CN112280957B - 一种析出强化型非调质低温厚板钢及其轧制方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种析出强化型非调质低温厚板钢及其轧制方法，轧制方法包括：将连铸坯进行重新加热后依次进行粗轧和精轧，然后以25～51℃/s的超快冷速率冷却至260℃以下或至470～550℃线保温或回温放置20～70min，之后水冷或空冷得到低温钢厚板。与现有技术相比，缩短了生产工艺流程，降低了整体成本，根据厚板横向与纵向的位置不同，其屈服强度为670～920MPa，抗拉强度为740～1050MPa，伸长率为14～16％，室温、‑40℃、‑120℃和‑196℃的V型缺口冲击功分别为260‑300J、200‑270J、190～240J和120～190J，满足低温钢的使用需求。

Description

一种析出强化型非调质低温厚板钢及其轧制方法
技术领域
本发明涉及低温钢轧制技术领域，尤其是涉及一种析出强化型非调质低温厚板钢及其轧制方法。
背景技术
Ni系低温钢在压力容器、输油管线、破冰船等相关设备中广泛应用，可满足-40～-196℃甚至液氦的低温环境使用。通常，随着Ni含量从3.5Ni、5Ni、7Ni到9Ni及12Ni的增加，使用温度依次按照-80、-120、-196和-268℃的顺序降低。从材料制备的角度，通过优化的控轧控冷和离线热处理工艺，可以赋予3.5～7Ni钢更低的使用温度，即可以满足-120～-196℃的温度环境。例如专利CN109136768A提供了可用于-135℃环境下的3.5％Ni钢板的制备方法，证实了低Ni钢用于超低温环境的可行性，这将大幅度降低高Ni含量带来的材料成本。然而，在制备工艺方面，为了保证低温韧性和不同厚度处的性能均匀性，这些低温钢在热轧后都采用离线热处理工艺，即重新加热奥氏体化淬火(Q)+回火(T)的调质工艺，甚至在最终回火前引入临界淬火或两相区回火(L)的工艺，形成QLT的多步骤热处理，这将增加低温钢的制造成本。
发明内容
能否利用控制轧制(TMCP)+超快冷(UFC)或在线热处理(HOP)的工艺，来直接实现7～12Ni高强合金钢的低温应用，进而以缩短的生产工艺流程来弥补高Ni含量带来的成本增加，成为一个亟待解决的技术问题。
因此，开发一种TMCP+UFC的非调质低温厚板钢，调控其强度和低温韧性的配比，用于替代目前常规的5Ni、7Ni和9Ni低温钢以及低Ni(≤3.5wt.％)的低温船板、低温管线、低温压力容器用钢，对降低生产成本、提高经济效益具有重要意义。
本发明的目的就是为了克服上述现有技术存在的缺陷而提供一种析出强化型非调质低温厚板钢及其轧制方法。无需离线热处理，缩短了生产工艺流程，进而降低了整体生产成本，且制备的析出强化型低温厚板钢具有较高的屈服强度、抗拉强度和良好的伸长率与低温冲击韧性，能够满足不同构件或部件在-40～-196℃环境中的使用。
本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：
本发明第一方面提供一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，包括以下步骤：
(1)将连铸坯加热至1100～1150℃，保温1～4h；
(2)将加热后的连铸坯进行两个阶段的轧制，一阶段轧制为粗轧，开轧温度为990～1070℃；二阶段轧制为精轧，开轧温度≤870℃，终轧温度为620～680℃，得到热轧板坯；
(3)将热轧板坯直接或弛豫15～30s后，以25～51℃/s的超快冷速率冷却：
当以超快冷速率冷却至260℃以下后空冷，得到控轧控冷处理的低温厚板钢；
当以超快冷速率冷却至470～550℃在线保温或回温放置20～70min，再水冷或空冷至室温，得到在线热处理的低温厚板钢。
优选地，该析出强化型非调质低温钢(亦即连铸坯)，包括以下重量百分比含量的组分：C 0.004～0.08％，Ni 7～12％，Cu 0.8～2.5％，Al 0.5～1.2％，Ti 0.12～0.5％，P＜0.015％，S＜0.010％和余量的Fe。
其成分设计中各个元素的作用如下：
C：提高合金钢强度最廉价的合金元素，但为了①提高形变奥氏体的非再结晶温度和②降低低温轧制时的变形抗力，使得TMCP+UFC工艺现实可行，采用超低碳的成分设计，同时改善塑性、韧性和焊接性，由此带来的强度降低通过添加Cu和Al形成纳米析出相来弥补。
