一种强塑积48GPa级中锰钢成分设计及制备方法

技术领域

本发明涉及先进高强度钢设计制备领域，特别涉及一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法。

背景技术

汽车制造业的巨大发展促进了世界石油、钢铁、交通产业和社会经济的发展，但与此同时，大量汽车燃油消耗和尾气排放，对全球能源开发和温室气体效应带来巨大压力和影响。随着人们保护环境、节能减排意识的增强，汽车轻量化已成为汽车行业的发展趋势。在汽车轻量化的趋势下，研究人员们积极地研发第三代先进高强钢。以中锰钢为代表的第三代先进高强钢，因其成本低、性能优异而受到广泛研究，其兼顾了第一代和第二代先进高强钢的微观组织特点，利用晶粒细化、固溶强化、析出强化及位错强化等手段来提高其强塑性，利用亚稳奥氏体的TRIP效应来提高钢的强度与塑性，更好的满足了汽车安全性。优良的防碰撞变形能力，高强度、高延伸率、性能稳定的高强塑积中锰钢成为第三代先进高强钢的追求目标。

广大专家学者设计出了许多合金成分含量不同的中锰钢，如：冷轧Fe-0.11C-7.2Mn-1.0Si（wt.%）、冷轧Fe-8.3Mn-5.5Al-0.25C（wt.％）、热轧Fe-0.1C-10Mn-1Si-0.3Mo-0.5V（wt.％）、热轧Fe-8Mn-0.2C-3Al-1.3Si（wt.％）、热轧Fe–8Mn–0.2C–3Al（wt.％）等等，以上合金成分含量不同的中锰钢有着巨大的性能差异。传统C-Mn-Si系中锰钢虽然具有优异的力学性能，但强度和塑性匹配依然不够理想，综合力学性能有待进一步提高。中锰钢的合金成分及含量对于其力学性能和微观组织演变有巨大影响，因此设计合金成分及含量更加合理、强度更高、塑性更好、综合性能更加优异的中锰钢，是当前社会汽车钢制备行业发展的趋势。

2003年Speer等在传统马氏体及贝氏体相变理论的基础上，提出Q&P工艺，生产出具有TRIP效应的高强塑性Q&P钢。Q&P工艺能使碳元素从富碳马氏体扩散到奥氏体中，实现部分奥氏体富碳，稳定性提高，进而可使其保留至室温，获得马氏体与大量残留奥氏体组织。

发明内容

本发明提出一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法；通过对成分的合理设计及优化，其中添加Al、Sc元素来更新成分设计，并优化生产工艺方案，将冷轧+Q&P工艺结合，获得了一种强度高、塑性好、强塑积高的中锰钢；通过进一步优化Q&P热处理工艺来获得能在室温下大量保留且稳定的残余奥氏体，通过残余奥氏体发生持续的TRIP效应来提高钢的延伸率，获得更高的强塑积。

本发明的成分配比是在传统中锰钢的基础上通过改变某些元素的含量和另外加入一些可以强化、改善钢铁材料力学性能的合金元素来实现的，遵循了“多元少量”的合金化原则，同时本发明通过冷轧与Q&P（淬火-配分）热处理工艺的配合，获得了强度高、塑性好、强塑积高的中锰钢，其强塑积≥48GPa%。

本发明提供一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法，该中锰钢的化学成分质量百分比为C：0.1%-0.15%，Mn：7.5%-7.9%，Si：1.45%-2%，Al：3%-4.5%，Cu：0.5%-0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.3%-0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%-0.06%，B：0.001%，Ni：0.011%-0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。本发明涉及的一种强塑积48GPa%级中锰钢成分设计及制备方法中，各元素在钢中的作用及其含量的设计依据如下：

C元素：碳可以大大地提高材料的强度、硬度等性能，但同时降低了材料的塑性、韧性和焊接性能，当碳含量超过0.23%时，钢的焊接性能会变差。同时，C元素是奥氏体稳定元素，能够扩大奥氏体相区，使得残余奥氏体含量增多，形变时发生显著的TRIP效应，从而提升钢的强度、塑性及加工硬化能力。因此，C元素含量选择0.1%-0.15%。

Mn元素：Mn元素的加入可以提高奥氏体的含量和稳定性，同时扩大奥氏体相区，Mn元素含量会显著影响奥氏体的堆垛层错能及其稳定性，进而决定了钢的变形机制，从而发生TRIP效应和TWIP效应，进而影响钢的力学性能。但是Mn元素含量过高，会增加生产成本，影响钢板的焊接性能。因此，Mn元素含量选择7.5%-7.9%。

