CN114875318B - 一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法，属于奥氏体‑铁素体轻质钢或奥氏体‑铁素体低密度钢的技术领域，所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质。该低密度高强韧钢的制造方法中包含以下步骤：冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶。本发明通过复合添加稀土元素，改善高温铁素体δ的形态，获得组织均匀的高强高韧新型低磁轻质奥氏体钢。

Description

一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法
技术领域
本发明属于奥氏体-铁素体轻质钢或奥氏体-铁素体低密度钢的技术领域，主要针对高强韧性无磁要求的装备或结构物，具体涉及一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法。
背景技术
随着工业生产领域快速发展，能耗过高带来的生态环境污染问题也日益严重。其解决方案，一方面是采用清洁能源代替燃油动力，另一方面是通过结构装备减重从而减轻油耗与污染，因此，结构装备轻量化是节能环保的一个重要举措。众多大中型型变压器、电磁铁、除铁器、磁选机、选矿设备等不导磁部件的轻量化对环境保护、节能降耗尤为重要，同时还必须高度重视相应钢材在电气工况下的低磁性要求。为此，Fe-Mn-Al-C系合金钢通过向钢中添加轻质元素Al以降低材料密度，同时添加适量Mn、C等奥氏体稳定化元素，成为奥氏体轻质钢，可以用作无磁钢使用，兼具轻质化、高强塑韧性、低磁性等多项性能，是一种应用前景广阔的结构功能一体化钢铁材料。
中国发明专利CN110592487A公开的“一种700MPa级奥氏体铁素体双相低密度铸钢及其制备方法”，其成分质量百分数为：0.01-1.00％C、0.1-0.2％Si、10.0-25.0％Mn、10.0-15.0％Al、0.01-1.0％V、0.01-1.0％Nb、0.01-1.0％Ti、≤0.01％S、≤0.02％P，余量为Fe及不可避免的杂质。虽然该轻质双相钢Al含量较高、密度较低，但Mn、C元素含量较低，不能保证奥氏体稳定性与低磁性要求，且强度级别也较低。
中国发明专利CN110747399A公开的“一种高屈强比高锰高铝无磁钢板的控轧控冷生产方法”，其成分质量百分数为：0.14-0.20%C、≤0.50%Si、21.50-25.50%Mn、≤0.030%S、≤0.030%P、1.50-2.50%Al、0.04-0.10%V、≤1.0%Cr+Ni，余量为Fe及不可避免的杂质。其Al含量很低，轻量化严重不足，且C含量低，强度级别较低。
中国发明专利CN108486492A公开的“1200MPa级高强度高塑性低密度及其制造方法”，其成分质量百分数为：0.7-1.0%C、13-20%Mn、8-11%Al、1-4%Ni、≤0.1%Si、≤0.01%S、≤0.01%P、0-0.1%Ti、0-0.1%Nb、0-0.15%V，余量为Fe及不可避免的杂质。其Mn元素含量较低，且制备温度过低，析出相过多，不能保证奥氏体稳定性、低磁性与塑韧性要求。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，要么钢中的Al含量很低而本质上不属于轻质钢，要么因Mn、Al、C等比例调控较差导致奥氏体稳定性和低磁性不足，要么因Al较高而易形成δ、κ脆性相且导致塑韧性均有不足。为此，有必要探索高强塑韧合金化与低磁奥氏体轻量化等新技术，使这类奥氏体轻质钢获得高强、低磁、高塑韧性的卓越综合性能。
发明内容
针对上述技术问题，本发明提供一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢及其制造方法，通过复合添加稀土元素，改善高温铁素体δ的形态，获得组织均匀的高强高韧新型低磁轻质奥氏体钢。
本发明采用的技术方案是：一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢，所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中的Al、C、Cr的重量百分比满足：0.7((3Al+Cr)-25C)/C＜7；Mn、Al、C重量百分比满足：8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.5。
此外，本发明还提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼铸锭按照低密度高强韧钢的组成成分设计要求进行投料，采用真空感应炉冶炼或电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法冶炼并浇注成铸锭坯料；
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
其中，精炼炉中精炼时间至少30min，真空脱气炉中真空脱气10-30min，浇注时钢水温度控制在1380～1500℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以5～8℃/h的降温速度缓冷至室温；
2）控温轧制 对步骤1）所得坯料切除冒口后，以25～35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃，保温4h以上且使坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6-20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥1000℃；
3）淬火固溶 将步骤2）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥25℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥980℃，终冷温度≤100℃。
在步骤1）和步骤2）之间增设铸锭坯料的锻造成形工序，铸锭坯料的锻造成形工序为：
将步骤1）所得铸锭坯料，以20～25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃，保温10h以上至充分均匀化以后，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；
每当锻件发生温降至接近950℃时，回炉升温至1110~1150℃，加热时间不少于1h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，终锻温度≥970℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
在本发明成分设计中：
