管线钢管的制管过程、管道铺设与维修过程中都必须通过焊接来完成,因此焊接接头的质量直接影响到整个管线的安全。在西气东输二线已经大批量应用的低碳高铌成分设计的X80管线钢拥有较好的焊接性能。但随着管线钢强度等级的迅速提升,焊接过程中暴露的问题也越来越多,如焊接热影响区的局部脆化、软化问题,焊缝金属的强韧性匹配不佳的问题,氢致开裂、冷裂倾向的问题等等。因此,研究更高等级(X90/X100)管线钢的焊接性能显得十分必要。本文从研究第三代多相组织管线钢(X100级)直缝埋弧焊管热影响区的组织与性能入手,对热影响区不同区域的组织进行了详细表征,并对焊接接头进行了力学性能的测试。结果表明,由于受到复杂的热影响,热影响区不同区域的组织和性能产生了较大的差异。焊接接头的力学性能除夏比冲击韧性存在较大波动外,其余都能达到较高水准。冲击缺口开在等效熔合线处的样品由于穿过了临界粗晶区,导致冲击功只有51J,而未穿过临界粗晶区的等效热影响区位置样品的冲击功高达206J。临界粗晶区由于在粗大的原奥氏体晶粒边界上形成了链状M-A (Martensite-Austenite)组元,是造成等效熔合线处冲击韧性很低的根本原因。由于临界粗晶区的存在,导致等效熔合线处的样品在冲击过程中还未达到最大断裂强度便发生了脆性裂纹的起裂,并随即失稳扩展,断裂过程中失去了裂纹稳定扩展过程。对冲击断口的分析表明,临界粗晶区是整个样品脆性断裂的起源,而且在裂纹扩展过程中M-A组元的断裂或者与基体组织分离都能形成微裂纹并成为大的脆性断裂刻面的起源。因此提高临界粗晶区的冲击韧性是提高整个焊接热影响区冲击韧性的关键所在。利用热模拟的手段模拟了X100管线钢热影响区的不同区域的组织,并对各种组织的冲击韧性进行了评价。结果表明,粗晶区、细晶区、临界区的组织冲击韧性都较高,普遍在200J以上。而临界粗晶区的韧性较差,平均韧性在50J以下,原因依然是由于链状M-A的存在所致。通过改变热循环工艺参数探索了提高临界粗晶区冲击韧性的方法和途径。结果表明,随着二次峰值温度的上升,M-A的分布逐渐离散化,并且尺寸也有所减小,因此冲击韧性随之升高。减小临界粗晶区的晶粒尺寸使得M-A的形核位置增多,因此M-A的分布更加离散,尺寸也显著降低,从而使得冲击韧性有了明显提升。当临界粗晶区晶粒内部由韧性较好的板条状贝氏体组成时,冲击韧性较高。反之,当晶内组织为韧性较差的粒状贝氏体或者低温下形成的板条贝氏体时,临界粗晶区的冲击韧性也随之下降。综合上述结果可知,只要能使M-A的分布从链状连续分布变为较离散地分布,M-A的尺寸也会随之减小,因此就能够显著地提高冲击韧性。详细表征了临界粗晶区中M-A组元的内部结构及成分。M-A组元内部的层状结构被确定为马氏体-奥氏体的层状结构,比例分别为47%和43%。原子探针的结果显示,M-A中碳含量只富集到了0.45%,理论上不能得到43%的残余奥氏体。但由于周围组织的三向压应力以及尺寸效应,使得残余奥氏体更加稳定,才有43%的奥氏体残余下来。临界粗晶区M-A的形成机制分为下四个步骤：①经过第一道次热循环高的峰值温度得到粗晶区组织。②第二道次热循环,沿原奥氏体晶粒边界形成了少量逆转的奥氏体,周围的碳元素通过扩散富集到逆转组织内,发生了碳元素的第一次富集。③冷却时,部分逆转组织可能会先发生贝氏体相变,已发生转变的组织向未转变组织中排碳,发生碳的第二次富集,并使这部分奥氏体进一步稳定。④冷却到Ms点以下后,未转变组织发生马氏体相变。由于相变不完全,有奥氏体残留,从而形成了马氏体-残余奥氏体的层状结构。对断口下方二次微裂纹的研究表明,由于链状M-A的存在,使得断裂机制从粗晶区的形核控制类型转变为临界粗晶区的扩展控制类型。并且还使得脆性裂纹扩展过程中的界面能降低了约一个数量级。通过对X70/X80环焊缝金属的组织与性能间关系的研究表明,影响焊缝金属冲击韧性的主要因素仍是其组织构成,而不是夹杂物。如果焊缝金属的淬透性不足或者由于道次间的交叉热影响出现了链状M-A,都会引起焊缝金属冲击韧性的明显降低。但由于国内目前仍然主要依靠自保护药芯焊丝半自动电弧焊来进行环焊的施工,焊丝的选择、焊接工艺、施工条件及多层多道焊组织复杂多变等各种因素导致了环焊缝金属的冲击韧性存在较大的波动。