时间：2022-11-03 10:45:45
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试验所用Ni-Mo-P化学镀层在Q195冷轧钢板(40mm×25mm×1mm)上制备，镀液的基本配比如表1所示．化学镀层制备工艺流程为:试样80℃碱洗5min清水冲洗超声波清洗15!盐酸酸洗活化1min清水冲洗超声波清洗化学镀清水冲洗热风干燥备用．施镀温度85～90℃，pH值8．5～8．8，时间为120min．所得Ni-Mo-P化学镀层形貌在Quanta200型扫描电子显微镜下观察，镀层化学成分利用OXFORDINCA250型能谱仪进行测量(如图1所示)，具体成分为7．36!P和1．97!Mo．镀层热处理在2kW箱式实验电炉(控温精度为±2℃)上进行．为了研究热处理温度对镀层硬度的影响，首先，将加热温度分别设定为100℃、200℃、300℃、400℃、500℃和600℃，加热时间均为90min，热处理后测量镀层硬度，找出镀层硬度最大时的加热温度．然后，固定此加热温度不变，研究加热时间对镀层硬度的影响规律，加热时间分别设定为10、20、30、40、50、60、90、120、180、240和300min．镀层硬度的测量采用MHV-1000Z显微硬度计，测试载荷为25g，载荷保持时间为10s，测试时对每个试样分别随机选5个点，得到5个硬度值，去除一个最大值和一个最小值后，剩余的3个硬度值算术平均即为该镀层的硬度值，分析后得出最佳加热时间．
2试验结果及分析
2．1热处理温度对镀层硬度的影响改变热处理温度得到的镀层硬度测试结果如表2所示，镀层硬度随加热温度的变化关系曲线(图2)可以看出，在100～400℃镀层的硬度值随温度的升高而增加，当温度达到400℃时硬度达到最大值(1096HV)，此后，随着加热温度的继续升高，镀层硬度值随温度的升高而快速下降．这是由于温度升高，镀层表面晶格发生畸变，使其硬度逐渐升高．在硬度达到最大值后再升高温度，因析出物聚集长大致镀层硬度下降．最佳热处理时间可以选为400℃。
2．2热处理时间对镀层硬度的影响改变热处理时间得到的镀层硬度测试结果如表3所示，由镀层硬度随加热时间的变化关系曲线(图3所示)可以看出，在10～40min镀层的硬度值随时间的增加由587HV快速增加到975HV，在40～90min硬度值增加缓慢，90min时硬度值达到最大1096HV，这与图2镀层硬度随加热温度变化的最大值完全一致，之后硬度值开始下降，120min后，硬度值基本趋于稳定，但仍比镀态硬度大．这是由于在加热的最初90min内，镀层中的有大量的Ni3P析出，使镀层硬度值增加，当继续延长加热时间时，也可能有少量的Ni3P析出，但由于在400℃加热温度条件下，长时间保温会导致Ni3P颗粒的聚集长大和Ni-Mo固溶体晶粒的尺寸长大，二者的共同作用最终导致了镀层硬度的减小，120min后镀层组织基本稳定，镀层硬度值也基本趋于稳定。
3结论
通过降低热处理的工艺温度能有效减少由此产生的变形。降低工艺温度，能相对减少工件的高温强度，并增强其塑性抗力以及抗应力变形、抗淬火变形、抗高温蠕变的能力。降低工艺温度，还能够减少工件加热、冷却的温度区间。温度区间减少后，由热处理引起的各部位温度的一致性也会增强，而温度的不一致性正是引起工件组织应力和热应力的根本原因，随着温度不一致性减少，由此而导致的变形也会相应减少。此外，在降低工艺温度并缩短工艺时间的情况下，将缩短工件的高温蠕变时间，从而减少变形。科学合理的热处理工艺是减小热处理变形的关键因素。由图1可以看出，在650％球化退火后的硬度梯度和740％球化+680％等温处理的硬度梯度结果相近，未经球化退火的齿轮的硬度较前两个低。这是因为球化退火可使淬火后渗层表面残留奥氏体量减少，从而提高了齿表面硬度，因此20CrNi2MoA钢齿圈渗碳后应采用球化退火工艺，同时为减小热处理变形，在650℃球化退火效果更好。
