時(shí)間：2022-11-03 10:45:45
序論：在您撰寫處理工藝論文時(shí)，參考他人的優(yōu)秀作品可以開闊視野，小編為您整理的7篇范文，希望這些建議能夠激發(fā)您的創(chuàng)作熱情，引導(dǎo)您走向新的創(chuàng)作高度。
試驗(yàn)所用Ni-Mo-P化學(xué)鍍層在Q195冷軋鋼板(40mm×25mm×1mm)上制備，鍍液的基本配比如表1所示．化學(xué)鍍層制備工藝流程為:試樣80℃堿洗5min清水沖洗超聲波清洗15!鹽酸酸洗活化1min清水沖洗超聲波清洗化學(xué)鍍清水沖洗熱風(fēng)干燥備用．施鍍溫度85～90℃，pH值8．5～8．8，時(shí)間為120min．所得Ni-Mo-P化學(xué)鍍層形貌在Quanta200型掃描電子顯微鏡下觀察，鍍層化學(xué)成分利用OXFORDINCA250型能譜儀進(jìn)行測(cè)量(如圖1所示)，具體成分為7．36!P和1．97!Mo．鍍層熱處理在2kW箱式實(shí)驗(yàn)電爐(控溫精度為±2℃)上進(jìn)行．為了研究熱處理溫度對(duì)鍍層硬度的影響，首先，將加熱溫度分別設(shè)定為100℃、200℃、300℃、400℃、500℃和600℃，加熱時(shí)間均為90min，熱處理后測(cè)量鍍層硬度，找出鍍層硬度最大時(shí)的加熱溫度．然后，固定此加熱溫度不變，研究加熱時(shí)間對(duì)鍍層硬度的影響規(guī)律，加熱時(shí)間分別設(shè)定為10、20、30、40、50、60、90、120、180、240和300min．鍍層硬度的測(cè)量采用MHV-1000Z顯微硬度計(jì)，測(cè)試載荷為25g，載荷保持時(shí)間為10s，測(cè)試時(shí)對(duì)每個(gè)試樣分別隨機(jī)選5個(gè)點(diǎn)，得到5個(gè)硬度值，去除一個(gè)最大值和一個(gè)最小值后，剩余的3個(gè)硬度值算術(shù)平均即為該鍍層的硬度值，分析后得出最佳加熱時(shí)間．
2試驗(yàn)結(jié)果及分析
2．1熱處理溫度對(duì)鍍層硬度的影響改變熱處理溫度得到的鍍層硬度測(cè)試結(jié)果如表2所示，鍍層硬度隨加熱溫度的變化關(guān)系曲線(圖2)可以看出，在100～400℃鍍層的硬度值隨溫度的升高而增加，當(dāng)溫度達(dá)到400℃時(shí)硬度達(dá)到最大值(1096HV)，此后，隨著加熱溫度的繼續(xù)升高，鍍層硬度值隨溫度的升高而快速下降．這是由于溫度升高，鍍層表面晶格發(fā)生畸變，使其硬度逐漸升高．在硬度達(dá)到最大值后再升高溫度，因析出物聚集長(zhǎng)大致鍍層硬度下降．最佳熱處理時(shí)間可以選為400℃。
2．2熱處理時(shí)間對(duì)鍍層硬度的影響改變熱處理時(shí)間得到的鍍層硬度測(cè)試結(jié)果如表3所示，由鍍層硬度隨加熱時(shí)間的變化關(guān)系曲線(圖3所示)可以看出，在10～40min鍍層的硬度值隨時(shí)間的增加由587HV快速增加到975HV，在40～90min硬度值增加緩慢，90min時(shí)硬度值達(dá)到最大1096HV，這與圖2鍍層硬度隨加熱溫度變化的最大值完全一致，之后硬度值開始下降，120min后，硬度值基本趨于穩(wěn)定，但仍比鍍態(tài)硬度大．這是由于在加熱的最初90min內(nèi)，鍍層中的有大量的Ni3P析出，使鍍層硬度值增加，當(dāng)繼續(xù)延長(zhǎng)加熱時(shí)間時(shí)，也可能有少量的Ni3P析出，但由于在400℃加熱溫度條件下，長(zhǎng)時(shí)間保溫會(huì)導(dǎo)致Ni3P顆粒的聚集長(zhǎng)大和Ni-Mo固溶體晶粒的尺寸長(zhǎng)大，二者的共同作用最終導(dǎo)致了鍍層硬度的減小，120min后鍍層組織基本穩(wěn)定，鍍層硬度值也基本趨于穩(wěn)定。
3結(jié)論
通過降低熱處理的工藝溫度能有效減少由此產(chǎn)生的變形。降低工藝溫度，能相對(duì)減少工件的高溫強(qiáng)度，并增強(qiáng)其塑性抗力以及抗應(yīng)力變形、抗淬火變形、抗高溫蠕變的能力。降低工藝溫度，還能夠減少工件加熱、冷卻的溫度區(qū)間。溫度區(qū)間減少后，由熱處理引起的各部位溫度的一致性也會(huì)增強(qiáng)，而溫度的不一致性正是引起工件組織應(yīng)力和熱應(yīng)力的根本原因，隨著溫度不一致性減少，由此而導(dǎo)致的變形也會(huì)相應(yīng)減少。此外，在降低工藝溫度并縮短工藝時(shí)間的情況下，將縮短工件的高溫蠕變時(shí)間，從而減少變形?？茖W(xué)合理的熱處理工藝是減小熱處理變形的關(guān)鍵因素。由圖1可以看出，在650％球化退火后的硬度梯度和740％球化+680％等溫處理的硬度梯度結(jié)果相近，未經(jīng)球化退火的齒輪的硬度較前兩個(gè)低。這是因?yàn)榍蚧嘶鹂墒勾慊鸷鬂B層表面殘留奧氏體量減少，從而提高了齒表面硬度，因此20CrNi2MoA鋼齒圈滲碳后應(yīng)采用球化退火工藝，同時(shí)為減小熱處理變形，在650℃球化退火效果更好。
