含釩氮耐大氣腐蝕型鋼鋼水和耐大氣腐蝕型鋼及其生產方法與流程
2023-04-25 02:29:52
本發明涉及一種耐大氣腐蝕型鋼鋼水和使用本發明的鋼水進行連鑄、軋製得到的耐大氣腐蝕型鋼，和一種耐大氣腐蝕型鋼的生產方法以及由該方法得到的耐大氣腐蝕型鋼。
背景技術：
耐大氣腐蝕鋼，是一類十分重要的鋼材，其抗大氣腐蝕能力是普通鋼的2-8倍，塗裝性提高1.5-10倍。由於耐大氣腐蝕鋼相對於普通鋼的抗大氣腐蝕的有效性，相對於不鏽鋼又具有很好的經濟性，所以在世界各國得到了迅速發展，各種露天使用的鋼結構，鐵道車輛和橋梁均是其應用的範圍。
我國早期的耐大氣腐蝕鋼品種主要有類似於Cor Ten A的09CuPCrNi，以及Cor Ten A的簡化版09Cu，該兩品種在熱軋條件下的屈服強度一般為300-450MPa。
2000年後，為提高鋼的屈服強度和鋼的低溫衝擊性能，在09CuPCrNi的基礎上通過降低磷，並提高錳含量，開發出了板材類的鋼Q450NQR1(也即09MnCuCrNi)，Q450NQR1在板材軋制時採用控軋控冷，就可得到屈服強度不低於450MPa的耐大氣腐蝕鋼。而針對於型材不能控軋控冷的生產特點，通過降低09CuPCrNi磷含量和提高錳含量，並添加釩進行微合金化，開發出了型材類的鋼YQ450NQR1(也即09MnCuCrNiV)，在型鋼生產線不通過控軋控冷屈服強度也能達到450MPa以上。
2010年後，為更好地提高鋼的耐大氣腐蝕能力，板材類型鋼通過進一步提高鋼中鉻含量，開發出了鉻含量高達2.5％-5.5％的S450EW，耐大氣腐蝕性能更是在Q450NQR1之上，目前該品種已具備規模生產能力。但作為型 材類的鋼，提高鉻含量後生產的方型連鑄坯，存在有比較明顯的中心缺陷(主要為中心裂紋和中心縮孔)，且最終型鋼的強度指標也達不到板材類鋼的效果，因此，具備有更好耐大氣腐蝕能力的型材類鋼還一直處於研發中。
技術實現要素：
本發明所要解決的技術問題是提供一種能夠改善高強度高耐大氣腐蝕型鋼鑄坯的中心質量且能夠提高鋼強度指標的耐大氣腐蝕型鋼鋼水以及一種耐大氣腐蝕型鋼及其生產方法。
為實現前述目的，根據本發明的第一方面，本發明提供了一種耐大氣腐蝕型鋼鋼水，以鋼水的總重量為基準，鋼水含有：0.01％-0.09％的C，0.15％-0.35％的Si，0.30％-0.60％的Mn，0.30％-0.40％的Cu，0.20％-0.30％的Ni，2.0％-3.5％的Cr，0.13％-0.15％的V，0.005％-0.030％的Ti，0.004％-0.008％的N，不大於0.030％的P和不大於0.020％的S。
根據本發明的第二方面，本發明提供了一種耐大氣腐蝕型鋼，所述耐大氣腐蝕型鋼由本發明所述的鋼水進行連鑄、軋製得到。
根據本發明的第三方面，本發明提供了一種耐大氣腐蝕型鋼的生產方法，該方法包括：
(1)轉爐冶煉和脫氧合金化：將鐵水預處理後進行轉爐冶煉和脫氧合金化，其中，控制轉爐冶煉和脫氧合金化的出站鋼液成分包括：C、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、P和S，且以鋼液的總重量為基準，Cu含量為0.30％-0.40％、Ni含量為0.20％-0.30％、P≤0.03％和S≤0.02％；
(2)LF爐精煉：將步驟(1)所得鋼液在LF爐中進行精煉；
