开发的SA-516Gr65钢板(12.70～28.58 mm)(/%:0.13C,0.26Si,0.89Mn,0.006P,0.000 7S,0.33Ni,0.062Alt)经150 t BOF-LF-RH-CC-TMCP流程生产。结果表明,经880～910℃正火后钢板屈服强度344～417 MPa,抗拉强度485～500 MPa,-50℃冲击功167～292 J,满足标准要求。钢中非金属夹杂物主要为球状氧化物,大小在10μm内;氢致开裂敏感性试验后,未观察到裂纹,其裂纹长度百分比(CLR)、裂纹厚度百分比(CTR)、裂纹敏感百分比(CSR)平均值均为0,满足MESC SPE 74/125标准;钢板显微组织主要为珠光体+铁素体,晶粒均匀细小。

以Q460钢(/%:0.17C,0.35Si,1.5Mn,0.020P,0.020S,0.020Nb,0.075V)3 250 mm×150 mm宽板坯为研究对象,采用ANSYS软件建立凝固传热模型,研究拉坯速度、比水量、过热度等工艺参数对铸坯凝固过程的影响。模拟结果表明:拉坯速度每增大0.10 m/min,矫直段铸坯表面温度升高36.5℃,出坯温度升高50℃,坯壳厚度减薄2.4 mm,液心长度增加1.2 m;每增加1℃的过热度,矫直点铸坯上表面中心温度增加1.73℃,延长液芯长度0.11 m;因此,拉坯速度是影响铸坯质量的关键。生产应用表明,3 250 mm×150 mm板坯拉速1.20～1.25 m/min,过热度15～20℃时板坯表面矫直温度大于950℃,降低了铸坯中心疏松和偏析,表面质量显著提高。

开发了低碳（C≤0.12%）Nb-V微合金化S500QL高强度钢板,使用120 t BOF+LF+VD的洁净钢冶炼工艺,采用两阶段控制轧制（第一阶段9501070℃区间轧制,第二阶段开轧≤890 ℃、终轧≤850℃）及轧后以720℃/s的冷速在线直接淬火（DQ）,经620670℃,3min/（mm·T）回火生产了 1550 mm钢板。钢板组织为细化的粒状贝氏体+少量先共析铁素体,屈强比≤0.90、延伸率A≥19%,-50℃下冲击功≥100 J,满足市场需求。对DQ工艺钢板进行焊接裂纹敏感性试验及焊接接头性能检验,结果显示,采用该工艺生产的钢板具有良好的焊接性能。

通过JMatpro软件、扫描电镜、力学性能测试，对Q500qE 60 mm厚度500 MPa级低屈强比高强钢板进行了连续冷却转变(CCT)曲线、钢板显微组织与力学性能、焊接接头力学性能分析。结果表明，通过控轧控冷工艺：终轧温度800～840℃,入水温度660～680℃和终冷温度400～450℃,该钢组织为铁素体+贝氏体+马氏体/奥氏体岛，两相交界处和贝氏体内部存在大量大角度晶界。钢板1/4和1/2厚度位置屈服强度≥500 MPa,抗拉强度≥640 MPa,屈强比≤0.80,-40℃低温冲击功≥200 J,焊接热影响区-40℃低温冲击功≥100 J

通过对220 mm包晶钢板坯进行在线快冷试验,取冷却后板坯角部样,进行热酸浸及金相分析。从零段到矫直段的角样结果表明,角部横裂纹在矫直段内弧出现,随着板坯从结晶器往后延伸,奥氏体晶界的铁素体膜不断增厚,晶界越清晰,奥氏体晶粒度尺寸1.0～1.5 mm。由于奥氏体晶粒粗大,并且奥氏体晶界铁素体膜脆弱,矫直段铸坯角部温度偏低,进入第Ⅲ脆性区后,导致角部横裂沿着晶界展开。通过结晶器窄面水量由原30～32 m ³/h增加至34～36 m ³/h,关闭矫直段内弧边部喷嘴,使板坯角部横裂得到有效控制。

通过设计成分(/%：0. 09C,0. 15Si,l. 15Mn,0. 58Ni,0. 47Cr,0. 44Mo,0. 033V,0. 022Nb,0. 0012B, 0.036Al,0.014Ti),控制熔炼分析N含量≤20x10 ^-6冶炼，钢锭最高加热温度≤ 1 200℃ 轧制、930℃淬火、610℃回火，开发出的60 mm厚SX780CF钢板屈服强度780 MPa,抗拉强度887 MPa,延伸率18% ,5%应变250 °C时效后 -20 ℃冲击功(KV ₂) 203 - 210 J,满足水电站用800 MPa级低焊接裂纹敏感性高强钢技术要求。

