CN115305410B

CN115305410B - 一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢及其制备方法

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Publication number: CN115305410B
Application number: CN202210969527.XA
Authority: CN
Inventors: 王欢龙; 周洪宝; 岳重祥; 陈康彦
Original assignee: Jiangsu Shagang Group Co Ltd; Jiangsu Shagang Iron and Steel Research Institute Co Ltd; Zhangjiagang Yangzijiang Cold Rolled Sheet Co Ltd
Current assignee: Jiangsu Shagang Group Co Ltd; Jiangsu Shagang Iron and Steel Research Institute Co Ltd; Zhangjiagang Yangzijiang Cold Rolled Sheet Co Ltd
Priority date: 2022-08-12
Filing date: 2022-08-12
Publication date: 2023-06-16
Anticipated expiration: 2042-08-12
Also published as: CN115305410A

Abstract

一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢及其制备方法，属于车厢用高耐候高强钢领域，克服了现有技术中的商用车车厢用钢强度偏低及耐候性不足的缺陷。本发明高耐候高强钢，化学成分以质量百分比计包括C：0.036～0.046％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.70～0.90％、P：0.075～0.085％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.66～0.76％、Mo：0.10～0.15％、Als：0.050～0.080％、Ca：0.0005～0.0009％、Ti：0.08～0.10％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；同时，Ti强化指数S_Ti＝5.65～6.56；酸溶铝指数S_Als＝90～120；匹配指数M＝2.95～3.20；综合耐候指数I_M≥10.0。本发明钢同时具有高的耐候性和强度。

Description

一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢及其制备方法

技术领域

本发明属于车厢用高耐候高强钢领域，具体涉及一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢及其制备方法。

背景技术

随着交通运输业的发展，为提高车辆运输承载能力及满足安全节能的需求，高强减薄及以热代冷是车辆车厢用钢产品的发展方向之一。采用热轧酸洗薄规格高耐候车厢用高强钢，不仅可以使车辆制造企业降低钢材使用量及生产成本，同时还可降低交通运输企业的能耗成本及增加车辆车厢的使用寿命。当前，世界能源、资源和环境保护问题日趋严峻，钢铁行业实现高强减薄轻量化及节能降耗成为迫切需要。

高耐候型高强钢是指屈服强度在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、表面及耐候性能也满足不了客户要求。

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商用车车厢用钢强度偏低及耐候性不足的缺陷，从而提供一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢及其制备方法。

为此，本发明提供了以下技术方案。

本发明提供了一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢，化学成分以质量百分比计包括C：0.036～0.046％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.70～0.90％、P：0.075～0.085％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.66～0.76％、Mo：0.10～0.15％、Als：0.050～0.080％、Ca：0.0005～0.0009％、Ti：0.08～0.10％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；

同时，Ti强化指数S_Ti＝5.65～6.56；酸溶铝指数S_Als＝90～120；匹配指数M＝2.95～3.20；综合耐候指数I_M≥10.0。

S_Ti＝(％Ti)/[3.43(％N)+1.5(％O)+3(％S)]

S_Als＝Als/{(％N)-0.29[(％Ti)/S_Ti-1.5(％O)-3(％S)]}

M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)+(％Mo)+(％Ca)-3.25(％S)/S_Ti]/[(％P)×S_Ti]

I_M＝[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]+1.62(％Mo)^1/2×M²

以上公式中，Als代入的数据为百分含量，如0.055％；其余代入的数据是百分号前的数字，如(％Ti)为0.095。

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0.036～0.046％。

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0.70～0.90％。

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0.075～0.085％。

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0.66～0.76％。

Mo可大大降低钢在大气中的腐蚀速率，提高钢的耐腐蚀性。同时Mo为铁素体固溶强化元素，可提高钢的强度，并且还可以降低热加工过程中组织的不均匀问题，以及提高微合金碳氮化物的热稳定性。故本发明Mo含量控制在0.10～0.15％。

Al是钢中重要的脱氧元素，并且可与钢中的N形成AlN颗粒细化晶粒尺寸，同时Als固定了钢中的自由N，增加了钢中有效Ti的含量，但过量的Al会在钢中形成大量弥散的针状Al₂O₃夹杂物，降低钢的低温韧性和焊接性能，故本发明将Als含量控制在0.050～0.080％。