其中，通過步驟(1)和步驟(2)聯合控制，使得LF爐出站鋼液各成分重量含量滿足：C含量為0.01％-0.09％，Si含量為0.15％-0.35％，Mn含量為0.30％-0.60％，Cr含量為2.0％-3.5％，Cu含量為0.30％-0.40％，Ni含量為 0.20％-0.30％，V含量為0.13％-0.15％，Ti含量為0.005％-0.030％，N含量為0.004％-0.008％，P≤0.03％和S≤0.02％；
(3)連鑄：將步驟(2)所得鋼液進行連鑄得到鑄坯；
(4)軋制：將步驟(3)所得鑄坯加熱後軋製成鋼軌。
根據本發明的第四方面，本發明提供了按照本發明的方法生產得到的耐大氣腐蝕型鋼，以耐大氣腐蝕型鋼的總重量為基準，含有：0.01％-0.09％的C，0.15％-0.35％的Si，0.30％-0.60％的Mn，0.30％-0.40％的Cu，0.20％-0.30％的Ni，2.0％-3.5％的Cr，0.13％-0.15％的V，0.005％-0.030％的Ti，0.004％-0.008％的N，不大於0.030％的P和不大於0.020％的S，其中，耐大氣腐蝕型鋼Rel≥430MPa，Rm≥610MPa。
採用本發明的鋼水連鑄可以改善鑄坯的中心質量，避免出現中心裂紋和中心縮孔，由此可提高高強度高耐大氣腐蝕型鋼鑄坯的質量，鑄坯合格率可大幅度提高；並且最終得到的耐大氣腐蝕型鋼耐大氣腐蝕能力好且具備更高的強度性能。
本發明的發明人推測，是由於本發明在高強度高耐大氣腐蝕鋼中加入釩、鈦和氮，可形成大量V(C、N)、Ti(C、N)質點，這些質點可細化鑄坯的晶粒，阻止鑄坯樹枝晶的發展，從而避免鑄坯中心出現裂紋和孔洞。另外，這些V(C、N)、Ti(C、N)質點在隨後的鑄坯加熱中大多可溶入奧氏體，型鋼軋制和軋後的冷卻過程中質點再次析出，產生析出強化效應，提高鋼的強度。由此使得本發明不僅可以改善鑄坯中心質量，且能夠提高耐大氣腐蝕型鋼的強度性能和耐腐蝕性能。
本發明的其它特徵和優點將在隨後的具體實施方式部分予以詳細說明。
附圖說明
附圖是用來提供對本發明的進一步理解，並且構成說明書的一部分，與 下面的具體實施方式一起用於解釋本發明，但並不構成對本發明的限制。在附圖中：
圖1為對比鋼1的連鑄坯的斷面圖(未酸蝕)；
圖2為對比鋼1的連鑄坯加熱後採用型鋼軋制一道次後的斷面圖；
圖3為對比鋼2的連鑄坯的斷面圖(酸蝕後)；
圖4為本發明鋼2的連鑄坯斷面圖(酸蝕後)；
圖5為大型型鋼的橫截面圖。
具體實施方式
以下對本發明的具體實施方式進行詳細說明。應當理解的是，此處所描述的具體實施方式僅用於說明和解釋本發明，並不用於限制本發明。
如前所述，本發明提供了一種耐大氣腐蝕型鋼鋼水，以鋼水的總重量為基準，鋼水含有：0.01％-0.09％的C，0.15％-0.35％的Si，0.30％-0.60％的Mn，0.30％-0.40％的Cu，0.20％-0.30％的Ni，2.0％-3.5％的Cr，0.13％-0.15％的V，0.005％-0.030％的Ti，0.004％-0.008％的N，不大於0.030％的P和不大於0.020％的S。採用前述組成的鋼水連鑄得到的鑄坯(也可稱為連鑄坯)中心質量得到改善，連鑄坯斷面中心(酸蝕後)基本無中心裂紋和孔洞。
根據本發明的鋼水，除了上述成分外，其餘為不可避免的雜質和Fe。
本發明的發明人作出上述技術方案並實現了本發明的目的，是基於長期的理論分析和實踐發現得到。
具體地，本發明的發明人經過理論分析和實踐發現：
C、Si、Mn是最經濟的提高鋼強度的元素，隨著鋼中C、Si、Mn組分的增加，鋼的強度大幅度上升，但鋼的韌性和焊接性隨之下降，而型鋼通常要求具有良好的焊接性和韌性，所以本發明要求C控制在0.01％-0.09％範圍內，Si控制在0.15％-0.35％範圍內，Mn控制在0.30％-0.60％範圍內。
