通过脱磷热力学计算与物料平衡计算得出转炉脱磷所需总渣量，并结合转炉氧化脱磷三要素，调整少渣冶炼工艺参数及措施，实施少渣冶炼。工业试验表明，在保证成品钢种磷含量稳定的前提下，冶炼总渣量降低了11.46 kg/t，氧气消耗降低了417 m3/炉，煤气回收总量提高了57 m3/炉，钢铁料消耗降低2.08 kg/t。

针对90 t电转炉生产轴承钢GCr15时，成品氮含量偏高的问题，在对生产过程中氮含量变化行为进行统计分析的基础上，对出钢、LF精炼、VD真空处理各工序的氮含量主要影响因素进行了分析讨论，提出氮含量控制最佳工艺参数。通过采取措施，LF进站时钢液中平均w(N)降低7.2×10-6，精炼平均增氮质量分数降低32.2 %，VD脱氮率则由20.2 %提升至29.2 %，而中包成品样平均w(N)则由49.7×10-6降低至35.7×10-6。

用氮氧分析、荧光分析、扫描电镜能谱等方法，对某厂“100 t EAF→LF→VD→CC”工艺流程条件下生产的弹簧钢进行了T.O含量、精炼渣成分以及铸坯中夹杂物的形貌、尺寸和成分分析；在此基础上，应用FactSage热力学计算软件进行热力学计算，对精炼渣进行优化研究。结果表明：优化后的精炼渣系的主要成分为：w(CaO)=36 %～44 %，w(SiO2)=36 %～44 %，w(Al2O3)＜10 %，w(MgO)=9 %～11 %；碱度R=0.8～1.2，同时使用该渣系进行工业试验，夹杂物的塑性得到极大的改善，进入低熔点区的夹杂物比例由改进前的12.5 %增加至75 %，且平均尺寸减小到1.48 μm，未观察到大于2.5 μm的夹杂物。

针对首钢京唐钢铁联合有限公司生产IF钢时，RH精炼时间过长的生产问题，进行了工艺现状调研分析，认为脱碳前、后期脱碳速率过低是限制性环节。为此，对影响脱碳速率的主要工艺，即压降制度、循环气体流量、废钢加入量及RH进站碳含量控制进行了优化。结果表明：脱碳前期预抽真空可以消除脱碳平台，提高前期的脱碳效率。脱碳后期将循环气体流量从3 000 L/min 增至3 666 L/min，可增大钢水循环流量，提高脱碳效果。废钢对终点碳含量影响较大，应对废钢的加入量严格控制且在脱碳后期加入。实施优化措施后，脱碳前期与脱碳后期表观脱碳速率常数分别从0.05，0.03 min-1提高至0.226，0.07 min-1，平均终点碳含量与脱碳时间分别从15.5×10-6和17.5 min下降到10.2×10-6 和14.4 min。

对江苏沙钢集团有限公司RH处理W470无取向硅钢脱氧工艺进行了优化研究。试验结果表明，RH终点钢水w(T.O)由(20～30)×10-6降至(15～20)×10-6，硅和锰氧化量减少，含SiO2、MnO类大尺寸复合夹杂的数量大幅度减少；铸坯中大尺寸复合夹杂数量进一步减少，电镜观察20 μm以上夹杂物数量及最大夹杂物尺寸均大幅度降低；但由于顶渣T.Fe含量偏高，对钢水存在一定的二次氧化，铸坯中小尺寸Al2O3类夹杂数量依然较多。此外，工艺优化后，合金中硅和锰元素的收得率均有所提高。

针对鞍钢股份有限公司某钢厂含硼钢SS400B板坯存在严重角裂缺陷的生产现状，为防止热轧钢卷形成翘皮缺陷，对板坯角裂的产生原因进行了深入研究。通过采取对保护渣性能进行优化、改善二冷区冷却强度及调整连铸机辊列形式等改进措施，使含硼钢SS400B板坯角裂缺陷得到了有效的控制。板坯角裂缺陷的发生率由87.6 %降低到9.7 %，生产的板坯可不经过清角处理即可满足后道热轧工序的要求，且存在缺陷的每卷热轧板卷翘皮数量小于20处，能够满足用户的使用需求。

