CN114807772A - 一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法 - Google Patents

Abstract

一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法，属于奥氏体‑铁素体轻质钢或奥氏体‑铁素体低密度钢技术领域，所述高强韧轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%；其余为Fe和不可避免的杂质。该高强韧轻质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、固溶处理、低温时效处理。本发明通过复合添加Nb、V元素，生成(Nb,V)(C,N)抑制晶界碳化物的析出，合理调配Al、C、Si、Mn等轻量化元素以及Cu、N等强化元素，有效降低了钢材的密度，同时借助合适的制造工艺保证钢材具有较高强度并兼顾塑韧性。

Description

一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法

技术领域

本发明属于奥氏体-铁素体轻质钢或奥氏体-铁素体低密度钢技术领域，特别是主要针对高端装备用高强结构件的高强度无磁要求，提供了一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法。

背景技术

目前，大幅度减轻高端装备质量，使钢铁材料朝着高强化、低密度化发展是一大趋势所在。轻质合金如铝合金、镁合金等和复合材料如碳纤维复合材料、塑料等都对汽运载工具轻质化具有明显效果，但是综合考虑成本、制造和性能等因素，钢铁材料仍有明显的优势。现代高档轿车、高速铁路、海洋平台等高端装备用高强结构件还主要以钢铁材料为主，比如国内外轿车用钢占车辆总质量的70%。钢铁生产企业为了适应这种发展趋势，已开发出多种高强度钢板来帮助减轻汽车质量，满足汽车工业节能减排与高安全性要求。还例如线性电机牵引列车，在其导轨的底部和侧壁上设置了浮起、导向及推进用的超导线圈、电磁铁等控制板。为了紧固它们，使用的蝶形弹簧、弹簧垫圈要求用高强度无磁不锈钢制作。

其中Fe-Mn-Al-C系低密度钢主要通过Al、C等轻量元素降低钢材密度，在激烈竞争之中占有优势地位。但当Al、C含量加入过多时会产生一种新相κ碳化物，其理想化学计量式为 (Fe,Mn)₃AlC，如果在晶界形成粗大的 κ*碳化物，对钢材塑韧性有不利影响。因此，通过抑制晶界碳化物来获得同时具备高强度、高韧性、低磁性等综合力学性能良好的Fe-Mn-Al-C系低密度奥氏体钢有巨大研究意义。

专利文献CN103820735A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。该专利仅仅考虑通过Nb、V、Ti碳化物析出元素，达到析出相强化的效果，作用效果较单一，强度和塑韧性难以平衡，即使没有测定试验钢塑韧性，也可预料该专利在保证强度的基础上，其塑韧性较差。

专利文献CN104674109A公开了一种低密度Fe-Mn-Al-C系冷轧汽车用钢板及制备方法，化学成分组成的质量百分比为：0.65％～0.75％C、14.0％～19.0％Mn、7.0％～10.5％Al、P<0.003％、S<0.002％,余量为Fe及不可避免杂质，其密度为6.65～7.05g/cm³，通过冶炼、锻造、热轧变形、固溶处理、冷轧变形、退火处理获得。其密度6.65~7.5g/cm³，强塑积＞40 GPa·％。该专利由于未添加其他合金元素调控晶界析出物，使得试验钢未达该Al范围下的最低密度值，同时未能满足该成分条件下最优的塑韧性。

专利文献CN107674955A公开了一种强塑积大于50GPa·％的低密度钢的制备方法，化学成分组成的质量百分比为：Mn：19.40～20％；Al：9.82～10％；C：0.98～1％；P≤0.003％；S≤0.003％，其余为Fe及不可避免的杂质，通过冶炼铸造、热轧、固溶处理、冷轧、退火处理后冷却，得到奥氏体+铁素体+κ碳化物多相组织的低密度钢。且强塑积大于50GPa·％。该专利Mn含量较低，奥氏体组织稳定性较差；由于没有添加碳化物形成的合金元素，不能合理调控奥氏体、铁素体、κ碳化物的相比例，不能避免晶界κ形成对于性能的影响。

