处理工艺论文范文
时间：2023-03-08 05:36:30
处理工艺论文范文第1篇
关键词：水处理循环水工艺流程技术改进
Abstract：Thetectnicalflowprocess，equipmenttipeandsituactionofuseareintroduced.Andsomeequipmentsinthemudpoolareimprovedintechnology.
KeyWords：watertreatment；circulatingwater；technicalflowprocess；technologicalimprovement
1、概述
南昌钢铁有限责任公司棒材厂成立投产于2001年1月，是年产60万吨直径为12～32㎜的螺纹钢及直径为18～32㎜的圆钢棒材生产线，该厂自动化程度高、产材产量高，所用的系列冷却水为循环的工业水，并做到全部内部循环、不外排。循环水分为浊水循环、净水循环两个系统，现总用水量2020m3/h，其中浊环水900m3/h，净环水1120m3/h.水处理主要负责冷却水的循环、水质处理、加压、降温等工作。
4、水处理系统概况
4.1浊环水系统
该系统供粗、中、精轧机组、控制水冷装置及冲氧化铁皮等用水。供水量900m3/h.其回水经氧化铁皮沟自流至旋流沉淀池，沉淀后一部分经4M泵加压至车间冲氧化铁皮；另一部分经1-3M泵加压至化学除油器进行除油和二次沉淀处理，除油、沉淀后，进入浊热水池，再用5D泵加压至冷却塔冷却，冷却后自流至浊冷水池，最后用3D、4D泵加压至用户循环使用。
化学除油沉淀器底部污泥用排污阀排出流至污泥池，经污泥泵加压抽至板框压滤机压滤脱水，脱水后泥饼由厂方综合利用。污泥量1300t/a.
4.2净环水系统
该循环系统主要供轧线直流电机、液压、加热炉冷却、进出炉辊道等所需的间接冷却水。经使用后的水只是水温略有升高，经冷却处理后即可使用。净环水量1120m3/h.净环水设施有循环水泵房、吸水井、冷却塔等。
为保证系统水质，系统中设有GSL-22000×7100125t/h自动清洗滤水器进行旁通过滤。
4.3给排水系统设施
4.3.1旋流沉淀池及浊水泵房
漩流池及浊水泵房合建。
浊水泵房内设两组水泵。一组为化学除油器供水泵组，即1、2、3M泵，型号为250LC-32立式长轴泵（Q=480m3/h，75Kw）共三台，两用一备；一组为冲氧化铁皮泵组，即4M泵，型号为200LC2-46立式长轴泵（Q=300m3/h，75Kw）共一台，不设备用泵。并旋流池上部设一抓斗吊钩两用桥式起重机，用于抓取其内的氧化铁皮。
4.3.2化学除油器及污泥脱水间
设有MHCYG-IV型化学除油器3台，设计处理水量Q=400m3/h，N=3Kw.
XMG50/800板框压滤机一台，其中过滤面积S=50㎡，N=5.5Kw.
MY3.2-4-AHA42×3加药装置两条。
4.3.3循环水泵房及水池
循环水泵房及水池呈南北布置，共有四个水池。一个净环水热水池，一个净环水冷水池，一个浊环水冷水池，一个浊环水热水池。泵房内东西布置设有五组共14台水泵。
第一组：净环水热水泵组（1D），将净环水热水池热水抽至净环水冷却塔冷却，再自流至净环水冷水池。泵型号250S-39（Q=485m3/h，N=75Kw）共三台，两用一备。
第二组：净环水供水泵组（2D），将净环水冷水池中的水抽至棒材厂各冷却设备用水点冷却设备后再用管道流至净环热水池。，泵型号250S-65A（Q=468m3/h，N=110KW）共三台，两用一备。
第三组：浊环水供水泵组（3D），将浊环水冷水池的水抽至棒材厂轧机冷却用，再经轧机冲渣沟流至旋流沉淀池。泵型号300S-58A（Q=720m3/h，N=155Kw）共两台，一用一备。
第四组：浊环水穿水冷却供水泵组（4D），将浊环水冷水池的水抽至棒材厂轧机穿水冷却用，再经轧机冲渣沟流至旋流沉淀池。泵型号200S-43×3（Q=288m3/h，N=155Kw）共三台，两用一备。
第五组：浊环水热水泵组（5D），将浊环水热水池热水抽至浊环水冷却塔冷却，再自流至浊环水冷水池。泵型号250S-39（Q=485m3/h，N=75Kw）共三台，两用一备。
泵房屋顶设有两组冷却塔，第一组为净环水冷却塔，型号为MBZ-1共两台，第二组为浊环水冷却塔，型号为MBNW-1共三台。
5、技术改进
从棒材厂投产以来，水处理系统运行正常，水量、水压、水质、水温处理都符合要求，能顺利配合生产需要，满足生产要求。但原设计的污泥池沉积的污泥用污泥泵抽至板框压滤机进行污泥压滤脱水一直是个问题，不能正常进行。原因主要是原设计的抽污泥泵是潜水式的，污泥池没有搅拌设施，排污后污泥沉淀于池底。污泥的主要成分是氧化铁皮，密度大，沉底易结块，很快就将污泥泵头堵死，使得污泥泵不能工作。污泥池的污泥只能靠定期的人工挖掘，既浪费大量的成本，又对环境卫生造成污染，在人工清泥的过程中会影响日常排污工作的开展。
鉴于此，对污泥池进行了改造。将已坏的污泥泵拆除，并安装了一台自控自吸泵于地面作为抽污泥泵，其型号为80NFB-C1（Q=50，N=22Kw）
进水管径DN=80mm，出水管径DN=50mm，吸水管下伸至距污泥池底约0.8米，出水管接至板框压滤机。并在原污泥泵两侧1米处安装两台和污泥泵同样的自控自吸泵用于搅拌污泥，其出水管设计成螺旋式，下伸长至距池底部0.4米，并在螺旋式出水管表面均匀分布直径30mm小孔，以增加出水面积，从而形成螺旋式搅拌。
在操作规程中规定：排污后沉淀30分钟，用清水泵抽掉上部清水，然后开两台搅拌机搅拌30分钟，再开抽污泥泵抽污泥，同时搅拌机泵一直处于搅拌状态，防止污泥沉淀结块，至抽完为止为一操作循环周期。如此循环操作一天进行两次。解决了污泥去除问题。
此项技术改造总投资5万元，取得较好效果，排污工作正常进行，污泥不再需人工清理，每年可节约成本10万元。
6、结束语
处理工艺论文范文第2篇
Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶热处理就是在较高温度下使合金元素充分溶解到α-Al基体中，然后快速冷却以得到过饱和固溶体，使其在后续的时效热处理中析出尽可能多的强化相(Ω、θ''''相)，以提高合金的力学性能，是时效热处理的前期准备过程［7］。影响固溶热处理的主要工艺参数有:固溶温度、固溶时间和冷却速度。固溶温度越高，Cu、Mg、Ag等合金元素在合金中的固溶度越高，合金元素的扩散速度越快，固溶时间也就越短。但是当固溶温度过高时会使合金中的低溶点相发生溶化，即出现过热现象;同时弥散分布的金属间化合物也会发生长大粗化，导致合金性能降低。因此，固溶温度对Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影响比较敏感［15］，而固溶时间对Al-Cu-Mg-Ag合金的影响较小，为了阻止强化相的析出趋势，固溶后冷却速率需要足够大，一般选择室温水淬。表2是当前典型的几种Al-Cu-Mg-Ag合金的固溶热处理工艺。从表2发现，含Ag的Al-Cu-Mg系铝合金，由于其合金化元素种类多，含量高(尤其是Cu的含量较高)，且Cu原子的扩散速率又比较低，应选择较高的固溶温度;但该合金的过烧敏感性又很高，因此一般选择的固溶温度在510～530℃范围内，稍微低于过热温度;保温时间通常在2h左右，对于大块材料(厚的板材，粗的棒)可以适当延长保温时间。