2變形的其他影響因素及減小措施
2.1預(yù)備熱處理在熱處理過程中，有可能引起內(nèi)孔的變形增大，如存在混晶、大量索氏體或魏氏組織以及過高的正火溫度。因此需要對(duì)正火溫度進(jìn)行控制，也可以采用等溫退火的方式來對(duì)鍛件進(jìn)行處理。金屬最終的變形量與很多因素有關(guān)，如淬火前進(jìn)行的調(diào)質(zhì)處理以及退火和正火。金屬產(chǎn)生變形進(jìn)而導(dǎo)致金屬組織結(jié)構(gòu)也發(fā)生變化。研究和實(shí)踐表明，為使金屬組織結(jié)構(gòu)均勻，在進(jìn)行正火處理時(shí)采用等溫淬火是一種有效的減小其變形量的措施。
2.2運(yùn)用合理的冷卻方法金屬淬火后冷卻過程的控制也是必須考慮的一個(gè)因素。淬火后采用油進(jìn)行冷卻，因此其變形直接受到油的冷卻能力的影響。通常來說，熱油淬火產(chǎn)生的變形小于冷油淬火，一般控制在100+20％。同時(shí)，變形還受到淬火的攪拌方式和速度的影響。在進(jìn)行金屬熱處理時(shí)，金屬產(chǎn)生的應(yīng)力及模具的變形與冷卻的速度和冷卻的均勻程度有關(guān)。過快的冷卻速度和不均勻冷卻都會(huì)導(dǎo)致應(yīng)力及模具變形的增大。因此，應(yīng)盡量采用預(yù)冷，不過需要注意的是應(yīng)保證模具的硬度要求。為減少熱應(yīng)力和組織應(yīng)力，可以選用分級(jí)冷卻淬火，這種方式對(duì)形狀復(fù)雜的工件十分有效，能顯著減少其變形。采用等溫淬火的方式，則適用于十分復(fù)雜并且有較高精度要求的工件，能使金屬變形顯著減少。
2.3零件結(jié)構(gòu)要合理改善零件的結(jié)構(gòu)是減少熱處理變形的關(guān)鍵環(huán)節(jié)。經(jīng)過熱處理后的工件，其厚度不同的部分冷卻的速度也是不同的。因此，在滿足工件使用性能的前提下，應(yīng)使工件的厚度差別不能過大，盡量使零件的截面均勻，減少由應(yīng)力集中導(dǎo)致的過渡區(qū)的畸變和開裂現(xiàn)象。保持結(jié)構(gòu)與材料成分和組織的對(duì)稱性，避免尖銳棱角、溝槽等。此外，采用預(yù)留加工量的方式也是減少厚度不均勻零件變形的有效方式之一。
2.4采用合理的裝夾方式及夾具通過采用合理的裝夾方式和夾具，能夠使工件獲得均勻的加熱和冷卻，從而減少熱應(yīng)力以及組織應(yīng)力的不均，有效減小熱處理導(dǎo)致的工件變形。
2.5機(jī)械加工工件的加工通常需要經(jīng)過很多道工序，如果熱處理加工是最后的工序，則應(yīng)控制其畸變的允許值，使之滿足圖樣規(guī)定的工件尺寸。依據(jù)上道工序的加工尺寸來對(duì)畸變量加以確定，因此掌握畸變規(guī)律尤為重要，為使熱處理導(dǎo)致的畸變處于合格的范圍，在進(jìn)行熱處理前應(yīng)對(duì)尺寸進(jìn)行預(yù)修正。如果熱處理是中間的工序，機(jī)加工余量和熱處理畸變量之和即為熱處理前的加工余量。導(dǎo)致熱處理變形的因素多而復(fù)雜，因此相較于機(jī)械加工余量來說，熱處理的加工余量不易確定，在實(shí)際加工中應(yīng)留出足夠的加工余量用于機(jī)械加工。
2.6采用合適的介質(zhì)在熱處理的過程中，介質(zhì)的選擇也十分重要，應(yīng)選擇有利于減小變形量的介質(zhì)。研究和實(shí)驗(yàn)表明，硬度要求相同的情況下，采用油性介質(zhì)是更好的選擇。不同介質(zhì)具有不同的冷卻速度，在其他條件相同的情況下，同油性介質(zhì)相比較，水性介質(zhì)的冷卻速度較快。此外，水溫的變化也會(huì)對(duì)介質(zhì)的冷卻性能造成影響，其變化對(duì)油性介質(zhì)冷卻特性產(chǎn)生的影響較小。熱處理?xiàng)l件相同的情況下，水性介質(zhì)淬火后會(huì)產(chǎn)生相對(duì)較大的變形量。
