低合金高强度钢的名称于1934年在美国出现（美国称HSLA钢、日本称高张力钢，前苏联称低合金钢、前西德则称低合金焊接结构钢），当时是指在普通低碳钢中加入少量合金元素，屈服强度为280 MPa(28 kgf/m㎡)的一些钢种。1975年，Cohen 和Owen把低合金高强度钢定义为屈服强度等于350~700 MPa,具有良好低温韧性、成形性和焊接的钢类。由于技术上的进步，生产工艺的发展以及应用理论研究的深入，低合金高强度钢发展很快，形成几个分支，以满足不同类型的构件对钢材性能的要求。
回顾低合金高强度钢发展的历史可以看出：人们对低合金高强度钢的性能要求在不断地变化,与此相对应的强化机制也在不断地发展。从性能来看，低合金高强度钢大体经历了以提高强度为主的初期阶段，到强度和韧性的相对平衡阶段，然后到强度、韧性、可焊性的综合考虑阶段以及最近的强度和成形性的平衡等阶段。各个阶段之间并无严格界限，并且可能是相互联系的。从强化机制来看，低合金高强度钢先后经历了固溶强化为主，沉淀强化为主，显微组织强化（针状铁素体和无碳贝氏体）为主，利用各种强化机制的综合强化，以及最近发展的复合材料强化机制等发展阶段，而各强化机制之间又是相互渗透和相互影响的。早期设计和发展低合金高强度钢时，主要依据具抗拉强度出干这类钢大量用于铆接的桥梁、船舶等结构件，不需考虑冷成形性和焊接性。其生产方法是热轧，主要强化手段是固溶强化，或者调整碳和锰的含量以改变钢中铁素体和珠光体的比例来提高强度。二次世界大战期间，由于采用焊接工艺而出现船舶断裂、容器爆炸等事故，机械制造上要求改善低合金高强度钢的断裂韧性、韧脆转折温度、焊接热影响区的韧性等。而在20世纪50年代初，晶粒细化对屈服强度和韧脆转折温度的有利影已被人们逐渐认识。50年代后期，出现了微合金化钢，最初细化晶粒的方法是利用氮化铝，随后发现加人Nb、V、Ti等微合金化元素可以更好地强化和细化晶粒。
60年代初，美国琼斯－劳林钢公司，通过在钢中加入微量合金元素（如V、Nb、Ti等）、控制终轧温度和终轧后的冷却速度（如喷雾冷却）使低合金高强度钢的强度明显升高。这类钢的强化机制是晶粒细化和碳化物、氮化物或碳－氮化物沉淀的综合强化。对于给定的强度水平，钢中碳含量下降，钢的可焊性改善，这就是早期的微合金化钢。一般来说，每加入0.0156%V,可使屈服强度提高14 MPa（1.4 kgf/m㎡);每加入0.01%Nb,可使强度提高35~40 MPa(3.5~4kgf/m㎡).随着人们对轧制过程中晶粒细化和变化规律的新的认识，对微合金化钢强韧化机制的进一步了解和对钢的纯洁度和夹杂物形态在改善韧性和横向性能方面作用的新的理解，低合金高强度钢又有了新的发展--产生了微合金化控轧钢。这类钢是利用Nb、V的碳－氮化物控制奥氏体再结晶和晶粒长大，通过控轧工艺使晶粒进一步细化，利用部分V(C、N)及Nb(C、N)在铁素体中析出，以及硫化物形态的改变而生产出的以细小等轴铁素体为基体的高强度、高韧性、良好可焊性的微合金化控轧钢。
针状铁素体或低碳贝氏体钢是为满足野外施焊条件的需要和提高韧性而发展起来的另一类低合金高强度钢，这类钢通过降低碳含量（0.03%~0.0656%C),以提高低温韧性；通过加入少量合金元素以提高强度；通过控轧工艺和冷却速率的控制，以尽量减少珠光体量并使铁素体成为极细小的针状组织或贝氏体组织。
上述各类钢的开发大多以改善强韧性或可焊性为其主要目的。由于这类钢在其强度提高的同时，其屈服强度明显升高，延性也有所下降，故这类钢的成形性仍很有限。70年代初，美国、日本采用了低合金高强度钢代替普通低碳钢制造汽车上的一些安全零件（如保险杠、横梁等）以减轻汽车自重。但一般低合金高强度钢难以满足冲压工艺对板材成形性的要求，冲压件难以成形，或在延展操作中严重开裂，尽管从钢板成形工艺上做了许多努力和改进，但屈服强度大于450 MPa的低合金高强度钢的成形问题仍然难以解决。这时期，人们对复合材料强化机制和性能有了新的认识，复合材料强化理论有了新的发展。因此，一类新型的复合显微组织强化的具有良好成形性的低合金高强度钢--马氏体铁素体双相不锈钢应运而生。
