为了实现钢件轻量化和汽车节能减排，达到节约能源和资源从而保护环境等目的，需要大力研究和开发具有低成本和高强塑性的第三代先进高强度钢（AHSS）。为此，根据徐祖耀院士2007年最新提出的用于获得新一代（第三代）先进高强度钢的淬火-分配-回火（Quenching-partitioning-tempering，Q-P-T）工艺，本文设计了高强塑性的低碳Q-P-T钢的成分（Fe-0.25C-1.48Mn-1.20Si-1.51Ni-0.05Nb （wt.%））和合理的Q-P-T工艺。通过扫描电镜（SEM）、透射电镜（TEM）、X射线衍射（XRD）和力学性能测试等实验手段系统研究了新型Q-P-T工艺和传统Q&T（淬火和回火）工艺对钢种的力学性能（包括准静态拉伸、动态力学性能和冲击力学性能）和微观组织的影响，揭示了Q-P-T钢较Q&T钢具有更佳强塑积的微观机制，探索了Q-P-T钢在不同形变温度条件下的微观组织及其对力学性能的影响。通过低碳Q-P-T钢和贝氏体钢中平均位错密度的测定和TEM的观察，验证了低碳Q-P-T钢中残余奥氏体吸收位错（DARA）效应的存在，同时发现贝氏体钢中也存在DARA新效应，从而提出了DARA效应产生的两个条件，进一步阐明了残余奥氏体增强高强度钢塑性的微观机制。主要的研究内容和成果如下：（1）设计了一种含Nb微合金化元素的低碳Q-P-T钢，基于Speer等人提出的“约束碳准平衡”（CCE）热力学理论模型，对室温残余奥氏体含量与淬火温度（Tq）的关系做了理论预测，继而设计出合理的Q-P-T工艺。设计的低碳Q-P-T钢展现了非常好的强塑性，抗拉强度高达1322MPa，延伸率和强塑积分别可高达16.9%和22342MPa%，显示出优良的综合力学性能。但是设计钢种经传统Q&T工艺处理后，其抗拉强度为1438MPa，但其延伸率只有12.1%，强塑积为17400MPa%，远低于Q-P-T钢。冲击实验结果表明，Q-P-T钢室温（20℃）下的纵向冲击功(A_kv)为36J，比Q&T钢的纵向冲击功（18J）增加了近一倍，Q-P-T钢展现出较Q&T钢更好的冲击韧性。TEM表征揭示出Q-P-T钢的高强度来源于高位错密度的板条马氏体（硬相）以及马氏体基体中弥散析出的大量的细小fcc NbC合金碳化物和少部分hcp ε过渡型碳化物（沉淀强化相），而高的塑性则归因于室温下大量“薄片状”富碳残余奥氏体（软相）的稳定存在。而Q&T钢中残余奥氏体呈现“薄膜状”，其含量在2%以下，远远小于Q-P-T钢，因此其塑性显著下降。（2）与传统Q&T工艺相比，新型Q-P-T工艺具有较高的淬火温度，这使得Q-P-T钢较Q&T钢含有更多的残余奥氏体；同时有效减少了引起微裂纹形成的淬火内应力和马氏体相变产生的内应力，由此提高了先进高强度Q-P-T钢的塑性和韧性。而且，较高的淬火温度减小了马氏体相变的驱动力，从而使Q-P-T钢具有更均匀的马氏体板条尺寸和更细小的板条马氏体，这有利于提高Q-P-T钢的强度和韧性，部分弥补了Q-P-T钢中马氏体含量减少引起的强度下降。这就是为什么Q-P-T钢比Q&T钢具有远高的塑性和韧性，而强度稍低于Q&T钢。（3）通过对不同形变温度（70℃⁴00℃）条件下Q-P-T钢的力学性能测试与残余奥氏体量的XRD测定，发现Q-P-T钢在70℃³00℃形变温度范围内的力学性能不亚于室温（20℃）的力学性能，同时在该温度范围内，残余奥氏体展现出良好的热稳定性，因此本文研究的低碳Q-P-T钢可在70℃³00℃温度范围时使用。