2变形的其他影响因素及减小措施
2.1预备热处理在热处理过程中，有可能引起内孔的变形增大，如存在混晶、大量索氏体或魏氏组织以及过高的正火温度。因此需要对正火温度进行控制，也可以采用等温退火的方式来对锻件进行处理。金属最终的变形量与很多因素有关，如淬火前进行的调质处理以及退火和正火。金属产生变形进而导致金属组织结构也发生变化。研究和实践表明，为使金属组织结构均匀，在进行正火处理时采用等温淬火是一种有效的减小其变形量的措施。
2.2运用合理的冷却方法金属淬火后冷却过程的控制也是必须考虑的一个因素。淬火后采用油进行冷却，因此其变形直接受到油的冷却能力的影响。通常来说，热油淬火产生的变形小于冷油淬火，一般控制在100+20％。同时，变形还受到淬火的搅拌方式和速度的影响。在进行金属热处理时，金属产生的应力及模具的变形与冷却的速度和冷却的均匀程度有关。过快的冷却速度和不均匀冷却都会导致应力及模具变形的增大。因此，应尽量采用预冷，不过需要注意的是应保证模具的硬度要求。为减少热应力和组织应力，可以选用分级冷却淬火，这种方式对形状复杂的工件十分有效，能显著减少其变形。采用等温淬火的方式，则适用于十分复杂并且有较高精度要求的工件，能使金属变形显著减少。
2.3零件结构要合理改善零件的结构是减少热处理变形的关键环节。经过热处理后的工件，其厚度不同的部分冷却的速度也是不同的。因此，在满足工件使用性能的前提下，应使工件的厚度差别不能过大，尽量使零件的截面均匀，减少由应力集中导致的过渡区的畸变和开裂现象。保持结构与材料成分和组织的对称性，避免尖锐棱角、沟槽等。此外，采用预留加工量的方式也是减少厚度不均匀零件变形的有效方式之一。
2.4采用合理的装夹方式及夹具通过采用合理的装夹方式和夹具，能够使工件获得均匀的加热和冷却，从而减少热应力以及组织应力的不均，有效减小热处理导致的工件变形。
2.5机械加工工件的加工通常需要经过很多道工序，如果热处理加工是最后的工序，则应控制其畸变的允许值，使之满足图样规定的工件尺寸。依据上道工序的加工尺寸来对畸变量加以确定，因此掌握畸变规律尤为重要，为使热处理导致的畸变处于合格的范围，在进行热处理前应对尺寸进行预修正。如果热处理是中间的工序，机加工余量和热处理畸变量之和即为热处理前的加工余量。导致热处理变形的因素多而复杂，因此相较于机械加工余量来说，热处理的加工余量不易确定，在实际加工中应留出足够的加工余量用于机械加工。
2.6采用合适的介质在热处理的过程中，介质的选择也十分重要，应选择有利于减小变形量的介质。研究和实验表明，硬度要求相同的情况下，采用油性介质是更好的选择。不同介质具有不同的冷却速度，在其他条件相同的情况下，同油性介质相比较，水性介质的冷却速度较快。此外，水温的变化也会对介质的冷却性能造成影响，其变化对油性介质冷却特性产生的影响较小。热处理条件相同的情况下，水性介质淬火后会产生相对较大的变形量。
3结束语
要提高连铸辊辊体材料的性能应从以下几方面入手:1)通过调整辊体材料的成分、增加合金成分的含量，提高淬透性;2)控制锻坯冶炼和锻造质量，提高材料的均匀性和纯净度，改善夹杂物形态，降低有害元素含量;3)采用能细化组织及晶粒的热处理工艺，提高材料的断裂韧性，降低裂纹扩展速度。
1．1辊体材料成分设计小炉冶炼的材料成分如表3所示，为保证一定的强度，规定了最低含碳量，为增加辊体材料的淬透性，Mn含量选取上限，三炉Ni、Cr含量进行了相应调整。其中01#与目前宝钢使用的R73连铸辊成分基本一致。
1．2熔炼方法三炉原料均采用IF钢以降低P、S含量，在50kg感应炉中冶炼，铸成电极棒，然后采用30kg电渣炉进行重熔，最终得到120mm电渣锭。
