一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其制备方法

摘要

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其制备方法，属于高强高塑性钢技术领域。该高强高塑性低碳中锰TRIP钢包括的成分及各个成分的质量百分比为：C：0.08～0.16％、Mn：2.9～4.0％、Si：0.1～1.5％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.005～0.04％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。其制备方法，采用上述化学成分的原料经熔炼、浇铸、锻造、热轧、两相区两步退火处理，其强度高、塑性高、冲击韧性好，高强高塑性低碳中锰TRIP钢的成分和热处理工艺简单可行，易于实现工业化连续生产。

说明书

技术领域

本发明属于高强高塑性钢技术领域，具体涉及一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其制备方法。

背景技术

中锰钢以成分命名，Mn的质量分数通常在3％～10％，最初由美国的Morris教授在20世纪80年代研究高韧性钢时发现，其可以通过奥氏体逆转变方法(Austenite RevertedTransformation，ART)在Mn含量为5％(质量分数)的低碳钢中获得大量的奥氏体和超细晶铁素体组织[Miller R L.Ultrafine grained microstructure and mechanicalproperties of alloy steel[J].Metallurgical Transactions A,1972,3(4):905.]。当前中锰钢的生产通常与TRIP钢工艺相结合，将钢加热到Ac

中锰钢中，由于亚稳奥氏体的存在，形变过程中发生明显的TRIP效应而具有良好的力学性能。通常Mn含量较高时，可以获得更多、更稳定的奥氏体，同时Mn具有提高钢的淬透性的能力，淬火冷却后能获得更多的硬相马氏体组织。Mn的稳定奥氏体及提高淬透性的这两种性能可以使得钢材的强度与塑性具有良好结合。但Mn含量过高会引起成分偏析等缺陷。C含量直接影响着马氏体转变点，在热处理过程中C向奥氏体中富集会导致Ms点温度降低。提高C含量可以在室温组织下获得数量较多的较稳定的残余奥氏体，使得材料在随后的变形中可以获得持续的加工硬化。然而，C含量过高会严重恶化材料的冲击韧性、焊接性能、疲劳性能，因此一般钢材并不是碳含量越高越好。

在高合金钢中，可以通过两相区一步退火热处理获得稳定的残余奥氏体，但在低合金钢中，尤其Mn含量较低时，通过两相区一步退火热处理获得的逆相变奥氏体难以稳定至室温。如何平衡降低生产成本、降低合金元素的添加、提高中锰钢的强度和塑性、改善中锰钢的冲击韧性，一直是本领域科研工作者努力的方向。

发明内容

针对现有技术存在的问题，本发明提供了一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其制备方法。本方法的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其成分简单，合金元素含量较低，能够显著降低成本；其制备方法上，通过进行两相区两步退火处理，第一步退火处理是在两相区较高温度下的退火处理，形成层状组织。第二步退火处理是在两相区较低温度进行，层状组织中的相界为奥氏体逆转变相变提供了大量的形核位点，有利于一定体积分数的奥氏体形成并稳定至室温。较低的C含量保证较高的冲击韧性，C、Mn元素的复合强化以及形变过程中亚稳奥氏体发生TRIP效应提供较高的强塑积、加工硬化指数(n值)。高强高塑性低碳中锰TRIP钢的成分和热处理工艺简单可行，易于实现工业化连续生产。

本发明主要采用以下技术手段和方法。

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其包括的成分及各个成分的质量百分比为：C：0.08～0.16％、Mn：2.9～4.0％、Si：0.1～1.5％、Al：0.01～0.08％、Ti：0.005～0.04％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素；

所述的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其显微组织为超细晶铁素体基体和残余奥氏体的双相组织，其中，残余奥氏体的体积分数占双相组织的体积百分比为4％～23％；所述的残余奥氏体为逆转变形成的纳米尺寸薄膜状结构。

所述的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其屈服强度为470～600MPa，抗拉强度为670～900MPa，延伸率为37～43％，强塑积为25～35GPa·％，室温冲击吸收功为170～230J，加工硬化指数为0.22～0.28。