Ni：固溶时明显降低冷脆转变温度，对提高低温冲击韧性具有重要作用。当Fe和Ni以互溶形成存在时，通过Ni在晶内的“吸附”作用细化铁素体晶粒，进而提高韧性。同时，Ni①降低奥氏体转变温度，使得奥氏体区低温轧制成为可能，②降低C与其它合金元素的扩散速率，抑制珠光体和铁素体转变，提高淬透性，促进贝氏体及马氏体的形成，③与Al及Ti结合形成纳米析出相，产生弥散强化进而提高强度。
Cu：形成纳米富Cu析出相，含有一定的Fe并有少量Ni、Al等元素的析出相/基体界面的偏聚，同时与NiAl相“相邻”析出，产生远超过单一析出相的强化效果。另外，Cu提高合金钢在大气和海水中的耐腐蚀性能，其带来了的“热脆”问题因Ni的存在而避免。
Al：用作脱氧剂，少量Al可以细化晶粒，提高冲击韧性，同时与Ni结合形成纳米析出相产生强化。但Al含量过高会降低钢的热加工性能、焊接性能等，因此控制在1.2％以内。
Ti：在高温区，形成细小的碳化物或碳氮化物，抑制形变奥氏体的再结晶并阻碍其晶粒长大，可把高温奥氏体部分再结晶或非再结晶的温度区间向高温推移，有利于得到细小的形变奥氏体，降低对轧制力的要求并拓宽轧制工艺窗口；在低温区，形成碳化物或与Ni/Al结合，形成纳米尺寸NiAlTi的金属间第二相，产生析出强化，同时由于Ti的扩散速率较低，可在一定程度上抑制NiAl相的长大，增加析出强化效果。
P：界面偏聚对晶界断裂应力、韧脆转变温度以及焊接和加工性能不利。
S：形成硫化物夹杂对冲击韧性特别是低温冲击韧性不利。
优选地，步骤(2)中的粗轧在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，造成大量的亚晶界和高位错密度区，晶界面积增加，使得奥氏体晶粒得到充分细化，促使冷却时马氏体或贝氏体的形核长大，同时细化的奥氏体晶界和亚晶界能够有效阻碍马氏体与贝氏体板条的生长，进而细化最终显微组织。
优选地，步骤(2)中的粗轧为5-9道次，在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，总累积压下率为＞52.3％，得到中间坯，厚度为55～65mm。
优选地，步骤(2)中的精轧分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行，引入的大量晶体缺陷，促进奥氏体分解相变和第二相析出，特别是伴随相变的相间析出及相变结束后的时效析出，提高了终态低温厚板钢的强度。
优选地，步骤(2)中精轧为7-11道次，分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行轧制，总累积压下率为＞63.3％，得到热轧板坯，厚度为12～28mm。
优选地，步骤(3)中：
当以超快冷速率冷却至260℃以下时，即冷却至马氏体相变结束温度以下以消除潜在块状残留奥氏体的不利影响；
当以超快冷速率冷却至470～550℃在线保温或回温放置20～70min时，进一步析出纳米第二相而提高强度，同时释放更多的轧制与相变应力。
本发明第二方面提供一种采用所述的析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法制备得到的析出强化型非调质低温钢厚板。
优选地，得到的析出强化型非调质低温钢厚板为控轧控冷处理的低温厚板钢时，其室温组织为富Cu析出相强化的针状铁素体；得到的析出强化型非调质低温钢厚板为在线热处理的低温厚板钢时，其室温组织为纳米NiAl相和富Cu析出相复合增强的针状铁素体。
优选地，控轧控冷处理的低温厚板钢中的富Cu析出相尺寸较大，在20-150nm之间，主要形成于低温轧制或快冷前的弛豫过程中；在线热处理的低温厚板钢中的富Cu析出相尺寸较小，在2-15nm之间，同时存在细小的NiAl相，主要形成于470～550℃在线保温或回温放置过程中。
优选地，所述的析出强化型非调质低温钢厚板根据横向与纵向的位置不同，其屈服强度为670～820MPa，抗拉强度为740～1050MPa，伸长率为14～16％，室温、-40℃、-120℃和-196℃的V型缺口冲击功分别为260-300J、200-270J、190～240J和120～190J。