2时效热处理
Al-Cu-Mg-Ag合金经固溶热处理后形成过饱和固溶体，在人工时效过程中，微量Ag元素降低合金基体{111}A1面的层错能，促使Ag-Mg团簇和{111}A1面上聚集的Cu原子聚集(Cu原子在{111}A1面上发生偏聚，形成{111}A1面GP区)，成为Ω相的形核质点;同时过饱和固溶体中Cu原子易直接从{100}Al面上脱溶析出(形成Cu原子团的偏聚区，即{100}A1面GP区);随时效时间的延长，它们分别脱溶析出强化相Ω相和θ''''相;θ''''相和Ω相是亚稳相，在较高温度下最终转化为平衡相θ相。即Al-Cu-Mg-Ag合金的脱溶序列为:SSS(过饱和固溶体)Ag-Mg团簇Ω相θ相、SSSCu-Cu团簇GP区θ''''相θ相。时效过程中Ω相和θ''''相的密度和形态决定时效的效果，进而影响合金的性能。因此，可以通过改变时效工艺来改善Al-Cu-Mg-Ag合金的性能，常用的时效工艺有单级时效、多级断续时效、形变时效、应力时效等。
2．1单级时效单级时效是2000系铝合金常用的热处理制度，同时也是其它时效工艺的基础。Al-Cu-Mg-Ag合金的单级时效分为自然时效和人工时效。自然时效由于抑制了强化相Ω相的析出，合金的强度较低。单级人工时效促进了强化相Ω和θ''''相的析出，合金的强度较高。由于Al-Cu-Mg-Ag合金在较高的温度(165℃以上)时效时才会析出Ω相，且Ω相的尺寸随时效温度的升高而增加，过高的时效温度(250℃以上)更容易使Ω相和θ''''相粗化或者转化为θ相，对晶界也有所削弱，从而降低合金性能［21-22］。因此，Al-Cu-Mg-Ag合金单级人工时效，一般选择时效温度为160～200℃。但是高温短时间人工时效能够极大地提高合金的高温持久性能，对Al-5．06Cu-0．44Mg-0．3Mn-0．55Ag-0．17Zr合金［23］在高温(250℃)时效后在200℃/300MPa下进行持久试验，其峰值时效状态的持久寿命长达31h;而对应的165℃时效后的持久寿命小于16h。Al-Cu-Mg-Ag合金有很高的时效响应速度，且在相同条件下时效温度越高达到峰时效的时间也越短［23-25］，文献［23］中的合金在250℃下时效5min后就达到了峰值强度(σb=458MPa)。Al-Cu-Mg-Ag合金时效过程为单峰时效过程，即经过欠时效、峰时效和过时效阶段。欠时效态合金虽然析出相的密度没有达到最大值，但是析出相更加细小，使其有较高的强度，同时在高温使用时会发生二次强化相的析出，使其有很好的抗蠕变性和耐高温性［26］。峰时效态合金(达到峰时效的时间一般为4～10h)组织由大量Ω相和少量的θ''''相组成，析出相密度达到最大值，常温力学性能最好［4，27］，对于Al-4．83Cu-0．45Mg-0．50Ag-0．29Mn-0．12Zr合金［4］在165℃下时效6h后达到峰值强度σb=472MPa，σ0．2=455MPa，对应的伸长率为12．68%。过时效态合金，随着时效时间的延长合金的强化相逐渐粗化，强度有所下降。
2．2多级断续时效多级断续时效是Lumley等在研究Al-Cu-Mg-Ag合金的抗蠕变性时发现的，根据这一现象CSIRO公司发明了T6I6和T6I4等多级时效热处理技术;与单级人工时效(T6态)相比，除保留与T6态相同的性能外，由于θ''''相的析出密度得到提高，使Al-Cu-Mg-Ag合金的塑性得到提高［28-31］。Al-Cu-Mg-Ag合金的多级断续时效一般是三级时效。在第一级的高温欠时效(一般时效温度为160℃或185℃，时效时间≤2h)过程中，析出大量的Ω相和少量θ''''相，并随着时效时间的延长，析出相不断长大(同单级欠时效)。在第二级的低温时效(时效温度为室温或65℃)过程中，Ω相的析出受到抑制，而θ''''相继续析出。在第三级的较高温再时效(时效温度为150℃或165℃)过程中，Ω相和θ''''相同时析出长大，Ω相为主要强化相，θ''''相相对较少［28，31-33］。最后合金组织中析出大量的Ω相和θ''''相，使合金具有很好的强度和塑性。有时为了简化试验流程省去第二级的低温时效，合金也能获得较好的性能［28］。张坤等［29］对高纯Al-4．61Cu-0．47Mg-0．44Ag合金采用二级时效工艺，第一级采用185℃×30min预时效后水淬，然后进行150℃×25h较高温时效，该工艺明显缩短热处理周期，同时合金强度与T6态相当(σ0．2=420MPa左右)，伸长率却由8%升高到14%，使塑性得到显著改善。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［28，30］在185℃下欠时效2h后，当在较低的温度(65℃)下进行二次时效时，合金的硬度为151HV比T6态(185℃×4h)低10HV，伸长率为14%比T6态高1．4%;当在较高的温度(150℃)下进行二次时效时，合金的硬度为165HV、伸长率为13．8%，都高于T6态。对于Al-(4．8～4．9)Cu-(0．43～0．47)Mg-(0．30～0．39)Ag-0．15Zr合金［31-32］，先在160℃时效2h，然后在65℃下时效67～240h，二级低温时效对合金的硬度几乎没有影响，然后三级时效在160℃时效24h左右达到峰值硬度160HV左右，合金的性能和T6态(160℃×12h)相差不多。
