一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法转让专利
申请号 : CN202210463971.4
文献号 : CN114892084B
文献日 : 2023-02-24
发明人 : 王青峰 , 刘日平 , 张新宇 , 胡文俊 , 田野 , 罗宝健 , 杨啸雨 , 谯明亮
申请人 : 燕山大学
摘要 :
一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法，属于奥氏体轻质钢或奥氏体低密度钢技术领域，所述高强奥氏体轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 23~26%，Al 6.90~8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10~0.35%，Cr 0.05~0.14%，Cu 0.10~0.30%，Nb 0.01~0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质。该高强奥氏体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。本发明的高强奥氏体轻质钢具有低密度、低相对磁导率、高强度、良好塑韧性的综合性能。
权利要求 :
1.一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，其特征在于所述高强奥氏体轻质钢的制造方法包含以下步骤：
1）冶炼铸锭 按照高强奥氏体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；
所述高强奥氏体轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 ~ ~
8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 ~ ~ ~ ~
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
所述高强奥氏体轻质钢中C、Mn和Al的质量百分比满足：λ=(0.1Mn+5C)/Al≥0.87；
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1400 1450℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以15～18℃/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40～50℃/h的升温速度缓慢加热至
1140 1180℃，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℃，终轧~温度≥950℃；
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≥10℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥930℃，终冷温度≤250℃；
在步骤1）和步骤2）之间增设铸锭坯料的电渣重熔工序，铸锭坯料的电渣重熔工序为：将铸锭坯料以7‑11kg/min的熔速重新熔化后再凝固，电渣重熔过程中全程采用氩气保护，脱模后的电渣锭坯料以10～15℃/h的降温速度缓冷至室温；
对电渣重熔得到的电渣锭坯料进行锻造成形工序，电渣锭坯料的锻造成形工序为：电渣锭坯料以40～45℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，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900℃时，回炉升温至1140 1180℃，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≥900℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温；
所述高强奥氏体轻质钢的屈服强度ReL≥485Mpa、抗拉强度Rm≥853MPa、延伸率A5≥
50%、‑40℃KV2冲击功＞260J。
2.根据权利要求1所述的一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，其特征在于：淬火固溶入水温度≥950℃，淬火冷速≥15℃/s。
3.根据权利要求1所述的一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，其特征在于：所述高强奥氏体轻质钢的轧态组织为全奥氏体，无晶界碳化物、晶内碳化物和铁素体，奥氏体平均晶粒直径≤25μm。
4.根据权利要求1所述的一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，其特征在3
于：所述高强奥氏体轻质钢的密度ρ≤7.0g/cm。
5.根据权利要求1所述的一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，其特征在于：所述高强奥氏体轻质钢的相对磁导率μr＜1.01。
说明书 :
一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法
技术领域
