CN117089769A - 一种短流程高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢及其生产方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种短流程高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其化学成分及重量百分比含量为：C 0.03％‑0.06％，Si 0.10％‑0.50％，Mn 0.20％‑1.00％，Cr 1.50％‑4.50％，Cu 0.10％‑0.60％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.30％，Ti 0.08％‑0.25％，N≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。主要工艺路径是冶炼连铸获得的上述成分的钢坯，经均热炉快速加热后，直接精轧、层冷控制冷却后卷取获得热轧钢带。该通过短流程工艺制造的高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，能够满足光伏支架等结构件的表面无涂装裸用，并满足长达25年以上服役的超耐大气腐蚀需求，服役周期内腐蚀深度≤0.1mm，并且同时具有高强度、高成形性能，兼具经济性和应用性，能够满足光伏支架等结构件的轻量化设计需求以及其辊压成型等加工要求。

Description

一种短流程高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢及其生产方法

技术领域

本发明属低合金钢的生产技术领域，特别涉及一种高耐大气腐蚀高强度钢及其生产方法。

背景技术

耐大气腐蚀钢，即耐候钢，广泛应用于集装箱、铁道车辆、桥梁等户外有耐大气腐蚀要求的钢结构生产，其生产和应用已经有数十年的历史。近年来随着对绿色、低碳、环保的要求的提高，耐大气腐蚀钢的应用场景也在拓展。人们利用耐大气腐蚀钢的耐候性能，替代一些钢的表面防腐工艺，如预镀锌或锌铝镁、后镀锌等，实现材料的裸用，从而减少涂镀工艺带来的能耗、污染问题，也减少后期防腐保养翻新的维护成本。

短流程制造因为其简约、高效、节能的制造过程，高尺寸精度，高性能均匀性的产品特点，日益受到关注。根据产线布局的差别，形成CSP、ESP、MCCR等多种形式，但从本质上说，其本质都是连铸连轧。

目前利用短流程产线制造高强度耐候钢也涉及一些发明专利，其产品主要应用于集装箱、铁路车辆、井架结构等方面，产品使用周期≤10年。对于诸如光伏支架、城市灯杆等需要在无维护环境下服役25年，且要求在C1-C3环境下25年的腐蚀深度≤0.1mm的特殊耐腐蚀要求，现有专利产品均无法满足。具体如下：

CN201811122091.0公开了一种采用短流程生产的抗拉强度≥800MPa薄规格耐候钢及方法，其成分设计中Cr：0.35～0.50％，Cu：0.05～0.30％，耐蚀性合金含量较低，只能达到一般的耐候性水平；C：0.04～0.09％，Mn：1.45～1.75％，成分极容易进入包晶区，导致高拉速连铸过程中因为包晶反应出现板坯质量异常，甚至发生漏钢事故；

CN201811122365.6公开了一种采用短流程生产的屈服强度≥550MPa薄规格耐候钢及方法，其技术方案主要是：C：0.030～0.065％，Si：0.10～0.30％，Mn：0.7～1.3％，Cu：0.10～0.40％，Cr：0.20～0.55％，Ni：0.15～0.40％，Ti：0.06～0.10％，Nb：0.02～0.06％，Als：0.01～0.06％，P≤0.020％，S≤0.008％，N≤0.008％。其技术缺点是，Cu、Cr含量较低，只能达到一般耐候钢要求，而且含有Ni：0.15～0.40％，制造成本较高。

CN201610766086.8公开了一种基于ESP薄板坯连铸连轧流程生产耐候钢的方法。该专利原材料按质量百分比包括:0.01～0.06％的C、0.30～0.60％的Si、0.30～0.60％的Mn、0.05～0.12％的P、0.25～0.45％的Cu、0.30～0.80％的Cr、≤0.30％的Ni、≤0.01％的S，以不低于4.5m/min的拉速进行浇铸，精轧出口的温度不低于820℃；将所述热轧带钢经层流冷却至500～600℃，然后进入卷取机成卷入库。该专利仍是面向一般耐候钢的应用需求，有意控制Cu、Cr含量，而且没有添加任何位合金元素，Mn含量仅0.30～0.60％，整体强度水平较低。