1．3锻造将120mm电渣锭锻成30mm×400mm拉伸试样毛坯、32mm×32mm×180mm冲击试样毛坯和40mm×26mm×450mm的J积分试样毛坯。锻造毛坯经950℃正火+650℃高温回火后，机加工至一定尺寸再进行调质热处理。
1．4调质热处理在盐浴炉中进行调质加热，在井式电炉中进行回火处理，炉温均经过校正。调质工艺采用二种方案:1)900℃水冷+690℃回火空冷2)900℃空冷+690℃回火空冷最终硬度均要求在连铸辊辊体材料所规定的硬度范围内，即32－37HSD，采用900℃空冷的目的是:比较在不同热处理方式下三种成分的连铸辊辊体内部性能和金相组织的差别。
1．5金相组织及性能测试分析经调质热处理的试样测试硬度值后，分别按GB/T228－2010、GB/T229－2007和GB/T21143－2007标准，进行拉伸、室温冲击、J积分试验。三种成分的试验钢种经调质处理后，采用OLYMPUS－BX51金相显微镜进行微观组织分析，冲击断口形貌采用NOVANANOSEM430型扫描电子显微镜观察分析。
2试验结果分析
小炉冶炼的三炉试验材料实际成分如表4所示，机械性能测试结果如表5所示，03#金相组织及断口电镜图片如图1、图2所示。
3结果讨论分析
图1是03#试样调质后的金相照片，从图中可以看出组织由已经再结晶的铁素体和均匀分布的细粒状渗碳体组成，并且渗碳体充分析出，均匀弥散分布，基体呈细小的等轴状。因此03#经调质处理后，具有较高的强度和硬度，同时具有更好的塑性和韧性，综合力学性能优异。图2是03#冲击试样的断口形貌，从图中可以看出断口形貌呈韧窝状，基本由圆形或者椭圆形的凹坑－韧窝组成，由此可以推断在冲击断裂过程中发生了明显的塑性变形，进一步说明了03#的塑性和韧性较好。由表5结果可知，在第一种热处理条件下，03#成分试样的强度虽然比R73、01#和02#略低，但强度值仍大于700MPa，满足了使用要求;而韧性指标大幅度提高，其中延性断裂韧度03#比01#提高了48%，冲击吸收功03#比R73提高了78%，塑性也得到了很大的提高，其中收缩率03#比R73提高了14%，因此03#在水淬和高温回火的情况下，综合力学性能良好。分析其主要原因在于03#中Ni和Cr的含量较高，部分溶于基体的Ni和Cr的产生了固溶强化，另外部分未溶的Ni和Cr以强化相的形式析出，这样实现了既保证强度达标又不降低韧性的目的［8］。断裂韧度对连铸辊来说是极重要的指标，连铸辊在恶劣的工况条件下，堆焊层经冷热疲劳最终要产生裂纹，产生的裂纹将向连铸辊内部扩展，高的断裂韧度，裂纹就不容易向辊体内部扩展，因此提高连铸辊的关键在于获得高的断裂韧性［7］，由此可见03#成分对于防止疲劳裂纹的扩展具有重要的意义。另外在900℃空冷状态下，经高温回火后，其冲击功03#成分也比01#、02#高，可预期连铸辊内部在冷却速度比表面缓慢的情况下，采用03#成分的连铸辊塑韧性也要比01#、02#连铸辊好。从材料经过两种不同的热处理工艺后得到的力学性能上看，水冷和空冷所得的硬度基本一致，但是从强度上看水冷的要稍微低于空冷的，而在塑韧性上，水冷要高于空冷，尤其是冲击吸收功上，水冷后回火的值要比空冷后回火的高24%以上。而提高连铸辊使用寿命的关键就在于提高韧性，因此采用水冷后高温回火工艺更加合适，使用寿命也会有所提高。另外，可以从理论上判断锻件淬火能否直接采用水冷。根据热处理手册，首先应当考虑锻件化学成分和基础性能的影响，一般可以采用碳当量的计算公式计算，如公式1所示。按此式计算03#成分:［C］=0．56%≤0．75%，由此可见03#钢虽然提高了Ni、Cr含量，但是整体的碳当量还是处于较低的水平，所以水淬是安全的，不会引起巨大的内应力而淬裂的产生。从生产效率上看，直接水淬需要的时间更短，效率也更高，因此03#最佳的热处理工艺是900oC水冷+690oC回火空冷。
