CN114752867B - 一种高强韧轻质钢及其制备方法和应用 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种高强韧轻质钢及其制备方法和应用。按照质量百分比计，包括Mn28～32％，Al10.00～10.60％，C1.03～1.08％，Si0.20～0.60％，Cr2.00～3.90％，Ni0.05～2.00％，La0.01～0.05％，Mg0.01～0.10％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.10％，余量的铁和不可避免的杂质；且0.6((4[Al]+[Cr])‑25[C])/[C]<11，120[Al]+400[C]‑700>690。所述高强韧轻质钢同时满足低磁、低密度、高强度和抗低温冲击的特点。

Description

一种高强韧轻质钢及其制备方法和应用
技术领域
本发明涉及合金技术领域，尤其涉及一种高强韧轻质钢及其制备方法和应用。
背景技术
随着社会的快速发展，对于无磁钢的需求日益增长，特别是精密仪表和特种装备制造等所采用的高端无磁钢结构部件。轻量化与高安全性是现代陆地交通、航空航天和海洋运输等高端装备及基础零部件对材料的基本要求。装备轻量化可以通过提高材料的强度和降低材料的密度加以实现，而高安全性则要求高强度与高韧性，以避免零部件在碰撞过程中由于低强度造成大幅形变对人体的伤害和服役过程中因韧性储备不足而突然断裂所造成的灾难性事故。为此，Fe-Mn-Al-C系合金钢通过加入轻量化元素Al(一般5％以上)以降低材料密度，同时加入适量Mn、C等奥氏体稳定化元素，成为一种奥氏体轻质钢，基体组织为奥氏体组织，具有低磁性的特点，从而极有可能兼具轻质化、低磁及高强塑韧性等多项高性能，是一种应用前景广阔的结构功能一体化钢铁材料。
公开号为CN111910132A的中国专利公开了奥氏体轻质钢，化学成分组成的质量百分比为：C：0.8～1.3％，Al：9.0～15.0％，Mn：10.0～20.00％，Ni：<0.25％，Cr：<0.5％，Si：<0.5％，Ti+V：<1.0％，其他为Fe和不可避免的杂质。其屈服强度为600MPa或更大，伸长率为20％或更大，密度为6.85g/cm3或更小。该专利通过粗热轧、一次热轧、一次退火、二次热轧、二次退火、冷轧制造棒钢，生产工艺流程较长且复杂，不适用于工业化生产；同时该专利并未关注δ相形态对于轻质钢力学性能的恶化，未达到该Al、C成分下的最佳塑韧性。
公开号为CN103820735A的中国专利公开了一种超高强度C-Al-Mn-Si系低密度钢及其制备方法，化学成分组成的质量百分比为：C：0.28～1.15％，Al：3.0～12.0％，Mn：6.9～27.60％，Si：0.01～2.0％，Cr：0.01～0.80％，Ni：0.01～0.60％，Mo：0.01～0.30％，V：0.001～0.10％，Nb：0.001～0.06％，Ti：0.001～0.02％，其他为Fe和不可避免的杂质。其抗拉强度≥800MPa，密度≤7.4g/cm3。该专利未考虑添加较多Al元素导致长条状铁素体形成，奥氏体和铁素体晶界处薄弱，致使δ相易导致韧性低，即使没有测定试验钢塑韧性，也可预料该专利塑韧性较差。
综上所述，现有Fe-Mn-Al-C系轻质钢相关专利和文献所涉及的技术因Al较高而易形成δ、κ脆性相且不考虑调控δ相形态导致低温韧性均有不足。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高强韧轻质钢及其制备方法和应用，所述高强韧轻质钢同时满足低磁、低密度、高强度和抗低温冲击的特点。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高强韧轻质钢，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn 28～32％，Al 10.00～10.60％，C 1.03～1.08％，Si 0.20～0.60％，Cr 2.00～3.90％，Ni 0.05～5.00％，La 0.01～0.05％，Mg 0.01～0.10％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.10％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Al、C和Cr的重量百分比关系为：0.6((4[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<11，C和Al的重量百分比关系为120[Al]+400[C]-700>690。
优选的，所述高强韧轻质钢的组织为奥氏体和δ铁素体，其中奥氏体含量≥89vol％；
所述高强韧轻质钢的密度≤6.61g/cm3；屈服强度为≥690MPa，抗拉强度为≥940MPa，延伸率≥47％，-40℃KV2≥80J。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述高强韧轻质钢。
优选的，进行轧制前，还包括对所述铸锭进行锻造成形。