[0001] 本发明属于奥氏体轻质钢或奥氏体低密度钢技术领域，主要是针对各类重要交通运载装备用的钢材，具体涉及一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法。
背景技术
[0002] 随着社会经济的不断发展，汽车、高铁、船舶等各类交通运载装备越来越多，带来能耗也越来越高，进而导致排放问题日益突出。现有的排放解决方案是：一是采用清洁能源代替燃油动力，二是通过交通运载装备本身减重从而减轻油耗。但由于清洁能源使用的关键性技术迟迟无法攻破，因而交通运载装备轻量化设计成为解决问题实现节能环保的重要举措。各类交通运载装备要求轻量化设计的同时，也要求极高的安全性，从而要求相关钢材具有低密度、抗冲击性能优异的特性。为此，通过向冶炼钢材时向钢水中加入轻量化元素Al从而降低钢的密度，再加入Mn、C等稳定奥氏体的元素，从而可以获得Fe‑Mn‑Al‑C奥氏体轻质钢。单相奥氏体钢具有较高的低温冲击韧性，同时还具有低磁性或无磁性，可相应增强电子设备工作的稳定性，兼具结构功能双性，是一种应用前景广阔的高性能钢，但这类钢屈服强度较低是共性技术难题，如何兼顾奥氏体轻质钢的高强度与高韧性，需要对关键材料工艺加以探索。
[0003] 现有专利发现，中国发明专利CN109628850A公开了“一种多用途奥氏体低密度钢及制造方法”，其化学成分重量百分比为C 0.40‑0.90%、Mn:15.0‑25.0%、Al 3.0‑6.0%、Mo 0.3‑0.8%、V 0.3‑0.9%、Ti 0.01‑0.04%、Nb 0.02‑0.10%、Si≤0.03%、P≤0.03%、S≤0.002%、N≤0.006%，余量为Fe及不可避免的杂质元素，Mn与Al质量百分比Mn/Al≥4.0，0.5≤(1.5C+
0.1Mn)/Al≤1，2≤(V+Mo+Nb+Ti)/C≤3。尽管屈服强度达到800MPa以上，但是其Al含量较低，密度较高、轻量化不足，组织为非单相奥氏体，‑40℃低温冲击功仅50J，且由于钢中形成了VC和MoC等磁性碳化物，磁导率也相应较高。
0.1Mn)/Al≤1，2≤(V+Mo+Nb+Ti)/C≤3。尽管屈服强度达到800MPa以上，但是其Al含量较低，密度较高、轻量化不足，组织为非单相奥氏体，‑40℃低温冲击功仅50J，且由于钢中形成了VC和MoC等磁性碳化物，磁导率也相应较高。
[0004] 中国发明专利CN108118255A公开的“一种具有高冲击韧性的高锰TWIP耐低温钢及其制造方法”，其成分质量百分比为C 0.050‑0.30%、Mn 25.0%‑35.0、Al 2.0‑4.0%、Si: 0.3‑1.5%，余量为Fe和不可避免的杂质元素。尽管其‑196℃低温冲击功达到200‑250以上，但是屈服强度仅200‑260Mpa，远低于本发明，且因其Al含量仅为2.0 4.0%，因此密度较大，~
非真正意义上的低密度钢。
非真正意义上的低密度钢。
[0005] 中国发明专利CN 107557679A公开的“具有良好塑性的轻质奥氏体钢及其生产方法”，其成分质量百分比为C 0.60‑1.10%、Mn 14.0‑27.0%、Al 4.0‑13.0%、Si 0.1‑0.5%、Ce 0.06‑0.20%、Bi 0.05‑0.40%、S≤0.02%、P≤0.03%，余量为不可避免的杂质；其屈服强度、抗拉强度均与本发明相近，低温冲击功尽管未公开，但是对比其组织发现为奥氏体+少量的铁素体，铁素体的存在其冲击功必然会低本发明，此外生产工序中需要进行冷轧和退火，只适用于薄板难以满足结构钢用中厚板。
[0006] 综上所述现有奥氏体轻质钢多为应用于汽车的高强度钢，其组织非完全奥氏体组织或通过κ碳化物、VC等碳化物析出强化的钢，必定会牺牲低温冲击韧性，此外铁素体和碳化物的析出必然导致其相对磁导率较高，因此难以满足海洋交通运载装备用轻质钢的要求。
发明内容
[0007] 针对现有奥氏体轻质钢低温冲击韧性不足、强度较低、相对磁导率较高的问题，本发明提供了一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢及其制造方法，使高强奥氏体轻质钢具有低密度、低相对磁导率、高强度、良好塑韧性的综合性能。
[0008] 本发明采用的技术方案是：一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢，所述高强奥氏体轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 8.20%，C 0.83～0.92%，~ ~Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 0.04%，N≤0.10%，P≤~ ~ ~ ~
0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质。
0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质。
[0009] 本发明中C、Mn和Al的质量百分比需满足: λ=(0.1Mn+5C)/Al≥0.87。
[0010] 此外，本发明还提供了一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，包括以下步骤：
[0011] 1）冶炼铸锭 按照高强奥氏体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；
