从我国油气生产和消费结构以及西部大开发战略来看,长距离、大口径、高压力、耐腐蚀是我国油气管道发展的必然趋势。X70、X80低碳贝氏体管线钢已在西气东输一线、二线等重大管线工程中获得大量应用。但是,由于其组织的特殊性,生产过程中容易出现性能不稳定而造成成材率低,对其组织演变的晶体学特征、抗H2S腐蚀机理、产生断裂的细微观力学原因及焊接性能等还有待深入研究。本文结合中央高校基本科研业务费专项资金“高级别管线钢DWTT断裂的细观力学研究”、国家自然科学基金“应变速率矢量内积解法在轧制功率变分中的应用研究”和“成形能率泛函积分线性化方法及其在金属加工中应用研究”及与企业合作项目“输油气用X65-X80高级别管线钢开发”,围绕低碳贝氏体管线钢组织的演变、断裂行为、抗腐蚀性能及焊接性能进行研究。本文的主要工作和研究成果如下：(1)用组织观察和膨胀法对低碳贝氏体管线钢变形与未变形过冷奥氏体冷却过程中的组织演变进行了研究,建立了连续冷却转变曲线。结果表明,该管线钢的贝氏体开始转变温度随冷却速率增大而降低,且随着冷速增大,相变区域缩小,相变时间缩短。在相同冷速下,真应变为0.7时的贝氏体转变开始温度比无应变时提高了30～80℃。当冷却速率小于5℃/s时,贝氏体板条呈不连续线性分布,而冷却速率大于5℃/s时,贝氏体板条增多且变得连续,呈长条状。随冷速增大,贝氏体板条间距逐渐减小。贝氏体板条间距与冷却速率之间的关系可用方程d=(-0.00787+0.01937v)-1/4.09515描述,其中d为板条间距,v为冷却速率。EBSD研究发现,实验钢原始奥氏体、多边形铁素体晶界和贝氏体板条束界都是大角度晶界,而贝氏体板条界和亚晶界都为小角度晶界。对变形和未变形试样,在1～20℃/s的范围内,大角度晶界的比例随冷速的增加而增大；但是冷速超过20℃/s后,随冷速增加,大角度晶界的比例有减小趋势。(2)多道次热模拟实验得出合适的低碳贝氏体管线钢生产工艺为：终轧温度790～810℃,终冷温度500～580℃,冷却速率15～20℃/s。在该工艺范围内,可以得到细小均匀的针状铁素体组织和较高比例的大角度晶界。在实验室条件下,用TMCP、HTP和超快冷三种工艺都得到了性能满足API Spec5L和GB/T21237-2007标准要求的低碳贝氏体管线钢。其中,采用HTP工艺可在TMCP工艺的基础上提高终轧温度20～40℃。而采用超快冷技术轧制,可提高终轧温度40～60℃。因此,用HTP工艺和超快冷技术有利于降低轧机载荷,该技术可为轧机能力不足的厂家生产高级别管线钢提供参考。(3)在国内某厂用含0.1～0.25%Mo的150mm连铸坯生产厚度小于18mm的X70和X80管线钢,其性能均满足国标和西气东输标准要求,但是对18mm以上规格,DWTT性能很难满足要求。用含0.1～0.2%Mo的250mm连铸坯生产厚度大于18mm的X70管线钢,各项性能也满足标准要求。通过不同Mo含量和不同厚度规格的X70和X80管线钢工业轧制实验发现,DWTT性能表现为压缩比效应和成分效应。压缩比大于8.33、Mo含量大于0.1%时,DWTT性能容易满足要求。(4)抗H2S腐蚀实验结果表明,试样表面氢鼓泡裂纹处存在夹杂物,经EDS分析发现,主要为硫化物、氧化钙和硅铝酸盐等。金相观察发现,氢鼓泡产生的裂纹逐渐由试样表面向内部延伸,裂纹不断扩展、连接,最后形成台阶状氢致裂纹。断裂模式主要是沿晶开裂,裂纹尖端存在不同形状的Ca和A1的氧化物夹杂。氢致裂纹的扩展速率与σs//KI的平方成正比。材料强度越高则断裂韧度越小,亦即材料强度越高其抵抗氢致裂纹扩展能力越小。(5)实验温度对X80管线钢冲击的起裂载荷及最大载荷影响较小,但对加载过程中试样吸收的能量和裂纹失稳后的止裂能力有明显影响。随温度降低,裂纹形成功,裂纹扩展功和止裂后吸收的能量显著减小,最终表现为冲击功降低。DWTT试样的厚度中心是容易产生脆性断裂的位置。当试样心部带状组织超过1.0级时,DWTT性能容易不合。尺寸粗大的M/A岛对DWTT性能极为不利。细小弥散分布的M/A岛状组织对管线钢的DWTT性能有利。大尺寸、形状不规则的钙铝酸盐、MnS等对DWTT性能不利,而细小、球化的(Ca, Mn)S夹杂对DWTT性能影响不大。EBSD研究发现,有效晶粒尺寸和大角度晶界的比例与DWTT性能好坏有对应关系。DWTT剪切面积大的试样,其有效晶粒尺寸小,大角度晶界的比例高。CTOD实验测得X70和X80实验钢的起裂韧度δ0.2BL分别为0.205mm和0.230mm。(6)以MY线性屈服准则求得I型断裂裂尖塑性区方程的解析解,该解是断裂韧度KI和极角θ的函数。数值模拟的塑性区范围介于Mises和Tresca屈服准则之间,MY准则与Mises屈服准则确定的塑性区范围几乎重合。对于I型断裂,用MY、Mises和Tresca屈服准则得到的裂尖塑性区临界半径相同。裂尖塑性区的范围与KI/σs有关,KI/σs越小,塑性区面积越小。对平面应变状态,临界半径与KI/σs无关；对于平面应力状态,临界半径随KI/σs的增大而增大。(7)随着峰值温度升高和输入线能量增大,冲击断口形貌逐渐由韧性转变为脆性断口,在峰值温度为1350℃、线能量为40和50kJ/cm时,为完全脆性断口。实验钢在-20℃的Charpy冲击功随峰值温度的升高和线能量的增大而减小。实验钢的维氏硬度随峰值温度的降低和线能量的增大而减小。当线能量不大于35kJ/cm时,在所有峰值温度下,实验钢Charpy冲击功均大于150J,说明只要线能量不超过35kJ/cm,实验钢HAZ就有良好的冲击韧性。EBSD分析结果表明,在线能量为30kJ/cm、峰值温度分别为900℃和1350℃时,实验钢的有效晶粒尺寸分别为4.0和43.1μm。峰值温度由900℃增大到1350℃,实验钢的小角度晶界比例逐渐增大,峰值温度为1200和1350℃时小角度晶界的比例高于900℃和1050℃。