优选的，所述锻造成形的开锻温度为1080～1160℃，终锻温度≥950℃。
优选的，所述锻造成形的过程为：以25～30℃/h的速度升温至1120～1160℃，保温≥10h后，按整形、展宽、拔长和整形的过程进行锻造，开锻温度优选为1080～1160℃，每当锻件降温至950℃时，升温至1160℃进行保温≥1h。
优选的，所述轧制的过程为：以30～40℃/h的升温速率升至1160～1200℃，保温3h以上后出炉轧制，开轧温度为1100～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥990℃。
优选的，所述淬火固溶的冷却速率≥20℃/s，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃。
优选的，所述浇注的温度为1430～1490℃。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧轻质钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的高强韧轻质钢在交通运载装备领域中的应用。
本发明提供了一种高强韧轻质钢，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn 28～32％，Al 10.00～10.60％，C 1.03～1.08％，Si 0.20～0.60％，Cr2.00～3.90％，Ni 0.05～2.00％，La 0.01～0.05％，Mg 0.01～0.10％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.10％，余量的铁和不可避免的杂质；且Al、C和Cr的重量百分比关系为：0.6((4[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<11，C和Al的重量百分比关系为120[Al]+400[C]-700>690。在本发明中，所述高强韧轻质钢的Al含量对于轻质化(降低材料密度)、Mn和C含量对于获得单相奥氏体组织、Al和C含量对于获得高强塑韧性，都是必要因素，但过高的Al含量反而会降低抗低温冲击性能(增加沿晶κ脆性相、长条状δ铁素体)。为了进一步调控δ相形态提高低温冲击性能，所述高强韧轻质钢还特别添加了适量的Si、Cr、Ni、Mg和La等关键元素，但是过多添加这些元素反而会损害热加工性能、甚至抗冲击性能，为了在钢中发挥扬长避短的有益作用，对上述元素的含量进行了特别的限定；
与现有技术相比，本发明具有以下优势：
1)本发明通过添加稀土元素La、Ni和Mg的添加，改善高温铁素体δ的形态，合理调配Al、C、Si和Mn轻量化元素以及Cr和Ni等元素含量，有效降低了钢的密度，同时保证钢具有较高强度，并兼顾塑韧性，使钢具有良好的综合力学性能；
2)本发明中Mn和C元素极大的提高了奥氏体组织稳定性保证其低磁性；同时，Mn、C是奥氏体形成元素，控制其含量能够扩大奥氏体相区，能够抑制或者消除高温铁素体形成，进而控制高温δ铁素体含量，促进低密度高强奥氏体钢强度和塑韧性的配合；
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧轻质钢的制备方法，包括以下步骤：按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述高强韧轻质钢。本发明经过冶炼、锻造成形、轧制和淬火固溶可以改善奥氏体晶粒大小及形态，抑制晶界κ碳化物析出等，保证综合力学性能，适宜应用在现代陆地交通、航空航天、海洋运输等高端装备领域，具有良好的应用前景。
附图说明
图1为实施例4所述高强韧轻质钢的冲击断口SEM图；
图2为实施例5所述高强韧轻质钢的金相图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强韧轻质钢，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn 28～32％，Al 10.00～10.60％，C 1.03～1.08％，Si 0.20～0.60％，Cr 2.00～3.90％，Ni 0.05～2.00％，La 0.01～0.05％，Mg 0.01～0.10％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.10％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Al、C和Cr的重量百分比关系为：0.6((4[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<11，C和Al的重量百分比关系为120[Al]+400[C]-700>690。
按照质量百分比计，本发明所述高强韧轻质钢包括Mn 28～32％，更优选为29～31％，最优选为29.5～30.5％。