[0012] 所述高强奥氏体轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 ~ ~8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 ~ ~ ~ ~
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
[0013] 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1400 1450℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以15～18~℃/h的降温速度缓冷至室温；
[0014] 2）控温轧制 对步骤1）所得坯料切除冒口后，以40～50℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，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℃，终~轧温度≥950℃；
[0015] 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≥10℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥930℃，终冷温度≤250℃。
[0016] 为进一步提升强奥氏体轻质钢的低温冲击性能，增加了电渣重溶或/和锻造成形工序；两种工序的方法如下：
[0017] 电渣重熔的方法为：
[0018] 将铸锭坯料以7‑11kg/min的熔速重新熔化后再凝固，电渣重熔过程中全程采用氩气保护，脱模后的电渣锭坯料以10～15℃/h的降温速度缓冷至室温。
[0019] 锻造成形的方法为：
[0020] 将电渣重熔得到的电渣锭坯料，以40～45℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180~℃，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；
[0021] 每当锻件发生温降至接近900℃时，回炉升温至1140 1180℃，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≥900℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温。
[0022] 本发明提供的高强奥氏体轻质钢，在物理及力学性能方面具有了如下优异特征：3
1）密度ρ≤7.0g/cm ；2）组织为单一奥氏体，无晶界碳化物和铁素体，奥氏体晶粒尺寸≤25μm；3）相对磁导率＜1.01；4）屈服强度为485‑561MPa，抗拉强度为853‑908Mpa，延伸率A5≥
50%，‑40℃横向冲击功＞260J。
1）密度ρ≤7.0g/cm ；2）组织为单一奥氏体，无晶界碳化物和铁素体，奥氏体晶粒尺寸≤25μm；3）相对磁导率＜1.01；4）屈服强度为485‑561MPa，抗拉强度为853‑908Mpa，延伸率A5≥
50%，‑40℃横向冲击功＞260J。
[0023] 所述高强奥氏体轻质钢中的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、C含量反而会促进晶界κ脆性相和形成δ铁素体，会显著影响钢材的低温冲击功。为了进一步提高强度，高强奥氏体轻质钢还特别添加了适量的Si、Cr、Cu、Nb、N等关键元素，但过多添加这些元素反而会促进钢中形成其他新的析出相，影响冲击性能，为了在钢中发挥扬长避短的有益作用，尤其对高强奥氏体轻质钢的化学成分进行了特别的限定，主要原因如下：
[0024] 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。Mn还起到固溶强化的作用，可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，有助于改善钢的塑韧性与耐蚀性。但是，随着锰含量增加，钢材中的晶粒粗大化、热导率急剧下降、线胀系数上升，可导致钢材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，表明Mn的含量不易多加。Mn含量过高还会再钢中形成β‑Mn脆性相。因此，本发明将Mn含量限定为23 26%。~
[0025] Al： Al显著降低钢材的密度，每添加1％的Al使密度降低0.101g/cm3，密度ρ≤3
7.0g/cm需要添加7.2%以上的Al；同时Al具有较强的固溶强化效果，可提高钢材的强度。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，反而降低冲击性能。因此，本发明将Al含量限定为6.90 8.20%。
~
7.0g/cm需要添加7.2%以上的Al；同时Al具有较强的固溶强化效果，可提高钢材的强度。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，反而降低冲击性能。因此，本发明将Al含量限定为6.90 8.20%。
~
[0026] 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，从而不利于钢材的耐蚀性和塑韧性。因此，本发明钢将C含量限定为0.83～0.92%。