3結(jié)束語
要提高連鑄輥輥體材料的性能應(yīng)從以下幾方面入手:1)通過調(diào)整輥體材料的成分、增加合金成分的含量，提高淬透性;2)控制鍛坯冶煉和鍛造質(zhì)量，提高材料的均勻性和純凈度，改善夾雜物形態(tài)，降低有害元素含量;3)采用能細(xì)化組織及晶粒的熱處理工藝，提高材料的斷裂韌性，降低裂紋擴(kuò)展速度。
1．1輥體材料成分設(shè)計(jì)小爐冶煉的材料成分如表3所示，為保證一定的強(qiáng)度，規(guī)定了最低含碳量，為增加輥體材料的淬透性，Mn含量選取上限，三爐Ni、Cr含量進(jìn)行了相應(yīng)調(diào)整。其中01#與目前寶鋼使用的R73連鑄輥成分基本一致。
1．2熔煉方法三爐原料均采用IF鋼以降低P、S含量，在50kg感應(yīng)爐中冶煉，鑄成電極棒，然后采用30kg電渣爐進(jìn)行重熔，最終得到120mm電渣錠。
1．3鍛造將120mm電渣錠鍛成30mm×400mm拉伸試樣毛坯、32mm×32mm×180mm沖擊試樣毛坯和40mm×26mm×450mm的J積分試樣毛坯。鍛造毛坯經(jīng)950℃正火+650℃高溫回火后，機(jī)加工至一定尺寸再進(jìn)行調(diào)質(zhì)熱處理。
1．4調(diào)質(zhì)熱處理在鹽浴爐中進(jìn)行調(diào)質(zhì)加熱，在井式電爐中進(jìn)行回火處理，爐溫均經(jīng)過校正。調(diào)質(zhì)工藝采用二種方案:1)900℃水冷+690℃回火空冷2)900℃空冷+690℃回火空冷最終硬度均要求在連鑄輥輥體材料所規(guī)定的硬度范圍內(nèi)，即32－37HSD，采用900℃空冷的目的是:比較在不同熱處理方式下三種成分的連鑄輥輥體內(nèi)部性能和金相組織的差別。
1．5金相組織及性能測(cè)試分析經(jīng)調(diào)質(zhì)熱處理的試樣測(cè)試硬度值后，分別按GB/T228－2010、GB/T229－2007和GB/T21143－2007標(biāo)準(zhǔn)，進(jìn)行拉伸、室溫沖擊、J積分試驗(yàn)。三種成分的試驗(yàn)鋼種經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后，采用OLYMPUS－BX51金相顯微鏡進(jìn)行微觀組織分析，沖擊斷口形貌采用NOVANANOSEM430型掃描電子顯微鏡觀察分析。
2試驗(yàn)結(jié)果分析
小爐冶煉的三爐試驗(yàn)材料實(shí)際成分如表4所示，機(jī)械性能測(cè)試結(jié)果如表5所示，03#金相組織及斷口電鏡圖片如圖1、圖2所示。
3結(jié)果討論分析
圖1是03#試樣調(diào)質(zhì)后的金相照片，從圖中可以看出組織由已經(jīng)再結(jié)晶的鐵素體和均勻分布的細(xì)粒狀滲碳體組成，并且滲碳體充分析出，均勻彌散分布，基體呈細(xì)小的等軸狀。因此03#經(jīng)調(diào)質(zhì)處理后，具有較高的強(qiáng)度和硬度，同時(shí)具有更好的塑性和韌性，綜合力學(xué)性能優(yōu)異。圖2是03#沖擊試樣的斷口形貌，從圖中可以看出斷口形貌呈韌窩狀，基本由圓形或者橢圓形的凹坑－韌窩組成，由此可以推斷在沖擊斷裂過程中發(fā)生了明顯的塑性變形，進(jìn)一步說明了03#的塑性和韌性較好。由表5結(jié)果可知，在第一種熱處理?xiàng)l件下，03#成分試樣的強(qiáng)度雖然比R73、01#和02#略低，但強(qiáng)度值仍大于700MPa，滿足了使用要求;而韌性指標(biāo)大幅度提高，其中延性斷裂韌度03#比01#提高了48%，沖擊吸收功03#比R73提高了78%，塑性也得到了很大的提高，其中收縮率03#比R73提高了14%，因此03#在水淬和高溫回火的情況下，綜合力學(xué)性能良好。分析其主要原因在于03#中Ni和Cr的含量較高，部分溶于基體的Ni和Cr的產(chǎn)生了固溶強(qiáng)化，另外部分未溶的Ni和Cr以強(qiáng)化相的形式析出，這樣實(shí)現(xiàn)了既保證強(qiáng)度達(dá)標(biāo)又不降低韌性的目的［8］。斷裂韌度對(duì)連鑄輥來說是極重要的指標(biāo)，連鑄輥在惡劣的工況條件下，堆焊層經(jīng)冷熱疲勞最終要產(chǎn)生裂紋，產(chǎn)生的裂紋將向連鑄輥內(nèi)部擴(kuò)展，高的斷裂韌度，裂紋就不容易向輥體內(nèi)部擴(kuò)展，因此提高連鑄輥的關(guān)鍵在于獲得高的斷裂韌性［7］，由此可見03#成分對(duì)于防止疲勞裂紋的擴(kuò)展具有重要的意義。