4结论
用50kg中频感应电炉熔炼，金属炉料的加料顺序为:废钢、生铁，镍板、钼铁、铬铁、硅铁、锰铁，最后加铝进行终脱氧。合金熔炼温度为1500—1550℃，浇注温度1450—1500℃，稀土变质剂在炉外包中加入。钢液出炉后快速浇注成Y型试样。试验钢的化学成分见表1。性能试样均在Y型试块上截取，冲击试样采用10mm×10mm×55mm的无缺口标准试样，在JB-5型摆锤式冲击试验机上进行室温冲击韧性试验，每组试验数据均取其3根试样的平均值。硬度测试在HR-150A洛氏硬度计上进行，每块试样测3—5个点，取其平均值。采用光学显微镜和JSM-5610LV扫描电镜来观察试样的断口形貌和金相组织。
2实验结果及分析
2.1试样的铸态组织图1为18Cr23MoVRE铸钢试样组织的扫描图片。由图1可知，18Cr23MoVRE铸钢试样的铸态组织由珠光体和少量片状马氏体+碳化物组成，晶粒粗大，碳化物呈块状、团球状和连续网状沿晶界分布。这主要是因为结晶过程中，先结晶的晶粒内合金元素含量较低，富裕的合金元素被推至结晶前沿，导致这些合金元素在结晶前沿富集，当这些合金元素达到一定的浓度时，在晶粒间形成碳化物，并沿晶界连续分布，如图1(a)所示。当18Cr23MoVRE铸钢经950℃淬火+300℃回火处理后，其组织为回火马氏体+碳化物，见图1(b)，碳化物以短杆状、块状和状沿晶界断续分布，马氏体基体得到细化，网状碳化物分布得到明显改善。随淬火温度的提高，颗粒状碳化物增多，基体晶粒粗化，细碳化物颗粒弥散分布于基体上，见图1(c)。当淬火温度达到1050℃时，马氏体基体和碳化物明显粗化，晶内细颗粒状碳化物增多，见图1(d)。因为在热处理温度下，晶界碳化物不断扩散进入基体晶粒内部，晶界碳化物减少，碳化物网被打破，淬火时这些溶入基体的合金元素来不及析出，被过饱和固溶于马氏体基体内，回火过程中，溶入马氏体内的合金元素以细颗粒碳化物的形式弥散均匀析出在基体上，改善了钢中碳化物的分布，热处理温度提高，热处理后钢的晶粒越粗大。可见，合理的热处理工艺可以改善钢的组织和碳化物分布。
2.2试验钢的力学性能18Cr23MoVRE耐磨铸钢试样经不同温度淬火+300℃回火热处理后的力学性能见图2。由图2可以看出，铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度值最小，为HRC44，随着淬火温度的升高，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度提高。当淬火温度升高至1000℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度升至最高，达到HRC58.5，继续提高淬火温度至1050℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度略有下降，为HRC58。可见，适当提高淬火温度，对18Cr23MoVRE耐磨铸钢硬度的改善有益，但淬火温度不宜过高。淬火之所以能提高18Cr23MoVRE耐磨铸钢的硬度，主要是因为提高淬火温度，有更多的碳原子及合金元素溶于奥氏体，淬火后马氏体中碳和合金元素的过饱和度增加，加剧了马氏体晶格畸变，固溶强化作用增大，从而提高了材料的硬度。