P是提高鋼耐大氣腐蝕能力的元素之一，Cu-P系耐大氣腐蝕鋼的P含量可達0.07％-0.12％。但P又是提高低溫脆性轉變溫度的元素，不利於鋼的低溫衝擊性能，使同時含有Cr、Ni、Cu等耐大氣腐蝕型鋼的低溫衝擊性能大幅下降，因此，限制P≤0.030％。
除易切削鋼外，S是有害元素，越低越好，因此限定在0.020％以下。
鋼中的Cu、Cr和Ni，既可使鋼具有良好的耐大氣腐蝕能力，又能提高鋼的強度。但由於Cu和Ni合金價格遠高於Cr合金，從鋼的經濟性出發，本發明控制Cu在0.30％-0.40％，Cr在2.0％-3.5％，Ni在0.20％-0.30％範圍內。但由於Cr含量很高，導致鋼水的流動性差，結合其它合金元素的作用，鑄坯容易出現內部裂紋，該點必須採取其它技術措施給予克服。
為克服Cr含量提高帶來的缺陷，本發明在鋼水中增加了V、Ti、N元素並解決了本發明的技術問題，下面為本發明的發明人推測這些元素能夠改善鑄坯中心質量，並提高鋼的強度的可能原因：
在鑄坯的冷卻過程中，含Ti鑄坯可析出Ti(C、N)質點，阻止鑄坯樹枝晶的發展，降低形成粗大樹枝晶的可能性，同時鑄坯選份結晶的程度也減小，從而改善了鑄坯內部結構，避免中心裂紋和孔洞的形成。另外，在後續鋼坯的加熱過程中，在1250℃以上時還能發現有未溶於奧氏體的Ti(C、N)質點，可阻止奧氏體晶粒的長大。因此，加入一定量的Ti是有用的，但過量的鈦容易形成大於30μm的方框形夾雜，劃傷鋼基體，所以添加的Ti元素不易過多，控制在0.005％-0.03％比較有利。
V也可形成V(C、N)質點，在鑄坯的冷卻過程中也能阻止鑄坯樹枝晶的發展，降低形成粗大樹枝晶的可能性，同時鑄坯選份結晶的程度也減小，從而改善了鑄坯內部結構，避免中心裂紋和孔洞的形成。另外，鑄坯加熱過程中，V(C、N)質點在600℃左右開始溶於奧氏體中，900℃-1000℃完全溶於奧氏體，在隨後的軋制和軋後冷卻中從奧氏體中析出，沉澱強化效果明顯。 為保證得到一定量的V(C、N)質點，加入0.13％-0.15％的V是必要的。
N含量不足，形成TiC和VC的數量偏多，TiN和VN的數量偏少，是不利Ti和V發揮有益作用的，因此本發明需控制N在0.004％-0.008％範圍內。N可隨爐料和合金帶入鋼中，液態金屬還可從大氣中吸入部分N，通常鹼性氧氣轉爐冶煉鋼的殘留N含量約為0.002％-0.008％，電爐冶煉鋼的殘留N含量約為0.006％-0.015％，所以在鹼性氧氣轉爐冶煉鋼時，需採用含N的合金補充部分N。
根據本發明的鋼水，優選以鋼水的總重量為基準，鋼水中的Als含量為0.01％-0.03％。
根據本發明的鋼水，優選鋼水的溫度為1535-1565℃，採用本發明的前述組成的鋼水並控制鋼水的溫度為1535-1565℃，可以直接進行連鑄，連鑄得到的鑄坯的中心質量能夠進一步得到改善，且最終能夠進一步提高鋼強度指標和耐腐蝕性能。
如前所述，本發明提供了一種耐大氣腐蝕型鋼，所述耐大氣腐蝕型鋼由本發明所述的鋼水進行連鑄、軋製得到。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選所述連鑄的溫度(或稱為連鑄鋼液溫度)為1535-1565℃，當所述鋼水的溫度在該範圍內時，無需進一步進行溫度調整，可以直接進行連鑄。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選將連鑄後得到的方坯冷卻到500-700℃後進行緩冷至室溫得到鑄坯然後進行軋制，其中，優選緩冷速率為5-100℃/h，更優選為10-30℃/h。