不同形变温度条件下Q-P-T钢的TEM微观结构表征显示：在70℃³00℃温度范围内，Q-P-T钢高的强度来自于高位错密度的马氏体板条以及马氏体基体上弥散分布的fccNbC合金碳化物和hcp ε过渡型碳化物，而高的塑性来自于大量“薄片状”富碳残余奥氏体显著的相变诱发塑性（TRIP）效应和协调形变。当在300℃以上温度时，残余奥氏体量显著减少、脆性渗碳体开始形成，两者共同导致了其力学性能急剧恶化。本文的研究揭示了Q-P-T钢中Si元素的加入可以抑制（或阻碍）脆性渗碳体（Fe3C）在300℃以下温度的形成，但不能抑制（或阻碍）在300℃以上温度残余奥氏体分解成Fe3C或ε过渡型碳化物转变成Fe3C。（4）不同应变条件下低碳Q-P-T钢和贝氏体钢中残余奥氏体含量的XRD测定结果表明，残余奥氏体含量都随着应变的增加而减少，TEM观察均显示出形变孪晶马氏体，两者都证明了TRIP效应的存在。基于形变过程中马氏体（或贝氏体）和残余奥氏体中平均位错密度的X射线衍射线形分析（XLPA）方法的测定和TEM的观察，验证了在中碳Q-P-T钢中最新发现的DARA效应在低碳Q-P-T钢中依然存在，同时发现贝氏体钢中也存在DARA新效应，即马氏体（或贝氏体）中的位错移动到相邻的残余奥氏体中，从而被残余奥氏体所“吸收”。DARA效应使马氏体（或贝氏体）硬相处于“软化态”或“未加工硬化态”，极大的增强了硬相马氏体（或贝氏体）与软相奥氏体的协调形变能力。（5）提出了DARA效应产生的两个条件：钢中应含有尽可能多的残余奥氏体（大于10%体积分数），马氏体（或贝氏体）和残余奥氏体两相应具有共格（或半共格）的界面。（6）形变过程中，残余奥氏体会相继产生三个效应，即DARA效应、TRIP效应和BCP（阻碍裂纹扩展）效应。三者共同构成残余奥氏体增强高强度钢塑性的微观机制。三种效应均相继增强了硬相马氏体（或贝氏体）与邻近残余奥氏体软相协调形变的能力，从而相继提高了高强度钢的塑性，同时，三种效应均随残余奥氏体量的增加而增强。足够多的残余奥氏体含量（大于10%体积分数）是确保先进高强度马氏体（或贝氏体）钢具有良好塑性的先决条件。（7）首次研究了新型Q-P-T钢的动态力学性能。通过对Q-P-T钢和Q&T钢进行不同应变速率下的动态力学性能测定，发现Q-P-T钢的抗拉强度和塑性较准静态都有了提高，且随着应变速率的提高，Q-P-T钢的抗拉强度和塑性均随之提高，显示出本研究Q-P-T钢具有优良的动态力学性能。相反，Q&T钢强度提高的同时伴随着塑性稍有下降。同一应变速率条件下，Q-P-T钢较Q&T钢显示出更好的综合动态力学性能。本文研究的低碳Q-P-T钢的动态力学性能不亚于准静态的力学性能，因此本文研究的Q-P-T钢可在104/s¹03/s应变速率范围内使用。（8）分析了高应变速率条件下Q-P-T钢的力学性能较准静态强度和塑性均提高的原因。高应变速率激发更多的位错源开动和部分抑制位错的交滑移，由此提高了Q-P-T钢的强度。而动态条件下断裂方式的改变和绝热温升效应有利于塑性的提高，但高应变速率部分抑制了DARA效应、TRIP效应和BCP效应从而降低钢的塑性，两者的共同作用使Q-P-T钢的塑性较准静态稍有提高。