从图2还可以看出，淬火温度对18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性也有一定的影响，铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性为4.6J，相对较低;随着淬火温度的升高，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性逐渐升高，当淬火温度达到1000℃时，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性达到了5.8J;再升高淬火温度，18Cr23MoVRE耐磨铸钢的冲击韧性有降低的趋势。这主要是因为铸态18Cr23MoVRE耐磨铸钢组织是不均匀的，存在成分偏析，那些高碳高合金微区韧性往往较差，在热处理过程中，高碳高合金微区的元素在高温下向低碳低合金微区扩散，钢的成分、组织和韧性得到改善。当淬火温度较高时，由于晶粒长大使钢的组织粗大，脆性增加。因此，适当的热处理可提高18Cr23MoVRE耐磨铸钢的性能，以1000℃淬火+300℃回火最佳。
3结论
1．1试验材料本文研究的材料为14Cr1MoR＋S32154爆炸复合板，规格为（3＋75）mm，2种材料的化学成分和力学性能见表1和表2。
1．2试验方案制定不同热处理工艺，对14Cr1MoR＋S32154试板进行热处理试验，并检验理化性能和显微组织，试验方案见表3。
2试验结果及分析
2．1试验结果理化性能检测结果见表4．
2．2结果分析
2．2．1理化性能1）爆炸复合板依靠炸药爆轰产生的冲击力完成基覆板的冶金接合，完成爆炸焊接的同时，复合板也产生了冲击硬化和内应力，表4中6号试样为爆炸复合态的力学性能，与原始基板相比，其力学性能表现为强度高，屈强比高，断后伸长率低。2）1、2号试样经历了相变温度以上的高温热处理，基板性能与原始状态相比有较大差别，强度降低，冲击吸收功减少，断后伸长率增加。1号试样经历了高温正火＋720℃回火热处理，基层获得较好的强度和塑韧度配合，综合力学性能较好；2号试样的热处理为800℃退火，与1号试样相比，强度和塑性差别不大，但冲击韧度大幅度降低，对覆层弯曲和晶间腐蚀检验均不合格。800℃下长时间停留对覆层S31254产生了不利影响，析出了脆性相。3）3、4、5号试样的热处理为相变温度以下的低温热处理，旨在消除爆炸冲击硬化，恢复性能，尽量减少对覆层S31254析出相的影响。从表4试验结果可以看出，低温退火可以消除爆炸加工硬化现象，随着加热温度的升高，基层14Cr1MoR强度逐渐降低，塑性变好，冲击吸收功无明显变化。同时覆层的外弯试验和晶间腐蚀试验结果均合格，可见低温热处理未对覆层产生明显不利影响。
2．2．2显微组织分析1）基覆材的原始状态显微组织如图1所示，基层为贝氏体组织，覆层组织为孪晶奥氏体＋少量碳化物。2）1号试样经正火＋回火后复合板基覆层的显微组织如图2所示，热处理后基层组织为铁素体＋贝氏体，覆层组织为等奥氏体＋碳化物，由于加热温度低，奥氏体为等轴晶粒［4］；2号试样800℃退火后的金相组织如图3所示，热处理后基层组织为铁素体＋珠光体＋贝氏体，覆层组织为孪晶奥氏体＋碳化物。与2号试样相比，1号试样基层组织更为均匀，更接近原始组织，故力学性能较好，但由于加热温度高，覆层组织与原始状态相比变化较大。与原始状态相比，2号试样覆层晶界和晶内产生了大量析出物，导致力学性能恶化和耐蚀性降低。3）由于3、4、5号试样的热处理为相变温度以下的退火处理，基层未发生相变，因此主要对覆层组织进行观察分析。金相照片（见图4）显示，3号和4号试样的金相组织与原始状态最为接近，为孪晶奥氏体＋少量碳化物，5号试样在晶内和晶界析出相明显增多。
3结语
