CN111748741A - 一种厚规格管线钢及其低压缩比生产工艺 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种低压缩比厚规格管线钢，其化学组成及所占质量百分比为：C 0.03～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.1～1.6％，Cr 0.1～0.3％，Ni 0.1～0.4％，Mo 0.10～0.25％，Nb 0.04～0.07％，V≤0.03％，Ti 0.01～0.025％，Al 0.01～0.045％，Mg 0.002‑0.0022％，采用洁净钢冶炼、连铸、铸坯加热、三阶段控轧、超快冷冷却工艺制备而成。所得钢板的基体组织为粒状贝氏体和针状铁素体，具有较好的强韧性匹配和低屈强比，且抗HIC和SSCC酸性腐蚀性能优良，能够满足厚度规格屈服强度≥485MPa管线钢和抗酸管线的服役技术要求。

Description

一种厚规格管线钢及其低压缩比生产工艺
技术领域
本发明属于低碳微合金钢材料技术领域，具体涉及一种厚规格管线钢及其低压缩比生产工艺。
背景技术
中国是一个能源消耗大国，出于高效能源输送和安全性考虑，高钢级、大口径、大壁厚、高压输送成为管道建设的重要发展方向，国家急切需要开发X70-X80等高钢级大壁厚管线钢。
高钢级大壁厚管线钢的生产相对于常规薄规格管线钢，为保证强韧性往往采用晶粒细化的方法，通过对厚规格连铸坯施加大的压缩量，实现细化晶粒和改善心部缺陷的目的。从传统工艺控制的角度出发，管线钢的压缩比必须保证在10倍以上才能满足API 5L的强韧性匹配要求，且钢级越高压缩比要求越大。目前，国内连铸机铸坯尺寸主要有300mm、250mm、230mm，按照传统工艺厚度≤250mm主流连铸机仅能生产厚度小于25mm以下管线钢，如果需要生产25mm以上管线钢，需要从新配套大断面连铸机，而这需要增加很大的固定投资，如果能用现有连铸机采用低压缩比生产方法生产厚规格管线钢，将发挥重要的经济和社会价值。
针对现有大压缩比生产工艺存在的问题，目前也公开了一定厚规格高级别管线钢的低压缩比生产工艺，如：专利CN 103937950 A公开了一种低压缩比厚规格高级别管线钢的生产工艺，通过控制各个步骤中的具体的参数及调整工艺步骤，采用250mm连铸坯生产出25～33mm的厚规格高等级管线钢；专利CN 105886912 A公开了一种低压缩比厚规格X70级输气管线钢，采用连铸坯厚度为230mm的连铸坯能生产厚度为30mm及以上的X70级管线钢，且产品的Rt0.5在500～580MPa，Rm在600～650MPa，Rt0.5/Rm≤0.90，延伸率A50≥24％，；-20℃冲击功KV2≥250J，-15℃DWTT断面剪切率SA≥95％；HV10≤235；专利CN 105648327 A公开了一种小压缩比抗HIC与SSC的管线钢板及制备方法，合金添加少，生产成本低，有效压缩比≤10，组织均匀性好，对铸坯厚度的限制条件小等优点，适合用于制造含有酸性介质的石油、天然气输送管道。其特征在于，所述抗HIC与SSC管线钢板的规格为：厚度18～25mm，宽度2400～2800mm。有效压缩比≤10；专利CN 103639198 A公开了一种小压缩比条件下使用连铸坯生产管线钢板的方法。但上述低圧缩比生产工艺容易导致晶粒容易粗大、连铸坯心部偏析和疏松、强韧性较低，尤其落锤韧性(DWTT)难以满足标准要求等问题，不能有效兼顾高强度、特厚壁、高韧性和管线钢服役等技术要求。
