CN108914005B - 一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及其生产方法，所述钢板含有下述质量百分含量的化学成分：C：0.146～0.182%，Si：0.36～0.58%，Mn：2.02～2.35%，Nb：0.041～0.062%，V：0.121～0.162%，Ti：0.022～0.051%，Cu：0.76～1.02%，Ni：0.77～1.08%，Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，[N]：(32～62)×10‑4%，[O]：(20～48)×10‑4%，余量为Fe及不可避免杂质，同时上述部分化学成分的质量百分含量须满足关系式：①7C+Mn=3.25～3.42%，②(Mg+2Hf)/[O]=2.16～3.12；本发明的特厚耐腐蚀钢板无需添加大量Mo、Cr等贵重金属，生产工艺简单，本发明方法生产的120～130mm特厚耐腐蚀钢板具有高强度、高塑性、低屈强比，优异的低温韧性和耐腐蚀性能、抗层状撕裂性能、焊接性能、冷热加工性能，钢板各部位性能均匀性高。

Description

一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及 其生产方法
技术领域
本发明涉及低合金高强度结构钢制造技术领域，特别是一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及其生产方法。
背景技术
众所周知，低合金高强度结构钢是我国最重要的工程结构材料之一，具有较强的强度和韧性，良好的塑性和冷热加工性能，能够抵抗过载能力，被广泛应用于建筑结构、海洋平台、压力容器、锅炉制造、水/核电站、造船行业、石油天然气管线、桥梁结构、重型机械制造、交通等国民经济的各个工程领域的建设。随着国民经济和科技的持续发展，工程化建设也随之不断重量化和大型化，对使用的钢铁材料要求也越来越高，特别是对特厚钢板（100mm以上），除了要求有高的强度和低温韧性，还要求具有良好的耐腐蚀性能、抗层状撕裂性能、焊接性能、冷热加工性能以及均匀性等。而长期以来我国生产技术、技术装备的缺乏，致使我国生产此类高强度厚钢板通常采用调至工艺生产，增加了制造成本，不利于推广，严重制约我国特厚钢板的发展，甚至以来锻造或直接从国外进口来满足国内需求，即便如此，特厚钢板各部位性能不均匀问题依然没能得到解决。
申请号为200810141457.9的中国专利申请，通过淬火+回火获得了厚度为100～114mm的超厚钢板，但该专利中贵金属元素Mo和Cr含量多，其不仅工艺成本高，合金成本也较高；申请号为200810141500.1和201010113835.X的中国专利申请，同样也是通过添加大量的贵重合金Mo、Cr，后续采用正火+回火或二次淬火+回火获得超厚钢板，但是该两项专利提供的工艺及其钢板成本均较高，也不利于推广。
申请号为201010275268.8、200910312460.7、20101028305.3、201010208311.9、201010501298.6、201110176674.3的中国专利申请，均是采用正火热处理工艺，同样存在工艺成本高，生产周期长等缺点；另有申请号为200910045452.0和申请号为201110285075.5的中国专利申请采用TMCP和控轧工艺成功生产了超厚钢板，但是上述两项专利对钢板各部位性能的均匀性以及耐腐蚀性不做要求，达不到相关使用要求。
此外，通过对上述专利技术进行研究，并结合其实施例结果分析，上述专利均没有解决特厚钢板各部位性能不均匀以及耐腐蚀性的问题，因此，重新设计特厚钢板的组成成分，改良特厚钢板的生产工艺来低成本生产高性能特厚钢板成为行业内亟待解决的难题。
发明内容
本发明的目的就是针对现有的制备特厚钢板的方法均存在生产成本高，周期长，并且均不能很好的解决特厚钢板各部位性能不均匀以及耐腐蚀性的问题，提供一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板及其生产方法。