本發明對緩冷的方式無特殊要求，只要滿足前述緩冷速率即可實現本發明的目的。例如可以將方坯堆入緩冷坑進行緩冷。
緩冷坑例如可以通過增設地坑，然後加蓋以降低冷卻速率實現所述緩冷。
本發明的發明人發現，在緩冷溫度控制中，過高溫度加入緩冷坑，例如800℃以上時，鑄坯還是奧氏體組織，沒有鐵磁性，不利於鐵磁類吊車的安全操作，因此規定放入緩冷坑溫度不能高於700℃。通常鋼的馬氏體轉變溫度在400℃左右，在馬氏體轉變溫度範圍，高含鉻的鑄坯即使鋼的冷卻速度沒有達到發生馬氏體相變的溫度速度，較快的冷卻速度也會導致鑄坯表面和內部產生大量裂紋，因此，規定放入緩冷坑的溫度不能低於500℃。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選軋制的終軋溫度為700-950℃。
採用具有前述組成的鋼水進行連鑄、軋制即可得到符合本發明要求的耐大氣腐蝕型鋼，本發明對所述耐大氣腐蝕型鋼的生產方法無特殊要求，根據本發明，為了進一步提高鑄坯中心質量，改善鑄坯中心缺陷，且提高鋼的強度性能和耐腐蝕性能，優選本發明的耐大氣腐蝕型鋼的生產方法包括：
(1)轉爐冶煉和脫氧合金化：將鐵水預處理後進行轉爐冶煉和脫氧合金化，其中，控制轉爐冶煉和脫氧合金化的出站鋼液成分包括：C、Si、Mn、Cr、Cu、Ni、P和S，且以鋼液的總重量為基準，Cu含量為0.30％-0.40％、Ni含量為0.20％-0.30％、P≤0.03％和S≤0.02％；
(2)LF爐精煉：將步驟(1)所得鋼液在LF爐中進行精煉；
其中，通過步驟(1)和步驟(2)聯合控制，使得LF爐出站鋼液各成分重量含量滿足：C含量為0.01％-0.09％，Si含量為0.15％-0.35％，Mn含量為0.30％-0.60％，Cr含量為2.0％-3.5％，Cu含量為0.30％-0.40％，Ni含量為0.20％-0.30％，V含量為0.13％-0.15％，Ti含量為0.005％-0.030％，N含量為0.004％-0.008％，P≤0.03％，S≤0.02％；
(3)連鑄：將步驟(2)所得鋼液進行連鑄得到鑄坯；
(4)軋制：將步驟(3)所得鑄坯加熱後軋製成鋼軌。
本發明的發明人經過長期理論分析和實踐發現，因為Cu和Ni與O的 親和力小，很不容易被氧化，在轉爐冶煉工藝加入時收得率就可達到100％，因此在轉爐工序一步控制到位，即控制Cu和Ni分別在0.30％-0.40％和0.20％-0.30％範圍內，後續不再進行調整。
根據本發明的方法，優選步驟(1)中，控制轉爐冶煉和脫氧合金化的出站鋼液溫度為1550-1580℃。
根據本發明的方法，優選步驟(1)中，控制轉爐冶煉和脫氧合金化的出站鋼液中，以鋼液的總重量為基準，Als含量為0.02％-0.05％。
本發明中，優選轉爐採用Al脫氧工藝，並控制Als(酸溶鋁)在0.02％-0.05％範圍內，控制轉爐出鋼液溫度為1550-1580℃。此處控制Als在0.02-0.05％範圍，是考慮到後部LF爐精煉工序和連續鑄鋼均存在有Als被氧化成Al2O3的現象，該兩工序的Als的燒損量一般在0.010％-0.02％範圍內，經過大量實踐證明，最後連續鑄鋼後冷卻後的鑄坯的Als都可在0.01-0.03％範圍內。
根據本發明的方法，優選步驟(2)中，控制LF爐出站鋼液溫度為1570-1600℃。
