能的增加，为了获得低屈强比、高韧性和良好的腐蚀性的钢板，将Si含量范围控制为0.30～0.50％，即可在降低屈强比的同时，确保钢的高韧性和耐腐蚀性。
P是提高钢耐大气腐蚀性能最有效的合金元素之一，当P和Cu联合加入时，显示出更好的复合效应。在大气腐蚀条件下，钢中的P是阳极去极化剂，能加速钢的均匀腐蚀和Fe2+的氧化速度，有助于在表面形成均匀致密的α-FeOOH，使钢减少大气的腐蚀。但P具有冷脆性，当含量大于0.030％，钢的低温韧性严重恶化，因此本发明中控制P含量范围为0.020～0.028％。
S在钢中极易与合金元素形成硫化物，对低温韧性不利，而且硫化物夹杂的存在，不利于钢的韧性、延伸率和断面收缩率，对钢的耐候性不利，降低S含量，则可以降低钢中非金属夹杂物水平，有利于保证冲击韧性、提高Z向性能，提高了钢的耐大气腐蚀性能，因此本发明控制S含量范围为S≤0.001％。
Cr能在钢表面形成致密的氧化膜，提高钢的钝化能力，当钢中Cr含量达到0.4％以上时，可获得良好的耐大气腐蚀。本发明Cr含量范围控制为0.81～0.90％，当Cr含量低于0.81％会降低了钢的耐腐蚀性，耐腐蚀指数I可能会低于6.5，低于耐腐蚀的要求。
Cu能提高强度和韧性。铜是耐腐蚀钢中耐蚀作用最为突出的合金元素，无论在工业大气、海洋大气或农村大气中，铜钢的耐蚀性能比普通碳钢都有不同程度的提高。
Ni能与铁以任何比例互熔，以通过细化铁素体晶粒来改善钢的低温韧性，可以明显降低钢板的低温韧脆转变温度。Ni还具备优良的抗氯离子腐蚀性能，同时Ni可消除因加Cu而会出现的钢表面晶界热裂纹的现象，需控制在Ni/Cu比大于0.8以上，因此本发明钢将Ni含量设定在0.4～0.68％。
稀土元素Re可以深度降低钢中的O、S、Sn、Te、Pb等有害元素，可以对Al2O3夹杂物起变性作用，可改善钢种的疲劳性能和低温韧性；固溶在钢中的稀土元素富集于晶界，减少杂质元素在晶界的偏聚，强化了与晶界，可提升钢的耐腐蚀性能。
需要说明的是，组分中含N会对钢的韧性和塑性的不利影响，特别是强度级别高的钢种，塑形的提高难度较大，因此需控制N含量。
本发明的低屈强比500MPa耐候桥梁钢通过成分控制，能够有效地降低屈强比，而且钢板在常温下的屈服强度、抗拉强度、延伸率、屈强比以及横纵向冲击功都具有良好的表现，即具有高强度、高韧性，具备优异的耐大气腐蚀性能和优良的焊接性能，能满足桥梁焊接钢结构的制造要求。
本发明还提供一种低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其包括：
转炉冶炼，以获得粗炼钢水。
将粗炼钢水用LF炉精炼、并用RH真空循环炉进行精炼和脱气，以获得精炼钢水。
通过板坯连铸机浇铸获得连铸钢坯，并在浇铸过程中向结晶器内喂Ca线或稀土包芯线。
连铸成坯后，在500-700℃及以上转运至轧钢厂直接装入加热炉，对连铸板坯加热，控制均热段温度为1180-1230℃，且所述均热段的时间T≥[(连铸板坯的厚度/10mm)+10]min。
轧制采用粗轧和精轧两阶段的控轧轧制工艺，且铸坯出加热炉后经过除鳞后即进行粗轧。
粗轧阶段采用大压下，终轧温度＞1050℃，例如：1055℃、1060℃、1070℃等，粗轧停止厚度为成品厚度得1.5-2.0倍，例如：1.5倍、1.6倍、1.7倍、1.8倍、1.9倍、2.0倍等；而后进行中间水冷装置，采用头尾遮蔽冷却至精轧开冷温度。
精轧的开轧温度≤950℃，例如：950℃、935℃、910℃等，轧制过程快速不停顿，精轧的终轧温度控制在850-880℃，例如：850℃、860℃、870、880℃等；轧制后进行预矫直后进入ACC(加速冷却控制)冷却，开始冷却的温度为750-800℃，例如：750℃、760℃、770℃、790℃、800℃等，冷却速率为10-20℃/s，例如：10℃/s、12℃/s、15℃/s、18℃/s、20℃/s等，钢板冷后返红温度≤300℃，例如：300℃、290℃、280℃等，之后快速下线堆垛缓冷至室温，并使钢板进行回火热处理。
本发明的制备方法通过控制粗轧后的厚度，一方面保证在一阶段的道次大压下，使奥氏体晶粒充分发生动态再结晶，另一方面适当减少未再结晶区轧制变形，提高钢的淬火性，从而获得更高得抗拉强度，同时精轧阶段得总变形量减少，减少了铁素体晶粒的过度细化程度，从而降低了屈服强度，以此来降低钢的屈强比；将精轧的终轧温度控制在850-880℃，保证铁素体晶粒的细化程度得到控制，有利于适当粗化晶粒，降低屈强比；轧制后快速进入加速冷却，并控制返红温度也可以确保降低屈强比；而且，在加速冷却时可以控制开冷温度在750-800℃，一方面可以使一部分奥氏体转变为铁素体，同时与严格控制冷却前转变的铁素体相占比，降低软相组织的比率保证在13～36％；另一方面，保证大部分奥氏体晶粒通过快速冷却获得贝氏体组织，增大作为硬相组织的比率，不低于70％；以此来进一步降低钢的屈强比。