优选地，可通过施以直接离线回火工艺，回火温度在625～680℃，进一步改善强韧性配比。
与现有技术相比，本发明具有以下有益效果：
(1)采用无离线调质处理的控制轧制+超快冷(TMCP-UFC)工艺，通过控制奥氏体晶粒状态(尺寸、形变量等)调控其分解相变，利于细化室温组织，提高了钢板的强度和低温韧性。
(2)终轧温度可低至660℃，比常规厚板热轧的终轧温度低150～200℃，接近或超过奥氏体的临界相变温度，类似于温轧，利于终态晶粒组织细化，但仍低于轧机的极限轧制力。
(3)采用在线热处理，即快冷至中间温度保温或回温，与离线热处理的再次加热淬火+回火或临界回火/亚稳淬火相比，降低了生产成本，缩短了制备工艺流程。
(4)虽然高Ni含量增加了材料自身成本，但减少了2～3步的离线热处理工艺，整体产品成本降低，同时合金钢的综合力学性能得到提高，且强韧性配比具有多样性。
附图说明
图1为本发明实施例1中析出强化型非调质低温厚板钢的显微组织。
图2为本发明实施例1中析出强化型非调质低温厚板钢1/4处在-40℃时横向和纵向的冲击断裂行为对比图。
图3为本发明实施例1和实施例2中低温厚板钢横向和纵向的力学性能对比图，其中图3(a)为实施例1中低温厚板钢横向和纵向的力学性能图，图3(b)为实施例2中低温厚板钢横向和纵向的力学性能图。
图4为本发明实施例2中析出强化型非调质低温厚板钢中原子探针得到的纳米析出相的三维空间分布图。
图5为本发明实施例2中析出强化型非调质低温厚板钢中原子探针得到的纳米富Cu析出相(a)和NiAl相(b)的成分变化图。
具体实施方式
一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，包括以下步骤：
(1)将连铸坯加热至1100～1150℃，保温1～4h；
(2)将加热后的连铸坯进行两个阶段的轧制，一阶段轧制为粗轧，开轧温度为990～1070℃；二阶段轧制为精轧，开轧温度≤870℃，终轧温度为620～680℃，得到热轧板坯；
(3)将热轧板坯直接以25～51℃/s的超快冷速率冷却，或弛豫15～30s后，以25～51℃/s的超快冷速率冷却，然后：
当以超快冷速率冷却至260℃以下后空冷，得到控轧控冷处理的低温厚板钢；
当以超快冷速率冷却至470～550℃在线保温或回温放置20～70min，再水冷或空冷至室温，得到在线热处理的低温厚板钢。
优选该析出强化型非调质低温钢(亦即连铸坯)，包括以下重量百分比含量的组分：C 0.004～0.08％，Ni 7～12％，Cu 0.8～2.5％，Al 0.5～1.2％，Ti 0.12～0.5％，P＜0.015％，S＜0.010％和余量的Fe。
其成分设计中各个元素的作用如下：
C：提高合金钢强度最廉价的合金元素，但为了①提高形变奥氏体的非再结晶温度和②降低低温轧制时的变形抗力，使得TMCP+UFC工艺现实可行，采用超低碳的成分设计，同时改善塑性、韧性和焊接性，由此带来的强度降低通过添加Cu和Al形成纳米析出相来弥补。
Ni：固溶时明显降低冷脆转变温度，对提高低温冲击韧性具有重要作用。当Fe和Ni以互溶形成存在时，通过Ni在晶内的“吸附”作用细化铁素体晶粒，进而提高韧性。同时，Ni①降低奥氏体转变温度，使得奥氏体区低温轧制成为可能，②降低C与其它合金元素的扩散速率，抑制珠光体和铁素体转变，提高淬透性，促进贝氏体及马氏体的形成，③与Al及Ti结合形成纳米析出相，产生弥散强化进而提高强度。
Cu：形成纳米富Cu析出相，含有一定的Fe并有少量Ni、Al等元素的析出相/基体界面的偏聚，同时与NiAl相“相邻”析出，产生远超过单一析出相的强化效果。另外，Cu提高合金钢在大气和海水中的耐腐蚀性能，其带来了的“热脆”问题因Ni的存在而避免。
Al：用作脱氧剂，少量Al可以细化晶粒，提高冲击韧性，同时与Ni结合形成纳米析出相产生强化。但Al含量过高会降低钢的热加工性能、焊接性能等，因此控制在1.2％以内。
Ti：在高温区，形成细小的碳化物或碳氮化物，抑制形变奥氏体的再结晶并阻碍其晶粒长大，可把高温奥氏体部分再结晶或非再结晶的温度区间向高温推移，有利于得到细小的形变奥氏体，降低对轧制力的要求并拓宽轧制工艺窗口；在低温区，形成碳化物或与Ni/Al结合，形成纳米尺寸NiAlTi的金属间第二相，产生析出强化，同时由于Ti的扩散速率较低，可在一定程度上抑制NiAl相的长大，增加析出强化效果。
