一种中锰钢板及其制备方法

摘要

本发明关于一种中锰钢板及其制备方法，其中，中锰钢板的制备方法，包括冶炼、铸造步骤、热轧处理步骤、预先相变控制退火步骤及奥氏体逆相变退火步骤。预先相变控制退火步骤包括：将热轧处理后的中锰钢板加热至第一退火温度，保温0‑20min后冷却至室温得到第一退火板；第一退火温度为AC1‑AC3。奥氏体逆相变退火步骤包括：将第一退火板加热至常规奥氏体逆相变温度，保温1‑10min后冷却至室温得到中锰钢。本发明采用预先相变控制工艺来调控第一步退火过程中锰元素的非均匀分布，并在第二步退火过程中更好地提高了残余奥氏体的含量和稳定性。本发明改善了中锰钢板的综合力学性能，解决了常规中锰钢奥氏体逆相变处理工艺导致的合金元素配分缓慢、生产周期长等瓶颈问题。

权利要求

1.一种中锰钢板的制备方法，其特征在于，其包括如下步骤：冶炼、铸造步骤：对中锰钢制备原料进行冶炼、铸造处理，得到轧制坯料；

热轧处理步骤：对所述轧制坯料进行热轧处理，得到热轧板；

预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至第一退火温度，保温0‑20min后冷却至室温，得到第一退火板；其中，所述第一退火温度为AC1‑AC3；其中，AC1为铁素体向奥氏体开始转变温度、AC3为奥氏体结束转变温度；

奥氏体逆相变退火步骤：将所述第一退火板加热至第二退火温度，保温1‑10min后冷却至室温，得到中锰钢板；其中，所述第二退火温度为常规奥氏体逆相变温度；其中，所述第二退火温度大于640℃、小于等于700℃。

2.根据权利要求1所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，在所述预先相变控制退火步骤中：所述第一退火温度为660‑760℃。

3.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，以体积百分数计，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、0‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体。

4.根据权利要求3所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、40‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体。

5.根据权利要求4所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，在所述预先相变控制退火步骤中：锰元素发生了向新生马氏体组织的配分富集。

6.根据权利要求4所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述第一退火板的新生马氏体组织中锰元素的百分含量是第一退火板平均名义含量的1.2‑2.5倍。

7.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，在所述预先相变控制退火步骤中：以空冷的方式冷却至室温。

8.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，在所述奥氏体逆相变退火步骤中：以空冷的方式冷却至室温。

9.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述热轧处理步骤，包括：将所述轧制坯料加热至1150‑1200℃，保温2‑4h，经多道次热轧处理，得到热轧板。

10.根据权利要求9所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，开轧温度为1000‑1100℃。

11.根据权利要求10所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，开轧温度为1050℃。

12.根据权利要求9所述中锰钢板的制备方法，其特征在于，终轧温度为750‑850℃。

13.根据权利要求9所述中锰钢板的制备方法，其特征在于，总的累计压下量≥90％。

14.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，以重量百分比计，所述中锰钢制备原料包括如下化学成分：C：0.05‑0.4％，Mn：3‑10％，Si：0‑2％，Al：0‑3％，V：

0‑0.2％，Ti：0‑0.2％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

15.根据权利要求1或2所述的中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述热轧板的厚度为

1‑4mm。

16.一种中锰钢板，其特征在于，所述中锰钢板的屈服强度为500‑800MPa、抗拉强度为

1000‑1500MPa、延伸率为20‑60％；其中，所述中锰钢板由权利要求1‑15任一项所述的中锰钢板的制备方法制备而成。

17.根据权利要求16所述的中锰钢板，其特征在于，以重量百分比计，所述中锰钢板包括如下化学成分：C：0.05‑0.4％，Mn：3‑10％，Si：0‑2％，Al：0‑3％，V：0‑0.2％，Ti：0‑0.2％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

说明书

一种中锰钢板及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及一种先进高强钢板生产技术领域，特别是涉及一种中锰钢板及其制备方法。

背景技术

[0002] 随着汽车工业对降低油耗、乘客安全性要求的不断提高，开发具有高撞击能量吸收能力的轻质高强结构件成为汽车用钢的迫切需求。在新一代汽车用钢的候选材料中，中锰相变诱发塑性钢成为汽车用钢的典型代表，近年来被国内外汽车行业和学者广泛关注。