Mn：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。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。因此，本发明钢将Mn含量限定为29~33%。
Al：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≤6.5g/cm3需要添加11.4%以上的Al，同时Al显著提高钢的耐腐蚀性能和强度。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。因此，本发明钢将Al含量限定为11.40~11.90%。
C：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，可以调控奥氏体双相钢的组织并提高强度。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。因此，本发明钢将C含量限定为1.09~1.14%。
Si：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、相应减轻点蚀，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。因此，本发明钢将Si含量限定为0.70~1.00%。
Cr：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含量可同时提高塑韧性。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含量限定为2.0~3.9%。
Ti：与C有极强的亲和力，强碳化物形成元素，具有细化强化，析出强化含量过高降低C在奥氏体中的扩散速率，降低奥氏体中C含量，导致机体稳定性下降。因此，本发明设定Ti的质量百分比含量为0.01~0.30%。
Ce/La：稀土元素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。因此，本发明设定Ce/La的质量百分比含量分别为Ce：0.05~0.10%，La：0.01~0.05%。
N：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。因此，本发明设定N的质量百分比含量为0.01~0.05%。
P：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。因此，本发明钢将P的含量限定为≤0.012%。
S：S易形成MnS夹杂物，增加热脆性，降低塑韧性，因此，本发明钢将S的含量限定为≤0.003%。
采用本发明产生的有益效果：1）本发明使用稀土元素符合添加的方法，通过改善高温铁素体δ的形态，合理调配Al、C、Si与Mn轻量化元素以及Cr、Ti、N等元素含量，有效降低了钢的密度，同时保证试验钢钢具有较高强度，并兼顾塑韧性，使钢具有良好的综合力学性能，其ρ＜6.5g/cm3，屈服强度≥830MPa，抗拉强度≥970MPa，断后延伸率≥35%，-40℃KV2≥70J；（2）本发明的低密度奥氏体钢经过冶炼铸锭、开坯锻造、控温轧制、直接淬火固溶工艺，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，适宜应用在对断裂要求高的军民两用结构钢等重要领域，具有良好的应用前景；（3）本发明生产的低密度钢基体组织为奥氏体，Mn、C元素极大地提高奥氏体组织稳定性保证其低磁性，同时控制高温铁素体δ含量，促进低密度高强奥氏体钢强度和塑韧性的配合，且便于实现工业化流程生产。
附图说明
图1是实施例1的金相图；
图2是实施例3的金相图；
图3是对比例1的金相图；
图4是对比例2的金相图；
图5是对比例3 的金相图；
图6是对比例3的低温冲击断口图。
具体实施方式
本发明提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢，所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质。
本发明中的Al、C、Cr的重量百分比满足：0.7((3Al+Cr)-25C)/C＜7；Mn、Al、C重量百分比满足：8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.5。
本发明的组织以奥氏体为基体，含有少量δ铁素体及Ti(C,N)。所述低密度高强韧钢的密度ρ＜6.5g/cm3，屈服强度ReL≥829MPa，抗拉强度Rm≥985MPa，延伸率≥39%，-40℃KV2冲击功≥76J。
此外，本发明还提供了一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法，包括以下步骤：
1）冶炼铸锭按照低密度高强韧钢的组成成分设计要求进行投料，采用真空感应炉冶炼或电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法冶炼并浇注成铸锭坯料；
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
其中，精炼炉中精炼时间至少30min，真空脱气炉中真空脱气10-30min，浇注时钢水温度控制在1380～1500℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以5～8℃/h的降温速度缓冷至室温；
2）控温轧制 对步骤1）所得坯料切除冒口后，以25～35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃，保温4h以上且使坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6-20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥1000℃；
3）淬火固溶 将步骤2）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥25℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥980℃，终冷温度≤100℃。
在步骤1）和步骤2）之间增设铸锭坯料的锻造成形工序，铸锭坯料的锻造成形工序为：
将步骤1）所得铸锭坯料，以20～25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃，保温10h以上至充分均匀化以后，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；
每当锻件发生温降至接近950℃时，回炉升温至1110~1150℃，加热时间不少于1h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，终锻温度≥970℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