根據本發明的方法，優選步驟(2)中，控制LF爐出站鋼液中，以鋼液的總重量為基準，Als含量為0.01％-0.03％。
根據本發明的方法，優選步驟(3)中，連鑄鋼液溫度為1535-1565℃。
根據本發明的方法，優選步驟(3)中，將連鑄後得到的方坯冷卻到500-700℃後進行緩冷至室溫得到所述鑄坯。
根據本發明的方法，優選緩冷速率為5-100℃/h，更優選為10-30℃/h。
根據本發明的方法，優選步驟(4)中，加熱後溫度為1100-1250℃。
根據本發明的方法，優選步驟(4)中，終軋溫度為700-950℃。
本發明中，轉爐冶煉和脫氧合金化、LF爐精煉、連鑄和軋制均可按照常規步驟進行，只要其工藝參數能夠滿足本發明的優選要求即可更好的實現 本發明的目的。
本發明中，軋制後，可採用自然空冷的方法進行冷卻。
根據本發明的方法，所述LF爐精煉可以按照常規步驟進行，針對本發明，優選步驟(2)中，LF爐精煉包括：
i)任選地，用鋁丸對步驟(1)所得鋼液表面的鋼渣進行還原，鋁丸的用量為0-1.5kg/噸鋼；
ii)用碳線、矽鐵、錳鐵和鉻鐵對步驟(1)所得鋼液中的C、Si、Mn和Cr成分的含量進行調整使得滿足出站鋼液要求；
iii)任選地，調整Als含量使得滿足出站鋼液要求；
iiii)進行鈦、釩、氮合金化使得Ti含量，N含量和V含量滿足出站鋼液要求。
如前所述，本發明提供了按照本發明的方法生產得到的耐大氣腐蝕型鋼。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選以耐大氣腐蝕型鋼的總重量為基準，含有：0.01％-0.09％的C，0.15％-0.35％的Si，0.30％-0.60％的Mn，0.30％-0.40％的Cu，0.20％-0.30％的Ni，2.0％-3.5％的Cr，0.13％-0.15％的V，0.005％-0.030％的Ti，0.004％-0.008％的N，不大於0.030％的P和不大於0.020％的S。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，除了上述成分外，其餘為不可避免的雜質和Fe。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選耐大氣腐蝕型鋼的Rel≥430MPa，優選為430-460MPa。
根據本發明的耐大氣腐蝕型鋼，優選耐大氣腐蝕型鋼的Rm≥610MPa，優選為610-640MPa。
下面描述根據本發明的一種優選的實施方式生產本發明的耐大氣腐蝕型 鋼的具體實施步驟，實施例(即表中本發明鋼1-4)中按照該步驟生產耐大氣腐蝕型鋼：
主要步驟包括：轉爐冶煉和脫氧合金化→LF爐精煉→連鑄→鑄坯加熱→型鋼軋機軋制。
每工序的具體操作內容如下：
A轉爐冶煉和脫氧合金化
採用轉爐冶煉鋼水時，鋼水中C、Si、Mn和Cr的化學組分控制目標為：C 0.01％-0.09％、Si 0.15％-0.35％、Mn 0.30％-0.60％和Cr2.0％-3.5％。此工序僅為控制目標，該工序如不能控制在目標範圍內，後續LF爐精煉工序還可調整。
控制鋼水中P≤0.030％、S≤0.020％。
因為Cu和Ni與O的親和力小，很不容易被氧化，在轉爐冶煉工藝加入時收得率就可達到100％，因此在轉爐工序一步控制到位，即控制Cu和Ni分別在0.30％-0.40％和0.20％-0.30％範圍內，後續不再進行調整。
