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本文选用X52、20、X65、X70、高强度管线钢(编号36#,38#,42#)作为实验材料.采用不同的时间阴极充氢,运用金相显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)及能谱仪(EDXA)考察X52、20、X70夹杂物以及夹杂物对氢致开裂影响。按照NACE TM0284-96《管线钢和压力容器钢抗氢致裂纹评估》A溶液标准要求评估X65和三种高强度管线钢的抗氢致开裂(HIC)性能.运用OM、SEM、EDXA、透射电子显微镜(TEM)及显微硬度测试仪(FM-300)考察X65微观组织和硬度分布,确定它们与HIC之间关系,首次使用LIBS-OPA-100金属原位分析仪确定偏析与氢致裂纹的关系；通过OM、SEM、EDXA、TEM及LIBS-OPA-100分析M/A组织对硫化氢腐蚀的影响规律,采用背散射电子衍射(EBSD)技术分析了微观组织之间的取向差,确定氢致裂纹与晶粒取向关系,利用Princeton Applied Research Model273A对它们硫化氢腐蚀前后的电化学参数进行测量并说明它们之间的腐蚀关系.论文取得的主要结论有：(1)在相同充氢时间下氢致开裂敏感性由大到小顺序是：20>X70>X52试验钢(X52、20、X70)氢致开裂从非金属夹杂物(以Al-O为主)处萌生扩展,X52钢中氧化铝、球形氧化物夹杂物是充氢裂纹的形核源；20钢中MnS夹杂物并不是充氢裂纹的必然形核位置,而氧化铝、复合氧化物／铁的碳化物、硅夹杂物是更为有害的氢致裂纹源；X70以氧化铝、铁的碳化物夹杂物危害最大,相邻夹杂物导致的裂纹不断扩展并合成为更大的裂纹。除了Al2O3-Ti夹杂,钛(Ti-C)夹杂不易成为氢致裂纹源。(2)X65管线钢中心偏析带状组织硬度值高于HRC22(HV248),偏析M/A+F带状组织抗HIC敏感性远高于铁素体.抗HIC性能不合格主要原因是C、Mn、S、Si元素在中心偏析后形成带状组织,硬度较高导致出现氢致裂纹。(3)高强度管线钢M/A组织是主要的氢致开裂源和导致抗HIC性能不合格直接原因,并且氧化铝夹杂物也是抗氢致开裂性能下降一个主要因素.Mo有促进针状铁素体生成和抑制带状组织形成,有利于抗HIC性能；但Mo也促进M/A组元形成,不利抗HIC性能,即应控制Mo在一个适宜范围之内.Ti微合金化可有效抑制M/A组元形成,改善钢抗HIC性能。(4)HIC裂纹是沿着大角度的边界扩展,小角度晶界有一定的止裂作用。无Mo高钛(42#)钢的耐蚀性好些,三者的电流密度值在一个数量级,相差不大。