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当前,我国最大的经济、资源和国土安全的挑战来自海洋。各类大型船舶的建立能够迅速提升我国的经济和安全实力。高性能钢铁材料是船舶建造最重要的物质基础,美国开发的系列高强韧、易焊接纳米富Cu相强化HSLA钢基本代表了世界船体结构钢发展的最高水平。我国高强度船体结构钢采用Ni-Cr-Mo合金体系,存在强度级别偏低、焊接性能较差、应用研究滞后个等诸多问题,研发和应用纳米富Cu相强化HSLA钢可以提升我国船体结构用钢在国际市场上的竞争力。本文以纳米富Cu相强化HSLA钢为研究对象,系统研究了等温相变机制、Cu对奥氏体连续冷却相变行为的影响、富Cu相形核长大过程形态-结构-成分三者之间的关系以及冷却路径和热处理工艺对组织性能的影响。本文的主要工作和研究成果如下:(1)通过热模拟实验研究了极低碳(<0.01wt%)含铜HSLA钢的等温相变机制,揭示了 Cu对奥氏体连续冷却相变的影响。结果表明,随等温温度降低,依次发生扩散型相变、块状相变和扩散-切变整合型贝氏体相变。块状相变与扩散型相变在形成温度、形核位置、长大方式、晶界特征和晶内特征等方面表现出明显的不同;钢中Cu的加入可以降低奥氏体相变开始温度,推迟奥氏体分解,使C曲线向右移动,同时降低铁素体形核和长大速率。(2)通过热模拟实验研究了终冷温度、冷却速率和冷却时间对富Cu相析出行为的影响。结果表明,随着终冷温度不断升高,富Cu相尺寸逐渐增大,铁素体晶内显微硬度呈现先升高后降低的变化趋势;连续冷却过程富Cu相的析出能够与铁素体相变同时进行,存在弥散析出和相间析出两种析出形式,相间析出面间距和粒子尺寸随冷却速率增加逐渐减小。冷却速率为0.2 ℃/s时,无Cu钢基体的纳米硬度和弹性模量分别为2.76 GPa和106.5 GPa,Cu-2.0wt%实验钢的纳米硬度和弹性模量则分别为3.37 GPa和162.0 GPa,纳米析出的形成能够显著的提高基体的硬度;随冷却时间增加,铁素体晶内显微硬度持续增大,冷却时间的延长可以促进纳米富Cu相形核长大。(3)利用TEM和APT研究了 Cu析出形核长大过程的形态、结构和成分演变,阐明了三者之间的关系。结果表明,时效温度从550 ℃升高到650 ℃,富Cu相平均直径从7.6 nm逐渐增大至19.7 nm,析出密度降低,微观形貌由球形逐渐向椭球形甚至棒状转变;伴随着析出形态的变化,富Cu相经历bcc→9R-→孪晶fct/fcc→fcc 一系列晶体结构转变。9R结构富Cu相尺寸在10 nm以下,存在多孪晶9R和非孪晶9R两种结构形式,析出粒子尺寸为14 nm时9R结构退孪晶化并直接转变为fct结构,最终析出粒子尺寸在30 nm以上时形成稳定的fcc结构;Cu析出形核阶段团簇中同时富集了 Fe、Cu、Ni、Mn、Cr和Si原子,析出长大过程中团簇内部Cu原子的富集量增加,Fe原子浓度降低,Ni原子和Mn原子明显在Cu析出与基体的过渡层处偏聚,形成Ni、Mn包裹着Cu团簇的核壳结构,阻碍Cu析出长大。(4)通过实验室热轧实验研究了冷却路径对极低碳(<0.01wt%)含铜HSLA钢显微组织及力学性能的影响,深入探讨了不同冷却路径下含铜HSLA钢的强韧化机制,并利用强度计算公式对强化机制进行了定量化分析。结果表明,炉冷+空冷工艺和空冷工艺下Cu析出强化量分别为105 MPa和252 MPa,空冷工艺的采用可以使实验钢获得优良的力学性能匹配:屈服强度为612MPa,抗拉强度为692 MPa,断后延伸率为25.2%,—80 ℃的CVN冲击功为143 J;热轧等温工艺下Cu-2.0wt%实验钢的屈服强度为603 MPa,抗拉强度为691 MPa,较无Cu实验钢分别提高了 255 MPa和290 MPa。Cu的加入可以提供32 MPa的固溶强化量,19 MPa的细晶强化量和193 MPa的析出强化量,在有效改善强度的同时不会严重恶化塑性和韧性。(5)研究了热处理工艺对C-0.005wt%钢和C-0.02wt%钢织性能的影响规律,阐述了两种实验钢的强韧化机制,提出了生产高级别钢种可采用的成分设计和相应的工艺控制方法。结果表明,TMCP+T工艺下,C-0.005wt%实验钢基体组织为全铁素体组织,当时效温度为500 ℃,时效时间为0.75 h时实验钢具有优良的强韧性能匹配:屈服强度和抗拉强度分别为756 MPa和820 MPa,断后延伸率达到28.1%,—80℃冲击功为85 J;C-0.02wt%实验钢在QT工艺下表现出多相组织共存的特征。在630 ℃时效温度下,贝氏体/马氏体基体组织回复、逆转奥氏体韧化和纳米相强化的共同作用使实验钢获得优良的综合力学性能:屈服强度为862 MPa,抗拉强度为880 MPa,断后延伸率为23.0%,—80 ℃冲击功为143 J。