2．3形变时效形变时效热处理将加工硬化和时效析出强化相结合以改善合金的性能。在固溶后时效前对合金进行预变形，增加合金组织中的位错密度，利用沉淀相在位错线上优先形核，增加沉淀相的形核率和析出相的密度，降低时效析出相的尺寸，改变合金在后续时效过程中的脱溶序列，进而改变合金的微观组织结构［34-35］。在传统的Al-Cu-Mg系铝合金的预变形时效过程中，由于预变形引入大量位错亚结构促进了非均匀形核的强化相θ''''的析出，使合金的强度得到显著提高［36］。但是形变时效(一般选择的预变形量为2%～6%)对Al-Cu-Mg-Ag合金性能的影响则较为复杂，这可能是由于合金成分、时效温度和时间以及预变形量的不同，导致析出的强化相θ和Ω相的密度和尺寸不同，进而影响合金的性能。陈瑞强等［37］发现Al-5．12Cu-0．40Mg-0．89Ag-0．32Mn-0．17Zr合金的最佳形变热处理工艺为4%预拉伸、165℃×10h人工时效，该合金可获得室温σb≥473MPa，σ0．2≥428MPa，δ≥11．3%的满意综合性能;文献［38-39］也认为，时效前的预拉伸能提高合金的性能。但肖代红等［40］对Al-5．3Cu-0．8Mg-0．3Ag合金的预拉伸量为0、2．5%、5%的3种状态的合金在185℃经峰时效处理后，其室温σb分别为530、510、475MPa，σ0．2分别为477、456、410MPa，δ分别为10．5%，11．0%、12．3%，这显示时效前预拉伸降低了合金的强度提高了合金的塑性。而李周兵等［41］对Al-5．20Cu-0．40Mg-1．02Ag-0．2Mn-0．17Zr合金进行0、4%预拉伸后，再在165℃下进行时效，此时σb分别为492MPa、508MPa，σ0．2分别为455MPa、468MPa，δ分别为15．2%、12．9%，此结论与文献［40］的相反，即时效前预拉伸提高了合金的强度降低了合金的塑性。一般认为时效前预拉伸(或冷加工)不改变析出相的种类，由于增加了位错密度，抑制了{111}Al面Ω相的析出，但是却细化了Ω相的尺寸;位错和晶界缺陷为θ''''相的异相形核提供了形核质点，从而促进了{100}Al面θ''''相的析出［37，41-45］。由于高温强化相Ω相体积分数的减少，峰时效状态的合金的耐热性能降低;同时总体上造成时效态合金的时效过程延缓，硬化水平降低，峰时效时间延长［40，42］。
2．4应力时效应力时效是指在时效过程中引入一个小于屈服极限的应力，在温度和应力的耦合作用下，使析出的强化相发生显著变化。时效过程中施加外应力不会改变合金再结晶晶粒的形貌，但对Al-Cu-Mg-Ag合金组织中强化相的析出序列、数量、大小和分布等都有显著影响［46-47］。应力时效延缓了Al-Cu-Mg-Ag合金中强化相θ''''和Ω的析出［48］。这可能是由于在应力时效初期(约2min)产生大量位错阻碍了溶质原子的扩散，延缓了Cu-Cu团簇或Ag-Mg共聚团簇的形成，从而延缓了强化相θ''''和Ω的析出，最终使峰时效时间延长。应力时效能够促进θ''''相的析出，而抑制Ω相的析出，使合金的峰值硬度降低［49］。这可能是因为外加应力的存在，产生了大量的位错，为θ''''相的异相形核提供了有利的位置，但位错的存在不利于溶质原子的扩散，阻碍了Mg-Ag共聚原子团簇的形成，从而延缓了合金中强化相Ω的析出，最终使合金的硬度下降。在应力时效作用下，Al-Cu-Mg-Ag合金的强化相θ''''相和Ω相均沿某一方向(外加拉应力的方向［50］)呈择优取向析出，即产生应力位向效应。研究发现，外加应力对Al-Cu-Mg-Ag合金时效动力学过程的影响主要是在相的成核阶段，且存在一个调整微观结构演化的临界应力值，当超过临界值时易在惯析面成核，即在惯析面析出沉淀相;在160℃下，对θ''''相临界应力为16～19MPa，对于Ω相临界应力为120～140MPa［50］。根据扩散理论结合弹性理论［49］，外应力会使得合金中溶质原子沿不同的方向扩散速度不同，使时效初期共格片状相出现择优取向效应，从而产生位向效应。Eshelby弹性夹杂物理论［46，51］认为，外加应力与不同变体相互作用引起的系统弹性性能变化的不同将导致析出相择优取向析出，而且析出相在长大过程中错配应变的大小及符号的变化将会产生完全相异的结果。通过塑性和弹性夹杂模型［47］，可以定性预测分布在{100}面和{111}面的相的各向异性。外加应力时效(一般选择200MPa)会降低Al-Cu-Mg-Ag合金的时效硬化速率，延长欠时效的时间，减小峰值硬度，同时也提供了一种控制高强铝合金(屈服强度)各向异性的方式［47］。对于Al-5．3Cu-0．8Mg-0．5Ag-0．3Mn-0．15Zr合金［48-49］在170℃下进行无外加应力时效和200MPa外加应力时效时发现，在没有外加应力时效时，合金硬度在12h后就达到峰值(161．5HV)然后逐渐下降;应力时效的硬度在16h后才达到峰值(157．9HV)，且随时效时间的延长仍保持较高的硬度。
3结语
对于时效强化型高强度耐热Al-Cu-Mg-Ag合金，最简单的时效制度是单级时效;断续多级时效能改善合金的塑性;应力时效能控制合金的屈服强度各向异性;而形变时效对合金的性能影响非常敏感，还需要详细研究。另外，作者认为Al-Cu-Mg-Ag合金热处理工艺的未来发展方向主要集中在:①通过控制或者调整热处理工艺的参数，尤其是温度和时间变量，来改变θ''''相和Ω相的析出顺序、密度和大小，进而控制Al-Cu-Mg-Ag合金的强度和塑性;②引入人工神经网络(ANN)、支持向量回归(SVR)等数学统计方法，建立Al-Cu-Mg-Ag合金时效热处理工艺参数与合金强度关系的预测模型，使设计的工艺参数更加有效、科学。总之，随着Al-Cu-Mg-Ag合金热处理工艺的不断发展，该合金将会获得更好的性能和广泛的应用。
处理工艺论文范文第3篇
实验用阀片材料为65Mn钢，其成分为：0.69C，0.22Si，1Mn，0.024P，0.013S，0.06Cr，0.02Ni，0.09Cu。阀片的结构如图1所示，该阀片经过一次冲压成型，阀片的厚度为0.4mm。生产中要求热处理后阀片的全部表面光滑平整，且图1中箭头A所指的平面平行于箭头B所指的平面，图中C位置是个凹槽，设计模具时要躲开此凹槽。根据风扇离合器散热系统的使用要求，阀片还要保证具有足够的弹性和硬度，尤其是图1中D箭头所指的接口处要有很好的弹性。这就要求阀片必须经淬火加回火处理，且热处理后的组织为回火屈氏体和回火索氏体，硬度要求HRC48-53。图1弹簧阀片示意图首先根据阀片的形状设计并制作防止阀片变形的热处理模具。根据阀片形状和使用性能要求，设计图2所示的模具，模具由上模和下模构成。模具材料选择45钢，模具厚度为10mm，表面光滑度为6.4。根据阀片的尺寸，该模具的设计躲开了图1中箭头C所指的凹槽。模具的中心通过Φ8mm的螺栓把上模和下模夹紧。模具对称角的部位用两个Φ5mm的螺栓固定，保证阀片与夹具之间贴合紧密。然后对超薄阀片进行不同预紧力、模具厚度、回火温度的热处理矫正变形实验。淬火工艺是在880℃保温1min后迅速淬入机油中。回火工艺曲线如图3所示，分别在380℃、400℃和430℃保温1.5h后空冷。回火时把阀片放入模具中，将阀片和模具一起放入炉子中保温。