因此进一步探索和优化管线钢的成分体系及生产工艺，使其满足高强度、特厚壁、高韧性、管线钢服役技术要求等，具有重要的应用和推广价值。
发明内容
本发明的主要目的在于，针对现有特厚壁管线钢低压缩比生产工艺易导致晶粒容易粗大、连铸坯心部偏析和疏松、强韧性较低，尤其落锤韧性(DWTT)难以满足标准要求等不足，提供一种厚规格管线的低压缩比生产方法，所得管线钢满足特厚壁、高强韧性等管线钢服役技术要求，且涉及的生产工艺简单、操作方便，适合推广应用。
为实现上述目的，本发明采用的技术方案为：
一种低压缩比厚规格管线钢，其化学组成及所占质量百分比为：C 0.03～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.1～1.6％，Cr 0.1～0.3％，Ni 0.1～0.4％，Mo 0.10～0.25％，Nb0.04～0.07％，V≤0.03％，Ti 0.01～0.025％，Al 0.01～0.045％，Mg 0.002-0.0022％，其余为Fe及不可避免的杂质。
上述方案中，所述厚规格为厚度20-41mm；轧制过程中采用的压缩比为6～10。
上述方案中，所述低压缩比厚规格管线钢的金相组织包括：粒状贝氏体和针状铁素体。
上述一种低压缩比厚规格管线钢的生产方法，它包括冶炼、Mg改性处理、连铸、铸坯加热和控扎控冷工艺。
上述方案中，所述冶炼采用洁净钢冶炼技术，控制钢水中危害元素的含量，对钢液进行Mg改性处理，钢水中Mg按0.002～0.0022wt％控制。
上述方案中，所述危害元素的含量要求为：N≤0.0050％、H≤0.0002％、O≤0.0025％、P≤0.015％、S≤0.0030％。
上述方案中，所述连铸工艺过热度控制在10～25℃。
上述方案中，所述铸坯加热温度为1160～1200℃，均热60～120min。
上述方案中所述控扎控冷工艺包括控轧、超快冷冷却步骤，所述控扎过程采用三阶段控扎轧制：第一阶段，在1080℃以上高温奥氏体区进行1～3道次大变形轧制，单道次压下率≥10％，第一阶段压下率≥30％，使奥氏体晶粒充分破碎；第二阶段，在接近再结晶停止温度的1000～1080℃温度区间内，采用1～5道次大变形轧制，单道次压下率≥15％，第二阶段压下率≥30％，使原奥氏体晶粒在较低温度下发生动/静态再结晶，同时抑制再结晶后待温过程中的晶粒长大；第三阶段为精轧阶段，开轧温度≤950℃，进行奥氏体未再结晶区轧制，累计压下率大于55％，使奥氏体晶粒充分压扁，在晶粒内部形成大量变形带、孪晶等晶格缺陷，增加其有效晶粒面积，以在轧后的连续冷却相变过程中提高新相的相变质点，细化成品组织。
上述方案中，精轧结束后加速冷却，组织为粒状贝氏体组织\针状铁素体加速冷却的冷却速率为15～35℃/s，终冷温度设计350～550℃，并控制全板宽方向温度波动≤30℃，防止纵横向力学性能各向异性。
上述方案中，所述连铸所得铸坯厚度为150-250mm常规连铸坯厚度；本专利区别于以往采用厚规格连铸坯大压下生产厚规格管线的工艺，采用低压缩比工艺，在炼钢连铸生产中采用150-250mm常规连铸坯厚度，生产厚度20mm-41mm特厚壁屈服强度485MPa级以上管线钢。
本发明的原理为：
一、成分设计原理
C：碳是廉价而有效的强化元素，碳是影响管线钢强韧性、焊接性的主要元素。碳含量增加，焊接性恶化，韧性下降，同时偏析加剧，抗HIC能力下降；随着钢的强度级别的提高，管线钢中的C含量呈下降的趋势，因此本发明将C控制在0.03～0.07％；