在本发明中，所述Mn是奥氏体稳定化元素，能够扩大奥氏体相区、缩小铁素体相区、抑制κ脆性相。同时Mn起到固溶强化的作用，相应提高钢的加工硬化率。较高的Mn含量有利于获得单相奥氏体组织，从而改善钢的塑韧性与耐蚀性。但是随着锰含量增加，钢的晶粒粗大化，且热导率急剧下降、线胀系数上升，导致工作加热或冷却时形成较大内应力，显著增大开裂倾向、恶化热加工性，不易多加。为稳定奥氏体组织，本发明将Mn的质量百分比含量控制在上述范围内。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括Al 10.00～10.60％，更优选为10.2～10.5％，最优选为10.3～10.4％。
在本发明中，所述Al显著降低钢的密度，每添加1％的Al使密度降低0.101g/cm3，密度ρ≤7.2g/cm3需要添加5.5％以上的Al，同时Al显著提高钢强度。但是，Al是铁素体形成元素，过多的Al含量会缩小奥氏体区间、促进δ、κ脆性相，反而降低塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括C1.03～1.08％，更优选为1.04～1.07％，最优选为1.05～1.06％。
在本发明中，所述C是非常显著的奥氏体稳定化和固溶强化元素，提高C含量，可以扩大奥氏体相区和提高强度。但是，过多的C会与Mn、Al形成沿晶κ脆性相，从而不利于钢的塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括Si 0.20～0.60％，更优选为0.3～0.5％。
在本发明中，所述Si是有效的脱氧元素和固溶强化元素，提高Si含量，可减少钢中氧化物夹杂，同时提高强度。但是，过多的Si降低碳在奥氏体中的溶解度，使δ相和κ碳化物数量增多，冲击韧性相应下降。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括Cr 2.00～3.90％，更优选为2.30～3.20％，最优选为2.60～3.00％。
在本发明中，固溶处理时大部分Cr溶入奥氏体，提高其稳定性，并在冷却时抑制沿晶κ碳化物，增加Cr含量可提高塑韧性。但过多的Cr易增加沿晶析出的网状碳化物，反而降低冲击韧性与塑韧性；因此，本发明将Cr控制在上述含量范围内。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括Ni 0.05～5.00％，更优选为0.5～2.00％，最优选为0.8～1.2％。
在本发明中，Ni可抑制碳从奥氏体中脱溶，抑制沿晶碳化物的析出，同时Ni改善抗氧化性能，增加Ni含量可同时提高耐蚀性及低温韧性，但Ni是贵重元素，不宜多加。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括La 0.01～0.05％，更优选为0.02～0.04％，最优选为0.025～0.035％。
在本发明中，所述La的加入可以从凝固过程改变高温铁素体δ形态，抑制AlN、MnS等夹杂物的形态及数量，减少碳化物的聚集析出从而提升塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括Mg 0.01～0.10％，更优选为0.03～0.08％，最优选为0.05～0.07％。
在本发明中，所述Mg元素通过镍镁合金形式加入，微量Mg合金元素同样可以从凝固过程改善高温铁素体δ形态。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括P≤0.012％。
在本发明中，P是所述钢中的有害元素，因所述钢的高碳含量降低了P在奥氏体中的溶解度，易沿晶析出薄膜状磷化物，引起工件热裂，并降低钢的塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括S≤0.003％。
在本发明中，S易形成MnS夹杂物，增加热脆性，降低塑韧性。
按照质量百分比计，本发明所述高韧轻质钢包括N≤0.10％。
在本发明中，N元素的作用是γ形成元素，加锰对于形成奥氏体并不非常有效，但是添加锰可以使更多的氮溶解到不锈钢中，而氮正是一种非常强的奥氏体形成元素。N元素间隙固溶强化和稳定奥氏体组织的作用比碳要大得多，所以既大大提高了钢的强度，又保持了很好的塑韧性。但N元素过多会生成AlN夹杂物，不利于性能提升。
在本发明中，Al、C和Cr的重量百分比关系为：0.6((4[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<11是调控铁素体含量低于11％，避免软相铁素体大量析出，使得裂纹易在此处萌生，从而降低材料塑韧性，同时铁素体也是磁性相，要控制其含量；Al和C元素是影响强度两大主要元素，C和Al的重量百分比关系为120[Al]+400[C]-700>690是为了保证高强韧轻质钢的强度＞690MPa。
在本发明中，所述高强韧轻质钢的组织为奥氏体和δ铁素体，其中奥氏体含量≥89vol％；
所述高强韧轻质钢的密度优选≤6.61g/cm3；屈服强度为优选≥690MPa，抗拉强度优选为≥940MPa，延伸率优选≥47％，-40℃KV2优选≥80J。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧轻质钢的制备方法，包括以下步骤：