P：界面偏聚对晶界断裂应力、韧脆转变温度以及焊接和加工性能不利。
S：形成硫化物夹杂对冲击韧性特别是低温冲击韧性不利。
优选步骤(2)中的粗轧在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，造成大量的亚晶界和高位错密度区，晶界面积增加，使得奥氏体晶粒得到充分细化，促使冷却时马氏体或贝氏体的形核长大，同时细化的奥氏体晶界和亚晶界能够有效阻碍马氏体与贝氏体板条的生长，进而细化最终显微组织。优选地，步骤(2)中的粗轧为5-9道次，在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，总累积压下率为＞52.3％，得到中间坯，厚度为55～65mm。
优选步骤(2)中的精轧分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行，引入的大量晶体缺陷，促进奥氏体分解相变和第二相析出，特别是伴随相变的相间析出及相变结束后的时效析出，提高了终态低温厚板钢的强度。优选地，步骤(2)中精轧为7-11道次，分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行轧制，总累积压下率为＞63.3％，得到热轧板坯，厚度为12～28mm。
优选步骤(3)中：当以超快冷速率冷却至260℃以下时，即冷却至马氏体相变结束温度以下以消除潜在块状残留奥氏体的不利影响；当以超快冷速率冷却至470～550℃在线保温或回温放置20～70min时，进一步析出纳米第二相而提高强度，同时释放更多的轧制与相变应力。
采用所述的析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法制备得到的析出强化型非调质低温钢厚板。
优选得到的析出强化型非调质低温钢厚板为控轧控冷处理的低温厚板钢时，其室温组织为富Cu析出相强化的针状铁素体；得到的析出强化型非调质低温钢厚板为在线热处理的低温厚板钢时，其室温组织为纳米NiAl相和富Cu析出相复合增强的针状铁素体。优选所述的析出强化型非调质低温钢厚板根据横向与纵向的位置不同，其屈服强度为670～820MPa，抗拉强度为740～1050MPa，伸长率为14～16％，室温、-40℃、-120℃和-196℃的V型缺口冲击功分别为260-300J、200-270J、190～240J和120～190J。
进一步优选，可通过施以直接离线回火工艺，回火温度在625～680℃，进一步改善强韧性配比。
下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。
实施例1
按重量百分比计，析出强化型非调质低温厚板钢的组成为：0.004％的C，12.0％的Ni，2.12％的Cu，0.51％的Al，0.17％的Ti，0.0048％的P，0.0027％的S，和余量的铁。
所述析出强化型非调质低温厚板钢的制备方法如下：
(1)采用真空感应炉熔炼，浇铸成厚度为180mm的连铸坯，然后加热至1150℃，保温2h；
(2)将步骤(1)得到的加热后的板坯进行两个阶段的轧制，总压缩比为8.2。一阶段轧制为奥氏体动态再结晶的温度区间8道次粗轧，开轧温度为997℃，终轧温度为893℃，压下道次分配为180→154→132→114→99→87→76→67→60mm，总累积压下率为66.7％，得到厚度为60mm的中间坯；二阶段为奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内8道次精轧，开轧温度681℃，终轧温度为637℃，压下道次分配为60→52→45→39→35→31→27→24→22mm，总累积压下率为63.3％，得到厚度为22mm的热轧板坯；
(3)将所述步骤(2)得到的热轧板坯弛豫15后，以25℃/s的超快冷速率冷却至220℃后空冷，得到控轧控冷处理的低温厚板钢。