本发明的一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板，所述钢板含有下述质量百分比含量的化学成分：C：0.146～0.182%，Si：0.36～0.58%，Mn：2.02～2.35%，Nb：0.041～0.062%，V：0.121～0.162%，Ti：0.022～0.051%，Cu：0.76～1.02%，Ni：0.77～1.08%，Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，[N]：(32～62)×10-4%，[O]：(20～48)×10-4%，余量为Fe及其他不可避免杂质，同时上述部分化学成分的质量百分含量须满足下述关系式：①7C+Mn=3.25～3.42%，②(Mg+2Hf)/[O]= 2.16～3.12。
所述钢板厚度为120～130mm，所述钢板的屈服强度480MPa≤ReL≤500MPa，抗拉强度630MPa≤Rm≤650MPa，屈强比ReL/Rm≤0.78，延伸率29%≤A≤32%，Z向性能≥50%，﹣40℃KV2≥250J。
本发明的一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板的生产方法，包括下述步骤：
（1）LF精炼：确保到站钢水温度为1560～1580℃，LF精炼时间为35～45min，白渣保持时间为15～25min，白渣碱度控制在4.0～5.0；
（2）RH炉真空处理：添加Hf和Mg合金，控制Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，且真空压力不高于65Bar，真空处理时间为20～35min；
（3）连铸：浇注铸坯时拉速为0.8～1.2m/min，铸坯厚度断面尺寸为350mm；
（4）加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的升温速率加热至650～700℃，再以7.1～9.0℃/s的加热速率加热至850～900℃，随后以9.1～11.0℃/s的加热速率加热至1220～1280℃，并保温30～40min；
（5）轧制：轧制包括第Ⅰ阶段粗轧和第Ⅱ阶段精轧，所述的第Ⅰ阶段粗轧属奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1100～1180℃，轧制道次为4～6道，在末道次轧制前进行8～15s的弛豫缓冷，控制终轧温度为1000～1030℃，末道次压下率为20～30%，粗轧结束后控制中间坯厚度为（h+50）mm；粗轧结束后对中间坯进行层流冷却，冷却速率控制为2.5～5.8℃/s；所述第Ⅱ阶段精轧的开轧温度为（980-5h/4）±10℃，终轧温度为（870-h/2）±5℃，轧制道次为3～5道，末道次压下率为12～15%，其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值；
（6）冷却：对轧后钢板进行层流冷却，下水量与上水量之比控制在1.35～1.45，冷却速度为8.0～12.0℃/s，返红温度为580～620℃，最后空冷至室温；
（7）正火：加热温度为880～910℃，加热时间为（1.25～1.45）×h 分钟，随后进行喷水雾冷，冷却速度为3.0～7.2℃/s，返红温度为620～700℃，最后空冷至室温；其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值。
所述步骤（5）、步骤（7）中钢板成品厚度值h为120～130mm。
本发明特厚耐腐蚀钢板中各化学成分的选择、含量范围的限定均是发明人在通过大量实验研究及性能检测之后得出的，具体理由如下：
本发明的C含量选择在0.146～0.182%，C通过间隙置换固溶强化显著提高钢的强度，并与钢中Nb、V、Ti等微合金元素形成细小碳氮化物，起到细化晶粒和析出强化作用，因此C是确保钢强度的主要元素之一。当C含量低于0.146%时，C的上述强化效果减弱，使发明钢材强度不足；当C含量高于0.182%时，致使钢中C偏析倾向以及M-A岛数量增加，提高焊接冷裂纹敏感性系数，强烈降低基材和焊接热影响区的低温韧性， 并影响冷热加工性能。故C含量限定为0.146～0.182%。