Si：Si固溶于钢中，起固溶强化作用，Si在钢中能降低碳在奥氏体中的溶解度；Si元素在贝氏体转变过程中强烈抑制碳化物沿晶界析出的特点，增加晶界结合力，提高韧性；当硅含量过高时会导致材料的塑韧性显著下降，还会降低钢的可焊性，因此为避免因添加过量硅导致钢的塑、韧性显著恶化，本发明将Si含量控制在0.10～0.30％范围；
Mn：Mn是管线用HSLA钢的基本合金元素；锰在钢中的主要作用有四：1)降低γ→α相变温度，推迟奥氏体相变，减少珠光体量和细化铁素体晶粒尺寸，高Mn可促进针状铁素体形核；2)提高Nb(C、N)在奥氏体中的溶度积，减少其在奥氏体中过早析出倾向、降低析出碳化物的尺寸，促进沉淀强化效应；3)对韧性固有的有益影响；4)钢中Mn含量增加过量时，容易引起成分偏析，在板厚中心形成珠光体条带，带状组织≥2％时，一般不能通过抗酸HIC和SSCC实验，并且Mn与钢中S形成易MnS夹杂，本发明进一步结合Mg处理夹杂物变性技术，有效避免形成带状MnS夹杂，减少了带状组织的析出，本发明将Mn的添加量一般控制在1.1％～1.6％；
P、S：磷在管线钢中容易造成偏析，它还会恶化焊接性能，显著降低钢的低温冲击韧性，升高脆性转变温度；硫是影响管线钢的抗HIC和SSC能力的主要元素，硫易与锰结合生成MnS夹杂，并影响管线钢的低温冲击韧性；管线钢应尽量减少P、S元素对钢的性能的不利影响，将P含量控制在0.015％以下，S含量控制在0.003％以下，并结合Mg变性处理技术使钢中夹杂物球化、分布均匀而减少硫对钢的其不利影响；
Nb：铌能显著提高钢的再结晶温度，高的Nb含量可以保证获得高的奥氏体再结晶温度，从而获得细小的、含大量形变带的组织；同时Nb在微合金控轧钢中达到一定含量后，可以在轧制冷却过程中，析出细小的Nb(C、N)质点沉淀强化，从而提高钢的强度；本发明将Nb的含量控制在0.04～0.07％；
Ti：在控轧低碳管线钢中，添加0.02％钛可细化晶粒，提高钢的屈服强度和韧性；这种性能的改善主要与钛能提高钢的再结晶温度和奥氏体晶粒粗化温度，从而控制连铸和加热过程中的晶粒尺寸有关；同时，Ti加入Nb钢中可以延长NbC的析出孕育期，使得Nb-Ti复合钢的碳化物析出开始时间较Nb钢要晚，从而析出物更加细小、弥散；由于Ti在高温下能与N结合，形成TiN质点，因此Ti的加入有利于焊接时热影响区的晶粒控制，同时有利于改善焊接热影响区的韧性；本发明将Ti含量控制在0.01～0.025％；
Al：Al是钢中主要的脱氧元素，能够显著降低钢中的氧含量，同时铝与氮的结合形成AlN，能够有效地细化晶粒；但是钢中铝含量超过一定量时，易导致铝的氧化物夹杂明显增加，降低钢的洁净度，对韧性不利，因此本发明将Als含量控制在0.01～0.045％；
Mo：Mo元素是扩大γ相区，推迟γ→α相变时先析出铁素体形成，促进针状铁素体形成的主要元素，且能够提高厚钢板的淬透性，有助于轧制时奥氏体晶粒细化和和微细贝氏体的生成，对控制相变组织起重要作用，在低碳管线钢中加入0.10～0.20％可以获得明显的针状铁素体组织，因此本发明将Mo含量一般控制在0.1～0.25％；
V：V在钢中可补充Nb析出强化的不足，还可以改善钢材焊后韧性，可发挥较强的沉淀强化和较弱的细晶作用，提高钢的强韧性；另外，铌、钒、钛的复合加入，比各自单独加入效果更加显著，不但提高了钢的强度和韧性，而且增强了管线钢抗硫化氢腐蚀性能；本发明将V含量控制在0～0.03％。
Cr：Cr元素的加入对提高材料的抗腐蚀性非常重要，同时加入Cr可以提高钢的强度，本发明将Cr元素控制在0.20～0.30％。
Ni:可通过固溶强化的作用提高钢的强度，同时作为一种淬透性元素，可以提高厚规格管线钢的超快冷冷却时组织转变均匀性，提高钢的低温韧性，还可补偿因管线钢厚度增加而引起的强度下降；在特厚壁管线钢上，厚度越厚组织均匀性越差、韧性越差，增加钢中Ni含量，可以提高组织转变的均匀性，本发明将Ni含量控制在0.1～0.4％；