下面结合具体实施例详细阐述本发明。
实施例1~5选取电解锰、铝粒、增碳剂、工业纯铁等高纯度材料，按下表1成分进行配料冶炼试验钢作为实施例1~5。实施例1~5的成分设计中，为控制高温铁素体δ含量，Al、C、Cr的重量百分比满足0.7((3Al+Cr)-25C)/C＜7；为保证低密度，Mn、Al、C重量百分比满足8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6. 5。
实施例1~3涉及的制造方法包括冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶三个步骤，实施例4~5涉及的制造方法包括冶炼铸锭、锻造成形、控温轧制、淬火固溶四个步骤。
1）冶炼铸锭工艺要点：根据表1实施例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×104Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。
将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1380～1500℃，在模铸的同时进行惰性气体保护浇铸，浇铸后出炉冷却至室温，脱模得到低密度钢铸锭。
2）锻造成形工艺要点：将得到的低密度钢铸锭加热到1110~1150℃并保温，保温时间为10h以上，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造成形，始锻温度为1080~1160℃，当锻件发生温降至接近930℃时，回炉升温至1110~1150℃，终锻温度为≥970℃，锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯。
3）控温轧制工艺要点：将得到的低密度钢锻坯加热到1150~1190℃并保温，保温时间为3~5h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1150℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥1000℃，轧后直接水冷至室温，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板。
4）淬火固溶将工艺要点：将得到热轧态低密度钢奥氏体钢板直接送入层流水或水槽，以≥25℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥980℃，终冷温度≤100℃，得到低密度钢板。
从合金板上加工出标准拉伸试样，由此获得其力学性能相关数据如下表2所示；从合金板上加工出标准冲击试样，进行-40℃低温冲击试验；从合金板上利用线切割取密度测试试样，利用阿基米德原理测定其密度值。
本发明的对比例1
根据表1实施例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×104Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。
将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1380～1500℃，在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注，浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温，脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭；
将得到的低密度钢铸锭以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为10~15h，始锻温度为1120~1160℃，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造，终锻温度为960℃以上，低于此温度时回炉升温至1160~1200℃，加热时间不少于1.5h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯；
将得到的低密度钢锻坯以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为3~5h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥1000℃，轧后直接水冷至室温，得到热轧态低密度奥氏体钢板；
得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却，入水温度≥960℃，冷速≥20℃/s，终冷温度≤200℃，得到低密度钢板。
从合金板上加工出标准拉伸试样，由此获得其力学性能相关数据如下表2所示；从合金板上加工出标准冲击试样，进行-40℃低温冲击试验；从合金板上利用线切割取密度测试试样，利用阿基米德原理测定其密度值。
本发明的对比例2
根据表1实施例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×104Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。
将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1380～1500℃，在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注，浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温，脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭；
将得到的低密度钢铸锭以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为10~15h，始锻温度为1120~1160℃，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造，终锻温度为960℃以上，低于此温度时回炉升温至1160~1200℃，加热时间不少于1.5h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯；
将得到的低密度钢锻坯以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为3~5h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥1000℃，轧后直接水冷至室温，得到热轧态低密度奥氏体钢板；