上述方法制备的析出强化型非调质低温厚板钢的显微组织为针状铁素体+富Cu析出相，纵向室温屈服强度为918MPa，抗拉强度为1017MPa，伸长率为15.2％，屈强比为0.90，-196℃的V型缺口冲击功为153J，-120℃的V型缺口冲击功为198J，-40℃的V型缺口冲击功为205J，室温的V型缺口冲击功为271J；横向室温屈服强度为772MPa，抗拉强度为860MPa，伸长率为15.6％，屈强比为0.89，-196℃的V型缺口冲击功为186J，-120℃的V型缺口冲击功为221J，-40℃的V型缺口冲击功为269J，室温的V型缺口冲击功为296J。
图1是本实施例得到的非调质低温厚板钢的显微组织，得益于超快冷的控冷策略，主要由细小的针状铁素体组成，提高了强韧性，但因轧制形变使得其分布具有一定的方向性，表现在纵向与横向力学性能的差异。
图2是本实施例得到的非调质低温厚板钢横向和纵向在-40℃的冲击断裂(载荷-位移与冲击功-位移)曲线，可以看出，在最大载荷(达到塑性变形极限并萌生裂纹阶段)时，此低温厚板钢具有良好的塑性变形能力，而裂纹萌生后并非立刻脆断，具有优越的抗裂纹扩展能力，这得益于细小的针状铁素体组织。同时，当裂纹扩展方向垂直于轧制方向时，拉长的变形铁素体会增加裂纹扩展的次数进而增加所需的能量，因此相对纵向性能，横向具有更佳的冲击韧性。
实施例2
按重量百分比计，析出强化型非调质低温厚板钢的组成为：0.004％的C，12.0％的Ni，2.12％的Cu，0.51％的Al，0.17％的Ti，0.0048％的P，0.0027％的S，和余量的铁。
所述析出强化型非调质低温厚板钢的制备方法如下：
(1)采用真空感应炉熔炼，浇铸成厚度为180mm的连铸坯，然后加热至1150℃，保温2h；
(2)将所述步骤(1)得到的加热后的板坯进行两个阶段的轧制，总压缩比为8.2。一阶段轧制为奥氏体动态再结晶的温度区间8道次粗轧，开轧温度为997℃，终轧温度为893℃，压下道次分配为180→154→132→114→99→87→76→67→60mm，总累积压下率为66.7％，得到厚度为60mm的中间坯；二阶段为奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内8道次精轧，开轧温度681℃，终轧温度为637℃，压下道次分配为60→52→45→39→35→31→27→24→22mm，总累积压下率为63.3％，得到厚度为22mm的热轧板；
(3)将所述步骤(2)得到的热轧板坯弛豫15后，以45℃/s的超快冷速率冷却至500℃后保温30min，然后空冷至室温，得到在线热处理的低温厚板钢；
上述方法制备的析出强化型非调质低温厚板钢的显微组织为针状铁素体+纳米NiAl和富Cu析出相，纵向室温屈服强度为968MPa，抗拉强度为1042MPa，伸长率为15.7％，屈强比为0.93，-196℃的V型缺口冲击功为137J，-120℃的V型缺口冲击功为198J，-40℃的V型缺口冲击功为228J，室温的V型缺口冲击功为269J；横向室温屈服强度为809MPa，抗拉强度为912MPa，伸长率为15.8％，屈强比为0.89，-196℃的V型缺口冲击功为153J，-120℃的V型缺口冲击功为205J，-40℃的V型缺口冲击功为241J，室温的V型缺口冲击功为285J。
图3(a)和图3(b)为实施例1和实施例2的力学性能变化。可以看出，两种在线制备的低温厚板钢均满足一定的应用需求，其不同是，相对实施例1制备的控轧控冷低温钢，实施例2制备的在线热处理低温钢的横向冲击韧性较低，但强度较高，这主要归因于实施例2中弥散析出的纳米第二相。两个实施例的对比结果表明，在本发明所述的合金成分范围内，通过不同的在线处理工艺，可以实现了同种材料力学性能及应用规格的多样化。
图4给出了实施例2中纳米第二相的分布特征。Ni、Al与Cu原子在三维空间中明显偏聚，说明了NiAl相与富Cu析出相在500℃保温30min时的弥散析出，相对实施例1，此时的纳米第二相可进一步通过析出强化提高强度。
图5给出了实施例2中原子探针得到的富Cu析出相和NiAl相及附近铁素体基体的成分分布。根据不同原子的浓度变化，可以得知富Cu析出相和NiAl相相邻析出，实现复合强化，且少量的Ti在析出相中富集，可进一步阻碍析出相长大并增加强化效果，这也说明了此低温厚板钢利用Ti合金化的必要性和有益作用。