Ca含量较小时可同时提高钢的耐蚀性能及改善钢的力学性能，钢中形成的CaO、CaS或其它化合复合物通过水解反应形成微区域弱碱性环境，有利于腐蚀产物膜α-FeOOH的生成。本发明将Ca含量控制在0.0005～0.0009％。

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。Ti的氮化物TiN固溶温度高于2000℃，在高温下可有效地钉扎奥氏体晶界，在板坯加热过程可显著抑制奥氏体晶粒的长大、在轧制过程中也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，在热轧及随后的冷却过程中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0.08～0.10％。

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Cu、P、Cr、Mo及Ca配合协同加入时，且其匹配指数M＝[(％Cr)+(％Cu)+(％P)+(％Mo)+(％Ca)-3.25(％S)/S_Ti)/[(％P)×S_Ti]＝2.95～3.20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。

为保证细晶强化和析出强化效果满足本发明钢的性能要求，本发明钢的化学成分须满足Ti强化指数S_Ti在5.65～6.56范围、酸溶铝指数S_Als在90～120范围；为保证钢材具有高耐大气腐蚀性能，钢材的综合耐候指数I_M必须不低于10.0，且随着I_M值的增加耐候性能增加。

进一步的，所述耐候钢厚度为1.0～1.5mm。

本发明还提供了一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，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50～70min，出炉温度1200～1230℃。

进一步的，所述粗轧出口温度为1085～1100℃，精轧入口温度为1073～1083℃，精轧出口温度900～920℃；和/或

粗轧获得的中间坯厚度为23～25mm；和/或

精轧出口厚度为1.0～1.6mm。

进一步的，所述粗轧采用两机架R1+R2＝3+3模式，粗轧R2前后投用保温罩。

R1+R2＝3+3模式即R1和R2均采用3道次轧制。

保温罩可在线保温，减少钢坯温降，降低粗轧R2及精轧轧制负荷，同时可精确控制精轧入口温度在1073～1083℃范围，可避免精轧时“铜脆”现象的产生。

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61～66℃/s，保温温度681～715℃，保温时间11～15s，后段冷却速率6.5～9.5℃/s，层流冷却出口温度520～550℃。

进一步的，所述连铸拉速1.6～2.0m/min，铸坯厚度130～150mm。

进一步的，还包括酸洗平整；

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，平整机延伸率3.5～5.5％。

本发明技术方案，具有如下优点：

1.本发明提供的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢，化学成分以质量百分比计包括C：0.036～0.046％、Si：0.20～0.30％、Mn：0.70～0.90％、P：0.075～0.085％、S≤0.005％、Cu：0.46～0.56％、Cr：0.66～0.76％、Mo：0.10～0.15％、Als：0.050～0.080％、Ca：0.0005～0.0009％、Ti：0.08～0.10％、O≤0.0030％、N≤0.0040％，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；同时，Ti强化指数S_Ti＝5.65～6.56；酸溶铝指数S_Als＝90～120；匹配指数M＝2.95～3.20；综合耐候指数I_M≥10.0。

本发明通过综合控制钢中各成分、含量及指数，采用Cu、P、Cr、Mo及Ca等元素的配合协同加入，且其匹配指数M＝2.95～3.20、综合耐候指数I_M在10.0以上，充分弥补因去Ni造成的耐候性损失，同时可有效提高钢的综合力学性能，使得本发明车厢用钢同时具有高耐候性及高强度的特点。

2.本发明提供的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，减少常规生产工艺后续的冷轧及退火工序。

本发明采用“低Mn、微Ti合金化、铝固N强化及耐候元素协同匹配”成分设计及两段冷却控制工艺：低Mn设计，轧制过程钢带强度较低，可有效降低轧机负荷，节能降本；同时配合微Ti合金化、铝固N强化及两段冷却控制工艺，包括前段冷却-保温-后段冷却，且Ti强化指数S_Ti＝5.65～6.56、酸溶铝指数S_Als＝90～120，可有效实现细晶强化和析出强化的效果，保证本发明钢满足性能要求，并实现高强低载轧制，节能降耗。采用本发明成分体系及生产工艺可稳定轧制1.0～1.5mm厚度规格，产品具有高耐候性及高强度性能的特点，表面质量满足客户需求，产品性能屈服强度ReL≥700MPa，抗拉强度Rm≥750～950MPa，180°冷弯(d＝2.0a)合格。金相组织为铁素体+渗碳体+珠光体(如图1所示)，实现商用车车厢用钢高强减薄轻量化、高耐候化、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700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，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50～70min，出炉温度1200～1230℃。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700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，所述粗轧出口温度为1085～1100℃，精轧入口温度为1073～1083℃，精轧出口温度900～920℃。可快速通过或避开铜的熔点温度1083.4℃，可有效避免“铜脆”现象的产生。