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，要么生产工艺复杂，未考虑通过时效强化来抑制晶界碳化物析出，要么添加的合金元素作用较为单一，起到的弥散强化作用有限。为此，有必要探索时效强化与低磁性等材料工艺新技术，使这类奥氏体基轻质钢获得既低磁低密度、高强度又抗低温冲击的卓越综合性能。

发明内容

针对上述技术问题，本发明提供了一种时效强化的高强韧轻质钢及其制造方法，通过复合添加Nb、V元素，生成(Nb,V)(C,N)抑制晶界碳化物的析出，合理调配Al、C、Si、Mn等轻量化元素以及Cu、N等强化元素，有效降低了钢材的密度，同时借助合适的制造工艺保证钢材具有较高强度并兼顾塑韧性。

本发明采用的技术方案是：一种时效强化的高强韧轻质钢，所述高强韧轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，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Mn、Al、C的质量百分比满足：φ=8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.61。

本发明中的Al、C、V、Nb、Mn的质量百分比满足：

ω=0.0098Al+0.208(C-(Nb+V)/5)+0.0054Mn-0.5＜0。

本发明的高强韧轻质钢的组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及(Nb,V)(C,N)析出。

本发明的高强韧轻质钢的密度ρ≤6.632g/cm³，屈服强度R_eL≥697MPa，抗拉强度R_m≥971MPa，延伸率A₅≥53%，-40℃ KV₂冲击功≥92J。

此外，本发明还提供一种时效强化的高强韧轻质钢的制造方法，包括以下步骤：

1）冶炼铸锭 按照高强韧轻质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；

所述高强韧轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，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1430～1490℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以9～12℃/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1200℃，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≥990℃，得到热轧钢板；

3）淬火固溶：将步骤2）所得的热轧钢板；直接送入层流水或水槽，以≥20℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃；

4）固溶处理：将步骤3）得到的淬火热轧钢板，在1050~1150℃的温度下保温1~5h后，水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢；

5）低温时效处理：将步骤4）得到的低密度钢热轧钢板，在350~450℃温度下保温7~11h后，空冷至室温，得到低温时效态低密度奥氏体钢。

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：

铸锭坯料以20～30℃/h的升温速度缓慢加热至1160℃，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1160℃，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≥950℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。

本发明的化学成分中：

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）。为了进一步抑制脆性碳化物形成提高低温冲击性能，添加了适量的Si、Cu、Nb、V、N等关键元素，但过多添加这些元素反而会损害热加工性、甚至抗冲击性能，为了发挥扬长避短的有益作用；对本发明的化学成分进行了限定，主要原因如下：

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。因此，本发明钢将Mn含量限定为28~32%。

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≤7.2g/cm³需要添加5.5%以上的Al，同时Al显著提高钢的强度。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9.30~9.90%。

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。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，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0.01~0.20%。

Cu：Cu具有类似于Ni的提高耐蚀性效果，但过多的Cu会和Al形成CuAl的B2相，降低钢的塑韧性，含量不宜过高。因此，本发明钢将Cu含量限定为0.10~ 0.60%。

Nb：Nb是强碳化物形成元素，高温下易形成细小的Nb(C,N)，可有效钉扎晶界而细化晶粒，抑制κ碳化物析出，从而有利于提高塑韧性。但是，过多的Nb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，本发明钢将Nb的含量限定为为0.01 ~ 0.30%。

V：V元素加入可以改变κ碳化物的析出形状和大小。同时析出新的第二相，产生强烈的沉淀强化碳化钒，抵消κ碳化物弥散强化减弱的效果。加钒还可以使得晶粒细化，产生细晶强化的作用。因此，本发明设定V的质量百分比含量为0.01~0.30%。

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%。

本发明产生的有益效果：（1）本发明使用Nb、V元素复合添加的方法，通过生成(Nb,V)(C,N)抑制晶界碳化物的析出，合理调配Al、C、Si、Mn等轻量化元素以及Cu、N等强化元素，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；（2）本发明的高强韧轻质钢经过冶炼铸锭、锻造成形、控温轧制、淬火固溶、固溶+低温时效工艺之后，通过较长时间低温时效处理，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，适宜应用在现代高档轿车、高速铁路、海洋平台等领域，具有良好的应用前景；（3）本发明生产的高强韧轻质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，改善晶界碳化物的析出情况，促进低密度高强奥氏体钢强度和塑韧性的配合。

