本文针对油气输送管线用微合金中厚结构钢板，研究如何有效利用微合金化和TMCP工艺实现洁净化、细晶化、均匀化，从而有效地改善钢材的组织与性能，为生产出符合市场需求的高质量的高强高韧中厚结构钢板提供技术支撑，对保证油气输送管道的稳定性、安全性和环保性具有重要的意义。　　 论文由7个部分组成。第一章，在综合大量国内外文献资料的基础上，确定研究内容和工作思路。第二章，采用X70钢生产数据训练人工神经网络，利用训练好的网络分析合金元素对性能的影响规律，在此基础上根据X80钢的目标性能指标要求确定其成分范围，分析比较Q345、X70、X80三种强度级别管线钢的组织性能，研究化学成分和工艺对组织性能的影响。第三章，以X80钢为对象，研究微合金钢的热变形行为，根据不同实验变形条件的真应力-真应变曲线，建立流变应力方程，研究变形温度和变形速率对流变应力的影响，研究热变形条件和微观组织的关系，研究变形软化行为和软化机制。第四章，研究微合金钢的相变规律，测定实验钢的连续冷却转变曲线(CCT图)，研究冷却速率对相变点、组织特征的影响规律。第五章，研究冲击韧性，分析化学成分、晶粒尺寸、微观组织、生产工艺及冲击断口分层现象等对冲击韧性和韧脆转变温度的影响。第六章，测定不同状态实验钢的疲劳裂纹扩展速率，分析热处理及其显微组织对疲劳裂纹扩展速率(行为)的影响。第七章，总结归纳出5条结论。　　 1.基于大量现场生产数据训练出的人工神经网络模型，预测X70管线钢性能的相对误差在5％以内，表明基于足够的数据、合理的网络结构和算法，可以对管线钢的合金成分进行预报和优化。根据人工神经网络得出的不同合金元素对X70管线钢力学性能的影响规律，确定X80管线钢的成分范围(质量分数，％)：0.02～0.04C，0.25～0.27Si，1.65～1.85Mn，0.18～0.22Mo，0.06～0.07Nb，0.020～0.027V，0.014～0.018Ti，Cu≤0.02，Ni≤0.2，Al≤0.03，P≤0.008，S≤0.002。Q345钢的组织主要为铁素体和珠光体，X70钢的组织为多边形铁素体、针状铁素体和贝氏体双相组织，X80钢的组织为针状铁素体、少量多边形铁素体及M/A岛，并含有部分粒状贝氏体，X80钢的针状铁素体组织所占比例比X70钢更高，不仅具有较小的等效晶粒尺寸，而且在铁素体内具有较细小的亚结构，位错密度更高，位错缠结和塞积在一起。比较3种实验钢的组织性能表明，采用低C、高Mn、低Mo、高Nb，加入适量Ti、V、Cu、Ni，严格控制磷、硫、氧、氢及杂质元素含量，通过微合金化结合控轧控冷获得针状铁素体组织，能够以较低成本达到管线工程用钢的高强高韧要求。　　 2.通过高温压缩实验研究X80钢的热变形行为，得到了不同变形温度不同变形速度条件的真应力-真应变曲线，在800～1150℃温度范围和0.1～5s-1变形速率范围内，实验钢的变形抗力随变形温度的升高而降低，随变形速率的提高而增大。实验钢热变形的主要软化机制为动态回复和动态再结晶，当变形温度在1000℃以上和变形速率在1s-1以下时，发生和完成动态再结晶的临界变形量较小，才有可能发生完全动态再结晶。利用Zener-Hollomon参数，计算出奥氏体变形激活能Q=518.73kJ/mol，建立了实验用X80钢变形抗力的数学模型，峰值流变应力与变形速率、温度的关系可用Z参数表示为：　　 其中，Z=εexp(62390/T)。　　 3、研究了X80钢和Q345钢的连续冷却转变，测得的CCT图和微观组织分析表明，以不同速度冷却实验钢可以得到不同的组织，随着冷却速度增加，相转变温度下降，硬度值逐渐增加。对于Q345钢，当冷却速度比较低时，会形成较粗大的块状铁素体和珠光体，冷却速度大于0.5℃/S时出现贝氏体，贝氏体可以在很宽的冷却速度范围内出现，其形成温度约在450～600℃，冷却速度大于20℃/s时，发生马氏体转变。对于X80钢，当冷却速度为0.5～1℃/s时，转变产物为多边形铁素体和少量珠光体，当冷却速度为2.5℃/S时，转变产物为准多边形铁素体和少量粒状贝氏体，在5～20℃/s的冷速范围，转变产物主要为针状铁素体和粒状贝氏体，且粒状贝氏体的数量随冷却速度的增加逐渐增多，当冷却速度大于25℃/s时，开始出现少量下贝氏体，当冷却速度大于45℃/s时，主要转变产物为有明显原奥氏体晶界的下贝氏体。在奥氏体未再结晶范围内热变形时，奥氏体内形成了大量的位错和亚结构，增加了针状铁素体的形核位置，促进了针状铁素体的相变，因此，X80钢的动态CCT图显示在5～40℃/s的冷却速度范围都可得到管线钢工程需要的针状铁素体组织。热变形可扩大获得针状铁素体的冷却速度范围，可以获得更加细小的针状铁素体组织，采用较大冷却速度，可使奥氏体充分转变为针状铁素体。　　 4.研究X80钢和16MnR钢在不同温度的冲击韧性，相比之下，X80钢具有较高的冲击韧性和较低的韧脆转变温度。X80钢的室温冲击功值为323J，韧脆转变温度为-83℃，在-60～20℃的实验温度区间，冲击功值都大于250J，当实验温度在-60℃以上时，X80钢的冲击断口为完全的纤维状断口，具有很多深的等轴韧窝，当实验温度由-60℃继续降低至-100℃时，其断口形貌由部分脆性特征转变成完全的脆性断裂。16MnR钢的常温冲击功为200J，韧脆转变温度为-35℃，当温度低于0℃，冲击功便开始随着温度降低而急剧减小，在温度低于-40℃时，断口主要以放射区为主。　　 5.研究不同回火工艺对X80钢微观组织及疲劳行为的影响，在回火处理时，微合金中的碳氮化物沉淀析出，晶间M/A组元由岛状转变为点状及细条状，随着回火时间延长，进一步转变为薄膜马氏体结构，碳氮化物沉淀钉扎位错形成的位错墙，点状及条状M/A组元和马氏体薄膜通过阻碍变形和裂纹在材料中的扩展，提高材料的强韧性，降低疲劳裂纹扩展速率。经过TMCP工艺的微合金钢，通过2～4小时的回火可以获得最佳性能匹配，提高强韧性和抗疲劳裂纹扩展能力，疲劳裂纹扩展的门槛值ΔKth增大，但回火对稳态区的裂纹扩展速率影响不大。　　 为了提高管线钢的综合性能，必须从化学成分和显微组织入手。提高钢的纯净度，降低钢中有害元素含量，限制带状组织，控制夹杂物形态，最大程度地减小杂质元素的有害影响，细化晶粒，提高成分和组织的均匀性。严格控制化学成分，尽量降低碳含量，控制锰含量，在保持低碳和超低碳的基础上，通过铌、钒、钛等的微合金化，并结合先进的控轧控冷工艺，控制碳氮化物的沉淀析出，获得细小晶粒和针状铁素体组织，充分发挥沉淀强化和细晶强化的作用，保证微合金钢获得高的强韧性和低的裂纹扩展速率，从而达到组织性能的最优化，满足恶劣环境服役管道的要求。