随着我国经济快速发展,对高强度、高韧性以及可焊接性钢材的需求明显增加,传统材料已经不能满足钢材高性能和装备减重的要求,因此需要研究和开发高品质的钢材。通过控制轧制和超快速冷却技术,采用低碳微合金化的途径可以生产高强高韧钢材,具有良好低温韧性的高强钢为在寒冷地区等恶劣环境工作的装备提供了保证。本文对低碳高强钢中高强高韧性能以及组织织构进行了探索性研究,为了实现高强度和良好冲击韧性的结合,重点研究了组织织构演变规律,晶体学织构、冲击试样断裂行为和韧性之间的关系,晶体学织构与冲击断口分层之间的关系,以及分层、晶粒尺寸和析出状态等因素对冲击功的影响,论文的主要研究内容和结果如下:(1)详细研究了晶体学织构、断裂行为和冲击韧性之间的关系。采用三种不同的轧制工艺并获得了不同的晶体学织构和冲击韧性,系统分析了织构取向、有效晶粒尺寸、冲击试样断裂行为以及韧性区间断口分层等因素对冲击功的影响。结果表明,{001}<110>织构是对韧性不利的组分,使实验钢变脆,而{112}<110>和{332}<113>织构组分带来更好的冲击性能。热轧钢的冲击韧性可以通过控制奥氏体织构发展从而削弱{001}<110>组分强度来改善,轧制实践证明,通过合适的控制轧制过程可以最小化{001}<110>织构组分的强度。在Tnr温度以上轧制的工艺获得强<001>//RD取向、弱<110>//RD取向和不足数量的大角度晶界,随着温度降低,史容易发生平行于断口表面的解理断裂,所以Tnr温度以上轧制工艺的冲击功随温度降低而快速下降,而Tnr温度以下精轧工艺在低温下取得了优良冲击功。压扁拉长的晶粒结构伴随着{001}解理面沿着晶界分布是冲击试样断口分层的主要原因,并且{001}面平行于轧制面将导致分层的可能性增加。(2)基于相对轧向不同方向的冲击测试结果,研究了热轧高强钢中冲击韧性的各向异性行为,本文进行了 一系列的实验来确立两阶段控轧的热轧高强钢中冲击韧性各向异性的原因,讨论了织构取向和分层的出现对冲击功各向异性的影响。结果表明,强度集中在{112}<110>和{223}<110>的RD取向线是冲击功各向异性的主要原因,脆性{001}<110>织构也能产生冲击功的各向异性,而{332}<113>织构则产生各向同性并提供良好的强韧性。在韧性区间由于断口分层造成的深度凹槽状解理裂纹将降低实验钢的冲击功。在韧脆转变区间中,分层带来的凸-凹区域将产生韧性断裂韧窝,并作为断裂能量吸收过程的一部分,从而提高冲击功。分层在引起冲击功的各向异性中也扮演着很重要的角色。(3)研究开发屈服强度大于850MPa级别并拥有良好低温冲击韧性的热轧高强钢。结果表明,采用了两阶段控轧和超快冷工艺,成功开发出屈服强度为880MPa,抗拉强度为1083MPa,延伸率为17.7%和-80℃低温冲击功为122J的热轧高强钢,冲击试样从20℃到-80℃温度区间一直保持韧性断裂。高强度的{112}<110>和{332}<113>织构、有利的<110>//RD取向以及充足的大角度晶界数量是保证低温冲击韧性良好的原因。(4)研究了不同回火工艺下高强钢的强韧性,分析了不同回火工艺的显微组织和晶体学织构演变规律。结果表明,高强钢在Acl温度以下回火时,渗碳体数量和析出数量的增加将导致潜在裂纹或微孔萌生位置的增加,从而降低了冲击韧性。回火试样中织构组分和大角度晶界数量差异不大,但是有利<110>//RD取向的体积分数会随着回火温度或者回火时间增加而明显减少,从而降低了回火试样的冲击韧性。压扁拉长的晶粒结构是回火试样冲击过程中断口分层的主要原因,渗碳体在原奥氏体晶界上大量形成,增加了裂纹萌生位置,使原奥氏体晶界在冲击过程中更容易产生解理裂纹并快速扩展,增加了断口分层数量,从而导致回火试样冲击功降低。当回火温度较高时,马氏体基体组织高温软化部分补偿了韧性恶化,逐渐提高了冲击韧性。(5)选择合适的临界区温度、奥氏体区温度和低温回火温度,研究了多阶段热处理工艺对高强钢强韧性和组织织构的影响。结果表明,回火工艺仍然保留着热轧态的织构组分强度,临界区热处理工艺的{332}<113>织构组分强度明显增加,且与{112}<110>强度相当,α取向线上的织构整体强度比回火工艺的高,通过临界区热处理可以提高{332}<113>织构和<110>//RD取向的强度。高温奥氏体区热处理虽然继承了部分原有织构强度,但整体织构强度得到较大的削弱,{001}<110>织构强度反而增加,最有利的{332}<113>组分强度大幅度削弱,其强度不如{001}<110>组分强度。奥氏体区热处理工艺、临界区热处理工艺和回火工艺的平均有效晶粒尺寸分别为10.5μm、3.8μm和4.6μm。临界区热处理工艺在临界区温度发生部分相变细化晶粒,而奥氏体区热处理工艺经高温奥氏体化,高温促进晶粒长大,随后冷却形成大量铁素体,最终有效晶粒尺寸较大。