CN114381671A - 高强度且高塑性中锰钢及生产方法 - Google Patents

高强度且高塑性中锰钢及生产方法 Download PDF

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Abstract

本申请涉及高强度且高塑性中锰钢及生产方法。超级高强度、高塑性且廉价的中锰钢以质量百分比计包括：8‑12 wt.％Mn、0.2‑0.4 wt.％C、1‑3 wt.％Al、0.05‑0.39 wt.％V、及余量为Fe。该超级高强度且高塑性中锰钢的制造方法包括以下步骤：（a）将锭在900‑1200°C热轧为钢板（或片、或棒）；（b）将钢板空冷或水淬至室温或温轧温度；（c）将钢板在350‑750℃以30‑60％的厚度减少进行温轧；（d）将钢板空冷或水淬至室温；（e）将钢板在600‑650°C退火0‑300分钟；并且（f）将钢板空冷或水淬至室温。

Description

高强度且高塑性中锰钢及生产方法
技术领域
本发明总体上涉及高强度且高塑性中锰钢及生产其的方法，并且更具体地涉及具有较低成本且易于制造的超级钢。
背景技术
钢铁在诸如汽车、航空、航天、造船、建筑等现代工业的快速发展中起着相当重要的作用。开发具有更高强度和更好塑性的先进钢是在该领域工作的科学家们的一贯目标。期望这样的钢以有助于建设更节能且更环保的世界。具有高强度的钢以相同的材料质量支撑更大负载。换句话说，借助于高强钢，需要较少的材料即可满足相同的负载条件。高强钢的这种重要性能使我们的世界中的结构轻得多。例如，汽车包含大量的钢，其占汽车总重量的一半以上。使用高强钢将使汽车更轻并且更节能，同时在汽车碰撞中仍然证明具有高安全性。
在高强度之外，高塑性是钢的另一个重要性能，其意味着钢能经受大的变形而不会立即断裂。高塑性钢还将通过避免灾难性失效而使得车辆和其他结构更加安全。另一方面，良好的塑性在将钢加工和成形为不同形状的部件（例如冲压、轧制、挤压）时也是有益的。
然而，同时提高钢的强度和塑性通常是非常困难的。这被认为是强度-塑性权衡。许多研究人员已经投身于通过多种方法开发具有高强度和良好塑性的先进钢。在汽车工业中，总体上存在三代先进高强钢（AHSS），其已经在过去的几十年中被开发以使汽车更加轻量、节能、低成本并且安全。第一代AHSS包括双相（DP）钢、相变诱导塑性（TRIP）钢、复相（CP）钢、和马氏体（MART）钢。这些钢的强度和伸长率的乘积为约20,000 MPa％。第二代AHSS包括孪晶诱导塑性（TWIP）钢，其具有的强度和伸长率的乘积为约60,000 MPa％，但其具有低屈服强度和高锰含量，这可能是昂贵的。现在正在开发第三代AHSS，其具有的强度和伸长率的乘积为约40,000 MPa％，但具有提高的屈服强度和较低量的锰。
包含3 wt.％（重量%）至12 wt.％的锰的中等含量锰钢是实现第三代AHSS的杰出机械性能的替代方法。目前，一些钢铁公司已经开发了多种类型的中锰钢，如淬火配分（Q＆P）钢，其具有高强度和良好塑性之间的良好平衡。中锰钢是用于生产打破强度-塑性权衡的超级钢的有潜力的钢。几年前，中国香港大学的小组开发了化学组成为8-12 wt.％Mn、0.38-0.54 wt.％C、1.5-2.5 wt.％Al、0.6-0.8 wt.％V及余量为Fe的超级钢，优选地化学组成为10 wt.％Mn、0.47 wt.％C、2 wt.％Al、0.7wt％V及余量为Fe的超级钢，该超级钢同时显示了高达2.2 GPa的高屈服强度和高达16％的大的均匀伸长率。该开发的详情可在PCT国际申请号WO2018035739A1中找到。这种具有0.7 wt.％V的超级中锰钢显示出出色的机械表现，但与如马氏体时效钢的其他高强钢相比具有低得多的价格。
尽管这种超级钢具有优异的机械性能，但它确实具有一些局限。首先，生产这种钢的过程涉及许多轧制和退火的步骤，这些步骤非常耗时并且不便于工业制造。其次，钢的性能对最后退火过程的温度非常敏感，该温度在工业制造期间不易控制。第三，这种超级钢中高含量的C导致其焊接性能非常差，这在许多情况下限制了其应用。第四，尽管这种超级钢的价格比许多其他超级钢低得多，但由于其高V含量（0.7 wt.％），其仍比许多其他中锰钢（如Q＆P钢）昂贵。
本发明的目的在于提供进一步降低超级钢的价格并减少总的加工时间的方法，但以不损害其出色的机械性能的方式来做到这一点。
发明内容
本发明提供了一种类型的高强度且高塑性中锰钢以及用于生产这种钢的方法。