另外在900℃空冷狀態(tài)下，經(jīng)高溫回火后，其沖擊功03#成分也比01#、02#高，可預(yù)期連鑄輥內(nèi)部在冷卻速度比表面緩慢的情況下，采用03#成分的連鑄輥塑韌性也要比01#、02#連鑄輥好。從材料經(jīng)過兩種不同的熱處理工藝后得到的力學(xué)性能上看，水冷和空冷所得的硬度基本一致，但是從強(qiáng)度上看水冷的要稍微低于空冷的，而在塑韌性上，水冷要高于空冷，尤其是沖擊吸收功上，水冷后回火的值要比空冷后回火的高24%以上。而提高連鑄輥使用壽命的關(guān)鍵就在于提高韌性，因此采用水冷后高溫回火工藝更加合適，使用壽命也會(huì)有所提高。另外，可以從理論上判斷鍛件淬火能否直接采用水冷。根據(jù)熱處理手冊(cè)，首先應(yīng)當(dāng)考慮鍛件化學(xué)成分和基礎(chǔ)性能的影響，一般可以采用碳當(dāng)量的計(jì)算公式計(jì)算，如公式1所示。按此式計(jì)算03#成分:［C］=0．56%≤0．75%，由此可見03#鋼雖然提高了Ni、Cr含量，但是整體的碳當(dāng)量還是處于較低的水平，所以水淬是安全的，不會(huì)引起巨大的內(nèi)應(yīng)力而淬裂的產(chǎn)生。從生產(chǎn)效率上看，直接水淬需要的時(shí)間更短，效率也更高，因此03#最佳的熱處理工藝是900oC水冷+690oC回火空冷。
4結(jié)論
用50kg中頻感應(yīng)電爐熔煉，金屬爐料的加料順序?yàn)?廢鋼、生鐵，鎳板、鉬鐵、鉻鐵、硅鐵、錳鐵，最后加鋁進(jìn)行終脫氧。合金熔煉溫度為1500—1550℃，澆注溫度1450—1500℃，稀土變質(zhì)劑在爐外包中加入。鋼液出爐后快速澆注成Y型試樣。試驗(yàn)鋼的化學(xué)成分見表1。性能試樣均在Y型試塊上截取，沖擊試樣采用10mm×10mm×55mm的無缺口標(biāo)準(zhǔn)試樣，在JB-5型擺錘式?jīng)_擊試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊韌性試驗(yàn)，每組試驗(yàn)數(shù)據(jù)均取其3根試樣的平均值。硬度測(cè)試在HR-150A洛氏硬度計(jì)上進(jìn)行，每塊試樣測(cè)3—5個(gè)點(diǎn)，取其平均值。采用光學(xué)顯微鏡和JSM-5610LV掃描電鏡來觀察試樣的斷口形貌和金相組織。
2實(shí)驗(yàn)結(jié)果及分析
2.1試樣的鑄態(tài)組織圖1為18Cr23MoVRE鑄鋼試樣組織的掃描圖片。由圖1可知，18Cr23MoVRE鑄鋼試樣的鑄態(tài)組織由珠光體和少量片狀馬氏體+碳化物組成，晶粒粗大，碳化物呈塊狀、團(tuán)球狀和連續(xù)網(wǎng)狀沿晶界分布。這主要是因?yàn)榻Y(jié)晶過程中，先結(jié)晶的晶粒內(nèi)合金元素含量較低，富裕的合金元素被推至結(jié)晶前沿，導(dǎo)致這些合金元素在結(jié)晶前沿富集，當(dāng)這些合金元素達(dá)到一定的濃度時(shí)，在晶粒間形成碳化物，并沿晶界連續(xù)分布，如圖1(a)所示。當(dāng)18Cr23MoVRE鑄鋼經(jīng)950℃淬火+300℃回火處理后，其組織為回火馬氏體+碳化物，見圖1(b)，碳化物以短桿狀、塊狀和狀沿晶界斷續(xù)分布，馬氏體基體得到細(xì)化，網(wǎng)狀碳化物分布得到明顯改善。隨淬火溫度的提高，顆粒狀碳化物增多，基體晶粒粗化，細(xì)碳化物顆粒彌散分布于基體上，見圖1(c)。當(dāng)淬火溫度達(dá)到1050℃時(shí)，馬氏體基體和碳化物明顯粗化，晶內(nèi)細(xì)顆粒狀碳化物增多，見圖1(d)。因?yàn)樵跓崽幚頊囟认?，晶界碳化物不斷擴(kuò)散進(jìn)入基體晶粒內(nèi)部，晶界碳化物減少，碳化物網(wǎng)被打破，淬火時(shí)這些溶入基體的合金元素來不及析出，被過飽和固溶于馬氏體基體內(nèi)，回火過程中，溶入馬氏體內(nèi)的合金元素以細(xì)顆粒碳化物的形式彌散均勻析出在基體上，改善了鋼中碳化物的分布，熱處理溫度提高，熱處理后鋼的晶粒越粗大?？梢姡侠淼臒崽幚砉に嚳梢愿纳其摰慕M織和碳化物分布。