本发明的Si含量选择在0.36～0.58%，本发明中Si的作用主要是通过固溶强化提高强度。为确保固溶强化效果，Si含量应不低于0.36%，但当Si含量高于0.58%时，将会恶化基材以及焊接热影响区的低温韧性。故Si含量限定为0.36～0.58%。
本发明的Mn含量选择在2.02～2.35%，Mn属于扩大奥氏体相区元素，降低Ar3相变点，Mn在相变过程中具有细化晶粒作用，从而提高强度和改善低温韧性，因此Mn是确保钢材强韧性和焊接热影响区性能必不可少的元素。但过高的Mn易发生严重偏析，形成严重的贫Mn区，尤其是Mn和C含量均较高时，还将使铸坯中心产生疏松现象，严重恶化基材和焊接热影响区低温韧性；同时过量的Mn与S极易形成MnS夹杂，并在轧制过程中形成尺寸较大的长条状硫化锰夹杂，进一步恶化基材和焊接热影响区低温韧性，因此Mn含量不得高于2.35%。
本发明的Nb含量选择在0.041～0.062%，Nb属于缩小奥氏体相区元素，提高Ar3相变点和奥氏体再结晶温度，可使钢材在较高温度下轧制，从而提高作业效率，减少设备磨损。Nb还是强碳化物形成元素，具有强烈的细化晶粒和析出强化作用，在轧制过程中，Nb形成的微细碳氮化物颗粒可有效抑制奥氏体晶粒长大，对产品最终组织具有强烈的细化作用，从而提高强度、低温韧性以及延伸性能。为了确保Nb的上述作用，Nb含量不低于0.041%，但Nb含量高于0.062%时，将会造成强度过高，而低温韧性受到损害。 因此，Nb含量限制在0.041～0.062%。
本发明的V含量选择在0.121～0.162%，V在本发明钢中是最重要的合金元素之一。在缓慢冷却过程中，通过析出V的细小碳氮化物可有效阻止晶粒长大，从而产生沉淀强化和细晶强化，提高强度和改善低温韧性。V的碳氮化物主要在缓慢冷却过程中析出，而表层冷速较快，其碳氮化物不易析出或者数量较少，沉淀强化和细晶强化作用有限；但中心部位冷速较小，适宜于其碳氮化物充分析出，通过沉淀强化和细晶强化作用可有效弥补由于中心组织粗大造成的强度损失。为确保上述V的作用效果，V含量不得低于0.121%，但当V含量大于0.162%时，将会恶化基材和热影响区低温韧性。因此，V含量限制在0.121～0.162%。
本发明的Ti选择在0.022～0.051%，Ti也是一种强碳氮化物形成元素，其与C、N形成细小的TiN、Ti（CN）或Nb\Ti的复合碳氮化物，可在高温下阻止奥氏体晶粒长大，从而细化晶粒，提高强度和低温韧性。为了确保Ti的上述效果，将Ti含量限定为0.022～0.051%。
本发明的Cu含量选择在0.76～1.02%，Cu具有很强的固溶强化作用，促进奥氏体的形成及稳定性，适量Cu提高强度而不损害低温韧性，并提高耐大气腐蚀性能。本发明中Cu可在后续缓冷过程中通过自回火析出ε-Cu，起到沉淀强化作用，弥补由于中心组织粗大造成的强度损失。为了确保Cu的上述作用，Cu含量不低于0.76%，但Cu含量高于1.02%时，加热时将会引起热脆，恶化表面质量，损害基材和热影响区的低温韧性。因此，Cu含量限制在0.76～1.02%。
本发明的Ni含量选择在0.77～1.08%，Ni可细化铁基材料，显著改善低温韧性和耐腐蚀性能。本发明中，须添加适量Ni以弥补较多固溶强化元素Cu造成的低温韧性损失，但高Ni极易使钢表面产生难以脱落的氧化铁皮。
本发明的 Hf含量选择在0.0013～0.0034%，Hf元素是本发明重要元素，可与O形成微细氧化物HfO2颗粒，具有明显的耐高温抗腐蚀作用，并有利于改善低温韧性和加工性能。为了确保Hf的上述作用，其含量不得低于0.0013%时，当Hf含量超过0.0034%时，则会形成尺寸较大的含Hf氧化物类夹杂，不利于低温韧性和加工性能的改善，并减弱其耐腐蚀效果。故Hf含量限定为0.0013～0.0034%。
本发明的 Mg含量选在0.0024～0.0076%，Mg是本发明钢中的重要元素，适量Mg与[O]形成微细氧化物质点可作为铁素体形核核心，促使形成更加细小的铁素体组织结构，有利于改善低温韧性。为确保Mg的上述作用，其含量应控制在0.0024～0.0076%。