本发明的超高强度、高塑性且廉价的中锰钢，以质量百分比，包括：8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe。本发明的超高强度且高塑性中锰钢的制造方法包括以下步骤：（a）将锭在900-1200℃热轧成钢板（或片、或棒）；（b）将钢板空冷或水淬至室温或温轧温度（350-750℃）；（c）将钢板（或片、或棒）在350-750℃以30-60％的厚度减少进行温轧；（d）将钢板空冷或水淬至室温；（e）将钢板（或片、或棒）在600-650℃退火0-300分钟；并且（f）空冷或水淬至室温。
通过本发明的过程，获得了温轧（WR）钢板（或片、或棒）。该WR钢板（或片、或棒）能够用作最终产品，或用作进行以下额外过程的过渡产品：（g）将WR钢板（或片、或棒）在室温下以10-35％的厚度减少进行冷轧（CR）；（h）将所得的钢板（或片、或棒）在200-600℃退火0-30分钟；以及（i）将钢板空冷或水淬至室温。作为该进一步过程的结果，获得了已经经过WR、CR和退火的另一钢产品。这种WR钢产品具有高达1.6 GPa的极限拉伸强度（UTS），以及高达15-33％的均匀伸长率。WR+CR+退火钢产品具有高达1.8-2.1 GPa的屈服强度，和高达12-20％的均匀伸长率。特别地，对于本发明的具有低C和低V含量的钢，可取消两个退火过程而不影响机械性能。本发明的方法的优点在于，其大大缩短了加工时间，例如缩短了50％，并且其对于大规模工业制造非常方便。
具体地，与关于具有8-12 wt.％Mn、0.38-0.54 wt.％C、1.5-2.5 wt.％Al、0.6-0.8 wt.％V及余量为铁的化学组成的超级钢的在先专利相比，本发明的新型钢具有低得多的钒含量和较低的碳含量。较低的钒含量能够降低材料成本，同时较低的碳含量能够有助于改善焊接性能。本发明的新型钢还允许取消现有技术的退火和配分过程，这大大缩短了加工时间。
附图说明
专利或申请文件包含至少一个以彩色绘制的附图。依请求并在支付必要费用的情况下专利局将提供带有彩色附图（一个或复数个）的本专利或专利申请公开的副本。
当结合以下详细描述和附图考虑时，本发明的前述和其他目的和优点将变得更加明显，在附图中相似的附图标记在多个视图中指示相似的元件，并且其中：
图1是用于制造本发明的超级高强度且高塑性中锰钢的方法的流程图；
图2是本发明的温度-机械加工步骤的示意性图示；
图3A示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR产品的室温且准静态应变率拉伸试验结果；
图3B示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR+CR+（退火）产品的室温且准静态应变率拉伸试验结果；
图4A示出了具有Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）的化学组成的示例性实施例的WR+CR+退火产品的室温且准静态应变率拉伸试验结果；
图4B示出了具有Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）的化学组成的示例性实施例的WR+CR+退火产品的室温且准静态应变率拉伸试验结果；
图5A示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR产品的奥氏体的体积分数的演变；以及
图5B示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR+CR+（退火）产品的奥氏体的体积分数的演变。
具体实施方式
本发明提供了一种超级高强度且高塑性中锰钢，其以重量百分比计包括：8-12wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe。示出了两个示例性实施例，其以重量百分比计分别包括或由下述成分组成：10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2wt.％Al、0.1 wt.％V、余量为Fe，和10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、余量为Fe。
为了在这种中锰钢中同时实现高强度和良好塑性，使用了温轧、冷轧和退火过程的组合。温轧过程的目的在于增加残留奥氏体的位错密度，使其更加稳定。冷轧将使残留奥氏体的部分转变为较硬的马氏体，并且还将进一步提高马氏体和残留奥氏体的位错密度。高的位错密度为钢带来了高强度。相变马氏体将继承在残留奥氏体中由温轧产生的可动位错。高的可动位错有助于钢的良好塑性。