保温1h后，取出模具和阀片放到工作台上，快速拧紧螺栓，再放到炉子中保温0.5h。根据阀片的变形程度、金相组织和硬度值，最后确定最优热处理参数。为了检测阀片的变形量和变形角度，将淬火和回火后的变形件垂直于桌面放置，如图4所示。刻度尺水平放置于桌面并与弹簧片成90°角，用相机拍摄，利用Photoshop软件在A面上做一条水平的直线，再通过B点和变形量最大的C点做两条平行于A面的直线，测量B点和C点的水平距离以及A面与B面的角度。测量热处理后阀片的硬度，制备金相试样，采用硝酸酒精侵蚀并观察组织。
2实验结果
根据拧入螺丝的扣数调整预紧力的大小，拧入越多，施加的预紧力越大。通过调整第一阶段回火后拧入螺丝的扣数来研究预紧力对阀片变形校正程度的影响，结果如图5所示。图5不同预紧力下回火件效果图1号:一扣螺丝2号:二扣螺丝3号:三扣螺丝阀片装夹模具时，拧紧程度对淬火变形有一定的影响。拧紧一扣螺丝，阀片变形量为0.35mm。拧紧二扣螺丝，变形量为0.3mm。拧紧三扣螺丝时，变形量为0.25mm。可见在第二阶段回火前拧入螺丝时，随着螺丝拧紧程度的增加，阀片的变形量变小。
调整模具厚度为5mm和10mm，研究模具厚度对回火校正效果的影响，结果如图6所示。测量A面和B面的角度发现，380℃回火时，模具厚度对变形角度影响不大。当回火温度为400℃时，模具越厚，变形角度越小，但不管模具厚度是5mm还是10mm，A面和B面的角度均小于0.5°，说明两平面基本平行。测量阀片整个表面的变形量，结果发现，模具越厚，A面的变形量越小，但两个厚度的模具校正后，阀片变形量均小于0.5mm，基本保持平整。为了防止模具因高温变形，选择模具的厚度为10mm。回火温度为380℃、400℃、430℃时阀片的金相组织如图7所示。可以看出，三种回火温度下，组织均为回火屈氏体和回火索氏体。随着回火温度的升高，回火索氏体的量增加，回火屈氏体的量降低。测量不同回火温度下阀片的变形角度和显微硬度，结果如表1所示，可以看出，回火温度升高，阀片的变形角度降低。回火温度为400℃时阀片的变形角度也符合要求。随着回火温度的升高，阀片的显微硬度逐渐降低。离合器要求弹簧阀片的HRC在48-53之间。从提高模具寿命和节约能源的角度考虑，选择回火温度为400℃，该温度下回火能满足阀片的弹性和硬度要求。
3结论
(1)设计了防止弹簧阀片热处理变形的矫正模具，模具由上模和下模构成。通过调整螺栓来调整预紧力大小，随着预紧力的增加，阀片的变形量减小。(2)相同的淬火温度处理后，分别在380℃、400℃、430℃回火，阀片的金相组织均为回火屈氏体和回火索氏体。随着回火温度的升高，回火索氏体的量增加，回火屈氏体的量减少，显微硬度逐渐降低，阀片的变形角度降低。(3)确定防止超薄弹簧阀片变形的热处理工艺为：阀片在880℃保温1min后油淬，将淬火后的阀片放入模具中，和模具一起放入400℃的炉子中保温1h，取出模具拧紧螺栓，再放到400℃的炉子中保温30min后出炉空冷。
处理工艺论文范文第4篇
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
(1)三种不同成分的辊体材料和不同的热处理工艺条件下的试验结果表明，03#成分经调质热处理后具有较高的强度和塑性，冲击功和延性断裂韧度也得到大幅度提高，均有利于阻止裂纹扩展和连铸辊使用寿命的延长。(2)03#成分合金元素Ni、Cr的含量较高，经过试验和计算表明，直接采用900oC水冷+690oC回火空冷的热处理工艺，可显著改善其综合力学性能，并提高生产效率。
处理工艺论文范文第5篇
本试验对3种工艺处理后Fe-Co合金的磁性能进行了比较，具体见表1。3种热处理工艺的具体制度分
别为:真空热处理真空度优于10－2Pa，随炉升温，到温后保温2h，氩气淬火，冷却速度300℃/h。氢气保护热处理加热炉到温后将加热容器马弗罐入炉，零件到温后保温2h，罐体出炉空冷至200℃，全程高纯氢保护，氢气露点低于－40℃。氢气保护磁场热处理加热炉到温后将加热容器马弗罐入炉，零件到温后保温1．5h后施加环形磁场，保持0．5h后磁场停止，罐体出炉空冷至200℃，全程高纯氢保护，氢气露点低于－40℃。从表1可以看出，和真空气淬工艺相比，氢气保护处理可以明显提升材料的磁性能，施加磁场后效果更加显著。但随热处理温度的升高，磁场作用下降，840℃时磁场基本不起作用。图1比较了740℃温度下，Fe-Co合金经氢气保护热处理及氢气保护磁场热处理后的磁化曲线和磁化率曲线。可见，材料在磁化过程中，外磁场达到200A/m时，氢气保护磁场处理及氢气保护处理合金的磁感应强度分别为1．6T和1．4T;外磁场达到400A/m时，二者的磁感应强度分别为1．9T和1．7T，这表明磁场热处理使得合金在低磁场下就具有较高的磁感应强度。氢气保护处理主要是通过氢气在高温下和材料的C、S等杂质元素发生化学反应，生成气相化合物并排出炉外，从而达到净化合金的目的，随着温度的提高，原子扩散速度加快，净化作用得到提升;磁场处理主要通过干涉热处理过程中材料组织的变化，如形核、晶化、晶粒长大过程，使之在磁场方向上形成一定的织构。这种织构的形成机理，目前认为是在组织变化过程中原子扩散受磁场影响，在磁化方向上形成了能量最低状态，并在随后的冷却过程中保持下来，随着温度升高，原子扩散容易，磁性织构容易形成，对于磁性能的提升有益，但温度继续升高并接近居里温度，原子磁矩排列趋于紊乱，磁场作用反而下降。从以上结果可以看出，高强Fe-Co软磁合金热处理的试验结果符合这些原理，从应用需求角度出发，热处理温度的提高会降低材料强度［8］，为了确保材料强度达到1000MPa，一般热处理温度不宜超过760℃，所以磁场处理成为优化材料磁性能的首选工艺。
2磁场热处理
由于磁场热处理对高强Fe-Co合金性能影响显著，因此，对不同保温温度、充磁时间和磁场强度等参数进行了研究，结果见图2。从图2可以看出，热处理温度对磁性能的影响明显，随温度升高磁性能上升，这和常规热处理结果是相同的;保温时间对磁性能的影响相对较弱，随保温时间的延长磁性能上升，到2．0h后则基本不变，这和常规热处理结果基本一致;充磁磁场强度对磁性能的影响不强烈，随磁场增加，磁性能增加，150A之后变化不大，150A时产生的有效磁场为1330A/m。
3降温速率
