研制和开发高强度、良好成形性的先进高强钢是汽车工业近年研究的重点,空冷强化钢是一种在退火状态下具有非常好的冷成形性,奥氏体化后空冷即可得到高强度马氏体/贝氏体组织的先进高强钢。其加工过程具有流程短、成本低、精度高、效率高的特点。然而,目前对空冷强化钢成形性能调控机理及其空冷强化机制尚不清晰。本文以开发一种在退火态下具有良好冷成形性能,热处理后空冷可获得高强度良好塑性的空冷强化钢为目标。通过研究冷轧空冷强化钢再结晶过程组织演变及力学性能的变化规律,来获得空冷强化钢最佳冷成形性能退火工艺窗口,并揭示其成形性能调控机理。在获得实验钢的最佳成形性能基础上,通过研究不同奥氏体化工艺对实验钢组织及力学性能的变化规律,分析Nb微合金化对实验钢奥氏体化后组织与性能的影响,阐明了空冷强化钢的强化机理。总结如下:综合考虑合金元素对空冷强化钢淬透性、强度和塑性的影响,设计并制备了 Fe-1.95Mn-0.26Si-0.1C-0.75Cr-0.16Mo-0.005B-0.06V-0.035Ti、Fe-1.96Mn-0.28Si-0.1C-0.76Cr-0.18Mo-0.006B-0.06V-0.033Ti-0.01Nb、Fe-1.98Mn-0.27Si-0.1C-0.79Cr-0.17Mo-0.006B-0.06V-0.037Ti-0.021Nb和 Fe-1.95Mn-0.28Si-0.1C-0.73Cr-0.18Mo-0.005B-0.06V-0.038Ti-0.049Nb 四种空冷强化钢。使用 Therm al-Calc热力学软件计算了四种实验钢的相变点及析出相的变化,结果显示,Nb对实验钢相变点及析出温度影响不大。利用热膨胀仪测定了实验钢的Ac1、Ac3和Ms临界温度,绘制了实验钢的CCT曲线。通过研究退火工艺对冷轧实验钢（70%压下率）组织演变及力学性能的变化规律,结果表明:冷轧实验钢在退火过程中发生回复与再结晶,在600～700℃或700℃退火0.25～4 h,可以得到铁素体+碳化物组织。退火温度升高或保温时间延长,再结晶进程加快,铁素体晶粒尺寸增大,晶内纳米级碳化物减少,晶界粗大碳化物增多;实验钢强度降低,延伸率升高,n值和r值增大。在700～750℃退火,室温组织由铁素体+马氏体+碳化物组成。退火温度升高,晶内纳米级碳化物消失,晶界粗大碳化物减少,马氏体体积分数增加;实验钢强度增加,延伸率降低,n值和r值减小。基于实验钢铁素体晶粒尺寸及纳米级碳化物数量变化,揭示了空冷强化钢屈服延伸现象本质。可以通过控制铁素体晶粒尺寸大小以及纳米级碳化物数量来调控实验钢的成形性能,最终获得该钢种最佳的冷成形性能关键工艺参数。700℃退火4小时,空冷强化钢的屈服强度低于310 MPa,n值高于0.245,r值高于1.52。铌含量增加,铁素体晶粒尺寸减小,碳化物体积分数稍有增加,实验钢屈服强度增加,n值和r值减小。通过研究奥氏体化工艺对实验钢组织与性能的变化规律,分析Nb微合金化对实验钢奥氏体化后组织与性能的影响,探究冷变形量对实验钢奥氏体化后组织及性能的变化,结果表明:在750～800℃之间奥氏体化,可以获得700 MPa抗拉强度高塑性的铁素体+马氏体双相组织;825～900℃之间奥氏体化,可以获得950 MPa高强度良好塑性的粒状贝氏体+板条贝氏体组织;900℃以上奥氏体化,实验钢原始奥氏体晶粒粗化,强度和塑性下降。Nb的添加,可以在基体析出大量纳米级含铌碳化物颗粒,显著细化实验钢晶粒尺寸,通过析出强化和细晶强化作用,提高实验钢强度将近100 MPa。实验钢在10%左右冷变形处理后奥氏体化,其室温晶粒尺寸比较粗大,强度较低;在20%冷变形处理后奥氏体化,其室温晶粒尺寸比较细小,强度较高,空冷强化钢在冷冲压成形过程中应该尽量避开10%的冷变形量。利用Hollomon分析、微分C-J分析分别研究了空冷强化钢的加工硬化行为特性,结果表明,Hollomon分析能够较好的解释实验钢多阶段加工硬化行为及塑性变形机制。空冷强化钢在两相区热处理,其各项强化机制之间发生相互作用,共同对屈服强度产生影响,强化模型可以用修正的均方根叠加（RMS）关系来表示:σ’y=（?）-δr;奥氏体区热处理,其强化模型可以用各强化贡献值线性叠加来表示:σy=σ0+σs+σg+σp+σd,空冷强化钢最主要的强化贡献来自细晶强化、位错强化和析出强化。