Al元素：Al元素是一种轻量化元素，可以大幅降低材料的密度，Al元素是一种铁素体稳定元素，可以扩大铁素体区，稳定并增加α-铁素体的含量；同时，Al元素对堆垛层错能（SFE）的作用效果会对材料的强韧化机制产生影响，但是，太高的Al元素会使材料的强度降低。因此，Al元素含量选择3%-4.5%。

Si元素：Si元素可以显著提高钢的弹性极限、屈服点和抗拉强度，而且不会使钢的塑性明显下降；最重要的是Si能抑制渗碳体的析出；但Si含量太高对钢的焊接性能会产生不利影响，而且会降低钢板的表面涂覆性能，因此，Si元素含量选择1.45%-2%。

Cr元素：Cr元素是一种在实际工业生产中应用非常广泛的合金元素，能显著提高钢的强度、硬度及高温机械性能，使钢在具有良好的抗氧化性、抗腐蚀性、耐磨性，淬透性和耐疲劳性。但我国Cr元素的储量较少，应尽量节约使用或以其他元素替代，因此，考虑到强度，资源储量及成本等因素。因此，Cr元素含量选择0.3%-0.35%。

Cu元素和Ni元素：Cu元素在钢中具有富集作用，可以以一定尺寸的第二相粒子分布于马氏体基体而起到弥散强化的作用，在钢中添加Cu元素可使钢板具有良好的焊接性能和抗腐蚀性能，其缺点是当Cu含量超过0.5%时，钢在热加工过程中容易发生“热脆”现象，所以加入适量的Ni元素，与之搭配使用，以消除材料在热加工时Cu元素引起的“热脆”现象，并且产生析出强化；同时Ni元素的加入有利于有提高钢的强度，保持良好塑性及韧性。因此，Cu元素含量选择0.5%-0.51%，Ni元素含量选择0.011%-0.027%。

Sc元素：Sc元素可以极大的影响钢的相变过程，从而改变相变产物的组成与结构，Sc元素有“变质作用”，与钢液中的氧、硫反应生成的氧化物、硫化物或氧硫化物可部分残留在钢液中，成为钢中的夹杂物。由于这些夹杂物的熔点高，可作为钢液凝固时的非匀质成核中心，起细化钢的凝固组织作用；又由于这些夹杂物在轧钢温度下不易变形，仍保持细小的球形或纺锤形，使钢中的夹杂物形态得到控制，从而避免或克服钢材在热压力加工时由于其他种类夹杂物延伸变形所导致的钢材性能的各向异性，而使钢材的纵向、横向与厚度方向的性能趋于一致。Sc元素可以使析出相分布更加均匀使钢的疲劳性能和耐腐蚀性能变好，显著提高钢的显微硬度，同时，热处理过程中析出Al

B元素：B元素的主要作用是提高钢的淬透性，微量硼元素对提高钢的淬透性有显著作用，因为加入极少量的B元素就能大大提高钢的淬透性，考虑到B元素含量大于0.004%时会强烈地降低钢的韧性而引起“硼脆”现象，因此，B元素含量选择0.001%。

冶炼过程：预先将表面无锈且光滑的工业纯铁放入真空感应熔炼炉内的氧化镁坩埚中，随后将真空感应炉抽至极限真空度并冲入氩气，通电加热，待工业纯铁完全熔化后，将本发明设计的特定比例的合金料在不同时间点依次加入。首先向熔炼炉加入硅粉和铝粒，这可提高后续合金料的收得率。锰在高温下容易挥发产生大量烟雾，导致透过可视窗口观察钢水情况困难，影响对炉内冶炼状况的判断，因此最后加入电解锰。断电后，在真空感应炉内将钢液倒入钢锭模具中浇注成铸锭，待铸锭冷却至1200℃反向敲打模具底部，最终取出后空冷。然后将铸锭投入精炼炉中，再度加热熔化，进行精炼，使其各种合金元素分布更加均匀。最终得到铸坯。

将所述的铸坯进行以下步骤：

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：

①将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为750℃，保温时间为15-60min；退火后迅速转移至恒温水浴炉中淬火至25℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

②将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为680℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至盐浴炉中淬火至150℃，保温时间为60-300s，最后水淬（WQ）至室温。

利用TA仪器热膨胀相变仪DIL805对含有以下化学成分的未经Q&P热处理的冷轧中锰钢进行测试，化学成分为C：0.1%，Mn：7.5%，Si：2.0%，Al：4.5%，Cu：0.5%，Mo：0.2%，Cr：0.3%，Nb：0.11%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.011%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。其奥氏体转变开始温度（Ac