由于Fe-Co软磁合金在730℃附近存在无序-有序化转变，导致性能恶化，所以1J21、1J22等Fe-Co合金热处理工艺中，必须控制降温速率，通常是在730℃以上缓冷，730℃后快冷。如前所述，高强Fe-Co软磁合金的热处理温度区间一般低于760℃，处于敏感区间，降温制度对材料性能的影响至为关键。为此，利用真空气淬设备对降温速率可控技术，研究了不同降温速率对高强Fe-Co合金性能的影响，结果如表2所示。从表2可见，降温速率对材料的性能具有一定的影响，但总体变化不大。从数据对比来看，降温速率为150℃/h和600℃/h时，力学性能略低，但磁性能和其他样品差别不明显。前者可以认为是无序-有序转变的结果，后者则应该和过快冷却造成的内应力有关。为了评估Fe-Co合金添加元素对合金升、降温过程的影响，采用DSC测量了750～1050℃的差热曲线，如图3所示。3种Fe-Co软磁合金中，1J21含V元素1．2wt%左右，1J22含V元素2．0wt%左右，而高强Fe-Co合金除含V元素2．0wt%外，还添加了Nb、Cr等其他元素。从图3可以看出，随着添加元素含量的增加，居里点(以极值点数值定义)呈下降趋势，但升温和降温过程表现不同，升温过程居里点相差不多，为964～972℃，降温过程居里点相差较大，为867～926℃，而且放热/吸热峰宽也随着增大。这说明添加元素的增加，合金的居里转变滞后程度增加;降温过程的影响更加显著，表明添加元素起到的作用主要是对磁畴的钉扎。无序-有序化过程同样受添加元素的影响，从居里点的变化来推断，高强Fe-Co合金的无序-有序转变会受到更大抑制，这也是降温速率对性能影响不大的主要原因。从以上试验结果来看，300～600℃/h的降温速率都适用于高强Fe-Co合金热处理的冷却。
4结论
通过以上试验分析可知，高强Fe-Co合金作为一种元素增强型软磁材料，和真空、氢气保护热处理工艺相比，采用磁场热处理技术可以获得较高的磁性能，并且对1000A/m以内的磁化率提升十分明显。热处理时施加的有效磁场强度达到1330A/m以上即可达到比较好的效果;在降温过程中，由于添加元素对组织结构转变的滞后作用，可以选用300～600℃/h的降温速率，冷速的变化对材料磁性能影响不大。
处理工艺论文范文第6篇
Cr26型高铬铸铁的名义成分(质量分数，%)为，Cr:26，Mo:0.3，Ni:0.2，V:0.8，Mn:0.5，Si:1.0，P:0.05，S:0.05，Fe余量。原材料为废钢、高碳铬铁、低碳铬铁、钼铁、钒铁、电解镍，采用中频感应电炉熔炼，出炉温度1480～1500℃，浇注温度为1380～1430℃，采用消失模铸造工艺浇注成22mm×22mm×120mm的试块，后续便于加工无缺口冲击试样。为探索淬火工艺对Cr26型高铬铸铁硬度、冲击韧性和微观组织的影响，采用了950、1000、1050、1100和1150℃保温2h后空冷和1150℃保温2h后炉冷至950℃空冷共计6种方案，试样全部随炉升温。宏观硬度在HD-187.5型洛氏硬度计上进行测试，显微硬度在VICKERS402MVD型显微硬度计上进行测试。采用JB30A型冲击试验机测试高铬铸铁的冲击韧性值，采用NovaNanoSEM230型高分辨扫描电镜观察高铬铸铁的显微组织，采用D/max-2550VB型X-射线衍射仪测试高铬铸铁的物相成分。
2实验结果
2.1高铬铸铁力学性能高铬铸铁铸态及不同热处理方式后试样力学性能曲线如图1和图2所示。由图1可知，从950℃到1150℃的脱稳处理试样显著提高铸态高铬铸铁的宏观硬度和基体显微硬度。同时高铬铸铁宏观硬度和基体显微硬度均随淬火温度先增加后减小，在1050℃达到峰值。而1150℃保温2h后炉冷至950℃再空冷的试样宏观硬度和基体显微硬度与950℃时脱稳处理试样相当，但比1150℃时脱稳处理试样要高。由图2可知，冲击韧性数值差别不大，范围4.0～4.5J/cm2。高铬铸铁的宏观硬度变化规律与基体的显微硬度变化规律基本保持一致，说明热处理工艺通过改变高铬铸铁基体组织，从而影响材料的宏观硬度。
2.2微观组织图3为高铬铸铁铸态显微组织，由图3可知，初生碳化物尺寸较小(15～30μm)，分布均匀，共晶碳化物呈块状、短棒状、细杆状弥散分布，碳化物分布形式对基体割裂作用大大减小，磨损时可以有效保护基体，有利于提高材料耐磨性［3，11-12］，基体中无二次碳化物析出。能谱分析表明，基体中碳和铬元素含量均处在较高水平，如图4所示。图5为高铬铸铁经过不同热处理方式后的显微组织，高铬铸铁初生、共晶碳化物变化较小，重点分析了基体中二次碳化物的变化。由图5可知，经过950℃脱稳处理后试样中弥散析出大量二次碳化物(如图5a所示)，温度增至1050℃时二次碳化物数量减少、尺寸有所增大(如图5b所示)，当温度继续增至1150℃时，基体中几乎没有二次碳化物的析出(如图5c所示)。对于1150℃保温2h后炉冷至950℃再空冷的试样，基体中有少量颗粒尺寸较大的二次碳化物析出(如图5d所示)。
2.3XRD物相分析图6为高铬铸铁铸态和热处理后试样XRD图谱，由图6可知，高铬铸铁铸态和热处理态试样均由M7C3型碳化物、奥氏体、马氏体组成，其它物相峰不明显。950℃时脱稳处理试样奥氏体的物相峰几乎完全消失，而马氏体峰显著增强(如图6b所示);脱稳处理温度增加至1050℃时，奥氏体峰开始增强，马氏体峰减弱(如图6c所示);脱稳处理温度增加至1150℃时，奥氏体峰进一步增强，马氏体峰进一步减弱(如图6d所示)。而采用1150℃保温2h后炉冷至950℃再空冷试样，马氏体峰强度又较高(如图6e所示)。
3分析与讨论
由图1可知，高铬铸铁宏观硬度与基体的显微硬度变化呈线性关系。分析认为高铬铸铁材料硬度是由初生碳化物、共晶碳化物和基体成分的变化共同影响。在热处理过程中初生碳化物和共晶碳化物基本保持不变的情况下，基体成分变化势必主要影响高铬铸铁宏观硬度的变化。高铬铸铁基体强化因素主要包括马氏体数量、马氏体含碳量、二次碳化物数量等。由图5和图6可知，中等温度1050℃脱稳处理时，基体二次碳化物数量和尺寸以及马氏体数量均处于中等水平，但该状态硬度最高;高温1150℃充分保温，在低温950℃短暂停留样品的二次碳化物最少，有部分马氏体生成，而低温950℃脱稳处理的二次碳化物析出数量多、尺寸细小，其马氏体数量很多，但这两种状态的硬度基本相同。这表明除马氏体数量和二次碳化物数量外，马氏体含碳量在不同热处理过程中发生了明显变化，从而对高铬铸铁的硬度有显著影响。文献研究也指出，钢铁材料淬火过程中，微量碳含量的变化可影响马氏体硬度发生急剧变化。经典理论认为，高铬铸铁基体中主要是过饱和碳及合金元素的奥氏体，在热力学上处于不稳定状态，随脱稳热处理进行，奥氏体中碳和合金元素扩散能力逐渐提高，奥氏体发生分解析出二次碳化物，并且在后续冷却过程中发生奥氏体向马氏体转变［4-6］。二次碳化物和马氏体这两个分离的组织转变过程，均对奥氏体在不同温度下的平衡溶质元素特别是碳元素依赖程度大，因而对脱稳处理温度依赖程度也高。温度越高，奥氏体平衡碳元素浓度越高，对于二次碳化物，由于可供析出的碳元素减少，因而其析出数量不断减少，而颗粒尺寸不断增大，如图5(a)～5(c)所示;对于奥氏体向马氏体转变过程，由于淬火温度升高，奥氏体稳定性增强，因而马氏体生成数量不断减少，到1150℃时几乎没有马氏体生成;对于马氏体含碳量，它直接依赖于高温奥氏体含碳量，因而马氏体含碳量不断增加。