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高强度微合金钢广泛应用于船舶潜艇、石化管道、核反应堆等重要工业领域。随着材料强度的提高，承载焊接构件的安全性越来越受重视，诸如低温水域航行的大型船舶、冻土环境的石化管道。采用普通电弧焊接，需要严格控制热输入和层间温度以确保微合金钢焊缝的组织和性能;激光焊接热输入小，是微合金钢焊接潜在的良好方法。 基于激光焊接快速冷却特点，分析系列冷却速率（t8/5=5.6 s～30 s）条件下10MnSiNiCr钢的热模拟组织演变和性能转变规律。结果表明:最快冷却速率t8/5=5.6 s时，热模拟冲击试样获得最高的-40℃低温冲击吸收功(88，90，92 J)，冲击断口形貌为深撕裂棱的等轴韧窝+显微孔洞。热模拟冲击试样的显微组织为板条马氏体+残余奥氏体薄膜，两者间晶体学位向关系为Kurdjurmov-Sachs关系:[111]α//[0(11)]γ，((1)10)α//(111)γ和Nishiyama-Wasserman晶体学位向关系:[001]α//[01(1)]γ，(110)α//(111)γ。冲击断口剖面的SEM和EBSD分析结果表明:外加冲击应力作用下，微裂纹横向切割同一晶向<111>的马氏体板条束，受阻于大角度晶界的板条束界。大量细小马氏体板条束有助于提升热模拟组织强韧性。随热模拟冷速参数t8/5增大，-40℃冲击吸收功下降。t8/5=8 s时热模拟冲击试样显微组织为长条状贝氏体铁素体，-40℃冲击吸收功降至(50，48，55 J)，下降近45％，少量内嵌孪晶马氏体片的贝氏体是率先冲击开裂的薄弱组织;t8/5=10 s时热模拟冲击试样的显微组织也是长条状贝氏体铁素体，其含有的少量粒状贝氏体率先开裂导致-40℃低温冲击吸收功降至(42，38，49 J); t8/5＞30 s时热模拟冲击试样的显微组织主要为内嵌脆性M-A岛元的粒状贝氏体。 采用激光复合焊接和激光自熔焊接实现16 mm厚度10MnSiNiCr钢板的对接焊接，获得强韧性良好的激光焊缝。激光复合焊缝和激光自熔焊缝的拉伸强度分别为(Rp0.2=737 MPa、Rm=918 Mpa)和(Rp0.2=801 MPa、Rm=1040 Mpa)。激光复合焊缝的延伸率为16.5％，而激光自熔焊缝延伸率为9.5％。激光复合焊缝的强塑积为15.33 GPa·％，而激光自熔焊缝强塑积为9.88 GPa·％。激光复合焊缝和激光自熔焊缝在3S-CVN拘束应力下冲击韧-脆转变温度(FTE)分别为-40℃和-45℃。激光自熔焊缝的强度和冲击韧性比激光复合焊缝高，然而，激光自熔焊缝的塑性和强塑积比激光复合焊缝差。 激光复合焊缝的显微组织是贝氏体铁素体+残余奥氏体薄膜的片层复相组织。贝氏体铁素体与残余奥氏体满足Kurdjurmov-Sachs晶体学位向关系:[1(1)1]α//[1(1)0]γ，(110)α//(111)γ。贝氏体铁素体片层厚度为200～500 nm，残余奥氏体薄膜为10～58 nm，晶粒细化名义上提高焊缝屈服强度近600 MPa;部分贝氏体铁素体内析出与主轴呈55～60℃规则分布的纳米碳化物θ-Fe3C，诱发滑移位错缠结，促进焊缝强韧化;细小的TiN、Mo5N6等第二相颗粒进一步强化焊缝。拉伸和冲击断口剖面SEM观察发现:原奥氏体晶界生成粗大粒状贝氏体，内嵌脆性M-A岛元，外加拉伸或冲击应力作用下，微裂纹率先形成、扩展，是激光复合焊缝的薄弱组织。 激光自熔焊缝也是贝氏体铁素体+残余奥氏体薄膜的片层复相组织。贝氏体铁素体的片层厚度为202～400 nm，残余奥氏体薄膜为40～80 nm。贝氏体铁素体弥散析出Cu5Si、TiN、Mn23C6、Mo[CxNy]纳米颗粒相。激光自熔焊接的冷却速率更快，焊缝晶粒尺寸更小，均匀性高，强度和硬度更高，然而塑性低于复合焊缝。激光自熔焊缝在外加拉伸/冲击应力作用下的微裂纹形成位置是原奥氏体晶界处粒状贝氏体的M-A岛元，M-A内马氏体和残余奥氏体之间存在Nishiyama晶体学位向关系:[(1)10]α//[11(2)]γ，(110)α//(111)γ。相比于激光复合焊缝，激光自熔焊缝的M-A岛元尺寸小，残余奥氏体含量高，焊缝的综合强韧性更好。 采用高功率激光焊接中等偏厚高强度微合金钢板，生产效率高，焊缝质量好，可以避免多层多道CO2气体保护焊接多次焊接热循环引起的焊缝软化或脆化问题，具有较为广阔的工业实用前景。