采用Nb、Ti、Cr、B微合金化成分,设计和开发了高品质自卸车厢体用0.20%～0.25%C耐磨钢NM450。该钢14 mm板900℃淬火200℃回火的组织为回火板条马氏体,并有少量弥散分布的第二相粒子,具有良好的综合性能。NM450钢抗拉强度1459 MPa,延伸率19%,冲击功104 J,表面硬度值450HBW。在弯曲角度为180°,弯头直径为168 mm条件下,弯曲试样合格。采用CHW-70C焊丝,焊接性能良好,焊接接头抗拉强度839MPa,焊缝冲击功113 J,焊缝硬度值282HV,在弯曲角度为90°,弯头直径为168 mm条件下,弯曲试样合格。

采用120 t BOF-LF-连铸-控轧控冷工艺流程，开发出8 mm高强度汽车大梁钢750L（R _m≥750 MPa）。结果表明，通过750L钢Nb-Ti复合微合金化（/%:0.074C，0.11Si，1.51Mn, 0.020P，0.002S，0.042Als，0.033Nb，0.109Ti），结合控轧控冷技术（精轧区压下量≥40%），生产的750L钢带的抗拉强度782～810 MPa，伸长率≥17.5%，晶粒度11.5～12.5级，冲击功≥90 J，各项技术指标满足并优于标准的要求。

采用控制轧制工艺对0.14%～0.18%C,1.40%～1.60%Mn Q355D钢250 mm连铸板坯进行热轧,结果表明,在粗轧温度1050～1130℃、精轧温度920℃、终轧温度880℃控制轧制条件下,终冷温度在670℃以下生产的厚板组织细小均匀,生产70mm和80mm规格厚板性能符合Q355D级别要求,并且Z25断面收缩率(RA)为58%～64%满足Z25方向RA≥25%的要求。

采用890～920℃淬火和560～600℃回火工艺对Q960E钢70 mm板进行性能测试，并利用金相显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)对Q960E钢板显微组织进行分析。结果表明：采用920℃淬火和560℃回火工艺的钢板强韧性匹配最优(UTS 1048 MPa， YS 1005 MPa， el.14%，-40℃KV ₂ 52～61 J),钢板全厚度方向性能分布相对均匀，硬度值为27.5～33HRC;组织从表面至心部为回火索氏体和残余奥氏体。

采用2块365mm复合坯轧制成150mm厚钢板,该板经淬火和回火处理后,火焰切割四边时发现在1/2厚度处出现分层开裂。分析结果表明,调质分层开裂是由中心复合面处存在的夹杂物和调质时的淬火应力综合作用导致的。当复合坯焊接的真空度由5×10 ^-2 Pa降低到1×10 ^-2 Pa时,复合面处未发现夹杂物,调质复合板1/2厚度处未出现分层开裂现象。

针对现有履带板容易因快速磨损而造成早期失效的问题,以25CrMnB作为对比钢,分别添加了0.08%、0.12%和0.16%的V,在实验室采用150 kg中频真空感应炉冶炼并浇铸成50 kg的钢锭,钢锭经过箱式电阻炉加热后轧制成12 mm厚扁钢。通过耐磨性试验、析出相分析等方法,研究了不同钒含量对其耐磨性能的影响。结果表明,随着钢中钒含量的增加,钒的析出物数量增加,试验钢的硬度和耐磨性均大幅提升,当钢中V含量由0.004%增加到0.16%时,试验钢的HRC硬度值从36.5提高到43.5,与25CrMnB钢相比,其相对磨损率由100%降低到88.2%,相对磨损率降低了11. 8%。

通过200 kg真空感应炉和550 mm钢板轧机开发出1900 MPa Ti微合金化超级HSLA钢（/%:0.34C,0.70Si,1.50Mn,0.012P,0.004S,0.08 Ti,0.002 0B,0.004 0N）。结果表明:第一阶段采用奥氏体再结晶区轧制,开轧温度和终轧温度分别在1180℃和1030℃左右,第二阶段采用奥氏体未再结晶区轧制,开轧温度920～950℃,终轧温度850～890℃,热处理淬火温度（900±10）℃,回火温度200～230℃,钢板的析出相为（Ti,Mo）C,晶粒度10级,微观组织为回火马氏体,力学性能为Rm 1930～1985 MPa,A 10%～12.5%,-40℃K _v2 200～230 J。

