高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法专利检索-改变黑色金属的物理结构黑色或有色金属或合金热处理用的一般设备通过脱碳回火或其他处理使金属具有韧性专利检索查询-专利查询网

高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法
申请号	CN202311854937.0	申请日	2023-12-28	公开(公告)号	CN117965858A	公开(公告)日	2024-05-03
申请人	湖北同发机电有限公司;			发明人	李强; 杜正锋; 陈斌; 熊勇; 余胜军; 胡志丹; 袁红英;
摘要	本发明公开一种高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，属于高力学性能耐候钢加工技术领域。本方法将耐候钢在未再结晶区轧制后超快速冷至610‑690℃，随后置于550‑650℃的电阻炉随炉冷却，进一步提高了力学性能，即屈服强度和抗拉强度分别达到687MPa和736MPa；耐候钢组织以合适晶粒尺寸的铁素体为主和少量弥散分布的退化珠光体相对失重率最低，进而展现出优异的耐大气腐蚀性能，能够广泛用于需要使用高力学性能耐候钢材的技术领域。
权利要求	1.高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤： S1、取真空感应炉熔炼后的耐候钢坯料采用TMCP工艺轧制，将坯料置于1050‑1300℃温度奥氏体化2‑4h，随后采用再结晶区轧制：初轧1010‑1250℃，终轧1010‑1200℃，下压率 65％，在石绵箱中缓冷； S2、将步骤S1所得热轧钢板采用未再结晶区轧制：初轧905‑945℃，终轧850‑890℃，下压率78％，随炉冷却； S3、将步骤S2所得热轧钢板采用超快速冷却(UFC)至650‑695℃，随后置于590‑630℃的电阻炉随炉缓慢冷却至室温得到高力学性能耐候钢材成品。 2.根据权利要求1所述的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，其特征在于，步骤S1中，所述耐候钢的化学成分包括C 0.03‑0.15wt％，Mn1.51‑4.12wt％，P 0.0046‑ 1.15wt％，Si 0.16‑0.30wt％，S 0.0033‑0.0063wt％，Ni0.15‑0.28wt％，Cr 0.35‑ 0.55wt％，Cu 0.30‑0.45wt％，Als 0.005‑0.016wt％，N0.0030‑0.0045wt％，Ti 0.05‑ 0.16wt％，Nb 0.01‑0.10wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。 3.根据权利要求1所述的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，其特征在于，步骤S1中，热轧工艺为：将耐候钢坯加热至1200℃保温2‑4h，随后采用再结晶区轧制：初轧1010‑1250℃，终轧1010‑1200℃，下压率65％，在石棉箱中冷却得到热轧钢板。 4.根据权利要求1所述的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，其特征在于，步骤S2中，将步骤S1所得热轧钢板采用未再结晶区轧制，初扎时保温至905‑945℃，终轧时保温至850‑890℃，下压率78％，随炉冷却。 5.根据权利要求1所述的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，其特征在于，步骤S3中，将步骤S2所得热轧钢板采用超快速冷却至650‑695℃，随后置于590‑630℃的电阻炉随炉缓慢冷却至室温得到高力学性能耐候钢材成品；通过超快速冷却，耐候钢组织表现为以合适晶粒尺寸的铁素体为主，少量弥散分布的退化珠光体相对失重率最低，进而展现出优异的耐大气腐蚀性能。 6.一种采用权利要求1‑6任一项所述的制备方法制备的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢。