本发明的P≤0.010%、S≤0.003%， 本发明钢的P、S是有害杂质元素。P的晶界偏析特性严重损害低温韧性；而S与Mn极易形成MnS夹杂，并在轧制过程中易沿轧向形成MnS夹杂物带，影响基材和焊接热影响区低温韧性以及厚度方向性能；因此P含量需控制在0.010%以下，S含量需控制在0.003%以下。
本发明的[N]含量选择在（32～62）×10-4%，[N]与钢中Nb、Ti、V、C等元素形成氮化物或碳氮化物，是细化晶粒和沉淀析出的重要元素。若[N]含量低于32×10-4%，则[N]与Ti形成单位氮化物颗粒数量有限，不能有效细化晶粒。当[N]含量高于62×10-4%时，增加钢的应变时效敏感性，不利于基材和焊接热影响区低温韧性。
本发明的[O]含量选择在（20～48）×10-4%，本发明[O]与钢中Hf、Mg形成微细氧化物质点，Hf的氧化物具有明显抗腐蚀作用，并有利于改善低温韧性和加工性能，而Mg的微细氧化物质点可作为铁素体形核核心，促使形成更加细小的铁素体组织，有利于改善低温韧性。但当[O]含量低于20×10-4%时，则钢中形成的Hf、Mg的微细氧化物质点数量不足，当[O]含量高于48×10-4%时，则钢中易形成大尺寸的氧化物复合夹杂物。
同时上述化学成分还必须满足下述关系式：①7C+Mn=3.25～3.42%，②(Mg+2Hf)/[O]= 2.16～3.12。本发明中，当7C+Mn＜3.25%时，易造成强度不足，当7C+Mn＞3.42%时，恶化低温韧性；当(Mg+2Hf)/[O]＜2.16时，单位面积Hf、Mg微细氧化物质点数量不足，当(Mg+2Hf)/[O]＞3.12时，易形成大尺寸含Hf、Mg氧化物类复合夹杂物，不利于低温韧性以及耐腐蚀性。
本发明钢除含有上述化学成分外，余量为Fe及其他不可避免的夹杂。
本发明特厚耐腐蚀钢板的生产方法，其各工艺步骤中的各项工艺参数均是通过大量实验研究结合性能分析，并经过反复调整、试验验证之后得到的，其中：由于本发明含有较多Cu等固溶强化较强的合金元素，因此须在钢坯不同温度范围内严格控制加热速度，以防止加热速度过快导致钢坯产生内部裂纹而判废，但加热速度过慢将促使能耗大幅增加以及拖慢生产节奏等问题，特限制了加热速度下限；本发明选择在1220～1280℃保温30～40min，目的是促使Cu等合金充分溶于奥氏体，并使钢坯各部位温度充分均匀，防止中心部位出现严重的成分偏析，以避免钢板中心部位性能恶化。本发明采用二阶段控制轧制，且严格控制各轧制阶段的道次及开轧温度、终轧温度，再辅以适当的弛豫缓冷和层流快冷以及上下水比等工艺参数的限制。第Ⅰ阶段粗轧在完全奥氏体再结晶区进行4～6道次轧制，通过反复大压下进行奥氏体再结晶，从而细化奥氏体晶粒；在末道次轧制前进行8～15s的弛豫缓冷是为了快速降低温度以及促使Nb碳化物析出，从而阻止奥氏体晶粒长大；采用20～30%的大压下进行最后道次轧制是为了阻断奥氏体连续长大，并促使长大的奥氏体晶粒充分破碎而细化，同时让奥氏体在大变形下再次进行再结晶而细化奥氏体晶粒。第Ⅱ阶段精轧属奥氏体未结晶区轧制，限制轧制温度上限可防止出现部分奥氏体再结晶，以避免因出现混晶而恶化并影响各部位性能均匀性，3～5道次反复大变形压下可应变诱导析出细小铁素体组织。冷却时控制上下水比可促使钢板上下表面各部位冷却速度保持一致，确保钢板上下表面性能的均匀性，而冷却速度以及返红温度则避免了中心部位组织过分长大，从而细化钢板中心部位组织的有效晶粒尺寸。正火温度以及保温时间可使组织完全奥氏体化，以及促使成分充分扩散，防止中心部位出现成分偏析，影响抗层状撕裂性能，结合冷速以及返红温度限定则可以确保钢板具有优异的综合性能水平。
与现有技术相比，本发明的特厚耐腐蚀钢板不需要添加大量Mo、Cr等贵重金属，也无需经过复杂的调质热处理工序，生产工艺简单，易于大规模生产。利用本发明方法生产的120～130mm特厚耐腐蚀钢板具有高强度、高塑性、低屈强比性能，并且具有优异的低温韧性、耐腐蚀性能、抗层状撕裂性能、焊接性能、冷热加工性能，且钢板各部位性能均匀性高。本发明特厚耐腐蚀钢板可广泛应用于建筑、海洋平台、管道、桥梁、厂矿及体育场馆等各种钢结构工程。