优选地，所述的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其包括的成分及各个成分的质量百分比为：C：0.1％、Mn：3.0％、Si：0.2％、Al：0.025％、Ti：0.015％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

优选地，所述的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其包括的成分及各个成分的质量百分比为：C：0.14％、Mn：3.8％、Si：0.4％、Al：0.02％、Ti：0.02％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

本发明的一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：熔炼

根据高强高塑性低碳中锰TRIP钢包括的成分和各个成分的质量百分比，称量原料，进行熔炼，浇铸，得到铸态钢锭；

步骤2：锻造

将铸态钢锭进行锻造，得到锻造板坯；锻造工艺为：将铸态钢锭锻造成方坯，然后加热到1200℃～1250℃保温2.0h～2.5h后进行自由锻造，开锻温度为1200℃～1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温；

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下，加热至1100℃～1200℃保温2.0h～2.5h，进行均质化处理后，在进行多道次轧制，得到热轧板，其中，轧制的开轧温度为1150±5℃，终轧温度为880±5℃，轧制完成后，冷却至室温；

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板，再从室温加热至对应两相区温度区间的高温区间的温度，保温0.5h-1.0h，进行第一步退火处理，取出空冷至室温，得到两相区第一步退火处理后的钢板；

(2)两相区第二步退火

将两相区第一步退火处理后的钢板，再从室温加热至对应两相区温度区间的低温区间的温度，保温1.0h～1.5h，进行第二步退火，取出空冷至室温，得到高强高塑性低碳中锰TRIP钢。

所述的步骤1中，熔炼采用的是真空感应熔炼炉。

所述的步骤2中，锻造板坯的厚度为150mm。

所述的步骤3中，将锻造板坯置于氮气气氛，在加热炉中加热保温，其目的是保证锻造板坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。

所述的步骤3中，多道次轧制优选为10～12道次轧制，单道次轧制变形量为15％～20％，总变形量为85～90％。

所述的步骤4的(1)中，从室温加热的加热速率为1～2℃/s。

所述的步骤4的(1)中，对应两相区温度区间的高温区间的温度优选为700～750℃。

所述的步骤4的(2)中，从室温加热的加热速率为1～2℃/s。

所述的步骤4的(2)中，对应两相区温度区间的低温区间的温度优选为640～680℃。

两相区温度区间采用以下方法确定：使用Thermo-Calc热力学软件计算不同温度下各相的相分数进而确定两相区温度区间。

其中，两相区第一步退火的高温区间的温度确定方法为：将钢板在两相区温度区间，以10℃为间隔进行取值，在各个温度保温0.5h后冷却至室温，进行金相观察，统计室温组织中铁素体和马氏体的分布及相分数，当马氏体相体积占比为30～50％，相应的温度确定为两相区第一步退火的温度，即高温区间的温度：700～750℃；在两相区温度区间内，低温区间的温度比高温区间的温度至少低20℃，优选为两相区第二步退火的低温区间的温度确定为：640℃-680℃。

本发明的一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其性能的提高和成分的设计密不可分，其原因是：

C作为奥氏体形成元素，有利于增加钢中残余奥氏体含量，进而影响钢的TRIP效应、强度、塑性、加工硬化性能。但当C的质量分数增加时，会造成浇铸过程中成分偏析等缺陷、钢的冲击韧性及焊接性能的恶化等不利影响。所以本发明设计的高强高塑性低碳中锰TRIP钢成分设计上，C的质量百分数为：0.08～0.16％，其含量较低，保证了高强高塑性低碳中锰TRIP钢的高韧性。

Mn是奥氏体稳定化元素，能够降低Ms点，Mn通过扩大奥氏体相区将奥氏体稳定至室温，为TRIP效应的发生提供先决条件。此外，Mn通过固溶提高基体强度。但Mn含量过高会引起元素偏析，且增加成本。基于此，本发明设计的高强高塑性低碳中锰TRIP钢成分设计上，Mn的质量百分数为：2.9～4.0％，其保证室温下残余奥氏体的获得以及形变过程中的TRIP效应。