2.2試驗(yàn)鋼的力學(xué)性能18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼試樣經(jīng)不同溫度淬火+300℃回火熱處理后的力學(xué)性能見圖2。由圖2可以看出，鑄態(tài)18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度值最小，為HRC44，隨著淬火溫度的升高，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度提高。當(dāng)淬火溫度升高至1000℃時(shí)，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度升至最高，達(dá)到HRC58.5，繼續(xù)提高淬火溫度至1050℃時(shí)，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度略有下降，為HRC58。可見，適當(dāng)提高淬火溫度，對(duì)18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼硬度的改善有益，但淬火溫度不宜過高。淬火之所以能提高18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度，主要是因?yàn)樘岣叽慊饻囟?，有更多的碳原子及合金元素溶于奧氏體，淬火后馬氏體中碳和合金元素的過飽和度增加，加劇了馬氏體晶格畸變，固溶強(qiáng)化作用增大，從而提高了材料的硬度。從圖2還可以看出，淬火溫度對(duì)18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的沖擊韌性也有一定的影響，鑄態(tài)18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的沖擊韌性為4.6J，相對(duì)較低;隨著淬火溫度的升高，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的沖擊韌性逐漸升高，當(dāng)淬火溫度達(dá)到1000℃時(shí)，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的沖擊韌性達(dá)到了5.8J;再升高淬火溫度，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的沖擊韌性有降低的趨勢(shì)。這主要是因?yàn)殍T態(tài)18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼組織是不均勻的，存在成分偏析，那些高碳高合金微區(qū)韌性往往較差，在熱處理過程中，高碳高合金微區(qū)的元素在高溫下向低碳低合金微區(qū)擴(kuò)散，鋼的成分、組織和韌性得到改善。當(dāng)淬火溫度較高時(shí)，由于晶粒長(zhǎng)大使鋼的組織粗大，脆性增加。因此，適當(dāng)?shù)臒崽幚砜商岣?8Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的性能，以1000℃淬火+300℃回火最佳。
3結(jié)論
1．1試驗(yàn)材料本文研究的材料為14Cr1MoR＋S32154爆炸復(fù)合板，規(guī)格為（3＋75）mm，2種材料的化學(xué)成分和力學(xué)性能見表1和表2。
1．2試驗(yàn)方案制定不同熱處理工藝，對(duì)14Cr1MoR＋S32154試板進(jìn)行熱處理試驗(yàn)，并檢驗(yàn)理化性能和顯微組織，試驗(yàn)方案見表3。
2試驗(yàn)結(jié)果及分析
2．1試驗(yàn)結(jié)果理化性能檢測(cè)結(jié)果見表4．
2．2結(jié)果分析
2．2．1理化性能1）爆炸復(fù)合板依靠炸藥爆轟產(chǎn)生的沖擊力完成基覆板的冶金接合，完成爆炸焊接的同時(shí)，復(fù)合板也產(chǎn)生了沖擊硬化和內(nèi)應(yīng)力，表4中6號(hào)試樣為爆炸復(fù)合態(tài)的力學(xué)性能，與原始基板相比，其力學(xué)性能表現(xiàn)為強(qiáng)度高，屈強(qiáng)比高，斷后伸長(zhǎng)率低。2）1、2號(hào)試樣經(jīng)歷了相變溫度以上的高溫?zé)崽幚恚逍阅芘c原始狀態(tài)相比有較大差別，強(qiáng)度降低，沖擊吸收功減少，斷后伸長(zhǎng)率增加。1號(hào)試樣經(jīng)歷了高溫正火＋720℃回火熱處理，基層獲得較好的強(qiáng)度和塑韌度配合，綜合力學(xué)性能較好；2號(hào)試樣的熱處理為800℃退火，與1號(hào)試樣相比，強(qiáng)度和塑性差別不大，但沖擊韌度大幅度降低，對(duì)覆層彎曲和晶間腐蝕檢驗(yàn)均不合格。800℃下長(zhǎng)時(shí)間停留對(duì)覆層S31254產(chǎn)生了不利影響，析出了脆性相。3）3、4、5號(hào)試樣的熱處理為相變溫度以下的低溫?zé)崽幚恚荚谙_擊硬化，恢復(fù)性能，盡量減少對(duì)覆層S31254析出相的影響。從表4試驗(yàn)結(jié)果可以看出，低溫退火可以消除爆炸加工硬化現(xiàn)象，隨著加熱溫度的升高，基層14Cr1MoR強(qiáng)度逐漸降低，塑性變好，沖擊吸收功無明顯變化。同時(shí)覆層的外彎試驗(yàn)和晶間腐蝕試驗(yàn)結(jié)果均合格，可見低溫?zé)崽幚砦磳?duì)覆層產(chǎn)生明顯不利影響。