鞍钢研制的 17Mn 阻尼钢(/% ：0.02C, 0.08Si, 17.53Mn, 0.014P, 0.002S, 0.005Als) 4 ~ 100 mm 板，其 屈服强度311 ~4O7 MPa,15~100 mm板-20°C. V型缺口冲击吸收能量113-144 J,焊接后焊接接头抗拉强度651 ~ 654 MPa,焊接后-20 °C V型缺口冲击吸收能量66~84JO 17Mn阻尼钢组织为残余奥氏体和e马氏体，使用动态机 械热分析仪检测其阻尼性能。在30 °C ,50 Hz双悬臂应变扫描条件下，不同厚度阻尼钢阻尼值均大于0.02；在100 Hz 下测试不同厚度阻尼钢阻尼值均大于0.05,阻尼值高于传统的低合金结构钢Q235、Q345(0.008和0.010 ~0.013)。

设计和开发了屈服强度750 MPa低合金高强度集装箱用钢(/%:0.06～0.09C,0.25～0.35Si,1.60～1.80Mn, ≤0.015P,≤0.003S,0.10～0.20Mo,0.05～0.06Nb,0.09～0.11Ti,≥0.0015Ca,≥0.015Alt)。试验钢的工艺流程为260 t BOF-LF-RH-230 mm板坯连铸-热轧成2～6 mm板。通过Nb-Ti复合微合金化和Ca处理,控制精轧结束温度840～880℃,层流冷却速度≥60℃/s,卷取520～580℃,热轧钢卷的冷却速度≤10℃/h等工艺措施,热轧带钢具有良好的表面质量,组织为细晶铁素体+Nb-Ti碳氮化物,力学性能为上屈服强度760～790 MPa,抗拉强度860～910 MPa,伸长率21%～25%,满足用户要求。

对高强热轧宽带钢AG700L开平后的板形缺陷进行了详细分析,讨论了精轧出口带钢板形和温度均匀性对开平板形的影响,分析了层流冷却系统中水比、侧喷、冷却模式、边部遮蔽对开平板形的影响以及优化措施。结果表明:带钢经过层流冷却时边部温降过快造成的边部压应力在开平后得到释放,是造成开平后板形缺陷的主要原因;通过优化水比为1:1.35、优化侧喷角度并提高压力至2.0 MPa、改进冷却模式、使用边部遮蔽可以提高层流均匀化冷却效果并解决开平后的板形缺陷问题。

研究了热轧后三段冷却工艺和平整工艺对2.3 mm 700 MPa级S600MC高强钢板(/%:0.07C, 0.15Si, 1.50Mn, 0.015P, 0.003S, 0.025Alt, 0.015Nb, 0.08Ti)力学性能的影响。终轧温度870℃,采用三段冷却工艺，中间温度由670℃降至580℃时，屈服强度由557 MPa提高至600 MPa,而抗拉强度基本保持不变(774 MPa至786 MPa),伸长率由24%降至21%,屈强比提高0.04。卷取温度由150℃提高至250℃时，力学性能基本保持不变。一次平整工艺提高高强钢屈服强度达到22～43 MPa,而抗拉强度变化不大，伸长率下降2～5个百分点。二次平整工艺对屈服强度提升尤为明显，可以达到101 MPa,但伸长率下降达到8个百分点，反而不利于改善综合性能。

对 150 mm 厚 SA387Gr22C12 钢板( / % : 0．13 ～0．14C，0．09Si，0．55 ～0．56Mn，0．004P，0．001S，2．48 ～2． 49Cr，1．11～1．12Mo) 模拟焊后拉伸性能、－29 ℃ 冲击性能、金相组织及回火脆化倾向评定等进行试验，并检测了交货态(正火 + 回火) 、最小模拟焊后态、最大模拟焊后态及步冷试验后的钢板各项性能指标 。结果表明，钢板的回火脆化 倾向不明显，其结果 CvTr55 + 2．5ΔCvTr55 为－63 ℃，完全满足甲醇合成塔用钢板的技术要求。

通过金相显微镜、扫描电镜、力学性能测试,研究了830～930℃淬火+650℃回火对690 MPa高强钢显微组织和力学性能的影响。结果表明:实验钢经两相区830℃淬火+650℃回火后的组织为板条状铁素体和回火索氏体,其屈服强度较低为679 MPa。淬火温度在完全奥氏体化相区为890～930℃时,随着淬火温度升高,材料强度下降,韧性降低。当在890℃淬火和650℃回火时,屈服强度为791 MPa,冲击功为150～171 J, 达到690 MPa E级钢性能要求。