本发明的一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢及其制备方法，与现有技术工艺相比，本发明的有益效果在于：

本发明的制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢，其强度高、塑性高、冲击韧性好：超细晶铁素体基体和纳米尺寸薄膜状残余奥氏体的双相组织有效提高了低碳中锰钢钢板的强塑积及冲击吸收功，形变过程中TRIP效应进一步提高强度，提高塑性，提高其加工硬化指数(n值)。

本发明的制备方法，制备工艺简单，成本降低：本发明方法对热轧后的中锰钢进行Ac

附图说明

图1为本发明实施例2高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备工艺流程示意图。

图2为本发明实施例2制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的金相显微组织图。

图3为本发明实施例2制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的力学性能示意图。

具体实施方式

为了使本发明的技术方案、优势更加清楚明白，以下结合附图和实施例，就本发明进一步详细阐述，显然，所描述的实施例是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。

应该指出，以下详细说明都是例示性的，旨在对本发明提供进一步的说明。除非另有指明，本发明使用的所有技术和科学术语具有与本申请所属技术领域的普通技术人员通常理解的相同含义。

本发明的以下实施中，所采用的热轧机为

本发明的以下实施例中，热轧采用的加热炉为高温箱式电阻炉，型号为RX3-90-12。

本发明的以下实施例中，两相区两步退火热处理采用的加热炉为箱式电阻炉，型号为RX-8-10。

实施例1

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备方法，包括以下步骤：

步骤1：熔炼

按质量百分比，设计的高强高塑性低碳中锰TRIP钢包括的化学成分为：C：0.1％、Mn：3.0％、Si：0.2％、Al：0.025％、Ti：0.015％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。将各个元素的合金原料经真空感应熔炼炉冶炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯。铸态钢锭加热到1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到150mm厚的锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板经箱式电阻炉，再从室温加热到对应两相区温度区间的高温区间的温度保温，进行第一步退火处理，后取出空冷至室温，得到两相区第一步退火处理后的钢板。其中，两相区温度区间的高温区间的温度为730℃，保温时间0.5h，加热速率为2℃/s。

其中，两相区温度采用以下方法确定：使用Thermo-Calc热力学软件计算不同温度下各相的相分数，进而确定两相区温度区间为640～750℃；

两相区第一步退火的高温区间的温度确定方法为：将钢板在两相区温度区间，以10℃为间隔进行取值，分别取值为640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃，在各个温度保温0.5h后冷却至室温，进行金相观察，统计室温组织中铁素体和马氏体的分布及相分数，当马氏体相体积占比为30～50％，相应的温度确定为两相区第一步退火的温度，本实施例高温区间的温度：730℃。

(2)两相区第二步退火

将两相区第一步退火处理后的钢板经箱式电阻炉，再从室温加热到对应两相区温度区间的低温区间的温度保温，进行第二步退火处理，后取出空冷至室温，得到高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板。其中，两相区较低温度为670℃，保温时间1.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板切取尺寸为10mm×10mm×5mm金相试样；

(2)对金相试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

厚度为12mm的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的最终显微组织为超细晶铁素体及奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体。其中，残余奥氏体体积分数为14％，屈服强度为476MPa，抗拉强度为686MPa，延伸率为40.7％，强塑积为28GPa·％，室温冲击吸收功为229J，加工硬化指数为0.25。

实施例2

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备方法，其工艺流程图见图1，具体包括以下步骤：

步骤1：熔炼

按质量百分比，设计的中锰钢化学设计成分为：C：0.14％、Mn：3.8％、Si：0.4％、Al：0.02％、Ti：0.02％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免地的杂质元素。将各个元素的合金原料经真空感应熔炼炉冶炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯，然后加热至1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到厚度为150mm的锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板经箱式电阻炉，再从室温加热到对应两相区温度区间的高温区间的温度保温，进行第一步退火处理，后取出空冷至室温，得到两相区第一步退火处理后的钢板。其中，两相区温度区间的高温区间的温度为730℃，保温时间0.5h，加热速率为2℃/s。