上述对实施例的描述是为便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用发明。熟悉本领域技术的人员显然可以容易地对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例，本领域技术人员根据本发明的揭示，不脱离本发明范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。

Claims (9)

1.一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，包括以下步骤：
（1）将连铸坯加热至1100~1150℃，保温1~4h；
（2）将加热后的连铸坯进行两个阶段的轧制，一阶段轧制为粗轧，开轧温度为990~1070℃；二阶段轧制为精轧，开轧温度≤870℃，终轧温度为620~680℃，得到热轧板坯；
（3）将热轧板坯直接或弛豫15~30s后，以25~51℃/s的超快冷速率冷却：
当以超快冷速率冷却至260℃以下后空冷，得到控轧控冷处理的低温厚板钢；
该析出强化型非调质低温钢，包括以下重量百分比含量的组分：C 0.004~0.08%，Ni 7~12%，Cu 0.8~2.5%，Al 0.5~1.2%，Ti 0.12~0.5%，P＜0.015%，S＜0.010%和余量的Fe。
2.根据权利要求1所述的一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，步骤（2）中的粗轧在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，造成大量的亚晶界和高位错密度区，晶界面积增加，使得奥氏体晶粒得到充分细化，促使冷却时马氏体或贝氏体的形核长大，同时细化的奥氏体晶界和亚晶界能够有效阻碍马氏体与贝氏体板条的生长，进而细化最终显微组织。
3.根据权利要求1或2所述的一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，步骤（2）中的粗轧为5-9道次，在奥氏体动态再结晶的温度区间进行轧制，总累积压下率为＞52.3％，得到中间坯，厚度为55~65mm。
4.根据权利要求1所述的一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，步骤（2）中的精轧分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行，引入的大量晶体缺陷，促进奥氏体分解相变和第二相析出，特别是伴随相变的相间析出及相变结束后的时效析出，提高了终态低温厚板钢的强度。
5.根据权利要求1或4所述的一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，步骤（2）中精轧为7-11道次，分别在奥氏体未再结晶温度区间、奥氏体相变温度区间和相变终了温度30℃范围以内进行轧制，总累积压下率为＞63.3％，得到热轧板坯，厚度为12~28mm。
6.根据权利要求1所述的一种析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法，其特征在于，步骤（3）中：
当以超快冷速率冷却至260℃以下时，即冷却至马氏体相变结束温度以下以消除潜在块状残留奥氏体的不利影响。
7.一种采用权利要求1~6任一所述的析出强化型非调质低温厚板钢的轧制方法制备得到的析出强化型非调质低温钢厚板。
8.根据权利要求7所述的一种析出强化型非调质低温钢厚板，其特征在于，具有以下条件中的任一项或两项：
（i）得到的析出强化型非调质低温钢厚板为控轧控冷处理的低温厚板钢时，其室温组织为富Cu析出相强化的针状铁素体；
（ii）所述的析出强化型非调质低温钢厚板根据横向与纵向的位置不同，其屈服强度为670~920MPa，抗拉强度为740~1050MPa，伸长率为14~16%，室温、-40℃、-120℃和-196℃的V型缺口冲击功分别为260-300J、200-270J、190~240J和120~190J。
9.根据权利要求7或8所述的一种析出强化型非调质低温钢厚板，其特征在于，通过施以直接离线回火工艺，回火温度在625~680℃，进一步改善强韧性配比。
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