時間：2022-11-03 10:45:45
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試驗所用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)驗電爐(控溫精度為±2℃)上進(jìn)行．為了研究熱處理溫度對鍍層硬度的影響，首先，將加熱溫度分別設(shè)定為100℃、200℃、300℃、400℃、500℃和600℃，加熱時間均為90min，熱處理后測量鍍層硬度，找出鍍層硬度最大時的加熱溫度．然后，固定此加熱溫度不變，研究加熱時間對鍍層硬度的影響規(guī)律，加熱時間分別設(shè)定為10、20、30、40、50、60、90、120、180、240和300min．鍍層硬度的測量采用MHV-1000Z顯微硬度計，測試載荷為25g，載荷保持時間為10s，測試時對每個試樣分別隨機(jī)選5個點(diǎn)，得到5個硬度值，去除一個最大值和一個最小值后，剩余的3個硬度值算術(shù)平均即為該鍍層的硬度值，分析后得出最佳加熱時間．
2試驗結(jié)果及分析
2．1熱處理溫度對鍍層硬度的影響改變熱處理溫度得到的鍍層硬度測試結(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，因析出物聚集長大致鍍層硬度下降．最佳熱處理時間可以選為400℃。
2．2熱處理時間對鍍層硬度的影響改變熱處理時間得到的鍍層硬度測試結(jié)果如表3所示，由鍍層硬度隨加熱時間的變化關(guān)系曲線(圖3所示)可以看出，在10～40min鍍層的硬度值隨時間的增加由587HV快速增加到975HV，在40～90min硬度值增加緩慢，90min時硬度值達(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)延長加熱時間時，也可能有少量的Ni3P析出，但由于在400℃加熱溫度條件下，長時間保溫會導(dǎo)致Ni3P顆粒的聚集長大和Ni-Mo固溶體晶粒的尺寸長大，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)致的變形也會相應(yīng)減少。此外，在降低工藝溫度并縮短工藝時間的情況下，將縮短工件的高溫蠕變時間，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低。這是因為球化退火可使淬火后滲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。因此需要對正火溫度進(jìn)行控制，也可以采用等溫退火的方式來對鍛件進(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，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，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，可以選用分級冷卻淬火，這種方式對形狀復(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，水溫的變化也會對介質(zhì)的冷卻性能造成影響，其變化對油性介質(zhì)冷卻特性產(chǎn)生的影響較小。熱處理條件相同的情況下，水性介質(zhì)淬火后會產(chǎn)生相對較大的變形量。
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金相組織及性能測試分析經(jīng)調(diào)質(zhì)熱處理的試樣測試硬度值后，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。三種成分的試驗鋼種經(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試驗結(jié)果分析
小爐冶煉的三爐試驗材料實(shí)際成分如表4所示，機(jī)械性能測試結(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，在第一種熱處理條件下，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，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)量的計算公式計算，如公式1所示。按此式計算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為: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)_擊試驗機(jī)上進(jìn)行室溫沖擊韌性試驗，每組試驗數(shù)據(jù)均取其3根試樣的平均值。硬度測試在HR-150A洛氏硬度計上進(jìn)行，每塊試樣測3—5個點(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。這主要是因為結(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，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，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)。因為在熱處理溫度下，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，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，18Cr23MoVRE耐磨鑄鋼的硬度略有下降，為HRC58?？梢?，適當(dāng)提高淬火溫度，對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，主要是因為提高淬火溫度，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，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。這主要是因為鑄態(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，由于晶粒長大使鋼的組織粗大，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試驗方案制定不同熱處理工藝，對14Cr1MoR＋S32154試板進(jìn)行熱處理試驗，并檢驗理化性能和顯微組織，試驗方案見表3。
2試驗結(jié)果及分析
