CN115896616A - 一种易焊接的正火型压力容器钢板及制造方法 - Google Patents
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Abstract
一种易焊接的正火型压力容器钢板及制造方法，属于合金化压力容器钢制造技术领域，所述压力容器钢板的成分以重量百分比计为：C 0.16%~0.19%、Si 0.15%~0.40%、Mn 1.45%~1.65%、P≤0.010%、S 0.003%~0.010%、Ni 0.40%~0.80%、V 0.13%~0.20%、Nb 0.015%~0.040%、N 0.0120%~0.0200%、Alt 0.010%~0.040%、Cu≤0.10%、B 0.0010%~0.0050%、O≤0.0020%、Ce 0.005%~0.045%、La 0.005%~0.045%，余量为Fe和不可避免的杂质。其制造方法包括铁水预处理→转炉冶炼→精炼→连铸成坯→加热→粗轧→精轧→水冷→正火→保温→成品钢。本发明压力容器钢板在满足高强、高韧、低屈强比的情况下，同时具有优良的焊接性，且元素简单，使用量少，成本低，为移动式压力容器轻量化奠定了良好基础。
Description
技术领域
本发明属于合金化压力容器钢制造技术领域，具体涉及一种易焊接的高强韧正火型压力容器用P460NL1钢板及其制造方法。
背景技术
压力容器用钢广泛应用于石油、化工、能源等领域，主要为气体或液化气体（氧气、乙烯、丙烷、液氨、液氮等）移动储罐、罐车/厢等。随着行业发展，压力容器的设计逐步要求具有优异的低温韧性和焊接性能。目前我国广泛生产使用的正火型压力容器用钢屈服强度一般在420MPa以下，强度级别较低，低温冲击韧性富余量较小，导致罐体壁厚大、自重系数大、容重比小、运载效率低。
目前，该强度级别钢板采用控轧控冷工艺或控轧控冷+回火或淬火＋回火工艺来生产。采用控轧控冷工艺或控轧控冷+回火工艺生产时，轧后必须进行层流冷却，受冷却设备的精度、钢板的厚度及冷却前钢板温度均匀性等因素的影响，往往会出现同一钢板不同部位性能出现较大波动；而采用淬火＋回火工艺生产时，由于要保证钢板的淬透性，往往添加一定量Cr、Mo、Cu、Nb、Ni等合金元素，通过适当的回火处理来确保钢板的强度和冲击韧性，不仅工艺流程长，生产成本也很高。
普通的低合金正火型压力容器钢含碳量虽然不高，但是合金元素含量较多，对焊接冷裂纹较敏感，一般随强度级别提高，焊接冷裂纹敏感度增加。当焊接时，较大的热输入会使Nb、V等合金元素的部分碳/氮化物难熔质点溶入奥氏体，使过热区晶粒严重长大，还会在过热区出现上贝氏体，M-A组元等，且随着粗晶区碳、氮固溶量增多，过热区脆化，裂纹敏感性增大，焊接接头韧性下降。
中国专利公开号为CN103233160A的专利文献，公开了一种屈服强度460MPa级正火容器钢及其制造方法，该专利组分及wt％为：C：0.10～0.20％、Si：0.30~ 0.40％、Mn：1.40～1.80％、P≤0.015％、S≤0.010％、Al：0.010~0 .040％、Ti：0.04～0.10％、Nb：0.010～0.050％，N≤0.0055％；工艺：在控制轧制工序中，板坯加热温度为1150~1250℃,保温时间为l.5~2.5h;奥氏体再结晶区轧制开轧温度为980~1150℃，未再结晶区轧制开轧温度为880~950℃，终轧温度为850~900℃，在控制冷却工序中，采用水冷却***，冷却速率为8~15℃/s，终冷温度为500~700℃，之后空冷至室温；正火工序中，正火温度为860~930℃，保温时间10~60min。其采用Nb-Ti合金设计，由于钢中含有较高的Ti,且对N含量没有作限定，故极易在钢中形成TiN夹杂，且Ti的析出强化受温度影响较大，热轧态钢板性能波动较大，成品热处理钢板性能也随之波动较大，无法保证钢板性能稳定性。