本发明的制备方法制得的钢板在常温下的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22％，屈强比≤0.75％，-40℃横纵向冲击功≥240J，具有高强度、高韧性，具备优异的耐大气腐蚀性能和优良的焊接性能，能满足桥梁焊接钢结构的制造要求，且能够缩短周期，并降低成本。
以下结合实施例对本发明的特征和性能作进一步的详细描述。
实施例1
低屈强比500MPa耐候桥梁钢板的组分及其重量百分比含量如表1所示。
制备方法：
选用的连铸板坯尺寸为200×1800mm，热装温度为620℃。
对连铸板坯加热，且控制均热段温度为1195℃，均热时间为30min。
采用粗轧和精轧两阶段的控轧轧制工艺对钢板进行轧制，粗轧阶段采用大压下，钢坯出炉后经除鳞后即开始轧制，开轧温度在1165℃，终轧温度控制1084℃，轧制停止厚度为成品厚度为30mm。
精轧的开轧温度942℃，轧制过程快速不停顿，精轧的终轧温度控制为863℃；轧制后进行预矫直后进入ACC冷却，开始冷却温度为775℃，冷却速率为20℃/s，钢板冷后返红温度270℃，而后快速下线堆垛缓冷至室温；
钢板回火热处理：温度525℃，保温时间10min。
钢板尺寸规格为16mm×2620mm，力学性能如表2所示。
实施例2
低屈强比500MPa耐候桥梁钢板的组分及其重量百分比含量如表1所示。
制备方法：
选用的连铸板坯尺寸为250×2000mm，热装温度为550℃。
对连铸板坯加热，且控制均热段温度为1215℃，均热时间为35min。
采用粗轧和精轧两阶段的控轧轧制工艺对钢板进行轧制，粗轧阶段采用大压下，钢坯出炉后经除鳞后即开始轧制，开轧温度在1182℃，终轧温度控制1090℃，粗轧停止厚度为58mm。
精轧的开轧温度921℃，轧制过程快速不停顿，精轧的终轧温度控制为878℃；轧制后进行预矫直后进入ACC冷却，开始冷却温度为797℃，冷却速率为15℃/s，钢板冷后返红温度210℃，而后快速下线堆垛缓冷至室温；
钢板回火热处理：温度519℃，保温时间15min。
钢板尺寸规格为30mm×2560mm，力学性能如表2所示。
实施例3
低屈强比500MPa耐候桥梁钢板的组分及其重量百分比含量如表1所示。
制备方法：
选用的连铸板坯尺寸为300×2000mm，热装温度为680℃。
对连铸板坯加热，且控制均热段温度为1226℃，均热时间为40min。
采用粗轧和精轧两阶段的控轧轧制工艺对钢板进行轧制，粗轧阶段采用大压下，钢坯出炉后经除鳞后即开始轧制，开轧温度在1196℃，终轧温度控制1120℃，粗轧停止厚度为75mm。
精轧的开轧温度886℃，轧制过程快速不停顿，精轧的终轧温度控制为852℃；轧制后进行预矫直后进入ACC冷却，开始冷却温度为778℃，冷却速率为10℃/s，钢板冷后返红温度286℃，而后快速下线堆垛缓冷至室温；
钢板回火热处理：温度502℃，保温时间12min。
钢板尺寸规格为50mm×2340mm，其力学性能如表2所示。
表1本发明各实施例中的化学组分及重量百分比含量列表(wt％)
实施例 1 2 3
C 0.118 0.124 0.138
Mn 0.95 1.04 1.20
Si 0.34 0.48 0.40
P 0.028 0.021 0.028
S 0.0002 0.0006 0.0004
Cr 0.86 0.84 0.90
Ni 0.53 0.67 0.54
Cu 0.48 0.52 0.43
Nb 0.025 0.021 0
V 0 0.030 0.024
Ti 0.010 0 0.015
Als 0.032 0.022 0.044
Ca 0 0.0024 0
RE 0.0018 0 0.0027
I 6.88 6.51 7.5
表2本发明各实施例中钢板的力学性能组织列表
Figure BDA0003714685510000111
从表2中可以看出，各个实施例提供的低屈强比500MPa耐候桥梁钢板，进行常温拉伸试验和-40℃纵向冲击试验，其结果：所述钢板常温下的屈服强度≥500MPa，抗拉强度≥630MPa，延伸率≥22％，屈强比≤0.75％，-40℃横纵向冲击功≥240J，获得13～36％铁素体+＞60％贝氏体的双相组织，具有高强度、高韧性，低屈强比、具备优异的耐大气腐蚀性能和优良的焊接性能，能满足桥梁焊接钢结构的制造要求。
从图1和图2为实施例1中的同一块钢板的不同厚度处的金相组织图，能够看出实施例1的钢板的性能优异，硬度、强度、韧性等均呈现优异性。
对比例1
对比例1与实施例1的区别在于C的量为0.108％。
对比例2
对比例2与实施例1的区别在于C的量为0.15％。
对比例3
对比例3与实施例1的区别在于Mn的量为0.75％。
对比例4
对比例4与实施例1的区别在于Mn的量为1.35％。
对比例5
对比例5与实施例1的区别在于P的量为0.035％