[0003] 中锰钢的常规制备工艺是通过亚临界区长时间退火，实现马氏体向奥氏体的逆相变，同时发生合金元素向奥氏体的配分，获得含有铁素体和残余奥氏体的超细晶双相组织，通过塑性变形过程中残余奥氏体的相变诱导塑性效应同时提高汽车用钢的强度和塑性。

[0004] 目前，针对汽车用中锰体系钢的研究，国内学者已经取得了大量的成果。例如：专利CN111363902A提供了一种通过退火后再进行两次合金元素配分工艺来提高残余奥氏体含量和稳定性的方法；专利CN108546812A通过两次退火工艺的设计，使高强中锰钢板获得高强塑性，并通过避免吕德斯带变形的产生确保冲压成形性；专利CN109680130A提供了一种通过两相区退火、冷轧、二次退火、低温回火处理制备超高强塑积中锰钢的方法；尤其是专利CN106119493B提供了一种通过热轧退火、温轧、冷轧和连续退火等多步工艺制备具有优良塑性的超高强度中锰汽车钢板的方法。

[0005] 上述技术是从成分设计或制备工艺设计角度上，通过在不同退火和轧制路径下实现了不同合金体系中锰钢的高强塑性。但是，到目前为止，中锰钢板的制备工艺主要是通过长时间退火处理或复杂退火变形工艺制备，难以有效缩短奥氏体逆相变所需时间(在10min内)，以满足连续退火工艺的生产要求；并且，常规合金体系中锰钢板的抗拉强度一般在1000MPa之内，严重阻碍了汽车用钢轻量化进程。

发明内容

[0006] 有鉴于此，本发明提供一种中锰钢板及其制备方法，主要目的在于通过预先相变控制退火来提高中锰钢板的强度和塑性，解决了常规中锰钢奥氏体逆相变处理工艺导致的合金元素配分缓慢、生产过程周期长等瓶颈问题。

[0007] 为达到上述目的，本发明主要提供如下技术方案：

[0008] 一方面，本发明的实施例提供一种中锰钢的制备方法，其包括如下步骤：

[0009] 冶炼、铸造步骤：对中锰钢制备原料进行冶炼、铸造处理，得到轧制坯料；

[0010] 热轧处理步骤：对所述轧制坯料进行热轧处理，得到热轧板；

[0011] 预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至第一退火温度，保温0‑20min后冷却至室温，得到第一退火板；其中，所述第一退火温度为AC1‑AC3；其中，AC1为铁素体向奥氏体开始转变温度、AC3为奥氏体结束转变温度；

[0012] 奥氏体逆相变退火步骤：将所述第一退火板加热至第二退火温度，保温1‑10min后冷却至室温，得到中锰钢板；其中，所述第二退火温度为常规奥氏体逆相变温度。

[0013] 优选的，在所述预先相变控制退火步骤中：所述第一退火温度为660‑760℃。

[0014] 优选的，以体积百分数计，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、0‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体；优选的，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、40‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体。

[0015] 优选的，在所述预先相变控制退火步骤中：锰元素发生了向新生马氏体组织的配分富集；进一步优选的，所述第一退火板的新生马氏体组织中锰元素的百分含量是第一退火板平均名义含量的1.2‑2.5倍(在此，平均名义含量指的是：Mn含量的理论平均值)。

[0016] 优选的，在所述预先相变控制退火步骤中：以空冷的方式冷却至室温。

[0017] 优选的，在所述奥氏体逆相变退火步骤中：所述第二退火温度为640‑700℃。

[0018] 优选的，在所述奥氏体逆相变退火步骤中：以空冷的方式冷却至室温。

[0019] 优选的，所述热轧处理步骤，包括：将所述轧制坯料加热至1150‑1200℃，保温2‑4h，经多道次热轧处理，得到热轧板；进一步优选的，开轧温度为1000‑1100℃，优选为1050℃，终轧温度为750‑850℃，总的累计压下量≥90％。