中国专利公开号为CN109868414A的专利文献，其公开了一种低温冲击性优良的屈服强度≥430MPa压力容器钢及生产方法，该专利组分及wt％为：C：0.169～0.210％、Si≤0.40％、Mn：1.55～1.85％、P≤0 .015％、S≤0 .0010％、Al≤0.017％、V：0.09～0.140％、Nb：0.015～0.045％，N不超过0.0055％；生产方法：常规冶炼并连铸成坯；对铸坯加热；粗轧；精轧；水冷；正火处理；保温。该发明能在保证钢板使用力学为屈服强度≥430MPa，抗拉强度635～735MPa的前提下，还能使屈强比≤0.76，延伸率≥25％，钢板横向-65℃KV2≥120J，焊接热影响区NDTT转变温度≤-65℃。该专利要求铁素体晶粒度达到12.5～14级，对装备要求和控制精度要求高，且钢板低于-65℃不能满足韧性要求。
中国专利公开号为CN102719737A的专利文献，公开了一种屈服强度为460MPa级正火高强韧钢板及其制造方法，该专利组分及wt％为：C：0.14～0.20％、Si：0.20~0.60％、Mn：1.20～1.70％、P≤0.015％、S≤0 .005％、V：0.12~0.20%、Ni：0.15~0.40%、N：0.005~0.020%、Alt：0.005~0.040%；生产工艺：冶炼；连铸；铸坯加热；粗轧；精轧；轧后空冷；正火处理；保温。但其抗拉强度范围为≤570MPa, 并且未提及该钢的实际焊接性及焊接性能，同时该钢的铁素体珠光体组织有明显的带状组织，会使钢板力学性能存在较大的各向异性，损害钢的低温断裂韧性，并且该钢的铁素体晶粒度仅为10级，晶粒较大，低温断裂抗力较差。
发明内容
本发明的目的是克服现有不足，通过合理的成分设计和合理的工艺选择，提供一种保规格、保性能，屈服强度在460MPa级的正火型压力容器用钢以及制造方法，使其具有良好强塑性匹配且生产成本较低。
本发明采用的技术方案是：一种易焊接的正火型压力容器钢板，所述压力容器钢板的成分以重量百分比计为：C 0.16%~0.19%、Si 0.15%~0.40%、Mn 1.45%~1.65%、P≤0.010%、S 0.003%~0.010%、Ni 0.40%~0.80%、V 0.13%~0.20%、Nb 0.015%~0.040%、N0.0120%~0.0200%、Alt 0.010%~0.040%、Cu≤0.10%、B 0.0010%~0.0050%、O≤0.0020%、Ce0.005%~0.045%、La 0.005%~0.045%，余量为Fe和不可避免的杂质。
进一步地，所述压力容器钢板中的V、Nb 、C、N、B、La、Ce、S、Alt、O同时满足以下关系式：
2.5≤（51V+93Nb）/（12C+14N）≤7.5；
2.4≤B/N≤20；
（La+Ce）*S/2Alt*3O≥1.2。
进一步地，所述压力容器钢板的厚度6~30mm、屈服强度515~550MPa、抗拉强度650~690MPa、延伸率≥20%、钢板横向-40℃冲击吸收功KV2≥90J、焊接热影响区-40℃冲击吸收功KV2≥100J。所述压力容器钢板的金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度达到11~13级，钢中析出物平均间距在0.015~0.045μm之间。所述压力容器钢板的碳当量≤0. 53%。所述压力容器钢板Ce和La为La-Ce稀土合金
此外，本发明还提供一种易焊接的正火型压力容器钢板的制造方法，其特征在于所述制造方法包括如下步骤：
（1）KR铁水预处理：保证液面渣层厚度≤20mm，铁水KR搅拌脱硫后保证铁水质量分数S≤0. 003%，P≤0.015% ;
（2）转炉冶炼：入炉铁水中S≤0. 003%，P≤0. 015% , 铁水温度≥1300℃；加入成分清楚、清洁干燥的铁合金，预热温度控制在820℃以下通氧吹炼，完成脱碳、去磷和去硫过程；出钢后取样化验成分，铁水温度≥1600℃，确保钢水中S≤0.003%，P≤0.008%，C：0.1%-0.2%，其他合金元素符合目标值；