利用扫描电镜和能谱仪，对超低碳镀锌板表面起皮缺陷进行检测分析，结果发现起皮缺陷与基体明显分层，且分层处嵌有大量的Al2O3夹杂，Al2O3夹杂尺寸5～100 μm。查找该缺陷对应铸坯的浇铸过程发现，对应铸坯浇铸过程SEN水口堵塞、塞棒上涨。结合前期对SEN水口堵塞物的综合分析得知，SEN水口堵塞主要是由于脱氧产生的Al2O3夹杂引起。针对脱氧产生的Al2O3夹杂，通过工艺优化，改善钢包顶渣改质效果，提高渣中w(CaO)/w(Al2O3)至2.3，RH脱碳终点氧质量分数由367×10-6降低至315×10-6，实现超低碳镀锌板表面起皮缺陷的有效控制，缺陷发生率由0.10 %降低至0.01 %以下。

从碳-磷选择性氧化、脱磷反应平衡、转炉熔池磷分配比与脱磷渣熔点的角度分析了复吹转炉双渣法冶炼工艺一次倒炉温度的选择。提出一次倒炉温度最佳控制范围为1 350～1 400 ℃，并进行了工业试验，结果表明：将一次倒炉温度控制在1 350～1 400 ℃，一次倒炉平均脱磷率、脱磷渣平均w(P2O5)分别达到63.11 %、3.10 %。并对1 350～1 400 ℃区间内试验炉次一次倒炉熔渣碱度、氧化性与一次倒炉脱磷效果的关系做了进一步研究，发现：碱度为1.8～2.0、w(T.Fe)=14 %～17 %的脱磷渣系更有利于获得一次倒炉的最佳脱磷效果。

通过转炉顶吹混合气体CO2+O2的热力学分析，结合实验室热模拟结果，探讨了在顶吹转炉中喷吹CO2+O2进行脱碳抑氧及脱碳保铬的可行性。研究结果表明，喷吹纯CO2可以脱碳，但温降较大；当CO2供气强度为3.0 m3/(t·min)时会导致15.1 ℃/min的温降速率；为实现温度平衡，采取喷吹混合气体CO2+O2模式，利用O2Fe反应放热弥补CO2C反应吸热，当O2和CO2脱碳整体热效应为零时，其中混合气体CO2+O2中CO2的最大理论体积分数为79.1 %；当φ(CO2)︰φ(O2)=1︰1时，顶吹转炉终点碳氧积可控制在0.002 5～0.003 2，达到复吹转炉效果；当φ(CO2)︰φ(O2)=2︰1时，顶吹CO2+O2出现“脱碳保铬”效果。

基于工业试验与射钉试验验证的二维凝固传热模型，对比分析末端电搅（F-EMS）安装位置和工艺参数对铸坯内部质量的影响规律。结果表明，采用0.36～0.45 m/min拉速浇铸时，随着拉速的增加，铸坯中心碳偏析指数的变化趋势与铸坯纵剖面的中心疏松和缩孔级别的基本一致，总体均呈先减小后增加的趋势；FEMS额定工作电流范围内，增加FEMS工作电流利于铸坯内部质量的提升；对于当前铸机设备，生产断面尺寸为380 mm×490 mm的GCr15钢时，其最佳的拉速为0.4 m/min，最佳FEMS工作电流和频率分别为700 A和4 Hz。