Mg：加入镁合金改性处理钢液，促使炼钢过程中生成的大量尺寸细小(颗粒直径<4μm)、弥散分布、成分可控的氧化物夹杂作为硫化物、氮化物等异相析出形核点，以改变钢中传统夹杂，细化组织和晶粒度，使钢材具有优异的韧性、较高的强度尤其是优良的焊接性能，使钢中传统的夹杂物变害为利；本发明将Mg含量控制在0.0002～0.0022％。
二、工艺改进原理
冶炼和连铸工艺
首先采用洁净钢冶炼技术控制钢中危害元素的含量，确保危害元素N≤0.0050％、H≤0.0002％、O≤0.0025％、P≤0.015％、S≤0.0030％，同时加强钢水中合金元素的精确控制和均匀化，加强钢水的保温、防氧化、增N控制。
对钢中元素和危害元素精确控制后，还需要对钢液中存在的夹杂物类型和尺寸控制，确保钢水凝固过程中不存在10μm以上大尺寸夹杂物；镁处理可以使凝固过程中产生的低熔点、易变形MnS夹杂转变为高熔点、难变形的MgS球状夹杂或Al2O3-MgO-MnS复合夹杂，使簇状Al2O3夹杂转变为小颗粒的Al2O3-MgO，夹杂物的Mg处理工艺可以改善钢的各向异性，特别对海底抗酸管线的氢致开裂(HIC)和应力腐蚀开裂(SSCC)问题，镁处理后，钢水中Mg按0.0002％～0.0022％控制；
连铸过程全保护浇铸，实现钢中危害元素N、H、O、S和夹杂物含量控制到较低水平；钢水凝固过程中浇铸温度和过热度对凝固偏析有直接影响，过热度越高成分和组织偏析越严重，而铸造过程的宏观偏析一旦产生在热轧热加工也难以解决，造成热轧板内部特别是心部存在大量带状偏析组织，引起抗酸性能和落锤性能不合，因此为减少铸造过程宏观偏析，需要在保证铸造可浇性前提下降低浇铸温度，该管线成分体系过热度设计10～25℃，减少因高温浇钢造成的成分组织偏析；同时在凝固过程通过电磁搅拌和轻压下技术减少铸坯的成分和组织宏观偏析；
控扎控冷工艺
钢坯加热温度制度；钢坯在加热炉加热时既要保证微合金元素充分固溶，同时防止奥氏体晶粒明显粗化，加入的微量Mg形成的细小氧化物，在晶界具有晶粒钉扎效果，防止了高温区奥氏体晶粒明显粗化。为确保合金元素充分固溶加热温度应该高于Nb(C，N)第二相固溶温度30～50℃，因此该钢的加热温度制度确定为1160～1200℃，均热60～120min；
轧制工艺(控轧)；本发明针对高强度厚规格管线的特殊性能要求和技术难点，开发了独特的三阶段控制轧制技术：第一阶段，在1080℃以上高温奥氏体区进行1～3道次大变形轧制，单道次压下率≥10％，第一阶段压下率≥30％，使奥氏体晶粒充分破碎；第二阶段，在接近再结晶停止温度的1000～1080℃温度区间内，采用1～5道次大变形轧制，单道次压下率≥15％，第二阶段压下率≥30％，使原奥氏体晶粒在较低温度下发生动/静态再结晶，同时抑制再结晶后待温过程中的晶粒长大；粗轧的结束温度处于完全再结晶区，不能进入部分再结晶区，以避免产生混晶组织，粗轧累计压下率大于50％；第三阶段为精轧阶段，为避免厚规格管线钢由于部分再结晶出现混晶，确保精轧阶段的累积变形能够从钢板表面传递至钢板心部，设定精轧开轧温度≤950℃，进行奥氏体未再结晶区轧制，累计压下率大于55％，使奥氏体晶粒充分压扁，在晶粒内部形成大量变形带、孪晶等晶格缺陷，增加其有效晶粒面积，以在轧后的连续冷却相变过程中提高新相的相变质点，细化成品组织；