5.本发明提供的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，所述粗轧采用两机架R1+R2＝3+3模式，粗轧R2前后投用保温罩。粗轧R2前后投用保温罩保温可减少钢坯温降，降低粗轧R2及精轧轧制负荷，同时可精确控制精轧入口温度在1073～1083℃范围，可避免精轧时“铜脆”现象的产生。

6.本发明提供的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，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61～66℃/s，保温温度681～715℃，保温时间11～15s，后段冷却速率6.5～9.5℃/s，层流冷却出口温度520～550℃。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。

7.本发明提供的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，包括酸洗平整，可提高热轧薄规格高强钢的板形及表面质量，满足客户需求。本发明可生产薄规格热轧酸洗高耐候700MPa级车厢用高强钢，最薄可达到1.0mm，实现商用车车厢用钢高强减薄轻量化、高耐候化及节能降耗的目的，具有很高的社会经济效益。

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3制得的高耐候高强钢金相组织图。

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700MPa级商用车车厢用高耐候高强钢，其化学成分及质量百分比为C：0.044％，Si：0.28％，Mn：0.85％，P：0.076％，S：0.004％，Cu：0.49％，Cr：0.68％，Mo：0.13％，Als：0.055％，Ca：0.0008％，Ti：0.095％，O：0.0011％，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：冶炼→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1.9m/min，铸坯厚度130mm；

3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度925℃，加热时间65min，出炉温度1215℃，粗轧采用R1+R2＝3+3模式，R2出口温度1090℃，中间坯厚度25mm，R2前后投用保温罩，精轧入口温度1080℃，精轧出口温度909℃，层冷采用两段冷却，前段冷却速率61℃/s，保温温度683℃，保温时间12s，后段冷却速率为7℃/s，卷取温度547℃；

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90℃，漂洗液温度68℃，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，平整机延伸率4.2％。

所得700MPa级车厢用高耐候高强钢产品厚度为1.2mm，力学性能如表2所示。

实施例2

本实施例提供一种薄规格700MPa级商用车车厢用高耐候高强钢，其化学成分及质量百分比为C：0.041％，Si：0.25％，Mn：0.89％，P：0.075％，S：0.003％，Cu：0.47％，Cr：0.76％，Mo：0.15％，Als：0.056％，Ca：0.0007％，Ti：0.092％，O：0.0009％，N：0.0011％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。

1.冶炼：将原料冶炼成上述成分钢水；

2.连铸：连铸拉速2.0m/min，铸坯厚度130mm；

3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度933℃，加热时间63min，出炉温度1228℃，粗轧采用R1+R2＝3+3模式，R2出口温度1097℃，中间坯厚度25mm，R2前后投用保温罩，精轧入口温度1083℃，精轧出口温度913℃，层冷采用两段冷却，前段冷却速率61℃/s，保温温度681℃，保温时间11s，后段冷却速率为9℃/s，卷取温度549℃；

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91℃，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，平整机延伸率4.3％。

所得700MPa级车厢用高耐候高强钢产品厚度为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700MPa级商用车车厢用高耐候高强钢，其化学成分及质量百分比为C：0.043％，Si：0.29％，Mn：0.82％，P：0.075％，S：0.003％，Cu：0.48％，Cr：0.72％，Mo：0.14％，Als：0.059％，Ca：0.0009％，Ti：0.093％，O：0.0010％，N：0.0012％，余量为Fe和不可避免杂质，如表1所示。

1.冶炼：将原料冶炼成上述成分钢水；

2.连铸：连铸拉速2.0m/min，铸坯厚度130mm；

3.铸坯热直装入炉，采用热坯快烧，入炉温度920℃，加热时间69min，出炉温度1223℃，粗轧采用R1+R2＝3+3模式，R2出口温度1089℃，中间坯厚度25mm，R2前后投用保温罩，精轧入口温度1079℃，精轧出口温度905℃，层冷采用两段冷却，前段冷却速率63℃/s，保温温度691℃，保温时间13s，后段冷却速率为8℃/s，卷取温度539℃；