利用TA仪器热膨胀相变仪DIL805对含有以下化学成分的未经Q&P热处理的冷轧中锰钢进行测试，化学成分为C：0.15%，Mn：7.9%，Si：1.45%，Al：3%，Cu：0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。其奥氏体转变开始温度（Ac

本发明生产的中锰钢具有以下特点：

（1）本发明生产的中锰钢，抗拉强度高、延伸率大、强塑积高、强度与延展性匹配良好，大大提高了钢的成形性和碰撞吸收能力；制备的中锰钢延伸率≥48%、强塑积≥48GPa%；

（2）本发明生产的中锰钢，在透射电子显微镜下观察得知，形成了多形貌、多尺度的异质奥氏体结构（颗粒状、块状、片层状奥氏体），块状和片层状残余奥氏体；奥氏体组织演变为无规律取向性，不仅有助于不同取向残余奥氏体发生TRIP效应，还增加了内部组织的均匀性晶格畸变以及位错密度等微观形态，增加了其化学稳定性，使其综合力学性能大大提高；本发明钢的异质结构符合先进高强钢发展趋势的“多相、亚稳、多尺度（M

（3）与传统中锰钢相比，本发明钢种，创造性的添加了稀土元素Sc，稀土元素Sc通过影响析出相的类型、数量和形态，极大的影响了钢中的组织转变；同时细化了晶粒，改善了钢的横向性能、冷脆性；还抑制了回火脆性，提高了钢的热塑性、热强性、疲劳性能、耐磨性等。同时Cu和NiAl的复合析出，以第二相粒子分布于马氏体基体而起到弥散强化的作用。最后通过Q&P处理利用亚稳奥氏体的TRIP效应来进一步提高钢的强度与塑性。在节约成本的同时显著提升了性能。

附图说明

图1为本发明生产工艺流程图；

图2为本发明实施例1-4工艺流程图；

图3为本发明实施例5-8工艺流程图；

图4为本发明实施例1的扫描电镜图像；

图5为本发明实施例1的应力-应变图；

图6为本发明实施例1的透射电镜图像；

图7为本发明实施例2的扫描电镜图像；

图8为本发明实施例2的应力-应变图；

图9为本发明实施例3的扫描电镜图像；

图10为本发明实施例3的应力-应变图；

图11为本发明实施例4的扫描电镜图像；

图12为本发明实施例4的应力-应变图；

图13为本发明实施例4的透射电镜图像；

图14为本发明实施例5的扫描电镜图像；

图15为本发明实施例5的应力-应变图；

图16为本发明实施例6的扫描电镜图像；

图17为本发明实施例6的应力-应变图；

图18为本发明实施例7的扫描电镜图像；

图19为本发明实施例7的应力-应变图；

图20为本发明实施例8的扫描电镜图像；

图21为本发明实施例8的应力-应变图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例详细说明具体实施方式，如附图1-21所示。

具体实施

本发明实施例中的扫描电镜图像是在SUPRA

另外，本发明涉及一些铁碳合金热处理方面的专业术语，为便于技术人员理解本发明，现对相关术语进行解释说明，但这些解释说明的内容并不必然构成本领域的公知常识，具体包括：

术语“马氏体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的过饱和固溶体，由奥氏体淬火后形成。奥氏体中碳含量不同，淬火后得到的马氏体形态不同，一般而言，当奥氏体中含碳量≤0.25%时淬火后形成板条状马氏体，超过该碳含量时淬火后形成竹叶或凸透镜状马氏体。

术语“铁素体”：是碳元素溶解在α-Fe中形成的间隙固溶体，具有体心立方晶胞结构。

术语“奥氏体”：是碳元素溶解在γ-Fe中形成的间隙固溶体，具有面心立方晶胞结构。

术语“奥氏体转变开始温度”、“A

术语“奥氏体转变结束温度”、“A

图1是本发明生产工艺图；图2为本发明实施例1-4工艺流程图；图3为本发明实施例5-8工艺流程图；如图所示，将工业纯铁在电炉中冶炼，完全熔化后，将本发明设计的特定比例的合金料在不同时间点依次加入。随后浇注成铸锭，空冷后，投入精炼炉中精炼，使其各种合金元素分布更加均匀。最终得到铸坯。然后将铸坯进行锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板；随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板；热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：最后将冷轧钢板进行不同工艺参数的Q&P（淬火和配分）处理。

