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CN108546812B - 一种高强中锰钢板的制备方法 - Google Patents

一种高强中锰钢板的制备方法 Download PDF

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CN108546812B CN201810455858.5A CN201810455858A CN108546812B CN 108546812 B CN108546812 B CN 108546812B CN 201810455858 A CN201810455858 A CN 201810455858A CN 108546812 B CN108546812 B CN 108546812B
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Abstract

一种高强中锰钢板的制备方法，属于高强韧钢板技术领域；包括步骤：1)按照高强中锰钢板的成分配比进行冶炼，连铸或模铸后锻造得到坯料；2)将坯料加入保温，经多道次热轧，空冷至室温，得热轧板材或者热轧卷板；3)加热保温后，冷却得一次退火板，进行4)或直接进行5)；4)将一次退火钢板进行冷轧，得冷轧板；5)加热保温后冷却至室温，制得高强中锰钢板；其屈服强度450～1000MPa、抗拉强度800～1500MPa、延伸率18％～60％、且单轴拉伸无吕德斯带产生、屈服延伸率≤1％；在保证高强塑积的同时，钢板变形时表现为连续屈服，避免了吕德斯带变形的产生，对于钢板的冷冲压成形有利。

Description

一种高强中锰钢板的制备方法
技术领域
本发明属于高强韧钢板技术领域，特别是提供了一种高强中锰钢板的制备方法。
背景技术
高强度和韧性一直是钢铁材料发展的目标，高强韧性材料的使用能够提高零件使用安全性，并能够在保证安全的前提下减少材料的用量，实现零件的减重，各汽车生产企业都在努力实现汽车轻量化。随着我国汽车行业的快速发展，能耗和环境污染问题日益突出，新能源在汽车上的应用虽然减缓了环境污染问题，但对汽车轻量化提出了更高的要求。钢铁材料是汽车的主要结构材料，即使在轻量化要求加大的今天，其在汽车领域拥有其它轻质材料不可替代的作用，因此先进高强钢的使用是实现汽车轻量化的重要途径。
中锰钢(含锰3～12％)是目前正在研究的第三代汽车用先进高强钢的代表。通过两相区退火，实现马氏体向奥氏体的逆相变，同时发生C、Mn向奥氏体的配分，实现奥氏体的稳定化，室温下得到超细晶的铁素体、奥氏体双相组织，通过变形过程中奥氏体向马氏体转变的TRIP效应，同时提高钢的强度和塑性。相对第一代先进高强钢，中锰钢的强度和塑性大幅提升，其合金含量相比第二代高强钢大幅降低，具有较低的成本，因此中锰钢得到了国内外研究人员和钢铁、汽车生产企业的广泛关注。
专利CN102021472B提供了一种适用于连续退火工艺生产中锰钢的方法，通过增加冷轧钢板形变储能和获得非平衡态组织，缩短逆转变奥氏体所需时间在10min以内，使之能够采用连续退火工艺进行生产。但大量文献研究表明，严重冷轧变形的中锰钢逆相变退火后生成等轴状铁素体和奥氏体组织，在变形过程中易产生吕德斯带变形，无宏观加工硬化，且造成钢件表面褶皱，不能满足汽车板冲压成形的要求。
发明内容
针对现有技术中存在的问题，本发明提供了一种高强中锰钢板的制备方法。通过两次退火工艺的设计，并控制冷轧压下量≤20％，在保证高强塑积的同时，使其能够连续屈服，避免吕德斯带变形的产生，确保冲压成形性。
一种高强中锰钢板的制备方法，具体包括如下步骤：
步骤1：冶炼和铸造
按照高强中锰钢板的成分配比进行冶炼，连铸或模铸后锻造得到坯料；
步骤2：热轧
将坯料加热至1050～1250℃保温2～4h，经多道次热轧，终轧温度≥750℃，总的累计压下量≥90％；热轧后空冷至室温，或者在300～700℃卷取并空冷至室温，制得热轧板材或者热轧卷板；
步骤3：一次退火
将热轧卷板或者热轧板材加热至580～680℃，保温1～72h后，以任意方式冷却至温度≤100℃，得一次退火板，进行步骤4或直接进行步骤5；
步骤4：冷轧