轧后控冷工艺；为了获得理想的贝氏体组织和针状铁素体(少量小尺寸铁素体或无)，实现高强度、高韧性良好匹配，精轧结束后，快速冷却，促进贝氏体/针状铁素体组织转变；(备注：轧后适当延迟冷却可以促进少量铁素体析出，对于降低屈强比有利；)加速冷却的冷却速率15～35℃/s，终冷温度设计350～550℃。
本发明在轧制工艺上采用控制加热保温、完全再结晶区加未再结晶区控制轧制、轧后超快冷快速均匀冷却工艺。在粗轧阶段通过大压下细化原始奥氏体晶粒尺寸，精轧阶段压下率大于55％，通过未再结晶区大压下获得足够数量的位错、变形带和晶粒扁平化，促进后续快速冷却时，获得一种以粒状贝氏体贝氏体或针状铁素体的组织结构。实现屈服Rt0.5≥485MPa，抗拉Rm≥600MPa，冲击-30℃KV2≥250J，-20℃DWTT SA≥85％。
与现有技术相比，本发明的有益效果为：
1)采用合理的成分设计和优化的轧制TMCP生产工艺，可以显著提高厚规格管线钢的强韧性匹配，解决现有管线钢采用低压缩比生产厚度≥25mm以上厚管线钢技术问题。
2)可获得理想的粒状贝氏体结构，有效兼顾高强度、高韧性及抗硫化氢腐蚀和应力腐蚀性能；所得钢材的屈服强度Rt0.5为485～635MPa，抗拉Rm为570～760MPa，屈强比低，冲击-30℃KV2≥250J，-20℃DWTT SA≥85％，硬度HV10≤250，抗HIC和SSCC酸性腐蚀性能优良，满足X70级技术指标要求。
3)本发明采用小压缩比(6-10倍)生产技术，直接使用厚度≤250mm主流连铸机生产厚规格管线钢，减少为生产厚规格管线需要从新引进大断面连铸机或设备改造添置费用；同时有效改善大断面连铸坯易造成的心部宏观偏析问题；并可有效提升热轧过程生产节奏和效率，降低设备负荷，提高产线产能，具有较高实用经济价值。
附图说明
图1为本发明所得25mm X70级管线钢的轧向心部1/2处金相组织图。
图2为本发明所得40mm X70级管线钢的轧向心部1/2处金相组织图。
图3为本发明所得41mm X70级管线钢的轧向心部1/2处金相组织图
具体实施方式
为了更好地理解本发明，下面结合实施例进一步阐明本发明的内容，但本发明的内容不仅仅局限于下面的实施例。
实施例1～4
采用150mm铸坯轧制25mm厚度X70级海底抗酸管线钢，具体实施步骤为：
1)按表1所述成分要求进行冶炼，并对钢水中的含量进行控制具体为：N≤0.0050％、H≤0.0002％、O≤0.0025％、P≤0.015％、S≤0.0030％；钢水成分合格后，对钢液进行Mg处理，钢水中Mg按0.0002-0.0022％控制，浇铸温度控制在1533～1548℃，同时连铸凝固过程中采用电磁搅拌和轻压下技术，减少铸坯的成分和组织宏观偏析；
2)浇铸成厚度150mm铸坯后，装加热炉加热保温；加热温度为1160～1200℃；根据不同装炉温度，在炉时间130～230min，高温1150～1180℃保温时间60～90min；
3)热轧三阶段轧制；第一阶段，在1050℃以上高温奥氏体区进行2道次大变形轧制，第一道次压下率13％，第二道次压下率23％，第一阶段压下率33％使奥氏体晶粒充分破碎；第二阶段，在接近再结晶停止温度的1000～1050℃温度区间内，采用2道次大变形轧制，第三道次压下20％，第四道次压下25％，粗轧累计压下率60％；第三阶段为精轧阶段，控扎控冷设定精轧开轧温度≤950℃，进行奥氏体未再结晶区轧制，精轧累计四道次压下率58％，终轧温度810-830℃；
4)精轧结束后，加速冷却的冷却速率15～35℃/s，终冷温度为350～550℃，并控制全板宽方向温度波动≤30℃，防止纵横向力学性能各向异性。
表1实施例1～4所述钢材的化学组分及重量百分含量列表
元素组分 C Si Mn P S Cr Ni Mo Nb V Alt Ti Mg