图1和图2示出了用于制造这种高强度且高塑性中锰钢的详细的热机械程序。用于生产根据本发明的超级高强度且高塑性钢的过程开始于图1中的步骤或框01，在此提供锭。该锭以重量百分比计包括：8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39wt.％V、及余量为Fe。
在步骤或框02中，将锭热轧以生产厚钢板（或片、或棒）。然后将经热轧的钢板（或片、或棒）空冷或水冷至室温或温轧温度。注意，热轧的起始温度为约1200-1300℃，并且热轧的终止温度为约900-1000℃。在两个示例性实施例中，将锭热轧至4mm的最终厚度。热轧的入口和出口温度分别为1200℃和900℃。
在框03中，将经热轧的板（或片、或棒）在350-750℃的温度以30-60％的厚度减少进行温轧。在该温轧（WR）过程完成之后，获得了WR产品，该产品具有非常高的极限拉伸强度（UTS）和非常好的塑性。该温轧步骤对于生产这种高强度且高塑性中锰钢非常重要。温轧增加了残留奥氏体的位错密度，这将使奥氏体更加稳定。因此，在冷却至室温后将保留更多的奥氏体。对于WR产品，在室温下的拉伸试验期间，残留奥氏体将逐渐转变为马氏体，这称为相变诱导塑性（TRIP）效应。TRIP效应将大大改善钢的应***化和伸长率，使这种钢同时具有高强度和高塑性。
以下步骤是基于WR产品的，并且涉及生产同时具有非常高的屈服强度和非常好的塑性的WR+CR+（退火）产品。
框04是退火过程。该退火过程根据化学组成是可选的。对于具有10 wt.％Mn、0.2wt.％C、2 wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe的化学组成的示例性实施例，退火过程不是必需的。对于具有10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe的化学组成的示例性实施例，退火过程是必需的。该退火过程的主要目的在于稍微降低位错密度，以便当执行框05中的冷轧过程时钢产品不会开裂。
在框05中，将钢板（或片、或棒）以10％-35％的厚度减少进行冷轧。在冷轧过程期间，在WR产品中的残留奥氏体的部分将被转变为硬马氏体。相变马氏体将继承在残留奥氏体中由温轧产生的可动位错。因此，最终的WR+CR产品由硬马氏体基体和残留奥氏体组成。在马氏体和奥氏体二者中的高的位错密度使得屈服强度极高。此外，由WR产生的高的可动位错还使钢具有非常好的塑性。
框06是另一退火过程。该退火过程根据化学组成也是可选的。对于具有10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2 wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe的化学组成的示例性实施例，退火过程不是必需的。对于具有10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe的化学组成的示例性实施例，退火过程是必需的。该退火过程的主要目的在于减少残留应力并将碳从马氏体配分到残留奥氏体，这将使马氏体基体不那么脆，并使残留奥氏体更加稳定。
在试验中，在成功生产WR和WR+CR+（退火）产品之后，从钢产品线切割出拉伸样品，其中拉伸轴线平行于轧制方向对准。然后在室温下进行单轴准静态拉伸试验。图3A和3B分别示出了本发明的两个示例性实施例的WR和WR+CR+（退火）样品的拉伸结果。WR样品具有高达1.6 GPa的高极限拉伸强度（UTS），和高达15-33％的良好均匀伸长率。WR+CR+（退火）钢产品具有高达1.8-2.1 GPa的超级高屈服强度，和高达12-20％的良好均匀伸长率。
具体地，在图3A中，这两个说明性示例的化学组成分别是Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）和Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）。就每种情况执行两次重复试验。具体地，在图3B中，这两个说明性示例的化学组成分别是Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）和Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）。对于Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）的钢样品，不需要退火过程。进行两次重复试验。对于Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）的钢样品，退火是必需步骤，并且不可免除。进行了具有不同的退火温度的试验。