[0027] Si：Si是有效的脱氧元素和固溶强化元素，提高Si含量在减少钢中氧化物夹杂的同时，可提高钢材强度。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，钢材冲击性能下降。因此，本发明将Si含量限定为0.10 0.35%。~
[0028] Cr：固溶处理时大部分Cr溶入奥氏体，起到增加固溶强化效果；此外，Cr会取代κ碳化物中的Mn/Fe原子形成能量更高的析出相，从而抑制κ碳化物的形成。但过多的Cr易增加沿晶析出的网状Cr23C6碳化物，反而降低钢材的冲击韧性。因此，本发明将Cr含量限定为0.05 0.14%。
~
~
[0029] Cu：Cu具有类似于Ni的提高奥氏体稳定性的效果，但过多的Cu会和Al形成CuAl的B2相，降低钢材的塑韧性，含量不宜过高。因此，本发明将Cu含量限定为0.10 0.30%。~
[0030] 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，从而有利于提高钢材的塑韧性。但是，过多的Nb易增加沿晶析出的网状碳化物，反而降低钢材的冲击韧性与塑韧性。因此，本发明将Nb的含量限定为0.01 ~0.04%。
[0031] N：N原子在奥氏体中会固溶进奥氏体晶格中产生较强的固溶强化效果，增加奥氏体的稳定性，有利益获得低温下单相奥氏体组织；但是过多的N会在钢中与Al结合形成AlN，影响钢材的低温冲击韧性，因此，本发明中N含量限定为≤0.10%。
[0032] P：P是钢材中的有害元素，钢材的高碳含量可降低了P在奥氏体中的溶解度，易沿晶析出薄膜状磷化物，引起工件热裂的同时，降低钢材的塑韧性。因此，本发明将P的含量限定为≤0.008%。
[0033] S：S易形成MnS夹杂物，增加热脆性，降低钢材的塑韧性，因此，本发明将S的含量限定为≤0.002%。
[0034] 采用本发明产生的有益的效果：（1）本发明严格限制Al和C的含量，保证在650~1100℃获得单相奥氏体温度区间，通过在这一温度区间淬火容易获得室温下单相奥氏体组织，从而保证钢材具有较高的韧性和低的相对磁导率；Si、N元素的添加产生较高的固溶强化效果，可避免单一奥氏体强度较低的问题；Cr元素的添加，抑制了κ碳化物的析出，可避免脆性碳化物的存在，从而影响钢材的冲击韧性；（2）本发明优化冶炼铸锭、电渣重熔（必要时）、锻造成形（必要时）、轧制固溶等关键工艺和相关工艺参数，确保了钢材具有均匀的单相奥氏体组织，同时抑制了脆性碳化物，使制备的高强奥氏体轻质钢轧制板材具备较高强度和优异的韧性；（3）本发明的高强奥氏体轻质钢便于实现工业化流程生产。
附图说明
[0035] 图1是本发明实施例1的金相组织图；
[0036] 图2是对比例1的金相组织图；
[0037] 图3是对比例2的SEM图。
具体实施方式
[0038] 本发明提供了一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢，所述高强奥氏体轻质钢的化学成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 ~ ~ ~0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤~ ~ ~
0.002%，其余为铁和不可避免的杂质。
0.002%，其余为铁和不可避免的杂质。
[0039] 本发明中C、Mn和Al的质量百分比需满足: λ=(0.1Mn+5C)/Al≥0.87；其中Mn、Al、C之间的成分调控式，主要为了在650 1100℃高温段获得稳定的单相奥氏体温度区间，从而~在高温段淬火获得室温完全奥氏体组织。
[0040] 此外，本发明还提供了一种冲击韧性高的高强奥氏体轻质钢的制造方法，包括以下步骤：
[0041] 1）冶炼铸锭 按照高强奥氏体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；
[0042] 所述高强奥氏体轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 ~ ~8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 ~ ~ ~ ~
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
[0043] 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1400 1450℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以15～18~℃/h的降温速度缓冷至室温；
[0044] 2）控温轧制 对步骤1）所得坯料切除冒口后，以40～50℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，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℃，终~轧温度≥950℃；
[0045] 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≥10℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥930℃，终冷温度≤250℃。
[0046] 本发明为了提升强奥氏体轻质钢的低温冲击性能，改善冶金质量，减少偏析和夹杂物，可增加了电渣重溶工序；所述高强奥氏体轻质钢的制造方法，包括以下步骤：