（3）LF精炼：；加入硅锰合金预脱氧和适量强脱氧剂扩散脱氧，30min达到白渣效果；精炼完毕后，喂入Si-Ca线进行深脱氧和夹杂物变形处理；
（4）RH真空脱氧：入真空前严格控制铝加入，保证Alt控制在0.005～0.015％范围内。RH真空度≤3mbar，真空保持时间大于20min，RH后静搅时间在15min以上；
（5）连铸：采用低拉速及二冷段弱冷工艺，在15℃～35℃中间包过热度下拉速按1.1m/min控制；
（6）板坯加热：坯料冷装，入炉钢坯表面温度≤300℃，加热速度10℃/S，加热温度1180~1320℃, 保温时间15min；
（7）轧制：一阶段开轧温度≤1100℃，一阶段终轧温度≤1050℃；二阶段开轧温度900±20℃, 终轧温度810±20℃，最后三道次总压下率≥30%，保温时间≥2.5h，轧后空冷；
（8）热处理：钢板进行正火处理，正火温度为 850~950℃, 升温速率1.5±0.2min/mm，钢板心部到达炉温后开始保温，保温时间25~35min+ x1min，空冷；
其中，x1为容器钢板的板厚值、单位为mm。
本发明中所含元素的作用及用量的选择具体分析为：
C：C是钢中不可缺少的元素，通过固溶强化提高钢材强度，随着碳含量的增加，钢中Fe3C增加，淬硬性也增加，钢的强度提高，冲击韧性下降。碳含量每增加0.1%；抗拉强度大约提高90MPa，屈服强度大约提高40~50MPa。但是，随着碳含量增加，钢材的延伸率和冲击韧性下降，尤其是低温韧性大幅下降。焊接时含C量超过0.23%焊接性会变得非常差，在焊接热影响区出现淬硬现象，焊接时产生冷裂纹。钢中C含量在不大于0.18%的范围内，既可提高钢的强度又适合生产操作，提高其在工业生产中的适用性和可行性。本发明设定C含量为0.16%~0.19%。
Si：Si能降低钢中碳的石墨化倾向，并以固溶强化形式提高钢的强度。炼钢做脱氧剂、还原剂。但Si会加剧杂质元素在晶界的偏聚，Si含量增大时会促进M-A形成，对焊接热影响区韧性有危害。故其含量不宜高，以免降低钢的韧性和焊接性，控制钢中Si含量为0.15%~0.40%。
Mn：Mn起固溶强化的作用，能显著提高中碳钢中珠光体的强度，改善热加工性能，防止热裂纹，改善硫化物分布形态。Mn在0.6~1.6%对提高焊缝金属韧性有利，能够提高Nb、V在钢中的溶解度。但Mn有促进晶粒长大的作用，对过热较敏感，同时Mn过多易造成铸坯中心偏析，长出长条状夹杂MnS，当偏析区Mn、C含量达到一定比例会产生马氏体相，恶化性能，降低韧脆转变温度。本发明设定Mn含量在1.45%~1.65%。
P：P能增加冷脆性，对低温冲击韧性有很大危害。如果含量高，容易生成大量低熔点硫化物，与基体形成熔点更低的共晶体，在晶界处形成富集，产生焊接再加热开裂。属于有害元素，应控制尽量低，本发明设定P含量不超过0.010%。
S：S易形成MnS夹杂物，具有一定的热脆性。且随含量增加，钢的稳定性急剧恶化，硫化物夹杂物是氢的积聚点，使金属形成有缺陷的组织，属于有害元素，应控制尽量低，本发明设定S含量在0.003%~0.010%。
Ni：Ni具有一定的强化作用，还能显著地改善钢材的低温韧性。钢中加入Ni，可以使母材和焊接热影响区的低温韧性都明显提高。Ni还能形成稳定的奥氏体组织，提高耐腐蚀性能和钢的塑性，促进石墨化。但Ni是稀有金属，含量过高，成本将大幅增加，同时还会使钢板氧化铁皮难以脱落而增加成本。本发明钢将其控制在0.40%~0.80%。
Nb：Nb能够抑制钢轧制中奥氏体再结晶，促进晶粒细化，提高强度和韧性。同时降低过热敏感性和回火脆性。焊接时Nb偏聚和析出可以阻碍加热时奥氏体晶粒粗化，使焊接后热影响区组织细化，改善焊接性能。还可以产生固溶强化，在位错、晶界、亚晶界处大量析出Nb（C，N），对变形奥氏体回复再结晶起强烈阻碍作用。本发明设定Nb含量为0.015%~0.040%。