将一次退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量≤20％，得冷轧板；
步骤5：二次退火
将冷轧板或者经过一次退火的热轧板加热至620～720℃，保温1～10min后冷却至室温，制得高强中锰钢板。
上述的高强中锰钢板的制备方法，其中：
所述步骤1中高强中锰钢板，含有成分按质量百分含量为：C：0.05～0.50％，Mn：3～12％，Si：0～3％，A1：0～5％，Cr：0～2％，Mo：0～2％，W：0～2％，Ti：0～0.4％，Nb：0～0.4％，Zr：0～0.4％，V：0～0.4％，Cu：0～2％，Ni：0～3％，B：0～0.005％，其余为Fe和不可避免的杂质。
所述步骤1中，冶炼采用转炉、电炉或真空感应炉。
所述步骤2中，热轧板材或者热轧卷板厚度为0.8～4.0mm。
所述步骤3中，在罩式退火炉内进行。
所述步骤3中，优选保温时间为12～36h。
所述步骤3中，一次退火板的微观组织，按体积百分比，含有50～80％的铁素体、20～50％的奥氏体和0～5％的碳化物；其中，80％以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量的1.5～4倍，Mn的百分含量是钢板平均Mn含量的1.3～3倍。
所述步骤3中，一次退火板的屈服强度≤800MPa、抗拉强度≤1300MPa、延伸率≥18％。
所述步骤5中，高强中锰钢板厚度为0.7～3.2mm。
所述步骤5，在钢铁连续退火生产线进行，退火后以任意方式冷却至室温。
所述步骤5，在连续退火镀层生产线进行，退火后以任意方式冷却至450～480℃，进行热镀锌或热镀锌合金，然后以任意方式冷却至室温，制得镀锌高强中锰钢板。
所述步骤5中，高强中锰钢板的微观组织，按体积百分比：30～70％奥氏体、30～70％铁素体和0～1％的碳化物；其中，60％以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量1.5～3.0倍，Mn的百分含量是钢板平均Mn含量的1.4～2.0倍。
所述步骤5中，高强中锰钢板的力学性能，其屈服强度450～1000MPa、抗拉强度800～1500MPa、延伸率18％～60％、且单轴拉伸无吕德斯带产生、屈服延伸率≤1％。
上述的高强中锰钢板的制备方法，制备方法的工艺参数设定进行说明：
1.退火前为厚度0.8～4.0mm的热轧卷板或热轧板材
中锰钢中Mn含量较高(3～12％)，使其具有良好的淬透性，铁素体或珠光体转变需要较长的孕育时间，在热轧过程中为单一的奥氏体相，为了避免热轧轧制力过大，要求热轧终轧温度高于750℃。热轧后直接冷却或卷取后冷却，均可得到由大量马氏体为和少量残余奥氏体组成的组织，卷取后由于降温速度较慢，可能含有少量贝氏体。由于中锰钢主要用于汽车安全结构件，要求热轧钢板厚度为0.8～4.0mm。
2.一次退火：在580～680℃范围内保温1～72h
中锰钢通过马氏体向奥氏体逆相变，生成部分奥氏体，同时发生Mn由马氏体向奥氏体的富集，使逆相变奥氏体稳定至室温，在材料塑性变形时发生TRIP效应同时提高强度和塑性。本发明中一次退火的目的是生成部分奥氏体组织或奥氏体和渗碳体，进行Mn元素的预配分。本发明通过大量实验数据确定一次退火温度范围为580～680℃，在该温度范围内能够生成20～60％的奥氏体。温度过低，生成的奥氏体体积分数不足，温度过高，生成的奥氏体体积分数过多，均起不到Mn配分的效果。在580℃以上较低的温度范围内，会有部分渗碳体析出，渗碳体为富Mn相，同样能起到Mn配分的作用，该部分渗碳体可在后续温度提高的二次退火中快速溶解进入奥氏体，所以该过程中可以在渗碳体存在的温度范围内退火。
Mn为置换固溶元素，在两相区退火时由马氏体向奥氏体的扩散需要较长时间，一般需要1h甚至几十小时。本发明中要求一次退火时间为1～72h，优选为10～36h。
一次退火后冷却过程中不会发生组织的改变，因此退火后可以任意方式冷却到100℃以下或者室温。