各元素在合金中的作用如下:(1)Si和Mg的影响Si和Mg是该铝型材合金的主要组成元素，其结合形成了产品的主要强化相Mg2Si。但Si和Mg比例不同，形成强化相的数量和分布有差别，这直接影响到产品日处理后的力学性能。研究表明［3］，对于Al－Mg－Si三元合金，当其处于ɑ(Al)－Mg2Si－Si三相区间内时，具有最大的抗拉强度。对于Al－Mg－Si三元合金，Mg2Si含量增加，会提高其抗拉强度，但会降低其伸长率;当Mg2Si含量为定值时，Si含量增加，抗拉强度增加，伸长率变化不大，但当Si出现过剩相时，合金的耐蚀性随过剩相含量的增加而降低，脆性增大;当Si含量为定值时，增加Mg含量，也会提高抗拉强度。合金位于ɑ(Al)－Mg2Si两相区或Al单相区(Mg2Si固溶于基体)，具有最佳的耐蚀性能。公司根据以上机理，确定了内控标准。(2)Mn的影响Mn亦可强化基体，提高产品的韧性和耐蚀性，但Mn含量过多时，会减少Si的强化效果，形成晶内偏析，产生粗精组织，降低铸锭的挤压性能，因此，要适当控合金中Mn含量。(3)Ti的影响Ti是晶粒细化剂，可以避免铸造时形成热裂纹，减少铸锭中的柱状晶组织，细化铸锭的晶粒度，减少挤压产品的各向异性。(4)Zn和Cu的影响少量的Zn和Cu可以提高铝型材的强度，耐蚀性变化不大，但添加量过多时会降低铝型材的抗腐蚀性。同时，少量的Cu可以减少人工时效后机械性能的下降。(5)Fe的影响Fe是铝型材中的杂质元素，会损害型材的综合性能，应尽量减少其含量。综上所述:在该产品用铝合金成分配比中，镁硅比应保持在1．18左右，此时铝型材内强化相绝大部分是Mg2Si，含有少量的富余Si，Si含量亦不过剩，此时强度较高，塑性和抗蚀性未降低;由于没有过剩的硅含量，Mn含量可以处于国标的下限。Fe含量应根据原铝锭冶炼水平，越低越好。
2热处理工艺控制
2．1铝棒均质热处理工艺控制在铝棒铸造成型过程中，受合金成分、浓度梯度、温度梯度、冷却强度等因素的影响，铝棒不可避免的会出现树枝晶、蔷薇晶、带状组织、偏析、非平衡相、铸造应力等不希望得到组织或状态，为了在挤压前消除这些缺陷，优化铸棒组织，需要对铝合金棒进行均质处理。均质处理时一是要考虑铝棒不能过烧，出现二次共晶;二是要使粗大的针状、带状和非平衡相充分溶解。以XX公司35吨均质炉，装入直径292mm铝棒为例，考虑到热电偶误差，保温温度应控制在570±5℃，保温6h为宜，低于560℃，可能出现组织不均匀区域(低倍组织)，挤压型材力学性能较低;高于585℃，将会使晶界粗化，引起过烧，严重时形成难熔质点。保温时间应在5．5～6．5h之间，过高和过低都影响铝型材力学性能。以保温温度570℃，保温6h为参照，挤压工艺相同的情况下，当保温温度延长至7．5h时，抗拉强度下降约11%。冷却时，采取风冷+水冷分级的冷却方式，一方面使冷却介质均匀分布，一方面不至于冷却速度过慢或扩快，影响均质效果。
2．2加热固溶热处理工艺控制研究表明［4］，模具出口处型材温度受铝棒加热温度、挤压速度和其它因素多重影响，其中铝棒加热温度影响强度约44%，挤压速度影响强度约32%。对于本文研究的该型材产品，由于合金为6082合金，本身变形抗力较大，同时型材截面复杂，幅面宽，因此，适宜较高的铝棒加热温度，低的挤压速度。对铝棒加热的控制主要是加热温度和保温时间，对于加热温度控制，主要考虑因素是型材出口温度(固溶温度)和变形抗力，铝棒加热温度过低，将造成变形抗力过大，出现模具崩裂或走水;即使挤出型材，型材出口温度较低，型材性能较差。考虑到铝棒从铝棒炉出来到进入挤压机有一定的时间间隙，铝棒加热温度应适当提高。对于铝棒保温时间控制，主要考虑析出物溶解程度和铝棒温度均匀性，对于长棒炉，通过改善加热方式和内部热循环方式，尽可能提高炉内温度均匀性。对生产该型材的铝棒，保温时间应控制在3分钟以上，能够保证析出相的充分溶解，如果铝棒进入加热炉前长时间放置，保温时间应延长。同时，实践证明，保温时间继续延长，对挤出型材性能影响不大。当生产铝型材使用在线淬火方式时，型材出口温度即为固溶温度。固溶温度与铝棒加热温度直接相关。对于生产该型材的6082合金，理论上，固溶温度越高，越有利于强化相的彻底固溶。由上述可知，其它挤压工艺相同的情况下，铝棒加热温度直接决定固溶温度，因此铝棒温加热温度越高，固溶的越好，但固溶温度要低于合金最低熔点，防止合金过烧。生产实践表明，当固溶温度处于520－545℃时，型材具有较高的性能;此时，采用某挤压工艺时，铝棒加热温度应控制在485～510℃。