从与现有技术的对比可发现，当前的耐候钢主要针对铁道车辆、集装箱、桥梁等用途，部分技术考虑了高强度设计，但其耐候性需求及设计仍是一般水平的耐候性能。

发明内容

本发明目的是提供了一种通过短流程工艺制造的超耐大气腐蚀的热轧带钢，相对Q355B结构钢的腐蚀速率≤30％，屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，具有高强度、高成形和超耐大气腐蚀性能。

本发明为实现上述发明目的所采用的技术方案为：

一种短流程高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其化学成分及重量百分比含量为：C0.03％-0.06％，Si 0.10％-0.50％，Mn 0.20％-1.00％，Cr 1.50％-4.50％，Cu 0.10％-0.60％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.30％，Ti 0.08％-0.25％，N≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。

优选地，所述Mn的重量百分比为0.20％-0.80％，Cr的重量百分比为1.50％-4.00％，Cu的重量百分比为0.10％-0.50％，P的重量百分比≤0.02％，Al的重量百分比≤0.10％。

优选地，本发明要求C+Mn+0.2Cr≤1.05％，主要避免为了避免连铸包晶反应对连铸高拉速板坯质量的影响。

优选地，本发明要求Si+2Ni≥0.10％，以减少铜脆的影响。

优选地，为了提高强度，本发明还可以加入Nb≤0.06％，V≤0.15％，Mo≤0.40％，B≤0.002％等；为了提高耐蚀性，还可以添加Ni≤0.40％，Sb≤0.15％，Re≤0.15％，Ca≤0.015％，Mg≤0.015％等；这些元素的添加，可以改善或者不影响本发明钢的主要发明目的，未脱离本发明范畴，应该在本发明的保护范围内。

本发明所述的短流程高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢的性能特征如下：

1、具有超高耐大气腐蚀性能，与普通结构钢Q355B的相对腐蚀率≤30％，耐候性是Q355B的三倍以上，相比普通耐候钢也提高一倍以上。

2、具有较高的强度和成形性能，屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥750MPa(抗拉强度优选达到800MPa以上)，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能可以满足D＝1t，180°弯曲合格(D为弯曲直径，t为钢板厚度)，低温冲击韧性-20℃冲击功可以达到85J以上。

为获得本发明钢的上述性能，本发明还提供一种短流程生产上述高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的方法，主要工艺路径是冶炼连铸获得的上述成分的钢坯，经均热炉快速加热后，直接精轧、层冷控制冷却后卷取获得热轧钢带，关键工艺是：

(1)将通过冶炼和精炼获得本发明钢成分的钢水，采用≥3.5m/min的拉速浇铸成钢坯；

(2)将钢坯直接送入均热炉，入炉温度≥850℃，控制1050-1200℃区间的加热时间在10min以内，快速穿越产生铜脆的敏感温度区间和板坯低塑性区；钢坯在均热炉内时间20-35min，出炉温度1180-1250℃；

(3)在精轧机组采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度规格不同，控制终轧温度850-920℃；

(4)轧后钢带采用层流冷却后，卷取获得热轧钢带。

进一步地，在均热炉均热过程中，为减少铜脆影响，采用弱氧化气氛，控制1050-1200℃区间的加热时间在10min以内以控制加热炉钢坯的升温速率，采用高温快烧的工艺来协调表面铜脆与Ti充分固溶强化之间的矛盾。

进一步地，步骤(3)轧制厚度优选在1.5-8mm范围内。

进一步地，层流冷却步骤先采用前段冷却方式，钢带出连轧机组后，以≥80℃/s的冷却速度将钢带快速冷却到卷取温度+20℃，再通过层流尾段加密冷却微调冷速，达到卷取温度。

进一步地，卷取温度在550-660℃较大范围变化时，带钢的强度都可以通过析出强化和组织强化的平衡实现相对小的变化。

本发明上述方法生产的热轧带钢可以获得铁素体+低碳贝氏体+珠光体(或碳化物)的多相组织，铁素体含量55％-90％，贝氏体含量5％-35％，余量为珠光体和/或碳化物，并且组织中弥散分布有大量TiC沉淀析出粒子。钢中大量的铁素体含量，使材料具有很高的塑性，断裂延伸率≥20％，D＝1t 180°冷弯合格，因此具有很高的冷成形性能。而TiC析出粒子对强度有十分显著的贡献，而在TiC析出贡献不足时，余量C又可以通过组织中以MA为主的贝氏体组织补充强度，实现屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥800MPa。而且，这种存在Ti析出强化和较多MA的多相组织，使材料具有高强度的同时还具有较低的屈强比，屈强比≤0.90，十分利于提高材料的成形尺寸稳定性。由于Cr、Ti添加以及轧制工艺的控制，材料组织细小，因此低温韧性也很好，-20℃冲击功可以达到85J以上。