说明书全文	高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法技术领域 [0001] 本发明涉及高力学性能耐候钢加工技术领域，特别涉及高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法。背景技术 [0002] 大气腐蚀是材料与其周围大气环境的相互作用，普通钢铁材料在大气中很容易被腐蚀(锈蚀)。据统计，世界每年钢产量中有1/6因腐蚀而损耗，造成的直接经济损失超过500亿元。 [0003] 耐候钢即耐大气腐蚀钢，是在钢中加入了少量的合金元素，使钢材在锈层和基体之间形成一层约50‑100μm厚的致密且与基体金属粘附性好的非晶态尖晶石型氧化物膜，由于这层致密氧化物膜的存在，阻止了大气中的氧和水向钢铁基体渗入，减缓了锈蚀向钢铁材料纵深发展，从而大大提高了钢铁材料的耐大气腐蚀能力。耐候钢的抗大气腐蚀能力是普通钢的2‑8倍，并且使用时间愈长，耐蚀作用愈突出。 [0004] 由于高速车辆用高耐候钢厚度非常薄，一般厚度≤2mm，目前常规制造方法所生产的耐候钢钢，其屈服强度、抗拉强度、断后延伸率等性能指标通常达不到要求，耐腐蚀性能不达标，使用寿命短。常规制造方法所生产出的耐腐蚀钢不能同时满足超薄轻量化、高冲压性能要求和高板型尺寸要求的难题。耐候钢钢材因其优异的强度、延伸率、耐撞性和安全性，在高速车辆制造等领域应用广泛。如果能够设计出一种具有高力学性能的耐候钢材，将在相关领域具有广阔的应用前景。发明内容 [0005] 本发明提供了一种高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，利用TMCP工艺处理技术，进一步提高了耐候钢材强度，韧性及耐腐蚀能力，可以广泛应用于需要使用耐候钢的技术领域，例如用于车辆行驻车发电系统等。具体通过以下技术实现。 [0006] 高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，包括以下步骤： [0007] S1、取真空感应炉熔炼后的耐候钢坯料采用TMCP工艺轧制，将坯料置于1050‑1300℃温度奥氏体化2‑4h，随后采用再结晶区轧制：初轧1150℃，终轧1010‑1200℃，下压率65％，在石绵箱中缓冷； [0008] S2、将步骤S1所得热轧钢板采用未再结晶区轧制：初轧905‑945℃，终轧850‑890℃，下压率78％，随炉冷却； [0009] S3、将步骤S2所得热轧钢板采用超快速冷却至650‑695℃，随后置于590‑630℃的电阻炉随炉缓慢冷却至室温得到高力学性能耐候钢材成品。 [0010] 本发明采用上述方法，对耐候钢进行热轧和超快速冷处理可有效细化铁素体显微组织，起到细晶强化的作用，并且在合适的温度下冷却。最终使得耐候钢具有更优异的综合力学性能。 [0011] 7.优选地，步骤S1中，所述耐候钢坯的化学成分包括C 0.06wt％，Mn1.49wt％，P 0.0056wt％，Si 0.23wt％，S 0.0043wt％，Ni 0.19wt％，Cr 0.47wt％，Cu 0.32wt％，Als 0.010wt％，N 0.0033wt％，Ti 0.11wt％，Nb 0.03wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。 [0012] 优选地，步骤S1中，热轧工艺为：将耐候钢坯加热至1200℃，保温2h，随后采用再结晶区轧制：初轧温度1150℃，终轧温度1050℃，下压率65％，随后在石绵箱中缓冷。 [0013] 优选地，步骤S2中，将步骤S1所得热轧钢板采用未再结晶区轧制：初轧915℃，终轧880℃，下压率78％，随炉冷却； [0014] 优选地，步骤S3中，将步骤S2所得热轧钢板采用超快速冷却至675℃，随后置于600℃的电阻炉随炉缓慢冷却至室温得到高力学性能耐候钢材成品。 [0015] 本发明提供的高力学性能的行驻车发电系统耐候钢，可以用于制造车辆零部件，例如行驻车发电系统外壳、车身、发动机或底盘等。 [0016] 与现有技术相比，本发明的有益之处在于： [0017] 1、本发明提供了一种高力学性能的行驻车发电系统耐候钢的制备方法，利用TMCP工艺处理技术，对耐候钢进行热轧和超快速冷处理可有效细化铁素体显微组织，起到细晶强化的作用，并且在合适的温度下冷却。显著提高了耐候钢材成品的力学性能和机械性能，屈服强度和抗拉强度分别达到687MPa和736MPa；能够广泛应用于需要使用耐候钢的技术领域。 [0018] 2、本发明的耐候钢，耐腐蚀性能更强，在腐蚀初期腐蚀速度很快，随着腐蚀时间的延长，腐蚀速度逐渐减慢，最后趋于平稳。通过对腐蚀表面的观察看出，腐蚀产物由疏松多孔易脱落，逐渐转变为致密均匀厚实状，锈层对耐候钢基体的保护作用逐渐增大；附图说明 [0019] 图1为实施例1和对比例1Q345B钢和耐候钢材试样在不同后段冷却条件下的TMCP工艺示意图； [0020] 图2为实施例2、3的未再结晶区轧制后空冷条件下耐候钢材试样(a)工程应力‑应变曲线图(b)轧后直接空冷组织图(c)轧后UFC至650℃然后空冷至室温图； [0021] 图3为实施例4未再结晶区轧制后缓冷条件下耐候钢材试样(a)典型工程应力‑应变曲线图；(b～d)典型光学显微组织图； [0022] 图4为实施例1未再结晶区轧制后炉冷条件下耐候钢材试样(a)典型工程应力‑应变曲线图，(b～d)典型光学显微组织图； [0023] 图5为实施例1耐候钢材试样腐蚀速率变化曲线图； [0024] 图6为实施例1和对比例1(a～e)Q345B不同腐蚀周期的宏观形貌图(f～l)耐候钢材试样不同腐蚀周期的宏观形貌图； [0025] 图7为实施例1和对比例1(a～e)Q345B和(f～j)耐候钢材试样在不同腐蚀时间下锈层截面形貌图； [0026] 图8为实施例1耐候钢材试样不同腐蚀时间下的锈层厚度图； [0027] 图9为实施例1和对比例1(a)Q345B和(b)耐候钢材试样在50h腐蚀时间下锈层截面元素分布图(左侧为锈层，右侧为基底)； [0028] 图10为实施例1和对比例1(a)Q345B和(b)耐候钢材试样腐蚀产物XRD衍射图谱。具体实施方式 [0029] 下面将对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动条件下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。 [0030] 以下实施例和对比例中，所使用的原材料为普碳钢Q345B(对比例)和自制的通过真空感应炉熔炼的耐候钢试样材料(实施例)，均为70×70×110mm3坯料的钢锭，化学成分详表1，余量为Fe和其他不可避免的杂质。 [0031] 表1Q345B和耐候钢材化学成分,wt％ [0032] [0033] 实施例1 [0034] 本实施例提供的耐候钢试样，其制备方法为： [0035] S1、将真空感应炉熔炼后的70×70×110mm3耐候钢试样坯料，置于1200℃温度奥氏体化2h，随后采用再结晶区轧制(初轧1150℃,终轧1050℃,下压率65％)；压下规程为：70→55→45→35→24.5→待温→17→10→8→5.4mm。 [0036] S2、将步骤S1所得钢板在未再结晶区轧制(初轧915℃,终轧880℃,下压率78％)，压下规程为同S1； [0037] S3、将步骤S2所得热轧钢板采用超快速冷却至610‑750℃，随后置于590‑630℃的电阻炉随炉缓慢冷却至室温得到耐候钢材成品。 [0038] 上述制备过程如图1、4所示，图1中，(a)为空冷(b)为石绵箱中缓冷(c)为电阻炉随炉冷却；1为随炉加热，2为1200℃，3为再结晶控轧，4为非再结晶控轧。图4为耐候钢材试样在未再结晶区轧制后炉冷条件下(a)典型工程应力‑应变曲线图，(b～d)典型光学显微组织图； [0039] 实施例2 [0040] 本实施例提供的耐候钢试样，其制备方法为： [0041] S1、将真空感应炉熔炼后的70×70×110mm3耐候钢试样坯料，置于1200℃温度奥氏体化2h，随后采用再结晶区轧制(初轧1150℃,终轧1050℃,下压率65％)；压下规程为：70→55→45→35→24.5→待温→17→10→8→5.4mm。 [0042] S2、将步骤S1所得钢板在未再结晶区轧制(初轧915℃,终轧880℃,下压率78％)，压下规程为同S1； [0043] S3、将步骤S2所得热轧钢板轧制后直接空冷至室温得到耐候钢材成品。 [0044] 上述制备过程如图1、2所示，图1中，(a)为空冷(b)为石绵箱中缓冷(c)为电阻炉随炉冷却；1为随炉加热，2为1200℃，3为再结晶控轧，4为非再结晶控轧。图2中，(a)工程应力‑应变曲线图(b)轧后直接空冷组织图(c)轧后UFC至650℃然后空冷至室温图。 [0045] 实施例3 [0046] 本实施例提供的耐候钢试样，其制备方法为： [0047] S1、将真空感应炉熔炼后的70×70×110mm3耐候钢试样坯料，置于1200℃温度奥氏体化2h，随后采用再结晶区轧制(初轧1150℃,终轧1050℃,下压率65％)；压下规程为：70→55→45→35→24.5→待温→17→10→8→5.4mm。 [0048] S2、将步骤S1所得钢板在未再结晶区轧制(初轧915℃,终轧880℃,下压率78％)，压下规程为同S1； [0049] S3、将步骤S2所得热轧钢板轧制后先超快冷(UFC)至650℃随即再进行空冷至室温得到耐候钢材成品。 [0050] 上述制备过程如图1、2所示，图1中，(a)为空冷(b)为石绵箱中缓冷(c)为电阻炉随炉冷却；1为随炉加热，2为1200℃，3为再结晶控轧，4为非再结晶控轧。图2中，(a)工程应力‑应变曲线图(b)轧后直接空冷组织图(c)轧后UFC至650℃然后空冷至室温图。 [0051] 实施例4 [0052] 本实施例提供的耐候钢试样，其制备方法为： [0053] S1、将真空感应炉熔炼后的70×70×110mm3耐候钢试样坯料，置于1200℃温度奥氏体化2h，随后采用再结晶区轧制(初轧1150℃,终轧1050℃,下压率65％)；压下规程为：70→55→45→35→24.5→待温→17→10→8→5.4mm。 [0054] S2、将步骤S1所得钢板在未再结晶区轧制(初轧915℃,终轧880℃,下压率78％)，压下规程为同S1； [0055] S3、将步骤S2所得热轧钢板轧制后首先进行超快冷至600‑750℃，随后于石棉箱中缓慢冷却至室温得到耐候钢材成品。 [0056] 上述制备过程如图1、3所示，图1中，(a)为空冷(b)为石绵箱中缓冷(c)为电阻炉随炉冷却；1为随炉加热，2为1200℃，3为再结晶控轧，4为非再结晶控轧。图3为耐候钢材试样在未再结晶区轧制后缓冷条件下(a)典型工程应力‑应变曲线图；(b～d)典型光学显微组织图； [0057] 对比例1 [0058] 8.本对比例1提供的Q345B普碳钢钢材，化学成分包括C 0.18wt％，Mn[0059] 1.46wt％，P 0.024wt％，Si 0.43wt％，S 0.017wt％，Ni 0.006wt％，Cr 0.022wt％，Cu 0.021wt％，Als 0.002wt％，Nb 0.01wt％，余量为Fe和不可避免的杂质。其制备方法为： [0060] S1、将70×70×110mm3 Q345B钢试样坯料，置于1200℃温度奥氏体化2h，随后采用再结晶区轧制(初轧1150℃,终轧1050℃,下压率65％)；压下规程为：70→55→45→35→24.5→待温→17→10→8→5.4mm。 [0061] S2、将步骤S1所得钢板在未再结晶区轧制(初轧915℃,终轧880℃,下压率78％)，压下规程为同S1； [0062] S3、将步骤S2所得热轧钢板轧制后先超快冷(UFC)至650℃随即再进行空冷至室温得到耐候钢材成品。 [0063] 上述制备过程如图1、2所示，图1中，(a)为空冷(b)为石绵箱中缓冷(c)为电阻炉随炉冷却；1为随炉加热，2为1200℃，3为再结晶控轧，4为非再结晶控轧。 [0064] 应用例：耐候钢材及普碳钢Q345B试样的微观结构和力学性能测试 [0065] 轧制好的耐候钢材及普碳钢Q345B试样沿轧制方向进行单轴拉伸试验(拉升速度为5mm/min)完成试样的屈服强度、抗拉强度及延伸率等力学性能测试。采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和电子探针(EPMA)对耐候钢材试样显微组织进行观察。将热轧普碳钢Q345B和耐候钢试样打磨抛光后先置于无水乙醇，后置于丙酮溶液中各进行超声波清15min，测量原始尺寸及质量。随后将普碳钢Q345B和耐候钢试样悬置在亚硫酸氢钠溶液内进行周期浸润腐蚀实验，采用如下公式(1)计算腐蚀失重率(W)。 [0066] W＝((G0‑G1)/2(a×b+b×c+a×c)t)×106 (1) [0067] 式中：W，G0和G1分别为失重率(g/(m2·h))，试样原始重量(g)和试样腐蚀后重量(g)；a、b、c、t分别为试样的长、宽和高(mm)和时间(h)，根据试样的失重率进行耐大气耐腐蚀性评价。将腐蚀试样拍照，观察普碳钢Q345B和耐候钢试样宏观形貌；采用SEM表征Q345B和耐候钢试样生锈层厚度及其中元素分布，采用XRD分析普碳钢Q345B和耐候钢试样腐蚀产物元素组成和物相。 [0068] 选取上述实施例1和对比例1的耐候钢材，分别命名为CQ2‑ART和CQ1‑ART。 [0069] 1、微观结构及力学性能测试 [0070] 采用光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)和电子探针(EPMA)对耐候钢材试样显微组织进行观察。 [0071] 图2为实施例2、3的未再结晶区轧制后空冷条件下耐候钢材试样，分别显示了(a)工程应力‑应变曲线图，(b)轧后直接空冷组织图(c)轧后UFC至650℃然后空冷至室温图；图3为实施例4未再结晶区轧制后缓冷条件下耐候钢材试样，分别显示了(a)典型工程应力‑应变曲线图；(b～d)典型光学显微组织图。图4为实施例1未再结晶区轧制后炉冷条件下耐候钢材试样，分别显示了(a)典型工程应力‑应变曲线图，(b～d)典型光学显微组织图。 [0072] 上述结果显示轧后先采用超快速冷却至650℃随后空冷至室温工艺，可有效提高耐候钢材试样的屈服强度，相较于轧后直接空冷的耐候钢材试样屈服强度提高104MPa。结合图2(b,c)可知，两种冷却路径下耐候钢材试样的组织均为铁素体，但轧后先超快速冷至650℃随后空冷的工艺方式可有效细化铁素体显微组织，起到细晶强化的作用。图3(a)显示，超快冷终冷温度由730℃降低至675℃，耐候钢材试样屈服强度由550MPa提高至645MPa，且断后延伸率仅有略微下降，但继续降低超快冷终冷温度至615℃，屈服强度下降至 590MPa。图3(b～d)显示，不同冷却下耐候钢材试样的显微组织主要为铁素体，且在615℃超快冷终冷温度下，铁素体组织得到充分细化，但其屈服强度却出现下降现象。分析认为：晶粒尺寸的降低，一方面增加了单位体积内晶粒总数，进而在外界应力作用下滑移系发生滑移的几率增大，导致屈服强度的降低；另一方面增加了阻碍位错运动的晶界面积，提高了屈服强度。图4(a)显示，耐候钢材试样的屈服强度随超快冷终冷温度的降低先升高后下降，在超快冷终冷温度675℃条件下，耐候钢材试样的屈服强度可达687MPa，断后延伸率高达 25％。图4(b～d)显示，不同冷却下耐候钢材试样的显微组织主要为铁素体，且在600℃超快冷终冷温度下，铁素体组织得到充分细化，但其屈服强度却出现下降现象。 [0073] 2、耐大气腐蚀性能测试 [0074] 对比例1Q345B钢和耐候钢材的平均腐蚀失重率见表2。将腐蚀时间由50h延长至2 2 200h，Q345B的平均腐蚀失重从6.239g/(m·h)减小至2.543g/(m·h)，而耐候钢材则从 2 2 2.196g/(m·h)减少至1.432g/(m·h)；Q345B和耐候钢材平均腐蚀失重率呈先快速降低后趋于平缓。