2．2．2顯微組織分析1）基覆材的原始狀態(tài)顯微組織如圖1所示，基層為貝氏體組織，覆層組織為孿晶奧氏體＋少量碳化物。2）1號(hào)試樣經(jīng)正火＋回火后復(fù)合板基覆層的顯微組織如圖2所示，熱處理后基層組織為鐵素體＋貝氏體，覆層組織為等奧氏體＋碳化物，由于加熱溫度低，奧氏體為等軸晶粒［4］；2號(hào)試樣800℃退火后的金相組織如圖3所示，熱處理后基層組織為鐵素體＋珠光體＋貝氏體，覆層組織為孿晶奧氏體＋碳化物。與2號(hào)試樣相比，1號(hào)試樣基層組織更為均勻，更接近原始組織，故力學(xué)性能較好，但由于加熱溫度高，覆層組織與原始狀態(tài)相比變化較大。與原始狀態(tài)相比，2號(hào)試樣覆層晶界和晶內(nèi)產(chǎn)生了大量析出物，導(dǎo)致力學(xué)性能惡化和耐蝕性降低。3）由于3、4、5號(hào)試樣的熱處理為相變溫度以下的退火處理，基層未發(fā)生相變，因此主要對(duì)覆層組織進(jìn)行觀察分析。金相照片（見圖4）顯示，3號(hào)和4號(hào)試樣的金相組織與原始狀態(tài)最為接近，為孿晶奧氏體＋少量碳化物，5號(hào)試樣在晶內(nèi)和晶界析出相明顯增多。
3結(jié)語
各元素在合金中的作用如下:(1)Si和Mg的影響Si和Mg是該鋁型材合金的主要組成元素，其結(jié)合形成了產(chǎn)品的主要強(qiáng)化相Mg2Si。但Si和Mg比例不同，形成強(qiáng)化相的數(shù)量和分布有差別，這直接影響到產(chǎn)品日處理后的力學(xué)性能。研究表明［3］，對(duì)于Al－Mg－Si三元合金，當(dāng)其處于ɑ(Al)－Mg2Si－Si三相區(qū)間內(nèi)時(shí)，具有最大的抗拉強(qiáng)度。對(duì)于Al－Mg－Si三元合金，Mg2Si含量增加，會(huì)提高其抗拉強(qiáng)度，但會(huì)降低其伸長(zhǎng)率;當(dāng)Mg2Si含量為定值時(shí)，Si含量增加，抗拉強(qiáng)度增加，伸長(zhǎng)率變化不大，但當(dāng)Si出現(xiàn)過剩相時(shí)，合金的耐蝕性隨過剩相含量的增加而降低，脆性增大;當(dāng)Si含量為定值時(shí)，增加Mg含量，也會(huì)提高抗拉強(qiáng)度。合金位于ɑ(Al)－Mg2Si兩相區(qū)或Al單相區(qū)(Mg2Si固溶于基體)，具有最佳的耐蝕性能。公司根據(jù)以上機(jī)理，確定了內(nèi)控標(biāo)準(zhǔn)。(2)Mn的影響Mn亦可強(qiáng)化基體，提高產(chǎn)品的韌性和耐蝕性，但Mn含量過多時(shí)，會(huì)減少Si的強(qiáng)化效果，形成晶內(nèi)偏析，產(chǎn)生粗精組織，降低鑄錠的擠壓性能，因此，要適當(dāng)控合金中Mn含量。(3)Ti的影響Ti是晶粒細(xì)化劑，可以避免鑄造時(shí)形成熱裂紋，減少鑄錠中的柱狀晶組織，細(xì)化鑄錠的晶粒度，減少擠壓產(chǎn)品的各向異性。(4)Zn和Cu的影響少量的Zn和Cu可以提高鋁型材的強(qiáng)度，耐蝕性變化不大，但添加量過多時(shí)會(huì)降低鋁型材的抗腐蝕性。同時(shí)，少量的Cu可以減少人工時(shí)效后機(jī)械性能的下降。(5)Fe的影響Fe是鋁型材中的雜質(zhì)元素，會(huì)損害型材的綜合性能，應(yīng)盡量減少其含量。綜上所述:在該產(chǎn)品用鋁合金成分配比中，鎂硅比應(yīng)保持在1．18左右，此時(shí)鋁型材內(nèi)強(qiáng)化相絕大部分是Mg2Si，含有少量的富余Si，Si含量亦不過剩，此時(shí)強(qiáng)度較高，塑性和抗蝕性未降低;由于沒有過剩的硅含量，Mn含量可以處于國(guó)標(biāo)的下限。Fe含量應(yīng)根據(jù)原鋁錠冶煉水平，越低越好。
2熱處理工藝控制