[0020] 优选的，以重量百分比计，所述中锰钢制备原料包括如下化学成分：

[0021] C：0.05‑0.4％，Mn：3‑10％，Si：0‑2％，Al：0‑3％，V：0‑0.2％，Ti：0‑0.2％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0022] 优选的，所述热轧板的厚度为1‑4mm。

[0023] 另一方面，本发明实施例提供一种中锰钢板，其中，所述中锰钢板的屈服强度为500‑800MPa、抗拉强度为1000‑1500MPa、延伸率为20‑60％。优选的，以重量百分比计，所述中锰钢板包括如下化学成分：C：0.05‑0.4％，Mn：3‑10％，Si：0‑2％，Al：0‑3％，V：0‑0.2％，Ti：0‑0.2％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe；优选的，所述中锰钢板由上述任一项所述的中锰钢板的制备方法制备而成。

[0024] 与现有技术相比，本发明的中锰钢板及其制备方法至少具有下列有益效果：

[0025] 1.本发明通过第一步高温预先相变控制退火显著提高合金元素的配分扩散进程，避免传统中锰钢退火过程合金元素配分缓慢导致奥氏体稳定性不足的问题(在此需要说明的是：预先相变控制退火的温度较高，而合金元素的扩散速度与温度直接相关，温度越高扩散速度越快。这种通过高温提高合金元素扩散的方法最终可以显著增加残余奥氏体的稳定性并提高含量。而中锰钢板的强度和塑性与残余奥氏体直接相关，残余奥氏体含量越多，中锰钢板的强度和塑性越好)。同时，可通过改变第一步退火温度和时间调控预处理组织状态，热处理加工窗口宽(关于调控，例如实施例1‑3：第一步退火温度为680℃左右时，获得了15％残余奥氏体+85％铁素体的双相组织；第一步退火温度为700℃左右时，获得了60％马氏体+40％铁素体的双相组织；第一步退火温度为720℃左右时，获得了全部马氏体的组织)。

[0026] 2.本发明创造性的将预先相变控制理念引入到中锰钢生产，适用于多种成分体系中锰钢的生产，提高了工艺操作灵活性(即，可通过调整第一步退火的参数灵活控制钢板的性能)，降低了工艺难度。通过改变退火参数可实现显微组织状态调控，满足不同强度级别中锰钢的需求(例如，实施例1‑3，通过温度的改变分别制备了奥氏体+铁素体(680℃)、马氏体+铁素体(700℃)、马氏体(720℃)三种预处理组织(第一退火板)，并经过第二步退火获得了不同强度级别的钢板)。

[0027] 上述说明仅是本发明技术方案的概述，为了能够更清楚了解本发明的技术手段，并可依照说明书的内容予以实施，以下以本发明的较佳实施例并配合附图详细说明如后。

附图说明

[0028] 图1是本发明实施例2中的第一退火板的显微组织的TEM图；

[0029] 图2是本发明实施例2制备的1#中锰钢板的显微组织的TEM图；

[0030] 图3是本发明实施例5‑7中的第一退火板的显微组织的TEM图；

[0031] 图4是本发明实施例7制备的1#中锰钢板的显微组织的TEM图；

[0032] 图5是本发明实施例10中的第一退火板的显微组织的STEM图(参见(a)图)和对应的锰元素面扫描图(参见(b)图)；

[0033] 图6是本发明实施例10制备的2#中锰钢板的显微组织的TEM图；

[0034] 图7是本发明实施例13中的第一退火板的显微组织的STEM图(参见(a)图)和对应的锰元素面扫描图(参见(b)图)；

[0035] 图8是本发明实施例13制备的3#中锰钢板的显微组织的TEM图。

具体实施方式

[0036] 为更进一步阐述本发明为达成预定发明目的所采取的技术手段及功效，以下结合附图及较佳实施例，对依据本发明申请的具体实施方式、结构、特征及其功效，详细说明如后。在下述说明中，不同的“一实施例”或“实施例”指的不一定是同一实施例。此外，一或多个实施例中的特定特征、结构、或特点可由任何合适形式组合。

[0037] 如背景技术提到：“到目前为止，中锰钢板的制备工艺主要是通过长时间退火处理或复杂退火变形工艺制备，难以有效缩短奥氏体逆相变所需时间(在10min内)，以满足连续退火工艺进行生产；并且，常规合金体系中锰钢板的抗拉强度一般在1000MPa之内，严重阻碍了汽车用钢轻量化进程。”