本实施例中，两相区第一步退火的高温区间的温度确定方法为：将钢板在两相区温度区间，以10℃为间隔进行取值，分别取值为640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃，在各个温度保温0.5h后冷却至室温，进行金相观察，统计室温组织中铁素体和马氏体的分布及相分数，当马氏体相体积占比为30～50％，相应的温度确定为两相区第一步退火的温度，本实施例高温区间的温度：730℃。

(2)两相区第二步退火

将两相区第一步退火处理后的钢板经箱式电阻炉，再从室温加热到对应两相区温度区间的低温区间的温度保温，进行第二步退火处理，后取出空冷至室温，得到高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板。其中，两相区较低温度为650℃，保温时间1.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板切取尺寸为金相试样，尺寸为：10mm×10mm×5mm；

(2)对试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间约为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。其金相显微组织图见图2。从图中可以看出，制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢室温组织由板条状的超细晶铁素体和板条状的残余奥氏体组成，板条组织尺寸细小，残余奥氏体呈薄膜状，尺寸在几十到几百nm之间。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

本实施例制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的力学性能示意图见图3，从图中可以看出，本实施例制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的TRIP效应明显，强度高，塑性高，加工硬化指数达0.28。

2mm的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的最终显微组织为超细晶铁素体及奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体。残余奥氏体体积分数为18％，屈服强度为588MPa，抗拉强度为811MPa，延伸率为42.2％，强塑积为34GPa·％，室温冲击吸收功为173J，加工硬化指数为0.28。

实施例3

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备方法，主要包括如下步骤：

步骤1：熔炼

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢，按质量百分比，其化学成分为：C：0.08％、Mn：3.1％、Si：0.3％、Al：0.04％、Ti：0.015％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

根据上述合金成分将原料使用真空感应熔炼炉熔炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯，将小方坯在1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到厚度为150mm的锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间的高温区间的温度保温进行第一步退火处理，后取出空冷至室温。第一步退火的高温区间的温度为750℃，保温时间0.5h，加热速率为2℃/s。

本实施例中，两相区第一步退火的高温区间的温度确定方法为：将钢板在两相区温度区间，以10℃为间隔进行取值，分别取值为640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃，在各个温度保温0.5h后冷却至室温，进行金相观察，统计室温组织中铁素体和马氏体的分布及相分数，当马氏体相体积占比为30～50％，相应的温度确定为两相区第一步退火的温度，本实施例高温区间的温度：750℃。

(2)两相区第二步退火

将第一步退火处理后的钢板经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间的低温区间的温度保温进行退火处理，后取出空冷至室温。第二步退火的低温区间的温度为660℃，保温时间1.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板切取尺寸为金相试样，尺寸为：10mm×10mm×5mm；

(2)对试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间约为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

厚度为12mm的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的最终显微组织为超细晶铁素体及奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体。残余奥氏体体积分数为10.8％，屈服强度为495MPa，抗拉强度为673MPa，延伸率为37.6％，强塑积为25GPa·％，室温冲击吸收功为214J，加工硬化指数为0.22。

实施例4

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢的制备方法，主要包括如下步骤：

步骤1：熔炼

一种高强高塑性低碳中锰TRIP钢，按质量百分比，其化学成分为：C：0.16％、Mn：3.1％、Si：0.8％、Al：0.06％、Ti：0.02％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

根据上述合金成分将原料使用真空感应熔炼炉熔炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯，将小方坯在1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板经箱式电阻炉，从室温加热到对应两相区温度区间的高温区间的温度保温进行第一步退火处理，取出空冷至室温。得到两相区第一步退火处理后的钢板。其中，第一步退火的高温区间的温度为710℃，保温时间0.5h，加热速率为2℃/s。