一次退火时间较长，工业生产时不能采用连续退火生产线或连续退火镀层生产线，可在罩式退火炉内进行。单独采用一次罩式退火时，由于中锰钢两相区温度范围较窄，奥氏体体积分数和奥氏体的稳定性对温度的敏感性很大，进而影响其力学性能。罩式退火炉内温度的不均匀性导致不同位置钢板力学性能差别很大。本发明中一次退火的目的是进行Mn元素的预配分，不直接决定力学性能，后续通过温度控制均匀的连续退火或连续镀层退火生产线进行二次退火，因此可减弱力学性能对罩式退火温度的敏感性。
一次退火后生成20-50％的奥氏体，未相变马氏体逐渐恢复成为铁素体，含量为50-80％，退火温度较低时还会含有0-5％的渗碳体。由于马氏体的组织结构遗传，奥氏体优先在马氏体板条间形核并沿马氏体板条边界长大，奥氏体为类似马氏体的板条状。未相变马氏体由于板条奥氏体的限制，不能发生再结晶，逐渐回复为铁素体，保留了马氏体的板条形态。有少量奥氏体在原奥氏体晶界形核并长大，呈等轴状。长度比厚度大于5的板条铁素体和奥氏体在80％以上。一次退火后发生了C、Mn元素由马氏体向奥氏体的配分，奥氏体中C含量可达钢材平均含量的1.5～4倍、Mn含量是钢材平均含量的1.3～3倍。
热轧中锰钢以马氏体为主，强度高，热轧卷难以直接开卷和冷轧。经过一次退火，进行了马氏体的回复、奥氏体的形成、渗碳体的析出，其屈服强度≤800MPa、抗拉强度≤1300MPa、延伸率≥18％，能够满足开卷和冷轧的要求。
3.两次退火间冷轧(≤20％)
为了均匀并精确控制钢板厚度，可在一次退火后冷轧，冷轧至钢板目标厚度，一般为0.7～3.2mm，但须控制冷轧压下量在20％以内。本发明中不依靠大的冷轧变形增加形变储能来加快后续退火时Mn的扩散。压下量过大会使组织产生过大的塑性变形，破坏铁素体和奥氏体的板条结构，在后续退火时再结晶生成等轴状的铁素体和奥氏体组织。由于中锰钢两相区温度较低，造成铁素体的不完全回复再结晶，容易产生吕德斯带变形。发明者通过大量实验表明，控制冷轧压下量在20％以内，可避免一次退火后板条组织发生严重变形，造成后续退火时铁素体的不完全回复再结晶，可消除吕德斯带变形。
随着冷轧的进行，板条奥氏体逐渐相变为马氏体，该马氏体与板条奥氏体成分相同，为富C、Mn相。铁素体发生少量变形，但依然保持板条结构。
4.二次退火：加热至620～720℃保温1～10min
二次退火时发生渗碳体的溶解和奥氏体长大，本发明通过大量实验确定二次退火温度在620～720℃之间。退火温度过低，则奥氏体体积分数过小，奥氏体中C、Mn含量过多，奥氏体过于稳定，难以发生TRIP效应。退火温度过高，则退火时奥氏体体积分数过多，奥氏体中C、Mn含量过低，奥氏体不稳定，在变形初期甚至冷却时即发生大量的TRIP效应，降低材料的延伸率。本发明要求二次退火温度在620～720℃之间，生成30～70％奥氏体，使奥氏体具有合适的稳定性，在塑性变形时持续发生TRIP效应，增加钢板的强度和塑性。
由于一次退火时进行Mn的预配分，因此二次退火时冷轧产生的富C、Mn的马氏体重新相变为奥氏体、奥氏体的长大、渗碳体的溶解可在短时间内完成，要求二次退火时间为1～10min，二次退火温度为620～720℃，可在连续退火生产线进行，二次退火后奥氏体具有极高的热稳定性，可以任意方式冷却至室温。或在连续镀层退火生产线进行，二次退火后以任意方式冷却至450～480℃进行热镀锌或热镀锌合金，然后以任意方式冷却至室温。
若未经冷轧，二次退火时渗碳体溶解，并伴随原板条奥氏体的长大，所以依然为一次退火时奥氏体、铁素体的板条结构，只是渗碳体的溶解和Mn元素由铁素体向奥氏体的配分使奥氏体的体积分数和C、Mn含量发生变化。若经过冷轧，由于冷轧变形量较小，冷轧产生的富C、Mn的板条马氏体未发生再结晶，快速转变为奥氏体，保持板条形态。并在此基础上长大，并伴随着渗碳体的溶解、板条铁素体的回复、Mn元素由铁素体向奥氏体的配分。所以经过二次退火，大部分铁素体和奥氏体可保持板条形态，长度厚度比大于等于5的板条奥氏体和铁素体高于60％。
二次退火后要求得到30-70％的奥氏体、30-70％的铁素体，并使大部分渗碳体能够溶解，渗碳体含量低于1％。并且奥氏体中富集了C和Mn，其C含量是钢板的1.5～3.0倍、Mn含量是钢板的1.4～2.0倍。渗碳体为脆性相，含量过多会恶化钢板的强韧性，所以要求渗碳体含量低于1％。奥氏体含量在30-70％之间，能够保证其具有合适的成分和稳定性，在塑性变形时持续发生TRIP效应，增加钢板的强度和塑性。