[0038] 本发明的发明人经过长期深入的研究和分析发现，导致中锰钢技术开发存在上述问题的原因有两个：其一，常规中锰钢热处理工艺一般选择在亚临界区进行奥氏体逆相变退火，合金元素难以快速配分扩散到奥氏体提高其稳定性。其二，常规热处理工艺未能充分解决退火过程中碳化物的析出和再溶解问题，导致热处理周期长，难以满足连续退火工艺生产需求。

[0039] 因此，本发明为解决中锰钢常规退火合金元素配分速率低和热处理周期长两大技术难点，创造性地提出通过预先相变设计理念，在进一步优化和窄化常规低温奥氏体逆相变退火工艺的基础上，添加高温预先相变控制退火，通过提高温度显著强化合金元素配分扩散效果，并通过相变控制调控中锰钢高强度和高塑性的最佳组合。在此，关于预先相变设计进一步说明如下：预先相变设计是本申请首次提出的在常规的奥氏体逆相变退火的基础上，在前期添加一步预先人为设计的退火，其目的是通过适当调节温度和时间来控制相变的发生和进程，进而改变第二步常规奥氏体逆相变退火前的初始组织状态。

[0040] 本发明实施例主要是通过预先相变控制退火实现提高中锰钢板的强度和塑性，具体方案如下：

[0041] 本发明实施例提供的一种中锰钢板的制备方法，包括如下步骤：

[0042] 1)冶炼、铸造步骤：对中锰钢制备原料进行冶炼、铸造处理，得到轧制坯料。

[0043] 该步骤具体为：按照高强中锰钢的成分配比，采用常规转炉或电弧炉进行冶炼，连铸或模铸后锻造成轧制坯料。

[0044] 较佳地，以重量百分比计，中锰钢制备原料包括如下化学成分：

[0045] C：0.05‑0.4％，Mn：3‑10％，Si：0‑2％，Al：0‑3％，V：0‑0.2％，Ti：0‑0.2％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0046] 2)热轧处理步骤：对轧制坯料进行热轧处理，得到热轧板。

[0047] 该步骤具体为：将轧制坯料加热至1200℃保温2‑4h，经多道次热轧获得热轧板，终轧温度为750‑850℃，总的累计压下量≥90％。

[0048] 较佳地，热轧板的厚度为1‑4mm。

[0049] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至第一退火温度，保温0‑20min后冷却至室温，得到第一退火板；其中，所述第一退火温度为AC1‑AC3；其中，AC1为奥氏体开始转变温度、AC3为奥氏体结束转变温度。

[0050] 该步骤具体为：将热轧板加热至660‑760℃，保温0‑20min后空冷至室温，完成预先相变调控并获得第一退火板。

[0051] 其中，第一退火板的微观组织，按体积百分比，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、0‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体；优选的，所述第一退火板的微观组织含有0‑85％的铁素体、40‑100％的新生马氏体和0‑15％的奥氏体。其中，锰元素发生了向新生马氏体组织的配分富集，新生马氏体组织中锰元素的百分含量是钢板平均名义含量的1.2‑2.5倍。

[0052] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将所述第一退火板加热至第二退火温度，保温1‑10min后冷却至室温，得到中锰钢板；其中，所述第二退火温度为奥氏体逆相变温度。

[0053] 该步骤具体为：将第一退火板重新加热至640‑700℃，保温1‑10min后空冷至室温，制备获得中锰钢板(即，高强中锰钢板)。其中，该中锰钢板的力学性能如下：屈服强度为500‑800MPa，抗拉强度为1000‑1500MPa、延伸率为20‑60％。

[0054] 下面通过具体实验实施例进一步对本发明说明如下：

[0055] 实施例1

[0056] 实施例1制备1#中锰钢板，其中，以重量百分比计，1#中锰钢板的化学成分如下：

[0057] C：0.19％，Mn：4.76％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0058] 其中，主要步骤如下：