[0047] 1）冶炼铸锭 按照高强奥氏体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；
[0048] 所述高强奥氏体轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 ~ ~8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 ~ ~ ~ ~
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
[0049] 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1400 1450℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后铸锭坯料以15～18℃/h~的降温速度缓冷至室温；
[0050] 2）电渣重熔 将步骤1）所得的铸锭坯料，以7‑11kg/min的熔速重新熔化后再凝固，电渣重熔过程中全程采用氩气保护，脱模后的电渣锭坯料以10～15℃/h的降温速度缓冷至室温；
[0051] 3）控温轧制 对步骤2）所得电渣锭坯料，以40～50℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，保温4h以上且使电渣锭坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140~
℃，终轧温度≥950℃；
℃，终轧温度≥950℃；
[0052] 4）淬火固溶 将步骤3）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥10℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥930℃，终冷温度≤250℃。
[0053] 本发明为了进一步提升强奥氏体轻质钢的低温冲击性能，继续提高冶金质量，可同时增加电渣重溶和锻造成形两种工序；所述高强奥氏体轻质钢的制造方法，包括以下步骤：
[0054] 1）冶炼铸锭 按照高强奥氏体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；
[0055] 所述高强奥氏体轻质钢的组成成分按质量百分比包括：Mn 23 26%，Al 6.90 ~ ~8.20%，C 0.83～0.92%，Si 0.10 0.35%，Cr 0.05 0.14%，Cu 0.10 0.30%，Nb 0.01 ~ ~ ~ ~
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
0.04%，N≤0.10%，P≤0.008%，S≤0.002%，其余为铁和不可避免的杂质；
[0056] 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1400 1450℃，铸锭坯料浇注完成后1h内脱模，脱模后的铸锭坯料以15～18~℃/h的降温速度缓冷至室温；
[0057] 2）电渣重熔 将步骤1）所得的铸锭坯料，以7‑11kg/min的熔速重新熔化后再凝固，电渣重熔过程中全程采用氩气保护，脱模后的电渣锭坯料以10～15℃/h的降温速度缓冷至室温；
[0058] 3）锻造成形 将步骤2）所得的电渣锭坯料，以40～45℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，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；
~
~
[0059] 每当锻件发生温降至接近900℃时，回炉升温至1140 1180℃，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≥900℃；锻造结束后将板状坯料缓冷至室温；
[0060] 4）控温轧制 对步骤3）所得的板状坯料，以40～50℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，保温4h以上且使板状坯料完全均匀后出炉轧制，开轧温度为1120～1140℃，~
终轧温度≥950℃；
终轧温度≥950℃；
[0061] 5）淬火固溶 将步骤4）所得的轧件直接送入层流水或水槽，以≥10℃/s的冷速进行淬火固溶，入水温度≥930℃，终冷温度≤250℃。
[0062] 下面结合具体实施例详细阐述本发明。
[0063] 表1列举了本发明实施例1 5和对比例1 2的化学成分；λ计算公式定义为：λ=~ ~(0.1Mn+5C)/Al。
[0064] 表1
[0065]
[0066] 实施例1和对比例1采用的制造方法为冶炼铸锭、控温轧制、淬火固溶三个步骤，实施例2和3采用的制造方法为冶炼铸锭、电渣重熔、控温轧制、淬火固溶四个步骤，实施例4、5和对比例2采用的制造方法为冶炼铸锭、电渣重熔、锻造成形控温轧制、淬火固溶五个步骤。
[0067] 实施例1 5和对比例1 2的冶炼铸锭，严格按以下工艺要点操作：（1）采用真空感应~ ~炉进行冶炼，按照如表1所示的化学成分进行配料，将电解锰、石墨化碳粉、金属铌、钒铁、纯铜、硅铁、金属铬、氮化铬铁随炉加入；（2）抽真空至0.1Pa以下，再通电熔化原料，待随炉加入原料熔化完毕后分3批次加入纯铝；（3）待全部原料熔化完毕后，钢水精炼30min、真空脱气10‑30min，充分搅拌使得钢水充分均匀化，控制钢水浇注温度为1400 1450℃，钢水浇注~