附图说明

图1是本发明的拉伸曲线图；

图2是实施例4的TEM图

图3是实施例3的显微组织图；

图4是对比例1的显微组织图；

图5是对比例2的显微组织图；

图6是对比例3的显微组织图。

具体实施方式

本发明提供了一种时效强化的高强韧轻质钢，所述高强韧轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，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Mn、Al、C的质量百分比满足：φ=8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.61。

本发明中的Al、C、V、Nb、Mn的质量百分比满足：

ω=0.0098Al+0.208(C-(Nb+V)/5)+0.0054Mn-0.5＜0。

本发明的高强韧轻质钢的组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及(Nb,V)(C,N)析出。

本发明的高强韧轻质钢的密度ρ≤6.632g/cm³，屈服强度R_eL≥697MPa，抗拉强度R_m≥971MPa，延伸率A₅≥53%，-40℃ KV₂冲击功≥92J。

此外，本发明还提供一种时效强化的高强韧轻质钢的制造方法，包括以下步骤：

1）冶炼铸锭 按照高强韧轻质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；

所述高强韧轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，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1430～1490℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以9～12℃/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1200℃，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≥990℃，得到热轧钢板；

3）淬火固溶：将步骤2）所得的热轧钢板，直接送入层流水或水槽，以≥20℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃；

4）固溶处理：将步骤3）得到的淬火热轧钢板，在1050~1150℃的温度下保温1~5h后，水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢；

5）低温时效处理：将步骤4）得到的低密度钢热轧钢板，在350~450℃温度下保温7~11h后，空冷至室温，得到低温时效态低密度奥氏体钢。

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：

铸锭坯料以20～30℃/h的升温速度缓慢加热至1160℃，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1160℃，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≥950℃；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，为保证密度指标，Mn、Al、C的重量百分比皆满足8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.61；为控制κ碳化物，Al、C、V、Nb、Mn的重量百分比皆满足0.0098Al+0.208(C-(Nb+V)/5)+0.0054Mn-0.5＜0。

实施例1~3和对比例1涉及的制造方法包括冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶、固溶处理、低温时效处理五个步骤，实施例4~5和对比例3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、固溶处理、低温时效处理六个步骤，对比例2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、固溶处理五个步骤。

1）冶炼铸锭工艺要点：根据表1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1430～1490℃，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1160℃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1160℃，终锻温度为≥950℃，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1100~1150℃，并控制轧制变形的累计变形量为60~95%，热轧的终轧温度为≥990℃，得到热轧钢板。

4）淬火固溶工艺要点：将得到的热轧钢板，直接送入层流水或水槽，以≥20℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃，直接水冷至室温，得到热轧态低密度钢奥氏体钢板。

5）固溶处理工艺要点：将得到的淬火热轧钢板，在1050~1150℃的温度下保温1~5h后，水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢板。

6）低温时效工艺要点：将得到的固溶态低密度钢热轧钢板，在350~450℃的温度下保温7~11h后，空冷至室温，得到低温时效态低密度奥氏体钢板。

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1-5及对比例1-3的成分见下表1所示。

表1 实施例和对比例的成分

表2 实施例和对比例的力学性能

由实施例1~5及对比例1~3综合分析可得：

本发明实施例1~5的密度ρ≤6.632g/cm³，基体组织为奥氏体+碳化物（参照附图3），屈服强度R_eL：697-724MPa、抗拉强度R_m：971~1002MPa、延伸率A₅:53~62%、-40℃ KV₂：92~102J，具有高强韧轻质钢的典型特征。由于对比例1缺少锻造工艺的同时碳化物调控元素添加较为单一、对比例2缺少低温时效工艺、对比例3中Al含量低这些差异，使得对比例的晶粒尺寸不均匀、晶界有较多析出相，其综合力学性能及密度不及本专利实施范围的实施例。