因此，受马氏体含碳量影响，材料硬度峰值不出现在二次碳化物和马氏体数量最多的低温处理状态，而是在二次碳化物和马氏体数量中等，但马氏体含碳量高的中等温度脱稳处理。文献研究也指出，热处理的高铬铸铁中二次碳化物的析出和溶入及其数量的多少，是影响高铬铸铁硬度的重要因素。高铬铸铁适宜的淬火温度选择应保证基体析出的二次碳化物量合适，即平衡奥氏体还能够溶解一定的碳和合金元素，获得足够的淬透性以使较多数量的奥氏体转变成马氏体，而马氏体碳含量又较高，残留奥氏体量尽可能减少。若二次碳化物析出量超过最合适的量，会使马氏体碳含量降低，导致硬度降低。至于采用高温1150℃充分保温，在低温950℃短暂停留后淬火工艺的试样，由于其二次碳化物析出由高温保温的温度决定，奥氏体碳和合金元素平衡浓度较高，因而二次碳化物的数量和尺寸与1150℃保温2h后脱稳处理相近;在由高温向低温随炉冷却过程中，高温奥氏体中可能有尚未形成的二次碳化物形核核心生成，造成局部碳含量有起伏，因而马氏体生成。而且在淬火过程中二次碳化物形核核心可能向马氏体中输送碳元素，使得马氏体含碳量相比于低温950℃脱稳处理形成的马氏体含碳量高。因此尽管二次碳化物数量和马氏体含碳量不一样，但这两种热处理状态的硬度基本相同。此外，由图2可知，热处理对于Cr26高铬铸铁的冲击韧性影响不大。分析认为由于高铬铸铁材料的冲击韧性整体偏低，属脆性材料范畴，对于Cr26型高铬铸铁其碳化物含量达30%以上，碳化物对基体的割裂作用是影响材料韧性的主要因素。由图3和图5可知，热处理过程中碳化物的形貌与分布无明显变化，因而冲击韧性无明显变化。
4结论
1)材料的宏观硬度与基体显微硬度呈线性变化规律，且随脱稳处理温度提高，材料硬度先增加后减小，冲击韧性没有明显变化;2)随脱稳处理温度提高，基体中的二次碳化物和马氏体数量不断减少，而初生碳化物和共晶碳化物没有明显变化;3)高铬铸铁基体强化因素主要包括马氏体数量、马氏体含碳量和二次碳化物数量，马氏体含碳量是高铬铸铁硬度随脱稳处理温度出现峰值的关键因素。
处理工艺论文范文第7篇
图1为不同热处理工艺条件下30MnSi钢的拉强度。可以看出，当回火工艺相同时，淬火温度为910~990℃时，30MnSi钢的强度较高。在热处理后要保持材料的抗拉强度高于1420MPa，其回火温度应控制在390~430℃。表1和表2为不同热处理处理工艺条件下30MnSi钢的力学性能。可以看出，当回火温度为390℃时，性能满足要求。当回火温度为430℃时，只有淬火温度在910~990℃时，性能才满足要求。
2耐延迟断裂性能分析
图2为不同热处理工艺条件下30MnSi钢的延迟断裂性能。可以看出，回火温度为390℃时，试样的延迟断裂时间随淬火温度的升高而先上升后下降。虽然试样的力学性能都能满足要求，但耐延迟断裂性能差异较大，也就是说淬火温度对PC钢的耐延迟断裂性能影响较大[2]。当淬火温度为870℃时，由于低温下淬火材料的回火温度较低，使材料的韧性变低，耐延迟断裂性也较低，所以导致延迟断裂的时间变短为30h。当淬火温度为950℃时，试样的耐延迟断裂性能达到了FIP实验的要求。当回火温度为430℃时，淬火温度为910℃和990℃时断裂的时间都增加且与在950℃淬火时相同。当回火温度为390℃时，淬火温度为910℃和990℃时其耐延迟断裂性能远不如950℃淬火时的性能。这说明，耐延迟断裂性能随着回火温度的升高而提高，且获得较好的延迟断裂性能的淬火温度的范围变大[4]。当在较低的温度下回火时，试样的耐延迟断裂性能不能满足FIP实验的要求。而在高温下回火时，则可以满足FIP实验的要求。所以，当PC钢的强度满足要求时，适当的提高回火温度可增加材料的耐延迟性能。
图3为不同淬火温度下试样的微观组织。可以看出，当淬火温度为950℃时，所得组织是细小且均匀的回火屈氏体。淬火温度为990℃时，组织是较粗大的回火屈氏体。淬火温度升高到1030℃时，组织较粗化且板条之间的距离变大，但其延迟断裂性能的差别并不是晶粒尺寸所影响的。实际上，当奥氏体的温度升高时，钢中合金元素的分布位置会发生变化。因为材料中Mn的含量比较高，Mn对延迟断裂较敏感[3]。这些都导致了当奥氏体化温度大于950℃时，温度越高材料的耐延迟断裂性能越差。
图4为不同回火温度下30MnSiPC钢的TEM形貌。可以看出，回火温度为390℃时，可以清晰的看到马氏体板条界，并在界面上可观察到析出的薄片状碳化物。该碳化物为收集氢的陷阱，如果这种碳化物连续的分布在马氏体的边界，则进入到钢中的氢会富集在晶界处，导致晶界脆化，从而使延迟断裂变得敏感。当回火温度从390℃升高到430℃后，析出的渗碳体会聚集粗化，并变为清晰地条状的渗碳体。细小的碳化物会弥散的分布，从而较小应力集中，使界面能降低，断裂时间变长，从而使其耐延迟断裂性能增加[5]。当回火温度升高到470℃时，渗碳体会球化。当回火温度继续升高时，较小的碳化物颗粒会逐渐溶解，大的颗粒会长大，当温度升高到一定程度后，细粒的碳化物会逐渐聚集并粗化，会出现更加粗大的渗碳体和铁素体颗粒，其强度和硬度都较低。
3结论
（1）回火温度相同时，30MnSiPC钢的耐延迟断裂性能随淬火温度的升高先升高后降低，390℃回火950℃淬火后，材料有较好的耐延迟断裂性能。（2）当30MnSiPC钢的强度满足要求时，适当的提高回火温度可增加材料的抗延迟性能。（3）回火温度为430℃，淬火温度为910~990℃时，都可以获得较好的耐延迟断裂性能。
处理工艺论文范文第8篇
1.1样品制备
本实验采用熔融热处理工艺制备玻璃陶瓷。在钡硼硅酸盐玻璃体系中加CaO、TiO2和ZrO2（摩尔比为2∶3∶1）作为晶核剂，含量保持45wt%不变。所用原料为分析纯的SiO2、H3BO3、BaCO3、Na2CO3、Na2SO4、CaCO3、TiO2，考虑到ZrO2在硼硅酸盐玻璃中很难溶解，因此用质量分数为95.2%的ZrSiO4来引入ZrO2，由于ZrSiO4同时引入了Si，所以，Si的含量由调节SiO2的含量来保持平衡。按照配料比称取所需原料（≈90g），用玛瑙研钵充分研磨混匀后放入刚玉坩埚中。将坩埚放于马弗炉中加热到850℃焙烧2h，以5℃/min的升温速率升温到1250℃下熔融3h。将熔体水淬后得到玻璃样品，做DTA分析玻璃样品的核化温度和晶化温度。之后采用熔融热处理工艺分别在核化温度Tn和晶化温度Tc（由DTA分析得到）各保温2h后自然冷却得到玻璃陶瓷样品。
1.2测试与表征
将所制得的玻璃样品研磨过筛（100～200目，75～150um）后，利用SDTQ600型同步热分析仪，以20℃/min的升温速率升温到1200℃对样品进行差热分析(DTA)，确定玻璃的热处理温度；用X’PertPRO型X射线衍射分析仪X衍射(X-raydiffraction，XRD)分析，铜靶(35kV，60mA)，扫描速度5°/min，步长0.02°，扫描范围为10～80°；用质量分数为20wt%的HF水溶液腐蚀样品30s，超声20min，烘干后，利用德国蔡司公司EVO18型扫描电镜对样品微观形貌分析（SEM）。