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94℃，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，平整机延伸率3.9％。

所得700MPa级车厢用高耐候高强钢产品厚度为1.5mm，金相组织如图1所示，力学性能如表2所示。

对比例1

本对比例提供一种钢，其化学成分及质量百分比为C：0.040％，Si：0.28％，Mn：0.83％，P：0.075％，S：0.0035％，Cu：0.48％，Cr：0.73％，Als：0.057％，Ti：0.095％，O：0.0011％，N：0.0009％，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匹配指数M为2.74，不在2.95～3.20范围内。

本对比例提供的耐候钢综合耐候指数I_M为7.38，小于10，其耐候性能较差，达不到高耐候型要求。

生产工艺流程与实施例1相同。

对比例2

本对比例提供一种钢，其化学成分及质量百分比为C：0.043％，Si：0.26％，Mn：0.86％，P：0.093％，S：0.0043％，Cu：0.51％，Cr：0.69％，Mo：0.05％，Als：0.055％，Ca：0.0006％，Ti：0.110％，O：0.0023％，N：0.0015％，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S_Ti为5.12，不在5.65～6.56范围内。

本对比例提供的耐候钢酸溶铝指数S_Als为69.18，不在90～120范围内。

本对比例提供的耐候钢匹配指数M为2.82，不在2.95～3.20范围内。

生产工艺流程与实施例1相同。

表1各实施例化学成分

表2各实施例力学性能

由对比例1、对比例2可知，当匹配指数、Ti强化指数或酸溶铝指数不在本发明范围内时，钢的耐候性和力学性能明显降低。

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

1.一种薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢，其特征在于，化学成分以质量百分比计包括C：0.036~0.046%、Si：0.20~0.30%、Mn：0.70~0.90%、P：0.075~0.085%、S≤0.005%、Cu：0.46~0.56%、Cr：0.66~0.76%、Mo：0.10~0.15%、Als：0.050~0.080%、Ca：0.0005~0.0009%、Ti：0.08~0.10%、O≤0.0030%、N≤0.0040%，其余为铁元素和不可避免的杂质元素；

同时，Ti强化指数S_Ti =5.65~6.56；酸溶铝指数S_Als =90~120；匹配指数M=2.95~3.20；综合耐候指数I_M≥10.0；

S_Ti =(%Ti)/[3.43(%N)+1.5(%O)+3(%S)]，

S_Als =Als/{(%N)-0.29[(%Ti)/S_Ti-1.5(%O)-3(%S)]}，

M=[(%Cr)+(%Cu)+(%P)+(%Mo)+(%Ca)-3.25(%S)/S_Ti]/[(%P)×S_Ti]，

I_M=[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]+1.62（%Mo）^1/2×M²。

2.根据权利要求1所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢，其特征在于，所述高耐候高强钢厚度为1.0~1.5mm。

3.根据权利要求1或2所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，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；

所述层流冷却采用两段冷却：前段冷却-保温-后段冷却。

4.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，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50~70min，出炉温度1200~1230℃。

5.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧出口温度为1085~1100℃，精轧入口温度为1073~1083℃，精轧出口温度900~920℃。

6.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，粗轧获得的中间坯厚度为23~25mm。

7.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，精轧出口厚度为1.0~1.6mm。

8.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，所述粗轧采用两机架R1+R2=3+3模式，粗轧R2前后投用保温罩，所述粗轧R2出口温度为1085~1100℃。

9.根据权利要求3所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，前段冷却速率61~66℃/s，保温温度681~715℃，保温时间11~15s，后段冷却速率6.5~9.5℃/s，层流冷却出口温度520~550℃。

10.根据权利要求3-9任一项所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，所述连铸拉速1.6~2.0m/min，铸坯厚度130~150mm。

11.根据权利要求3-9任一项所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，还包括酸洗平整；

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。

12.根据权利要求11所述的薄规格700MPa级车厢用高耐候高强钢的制备方法，其特征在于，所述平整采用湿平整工艺，平整机延伸率3.5~5.5%。