图4A和4B分别示出了具有Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）的化学组成和Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）的组成的示例性实施例的WR+CR+退火产品的拉伸试验结果。注意，对于包含Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）的样品，仅当退火温度在350-450℃之间变化时，钢才表现出良好的塑性，具有15％-20％的均匀伸长率。然而，对于包含Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）的样品，在没有任何退火的情况下获得最佳机械性能。
对于在图4A中示出的试验，退火温度在300-450℃之间变化。根据图4A，明显的是，没有退火的样品是相当脆的，屈服后立即断裂，完全没有伸长。钢的塑性对退火温度相当敏感。当退火温度在350-450℃之间变化时，钢表现出良好的塑性，具有15％-20％的均匀伸长率。
对于在图4B中示出的试验，使用与图4A中的钢不同的钢，并且其具有Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）的化学组成。这种钢在没有退火过程的情况下显示出最佳机械性能。退火温度越高，机械性能变得越差。
图5A分别示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR样品的奥氏体的体积分数的演变。具体地，这两个说明性示例的化学组成分别为Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）和Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）。对于WR样品，奥氏体的体积分数在拉伸试验前为约80％-98％，并且在拉伸试验后由于TRIP效应降低至28％-50％。对于WR+CR+（退火）样品，奥氏体的体积分数在拉伸试验前为约40％-52％，并且由于TRIP效应降低至27％-42％。
图5B示出了根据本发明的两个示例性实施例的WR+CR+（退火）样品或产品的奥氏体的体积分数的演变。具体地，这两个说明性示例的化学组成分别为Fe-10Mn-0.2C-2Al-0.1V（wt.％）和Fe-10Mn-0.4C-2Al-0.3V（wt.％）。
可进一步说明前述原理。特别地，这种高强度且高塑性中锰钢的说明性实施例包括以重量百分比计的下述化学组成：8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe。在根据本发明的这种中锰钢的另一个实施例中，C的含量低于0.4 wt.％和/或V的含量低于0.39 wt.％。
为了解决超级钢的前面提到的问题，本发明的超级高强度且高塑性中锰钢以低碳和低钒含量生产，包括0.15-0.4 wt.％C、0.05-0.39 wt.％V。低含量的C将大大改善这种超级钢的焊接性能，并且低含量的V将进一步降低这种钢的总价格。
用于生产本发明的超级高强度且高塑性中锰钢的说明性方法包括以下步骤：
（a）提供包括8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe的锭；
（b）将锭在900-1200℃进行热轧以生产厚钢板（或片、或棒）；
（c）将钢板（或片、或棒）空冷至室温或温轧温度；
（d）将钢板（或片、或棒）在350-750℃以30-60％的厚度减少进行温轧。该步骤非常关键，并且其目的在于增加残留奥氏体的位错密度，使残留奥氏体更加稳定。
（e）将钢板（或片、或棒）空冷至室温；
通过该过程，获得了温轧（WR）钢产品。这种WR钢产品具有非常好的机械性能，具有高达1.6 GPa的极限拉伸强度（UTS）、和高达15-33％的均匀伸长率。因此，这种WR钢板（或片、或棒）能够用作一个类型的最终产品。
WR钢板（或片、或棒）还可用作进行以下过程的过渡产品：
（f）将钢板（或片、或棒）在600-650℃退火0-300分钟；
（g）将钢板（或片、或棒）空冷至室温；
（h）将WR钢板（或片、或棒）在室温下以10-35％的厚度减少进行冷轧（CR）。该CR步骤将残留奥氏体的部分转变为较硬的马氏体，并且还将进一步提高马氏体和残留奥氏体的位错密度，这产生了钢的高屈服强度。
（i）将钢板（或片、或棒）在200-600℃退火0-30分钟；
（j）将钢板（或片、或棒）空冷或水淬至室温。