两相区第一步退火的高温区间的温度确定方法为：将钢板在两相区温度区间，以10℃为间隔进行取值，分别取值为640℃、650℃、660℃、670℃、680℃、690℃、700℃、710℃、720℃、730℃、740℃、750℃，在各个温度保温0.5h后冷却至室温，进行金相观察，统计室温组织中铁素体和马氏体的分布及相分数，当马氏体相体积占比为30～50％，相应的温度确定为两相区第一步退火的温度，本实施例高温区间的温度：710℃。

(2)两相区第二步退火

将第一步退火处理后的钢板经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间的低温区间的温度保温进行第二步退火处理，取出空冷至室温。第二步退火的低温区间的温度为680℃，保温时间1.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的高强高塑性低碳中锰TRIP钢钢板切取尺寸为金相试样，尺寸为：10mm×10mm×5mm；

(2)对金相试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间约为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

厚度为12mm的高强高塑性低碳中锰TRIP钢的最终显微组织为超细晶铁素体及奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体。残余奥氏体体积分数为16.5％，屈服强度为583MPa，抗拉强度为777MPa，延伸率为42.4％，强塑积为33GPa·％，室温冲击吸收功为200J，加工硬化指数为0.26。

对比例1

一种中锰钢的制备方法，主要包括如下步骤：

步骤1：熔炼

一种中锰钢，按质量百分比，其化学成分为：C：0.06％、Mn：3.0％、Si：0.5％、Al：0.05％、Ti：0.02％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

根据上述合金成分将原料使用真空感应熔炼炉熔炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯，将小方坯在1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：退火

(1)两相区第一步退火

将冷却至室温的热轧板，经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间的高温区间的温度保温，进行第一步退火处理，取出空冷至室温。第一步退火的高温区间的温度为730℃，保温时间0.5h，加热速率为2℃/s。

(2)两相区第二步退火

将第一步退火处理后的钢板，经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间的低温区间的温度保温进行第二步退火处理，后取出空冷至室温。第二步退火的低温区间的温度为670℃，保温时间1.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的中锰钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的中锰钢钢板切取尺寸为金相试样，尺寸为：10mm×10mm×5mm；

(2)对金相试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间约为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

厚度为12mm的中锰钢的最终显微组织为超细晶铁素体及奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体。残余奥氏体体积分数为6.6％，屈服强度为492MPa，抗拉强度为638MPa，延伸率为31.1％，强塑积为19GPa·％，室温冲击吸收功为250J，加工硬化指数为0.15。

对实施例1所示成分的高强高塑性低碳中锰TRIP钢进一步降低碳含量，经两相区两步退火处理后，由于碳含量较低，在形成逆转变奥氏体时无法生成足量的奥氏体，因而冷却到室温后残余奥氏体体积分数仅6.6％。大量的铁素体基体有利于钢的韧性，因此其冲击吸收功高达250J，但形变过程中过少的残余奥氏体使得TRIP效应不明显，因此导致其强度、塑性、加工硬化指数均不高。

对比例2

一种中锰钢的制备方法，主要包括如下步骤：

一种中锰钢，按质量百分比，其化学成分为：C：0.1％、Mn：3.0％、Si：0.2％、Al：0.025％、Ti：0.015％、P<0.015％、S<0.003％，余量为Fe及不可避免的杂质元素。

根据上述合金成分将原料使用真空感应熔炼炉熔炼，浇铸，得到铸态钢锭。

步骤2：锻造

将铸态钢锭锻造成小方坯，将小方坯在1200℃～1250℃保温2.0h后进行自由锻造，开锻温度为1230℃，终锻温度大于950℃，锻后冷却至室温，得到锻造板坯。

步骤3：热轧

将锻造板坯置于氮气气氛下的RX3-90-12型高温加热炉中，加热至1200℃保温2.0h，保证铸坯合金元素均匀化，避免偏析带形成。然后在1150±5℃开轧，880±5℃终轧，通过