按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述高强韧轻质钢。
在本发明中，若无特殊说明，所有制备原料均为本领域技术人员熟知的市售产品。
本发明按照所述低密度超高强度高塑性钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭。
在本发明中，所述制备原料优选包括工业纯铁、铝锭、电解锰、增碳剂、低碳铬铁、镍镁合金和氯化镧。在本发明中，所述低碳铬铁优选包括Cr63～75wt％、C 0.1wt％、Si1.0wt％、P 0.03wt％、S 0.025wt％和余量的Fe，更优选为牌号为FeCr69C0.25的低碳铬铁。在本发明中，所述增碳粉优选为焦炭粉或石墨粉。本发明对所述镍镁合金和含镧硅铁没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的市售产品即可。
本发明对所述混合的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述冶炼的方法优选为真空感应电炉冶炼或三联法冶炼；所述三联法冶炼为电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法。
在本发明中，所述真空感应电炉冶炼的过程优选为先抽真空至2×10-2Pa后，全程充氩气至3×104Pa，进行熔炼。在本发明中，所述熔炼优选在搅拌的条件下进行；本发明对所述搅拌的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述三联法的过程优选为：在电弧炉中使制备原料全部熔化后，依次进行精炼和真空脱气；所述精炼的时间优选≥30min；所述真空脱气的时间优选为10～30min。
在本发明中，所述浇注的温度优选为1430～1490℃，更优选为1440～1480℃，最优选为1450～1460℃。在本发明中，所述浇注优选在惰性气氛中进行，所述惰性气氛优选为氩气。
所述浇注完成后，优选在1h内进行脱膜，最后优选以9～12℃/h的降温速度冷却至室温。
得到铸锭后，本发明将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述高强韧轻质钢。
进行轧制前，本发明还优选包括对所述铸锭进行锻造成形。
在本发明中，所述锻造成形的过程优选为以25～30℃/h的升温速度升温至1120～1160℃后，保温≥10h，按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度优选为1080～1160℃，当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1160℃，保温≥1h，得到板状坯料。所述锻造成形的终锻温度优选≥950℃。
所述锻造成形结束后，本发明还优选包括冷却至室温的过程；本发明对所述冷却的过程没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
在本发明中，所述锻造成形的作用主要是为了改变铸态铸锭形状，铸锭通常是圆形，尤其是铸锭单重较大时无法直接进行轧制，需要通过锻造成厚度较薄的板坯，方便后期进行轧制。此外，锻造还可以使得组织更加均匀化，使铸态组织中的柱状晶变成均匀的等轴晶，减少各向异性。
在本发明中，所述轧制的过程优选为：以30～40℃/h的升温速率升至1160～1200℃，保温3h以上后出炉轧制，开轧温度为1100～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥990℃；更优选为以28～32℃/h的升温速率升至1200℃，保温3～5h后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥990℃。在本发明中，所述轧制的总变形量优选为70～84％。
在本发明中，所述轧制的作用是将铸锭或锻造坯料轧制成板材，轧制过程中需要控制温度和保温条件主要是为了在该钢适宜的温度区间进行轧制，避免因塑性不足发生边裂。
在本发明中，所述淬火固溶的冷却速率优选≥20℃/s，更优选为30℃/s；入水温度优选≥970℃，更优选为980℃；终冷温度优选≤150℃，更优选为140℃。
在本发明中，所述淬火固溶的过程优选为将所述轧制得到的轧制件直接送入层流水或水槽中。
在本发明中，所述淬火固溶的作用主要是为了获得单相奥氏体组织，避免钢中出现脆性碳化物，进而避免力学性能达不到要求。
本发明还提供了上述技术方案所述高强韧轻质钢或上述技术方案所述制备方法制备得到的高强韧轻质钢在交通运载装备领域中的应用。本发明对所述应用的方法没有任何特殊的限定，采用本领域技术人员熟知的过程进行即可。
下面结合实施例对本发明提供的高强韧轻质钢及其制备方法和应用进行详细的说明，但是不能把它们理解为对本发明保护范围的限定。
实施例1～5
高强韧轻质钢的组成如表1所示：
实施例1～5制备过程：