本发明各化学成分的限定理由如下：

C是钢中有效的强化元素，除固溶强化外，还能与Ti、Nb等微合金元素形成纳米级的第二相析出粒子，发挥析出强化和细化组织的作用。同时在高Cr成分体系下，C可以在较低的临界冷速下转变成成贝氏体，也能显著提高材料的抗拉强度。C含量过低(≤0.03％)无法实现强化作用，但而当C≥0.06会进入包晶区，在高速连铸过程中由于包晶反应导致铸坯表面质量问题，因而本发明设计C含量0.03％-0.06％。

Si是钢中常用的脱氧元素，对钢也具有固溶强化作用，也可以提高材料的耐蚀性能，对于减轻铜脆也有一定的作用，但较高的Si含量会导致热轧带钢表面产生严重的红铁皮缺陷，影响带钢的表面质量，同时会降低材料的焊接性能，造成焊接热影响区韧性的恶化；Si含量过低会导致冶炼过程中采用Al脱氧，一方面增加成本，另一方面增加氧化铝夹杂风险，影响材料成形性能，因而设计含量Si含量0.10％-0.50％。

Mn是钢中重要的强韧化元素，有固溶强化的作用，也能降低过冷奥氏体转变温度，降低铁素体相变温度，利于组织细化，提高材料的强度和韧性。但是Mn含量过多会抑制铁素体转变，组织转变为贝氏体，使材料的塑性和冷成形性能下降。所以本发明设计Mn含量0.2％-1.0％。

Cr是提高钢板耐候性能的重要元素。一方面提高基体的腐蚀电位，通过提高电化学阻抗降低和腐蚀速率；更重要的是可以促使表面形成致密锈层对腐蚀介质实现了物理阻隔，改变基体位置的腐蚀环境，本发明要求Cr含量在1.50％-4.50％。

Cu是也是重要耐蚀性元素之一，和Cr一起加入时效果更加明显。Cu能促进钢表面致密性锈层的形成，加入0.10％以上的Cu即可显著改善钢的耐大气腐蚀性能。但Cu是一种熔点较低的金属，在带钢加热时，由于选择性氧化的问题，较低熔点的富铜相容易在基体表面富集并在轧钢时容易在带钢表面形成铜脆网裂和翘皮缺陷，恶化表面质量。同时Cu也是贵重元素，本发明设计Cu含量0.10％-0.60％。

P在传统耐大气腐蚀钢中常作为添加的耐蚀元素，能够促进表面保护性锈层的形成，有效提高钢的耐大气腐蚀性能，但P也是钢中的有害杂质元素，易在钢坯连铸时在厚度中心偏析。同时P易在晶界处产生偏聚，降低晶界结合能，从而降低钢的韧性及塑性。同样原理，P对焊接性能也十分不利，因此本发明不采用P的耐大气腐蚀钢作用，要求尽量降低钢中P的含量，要求P含量≤0.03％。

S是钢中常见的有害杂质元素，对耐候性、低温韧性、焊接性能、冷成形性能等方面都有不利影响，因此要求S含量≤0.01％以下。

Al是十分有效的脱氧元素，同时Al有利于细化晶粒，改善钢材的强韧性能，但较高的Al不利于连铸时的浇坯，容易堵塞水口，而且容易发生氧化铝夹杂，影响材料成形性，所以要求Al含量≤0.30％。