对比例6
对比例6与实施例1的区别在于Cr的量为1.0％。
对比例7
对比例7与实施例1的区别在于含N。
对比例8
对比例8与实施例1的区别在于粗轧的终轧温度为1000℃。
对比例9
对比例9与实施例1的区别在于精轧的开轧温度为980℃。
对比例10
对比例10与实施例1的区别在于精轧的终轧温度为900℃。
对比例11
对比例11与实施例1的区别在于精轧的终轧温度为830℃。
对比例12
对比例12与实施例1的区别在于钢板冷后返红的温度350℃。
各个对比例的钢板的力学性能等，见表3。
表3各个对比例提供的钢板的性能
Figure BDA0003714685510000121
Figure BDA0003714685510000131
根据实施例1和对比例1-5、7的结果比较可知，适宜的原料组分配比，能够降低屈强比；实施例1和对比例6相比屈强比相差不多，但是，实施例1相比对比例6的确保了良好的延伸率、以及-40℃纵向冲击；根据实施例1和对比例8-12相比可知，控制粗轧的终扎温度、精轧的开扎温度、终扎温度以及返红温度，能够有效地降低屈强比。
综上所述，本发明通过成分、工艺的优化，使得钢的抗拉强度增加、并适当降低屈服强度，以获得低屈强比。
以上仅为本发明的优选实施例而已，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种低屈强比500MPa耐候桥梁钢，其特征在于，原料组分按照重量百分比计为：
C：0.115~0.14%、Mn：0.85~0.95%、Si：0.30~0.50%、P：0.025~0.028%、S≤0.001%、Cr：0.81~0.90%、Ni：0.60~0.68%、Cu：0.42~0.50%、Als：0.020～0.045%，总量≤0.06%的Nb、V和Ti中的至少一种，以及0.0010~0.0030%的稀土RE，余量为Fe；
所述低屈强比500MPa耐候桥梁钢的屈强比≤0.745；
所述低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法包括：
连铸成坯，并对连铸板坯加热；
粗轧，所述粗轧的终轧温度＞1050℃，所述粗轧的停止厚度为成品厚度的1.5-2.0倍；
精轧，所述精轧的开轧温度≤950℃，所述精轧的终轧温度控制为850-880℃，轧制后进行预矫直后进入加速冷却控制，钢板冷后返红的温度≤300℃，之后快速下线堆垛缓冷至室温，并使钢板进行回火热处理。
2.根据权利要求1所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢，其特征在于，所述低屈强比500MPa耐候桥梁钢的组织结构为：13~36%的铁素体加上＞60%的贝氏体的双相组织。
3.一种如权利要求1-2任一项所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，包括：
连铸成坯，并对连铸板坯加热；
粗轧，所述粗轧的终轧温度＞1050℃，所述粗轧的停止厚度为成品厚度的1.5-2.0倍；
精轧，所述精轧的开轧温度≤950℃，所述精轧的终轧温度控制为850-880℃，轧制后进行预矫直后进入加速冷却控制，钢板冷后返红的温度≤300℃，之后快速下线堆垛缓冷至室温，并使钢板进行回火热处理。
4.根据权利要求3所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，所述对连铸板坯加热的步骤，具体包括：在连铸成坯之后，在500-700℃转运至装入加热炉对连铸板坯加热，控制均热段温度为1180-1230℃，且所述均热段的时间T≥[（连铸板坯的厚度/10mm）+10]min。
5.根据权利要求3所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，还包括：在所述粗轧的步骤之前除鳞。
6.根据权利要求3所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，还包括：在所述粗轧的步骤之后，冷却至精轧开冷温度。
7.根据权利要求3所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，所述加速冷却控制的步骤中，开始冷却的温度为750-800℃，冷却的速率为10-20℃/s。
8.根据权利要求3所述的低屈强比500MPa耐候桥梁钢的制备方法，其特征在于，在连铸成坯的步骤之前还包括粗炼和精炼；
所述粗炼的步骤包括：转炉冶炼，以获得粗炼钢水；
所述精炼的步骤包括：将所述粗炼钢水用LF炉精炼、并用RH真空循环炉进行精炼和脱气，以获得精炼钢水；
在所述连铸成坯的浇铸过程中向结晶器内喂稀土包芯线。
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