轉爐採用Al脫氧工藝，並控制Als(酸溶鋁)在0.02％-0.05％範圍內，控制轉爐出鋼液溫度為1550-1580℃。此處控制Als在0.02-0.05％範圍，是考慮到後部LF爐精煉工序和連續鑄鋼均存在有Als被氧化成Al2O3的現象，該兩工序的Als的燒損量一般在0.010％-0.02％範圍內，經過大量實踐證明，最後連續鑄鋼後冷卻後的鑄坯的Als都可在0.01-0.03％範圍內。
B LF爐精煉
鋼水在LF爐精煉時，任選地包括加入鋁丸對鋼渣進行還原的步驟，鋁丸加入量為0-1.5kg/噸鋼；
LF爐電加熱後，用碳線、矽鐵、錳鐵和鉻鐵對C、Si、Mn和Cr 成分進行微量調整，調整範圍分別在0.01％-0.09％(C)、0.15％-0.35％(Si)、0.30％-0.60％(Mn)和2.0％-3.5％(Cr)內。
對C、Si、Mn和Cr微調後，取樣分析鋼液中Als，調整Als含量為0.01％-0.03％；如Als低於0.02％，則需要採用加入鋁丸或者餵入鋁線的方法將Als調整到0.025％左右，可保證連鑄鑄鋼後鑄坯的Als控制在0.01％-0.03％範圍內。此處控制Als在0.025％左右，是考慮到後部連續鑄鋼工序存在有Als被氧化成Al2O3的現象，經過大量實踐證明，連續鑄鋼工序鑄坯Als的氧化在0.005-0.015％範圍內。
調整Als後，加入鈦鐵和釩氮合金(VN12、VN14和VN16均可)，使鋼水中的Ti控制在0.005％-0.030％範圍內，V控制在0.13％-0.15％範圍內，N控制在0.004％-0.008％範圍內，控制LF爐出站鋼液溫度為1570-1600℃。
C連鑄
化學成分(重量百分比)為0.01％-0.09％的C、0.15％-0.35％的Si、0.30％-0.60％的Mn、0.30％-0.40％的Cu、0.20％-0.30％的Ni、2.0％-3.5％的Cr、0.13％-0.15％的V、0.005％-0.030％的Ti、0.004％-0.008％的N、不大於0.030％的P和不大於0.020％的S的鋼液進行連鑄，控制連續鑄鋼液溫度在1535-1565℃範圍內。
鑄坯在連鑄鑄機上澆鑄成型並冷卻到500-700℃範圍內時，放入緩冷坑中進行緩冷，緩冷到室溫後出緩冷坑，緩冷速率為5-100℃/h，優選為10-30℃/h。出坑後檢查鑄坯斷面質量，均未發現中心裂紋和孔洞。
本發明的發明人發現，在緩冷溫度控制中，過高溫度加入緩冷坑，例如800℃以上時，鑄坯還是奧氏體組織，沒有鐵磁性，不利於鐵磁類吊車的安全操作，因此規定放入緩冷坑溫度不能高於700℃。通常鋼的馬氏體轉變溫度在400℃左右，在馬氏體轉變溫度範圍，高含鉻的鑄坯 即使鋼的冷卻速度沒有達到發生馬氏體相變的溫度速度，較快的冷卻速度也會導致鑄坯表面和內部產生大量裂紋，因此，規定放入緩冷坑的溫度不能低於500℃。
D鑄坯加熱和軋制
高強度高耐大氣腐蝕型鋼鑄坯加熱到1100℃-1250℃後，再進行鑄坯到型鋼的軋制，終軋溫度控制在700℃-950℃範圍內，最終軋製成的型鋼採用自然空冷的方式，即可得到Rel≥430MPa，Rm≥610MPa，相對腐蝕率(相對於YQ450NQR1高強度耐大氣腐蝕鋼)為65％-70％的高強度高耐大氣腐蝕型鋼。
表1是同工藝條件下生產的本發明鋼和對比鋼的耐大氣腐蝕性能，強度指標，以及鑄坯中心缺陷的對比情況。
表1中的本發明鋼1、2、3和4是採用前述的「轉爐冶煉和脫氧合金化→LF爐精煉→連鑄→鑄坯加熱→型鋼軋機軋制」工藝生產本發明鋼的化學組分，其中，轉爐冶煉和脫氧合金化→LF爐精煉→連鑄→鑄坯加熱→型鋼軋機軋制的主要控制參數見表2；