具体实施方式
为了更好地解释本发明的技术方案，下面结合具体实施例对本发明的技术方案进行进一步的说明，下述实施例仅仅是示例性的说明本发明的技术方案，并不以任何形式限制本发明。
下表1为本发明各实施例及对比实施例钢板中所含化学成分的质量百分含量列表；
下表2为本发明各实施例钢板的生产方法中各工艺参数的取值列表；
下表3为本发明各实施例及对比例力学性能测试结果。
本发明各实施例的特厚耐腐蚀钢板的生产方法，包括下述步骤：
（1）LF精炼：确保到站钢水温度为1560～1580℃，LF精炼时间为35～45min，白渣保持时间为15～25min，白渣碱度控制在4.0～5.0；
（2）RH炉真空处理：添加Hf和Mg合金，控制Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，且真空压力不高于65Bar，真空处理时间为20～35min；
（3）连铸：浇注铸坯时拉速为0.8～1.2m/min，铸坯厚度断面尺寸为350mm；
（4）加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的升温速率加热至650～700℃，再以7.1～9.0℃/s的加热速率加热至850～900℃，随后以9.1～11.0℃/s的加热速率加热至1220～1280℃，并保温30～40min；
（5）轧制：轧制包括第Ⅰ阶段粗轧和第Ⅱ阶段精轧，所述的第Ⅰ阶段粗轧属奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1100～1180℃，轧制道次为4～6道，在末道次轧制前进行8～15s的弛豫缓冷，控制终轧温度为1000～1030℃，末道次压下率为20～30%，粗轧结束后控制中间坯厚度为（h+50）mm；粗轧结束后对中间坯进行层流冷却，冷却速率控制为2.5～5.8℃/s；所述第Ⅱ阶段精轧的开轧温度为（980-5h/4）±10℃，终轧温度为（870-h/2）±5℃，轧制道次为3～5道，末道次压下率为12～15%，其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值；
（6）冷却：对轧后钢板进行层流冷却，下水量与上水量之比控制在1.35～1.45，冷却速度为8.0～12.0℃/s，返红温度为580～620℃，最后空冷至室温；
（7）正火：加热温度为880～910℃，加热时间为（1.25～1.45）×h 分钟，随后进行喷水雾冷，冷却速度为3.0～7.2℃/s，返红温度为620～700℃，最后空冷至室温；其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值。
所述步骤（5）、步骤（7）中钢板成品厚度值h为120～130mm。
表1 本发明各实施例及对比实施例钢板的化学成分（wt，%）
Figure 637798DEST_PATH_IMAGE002
表2 本发明各实施例及对比例的主要工艺参数取值列表
Figure 243354DEST_PATH_IMAGE004
（注：对比例与实施例1的主要工艺参数取值相同）
表3 本发明各实施例及对比例的力学性能试验结果
Figure 226354DEST_PATH_IMAGE006
（注：耐候性能通过周浸腐蚀试验264h后的质量损失评定，具体腐蚀试验试验溶液：1.0×10-2mol/L NaHSO3；补给溶液：2.0×10-2mol/L NaHSO3；试验温度：45±2℃；相对湿度：70±5%；周浸轮转速：1圈/60分钟。）
经对本发明各实施例制得的钢板取样进行常温拉伸性能、-40℃纵向冲击试验，并与对比例制得的钢板进行对比，其结果表明：采用本发明的成分及方法生产的各实施例钢板与对比例钢板性能结果相比，本发明各实施例制得的产品具有更优的综合性能，即利用本发明方法生产的120～130mm特厚耐腐蚀钢板具有高强度、高延性、低屈强比，优异的低温韧性、耐腐蚀性能、抗层状撕裂性能、焊接性能、冷热加工性能以及性能均匀性等特点。本发明钢不需经过复杂的调质热处理工序，制造程序简单，易于大规模生产，可广泛应用于建筑、海洋平台、管道、桥梁、厂矿及体育场馆等各种钢结构工程。