通过该过程获得了已经经过WR、CR和退火的另一钢产品。WR+CR+退火钢产品具有高达1.8-2.1 GPa的超级高屈服强度，和高达12-20％的良好均匀伸长率。
在WR产品中，在拉伸试验前，马氏体的体积分数为0-20％，并且奥氏体的体积分数为80-100％。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为28-53％，并且马氏体的体积分数为47-72％。
在WR+CR+（退火）产品中，在拉伸试验前，奥氏体的体积分数为40-55％，并且马氏体的体积分数为45-60％。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为27-44％，并且马氏体的体积分数为56-73％。
作为示例，根据前述方法生产了包含10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2 wt.％Al、0.1wt.％V、及余量为Fe的超级高强度且高塑性中锰钢。注意，具有这种化学组成的这种超级中锰钢将不需要退火过程。换句话说，将不需要步骤（f）（g）和（i）（j）。这种钢的该巨大改进将大大简化总体制造过程，并且使其易于工业制造。WR产品具有高达1.6 GPa的非常高的极限拉伸强度（UTS），以及高达33％的非常长的均匀伸长率。WR+CR产品具有高达1.8 GPa的超级高屈服强度和高达14％的良好均匀伸长率。
对于具有10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2 wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe的化学组成的这种超级中锰钢，在WR产品中，在拉伸试验前，具有80％的奥氏体的体积分数和20％的马氏体的体积分数。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为28％，并且马氏体的体积分数为72％。在WR+CR产品中，在拉伸试验前，奥氏体的体积分数为40％，并且马氏体的体积分数为60％。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为27％，并且马氏体的体积分数为73％。
作为示例，根据前述方法生产了包含10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3wt.％V、及余量为Fe的超级高强度且高塑性中锰钢。注意，对于具有这种化学组成的这种超级中锰钢，两次退火过程是必需的并且不能免除。WR产品具有高达1.5 GPa的非常高的极限拉伸强度（UTS），以及高达16％的长均匀伸长率。WR+CR+退火产品具有高达2.0 GPa的超级高屈服强度和高达20％的良好均匀伸长率。
对于具有10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe的这种化学组成的这种超级中锰钢，在WR产品中，在拉伸试验前，奥氏体的体积分数为0-5％，并且马氏体的体积分数为95-100％。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为47-53％，并且马氏体的体积分数为47-53％。在WR+CR+退火产品中，在拉伸试验前，奥氏体的体积分数为50-55％，并且马氏体的体积分数为45-50％。在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为40-44％，并且马氏体的体积分数为56-60％。
如可看出的，残留奥氏体、TRIP效应和位错密度是中锰钢的机械性能的三个重要因素。因此，通过温轧、冷轧和退火来控制残留奥氏体的体积分数、TRIP效应和高位错密度，生产了根据本发明的高强度且高塑性中锰钢。
虽然已经参考本发明的优选实施例特别地示出和描述了本发明；但是本领域技术人员将理解的是，在不脱离本发明的精神和范围的情况下，可在形式上和细节上进行各种改变，并且实施例仅是本发明的说明，本发明仅由所附权利要求限制。尤其，前述详细描述以示例的方式而非限制的方式说明了本发明。该描述使本领域技术人员能够生产和使用本发明，并且描述了本发明的若干实施例、改型、变型、和使用方法。

Claims (11)

1.一种中锰钢，其包括8-12 wt.％Mn、0.15-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39wt.％V、及余量为Fe。