V：V是强烈的碳氮化物形成元素，它通过形成碳化物组织抑制奥氏体晶粒长大而细化晶粒，提高强度。V 能促进珠光体的形成，还能细化铁素体板条。另外，V可以固定焊缝中的氮，能显著改善钢的焊接性能。正火钢中，V经常与N一起加入，通过形成V(C，N)的析出达到轧制和正火处理时细化晶粒的效果，而通过V(C，N)的沉淀强化析出来增加强度。 但V含量过高时，析出物数量增加，尺寸增大，从而导致钢的韧性降低，还会提高钢材韧脆转变温度。本发明钢将其控制在0.13%~0.20%。
N：钢中的N主要以中间合金形式加入钢中。N在钢中主要以V(C，N)形式的化合物形式存在。N在钢中的作用主要是奥氏体向铁素体转变时，从钢中析出VN或V(C，N)沉淀相，抑制奥氏体晶粒长大，细化铁素体晶粒。同时提高其析出温度及驱动力，促进V由固溶态向析出相转变，使析出的VN或富氮的V(C,N)颗粒尺寸和间距明显减小，充分发挥V的沉淀强化作用，显著改善钢材的强韧性。但N含量过高，将使钢中的游离氮增多，从而恶化钢材的时效性能和焊接性能。本发明设定N含量在0.0120%~0.0200%。
Al：Al是主要的脱氧元素，能细化钢的晶粒。铝在钢中和其它元素形成细小弥散分布的难熔化合物AlN等起阻碍作用。但Al含量过高，会产生大量Al2O3夹杂，使韧性变差，还会出现大量的AlN，减少VN的含量，且铝含量过高，会使钢的焊接性变坏。本发明钢将其控制在0.010%~0.040%。
Cu：Cu在钢中主耍起沉淀强化作用，此外还有利于获得良好的低温韧性，增加钢的抗疲劳裂纹扩展能力。还能提高钢耐大气腐蚀性能，但是Cu含量过高时，钢板焊接热影响区韧性降低，且在钢板轧制时易产生网状裂纹。本发明控将其制在0.10%以内。
B：B可以促进铁素体形成，增加钢的淬透性。另外B原子与N原子的结合形成BN析出物，能够促进晶内铁素体形核，控制MnS夹杂物形态，还能够一定程度提高钢的抗腐蚀性能。但是BN析出物在原始奥氏体晶界处形成，易引起晶界脆化，增加裂纹敏感性。所以B元素含量不宜过高，本发明将其控制在0.0010%~0.0050％。
Ce和La：Ce元素和La元素作为稀土元素加入到钢中，一方面起固溶强化的作用，同时改善晶界，抑制局部弱化；另一方面控制硫、氧夹杂物形态，稀土La、Ce具有强还原性，而O、S为强氧化性元素，稀土加入钢水中后，首先与钢中的O、S结合形成稀土氧化物/硫化物，然后与钢中的As、Sn、Pb等有害元素化合。用少量Al脱氧时加入稀土，可形成高熔点的球形夹杂，轧钢时不易变形，在晶内随机分布，取代第二类硫化物夹杂。因此，本发明控制Ce：0.005％~0.045%、La：0 .005％~0.045%。
本发明之所以限定2.5≤（51V+93Nb）/（12C+14N）≤7.5，是使V+Nb与N形成较VC和NbC析出物量少的VN和NbN，且钢中不形成自由氮，还在于能在连铸过程中使铸坯缓冷时析出相当数量第二相，阻止奥氏体晶粒长大，从而比一般低合金钢铸态晶粒尺寸小，且在高温奥氏体化温度及变形制度下，形成较一般C-Mn钢多的晶内铁素体，并在奥氏体向铁素体转变时，形成更多的铁素体晶粒，从而达到高强高韧的目的。
本发明之所以限定2.4≤B/N≤20，是为了使BN适当析出，包覆MnS形成球状夹杂物，改善夹杂物形态，同时提高强度。
本发明之所以还限定（La+Ce）*S/2Al*3O≥1.2，是为了控制硫和氧的夹杂物形态，在Al脱氧时形成稀土高熔点球形夹杂La2O2S/Ce2O2S，在晶内弥散分布，减少长条形MnS的夹杂含量，取代沿晶界的第二类硫化物，从而显著提高钢的横向冲击韧性。
本发明之所以采用转炉+LF+RH的纯净钢冶炼技术，是因为移动罐车用钢要求较低的P、S含量和非金属夹杂物级别。所以在转炉冶炼时加强流渣去P操作，控制转炉出钢时P≤0.008%，温度在1600℃以上；加强LF炉精炼炉去S操作，控制钢水中S含量≤0.003%。