[0059] 1)冶炼、铸造步骤：采用常规转炉或电弧炉对中锰钢制备原料进行冶炼，冶炼后经模铸锻造成60mm×60mm×500mm的轧制坯料。

[0060] 2)热轧处理步骤：将轧制坯料加热至1200℃保温2h，开轧温度为1050℃，经7道次热轧获得热轧板，终轧温度为850℃，热轧后空冷至室温；其中，热轧板总的累计压下量为96％，最终热轧板的厚度为2.5mm。

[0061] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至680℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0062] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至650℃，保温10min后空冷至室温，得到1#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0063] 在此，实施例1采用的是1‑1的退火工艺，即，在680℃的温度下预先退火10min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0064] 实施例2

[0065] 实施例2制备1#中锰钢板，与实施例1的区别在于：

[0066] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至700℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0067] 其他步骤及参数与实施例1一致。

[0068] 在此，实施例2采用的是1‑2的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火10min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0069] 图1是实施例2得到的第一退火板的显微组织的TEM图，从图1可以看出：第一退火板具有板条状铁素体和新生马氏体相间的超细显微组织。

[0070] 图2是实施例2得到的1#中锰钢板的显微组织的TEM图；从图2可以看出：实施例2制备的1#中锰钢板具有板条状铁素体和奥氏体相间的超细显微组织。

[0071] 实施例3

[0072] 实施例3制备1#中锰钢板，与实施例1的区别在于：

[0073] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至720℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0074] 其他步骤及参数与实施例1一致。

[0075] 在此，实施例3采用的是1‑3的退火工艺，即，在720℃的温度下预先退火10min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0076] 实施例4

[0077] 实施例4制备1#中锰钢板，与实施例1的区别在于：

[0078] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至700℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0079] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至660℃，保温5min后空冷至室温，得到1#中锰钢板。

[0080] 其他步骤及参数与实施例1一致。

[0081] 在此，实施例4采用的是1‑4的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火10min后，再在660℃的温度下进行常规退火5min。

[0082] 对比例1

[0083] 对比例1制备1#中锰钢板，与实施例1的区别在于：不进行预先相变控制退火步骤，而是使热轧板在650℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min，具体地，将热轧板加热至650℃，保温60min后，空冷至室温，得到1#中锰钢板。

[0084] 在此，对比例1采用的是1‑ART工艺，即，使热轧板在650℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min。其中，表1为实施例1‑3、对比例1制备的1#中锰钢板的力学性能数据。

[0085] 表1

[0086]

[0087] 从实施例1‑4、对比例1、表1的数据可以看出：相对于对比例1，本发明实施例1‑4的制备中锰钢板的热处理周期短，且制备的1#中锰钢板在塑性保持的前提下，抗拉强度显著提升。实施例2制备的中锰钢板的强塑积可高达45.46GPa·％。

[0088] 虽然，实施例1、实施例3所制备的中锰钢板的延伸率不及对比例1，但其抗拉强度显著提高，并且所用热处理周期短，这是本发明实施例的突出优点。

[0089] 实施例5

[0090] 实施例5制备1#中锰钢板，其中，以重量百分比计，1#中锰钢板的化学成分如下：

[0091] C：0.19％，Mn：4.76％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0092] 其中，主要步骤如下：

[0093] 1)冶炼、铸造步骤：采用常规转炉或电弧炉对中锰钢制备原料进行冶炼，冶炼后经模铸锻造成60mm×60mm×500mm的轧制坯料。

[0094] 2)热轧处理步骤：将轧制坯料加热至1200℃保温2h，开轧温度为1050℃，经7道次热轧获得热轧板，终轧温度为850℃，热轧后空冷至室温；其中，热轧板总的累计压下量为96％，最终热轧板的厚度为2.5mm。

[0095] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至700℃，保温20min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0096] 其中，图3是第一退火板的显微组织的TEM图；从图3可以看出，本实施例的第一退火板具有板条状铁素体和马氏体相间的超细显微组织。

[0097] 4)奥氏体逆相变退火：将第一退火板重新加热至640℃，保温10min后空冷至室温，得到1#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0098] 在此，实施例5采用的是2‑1的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火20min后，再在640℃的温度下进行常规退火10min。