实施例1 0.049 0.24 1.20 0.0085 0.0030 0.22 0.34 0.17 0.056 0.02 0.020 0.014 0.0002
实施例2 0.036 0.24 1.10 0.0090 0.0022 0.19 0.33 0.17 0.053 0.03 0.013 0.014 0.0004
实施例3 0.048 0.10 1.30 0.0086 0.0020 0.11 0.21 0.10 0.059 0.01 0.035 0.010 0.0015
实施例4 0.044 0.19 1.50 0.0085 0.0025 0.16 0.26 0.16 0.067 0.01 0.010 0.020 0.0022
表2为本发明实施例1～4制备工艺轧制和冷却温度列表
Figure BDA0002562834120000071
将实施例1～4所得钢材分别进行力学性能、低温冲击性能、抗腐蚀性能等测试，结果见表3。
表3为本发明实施例1～4所得钢材的性能测试结果
Figure BDA0002562834120000072
上述结果表明，本发明实施例1～4所得钢材的综合性能完全能满足X70级海底抗酸管线的技术指标要求，且屈强比较低(≤0.80)，具有较好的强韧性，抗H2S腐蚀性能良好。具有代表性的微观金相组织见附图1，组织类型为小尺寸的粒状贝氏体+针状铁素体。
实施例5～9
采用230mm铸坯轧制40mm-41mmX70级管线钢，具体实施步骤为：
1)按表4所述成分要求进行冶炼，并对钢水中的含量进行控制具体为：N≤0.0050％、H≤0.0002％、O≤0.0025％、P≤0.015％、S≤0.0030％；钢水成分合格后，钢水成分合格后，对钢液进行Mg处理，钢水中Mg按0.0002-0.0022％控制，浇铸时温度控制在1533～1548℃，同时连铸凝固过程中采用电磁搅拌和轻压下技术，减少铸坯的成分和组织宏观偏析；
2)浇铸成厚度230mm铸坯后，装加热炉加热保温；加热温度为1160～1200℃；根据不同装炉温度，在炉时间160～260min，高温1160～1200℃保温时间60～100min；
3)热轧三阶段轧制；第一阶段，在1050℃以上高温奥氏体区进行1道次大变形轧制，第一道次压下率13％；第二阶段，在接近再结晶停止温度的950～1050℃温度区间内，采用5道次大变形轧制，每道次压下率大于10％，粗轧累计压下率57％，粗轧后中间坯厚度100mm；第三阶段为精轧阶段，控扎控冷设定精轧开轧温度≤950℃，进行奥氏体未再结晶区轧制，精轧累计压下率60％，终轧温度810-830℃；
4)精轧结束后快速水冷，冷却速率15～35℃/s，终冷温度设计350～550℃，形成细小、均匀的粒状贝氏体+针状铁素体组织，并控制全板宽方向温度波动≤30℃，防止纵横向力学性能各向异性。
表4为本发明实施例5～9所述钢材的化学组分及重量百分含量列表
元素组分 C Si Mn P S Cr Ni Mo Nb V Alt Ti Mg
实施例5 0.070 0.23 1.10 0.011 0.0009 0.20 0.34 0.17 0.042 0 0.033 0.015 0.0002
实施例6 0.040 0.20 1.20 0.011 0.0010 0.15 0.25 0.17 0.060 0.02 0.025 0.018 0.0007
实施例7 0.050 0.25 1.35 0.012 0.0008 0.10 0.29 0.25 0.048 0.02 0.035 0.017 0.0012