Ti是一种强烈的碳氮化物形成元素，可以以极细小的TiC或Ti(C,N)第二相粒子的形式析出，显著提高材料的强度。Ti的价格相对Nb等微合金元素，价格低廉，因此在本专利中作为重要的强化元素添加。同时TiC的析出，显著减少了自由C形成尺寸较大的碳化物或者珠光体，从而减少了异质相在腐蚀过程中的原电池效应，提高了材料抗晶间腐蚀的能力，从而形成均匀腐蚀、改善锈层质量，在提高强度的同时，还利于材料耐蚀性能的提高。但过高含量添加，Ti的析出强化作用逐渐减弱，并开始显著影响钢的低温韧性。因此设计Ti含量为0.08％-0.25％。

N是钢中杂质元素，N与Ti在钢水中就能结合形成较大尺寸的TiN夹杂，这一方面会降低Ti的有效含量，另一方面TiN夹杂也会显著损害钢的韧性，因此应尽可能低的控制N的含量，本发明要求N含量≤0.008％。

Nb也是一种强的氮碳化物形成元素，也可形成NbC、Nb(CN)碳化物粒子，产生析出强化作用。但Nb的成本远高于Ti，因此其提高强度的经济性不如Ti，同时过高含量的Nb，还会影响带钢连铸冷却过程中的铸坯质量，产生表面裂纹、角裂等缺陷，因此设计Nb含量≤0.06％。

V也是一种强的碳化物形成元素，能够产生较强的析出强化作用。相对TiC，VC的析出温度较低，一般在500-550℃能产生较好的析出强化效果，因此在带钢采用较低温度卷取可以采用V来提高强度，但V提高强度的经济性不如Ti，同时过高含量的V，还会降低钢材的焊接韧性，因此设计V含量≤0.15％。

Mo是钢中常用的合金元素，具有增加淬透性、抑制铁素体转变、细化组织、提高TiC析出强化贡献等作用，少量添加利于刚才性能的提高，但Mo是一种贵金属元素，含量过高不利于钢的经济性，因此本发明限定Mo≤0.40％；

B具有强烈的淬透性作用，可显著抑制铁素体转变，从而得到贝氏体组织提高强度，但降低材料的塑性和加工性能。因此本发明限定B≤0.002％；

Ni可提高钢的耐腐蚀性能，也能通过提高富Cu相熔点改善Cu引起的表面铜脆性质量问题。但Ni作为重要的战略物资，近年来价格十分昂贵，过多添加会大幅提高材料的合金成本，因此本发明限定Ni含量≤0.40％。

Sb可以作为提高耐蚀性的元素添加，但Sb也是钢中有害元素，会劣化钢的性能，尤其是低温韧性，因此本发明限定Sb含量≤0.15％。

Re稀土元素也有改善耐蚀性、提高材料韧性的作用。但Re元素在炼钢过程中的收得率较难控制，过量添加会降低钢的经济性，因此本发明限定Re含量≤0.15％。

Ca可以与S形成球状分散分布的CaS，从而改善钢中硫化物夹杂的分布，对于改善材料的均匀腐蚀、提高材料韧性有利，一般限定Ca含量≤0.015％。

Mg可以与O结合形成较细小的MgO，可以作为其他夹杂物的形核核心，从而利于细化夹杂物尺寸，改善夹杂物的分散分布，这亦可改善材料的均匀腐蚀、提高材料韧性，一般限定Mg含量≤0.015％。

本发明设计C+Mn+0.2Cr≤1.05％，目的是在兼顾高速连铸包晶反应对生产制造过程影响的同时，充分利用C、Mn、Cr的强化作用和抗腐蚀能力。Mn、Cr都有提高材料淬透性的作用，使材料在较低的临界冷速下形成贝氏体，从而获得更高的强度和更低的屈强比。但是过高的Mn、Cr含量会促使进入包晶区，在短流程高速连铸过程中，引起坯壳表面收缩，形成表面裂纹缺陷，甚至严重会引起坯壳开裂导致漏钢事故。

本发明还设计Si+2Ni≥0.10％。这是由于Cu易在带钢表面形成铜脆缺陷，Si、Ni都具有改善铜脆缺陷的作用，二者可以相互补充。Ni对铜脆改善的效果更好，但成本也更高。当Si+2Ni含量在0.10％以上时即可发挥作用，因此在限定Si、Ni上限含量的同时，按Si+2Ni≥0.10％要求添加适量的Si、Ni元素，利用二者可以互补的关系，可以动态调整材料设计经济性、材料表面质量与铜脆问题之间的平衡，使铜脆问题较经济地处于可控状态。

