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近年来石油、天然气输送管道建设对管线钢强度、低温冲击功、氢致裂纹(HIC)性能、硫化氢应力腐蚀开裂(SSCC)性能及应力腐蚀开裂(SCC)性能等要求越来越高,提高X80及以上等级管线钢强韧性成为钢铁材料研究领域所关注的问题。本文系统研究了X80及以上等级管线钢强韧性控制及工艺策略,分析了显微组织类型、M-A岛、夹杂物等对针状铁素体型X80管线钢强韧性的影响；在实验室条件下,进行了贝氏体型X100管线钢及贝氏体/马氏体型X120管线钢的生产工艺路线研究,为今后工业化生产高性能、低成本的高钢级管线钢提供理论和实践依据。论文主要工作及研究成果如下：(1)研究了X80及X100管线钢的奥氏体变形特征,发现随应变速率的提高,实验钢动态再结晶发生的温度提高,温度范围缩小,动态再结晶难以发生。在等温变形条件下,引入Zener-Hollomon参数来确定变形温度及应变速率对动态再结晶的影响,得到X80及X100实验钢的再结晶激活能。采用周纪华公式的模型结构,对实测数据进行非线性回归,得到公式中的回归系数,回归值与实测值吻合较好。利用最小二乘法确定X80及X100的静态再结晶激活能分别为308.7kJ/mol和340.8kJ/mol。采用Avrami方程,对于静态再结晶动力学进行研究,并最终获得X80及X100实验钢奥氏体静态再结晶动力学方程。(2)通过奥氏体相变行为的研究,得到了高钢级管线钢的CCT曲线,静态CCT表明,X100高Nb成分及X120管线钢的相变开始及结束温度较低,动态CCT曲线表明,变形导致实验钢中多边形铁素体转变区间扩大,贝氏体转变受到抑制,M-A岛分布更加弥散,尺寸更加细小。(3)通过现场试轧Nb微合金化X80管线钢,终轧温度为780～840℃,终冷温度为530～550℃,冷却速度在18℃/s左右,显微组织为针状铁素体及适量的多边形铁素体,或以贝氏体为主时,综合力学性能良好。短时间弛豫,产品强度下降,DWTT性能没有明显改善。相互临近的夹杂物促进了二次裂纹的产生及扩展,恶化了产品的低温韧性。随M-A岛含量增加,-20℃冲击功增加。当裂纹扩展至M-A岛处时,裂纹出现较大的转折,导致裂纹扩展功增加。衍射花样分析结果表明,M-A岛主要为马氏体,而残余奥氏体较少。(4)在实验室进行了Nb-Mo复合成分设计的X100管线钢控制轧制,实验参数为：1)终轧温度800～850℃,终冷温度400～450℃,冷却速度20～35℃/s；2)终轧温度800～850℃后,弛豫60s,终冷温度为350～400℃,冷却速度20～35℃/s,二种工艺均可获得综合力学性能良好的钢板；采用高Nb成分设计的X100管线钢较为合理的工艺参数范围是：控制终轧温度850～870℃,终冷温度450～500℃,冷却速度23～35℃/s。以Nb-Mo系实验钢为例,通过细晶强化、固溶强化、沉淀强化、位错强化、亚晶强化等强化机制,经理论预测实验钢屈服强度为764MPa,与实际值相符。TEM下观察M-A岛中马氏体与残余奥氏体之间位向关系为[101]γ//[111]α(-1-11)γ//(-101)α。微细孪晶组织宽度为2-40nm,分布在晶界处或板条铁素体之间。Nb-Mo系实验钢中,随析出物尺寸增加,Nb/Ti增加,形状趋于规则。(5)在实验室进行了X120管线钢的轧制实验,主要工艺参数为：终轧温度860～880℃,冷速控制50℃/s,终冷温度为350℃,实验钢屈服强度达到890MPa,抗拉强度为1009MPa,延伸率为17.2%，-20℃夏比平均冲击功达到203J,综合力学性能良好。随冲击功提高,.20℃DWTT性能提高。冲击功为99J以上时,落锤撕裂面积达到85%以上。实验钢终轧温度为760℃时,由于接近于该实验钢的相变温度(Ar3),DWTT试样出现断口分离现象。(6)采用轧制后重新加热淬火及回火工艺(RQT),在500℃回火1h时,实验钢综合力学性能较淬火态大大改善。650℃回火条件下可观察到内部有细小析出物弥散分布的多边形铁素体结构。随回火温度升高,碳化物由长条状演变为点状或球状。当实验钢回火温度由350℃提高至650℃时,实验钢中小角度晶界数量含量由0.209降至0.115。500℃回火时的NbC析出物尺寸细小。