2结果与分析
2.1样品的热分析
为水淬后所得玻璃样品的DTA曲线。基础玻璃的Tg在738℃左右，一般而言，成核温度Tn比Tg高50℃左右。因此，本实验研究的核化温度选取750℃、780℃和810℃。除Tg处的吸热峰外，在815℃和970℃附近还出现了宽化的放热峰，表明晶化温度Tc在该温度附近，两个放热峰可能对应不同种类的晶体长大温度或者同一种类的晶相不同长大速率的温度。本研究选取的晶化温度分别为850℃、875℃、900℃、925℃、950℃、1000℃和1050℃。
2.2核化温度的确定
对于固化HLLW来说，玻璃陶瓷固化体应具有晶粒多而小、均匀分布的特点，而晶粒的多少和分布情况主要由核化温度决定。为了确定最佳的核化温度，先在970℃附近选一个温度不变作为晶化温度，本研究选取此温度为1000℃。将玻璃陶瓷样品分别在750℃、780℃和810℃核化处理2h后，再在1000℃处理2h。玻璃样品经过750℃、780℃和810℃核化处理后，所得晶相都是钙钛锆石。而且在Tn=780℃时，XRD图谱上钙钛锆石相的峰最强，显然其钙钛锆石的含量也是最多。为了研究钙钛锆石晶粒的分布情况和形貌，对其做SEM检测。随着晶化温度从750℃向810℃变化，晶粒的尺寸从约400μm减小到约100μm再增大到约340μm。另一方面，经过750℃处理的样品，晶粒分布不均匀，出现聚集情况，780℃处理后的样品晶粒分布则比较均匀，810℃处理后，所得晶粒成片状且分布不均。核化温度为780℃时，玻璃陶瓷体内，钙钛锆石晶粒多且分布均匀，尺寸较小。由此可以确定，该玻璃陶瓷的较佳核化温度Tn为780℃。
2.3晶化温度的确定
玻璃样品在780℃处理2h后，分别在850℃、875℃、900℃、925℃、950℃、1000℃和1050℃保温2h。晶化温度在850～1000℃范围内，对应钙钛锆石晶相的XRD峰强逐渐增加，当温度升高至1050℃时，峰强又降低，说明玻璃陶瓷样品在780℃经过均匀成核后，其长大速率在1000℃达到最大值。值得注意的是，当温度低于1000℃时，XRD图谱上存在少量的氧化锆晶相的峰。这可以解释在970℃附近出现的不算明显的放热峰：一方面，钙钛锆石晶体长大是放热过程，另一方面，氧化锆慢慢溶解到玻璃中是吸热过程，两种不同的热效应共同作用就导致了热分析曲线在970℃附近出现的宽化的放热峰。示。晶化温度为850℃和875℃时，钙钛锆石晶相呈柱状，且温度升高，晶粒变大。晶化温度继续升高到900℃后，晶粒形状渐渐变的没有规则，925℃处理后晶粒长成块状。当晶化温度为950℃时，晶粒开始变为柱状，但尺寸较Tc分别为850℃和875℃时要小的多，同时出现晶粒聚集的现象，分布不均匀。晶化温度升高到1000℃后，所得钙钛锆石晶粒尺寸变小，分布均匀，该晶化温度下生成的钙钛锆石晶相也是最多的。晶化温度继续升高到1050℃后，晶粒变的粗大而且呈聚集状态。结合XRD和SEM分析可知，SiO2-B2O3-BaO-Na2O-CaO-ZrO2-TiO2体系基础玻璃经过Tn=780℃处理后，较佳的晶化温度是1000℃。
3结论
本实验采用熔融热处理工艺制备了含钙钛锆石相的钡硼硅酸盐体系玻璃陶瓷，可得出如下结果：（1）DTA分析表明，该基础玻璃的玻璃转变温度Tg在738℃附近，在815℃和970℃附近分别出现了宽化的放热峰。（2）保持Tc=1000℃不变，当核化温度Tn=780℃时，钙钛锆石相的衍射峰最强，且其晶粒较小，分布也较均匀。（3）保持Tn为780℃不变的情况下，晶化温度在850～1000℃范围内，钙钛锆石晶体含量在1000℃时最多、晶粒细小且分布均匀，而当晶化温度低于1000℃时还出现了少量的氧化锆峰。
处理工艺论文范文第9篇
1.1粪便污水主要来源于城市公厕、小区及企业等的化粪池。粪水中含有大量卫生用品、化纤织物、木头、塑料等杂物。若使用格栅除污机拦截，会出现缠绕等问题，且格栅不能完全密闭，产生的臭气对周边环境造成影响。
1.2由于大多数粪便中，新鲜粪便的含量不高，含水率较大。若直接采用厌氧消化工艺，会导致处理池容积过大，能耗高，沼气量低等问题。
1.3粪便污水中含有大量的泥沙和污泥，需要进行必要的污泥处理。
2粪便处理工艺设计
2.1粪便处理模式。该粪便处理站处理规模为200t/d。粪便处理采用固液分离，絮凝脱水、整体除臭工艺。即粪便首先进行固液分离处理，处理后的粪便过滤液通过调节池，均匀的供给到絮凝脱水设备，通过絮凝脱水设备将水渣分离。其中脱水后的上滤液进行后续上滤液处理；固液分离中产生的垃圾杂物以及絮凝脱水后的粪渣进行焚烧处理。在粪便处理的整个过程中增加除臭设备，以减小处理过程中对周边环境的影响。
2.2固液分离、絮凝脱水阶段
2.2.1固液分离阶段。粪便通过吸粪车运送到粪便处理站后，进入固液分离装置进行初步分离处理。主要作用是去除粪便中的大块沉淀物和大于20mm的漂浮悬浮物以及90%以上的大于0.5mm的砂。吸粪车与固液分离装置采用快速接头密闭对接，粪便污水在抽吸泵的负压下快速进入固液分离装置，可避免卸粪过程中粪液泄露，对周围环境产生影响。
2.2.2调节池。调节池为地下封闭钢筋混凝土池子，具有水力和水质调节作用。经固液分离后的粪便污水进入粪便调节池。在调节池中设置搅拌装置，对粪便废物进行搅拌，防止表面结痂，中间悬浮，池底沉淀固化，避免对后续工艺及设备的运行产生不利的影响。同时，一些有机物在调节池中可进行缺氧水解反应。
2.2.3絮凝脱水阶段。粪便经过调节池，进入絮凝脱水阶段。在絮凝脱水阶段，污泥脱水机采用螺压式浓缩、脱水一体机。在污水处理过程中，絮凝脱水的主要设备为脱水机，如带压式脱水机、板框式脱水机、螺压式脱水机等。其中带压式脱水机、板框式脱水机是污水处理中应用较为广泛的两种脱水机。但是，两种脱水机均是开放式操作，密封性较差，易产生恶臭，需大量抽风换气，不适宜粪便脱水。而螺压式脱水机具有低转速、全封闭、可连续运行等特点。因此该项目中采用螺压式浓缩脱水一体机，共两台，单台处理能力8～12m3/h。粪便污水通过调节池的提升泵，进入螺压式污泥浓缩脱水机。同时投加混凝剂，对污泥进行调质和絮凝。絮凝脱水后液体的固悬物含量大幅下降，COD含量也有大幅下降。同时，此次设计中，在接粪管及污泥脱水机中均设有冲洗装置，对快速接口和脱水机的滤网内、外侧进行清洗，避免粪便固化、遗撒、堵塞滤网。
2.2.4整体除臭。该项目中，采用生物滤床和植物液雾化吸收的技术，降解粪便处理厂臭气对大气的二次污染，保证处理厂不对工作人员及周围居民造成影响，各项环境污染控制指标符合国家有关标准。