本发明将通过冶炼和精炼获得上述成分的钢水，采用≥3.5m/min的拉速浇铸成板坯，直接送入均热炉，可以充分利用板坯余热，提高加热效率。在800℃左右板坯存在低塑性区，因此入炉温度≥850℃，优选温度≥900℃。在均热炉均热过程中，为减少铜脆影响，采用弱氧化气氛，采用高温快烧的工艺来协调表面铜脆与Ti充分固溶强化之间的矛盾：控制1050-1200℃区间的加热时间在10min以内，快速穿越产生铜脆的敏感温度区间和板坯低塑性区。钢坯在均热炉内加热到1180-1250℃并在均热炉内保持20-35min，既能保证Ti的固溶，同时防止原始奥氏体组织的长大。带钢在精轧机组，采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度规格不同，控制终轧温度850-920℃，以降低轧制负荷，提高轧制的稳定性。轧后钢带进入层流冷却，以≥80℃/s的速度冷却到卷取温度+20℃，快速进入铁素体相变区间，使得轧制产生的形变奥氏体组织在充分的过冷度条件下，形核相变成铁素体，同时不会产生铁素体组织的长大，剩余部分相对富碳的形变奥氏体会相变形成贝氏体和珠光体或碳化物，最终获得细小的铁素体为主的组织结构；然后通过层流尾段高密度冷却集管精调控制到卷取温度，卷取温度在550-660℃较大范围变化时，能够实现Ti的析出强化效果和组织强化效果的平衡。

本发明利用1.50％-4.50％高Cr含量促使均匀致密锈层形成，并能在较薄的锈层内快速富集，显著提高腐蚀电位和电化学阻抗，中断腐蚀继续发生，从而获得超高的耐大气腐蚀性能；同时利用C、Ti、Mn及高Cr成分设计，配合轧钢控冷工艺，实现铁素体+低碳贝氏体+珠光体(或碳化物)+大量纳米析出的多相组织，利用铁素体的高塑性、TiC析出强化、贝氏体组织强化等机制，获得发明钢的高强度和高成形性能。

与现有技术相比，本发明的有益效果是：本发明钢具有非常高的耐大气腐蚀性能，周浸试验与Q355B的相对腐蚀率≤30％，耐候性是普通结构钢Q355B的三倍以上，相比普通耐候钢也提高一倍以上；腐蚀速率随时间快速衰减，25年的腐蚀深度≤0.1mm；同时具有较高的强度和成形性能，屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％，冷弯性能可以满足d＝1t，180°弯曲合格(D为弯曲直径，t为钢板厚度)，低温冲击韧性-20℃冲击功可以达到85J以上。

本发明通过短流程工艺制造的超耐大气腐蚀的热轧带钢，同时具有高强度、高成形性能，兼具经济性和应用性，能够满足光伏支架等结构件的表面无涂装裸用、轻量化设计需求以及其辊压成型等加工要求，并满足长达25年以上服役的超耐大气腐蚀需求，服役周期内腐蚀深度≤0.1mm。

附图说明

图1和图2均为本发明生产的高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢的典型金相组织，图1为铁素体+低碳贝氏体+少量珠光体；图2为铁素体+低碳贝氏体+少量珠光体+少量碳化物。

具体实施方式

为了更好地理解本发明，基于本发明的上述成分设计和工艺方案，对发明钢进行了具体实施，以对本发明的技术方案进行进一步的说明。下面结合实施例进一步阐明本发明的内容，但本发明不仅仅局限于下面的实施例。

实施例1-8

实施例采用转炉冶炼、精炼和连铸，获得钢坯化学成分见表1。钢坯经加热炉加热，然后进行热轧和控制冷却，相应生产工艺见表2。对生产钢进行性能检验，相关性能见表3。按照TB/T2375“铁路用耐候钢周期浸润腐蚀试验方法”，对生产钢检测，相对Q355B腐蚀速率见表3。