由附图1为实施例2的拉伸曲线，可以看出本实施例应力-应变曲线无屈服平台，屈服强度≥690MPa，抗拉强度≥950MPa，延伸率≥50%，强塑积可达47.5GPa%，具有优异的综合力学性能。

由附图2为实施例4的TEM图，可以看出奥氏体晶内析出有尺寸为0.5~1μm的Nb、V的碳氮化物，晶界无明显连续分布状析出相，基体弥散析出的这种碳化物能够有效阻碍位错和晶界迁移，起到细化晶粒的作用，有利于综合力学性能的提升。

实施例3是全奥氏体组织，奥氏体晶粒尺寸在20微米上下浮动，合理的Al、C含量、Nb/V/Cu合金化及锻造开坯+低温时效工艺，使得奥氏体晶内有不同类型碳化物析出，细晶强化发挥作用，使本发明兼具高强度和高塑韧性。

参看附图4-6，对比例1~3，Al、C含量逐渐降低，形成的κ碳化物数量减少，导致晶界迁移无碳化物阻挡，晶粒略微增加，由30微米左右增加到40~50μm；实施例3及对比例1均未经过锻造开坯，但对比例1未添加Nb、V元素，对于晶粒细化作用不如实施例明显；对比例2、3添加了Nb、V元素，与C结合生成碳化物，对晶粒长大也有一定的抑制作用，但Al、C含量减小，降低κ碳化物析出动力，弱化了弥散强化效果，与实施例相比，屈服强度降低24-94MPa。

Claims (6)

1.一种时效强化的高强韧轻质钢，其特征在于所述高强韧轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，N 0.01~0.05%，P≤0.012%，S≤0.003%；其余为Fe和不可避免的杂质。

2.根据权利要求1所述的时效强化的高强韧轻质钢，其特征在于所述高强韧轻质钢中的Mn、Al、C的质量百分比满足：φ=8.15-0.101Al-0.41C-0.0085Mn＜6.61；

所述高强韧轻质钢中的Al、C、V、Nb、Mn的质量百分比满足：ω=0.0098Al+0.208(C-(Nb+V)/5)+0.0054Mn-0.5＜0。

3.根据权利要求1所述的时效强化的高强韧轻质钢，其特征在于：所述高强韧轻质钢的组织以奥氏体为基体组织，含有少量δ铁素体及(Nb,V)(C,N)析出。

4.根据权利要求1所述的时效强化的高强韧轻质钢，其特征在于：所述高强韧轻质钢的密度ρ≤6.632g/cm³，屈服强度R_eL≥697MPa，抗拉强度R_m≥971MPa，延伸率A₅≥53%，-40℃KV₂冲击功≥92J。

5.一种时效强化的高强韧轻质钢的制造方法，其特征在于所述高强韧轻质钢的制造方法包含以下步骤：

1）冶炼铸锭 按照高强韧轻质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；

所述高强韧轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 28~32%，Al 9.30~9.90%，C 1.09~1.14%，Si 0.01~0.20%，Cu 0.10~0.60%，Nb 0.01~0.30%，V 0.01~0.30%，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1430～1490℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以9～12℃/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1200℃，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≥990℃，得到热轧钢板；

3）淬火固溶：将步骤2）所得的热轧钢板；直接送入层流水或水槽，以≥20℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥970℃，终冷温度≤150℃；

4）固溶处理：将步骤3）得到的淬火热轧钢板，在1050~1150℃的温度下保温1~5h后，水冷至室温，水冷速度要求在15~50℃/s，得到固溶态低密度奥氏体钢；

5）低温时效处理：将步骤4）得到的低密度钢热轧钢板，在350~450℃温度下保温7~11h后，空冷至室温，得到低温时效态低密度奥氏体钢。

6.根据权利要求5所述的时效强化的高强韧轻质钢的制造方法，其特征在于步骤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：

铸锭坯料以20～30℃/h的升温速度缓慢加热至1160℃，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1160℃，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≥950℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。

Images