在圆形铸模中；（4）浇注完成在炉中静置1h后破空脱模，以15～18℃/h的冷速缓冷至室温。
在圆形铸模中；（4）浇注完成在炉中静置1h后破空脱模，以15～18℃/h的冷速缓冷至室温。
[0068] 实施例2 5和对比例2为了提高冶金质量，对上述铸锭进行了电渣重熔精炼，并严~格按以下工艺要点操作：（1）将铸锭进行扒皮打磨，清除表面微裂纹和氧化皮以后作为电渣重熔的电极棒，以防止电渣锭产生缺陷；（2）将铸锭以7‑11kg/min的熔速重新熔化后再凝固，电渣重熔过程中全程采用氩气保护；（3）电渣锭脱模后以10～15℃/h的降温速度缓冷至室温。
[0069] 实施例4、5和对比例2为了进一步提高冶金质量，对上述电渣锭进行了开坯锻造，并严格按以下工艺要点操作：（1）将电渣锭入加热炉，以40～45℃/h的升温速度缓慢加热至1140 1180℃，保温10小时以上，使电渣锭充分均匀化；（2）按整形、展宽、拔长和整形的工序~
进行锻造成形，当锻件发生温降至接近900℃时，回炉升温至1140 1180℃，加热时间不少于~
1h，直到锻成适合于轧制的厚度为100‑200mm的板坯，终锻温度≥900℃；实际锻造工艺参数如表2所示。
进行锻造成形，当锻件发生温降至接近900℃时，回炉升温至1140 1180℃，加热时间不少于~
1h，直到锻成适合于轧制的厚度为100‑200mm的板坯，终锻温度≥900℃；实际锻造工艺参数如表2所示。
[0070] 表2
[0071]
[0072] 最终对实施例1 5和对比例1 2进行了控温轧制和轧后直接淬火固溶，严格按以下~ ~工艺要点操作：（1）将锻态板坯以40～50℃/h的升温速度加热至1140 1180℃，保温4h以上，~
使组织完全均匀；（2）将加热好的板坯出炉轧制，开轧温度为1120 1140℃，轧制板材厚度为~
15 40mm，终轧温度为1010 950℃；（3）轧制完成后立即进行在线淬火固溶，入水温度970~ ~ ~
930℃，在线淬火冷速≥10℃/s，终冷温度≤250℃。实施例1 5和对比例1的轧制按照本发明~
的制造方法执行，对比例2轧后入水温度为800℃固溶冷速为10℃/s；实际工艺参数如表3所示。
使组织完全均匀；（2）将加热好的板坯出炉轧制，开轧温度为1120 1140℃，轧制板材厚度为~
15 40mm，终轧温度为1010 950℃；（3）轧制完成后立即进行在线淬火固溶，入水温度970~ ~ ~
930℃，在线淬火冷速≥10℃/s，终冷温度≤250℃。实施例1 5和对比例1的轧制按照本发明~
的制造方法执行，对比例2轧后入水温度为800℃固溶冷速为10℃/s；实际工艺参数如表3所示。
[0073] 表3
[0074]
[0075] 从热轧+在线淬火固溶的钢板上取样，检测了钢板的材料密度、拉伸性能、‑40℃冲击性能和耐腐蚀性能，如表4。
[0076] 表4
[0077]
[0078] 本发明实施例1 5的密度如表4所示，均满足ρ≤7.0g/cm3，其金相组织如图1所示，~均为单一奥氏体组织，由于制均在动态再结晶温度以上进行，奥氏体晶粒均为等轴晶，晶粒内部分布着大量的退火孪晶，实施例1 5制备备工艺相似，金相组织均相似，无明显区别。实~
施例1 5的屈服强度ReL：485‑561MPa、抗拉强度Rm：853‑908Mpa、延伸率A5≥50%、‑40℃KV2~
冲击功＞260J，相对磁导率＜1.01，具有优异抗低温冲击的特征。对比例1的λ值小于0.87，奥氏体稳定性降低，在轧制加热过程中高温段形成了δ铁素体，这种δ铁素体一直保留到了室温，如图2所示，金相组织中除存在等轴奥氏体之外，还存在长条状的δ铁素体，且δ铁素体的尺寸较大，由于δ铁素体存在使钢的低温韧性降低，冲击功在260J以下，同时δ铁素体为磁性性，导致相对磁导率＞1.01，不及本发明。对比例2的成分满足本发明的成分要求同时采用优化后的工艺，但是轧后固溶入水温度仅为800℃且固溶冷速5℃/s，由于如水温度降低且冷速较小，极大的促进了κ碳化物的形成，如图3所示的扫描（SEM）图，在奥氏体晶界明显存在不连续的κ碳化物，且数量较多，几乎完全占据了奥氏体晶界，这种κ碳化物的存在增加了奥氏体晶界的脆性，冲击断裂过程中沿着晶界开裂，形成奥氏体+沿晶κ碳化物的不良组织会使得低温冲击功显著下降，同时κ碳化物也是磁性相，会导致相对磁导率＞1.01。
施例1 5的屈服强度ReL：485‑561MPa、抗拉强度Rm：853‑908Mpa、延伸率A5≥50%、‑40℃KV2~
冲击功＞260J，相对磁导率＜1.01，具有优异抗低温冲击的特征。对比例1的λ值小于0.87，奥氏体稳定性降低，在轧制加热过程中高温段形成了δ铁素体，这种δ铁素体一直保留到了室温，如图2所示，金相组织中除存在等轴奥氏体之外，还存在长条状的δ铁素体，且δ铁素体的尺寸较大，由于δ铁素体存在使钢的低温韧性降低，冲击功在260J以下，同时δ铁素体为磁性性，导致相对磁导率＞1.01，不及本发明。对比例2的成分满足本发明的成分要求同时采用优化后的工艺，但是轧后固溶入水温度仅为800℃且固溶冷速5℃/s，由于如水温度降低且冷速较小，极大的促进了κ碳化物的形成，如图3所示的扫描（SEM）图，在奥氏体晶界明显存在不连续的κ碳化物，且数量较多，几乎完全占据了奥氏体晶界，这种κ碳化物的存在增加了奥氏体晶界的脆性，冲击断裂过程中沿着晶界开裂，形成奥氏体+沿晶κ碳化物的不良组织会使得低温冲击功显著下降，同时κ碳化物也是磁性相，会导致相对磁导率＞1.01。