将工业纯铁、铝锭、电解锰、焦炭粉、低碳铬铁(牌号：FeCr69C0.25)、镍镁合金(牌号：NiMg85/15)和氯化镧加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1450℃，浇注完成后出炉以10℃/h的降温速率冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述铸锭以25℃/h的升温速率升温至加热温度(1160℃)，进行保温10h，使铸锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1100℃，当锻件的温度降至950℃时，回炉升温至1160℃，保温1h，终锻温度为963℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以35℃/h的升温速率升温至轧制温度(1200℃)，进行保温3h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1100℃和终轧温度1007℃，单道次变形量为7.6％，累计变形量为84％；轧制完成后，立即进行淬火固溶固溶，入水温度为980℃，淬火固溶的冷却速率为30℃/s，终冷温度为140℃，得到所述高强韧轻质钢。
实施例1～5所述高强韧轻质钢的性能参数如表2所示(拉伸强度：GB/T228.1—2010《金属材料室温拉伸试验方法》；冲击强度：GB/T 229—2020《金属材料夏比摆锤冲击试验方法》；密度：GB/T 1423-1996《贵金属及其合金密度的测试方法》；相对磁导率：GB/T35690-2017《弱磁材料相对磁导率的测量方法》)；
将实施例4得到的高强韧轻质钢的冲击断口进行SEM测试，测试结果如图1所示，由图1可知，冲击断口微观形貌以大韧窝为主，小韧窝环绕，无明显析出相与裂纹产生，低温冲击韧性优异；
图2为实施例5所述高强韧轻质钢的进行200X图，由图2可知，铁素体含量较好的控制在11％以内，奥氏体晶粒呈等轴状，尺寸为30～45μm，奥氏体晶粒上分布有孪晶。
对比例1
钢的组成如表1所示；
制备过程：将工业纯铁、铝锭、高碳锰铁(牌号FeMn79C7.5)、焦炭粉和低碳铬铁(牌号：FeCr69C0.25)加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1430℃，浇注完成后出炉冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述铸锭以20℃/h的升温速率升温至轧制温度(1150℃)，进行保温3h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1050℃和终轧温度970℃，单道次变形量为6％，累计变形量为60％；轧制完成后，立即进行淬火固溶固溶，入水温度为950℃，淬火固溶的冷却速率为20℃/s，终冷温度为200℃，得到低密度钢热轧钢板。
所述低密度钢热轧钢板的性能参数如表2所示。
对比例2
钢的组成如表1所示；
制备过程：将工业纯铁、铝锭、高碳锰铁(牌号FeMn79C7.5)、焦炭粉和低碳铬铁(牌号：FeCr69C0.25)加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1430℃，浇注完成后出炉冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述铸锭以20℃的升温速率升温至加热温度(1150℃)，进行保温10h，使铸锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1000℃，当锻件的温度降至930℃时，回炉升温至1150℃，保温1h，终锻温度为930℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以20℃/h的升温速率升温至轧制温度(1150℃)，进行保温3h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1050℃和终轧温度970℃，单道次变形量为6％，累计变形量为36％；轧制完成后，立即进行淬火固溶固溶，入水温度为950℃，淬火固溶的冷却速率为10℃/s，终冷温度为200℃，得到低密度钢热轧钢板；
所述低密度钢热轧钢板的性能参数如表2所示；
对比例3
钢的组成如表1所示；
制备过程：将工业纯铁、铝锭、高碳锰铁(牌号FeMn79C7.5)、焦炭粉、低碳铬铁(牌号：FeCr69C0.25)和氯化镧加入真空感应炉中，抽真空至2×10-2Pa以下，待全部原料熔化完毕后，充入高纯氩气至3×104Pa，得熔炼过程中进行搅拌，得到钢液后，将所述钢液浇注至铸铁模具中，所述浇铸在惰性气氛中进行，惰性气体为氩气，浇注温度为1430℃，浇注完成后出炉冷却至室温，脱膜，到铸锭；
将所述低密度钢电渣锭以20℃/h的升温速率升温至加热温度(1150℃)，进行保温10h，使铸锭充分均匀化；按照整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；开锻温度为1000℃，当锻件的温度降至930℃时，回炉升温至1150℃，保温1h，终锻温度为930℃，冷却，得到低密度钢锻坯；
