通过淬火-配分工艺可以获得低碳马氏体+高碳奥氏体的复相组织,成为开发超高强度的第三代先进高强钢的热点方向。为简化生产工艺和降低设备投入,本文提出动态配分型高强塑性马氏体钢的开发思路。本文以28Mn3型中锰钢12 mm热轧厚板和1.6 mm冷轧薄板为研究对象,首先探究了实验钢的两相区退火时的工艺参数对组织和性能的影响规律;然后在两相区退火处理的基础上进一步研究了实验钢厚板和冷轧薄板的快速加热淬火工艺,讨论了奥氏体化温度、时间对显微组织和力学性能的影响。研究结果如下:（1）28Mn3钢热轧后空冷获得马氏体组织。650～710℃为28Mn3钢的铁素体+奥氏体两相区。在两相区低温区域退火处理时,奥氏体的体积分数较低,由于C和Mn、Ni元素在奥氏体中偏聚使其稳定性提高,室温得到铁素体基体上分布层片状奥氏体的复相组织。在两相区高温区域退火处理时,由于奥氏体体积分数增加,合金元素的富集程度下降,使奥氏体的稳定性较低,室温得到铁素体、奥氏体和二次马氏体的混合组织。（2）28Mn3钢12 mm厚板,经670℃退火时间为3 h时,屈服强度达到537 MPa,抗拉强度达到1035 MPa,延伸率保持在30%左右,强塑积达到30953 MPa·%,具有较好的综合力学性能。（3）两相区处理后快速加热短时保温,奥氏体晶粒细小、成分分布不均匀,扩展了基体的Ms～Mf的温度区间,为淬火阶段C元素在马氏体和奥氏体间的动态配分提供了空间,进一步提高了残余奥氏体的体积分数。以两相区退火组织为基础进行快速加热淬火,有效提高了实验钢的强度指标,28Mn3钢12 mm厚板经过670℃退火5 h后在860℃奥氏体化15 min空冷,屈服强度为1008 MPa,抗拉强度为1876 MPa,延伸率为15.7%,强塑积达到29453 MPa·%。（4）28Mn3钢两相区处理后冷轧,在组织中引入了更多的晶体缺陷和冷变形储能,增加了组织的各相同性,使冷轧板在两相区再次退火过程中奥氏体形貌由层片状转变为等轴状,奥氏体晶粒的尺寸和间距增大,可以使Mn、Ni元素阶梯分布程度增加。冷轧薄板通过两相区退火处理后再进行快速加热奥氏体化,合金元素来不及扩散均匀化,导致冷却淬火时的Ms温度上升,Mf温度下降,扩大了动态配分的温度范围,淬火组织中残留奥氏体体积分数进一步增加,提高了钢的强塑性配合。（5）28Mn3钢1.6 mm冷轧薄板经过680 ℃退火5 h后,860℃奥氏体化3 min空冷,具有最佳的综合力学性能,屈服强度为910 MPa,抗拉强度为1724 MPa,延伸率为13.1%,强塑积达到22584 MPa·%。