本发明的一种高强中锰钢板的制备方法，与现有技术相比，有益效果为：
通过两次退火工艺设计，并控制冷轧压下量≤20％，在保证高强塑积的同时，钢板变形时表现为连续屈服，避免了吕德斯带变形的产生，有利于钢板的冷冲压成形。
附图说明
图1实施例中1＃钢热轧组织；
图2实施例中1＃钢经620℃10h退火(一次退火)的SEM图和对应的Mn元素的面扫图；
图3实施例中1＃钢实施例二次退火后最终组织的TEM图；
图4实施例中1＃钢对比工艺1-CP1最终组织的TEM图；
图5实施例中1＃钢不同工艺的工程应力应变曲线；
图6实施例中2＃钢不同工艺的工程应力应变曲线；
图7实施例中3＃钢不同工艺的工程应力应变曲线；
图8实施例中4＃钢不同工艺的工程应力应变曲线；
图9实施例中5＃钢不同工艺的工程应力应变曲线。
具体实施方式
以下表1中，共5种不同成分的中锰钢，为目前研究中锰钢的典型成分，实验钢还含有冶炼时不可避免的杂质成分，对实验结果无影响。
表1本发明各实施例中锰钢的化学成分(wt.％)
钢号 C Mn Si Al
1＃ 0.28 6.2 1.6 -
2＃ 0.19 5.1 - -
3＃ 0.16 7.2 - -
4＃ 0.07 9.2 - -
5＃ 0.15 7.2 - 2.1
下面将结合具体实施案例说明本发明的高强中锰钢的制备方法。本发明实验中奥氏体体积分数采用XRD方法测定，渗碳体体积分数在扫描图片中采用面积法统计得到，其余为铁素体。长度厚度比大于5的板条铁素体和奥氏体比例为采用面积法统计多幅透射电镜图片所得，奥氏体Mn含量采用TEM-EDS方法测定，C含量根据XRD衍射峰的偏移测得。拉伸试样为标距50mm的ASTM标准试样，拉伸速率为2mm/min。YPE为屈服平台长度，YS为屈服强度，UTS为抗拉强度，TE为总延伸率，UTS×TE为强塑积。
实施例1
(1)冶炼和锻造：1＃钢在真空感应炉中进行冶炼，成分如表1所示，获得的钢水经浇铸、锻造得到60mm×60mm×300mm的坯料。
(2)热轧：将铸坯加热至1150℃保温3h，开轧温度为1000℃，经7道次热轧，终轧温度为800℃，总的累计压下量为96％，单道次压下率为30％。热轧后空冷至室温，热轧板厚度为2.5mm。如图1所示，热轧组织以板条马氏体为主。
(3)一次退火：将热轧板放入620℃箱式炉中保温10h，模拟罩式退火，并空冷至室温。图2为1＃钢经620℃10h退火的SEM图和对应的Mn元素的面扫图；组织为板条状铁素体和奥氏体，并有渗碳体析出，渗碳体和奥氏体为富Mn相，说明退火过程中发生了Mn向奥氏体和渗碳体的配分。
(4)冷轧：将上述退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量分别为0％(不冷轧)、12％、19％，得冷轧板，对比工艺的冷轧压下量为36％和50％。
(5)二次退火：将冷轧板放入670℃箱式炉中保温8min，模拟连续退火，并空冷至室温。如图3所示，本发明工艺1-3(冷轧压下量为19％)最终组织以板条奥氏体和板条铁素体为主，对比工艺1-CP1(冷轧压下量为36％)由于发生了回复再结晶，最终组织大部分为等轴状奥氏体和等轴状铁素体，如图4所示。
本发明1＃钢实施例和对比工艺制备的高强中锰钢板的微观组织和力学性能见表2和图5。
表2 1＃钢实施例和对比工艺下钢板的微观组织和力学性能
实施例2
(1)冶炼和锻造：2＃钢在真空感应炉中进行冶炼，成分如表1所示，获得的钢水经浇铸、锻造得到60mm×60mm×300mm的坯料。
(2)热轧：将铸坯加热至1200℃保温2h，开轧温度为1050℃，经6道次热轧，终轧温度为820℃，总的累计压下量为96％，单道次压下率为30％。热轧后空冷至600℃，然后炉冷，模拟卷取，热轧板厚度为2.4mm。
(3)一次退火：将热轧板放入650℃箱式炉中保温24h，模拟罩式退火，并空冷至室温。
(4)冷轧：将上述退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量分别为0％(不冷轧)、10％、15％，得冷轧板，对比工艺的冷轧压下量为40％和45％。
(5)二次退火：将冷轧板放入680℃箱式炉中保温5min，模拟连续退火，并空冷至室温。
本发明2＃钢实施例和对比工艺制备的高强中锰钢板的微观组织和力学性能见表3和图6。