2．1試驗結(jié)果理化性能檢測結(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，復(fù)合板也產(chǎn)生了沖擊硬化和內(nèi)應(yīng)力，表4中6號試樣為爆炸復(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，斷后伸長率低。2）1、2號試樣經(jīng)歷了相變溫度以上的高溫?zé)崽幚?，基板性能與原始狀態(tài)相比有較大差別，強(qiáng)度降低，沖擊吸收功減少，斷后伸長率增加。1號試樣經(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號試樣的熱處理為800℃退火，與1號試樣相比，強(qiáng)度和塑性差別不大，但沖擊韌度大幅度降低，對覆層彎曲和晶間腐蝕檢驗均不合格。800℃下長時間停留對覆層S31254產(chǎn)生了不利影響，析出了脆性相。3）3、4、5號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，盡量減少對覆層S31254析出相的影響。從表4試驗結(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。同時覆層的外彎試驗和晶間腐蝕試驗結(jié)果均合格，可見低溫?zé)崽幚砦磳Ω矊赢a(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號試樣相比，1號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，因此主要對覆層組織進(jìn)行觀察分析。金相照片（見圖4）顯示，3號和4號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號試樣在晶內(nèi)和晶界析出相明顯增多。
3結(jié)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)計和實(shí)踐經(jīng)驗，進(jìn)行主體工藝選擇時，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)長期正常運(yùn)轉(zhuǎn)。三是采用適宜的自動化控制系統(tǒng)。保證處理效果和減少勞動力需求。
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
3．1社會效益
項目實(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目的成功經(jīng)驗，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，減少養(yǎng)殖業(yè)所帶來的環(huán)境污染。
3．2經(jīng)濟(jì)效益
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，具有最大的抗拉強(qiáng)度。對于Al－Mg－Si三元合金，Mg2Si含量增加，會提高其抗拉強(qiáng)度，但會降低其伸長率;當(dāng)Mg2Si含量為定值時，Si含量增加，抗拉強(qiáng)度增加，伸長率變化不大，但當(dāng)Si出現(xiàn)過剩相時，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，增加Mg含量，也會提高抗拉強(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，會減少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，但添加量過多時會降低鋁型材的抗腐蝕性。同時，少量的Cu可以減少人工時效后機(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，需要對鋁合金棒進(jìn)行均質(zhì)處理。均質(zhì)處理時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℃，將會使晶界粗化，引起過燒，嚴(yán)重時形成難熔質(zhì)點(diǎn)。保溫時間應(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)保溫溫度延長至7．5h時，抗拉強(qiáng)度下降約11%。冷卻時，采取風(fēng)冷+水冷分級的冷卻方式，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。對鋁棒加熱的控制主要是加熱溫度和保溫時間，對于加熱溫度控制，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。考慮到鋁棒從鋁棒爐出來到進(jìn)入擠壓機(jī)有一定的時間間隙，鋁棒加熱溫度應(yīng)適當(dāng)提高。對于鋁棒保溫時間控制，主要考慮析出物溶解程度和鋁棒溫度均勻性，對于長棒爐，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。對生產(chǎn)該型材的鋁棒，保溫時間應(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)入加熱爐前長時間放置，保溫時間應(yīng)延長。同時，實(shí)踐證明，保溫時間繼續(xù)延長，對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，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，型材具有較高的性能;此時，采用某擠壓工藝時，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，此時其力學(xué)性能并不能達(dá)到最大;同時，由于該固溶體處于過飽和狀態(tài)，又有較大的析出傾向，如果不對其進(jìn)行人工時效處理，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，人工時效前產(chǎn)品會在自然狀態(tài)放置一段時間，相當(dāng)于一個自然時效過程。生產(chǎn)實(shí)踐顯示，自然狀態(tài)放置時間應(yīng)盡量避免在5～7h之間，在此時間區(qū)間內(nèi)，相同人工時效工藝下，力學(xué)性能偏低。在人工時效工藝參數(shù)優(yōu)化過程中，當(dāng)時效溫度為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，保溫6．5h，產(chǎn)品性能最優(yōu);但延長保溫時間，產(chǎn)品強(qiáng)度、硬度等力學(xué)性能變化不大，保溫時間延長至15h，產(chǎn)品性能略有降低，強(qiáng)度降低小于3%。但保溫時間低于5．5h，力學(xué)性能下降明顯?？紤]企業(yè)成本控制因素，保溫時間控制6～7h最佳。
3結(jié)束語