实施例8 0.030 0.15 1.60 0.013 0.0010 0.16 0.20 0.20 0.04 0.03 0.034 0.011 0.0020
实施例9 0.055 0.30 1.25 0.012 0.0009 0.2 0.30 0.15 0.05 0.01 0.019 0.018 0.0022
表6为本发明实施例5～9的制备工艺轧制和冷却温度列表
Figure BDA0002562834120000081
将实施例5～9所得钢材分别进行力学性能、低温冲击性能和抗腐蚀性能等测试，结果见表6。
表6为本发明实施例5～9所得钢材的性能测试结果
Figure BDA0002562834120000091
上述结果表明，本发明实施例5～9所得钢材的综合性能完全能满足X70MOS技术指标要求，且屈强比较低(≤0.82)，具有较好的强韧性，且抗H2S腐蚀性能良好。具有代表性的微观金相组织见附图2、附图3，组织类型为小尺寸粒状贝氏体+针状铁素体。
以上所述仅为本发明的较佳实施例，并不用以限制本发明。本发明所列举的各原料都能实现本发明，以及各原料的上下限取值、区间值都能实现本发明，在此不一一列举实施例。此外，申请人需要指出的是，在本发明的精神和原则之内，可以根据上述说明加以改进或变换，所有这些改进和变换都应属于本发明所附权利要求的保护范围。

Claims (8)

1.一种低压缩比厚规格管线钢，其特征在于，其化学组成及所占质量百分比为：C0.03～0.07％，Si 0.10～0.30％，Mn 1.1～1.6％，Cr 0.1～0.3％，Ni 0.1～0.4％，Mo 0.10～0.25％，Nb0.04～0.07％，V≤0.03％，Ti 0.01～0.025％，Al 0.01～0.045％，Mg 0.002-0.0022％，其余为Fe及不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的低压缩比厚规格管线钢，其特征在于，所述厚规格为厚度20-41mm。
3.根据权利要求1所述的低压缩比厚规格管线钢，其特征在于，所述低压缩比为6-10。
4.根据权利要求1所述的低压缩比厚规格管线钢，其特征在于，其金相组织包括粒状贝氏体和针状铁素体。
5.权利要求1～4任一项所述低压缩比厚规格管线钢的生产方法，它包括冶炼、连铸、铸坯加热和控扎控冷工艺，其特征在于，所述控扎控冷工艺包括控轧、超快冷冷却步骤，其中控扎过程采用三阶段控扎轧制：第一阶段，在1080℃以上高温奥氏体区进行1～3道次大变形轧制，单道次压下率≥10％，第一阶段压下率≥30％；第二阶段，在1000～1080℃温度区间内，采用1～5道次大变形轧制，单道次压下率≥15％，第二阶段压下率≥30％；第三阶段为精轧阶段，开轧温度≤950℃，累计压下率大于55％；
所述超快冷冷却步骤的冷却速率为10～35℃/s，终冷温度为350～550℃，并控制全板宽方向温度波动≤30℃。
6.根据权利要求5所述的生产工艺，其特征在于，所述冶炼采用洁净钢冶炼技术，控制钢水中危害元素的含量，危害元素的含量要求为：N≤0.0050％、H≤0.0002％、O≤0.0025％、P≤0.015％、S≤0.0030％；对钢液进行Mg改性处理，钢水中Mg按0.002～0.0022wt％控制。
7.根据权利要求5所述的生产工艺，其特征在于，所述连铸工艺过热度控制在10～25℃。
8.根据权利要求5所述的生产工艺，其特征在于，所述铸坯加热温度为1160～1200℃，均热60～120min。
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