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低合金高强度钢使用已逾百年,随着社会的发展,终端用户对低合金高强度钢力学性能的要求越来越高,低温环境用钢即其一重要体现。通过氧化物冶金获得合适的第二相粒子改善力学性能成为低合金高强度钢开发与研究的重要工程问题。本文为明确探究Zr脱氧工艺对低合金高强度钢力学性能的影响,采用某钢厂试制的第一批试板A钢（Zr脱氧处理）和B钢（传统Al脱氧处理）。进一步地,为探究Ti、Zr微合金化对低合金高强度钢力学性能的影响,采用某钢厂试制的第二批试板C钢（Ti、Zr复合包芯线）和D钢（普通商用Si-Ca线）。同时,为探究低温轧制工艺对低合金高强度钢力学性能的影响,采用某钢厂试制的第三批试板E钢（常规工艺轧制）和F钢（低温轧制）。实验结果表明:对于第一批试板,二者抗拉强度接近,采用Zr脱氧处理的A钢的屈强比为约为0.80而B钢（常规Al脱氧处理）约为0.89,同时A钢有更优异的延展性、更稳定的抗拉强度及更好的低温韧性,B钢在拉伸性能上表现出明显的各向异性。A钢垂直轧向的平均延伸率为25.5±0.5%,平行轧向的平均延伸率为26.8±0.4%,而B钢垂直轧向的平均延伸率为22.0±0.5%,平行轧向的平均延伸率为23.6±0.5%。由此可见,A钢的平均延伸率明显比B钢的优且稳定性好。A钢板厚方向-80℃下的冲击吸收功为223±70J（TD）、180±95J（LD）,而B钢板厚方向-80℃下的冲击吸收功为153±68J（TD）、132±77J（LD）。很明显A钢的低温韧性优于B钢且更为稳定。对于第二批试板,采用Ti、Zr微合金化的C钢的强度略高于采用常规工艺的D钢,且性能更为稳定,其中屈服强度C钢为380MPa±10MPa,D钢为355MPa±15MPa,抗拉强度C钢为520MPa±15MPa,D钢为480MPa±30MPa,C钢的延伸率及断面收缩率都优于D钢,C钢的低温冲击韧性也优于D钢。对于第三批试板,二者抗拉强度都为600MPa级别,采用低温轧制F钢的低温韧性明显优于采用常规轧制的E钢,且性能更为稳定,其中F钢板厚方向-100℃下的冲击吸收功为153±54J,而E钢板厚方向-100℃下的冲击吸收功为73±43J。对于第一批试板,A钢中的不洁净度（O+N+S=118ppm）及单位面积夹杂物数量（83.7个/mm2）高于B钢（82ppm,78.8个/mm2）,但是对力学性能起决定性作用的大于8μm的粗夹杂密度为0.8个/mm2,且主要为各向异性弱的球形复合氧化物夹杂（xZrO2-yCaO-zAl2O3）,而B钢中粗夹杂物密度为1.1个/mm2,且主要为各向异性明显的长条状MnS、粗TiN、串状xCaO-yAl2O3夹杂。夹杂物类别与数量的差别决定了两种钢力学性能的优劣。对于第二批试板,C钢中夹杂物明显球化,同时较D钢更为细小,且更为均匀地分布于钢基体中,铸坯中心偏析的情况有所改善,最终获得的力学性能有所提升且趋于稳定。对于第三批试板,F钢中的组织主要为针状铁素体,而E钢主要为珠光体+铁素体,而且F钢中不同厚度处晶粒大小分布更均匀并且较E钢更为细小。由于ZrO2与MnS点阵常数相似,细小的ZrO2可以作为良好的形核质点促进MnS析出,并球化长条状MnS及串状xCaO-yAl2O3夹杂。同时试板中含有Nb元素,细小的Zr O2也可作为形核质点促进Nb的碳氮化物析出,钢基体中形成的细小氧化物及析出的Nb碳氮化物可以作为第二相粒子钉扎晶界,同时起到细化晶粒的作用。在今后的生产中,为了提高钢材的力学性能,可通过Zr脱氧技术、Ti、Zr微合金化技术球化和细化钢基体中长条状的MnS,粗TiN及串状氧化物等有害夹杂物,达到降低各向异性夹杂数量的目的。同时可以通过添加适量的Nb,获得碳氮化物钉扎晶界达到细化晶粒的目的,还可通过低温轧制工艺细化晶粒,提高力学性能。