2．1鋁棒均質(zhì)熱處理工藝控制在鋁棒鑄造成型過程中，受合金成分、濃度梯度、溫度梯度、冷卻強(qiáng)度等因素的影響，鋁棒不可避免的會(huì)出現(xiàn)樹枝晶、薔薇晶、帶狀組織、偏析、非平衡相、鑄造應(yīng)力等不希望得到組織或狀態(tài)，為了在擠壓前消除這些缺陷，優(yōu)化鑄棒組織，需要對(duì)鋁合金棒進(jìn)行均質(zhì)處理。均質(zhì)處理時(shí)一是要考慮鋁棒不能過燒，出現(xiàn)二次共晶;二是要使粗大的針狀、帶狀和非平衡相充分溶解。以XX公司35噸均質(zhì)爐，裝入直徑292mm鋁棒為例，考慮到熱電偶誤差，保溫溫度應(yīng)控制在570±5℃，保溫6h為宜，低于560℃，可能出現(xiàn)組織不均勻區(qū)域(低倍組織)，擠壓型材力學(xué)性能較低;高于585℃，將會(huì)使晶界粗化，引起過燒，嚴(yán)重時(shí)形成難熔質(zhì)點(diǎn)。保溫時(shí)間應(yīng)在5．5～6．5h之間，過高和過低都影響鋁型材力學(xué)性能。以保溫溫度570℃，保溫6h為參照，擠壓工藝相同的情況下，當(dāng)保溫溫度延長(zhǎng)至7．5h時(shí)，抗拉強(qiáng)度下降約11%。冷卻時(shí)，采取風(fēng)冷+水冷分級(jí)的冷卻方式，一方面使冷卻介質(zhì)均勻分布，一方面不至于冷卻速度過慢或擴(kuò)快，影響均質(zhì)效果。
2．2加熱固溶熱處理工藝控制研究表明［4］，模具出口處型材溫度受鋁棒加熱溫度、擠壓速度和其它因素多重影響，其中鋁棒加熱溫度影響強(qiáng)度約44%，擠壓速度影響強(qiáng)度約32%。對(duì)于本文研究的該型材產(chǎn)品，由于合金為6082合金，本身變形抗力較大，同時(shí)型材截面復(fù)雜，幅面寬，因此，適宜較高的鋁棒加熱溫度，低的擠壓速度。對(duì)鋁棒加熱的控制主要是加熱溫度和保溫時(shí)間，對(duì)于加熱溫度控制，主要考慮因素是型材出口溫度(固溶溫度)和變形抗力，鋁棒加熱溫度過低，將造成變形抗力過大，出現(xiàn)模具崩裂或走水;即使擠出型材，型材出口溫度較低，型材性能較差?？紤]到鋁棒從鋁棒爐出來到進(jìn)入擠壓機(jī)有一定的時(shí)間間隙，鋁棒加熱溫度應(yīng)適當(dāng)提高。對(duì)于鋁棒保溫時(shí)間控制，主要考慮析出物溶解程度和鋁棒溫度均勻性，對(duì)于長(zhǎng)棒爐，通過改善加熱方式和內(nèi)部熱循環(huán)方式，盡可能提高爐內(nèi)溫度均勻性。對(duì)生產(chǎn)該型材的鋁棒，保溫時(shí)間應(yīng)控制在3分鐘以上，能夠保證析出相的充分溶解，如果鋁棒進(jìn)入加熱爐前長(zhǎng)時(shí)間放置，保溫時(shí)間應(yīng)延長(zhǎng)。同時(shí)，實(shí)踐證明，保溫時(shí)間繼續(xù)延長(zhǎng)，對(duì)擠出型材性能影響不大。當(dāng)生產(chǎn)鋁型材使用在線淬火方式時(shí)，型材出口溫度即為固溶溫度。固溶溫度與鋁棒加熱溫度直接相關(guān)。對(duì)于生產(chǎn)該型材的6082合金，理論上，固溶溫度越高，越有利于強(qiáng)化相的徹底固溶。由上述可知，其它擠壓工藝相同的情況下，鋁棒加熱溫度直接決定固溶溫度，因此鋁棒溫加熱溫度越高，固溶的越好，但固溶溫度要低于合金最低熔點(diǎn)，防止合金過燒。生產(chǎn)實(shí)踐表明，當(dāng)固溶溫度處于520－545℃時(shí)，型材具有較高的性能;此時(shí)，采用某擠壓工藝時(shí)，鋁棒加熱溫度應(yīng)控制在485～510℃。
2．3淬火工藝控制由于生產(chǎn)本文所述型材產(chǎn)品使用的是6082鋁合金，該合金的淬火敏感性比6061、6063等牌號(hào)合金要高［2］，因此，淬火強(qiáng)度要高，否則，將影響產(chǎn)品強(qiáng)度和時(shí)效效果。在曾經(jīng)使用過的水淬、強(qiáng)風(fēng)+霧、強(qiáng)風(fēng)等淬火方式中，水淬冷卻強(qiáng)度最大，淬火后硬度高，但淬火后由于型材厚度不均，容易出現(xiàn)產(chǎn)品的翹曲和變形，造成廢品。強(qiáng)風(fēng)+霧的淬火方式亦能達(dá)到產(chǎn)品性能要求，但對(duì)光身料產(chǎn)品，氣霧容易在產(chǎn)品形成水漬，增大后期處理難度。Xx公司通過改變出風(fēng)口位置，改善氣體質(zhì)量和溫度，可以使產(chǎn)品強(qiáng)度和硬度等性能指標(biāo)達(dá)到要求。在淬火工藝控制過程中，該型材的淬火冷卻速度要保證達(dá)到300℃以上。