2.根据权利要求1所述的中锰钢，其中，所述中锰钢包括10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe。
3.根据权利要求1所述的中锰钢，其中，所述中锰钢包括10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe。
4.一种用于制造高强度且高塑性温轧（WR）中锰钢的方法，包括以下步骤：
（a）提供包括8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe的锭；
（b）将所述锭在900-1200°C热轧为厚钢板或片或棒；
（c）将所述钢板或片或棒空冷至室温或温轧温度；
（d）将所述钢板或片或棒在350-750℃以30-60％的厚度减少进行温轧；并且
（e）将所述钢板或片或棒空冷至室温。
5.根据权利要求4所述的方法，其中，在热轧步骤中，起始热轧温度为1200℃并且终轧温度高于900℃；并且其中，在温轧步骤中，起始温轧温度为750℃并且终轧温度高于350°C。
6.根据权利要求4所述的方法，其中，所述锭包括10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2 wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe；
其中，WR中锰钢具有高达1.6 GPa的极限拉伸强度（UTS），和高达33％的均匀伸长率；并且
其中，WR中锰钢在拉伸试验前具有80％的奥氏体的体积分数且马氏体的体积分数为20％，并且在拉伸试验后奥氏体的体积分数为28％且马氏体的体积分数为72％。
7.根据权利要求4所述的方法，其中，所述锭包括10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe；
其中，WR中锰钢具有高达1.5 GPa的极限拉伸强度（UTS），和高达16％的均匀伸长率；并且
其中，所述WR中锰钢具有0-5％的奥氏体的体积分数和95-100％的马氏体的体积分数，并且在拉伸试验后奥氏体的体积分数为47-53％并且马氏体的体积分数为47-53％。
8.一种用于制造高强度且高塑性WR+CR+（退火）中锰钢的方法，包括以下步骤：
（a）提供包括8-12 wt.％Mn、0.2-0.4 wt.％C、1-3 wt.％Al、0.05-0.39 wt.％V、及余量为Fe的锭；
（b）将所述锭在900-1200°C热轧为厚钢板或片或棒；
（c）将所述钢板或片或棒空冷至室温或温轧温度；
（d）将所述钢板或片或棒在350-750℃以30-60％的厚度减少进行温轧（WR）；
（e）将所述钢板或片或棒空冷至室温；
（f）可选地，将所述钢板或片或棒在600-650℃退火0-300分钟；
（g）可选地，将所述钢板或片或棒空冷至室温；
（h）将WR钢板或片或棒在室温下以10-35％的厚度减少进行冷轧（CR）；并且
（i）可选地，将所述钢板（或片、或棒）在200-600℃退火0-30分钟；
（j）可选地，将所述钢板（或片、或棒）空冷或水淬至室温。
9.根据权利要求8所述的方法，其中，在热轧步骤中，起始热轧温度为1200℃并且终轧温度高于900℃；并且
其中，在温轧步骤中，起始温轧温度为750℃，并且终轧温度高于350℃。
10.根据权利要求8所述的方法，其中，所述锭包括10 wt.％Mn、0.2 wt.％C、2 wt.％Al、0.1 wt.％V、及余量为Fe；
其中，所述步骤（f）（g）（i）（j）能够取消，因此退火时间为0分钟；
其中，WR+CR中锰钢产品具有高达1.8 GPa的超级高屈服强度和高达14％的良好均匀伸长率；并且
其中，WR+CR中锰钢产品在拉伸试验前具有40％的奥氏体的体积分数且马氏体的体积分数为60％，并且在拉伸试验后奥氏体的体积分数为27％且马氏体的体积分数为73％。
11.根据权利要求8所述的方法，其中，所述锭包括10 wt.％Mn、0.4 wt.％C、2 wt.％Al、0.3 wt.％V、及余量为Fe；
其中，将所述钢板或片或棒退火的所述步骤（f）为在620℃进行300分钟；
其中，将所述钢板或片或棒退火的所述步骤（j）为在350-450℃进行6分钟；
其中，WR+CR+退火中锰钢产品具有高达2.0 GPa的超级高屈服强度和高达20％的良好均匀伸长率；并且
其中，WR+CR+退火中锰钢产品在拉伸试验前具有50-55％的奥氏体的体积分数以及45-50％的马氏体的体积分数，并且在拉伸试验后，奥氏体的体积分数为40-44％并且马氏体的体积分数为56-60％。
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