具体实施例1

铸坯化学成分为C：0.1%，Mn：7.5%，Si：2.0%，Al：4.5%，Cu：0.5%，Mo：0.2%，Cr：0.3%，Nb：0.11%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.011%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为750℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至恒温水浴炉中淬火至25℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图4所示，应力-应变曲线如图5所示，透射电子显微镜下的组织如图6所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为48%，抗拉强度为1000MP，强塑积为48GPa%。

具体实施例2

铸坯化学成分为C：0.1%，Mn：7.5%，Si：2.0%，Al：4.5%，Cu：0.5%，Mo：0.2%，Cr：0.3%，Nb：0.11%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.011%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为750℃，保温时间为30min；退火后迅速转移至恒温水浴炉中淬火至25℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图7所示，应力-应变曲线如图8所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为31.28%，抗拉强度为942MPa，强塑积为29.47GPa%。

具体实施例3

铸坯化学成分为C：0.1%，Mn：7.5%，Si：2.0%，Al：4.5%，Cu：0.5%，Mo：0.2%，Cr：0.3%，Nb：0.11%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.011%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为750℃，保温时间为40min；退火后迅速转移至恒温水浴炉中淬火至25℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图9所示，应力-应变曲线如图10所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为37.32%，抗拉强度为946MPa，强塑积为35.3GPa%。

具体实施例4

铸坯化学成分为C：0.1%，Mn：7.5%，Si：2.0%，Al：4.5%，Cu：0.5%，Mo：0.2%，Cr：0.3%，Nb：0.11%，Sc：0.06%，B:0.001%，Ni:0.011%（wt%），余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：将冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为750℃，保温时间为60min；退火后迅速转移至恒温水浴炉中淬火至25℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图11所示，应力-应变曲线如图12所示，透射电子显微镜下的组织如图13所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为43.22%，抗拉强度为936MPa，强塑积为40.55GPa%。

具体实施例5

铸坯化学成分为C：0.15%，Mn：7.9%，Si：1.45%，Al：3%，Cu：0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为680℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至盐浴炉中淬火至150℃，保温时间为60s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图14所示，应力-应变曲线如图15所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为29.8%，抗拉强度为1210MPa，强塑积为36.06GPa%。

具体实施例6

铸坯化学成分为C：0.15%，Mn：7.9%，Si：1.45%，Al：3%，Cu：0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为680℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至盐浴炉中淬火至150℃，保温时间为90s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图16所示，应力-应变曲线如图17所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为34.52%，抗拉强度为1260MPa，强塑积为43.5GPa%。

具体实施例7

铸坯化学成分为C：0.15%，Mn：7.9%，Si：1.45%，Al：3%，Cu：0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为680℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至盐浴炉中淬火至150℃，保温时间为180s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图18所示，应力-应变曲线如图19所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为31.12%，抗拉强度为1210MPa，强塑积为37.66GPa%。

具体实施例8

铸坯化学成分为C：0.15%，Mn：7.9%，Si：1.45%，Al：3%，Cu：0.51%，Mo：0.2%，Cr：0.35%，Nb：0.11%，Sc：0.05%，B：0.001%，Ni：0.027%，余量为Fe和不可避免的杂质。

（1）将所述铸坯锻造加热、热轧、卷取，得到热轧钢板：将铸坯锻造后加热至1500℃均匀奥氏体化1.5h后进行4道次热轧变形，开轧温度为1400℃，终轧温度为1250℃，随后卷取，然后空冷至室温，得到厚度为3mm的热轧钢板。

（2）将所述热轧钢板进行酸洗、冷轧，制成冷轧钢板：将步骤（1）得到的热轧钢板在900℃保温1h进行固溶处理后空冷至室温，然后将其酸洗后冷轧至1.5mm。

（3）将步骤（2）得到的冷轧钢板进行Q&P（淬火和配分）处理：冷轧后的中锰钢置于马弗炉中，退火温度为680℃，保温时间为20min；退火后迅速转移至盐浴炉中淬火至150℃，保温时间为300s，最后水淬（WQ）至室温。

（4）本实施例制备的中锰钢在扫描电子显微镜下的显微组织如图20所示，应力-应变曲线如图21所示，显微组织为马氏体、铁素体和残余奥氏体，经过测定延伸率为28.2%，抗拉强度为1220MPa，强塑积为34.4GPa%。

以上所述仅为本发明的优选实施例，并不用于限制本发明，对于本领域的技术人员来说，本发明可以有各种更改和变化。凡在本发明的精神和原则之内，所作的任何修改、等同替换、改进等，均应包含在本发明的保护范围。