表3 2＃钢实施例和对比工艺下钢板的微观组织和力学性能
实施例3
(1)冶炼和锻造：3＃钢在真空感应炉中进行冶炼，成分如表1所示，获得的钢水经浇铸、锻造得到60mm×60mm×300mm的坯料。
(2)热轧：将铸坯加热至1250℃保温4h，开轧温度为1050℃，经7道次热轧，终轧温度为780℃，总的累计压下量为95％，单道次压下率为30％。热轧后空冷至室温，热轧板厚度为3.1mm。
(3)一次退火：将热轧板放入600℃箱式炉中保温36h，模拟罩式退火，并空冷至室温。
(4)冷轧：将上述退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量分别为0％(不冷轧)、10％、18％，得冷轧板，对比工艺的冷轧压下量为40％和50％。
(5)二次退火：将冷轧板放入660℃箱式炉中保温7min，然后空冷至470度并放入470度箱式炉内保温2min，模拟热镀锌或热镀锌合金，并空冷至室温。
本发明3＃钢实施例和对比工艺制备的高强中锰钢板的微观组织和力学性能见表4和图7。
表4 3＃钢实施例和对比工艺下钢板的微观组织和力学性能
实施例4
(1)冶炼和锻造：4＃钢在真空感应炉中进行冶炼，成分如表1所示，获得的钢水经浇铸、锻造得到60mm×60mm×300mm的坯料。
(2)热轧：将铸坯加热至1100℃保温3h，开轧温度为1000℃，经7道次热轧，终轧温度为760℃，总的累计压下量为98％，单道次压下率为30％。热轧后空冷至室温，热轧板厚度为1.2mm。
(3)一次退火：将热轧板放入580℃箱式炉中保温16h，模拟罩式退火，并空冷至室温。
(4)冷轧：将上述退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量分别为0％(不冷轧)、10％、19％，得冷轧板，对比工艺的冷轧压下量为30％和40％。
(5)二次退火：将冷轧板放入620℃箱式炉中保温9min，模拟连续退火，并空冷至室温。
本发明4＃钢实施例和对比工艺制备的高强中锰钢板的微观组织和力学性能见表5和图8。
表5 4＃钢实施例和对比工艺下钢板的微观组织和力学性能
实施例5
(1)冶炼和锻造：5＃钢在真空感应炉中进行冶炼，成分如表1所示，获得的钢水经浇铸、锻造得到60mm×60mm×300mm的坯料。
(2)热轧：将铸坯加热至1200℃保温2h，开轧温度为1100℃，经7道次热轧，终轧温度为800℃，总的累计压下量为97％，单道次压下率为30％。热轧后空冷至室温，热轧板厚度为1.8mm。
(3)一次退火：将热轧板放入660℃箱式炉中保温20h，模拟罩式退火，并空冷至室温。
(4)冷轧：将上述退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量分别为0％(不冷轧)、10％、19％，得冷轧板，对比工艺的冷轧压下量为40％和50％。
(5)二次退火：将冷轧板放入680℃箱式炉中保温3min，模拟连续退火，并空冷至室温。
本发明5＃钢实施例和对比工艺制备的高强中锰钢板的微观组织和力学性能见表6和图9。
表6 5＃钢实施例和对比工艺下钢板的微观组织和力学性能
本发明示例中锰钢经过一次退火后微观组织和力学性能如表7所示。
表7本发明示例中锰钢经过一次退火后微观组织和力学性能
如表7所示，本发明示例钢经过一次退火，微观组织按体积百分比，含有50～80％的铁素体、20～50％的奥氏体和0～5％的碳化物；其中，80％以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量的1.5～4倍，Mn的百分含量是钢板平均Mn含量的1.3～3倍。热轧中锰钢以马氏体为主，强度高，热轧卷难以直接开卷和冷轧。经过一次退火，进行了马氏体的回复、奥氏体的形成、渗碳体的析出，其屈服强度≤800MPa、抗拉强度≤1300MPa、延伸率≥18％，能够满足开卷和冷轧的要求，本发明示例中锰钢经过一次退火后均能够顺利冷轧，冷轧板质量良好。
