本文在分析铁素体马氏体双相钢研究现状以及针状铁素体优势的基础上指出了当前双相钢研究中的不足之处，探讨了开发热轧双相钢厚板的意义和应用前景，重点指出开发针状铁素体马氏体双相钢的必要性，提出了本文的研究目标，并确定了本文的研究思路和主要研究内容。 首先采用材料设计的基本原理和方法，从焊接性、针状铁素体的形成条件以及经济性出发，考虑各种化学成分的影响，设计了热轧针状铁素体马氏体双相钢厚板的化学成分。接着从开发强度级别为800MPa低屈强比热轧双相钢出发，从理论上得出了满足此种要求的轧制工艺制度；根据热轧双相钢厚板的合金成分和轧制工艺特点，初步设计了试验钢的轧制工艺路线。通过对设计的13种不同成分的试验钢，采用不同的热轧工艺，从屈强比、强度等设计要求和降低成本角度优选出钢的合金元素的最佳范围为：C0.05～0.1％，Si0.30～0.50％，Mn1.50～2.0％，P≤0.015％，S≤0.010％，Ti0.01～0.02％，Nb0.03～0.06％，Ni0.20～0.30％和Al0.020～0.050％。 从微观组织的角度对试验钢良好的综合力学性能的原因进行了深入研究。实验结果表明，试验钢优异的力学性能归因于合理的化学成分和工艺，及其合理添加微合金元素。在这些综合因素条件下，得到了具有细小晶粒的针状铁素体和马氏体双相组织。大量的铁素体和马氏体小角度晶界的存在，大大提高了材料的韧性。析出相粒子的结构分析表明，高温析出的Ti碳氮化物，可作为后续Nb和V碳氮化物析出的形核核心；Nb既可依附于Ti的碳氮化物析出，也可单独形成Nb碳氮化物；V碳化物则主要依附于先析出的Nb和Ti碳氮化物作为核心而析出。而Nb、Ti的碳氮化物可能会成为针状铁素体的形核核心。 采用热模拟方法研究了工艺参数(包括加热温度、变形温度、变形量、停冷温度以及冷却速度)对优选成分的试验钢板显微组织的影响，并测定了试验钢的CCT曲线。结果表明，不同工艺参数对最终产品的组织有不同的影响：加热温度不适宜太高；变形需要进行再结晶和非再结晶两阶段控制，且变形量需要合理的分配；轧后需要进行一段时间的弛豫待温，而冷却速度和停冷温度也要控制在一定的范围之内。另外，该钢种的CCT曲线虽没有明显的卷取窗口，但铁素体(包括多边形铁素体和针状铁素体)转变区范围很大，即存在很大的冷却速度窗口，贝氏体转变区明显左移且右端封口。根据不同工艺参数对试验钢显微组织的影响，从而提出了试验钢的轧制和冷却工艺制度为：加热温度1100～1200℃，第一阶段终轧温度1000～1100℃，总变形率45～55％，第二阶段开轧温度850～900℃，总变形率60～70％，终轧温度780～850℃，轧后空冷时间40～120s，水冷速度5～25℃/s，出水温度200～500℃。 利用有限元分析对第4章中提出的轧制工艺制度进行了验证，根据终轧后水冷时厚板不同节点的温度变化计算结果发现，厚度为25mm的钢板水冷时虽然不同部位冷却速度不尽相同，但各部分的冷却速度均在10～30℃/s，满足获得针状铁素体+马氏体双相组织的工艺要求，从而最终确定了适合于工业生产条件下热轧厚板双相钢的成分和相应的轧制工艺制度。对优化出的第1种成分的钢种和轧制工艺制度进行了验证，所得试验钢的综合力学性能全部满足设计要求，表明优化出的钢种其轧制工艺制度适合于实际生产。 对试验钢进行的焊接性能计算和焊接热模拟试验结果表明，本文开发的针状铁素体+马氏体双相试验钢具有较低的冷裂纹敏感性倾向、较低的预热温度。在-20℃、焊接热输入达到30kJ/cm的条件下和在-40℃，焊接热输入低于25kJ/cm的条件下，焊接接头仍具有良好的冲击韧性，表明开发的针状铁素体+马氏体双相钢厚板具有良好的焊接性。