将所述低密度钢锻坯以20℃/h的升温速率升温至轧制温度(1150℃)，进行保温3h，使组织完全均匀后，进行轧制，开轧温度为1050℃和终轧温度970℃，单道次变形量为6％，累计变形量为36％；轧制完成后，立即进行淬火固溶固溶，入水温度为950℃，淬火固溶的冷却速率为20℃/s，终冷温度为200℃，得到低密度钢热轧钢板。
所述低密度钢热轧钢板的性能参数如表2所示。
表1实施例1～5和对比例1～3所述钢的合金组成
编号 Mn Al C Si Cr Ni La Mg P S N
实施例1 30 10.1 1.03 0.31 3.52 3.05 0.05 0.08 0.008 0.002 0.05
实施例2 29 10.2 1.05 0.59 3.90 5.00 0.04 0.07 0.007 0.001 0.03
实施例3 32 10.5 1.08 0.20 2.00 4.35 0.02 0.05 0.007 0.002 0.05
实施例4 28 10.3 1.07 0.45 2.72 3.28 0.04 0.07 0.008 0.001 0.06
实施例5 30 10.5 1.06 0.32 3.05 2.12 0.05 0.05 0.003 0.001 0.09
对比例1 25 8.2 1.01 0.31 1.51 - - - 0.016 0.003 0.01
对比例2 28 10.1 0.9 0.22 2.02 - - - 0.013 0.004 0.02
对比例3 27 8.2 1.02 0.24 1.01 - 0.02 - 0.014 0.003 0.02
表2实施例1～5和对比例1～3所述钢的性能参数
Figure BDA0003612923770000121
由表2可知，由于对比例1缺少锻造工艺、对比例2轧制后冷却速度较慢、对比例1和3中Al含量低等差异，使得对比例的晶粒尺寸不均匀性较大、晶界有较多析出相、晶粒中夹杂物过多等问题出现，其综合力学性能及密度不及本专利实施范围的实施例。
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。

Claims (10)

1.一种高强韧轻质钢，其特征在于，按照质量百分比计，包括以下元素：Mn 28～32％，Al 10.00～10.60％，C 1.03～1.08％，Si 0.20～0.60％，Cr 2.00～3.90％，Ni 0.05～5.00％，La 0.01～0.05％，Mg 0.01～0.10％，P≤0.012％，S≤0.003％，N≤0.10％，余量的铁和不可避免的杂质；
且Al、C和Cr的重量百分比关系为：0.6((4[Al]+[Cr])-25[C])/[C]<11，C和Al的重量百分比关系为120[Al]+400[C]-700>690。
2.权利要求1所述高强韧轻质钢，其特征在于，所述高强韧轻质钢的组织为奥氏体和δ铁素体，其中奥氏体含量≥89vol％；
所述高强韧轻质钢的密度≤6.61g/cm3；屈服强度为≥690MPa，抗拉强度为≥940MPa，延伸率≥47％，-40℃KV2≥80J。
3.权利要求1或2所述高强韧轻质钢的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
按照所述高强韧轻质钢的元素组成，将制备原料混合后，依次进行冶炼和浇注，得到铸锭；
将所述铸锭依次进行轧制和淬火固溶，得到所述高强韧轻质钢。
4.如权利要求3所述的制备方法，其特征在于，进行轧制前，还包括对所述铸锭进行锻造成形。
5.如权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述锻造成形的开锻温度为1080～1160℃，终锻温度≥950℃。
6.如权利要求5所述的制备方法，其特征在于，所述锻造成形的过程为：以25～30℃/h的速度升温至1120～1160℃，保温≥10h后，按整形、展宽、拔长和整形的过程进行锻造，开锻温度优选为1080～1160℃，每当锻件降温至950℃时，升温至1160℃进行保温≥1h。
7.如权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述轧制的过程为：以30～40℃/h的升温速率升至1160～1200℃，保温3h以上后出炉轧制，开轧温度为1100～1140℃，以6～20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥990℃。
8.如权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述淬火固溶的冷却速率≥20℃/s，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃。
9.如权利要求3或4所述的制备方法，其特征在于，所述浇注的温度为1430～1490℃。
10.权利要求1或2所述高强韧轻质钢或权利要求3～9任一项所述制备方法制备得到的高强韧轻质钢在交通运载装备领域中的应用。
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