2．4時(shí)效工藝控制經(jīng)過固溶淬火后的鋁型材得到一種不穩(wěn)定的固溶體，此時(shí)其力學(xué)性能并不能達(dá)到最大;同時(shí)，由于該固溶體處于過飽和狀態(tài)，又有較大的析出傾向，如果不對(duì)其進(jìn)行人工時(shí)效處理，析出相將在晶界處聚集，出現(xiàn)晶間腐蝕或應(yīng)力腐蝕。在實(shí)際生產(chǎn)過程中，由于可能需要整形等工序，人工時(shí)效前產(chǎn)品會(huì)在自然狀態(tài)放置一段時(shí)間，相當(dāng)于一個(gè)自然時(shí)效過程。生產(chǎn)實(shí)踐顯示，自然狀態(tài)放置時(shí)間應(yīng)盡量避免在5～7h之間，在此時(shí)間區(qū)間內(nèi)，相同人工時(shí)效工藝下，力學(xué)性能偏低。在人工時(shí)效工藝參數(shù)優(yōu)化過程中，當(dāng)時(shí)效溫度為175℃吳宗闖，等:集裝箱鋁型材生產(chǎn)過程中熱處理工藝控制初探•89•時(shí)，保溫6．5h，產(chǎn)品性能最優(yōu);但延長(zhǎng)保溫時(shí)間，產(chǎn)品強(qiáng)度、硬度等力學(xué)性能變化不大，保溫時(shí)間延長(zhǎng)至15h，產(chǎn)品性能略有降低，強(qiáng)度降低小于3%。但保溫時(shí)間低于5．5h，力學(xué)性能下降明顯?？紤]企業(yè)成本控制因素，保溫時(shí)間控制6～7h最佳。
3結(jié)束語
根據(jù)廢水處理工藝流程，養(yǎng)鴨污水直接泵入細(xì)格柵，經(jīng)細(xì)篩網(wǎng)分隔出鴨毛等污物后流入水解池進(jìn)行大分子水解酸化降解，然后流入生物接觸氧化池(設(shè)有微孔曝氣裝置)，使小分子有機(jī)物進(jìn)一步降解，達(dá)到排放標(biāo)準(zhǔn)，同時(shí)完成氨氮硝化，通過混合液回流，使硝態(tài)氮在水解池中還原成氮?dú)?，降低NH3-N含量，接觸氧化池出水經(jīng)斜板沉淀池泥水分離后清水自流入水生植物塘，經(jīng)進(jìn)一步吸附后泵回至養(yǎng)鴨池。
2工藝特點(diǎn)
2．1廢水處理工藝的選擇原則
在工藝選擇和設(shè)計(jì)過程中充分考慮污水特點(diǎn)，并根據(jù)同類廢水處理設(shè)計(jì)和實(shí)踐經(jīng)驗(yàn)，進(jìn)行主體工藝選擇時(shí)，注意重點(diǎn)考慮以下原則。一是采用生化處理原則。采用水解酸化結(jié)合生物接觸氧化工藝流程，脫氮方式采用A/O泥膜法工藝。二是采用先進(jìn)可靠的系統(tǒng)設(shè)備。降低系統(tǒng)維護(hù)工作量，保證系統(tǒng)長(zhǎng)期正常運(yùn)轉(zhuǎn)。三是采用適宜的自動(dòng)化控制系統(tǒng)。保證處理效果和減少勞動(dòng)力需求。
2．2廢水處理主體工藝的確定
2．2．1水解酸化工藝
水解池內(nèi)培養(yǎng)厭氧菌，廢水經(jīng)厭氧菌降解，使大部分大分子有機(jī)物分解為小分子有機(jī)物。
2．2．2生物接觸氧化工藝
好氧生物處理主要有活性污泥法和生物膜法。生物膜法工藝主要采用生物接觸氧化法，生物接觸氧化工藝占地面積較小，不會(huì)發(fā)生活性污泥法中易產(chǎn)生的污泥膨脹現(xiàn)象，運(yùn)行較為穩(wěn)定、簡(jiǎn)單。該工藝在生活廢水處理中已經(jīng)得到廣泛應(yīng)用，效果較好。處理工藝成熟可靠、具有較高的緩沖水質(zhì)水量沖擊能力，采用混合液回流進(jìn)行硝化、反硝化使NH3-N達(dá)到排放標(biāo)準(zhǔn)。
3工藝優(yōu)勢(shì)
3．1社會(huì)效益
項(xiàng)目實(shí)施后，通過政府推介、客戶指導(dǎo)、例行蛋鴨養(yǎng)殖技術(shù)人員培訓(xùn)等方式積極宣傳本項(xiàng)目的成功經(jīng)驗(yàn)，普及開展生態(tài)循環(huán)農(nóng)業(yè)的必要性，促進(jìn)養(yǎng)殖戶、孵化場(chǎng)增產(chǎn)增收，加速蛋鴨養(yǎng)殖科學(xué)化、現(xiàn)代化。通過技術(shù)培訓(xùn)和宣傳，極大提高了廣大養(yǎng)殖戶的環(huán)保意識(shí)，減少養(yǎng)殖業(yè)所帶來的環(huán)境污染。
3．2經(jīng)濟(jì)效益