[0099] 实施例6

[0100] 实施例6制备1#中锰钢板，与实施例5的区别在于：

[0101] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至650℃，保温10min后空冷至室温，得到1#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0102] 其他步骤及参数与实施例5一致。

[0103] 在此，实施例6采用的是2‑2的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火20min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0104] 实施例7

[0105] 实施例7制备1#中锰钢板，与实施例5的区别在于：

[0106] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至660℃，保温10min后空冷至室温，得到1#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0107] 其他步骤及参数与实施例5一致。

[0108] 在此，实施例7采用的是2‑3的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火20min后，再在660℃的温度下进行常规退火10min。

[0109] 图4是本发明实施例7制备的1#中锰钢板的显微组织的TEM图；从图6可以看出：实施例7制备的1#中锰钢板具有板条状铁素体和奥氏体相间的超细显微组织。

[0110] 实施例8

[0111] 实施例8制备1#中锰钢板，与实施例5的区别在于：

[0112] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至680℃，保温10min后空冷至室温，得到1#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0113] 其他步骤及参数与实施例5一致。

[0114] 在此，实施例8采用的是2‑4的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火20min后，再在680℃的温度下进行常规退火10min。

[0115] 对比例2

[0116] 对比例2制备1#中锰钢板，与实施例5的区别在于：不进行预先相变控制退火步骤，而使热轧板在660℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火10min，具体地，将热轧板加热至660℃，保温10min后，空冷至室温，得到1#中锰钢板。

[0117] 在此，对比例2采用的是2‑ART工艺，即，使热轧板在在660℃进行常奥氏体逆相变退火10min。

[0118] 其中，表2为实施例5‑8、对比例2制备的1#中锰钢板的力学性能数据。

[0119] 表2

[0120]

[0121] 从表2可以看出：从实施例5‑8、对比例2、表2的数据可以看出：相对于对比例2，本发明实施例5‑8的制备中锰钢板均显著提高了钢板的抗拉强度，并实现了整体强塑积的提升。

[0122] 实施例9

[0123] 实施例9制备2#中锰钢板，其中，以重量百分比计，2#中锰钢板的化学成分如下：

[0124] C：0.18％，Mn：4.84％，Al：1.50％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0125] 其中，主要步骤如下：

[0126] 1)冶炼、铸造步骤：采用常规转炉或电弧炉对中锰钢制备原料进行冶炼，冶炼后经模铸锻造成60mm×60mm×500mm的轧制坯料。

[0127] 2)热轧处理步骤：将轧制坯料加热至1200℃保温4h，开轧温度为1050℃，经7道次热轧获得热轧板，终轧温度为850℃，热轧后空冷至室温；其中，热轧板总的累计压下量为96％，最终热轧板的厚度为2.5mm。

[0128] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至700℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0129] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至660℃，保温10min后空冷至室温，得到2#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0130] 在此，实施例9采用的是3‑1的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火10min后，再在660℃的温度下进行常规退火10min。

[0131] 实施例10

[0132] 实施例10制备2#中锰钢板，与实施例9的区别在于：

[0133] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至720℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0134] 其他步骤及参数与实施例9一致。

[0135] 在此，实施例10采用的是3‑2的退火工艺，即，在720℃的温度下预先退火10min后，再在660℃的温度下进行常规退火10min。

[0136] 图5是实施例10得到的第一退火板的显微组织的STEM图(参见(a)图)和对应的锰元素面扫描图(参见(b)图)，从图5可以看出：第一退火板具有板条状铁素体和新生马氏体，新生马氏体为富锰相，表明预先相变控制退火过程发生锰元素向奥氏体的配分。

[0137] 图6是实施例10得到的2#中锰钢板的显微组织的TEM图；从图6可以看出：实施例10制备的2#中锰钢板具有板条状铁素体和奥氏体相间的超细显微组织。

[0138] 实施例11

[0139] 实施例11制备2#中锰钢板，与实施例9的区别在于：

[0140] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至740℃，保温10min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0141] 其他步骤及参数与实施例1一致。

[0142] 在此，实施例11采用的是3‑3的退火工艺，即，在740℃的温度下预先退火10min后，再在660℃的温度下进行常规退火10min。

[0143] 对比例3

[0144] 对比例3制备2#中锰钢板，与实施例9的区别在于：不进行预先相变控制退火步骤，而是使热轧板在660℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min，具体地，将热轧板加热至660℃，保温60min后，空冷至室温，得到2#中锰钢板。