本发明各实施例按照以下步骤生产高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢，具体过程如下：

(1)将通过冶炼和精炼获得表1钢成分的钢水，采用≥3.5m/min的拉速浇铸成钢坯；

(2)将钢坯直接送入均热炉，入炉温度≥850℃，采用弱氧化气氛(空气燃气比介于1.0～1.05)，控制1050-1200℃区间的加热时间在10min以内以控制加热炉钢坯的升温速率，快速穿越产生铜脆的敏感温度区间和板坯低塑性区；钢坯在均热炉内时间20-35min，出炉温度1180-1250℃；

(3)在精轧机组采用7机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度在1.5-8mm范围内，控制终轧温度850-920℃；

(4)钢带出连轧机组后，以≥80℃/s的冷却速度将钢带快速冷却到卷取温度+20℃，再通过层流尾段加密冷却微调冷速，达到卷取温度550-660℃，获得热轧钢带。

表1本发明实施例生产的化学成分

表2本发明实施例生产的工艺参数

表3本发明实施例生产带钢性能及与对比例的相对腐蚀率

注：实施例1-3的规格厚度≤3mm无法进行冲击韧性试样加工和检测，一般5mm以下也不要求冲击性能检测结果。

本发明生产的高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢具有铁素体+低碳贝氏体+珠光体(或碳化物)的多相组织，铁素体含量在55％-90％范围内，贝氏体含量在5％-35％范围内，余量为珠光体和/或碳化物。

通过相对腐蚀率(加速腐蚀减重比例)检测结果，本发明生产的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的腐蚀性能达到铁路车辆用耐候钢450NOR1的2倍左右，而铁路车辆用耐候钢主要用于铁路货车，正常情况使用年限一般为25年。结合加速腐蚀检测结果和本发明生产的高强度高成形性能超耐大气腐蚀钢的实际使用厚度测算，可以实现25年的腐蚀深度≤0.1mm。

以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明创造构思的前提下，还可以做出若干改进和变换，这些都属于本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，化学成分及重量百分比含量为：C 0.03％-0.06％，Si 0.10％-0.50％，Mn 0.20％-1.00％，Cr 1.50％-4.50％，Cu 0.10％-0.60％，P≤0.03％，S≤0.01％，Al≤0.30％，Ti 0.08％-0.25％，N≤0.008％，余量为Fe和不可避免的杂质元素。

2.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，C、Mn和Cr的重量百分比满足C+Mn+0.2Cr≤1.05％。

3.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，Si和Ni的重量百分比满足Si+2Ni≥0.10％。

4.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，所述Mn的重量百分比为0.20％-0.80％，Cr的重量百分比为1.50％-4.00％，Cu的重量百分比为0.10％-0.50％，P的重量百分比≤0.02％，Al的重量百分比≤0.10％。

5.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，化学成分按重量百分比计还包括Nb≤0.06％，V≤0.15％，Mo≤0.40％，B≤0.002％，Ni≤0.40％，Sb≤0.15％，Re≤0.15％，Ca≤0.015％，Mg≤0.015％。

6.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，所述的热轧带钢相对Q355B结构钢的腐蚀速率≤30％，屈服强度≥650MPa，抗拉强度≥750MPa，屈强比≤0.90，断裂延伸率≥18％。

7.根据权利要求1所述的一种高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢，其特征在于，所述的热轧带钢轧制厚度在3.5-8mm范围内时，低温冲击韧性-20℃冲击功达到85J以上。

8.一种短流程生产权利要求1所述高强度超耐大气腐蚀的热轧带钢的方法，其特征在于，

(1)将通过冶炼和精炼获得目标钢成分的钢水，采用≥3.5m/min的拉速浇铸成钢坯；

(2)将钢坯直接送入均热炉，入炉温度≥850℃，控制1050-1200℃区间的加热时间在10min以内；钢坯在均热炉内时间20-35min，出炉温度1180-1250℃；

(3)在精轧机组采用多机架连轧工艺，根据轧制带钢的厚度规格不同，控制终轧温度在850-920℃范围内；

(4)层流冷却后卷取获得热轧钢带；其中卷取温度为550-660℃。

9.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，轧制带钢的厚度在1.5-8mm范围内。

10.根据权利要求8所述的方法，其特征在于，层流冷却步骤先采用前段冷却方式，钢带出连轧机组后，以不低于80℃/s的冷却速度将钢带快速冷却到高于卷取温度15-30℃的温度处，再通过层流尾段冷却到卷取温度。