结果表明：在50h的腐蚀初期，Q345B和耐候钢材的腐蚀生成物分布不均，锈层不致密，造成试样表面反应活性区域较多，腐蚀速率较快，但随着腐蚀的不断进行，腐蚀生成物不断增加，在基体表面均匀覆盖，且基体表面的锈层变的越来越致密，阻碍了侵蚀性离子的进入，大大减缓了腐蚀过程的进行，因此在腐蚀后期，腐蚀速率明显下降。此外，在腐蚀初期，溶液与钢基体直接接触，电化学反应由体积扩散过程所控制，所以有较高的腐蚀速率；而到腐蚀后期，锈层变得越来越紧凑，电化学反应主要由元素和电子的扩散所控制，所以腐蚀速率越来越缓慢。耐候钢材腐蚀速率变化曲线如图5所示。作为对比的Q345B钢腐蚀失重率明显高于耐候钢材，但Q345B和耐候钢材的失重率都是从50‑100h下降较快，而在100‑ 200h腐蚀时间区域内的平均失重率降低较慢。 [0075] 腐蚀试样的形貌及物相分析，图6给出了不同腐蚀时间下Q345B和耐候钢材(UFC至675℃后随路冷却)腐蚀后形貌。图6(a～e)显示，Q345B钢表面锈层厚度及颜色深浅不一，许多腐蚀产物在腐蚀结束时从钢基体上脱落，未能有效阻止腐蚀溶液对Q345B钢基体的腐蚀作用。图6(f～l)为耐候钢材不同腐蚀周期的宏观形貌，当腐蚀时间为50h，试样锈层颜色较浅呈黄棕色，锈层相对稀疏且致密较低(见图6f)。随着腐蚀时间的延长，锈层的由较浅的黄棕色转变为较深的红棕褐色。在腐蚀时间为100h时，耐候钢材被锈层完全覆盖；随着腐蚀时间延长至200h时，出现了之前生成的锈层在旋转过程中发生碰撞等因素导致个别试样锈层剥落的现象。 [0076] 表2Q345B和耐候钢材的平均腐蚀失重率 [0077] [0078] Q345B和耐候钢材在不同腐蚀时间下锈层截面形貌如图7所示，图7(a～e)和图7(f～j)分别为Q345B钢和耐候钢材不同腐蚀时间下锈层截面形貌。Q345B和耐候钢材锈层的厚度如图8所示。结合微观形貌及生锈层厚度可知，在不同的腐蚀时间下，Q345B生锈层的厚度均显著大于耐候钢材的厚度，且Q345B生锈层厚度随着腐蚀时间增加而增加。在150‑200h腐蚀范围内，Q345B生锈层厚度增加速率更快，而耐候钢材生锈层厚度增加明显放缓。 [0079] 50h腐蚀Q345B及耐候钢材后的生锈层截面处不同元素在的分布如图9所示。在腐蚀时间为50h的Q345B钢锈层中未明显发现铬、镍、铜、磷的富集，展现出较低的腐蚀性(见图9a、c)。相反，观察耐候钢材50h腐蚀后截面中生锈层的元素的分布，发现生锈层中出现元素铬、镍、铜的富集。合金元素铬、镍、铜从生锈层的外表面到基体附近分布情况可知，铬元素主要分布在生锈层中部和底部，会在裂纹、孔洞等缺陷处聚集；铜元素分布于在基体和生锈层中部，缺陷会有少量富集；Ni元素富集在锈层外部和底部。表明以上元素可参与锈层的形成，在缺陷处沉淀，加速缺陷愈合，阻碍腐蚀介质直接进入基体，使锈层密度更高，从而降低腐蚀速率。分析认为，生锈层中元素铬、镍、铜的富集说明了含有铬、镍、铜的钝化阻挡层的形成，该钝化层能够阻碍基体腐蚀的进行，可明显提高材料本身的耐腐蚀性能。 [0080] 图10给出了Q345B及耐候钢材腐蚀后生成物的XRD衍射图谱。Q345B与耐候钢材腐蚀产物中均含有α‑FeOOH、β‑FeOOH、Fe2O3和Fe3O4。50h腐蚀初期，Q345B存在的稳定具有保护性质的α‑FeOOH含量明显小于耐候钢材，这说明前者在不断的生成新锈层并且腐蚀速率较高，后者的生锈层一开始就得到了抑制并且腐蚀速率较低；腐蚀后期200h时，Q345B中存在γ‑FeOOH、Fe2O3的生成，而耐候钢材却仍存在Fe3O4和γ‑FeOOH向α‑FeOOH转化，因此耐候钢材展现出更好的耐腐蚀性能。此外在耐候钢材中还观察到含铬、镍、铜等的氧化物和氢氧化物，而Q345B反之。表明Cr、Ni、Cu元素参与了锈层中保护钢基体的完整氢氧化物的形成，可进而转变为稳定的且具有保护性的α‑FeOOH。 [0081] 以上具体实施方式详细描述了本发明的实施，但是，本发明并不限于上述实施方式中的具体细节。在本发明的权利要求书和技术构思范围内，可以对本发明的技术方案进行多种简单改型和改变，这些简单变型均属于本发明的保护范围。

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