步骤4：两相区一步退火

将热轧板经箱式电阻炉从室温加热到对应两相区温度区间温度保温进行退火处理，后取出空冷至室温。退火保温温度为670℃，保温时间2.0h，加热速率为2℃/s。

对制备的中锰钢钢板的金相显微组织进行观察，采用以下处理步骤：

(1)从制备所得的中锰钢钢板切取尺寸为金相试样，尺寸为：10mm×10mm×5mm；

(2)对金相试样进行水磨，依次使用200#、400#、600#、800#、1000#、1200#、1500#、2000#的砂纸交替进行，直至试样表面为微小且方向统一的划痕为止；

(3)再将磨好的试样放到抛光机上进行抛光。抛光时，将粒度为1.5μm的抛光膏涂抹到抛光布上。将试样表面抛光至光亮且没有明显划痕为止，抛光后的试样用酒精擦洗干净后吹干。

(4)使用4％的硝酸酒精腐蚀液，用脱脂棉蘸取适量的腐蚀液，将其在试样表面来回擦拭，观察试样表面颜色的变化，当试样表面颜色呈现暗灰色时立即用清水冲洗并用酒精冲洗表面并吹干，腐蚀时间约为3～8s。

(5)使用LEXTTMOLS3000激光共聚焦扫描显微镜对其进行金相观察。

根据《GBT228-2002金属材料室温拉伸试验方法》标准将热处理后的钢加工成拉伸试样，使用AG-XPLUS100KN电子万能试验机进行拉伸性能检测，设定拉伸速率为2mm/min，拉伸过程中使用标距为25mm的Epsilon轴向引伸计记录位移变化。

根据《GB2106-1980金属夏比(V型缺口)冲击试验方法》标准将热处理后的钢加工成冲击试样，使用JBW-500冲击试验机进行冲击性能检测。

厚度为12mm的中锰钢的最终显微组织由铁素体基体、奥氏体逆相变形成的纳米尺寸薄膜状奥氏体、少量颗粒状碳化物构成。残余奥氏体体积分数为6.5％，屈服强度为515MPa，抗拉强度为711MPa，延伸率为26.9％，强塑积为19GPa·％，室温冲击吸收功为100J，加工硬化指数为0.14。

实施例1中相同成分的实验钢采用两相区一步法退火处理后，与两相区两步法退火处理相比，由于缺少第一步退火后获得的马氏体，即缺少了作为奥氏体形核位点的马氏体界面及原奥氏体晶界，导致在两相区一步法退火时奥氏体形核位点相对减少，使得最终室温组织中铁素体基体占比较多，且铁素体基体尺寸较大，而奥氏体体积分数仅6.5％，同时还有未溶解的碳化物存在，严重恶化了中锰钢的力学性能。

对比例3

一种中锰钢，同实施例1，不同之处在于：

在步骤4：两相区第一步退火中，加热速率为8℃/s，因为其加热速率快，使得奥氏体转变区间向高温移动，使得在特定的温度区间内奥氏体转变量不足，即不利于退火过程中奥氏体逆转变反应的进行。最后获得的中锰钢表现为薄膜状残余奥氏体含量有所下降，同样地，弱化了形变过程中的TRIP效应，即强度、塑性、均匀延伸率(n值)都有所下降。

对比例4

一种中锰钢，同实施例1，不同之处在于：

在步骤4：在两相区第二步退火中，保温时间为2.5h，因为保温时间过长，退火过程中形成了大量奥氏体相，但有限的C、Mn元素通过扩散仅在原奥氏体边界或马氏体板条界附近的奥氏体相中富集，而更多的奥氏体由于C、Mn含量较少，不足以提高其稳定性，因此在随后的冷却过程中发生转变，形成硬而脆的二次马氏体，同时仅保留了少量塑韧性优异的残余奥氏体。恶化了中锰钢的冲击韧性，同时其延伸率、加工硬化指数(n值)均较低。

需要说明的是，以上所述为本发明之较佳实施例，意在解释本发明之原理，并非对本发明作任何形式上的限制。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。