2．3淬火工艺控制由于生产本文所述型材产品使用的是6082铝合金，该合金的淬火敏感性比6061、6063等牌号合金要高［2］，因此，淬火强度要高，否则，将影响产品强度和时效效果。在曾经使用过的水淬、强风+雾、强风等淬火方式中，水淬冷却强度最大，淬火后硬度高，但淬火后由于型材厚度不均，容易出现产品的翘曲和变形，造成废品。强风+雾的淬火方式亦能达到产品性能要求，但对光身料产品，气雾容易在产品形成水渍，增大后期处理难度。Xx公司通过改变出风口位置，改善气体质量和温度，可以使产品强度和硬度等性能指标达到要求。在淬火工艺控制过程中，该型材的淬火冷却速度要保证达到300℃以上。
2．4时效工艺控制经过固溶淬火后的铝型材得到一种不稳定的固溶体，此时其力学性能并不能达到最大;同时，由于该固溶体处于过饱和状态，又有较大的析出倾向，如果不对其进行人工时效处理，析出相将在晶界处聚集，出现晶间腐蚀或应力腐蚀。在实际生产过程中，由于可能需要整形等工序，人工时效前产品会在自然状态放置一段时间，相当于一个自然时效过程。生产实践显示，自然状态放置时间应尽量避免在5～7h之间，在此时间区间内，相同人工时效工艺下，力学性能偏低。在人工时效工艺参数优化过程中，当时效温度为175℃吴宗闯，等:集装箱铝型材生产过程中热处理工艺控制初探•89•时，保温6．5h，产品性能最优;但延长保温时间，产品强度、硬度等力学性能变化不大，保温时间延长至15h，产品性能略有降低，强度降低小于3%。但保温时间低于5．5h，力学性能下降明显。考虑企业成本控制因素，保温时间控制6～7h最佳。
3结束语
根据废水处理工艺流程，养鸭污水直接泵入细格栅，经细筛网分隔出鸭毛等污物后流入水解池进行大分子水解酸化降解，然后流入生物接触氧化池(设有微孔曝气装置)，使小分子有机物进一步降解，达到排放标准，同时完成氨氮硝化，通过混合液回流，使硝态氮在水解池中还原成氮气，降低NH3-N含量，接触氧化池出水经斜板沉淀池泥水分离后清水自流入水生植物塘，经进一步吸附后泵回至养鸭池。
2工艺特点
2．1废水处理工艺的选择原则
在工艺选择和设计过程中充分考虑污水特点，并根据同类废水处理设计和实践经验，进行主体工艺选择时，注意重点考虑以下原则。一是采用生化处理原则。采用水解酸化结合生物接触氧化工艺流程，脱氮方式采用A/O泥膜法工艺。二是采用先进可靠的系统设备。降低系统维护工作量，保证系统长期正常运转。三是采用适宜的自动化控制系统。保证处理效果和减少劳动力需求。
2．2废水处理主体工艺的确定
2．2．1水解酸化工艺
水解池内培养厌氧菌，废水经厌氧菌降解，使大部分大分子有机物分解为小分子有机物。
2．2．2生物接触氧化工艺
好氧生物处理主要有活性污泥法和生物膜法。生物膜法工艺主要采用生物接触氧化法，生物接触氧化工艺占地面积较小，不会发生活性污泥法中易产生的污泥膨胀现象，运行较为稳定、简单。该工艺在生活废水处理中已经得到广泛应用，效果较好。处理工艺成熟可靠、具有较高的缓冲水质水量冲击能力，采用混合液回流进行硝化、反硝化使NH3-N达到排放标准。
3工艺优势
3．1社会效益
项目实施后，通过政府推介、客户指导、例行蛋鸭养殖技术人员培训等方式积极宣传本项目的成功经验，普及开展生态循环农业的必要性，促进养殖户、孵化场增产增收，加速蛋鸭养殖科学化、现代化。通过技术培训和宣传，极大提高了广大养殖户的环保意识，减少养殖业所带来的环境污染。
3．2经济效益