上述实施例仅仅是示例性的解释说明本发明，并不以任何形式限制本发明，任何人在依据本发明权利要求的原理下对本发明进行的任何内容或形式上的非实质性的改变，均应视为落入本发明权利要求的实质保护范围内。

Claims (4)

1.一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板，其特征在于：所述钢板含有下述质量百分比含量的化学成分：C：0.146～0.182%，Si：0.36～0.58%，Mn：2.02～2.35%，Nb：0.041～0.062%，V：0.121～0.162%，Ti：0.022～0.051%，Cu：0.76～1.02%，Ni：0.77～1.08%，Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，P：≤0.010%，S：≤0.003%，[N]：(32～62)×10-4%，[O]：(20～48)×10-4%，余量为Fe及其他不可避免杂质，同时上述部分化学成分的质量百分含量须满足下述关系式：①7C+Mn=3.25～3.42%，②(Mg+2Hf)/[O]= 2.16～3.12。
2.根据权利要求1所述的一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板，其特征在于：所述钢板厚度为120～130mm，所述钢板的屈服强度480MPa≤ReL≤500MPa，抗拉强度630MPa≤Rm≤650MPa，屈强比ReL/Rm≤0.78，延伸率29%≤A≤32%，Z向性能≥50%，﹣40℃KV2≥250J。
3.如权利要求1或2所述的一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板的生产方法，其特征在于包括下述步骤：
（1）LF精炼：确保到站钢水温度为1560～1580℃，LF精炼时间为35～45min，白渣保持时间为15～25min，白渣碱度控制在4.0～5.0；
（2）RH炉真空处理：添加Hf和Mg合金，控制Hf：0.0013～0.0034%，Mg：0.0024～0.0076%，且真空压力不高于65Bar，真空处理时间为20～35min；
（3）连铸：浇注铸坯时拉速为0.8～1.2m/min，铸坯厚度断面尺寸为350mm；
（4）加热：将铸坯以6.0～7.0℃/s的升温速率加热至650～700℃，再以7.1～9.0℃/s的加热速率加热至850～900℃，随后以9.1～11.0℃/s的加热速率加热至1220～1280℃，并保温30～40min；
（5）轧制：轧制包括第Ⅰ阶段粗轧和第Ⅱ阶段精轧，所述的第Ⅰ阶段粗轧属奥氏体再结晶区轧制，开轧温度为1100～1180℃，轧制道次为4～6道，在末道次轧制前进行8～15s的弛豫缓冷，控制终轧温度为1000～1030℃，末道次压下率为20～30%，粗轧结束后控制中间坯厚度为（h+50）mm；粗轧结束后对中间坯进行层流冷却，冷却速率控制为2.5～5.8℃/s；所述第Ⅱ阶段精轧的开轧温度为（980-5h/4）±10℃，终轧温度为（870-h/2）±5℃，轧制道次为3～5道，末道次压下率为12～15%，其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值；
（6）冷却：对轧后钢板进行层流冷却，下水量与上水量之比控制在1.35～1.45，冷却速度为8.0～12.0℃/s，返红温度为580～620℃，最后空冷至室温；
（7）正火：加热温度为880～910℃，加热时间为（1.25～1.45）×h 分钟，随后进行喷水雾冷，冷却速度为3.0～7.2℃/s，返红温度为620～700℃，最后空冷至室温；其中h是以mm为单位的钢板成品厚度值。
4.根据权利要求3所述的一种屈服强度＞460MPa的低温韧性优异的特厚耐腐蚀钢板的生产方法，其特征在于：所述步骤（5）、步骤（7）中钢板成品厚度值h为120～130mm。
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