本发明之所以采用RH真空脱气，是因为进行RH真空处理可以使钢水中H≤2.0ppm。
本发明连铸时之所以采用低拉速及二冷段弱冷工艺，是因为低拉速及二冷段弱冷工艺可以减弱柱状晶生长，防止因柱状晶“搭桥”而形成的连铸坯缩孔缺陷。
通过上述方法生产的压力容器钢板，钢板厚度为6~30mm，钢板组织为铁素体+珠光体，晶粒度等级≥11级；成品钢板夹杂物A类、B类夹杂物≤1.0级，C类、D类夹杂物≤0.5级；抗拉强度≥630MPa，屈服强度≥460MPa，延伸率≥21％，-40℃横向冲击吸收功KV2≥90J。
本发明产生的有益效果：采用C-Mn-Ni-V-N体系成分设计，充分利用细晶强化、固溶强化和沉淀强化机理，使屈服强度≥460MPa, 抗拉强度达到630~730Mpa，延伸率≥21%，屈强比≤0.85，并具有优良的焊接性能。通过两阶段轧制以及合理的控轧控冷+正火回火处理，进一步细化晶粒，使碳元素在高温下扩散均匀化，减轻带状组织和偏析。
加入了稀土元素Ce和La，并满足（La+Ce）*S/2Al*3O≥1.2，控制了硫和氧的夹杂物形态，减少了长条形MnS夹杂含量，取代沿晶界的第二类硫化物，生成球状/椭球状稀土硫化物Re2O2S，细化弥散夹杂物，从而显著提高钢的横向冲击韧性。
进行冷热加工后机械性能变化不明显，对焊接线能量要求不苛刻，焊接接头力学性能优良，获得了高强韧匹配度、低屈强比、可焊性优良，具有良好低温抗冲击性能的钢板，为移动式压力容器的大型化和轻量化奠定了基础。
附图说明
图1为本发明的显微组织图。
具体实施方式
本发明提供了一种易焊接的正火型压力容器钢板，所述压力容器钢板的成分以重量百分比计为：C 0.16%~0.19%、Si 0.15%~0.40%、Mn 1.45%~1.65%、P≤0.010%、S 0.003%~0.010%、Ni 0.40%~0.80%、V 0.13%~0.20%、Nb 0.015%~0.040%、N 0.0120%~0.0200%、Alt0.010%~0.040%、Cu≤0.10%、B 0.0010%~0.0050%、O≤0.0020%、Ce 0.005%~0.045%、La0.005%~0.045%，余量为Fe和不可避免的杂质。
所述压力容器钢板中的V、Nb 、C、N、B、La、Ce、S、Alt、O同时满足以下关系式：
2.5≤（51V+93Nb）/（12C+14N）≤7.5；
2.4≤B/N≤20；
（La+Ce）*S/2Alt*3O≥1.2。
所述压力容器钢板的厚度6~30mm、屈服强度515~550MPa、抗拉强度650~690MPa、延伸率≥20%、钢板横向-40℃冲击吸收功KV2≥90J、焊接热影响区-40℃冲击吸收功KV2≥100J。所述压力容器钢板的金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度达到11~13级，钢中析出物平均间距在0.015~0.045μm之间。所述压力容器钢板的碳当量≤0. 53%，同时兼顾可焊性。所述压力容器钢板Ce和La为La-Ce稀土合金。本发明生产的460MPa级正火可焊接高强韧钢板采用Mn-Ni-V-N系的成分设计，通过合理的控轧控冷+正火工艺，保证钢板厚度在6~30mm，组织为铁素体和珠光体，组织均匀，屈服强度≥460MPa, 抗拉强度630~725MPa, 屈强比≤0.85，延伸率≥21%，横向-40℃冲击功≥90J，焊接热影响区-40℃冲击功≥100J，具有良好的机械性能和焊接性能，大幅度提高产品安全性和生产效率，降低了生产成本。
此外，本发明还提供一种易焊接的正火型压力容器钢板的制造方法，其特征在于所述制造方法包括如下步骤：
（1）KR铁水预处理：保证液面渣层厚度≤20mm，铁水KR搅拌脱硫后保证铁水质量分数S≤0. 003%，P≤0.015% ;