得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却，入水温度≥960℃，冷速≥20℃/s，终冷温度≤200℃，得到低密度钢板。
从合金板上加工出标准拉伸试样，由此获得其力学性能相关数据如下表2所示；从合金板上加工出标准冲击试样，进行-40℃低温冲击试验；从合金板上利用线切割取密度测试试样，利用阿基米德原理测定其密度值。
本发明的对比例3
根据表1实施例成分将相应配比所需原料置入真空感应熔炼炉的镁砂坩埚中，降低炉内真空度至2×10-2Pa以下，在完全熔解高纯铁后充入高纯氩气作为保护气体至3×104Pa，所述熔炼的过程中进行搅拌，冶炼得到钢液。
将得到的钢液注入铸铁模具中，钢水浇铸温度在1380～1500℃，在模铸浇注的同时进行惰性气体保护浇铸注，浇铸注完成后1h脱模出炉冷却至室温，脱模以5~10℃/h的冷速缓冷至室温得到低密度钢铸锭；
将得到的低密度钢铸锭以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为10~15h，始锻温度为1120~1160℃，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造，终锻温度为960℃以上，低于此温度时回炉升温至1160~1200℃，加热时间不少于1.5h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，锻后直接冷却至室温得到低密度钢锻坯；
将得到的低密度钢锻坯以40～45℃/h的升温速度缓慢加热到1160~1200℃并保温，保温时间为3~5h，随后进行多道次轧制变形，热轧的开轧温度为1100~1160℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥1000℃，轧后直接水冷至室温，得到热轧态低密度奥氏体钢板；
将得到的低密度钢红热轧板直接送入层流水或水槽冷却，入水温度≥960℃，冷速≥20℃/s，终冷温度≤200℃，得到低密度钢板。
从合金板上加工出标准拉伸试样，由此获得其力学性能相关数据如下表2所示；从合金板上加工出标准冲击试样，进行-40℃低温冲击试验；从合金板上利用线切割取密度测试试样，利用阿基米德原理测定其密度值。
实施例和对比例的成分见下表1所示。
表1 实施例和对比例对的成分
Figure 422466DEST_PATH_IMAGE001
表2 实施例和对比例的力学性能
Figure DEST_PATH_IMAGE002
实施例1~5中Mn、Al、C配比合理，且有高温碳化物Ti元素和稀土元素La、Ce，又经过锻造与较优的轧制固溶工艺，δ铁素体相含量较少（参看附图1和2），约占5%，对基体强度提升最为显著，且δ相形态弥散，长度在100~300μm，奥氏体晶粒细化均在20~30μm，δ相可以与基体奥氏体协调变形，在提升强度的同时还能保证优异的塑韧性能。
对比例1从附图3金相组织中看出夹杂物含量高，组织均匀性差，高温δ铁素体长条状较明显，长度接近毫米级别，降低了其与基体奥氏体相的结合力，冲击大幅下降，强度也有降低，性能较差。
对比例2中Al元素较低，达不到密度要求，C含量过高且缺少锻造工艺，虽然附图4金相组织中的高温δ铁素体含量减少，但是相应的碳化物较多，组织均匀性下降，奥氏体晶粒尺寸增大至30~40μm，延伸率大幅下降的同时，强度和冲击也有降低，综合性能较差。
对比例3中没有添加La、Ce稀土元素，无法调控高温铁素体相形态，在轧制成形后，从附图5的金相组织中可以看出δ铁素体贯穿整个试样，长度达到毫米级别，这种δ铁素体使材料性能各向异性较大，严重阻碍材料应用，并且从附图6低温冲击断口上可以看到贯穿的撕裂，对冲击性能产生不利影响。且δ铁素体含量过高，约占20%，δ相强化效果减弱，反而大幅降低材料强度。

Claims (2)

1.一种弥散δ相强化的低密度高强韧钢，其特征在于所述低密度高强韧钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
所述低密度高强韧钢中的Al、C、Cr的重量百分比满足：0.7((3Al+Cr)-25C)/C＜7；
所述低密度高强韧钢中的Mn、Al、C重量百分比满足：8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.5；
所述低密度高强韧钢的屈服强度ReL≥829MPa，抗拉强度Rm≥985MPa，延伸率≥39%，-40℃KV2冲击功≥76J；
所述低密度高强韧钢的密度ρ＜6.5g/cm3。
2.基于权利要求1所述弥散δ相强化的低密度高强韧钢的制造方法，其特征在于所述低密度高强韧钢的制造方法包含以下步骤：
1）冶炼铸锭按照低密度高强韧钢的组成成分设计要求进行投料，采用真空感应炉冶炼或电弧炉-精炼炉-真空脱气炉三联法冶炼并浇注成铸锭坯料；
所述低密度高强韧钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 29~33%，Al 11.40~11.90%，C1.09~1.14%，Si 0.70~1.00%，Cr 2.00~3.90%，Ti 0.01~0.30%，Ce 0.05~0.10%，La 0.01~0.05%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%，其余为Fe和不可避免的杂质；
其中，精炼炉中精炼时间至少30min，真空脱气炉中真空脱气10-30min，浇注时钢水温度控制在1380～1500℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以5～8℃/h的降温速度缓冷至室温；
2）控温轧制 对步骤1）所得坯料切除冒口后，以25～35℃/h的升温速度缓慢加热至1150~1190℃，保温4h以上且使坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，以6-20mm的道次压下量进行轧制，终轧温度≥1000℃；
3）淬火固溶 将步骤2）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥25℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥980℃，终冷温度≤100℃；
在步骤1）和步骤2）之间增设铸锭坯料的锻造成形工序，铸锭坯料的锻造成形工序为：
将步骤1）所得铸锭坯料，以20～25℃/h的升温速度缓慢加热至1110~1150℃，保温10h以上至充分均匀化以后，按整形、展宽、拔长和整形的工序进行锻造；
每当锻件发生温降至接近950℃时，回炉升温至1110~1150℃，加热时间不少于1h，直到锻成适合于轧制的板状坯料，终锻温度≥970℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
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