表1中的對比鋼1是採用前述的「轉爐冶煉和脫氧合金化→LF爐精煉→連鑄→鑄坯加熱→型鋼軋機軋制」工藝，生產的C、Si、Mn、Cr、Ni和Cu化學成分與本發明鋼基本相同的對比鋼；
表1中的對比鋼2是採用前述的「轉爐冶煉和脫氧合金化→LF爐精煉→連鑄→鑄坯加熱→型鋼軋機軋制」工藝，生產的已有的YQ450NQR1高強度耐大氣腐蝕型鋼的化學成分；
表1中的Rel和Rm的測定方法為GB/T228-2002(金屬材料室溫拉伸試驗方法)；
表1中相對腐蝕率的試驗方法按原鐵道部「TB/T2375-93」(鐵路用耐候鋼周期浸潤腐蝕試驗方法)規定的方法測定，其具體測定參數為： 試驗樣加工成60mm×40mm×4mm的矩形，要求最大面的表面粗糙度為3.2μm；溫度為45±2℃；溼度為：70±5％RH；每一循環周期為60±3min(其中浸潤時間為12±1.5min)；循環周期為75h；烘烤後試樣表面最高溫度為70±10℃；溶液為：(1.0±0.05)×10-2mol/l NaHSO3溶液。相對腐蝕率的基礎鋼種選定為YQ450NQR1(對比鋼2)高強度耐大氣腐蝕型鋼，即YQ450NQR1高強度耐大氣腐蝕型鋼的相對腐蝕率為100％。
表1中強度指標和相對腐蝕率測定試樣的取樣部位和取樣狀態為：採用本發明中所描述工藝和參數生產出的大型型鋼，型鋼斷面見圖5，並在圖5的c部位(短腿)的1/2處，並延軋制方向取拉伸試驗和腐蝕試片樣。
其中，圖1為對比鋼1的連鑄坯(也稱為鑄坯)的斷面圖(未酸蝕)，由圖1可以看出，對比鋼1的中心部位出現30mm的裂紋+孔洞形貌。
其中，圖2為對比鋼1的連鑄坯加熱後採用型鋼軋制一道次後的斷面圖，由圖2可以發現裂紋出現擴展，導致整個鑄坯報廢；
其中，圖3為對比鋼2的連鑄坯的斷面圖(酸蝕後)，由於Cr含量低，且其它合金元素總量也低於對比鋼1中化學成分的合金總量，因此在酸蝕後的連鑄坯斷面中心未發現裂紋和孔洞。
其中，圖4為本發明鋼2的連鑄坯斷面圖(酸蝕後)，觀察圖4的形貌，發現連鑄坯斷面中心(酸蝕後)未發現中心裂紋和孔洞。
本發明中酸蝕：按GB266-91執行：具體為，低倍試樣加工厚度為18mm，表面用磨床磨製，然後將磨製好的低倍樣放入70℃工業鹽酸水溶液(工業鹽酸：水＝1：1)中，酸蝕時間為15分鐘，然後從鹽酸水溶液中取出，冷卻後觀察表面形貌。
其中，圖5為大型型鋼的橫截面圖，a(表示大型型鋼的中間部位，俗稱腰部)為310mm，b(表示大型型鋼的一個端部，俗稱長腿)為174mm，c (表示大型型鋼的另一個端部，俗稱短腿)為125mm，d(表示大型型鋼的一個端部，俗稱長腿的厚度)為12mm，e(表示大型型鋼的中間部位，俗稱腰部的厚度)為12mm，f(表示大型型鋼的另一個端部，俗稱短腿的厚度)為18mm。
表1
由表1的結果可知，本發明的鑄坯無中心缺陷，未出現裂紋和孔洞現象， 且本發明的耐大氣腐蝕型鋼耐大氣腐蝕能力提高，鋼的強度例如Rel和Rm均有較大改善。由此可見，本發明為耐大氣腐蝕型鋼的規模生產提供了技術條件。
表2
以上詳細描述了本發明的優選實施方式，但是，本發明並不限於上述實施方式中的具體細節，在本發明的技術構思範圍內，可以對本發明的技術方案進行多種簡單變型，這些簡單變型均屬於本發明的保護範圍。
另外需要說明的是，在上述具體實施方式中所描述的各個具體技術特徵，在不矛盾的情況下，可以通過任何合適的方式進行組合，為了避免不必要的重複，本發明對各種可能的組合方式不再另行說明。
此外，本發明的各種不同的實施方式之間也可以進行任意組合，只要其不違背本發明的思想，其同樣應當視為本發明所公開的內容。