（2）转炉冶炼：入炉铁水中S≤0. 003%，P≤0. 015% , 铁水温度≥1300℃；加入成分清楚、清洁干燥的铁合金，预热温度控制在820℃以下通氧吹炼，完成脱碳、去磷和去硫过程；出钢后取样化验成分，铁水温度≥1600℃，确保钢水中S≤0.003%，P≤0.008%，C：0.1%-0.2%，其他合金元素符合目标值；
（3）LF精炼：；加入硅锰合金预脱氧和适量强脱氧剂扩散脱氧（铝粒、CaSiAl），30min达到白渣效果；精炼完毕后，喂入Si-Ca线进行深脱氧和夹杂物变形处理；
（4）RH真空脱氧：入真空前严格控制铝加入，保证Alt控制在0.005～0.015％范围内。RH真空度≤3mbar，真空保持时间大于20min，RH后静搅时间在15min以上；
（5）连铸：采用低拉速及二冷段弱冷工艺，在15℃～35℃中间包过热度下拉速按1.1m/min控制；
（6）板坯加热：坯料冷装，入炉钢坯表面温度≤300℃，加热速度10℃/S，加热温度1180~1320℃, 保温时间15min；
（7）轧制：一阶段开轧温度≤1100℃，一阶段终轧温度≤1050℃；二阶段开轧温度900±20℃, 终轧温度810±20℃，最后三道次总压下率≥30%，保温时间≥2.5h，轧后空冷；
（8）热处理：钢板进行正火处理，正火温度为 850~950℃, 升温速率1.5±0.2min/mm，钢板心部到达炉温后开始保温，保温时间25~35min+ x1min，空冷；
其中，x1为容器钢板的板厚值、单位为mm。
下面结合具体实施例详细阐述本发明。
表1列举了本发明实施例1~6和对比例1~3的化学成分。
表1本发明各实施例与对比例化学成分取值 (wt,%)
实施例1-6及对比例1-3均按照以下方式进行生产：
（1）按照表1的组分配料和投料，进行常规铁水预处理及转炉冶炼；
（2）LF精炼：；加入硅锰合金预脱氧和适量强脱氧剂扩散脱氧，30min达到白渣效果；精炼完毕后，喂入Si-Ca线进行深脱氧和夹杂物变形处理；
（3）RH真空脱氧：入真空前严格控制铝加入，保证Alt控制在0.005～0.015％范围内。RH真空度≤3mbar，真空保持时间大于20min，RH后静搅时间在15min以上；
（4）连铸：采用低拉速及二冷段弱冷工艺，在15℃～35℃中间包过热度下拉速按1.1m/min控制；
（5）板坯加热：坯料冷装，入炉钢坯表面温度≤300℃，加热速度10℃/S，加热温度1180~1320℃, 保温时间15min；
（6）轧制：一阶段开轧温度≤1100℃，一阶段终轧温度≤1050℃；二阶段开轧温度900±20℃, 终轧温度810±20℃，最后三道次总压下率≥30%，保温时间≥2.5h，轧后空冷；
（7）热处理：钢板进行正火处理，正火温度为 850~950℃, 升温速率1.5±0.2min/mm，钢板心部到达炉温后开始保温，保温时间25~35min+板厚×1min/mm，空冷。
表2本发明各实施例与对比例主要工艺参数
表3本发明各实施例与对比例力学性能列表
表4本发明各实施例与对比例焊接接头力学性能列表
为了说明该发明钢具有良好的焊接性及焊接性能，对本发明实施例和对比例分别进行了焊接工艺试验。试验条件：焊接线能量15~40kJ/cm, t8/5冷却时间范围在10~30s。
从表3及表4可以看出，本发明不仅力学性能屈服强度≥460MPa，抗拉强度630~725MPa，延伸率≥21%, 屈强比≤0. 85，而且焊接接头性能良好，即具有优良的焊接性能。
本发明钢可广泛应用于石油、石化、化工及公路、铁路罐车等行业，具有广阔的应用前景。
以上实施例仅用以说明本发明的技术方案而非对其限制；尽管参照较佳实施例对本发明进行了详细的说明，所属领域的普通技术人员应当理解：依然可以对本发明的具体实施方式进行修改或者对部分技术特征进行等同替换；而不脱离本发明技术方案的精神，其均应涵盖在本发明请求保护的技术方案范围当中。
Claims (7)