[0145] 在此，对比例3采用的是3‑ART工艺，即，使热轧板在660℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min。

[0146] 其中，表3为实施例9‑11、对比例3制备的1#中锰钢板的力学性能数据。

[0147] 表3

[0148]

[0149] 从表3可以看出：从实施例9‑11、对比例3、表3的数据可以看出：相对于对比例3，本发明实施例9‑11制备的中锰钢板的抗拉强度均得到显著增加，且延伸率获得提升，实现了强度和塑性的同时提升，强塑积均超过了30GPa·％。

[0150] 实施例12

[0151] 实施例12制备3#中锰钢板，其中，以重量百分比计，3#中锰钢板的化学成分如下：

[0152] C：0.19％，Mn：6.69％，P≤0.005％，S≤0.05％，余量为Fe。

[0153] 其中，主要步骤如下：

[0154] 1)冶炼、铸造步骤：采用常规转炉或电弧炉对中锰钢制备原料进行冶炼，冶炼后经模铸锻造成60mm×60mm×500mm的轧制坯料。

[0155] 2)热轧处理步骤：将轧制坯料加热至1200℃保温4h，开轧温度为1050℃，经7道次热轧获得热轧板，终轧温度为800℃，热轧后空冷至室温；其中，热轧板总的累计压下量为96％，最终热轧板的厚度为2.5mm。

[0156] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至700℃，保温0min后(即，加热到700℃后，不保温，直接进行空冷)，空冷至室温，得到第一退火板。

[0157] 4)奥氏体逆相变退火步骤：将第一退火板重新加热至650℃，保温10min后空冷至室温，得到3#中锰钢板(即，高强中锰钢板)。

[0158] 在此，实施例12采用的是4‑1的退火工艺，即，在700℃的温度下预先退火0min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0159] 实施例13

[0160] 实施例13制备3#中锰钢板，与实施例12的区别在于：

[0161] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至720℃，保温0min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0162] 其他步骤及参数与实施例12一致。

[0163] 在此，实施例13采用的是4‑2的退火工艺，即，在720℃的温度下预先退火0min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0164] 图7是实施例13得到的第一退火板的显微组织的STEM图(参见(a)图)和对应的锰元素面扫描图(参见(b)图)，从图7可以看出：预退火后新生马氏体组织富含锰元素，表明预先相变控制退火过程发生锰元素向奥氏体的配分。

[0165] 图8是实施例13得到的3#中锰钢板的显微组织的TEM图；从图8可以看出：实施例13制备的3#中锰钢板具有板条状铁素体和奥氏体相间的超细显微组织。

[0166] 实施例14

[0167] 实施例14制备3#中锰钢板，与实施例12的区别在于：

[0168] 3)预先相变控制退火步骤：将热轧板加热至740℃，保温0min后，空冷至室温，得到第一退火板。

[0169] 其他步骤及参数与实施例12一致。

[0170] 在此，实施例14采用的是4‑3的退火工艺，即，在740℃的温度下预先退火0min后，再在650℃的温度下进行常规退火10min。

[0171] 对比例4

[0172] 对比例4制备3#中锰钢板，与实施例12的区别在于：不进行预先相变控制退火步骤，而是直接使热轧板在650℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min，具体地，将热轧板加热至650℃，保温60min后，空冷至室温，得到1#中锰钢板。

[0173] 在此，对比例4采用的是4‑ART工艺，即，直接在650℃的温度下进行常规奥氏体逆相变退火60min。

[0174] 其中，表4为实施例12‑14、对比例4制备的1#中锰钢板的力学性能数据。

[0175] 表4

[0176]

[0177] 从表4可以看出：相对于对比例4，本发明实施例12‑14的制备中锰钢板的热处理周期显著缩短，且制备的钢板具有优异的强度和塑性。

[0178] 以上所述，仅是本发明的较佳实施例而已，并非对本发明作任何形式上的限制，依据本发明的技术实质对以上实施例所作的任何简单修改、等同变化与修饰，均仍属于本发明技术方案的范围内。