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本文以低碳硅锰系含铬、磷高强钢为研究对象,在实验室通过热模拟、控轧控冷等方法,分析了轧制工艺参数对实验钢组织及力学性能的影响,并结合现场工业热轧实验,得到不同复相组织的车轮用高强钢。由于车轮在随机载荷下工作,所以车轮的破坏形式以强度破坏和疲劳破坏为主,其中80%以上由疲劳破坏引起,因此车轮的疲劳寿命是车轮最重要的性能指标。目前国内关于汽车车轮用钢疲劳性能的研究,尤其是针对不同组织汽车车轮用高强钢疲劳性能差异的研究还比较少。在热轧实验的基础上,利用高频疲劳试验机对不同复相组织的车轮用高强钢进行了轴向拉压疲劳试验,通过绘制疲劳寿命曲线及对断口微观形貌的分析,以探讨不同复相组织高强钢的疲劳性能差异。所得主要结论如下：(1)测定并绘制了成分为0.12C-0.52Si-1.40Mn-0.51Cr-0.08P系实验钢的静态CCT曲线及动态CCT曲线,在各冷速下实验钢中均未出现珠光体组织。随着冷速的增加,铁素体相变开始温度呈下降趋势,铁素体相变区间呈缩小趋势。变形提高了铁素体的相变开始温度,扩大了多边形铁素体形成区。分别在630℃℃、660℃℃、700℃C等温时,所对应的铁素体相变时间分别为900s、400s、300s。随等温温度的升高,铁素体含量由81%减少到42%。(2)终冷温度为6300C,终轧温度从766℃C升高到820℃C时,实验钢的Rm由720MPa提高748MPa, RP0.2由463MPa提高到525MPa,延伸率均达到20.0%左右。终轧温度为870℃C时,Rm较低为655MPa, Rp0.2为415MPa,但延伸率较高为26.98%。终轧温度为820℃C时实验钢表现出明显的Trip效应。残余奥氏体主要分布在贝氏体内部及铁素体贝氏体边界处。(3)终轧温度为7700C,终冷温度从630℃C升高到660℃C时,实验钢的Rm由720MPa提高790MPa, RP0.2由463MPa提高到513MPa,延伸率变化不明显,综合力学性能提高。终冷温度继续升高到700℃C时,Rm为780MPa,Rpo2较低为478MPa,6为19.03%,RP0.2/Rm=0.61。拉伸断裂类型均为韧性断裂。(4)终轧温度为770℃C,终冷温度为630℃C,贝氏体等温时间分别为5min、15min、30min时,实验钢中残余奥氏体含量分别为8.26%、7.26%、7.87%,残余奥氏体中的碳含量分别为1.288%、1.299%、1.344%。随着等温时间的延长,残余奥氏体中的碳含量呈递增趋势。(5)在工业生产现场热轧实验条件下,对于成分为0.07C-0.36Si-1.52Mn-0.025P-0.047A1系的实验钢,终轧温度为810℃,卷取温度为379～392℃时,组织为铁素体、贝氏体和退化珠光体；卷取温度为382～420℃时,实验钢的组织为铁素体和贝氏体；卷取温度为310～330℃时,实验钢的组织为铁素体和马氏体。对于成分为0.08C-0.19Si-1.54Mn-0.016P-0.038Al-0.023Ti系的实验钢,终轧温度为845～866℃,卷取温度为562～614℃C时,组织为铁素体、珠光体和和弥散分布的马奥岛。(6)显微组织为铁素体、贝氏体和退化珠光体的实验钢在循环应力比r为-1,终止循环次数为1×107时的疲劳极限σ-1为327.5MPa；显微组织为铁素体、珠光体和弥散分布的马奥岛的实验钢的疲劳极限σ-1为412.5MPa,应力幅为415MPa时的疲劳辉纹的间距小于应力幅为460MPa时疲劳辉纹的间距,断口微观形貌中存在轮胎花样；显微组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体的实验钢的疲劳极限σ-1为462.5MPa。疲劳断口微观形貌均有明显的疲劳辉纹,其方向垂直于裂纹扩展方向。(7)实验钢的疲劳源区通常在试样表面,当存在较大的夹杂物时,疲劳裂纹在夹杂物处萌生,疲劳寿命降低。实验钢在瞬断区均有二次裂纹出现,且显微组织为铁素体、贝氏体和残余奥氏体的实验钢在疲劳裂纹扩展区也观察到二次裂纹。