2.3后续上滤液处理。絮凝脱水后的上滤液需要进一步处理。上滤液采用厌氧生化与MBR工艺相结合，处理后排入市政污水管网。
2.3.1厌氧生化处理。厌氧生化处理采用UASB工艺。在处理粪便上滤液方面，欧美等国家采用了UASB工艺，并且取得了良好的效果。我国也有工程实例，如北京小张家口粪便消纳站等也采用了UASB工艺。UASB可以提高厌氧反应器的负荷及处理效率，且占地较小。而且污泥停留时间的延长、污泥浓度的提高，使厌氧系统更具有稳定性，有效增强了对不良因素有毒物质的适应性。此次设计中，UASB工艺采用两相厌氧设计。
2.3.2MBR工艺。常规的MBR工艺中一般采用微生物悬浮生长，微生物的浓度约10-15kg/m3，使得膜分离装置的污染概率增加，膜表面易结垢。此次设计中，采用固化微生物技术，将游离的微生物限定在一定空间内（填料内），使其保持活性，可反复利用。固定化微生物处理技术在粪便上滤液处理中得到了一定的应用且效果良好。
2.4杂物及粪渣处理。目前，国内对于粪便处理过程中的杂物及粪渣采用的几种处理方法：a.经过粗过滤产生的大块沉积物、大粒径悬浮物及砂石，送垃圾填埋场填埋处理；b.经絮凝脱水阶段后，产生的粪渣可送至化肥厂制成有机肥料，使得资源有效利用。也可以进行堆肥处理；c.条件允许的情况下，可将粪便处理过程中产生的杂物、粪渣进行焚烧处理，进而实现资源转换为能源利用。该项目由于紧邻当地垃圾焚烧发电厂，因此可将粪便处理过程中产生的杂物、粪渣，送至垃圾焚烧发电厂，焚烧处理。既降低了建设运行成本，又可以转换为能源再次利用。
3结论
粪便处理作为城市生活固体废物处理中的一个重要组成部分，日益受到关注。本文通过对粪便污水处理工艺及设备选型的分析论证可知，粪便无害化的处理，不仅消除了病原体微生物对公共卫生的危害，也大大减轻了污水处理厂的负荷，具有良好的社会效益、经济效益、环保效益。
处理工艺论文范文第10篇
1.1生铁中磷含量对曲轴疲劳强度的影响对于球墨铸铁炉料而言，其中的生铁成分、回炉铁成分以及废钢中的磷成分在铁水熔炼过程当中会以恒定量的方式得到保留。同时，过量的磷成分多富集于晶界，主要表现形式为二元磷共晶或者是三元磷共晶。无论其表现为哪种形式，都具有脆性相的特点，由此会导致球墨铸铁的塑性指标明显降低，最终诱发曲轴的早期断裂。已有研究中对发生断裂问题的曲轴进行分析，分析结果显示：曲轴正火采用部分奥氏体化工艺，通过此种方式获得铁素体组织（此类铁素体组织多为破碎形态）。但从断轴分析的角度上来说，此部分检出的磷成分含量多在0.07~0.10％范围内。通过疲劳试验所得出的结果反映，该曲轴正常运行工况条件下的疲劳强度极限值仅为8050.0kg•cm，无法满足设计要求。其原因在于曲轴制造使用了本地生铁作为的球铁炉料。在取消该环节后曲轴质量自然可得到提高。
1.2铸造缩松对曲轴疲劳强度的影响已有研究资料中报道某厂曲轴曾大量出现断裂问题。从曲轴外观上观察得知，导致断裂的主要原因是在曲轴连杆轴颈位置有铸造缩松问题，且肉眼可见。分析其成因是：在冷铁供应存在问题的条件下，曲轴造型省略了补缩所使用的冷铁。在恢复冷铁工艺后，曲轴铸造缩松问题得到了圆满的解决。由此可见，铸造缩松对于曲轴疲劳强度的影响是非常显著的。
1.3黑色带层及灰斑对曲轴疲劳强度的影响在常规工艺条件下，球墨铸铁曲轴断口多呈现出灰色或银灰色，曲轴本体以及抗拉试棒断口同样应当有此类表现。对于黑色带层问题而言，其主要是受到灰斑在疲劳试验曲轴轴颈往复式运动的影响而形成的，而灰斑的产生则主要是受到了铁水中硅偏析的影响。以往研究中在对某批次球墨铸铁曲轴进行疲劳试验的过程当中发现曲轴断面出现了异常的黑色层以及灰斑。虽然此种问题在球墨铸铁曲轴中相对比较少见，但同样属于内部缺陷的一种表现形式，此问题的出现导致了曲轴疲劳强度受到不良影响，有黑色带层或灰斑问题的曲轴在正常使用过程当中可能提前出现疲劳裂纹，导致抗疲劳强度的下降。
2热处理工艺对球墨铸铁曲轴疲劳强度的影响分析
2.1正火和中频淬火工艺对曲轴疲劳强度的影响已有研究中显示，对于球墨铸铁曲轴而言，在经过高温正火处理后，能够将其中所存在的游离状态渗碳体消除掉，从而能够起到调整基体中铁素体以及珠光体形态，以及两者构成比例的目的。通过这种方式，使球墨铸铁曲轴的综合力学性能得到了提升，促进了抗疲劳强度的改善。同时，在球墨铸铁曲轴制造过程当中，通过进行中频淬火处理的方式，能够使球墨铸铁曲轴表面形成具有一定深度的淬硬层，其对于改善曲轴自身耐磨性能有重要意义。但也有研究中认为：传统的非圆角淬火工艺下会导致曲轴淬火区与非淬火区交界位置产生失衡且反向的应力关系，并对疲劳强度造成不良影响。因此，在引入中频淬火工艺的过程当中，需要尽量选择圆角淬火工艺，达到满意的处理效果。
2.2等温淬火工艺对曲轴疲劳强度的影响在球墨铸铁曲轴的生产过程当中，通过应用等温淬火工艺的方式，能够使曲轴获得主要的贝氏体成分，同时还可形成一定的马氏体组织以及残余奥氏体组织，力学性能上具有较高的强度以及韧性水平。已有研究资料中报道，针对受到化学成分偏离影响而造成球墨铸铁曲轴疲劳强度的不足的问题，通过应用等温淬火工艺的方式，解决了曲轴在热处理上的质量问题。等温淬火工艺的应用除了对改善球墨铸铁曲轴疲劳强度水平以外，还对提高曲轴自身耐磨性有重要价值，由此也有效延长了曲轴的使用寿命，综合效益确切。
2.3氧氮化工艺对曲轴疲劳强度的影响从化学处理的角度上来说，在球墨铸铁曲轴的制造生产工艺中，通过对曲轴进行氧氮化处理的方式，能够使曲轴表面获得具有高氮特点的化合物层，同时还可形成具有饱和特点的氧扩散层。受到氧成分以及氮成分渗入的影响，使得球墨铸铁曲轴表面层的化学成分发生改变，与之相对应的显微结构也有了非常显著的提升趋势，曲轴整体的耐磨性能以及耏疲劳性能均得到了有效的改善。需要注意的一点是，对于经过氧氮化处理的球墨铸铁曲轴而言，其抗疲劳水平的提高很大程度上会受到氧化层扩散水平的影响，在氮化处理后快速冷却，并在扩散层中形成饱和固溶体，或是形成高水平的残余压应力都能够促进疲劳强度的提高。正是由于在氧氮化工艺处理下，曲轴表面能够形成较深的扩散层，故而对延长球墨铸铁使用寿命也有相当重要的意义与价值。
3结束语
结合本文以上分析认为：对于球墨铸铁曲轴而言，断裂是其运行过程当中最主要的失效形式。解决并最大限度避免曲轴失效问题的方法在于弥补铸造缺陷，同时对热处理工艺进行合理改进。本次研究中重点从铸造缺陷以及热处理工艺这两个角度入手，分析以上因素对球墨铸铁曲轴疲劳强度的影响，指出可以通过弥补铸造缺陷，同时合理应用正火、中频表面淬火、等温淬火以及氧氮化处理的方式，促进球墨铸铁曲轴疲劳强度水平的提升，同时改善曲轴的耐磨性，延长球墨铸铁曲轴的使用寿命，发挥更加确切的使用价值。