如表2～表6和图5～图9所示，本发明示例中锰钢板的微观组织，按体积百分比：30～70％奥氏体、30～70％铁素体和0～1％的碳化物；其中，60％以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量1.5～3.0倍，Mn的百分含量是钢板平均Mn含量的1.4～2.0倍。C、Mn的配分对于稳定奥氏体和发生TRIP效应、增加强度和延伸率是有利的。本发明示例中锰钢力学性能，其屈服强度450～1000MPa、抗拉强度800～1500MPa、延伸率18％～60％、且均无屈服平台产生，即避免了吕德斯带变形。对比工艺中长度/厚度≥5的板条组织均低于50％，且拉伸曲线均出现了2～11％的屈服平台，不利于冲压成形。
上述实施例为本发明的典型实施例。在不脱离本文所公开的发明构思的情况下，本领域的技术人员可对上述实施例做出各种修改，而不背离本发明的范围。

Claims (7)

1.一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，具体包括如下步骤：
步骤1：冶炼和铸造
按照高强中锰钢板的成分配比进行冶炼，连铸或模铸后锻造得到坯料；其中高强中锰钢板含有成分按质量百分比含量为：C：0.05~0.50%，Mn：3~12%，Si：0~3%，Al：0~5%，Cr：0~2%，Mo：0~2%，W：0~2%，Ti：0~0.4%，Nb：0~0.4%，Zr：0~0.4%，V：0~0.4%，Cu：0~2%，Ni：0~3%，B：0~0.005%，其余为Fe和不可避免的杂质；
步骤2：热轧
将坯料加热至1050~1250℃保温2~4h，经多道次热轧，终轧温度≥750℃，总的累计压下量≥90%；热轧后空冷至室温，或者在300~700℃卷取并空冷至室温，制得热轧板材或者热轧卷板；
步骤3：一次退火
将热轧卷板或者热轧板材加热至580~680℃，保温1~72h后，以任意方式冷却至温度≤100℃，得到一次退火板，进行步骤4或直接进行步骤5；所述一次退火板的微观组织，按体积百分比，含有50~80%的铁素体、20~50%的奥氏体和0~5%的碳化物；其中，80%以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量的1.5~4倍、Mn含量是钢材平均含量的1.3~3倍；
步骤4：冷轧
一次退火的钢板进行冷轧，总的冷轧压下量≤20%，得到冷轧板；
步骤5：二次退火
将冷轧板或者经过一次退火的热轧板加热至620-720℃保温1-10min后冷却至室温，制得高强中锰钢板；所述高强中锰钢板的微观组织，按质量百分比：30~70%奥氏体、30~70%铁素体和0~1%的碳化物；其中60%以上的奥氏体和铁素体为长度/厚度≥5的板条组织；C、Mn发生了向奥氏体的富集，奥氏体中C的百分含量是钢板平均C含量的1.5~3.0倍、Mn含量是钢材平均含量的1.4~2.0倍。
2.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤2中，热轧板材或热轧卷板厚度为0.8~4.0mm。
3.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，优选保温时间为12~36h。
4.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，一次退火的屈服强度≤800MPa、抗拉强度≤1300MPa、延伸率≥18%。
5.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，高强中锰钢板厚度为0.7~3.2mm。
6.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，在连续退火镀层生产线进行，退火后以任意方式冷却至450~480℃，进行热镀锌或热镀锌合金，然后以任意方式冷却至室温，制得镀锌高强中锰钢板。
7.根据权利要求1所述的一种高强中锰钢板的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，高强中锰钢板的力学性能，其屈服强度450~1000Mpa、抗拉强度800~1500MPa、延伸率18~60%、且单轴拉伸无吕德斯带产生、屈服延伸率≤1%。
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