1.一种易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于所述压力容器钢板的成分以重量百分比计为：C 0.16%~0.19%、Si 0.15%~0.40%、Mn 1.45%~1.65%、P≤0.010%、S 0.003%~0.010%、Ni 0.40%~0.80%、V 0.13%~0.20%、Nb 0.015%~0.040%、N 0.0120%~0.0200%、Alt0.010%~0.040%、Cu≤0.10%、B 0.0010%~0.0050%、O≤0.0020%、Ce 0.005%~0.045%、La0.005%~0.045%，余量为Fe和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于所述压力容器钢板中的V、Nb 、C、N、B、La、Ce、S、Alt、O同时满足以下关系式：
2.5≤（51V+93Nb）/（12C+14N）≤7.5；
2.4≤B/N≤20；
（La+Ce）*S/2Alt*3O≥1.2。
3.根据权利要求1所述的易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于：所述压力容器钢板的厚度6~30mm、屈服强度515~550MPa、抗拉强度650~690MPa、延伸率≥20%、钢板横向-40℃冲击吸收功KV2≥90J、焊接热影响区-40℃冲击吸收功KV2≥100J。
4.根据权利要求1所述的易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于：所述压力容器钢板的金相组织为铁素体+珠光体，铁素体晶粒度达到11~13级，钢中析出物平均间距在0.015~0.045μm之间。
5.根据权利要求1所述的易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于：所述压力容器钢板的碳当量≤0. 53%。
6.根据权利要求1所述的易焊接的正火型压力容器钢板，其特征在于：所述压力容器钢板Ce和La为La-Ce稀土合金。
7.如权利要求1-6任意一项所述易焊接的正火型压力容器钢板的制造方法，其特征在于所述制造方法包括如下步骤：
（1）KR铁水预处理：保证液面渣层厚度≤20mm，铁水KR搅拌脱硫后保证铁水质量分数S≤0. 003%，P≤0.015% ;
（2）转炉冶炼：入炉铁水中S≤0. 003%，P≤0. 015% , 铁水温度≥1300℃；加入成分清楚、清洁干燥的铁合金，预热温度控制在820℃以下通氧吹炼，完成脱碳、去磷和去硫过程；出钢后取样化验成分，铁水温度≥1600℃，确保钢水中S≤0.003%，P≤0.008%，C：0.1%-0.2%，其他合金元素符合目标值；
（3）LF精炼：；加入硅锰合金预脱氧和适量强脱氧剂扩散脱氧，30min达到白渣效果；精炼完毕后，喂入Si-Ca线进行深脱氧和夹杂物变形处理；
（4）RH真空脱氧：入真空前严格控制铝加入，保证Alt控制在0.005～0.015％范围内；RH真空度≤3mbar，真空保持时间大于20min，RH后静搅时间在15min以上；
（5）连铸：采用低拉速及二冷段弱冷工艺，在15℃～35℃中间包过热度下拉速按1.1m/min控制；
（6）板坯加热：坯料冷装，入炉钢坯表面温度≤300℃，加热速度10℃/S，加热温度1180~1320℃, 保温时间15min；
（7）轧制：一阶段开轧温度≤1100℃，一阶段终轧温度≤1050℃；二阶段开轧温度900±20℃, 终轧温度810±20℃，最后三道次总压下率≥30%，保温时间≥2.5h，轧后空冷；
（8）热处理：钢板进行正火处理，正火温度为 850~950℃, 升温速率1.5±0.2min/mm，钢板心部到达炉温后开始保温，保温时间25~35min+ x1min，空冷；其中，x1为容器钢板的板厚值、单位为mm。
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