以某钢厂45钢大方坯为研究对象，建立了45钢凝固传热的数学模型。用双混合模型计算了45钢的热物性参数，并通过射钉试验及坯壳测温测定窄面坯壳厚度和表面温度对模型进行了验证，结果表明该数学模型能够较好的模拟45钢凝固传热过程。模拟结果表明：在现行拉速0.5 m/min，过热度为35 ℃工艺条件下，合适的轻压下位置在距弯月面21.8～23.1 m处；铸坯出结晶器表面温度回升幅度大，容易导致表面裂纹；稳定拉速是提高铸坯质量的关键。改进后，中心疏松等级从1.5级降到不大于1.0级，中心缩孔不大于0.5级，最大碳偏析比小于1.12，铸坯表面裂纹率由3.25 %降低到0.5 %；铸坯凝固末端的凝固加速是由于铸坯中心大过冷条件下钢液中等轴晶的快速生长造成的。

通道式感应加热中间包为精确控制结晶器内钢液的过热度提供了可能，有必要使用ANSYS和CFX软件计算通道式感应加热中间包电磁场、流场及温度场分布来揭示中间包内电磁冶金过程。计算结果表明：通道内的感生电流密度大于注入室和分配室内的感生电流密度；在中间包通道内磁场和电磁力的不均匀分布促使钢液旋转流动，且在通道内钢液出现双漩涡现象；但是感应加热中间包内钢液温度均匀，其中间包水口截面最高温度与最低温度仅差1 K；无感应加热装中间包进出口温降可达到7 K，采用感应加热技术能够使中间包温降得到补偿。

安阳钢铁股份有限公司150 mm×150 mm小方坯铸机生产实践中，通过调整现有拉矫辊压力并配合拉速和二冷配水的调节，对高碳钢铸坯凝固末端实施静态轻压下试验。试验结果表明：合适压力条件下所形成的一定压下量，再配以恰当的拉速，可使拉矫辊压力能传递到铸坯较佳压下区。采用该工艺后，铸坯缩孔由最高3.0级降至最高2.0级，疏松由最高2.5级降至最高1.5级，凝固中心碳偏析指数由最高1.35降至最高1.08。拉矫辊静态轻压下对铸坯纵剖低倍整体缩孔尺寸与疏松面积有一定改善。

为确定矩形断面180 mm×240 mm高碳钢82B连铸坯轻压下的压下位置，利用有限元软件ProCAST建立了连铸坯凝固传热模型。在不同拉速和比水量下，利用射钉和红外测温验证了模型的准确性。工业试验结果表明，轻压下连铸坯中心疏松和缩孔都得到了明显改善，中心疏松1级比例由55 %提高到77 %，缩孔评级不大于0.5级比例由45 %提高到90 %；轻压下显著改善铸坯V形偏析；铸坯中心平均碳偏析指数由1.17降到1.07，最大碳偏析指数由1.27降到1.15。

采用CAFE模型计算了12Cr2Mo1R钢铸锭凝固过程厚度方向（Z向）晶粒分布状况，考察了冷却强度和变质处理对晶粒分布状况的影响。结果表明：50～800 W/(m2·K)冷却强度范围内，增加冷却强度有利于柱状晶的生长；冷却强度大于800 W/(m2·K)对柱状晶对的生长促进作用明显减弱；冷却强度对中心等轴晶区晶粒分布基本无影响。通过添加异质形核剂变质处理的方法，不仅能抑制柱状晶的生长，还能细化中心等轴晶区晶粒。

针对火车车厢中梁用钢YQ450NQR1高强耐候钢的腿部拉裂问题，运用金相显微镜、扫描电镜和能谱仪对拉裂裂纹形貌进行分析；设计裂纹脱碳模拟试验，探明裂纹两侧发生脱碳的工艺条件并判定裂纹产生工序；通过对铸坯原料进行低倍检测明确与拉裂相对应的连铸坯质量缺陷，并结合检测结果对铸坯缺陷产生原因进行分析。研究结果表明，腿部拉裂缺陷是由严重的铸坯边部皮下网状裂纹造成的，而钢水在结晶器中冷却不均匀、残余元素含量高以及氮含量波动范围过大是造成皮下网状裂纹的主要原因。通过采取措施，YQ450NQR1钢腿部拉裂率由原来的0.5%～3.5 %稳定控制在1 %以下。