自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸件材料及制作方法

自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸件材料及制作方法
【专利摘要】本发明涉及一种大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件整体铸件材料及制作方法，化学成分的质量百分数如下：C：0.28～0.35%，Si:0.20～0.35%，Mn:0.65～0.85%,S:≤0.030%, P:≤0.030%,Cr: 0.85～0.95%,Mo: 0.20～0.26%，V：0.04～0.08%，Ti: 0.02～0.06%，其余含量为Fe。优点：一是整体铸造成型的行星架铸钢件不仅简化了工序，同时对柱销与上下法兰连接区域采用圆角平滑过度，提高该区域的抗破坏能力和增加工作时的平稳性；二是打破传统的利用铸件结构设计实现“顺序凝固”的铸造工艺方案，通过在特定区域设置外冷铁来改变最先凝固区域，并通过改变补缩通道链来改变铸件的凝固补缩过程，使柱销与上下法兰连接区域在获得致密组织同时，大大减小了收缩凝固的应力，避免了裂纹缺陷的产生。
【专利说明】自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸件材料及制作方法

【技术领域】
[0001]本发明涉及一种能够解决大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架材采用整体铸造成型代替分体锻造后焊接见内部性能下降和低温冲击韧性差及铸造过程柱销和上下法兰连接区域裂纹缺陷的材料及制作方法，属铸钢材料制造领域。

【背景技术】
[0002]国外在设计上采用将上下两端法兰及柱销三部分分别锻造成毛坯件，通过机加工后进行焊接，最后精加工成型。具体的制造工序为:废钢原材料—铸锭—锻造成型—零件毛坯—粗加工—焊接—精加工—最终产品。其不足之处:该的制造工序过程复杂，加工周期长，生产成本较高，材料的利用率较低，同时在柱销与上下法兰连接区域受结构制约，很不利于焊接，并且在该区域在使用过程极易产生破坏。


【发明内容】

[0003]设计目的:避免【背景技术】中的不足之处，设计一种采用整体铸造成型的大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件解决采用分体锻造成型再焊接带来的工序繁杂，生产成本高，同时柱销与上下法兰连接区域使用过程极易产生破坏的整体铸件材料及制作方法。
[0004]设计方案:为了实现上述设计目的。自升式海洋平台升降齿轮箱包含多级行星齿轮结构，具有大速比、超大扭矩及齿轮超大模数的特点，而大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件作为行星传动齿轮的传动载体，产品的综合性能要求较高，为了满足行星传动齿轮的工作载荷及工作环境要求，在产品的机械性能设计要求上必须满足以下要求:
Rp0.2^ 480MPa, Rm:700 ?850 MPa, A5% 彡 16%, Ψ% 彡 30%, AKv 彡 35J (三个实验值的平均值，期中单个值不得小于平均值的80%)(_20°C)其中=Rpa2为材料的屈服强度，Rm为材料的抗拉强度，A5为延伸率，AKv为冲击吸收功，试验温度为_20°C。
[0005]本申请的关键在于解决采用整体铸钢材料铸造成型代替分体锻造成型后焊接的结构件，如何保证铸钢件的整体致密及解决柱销与上下法兰连接区域应力集中造成的裂纹缺陷问题。解决这一问题采用的技术方案是:
1.1本申请在结构设计上对柱销与上下法兰连接区域采用了圆角平滑过渡设计，提高了该区域的抗破坏能力和产品工作时的平稳性；
1.2通过改变铸件的整体凝固次序，改变铸件的补缩通道链来减小柱销与上下法兰连接区域的收缩凝固应力矢量总和，使该区域的收缩凝固应力矢量总和低于材料本身的强度。从而达到即保证铸件凝固的补缩通道的顺畅，保证铸件的致密，同时消除了柱销与上下法兰连接区域应力过度集中带来的裂纹缺陷；
1.3调整组分构成，降低C含量及另外四大主体元素的上限控制范围，使组分构成更有利于提高材料的延伸率和_20°C冲击吸收功值。同时添加微合金元素V、Ti来细化晶粒，达到提高材料强度和韧性综合性能的目的；
1.4用完全退火代替去应力正火进行预处理，同时根据调整后的组分特点对调质热处理的工艺参数也进行调整，不仅有利于调质热处理获得综合的优良性能，同时减小了淬火过程的淬裂倾向。
[0006]技术难点分析:
从铸件柱销与上下法兰连接区域存在裂纹缺陷及力学性能试验延伸率和_20°C的冲击吸收功值偏低的结果来看，按常规的铸造工艺无法满足产品的设计要求。如何防止铸造过程柱销与上下法兰连接区域裂纹的产生和提高铸件力学性能延伸率和_20°C的冲击吸收功值为本技术的关键。
[0007]从柱销与上下法兰连接区域存在裂纹缺陷的显示特征来看，该裂纹缺陷为铸造应力过度集中，加上材料组分构成增大了热裂倾向。对该区域进行应力模拟分析，以下为铸件柱销与上下法兰连接区域应力分析图(图10):
2.1缺陷原因分析
从柱销与上下端法兰连接区域裂纹产生的原因分析:通过对铸件收缩凝固的应力分析模拟结果色带分布看出，铸件的柱销与上下法兰连接区域等效应力相对其它区域明显大很多，等效集中应力超出了金属本身的强度值。该区域应力集中的主要原因是由于工艺设计为实现“顺序凝固”的要求，在柱销上增加了工艺补贴，并在柱销与上端法兰连接区域设置了冒口，工艺补贴和冒口的设置增加了造成了该区域收缩应力，并且应力的迭加矢量总和超出了金属材料本身的强度极限值，导致了该区域裂纹的产生。
[0008]2.2铸造工艺方案调整及材料组分的优化
2.2.1铸造工艺方案调整
从原工艺方案铸件的凝固特点来看，整个铸件按四个柱销所在位置可分为四条补缩通道链，单条铸件的补缩通道链(见图11)顺序为:
冒口区域一一铸件上法兰区域一一铸件柱销区域一一铸件下法兰区域原工艺方案中，铸件的下法兰区域为完全被补缩区域，而柱销区域既是上法兰区域的被补缩区，同时又是下法兰区域的补缩区，取消了工艺补贴势必会造成补缩通道链不通畅，下法兰区域因晚于柱销区域凝固得不到补缩而造成该区域缩松、缩孔现象。
[0009]在取消四个柱销位置的工艺补贴后，必须设置另外的补缩通道来保证铸件整体凝固能满足“顺序凝固”的要求，尤其是下法兰区域的补缩。从减小柱销与上下法兰连接区域的线收缩来改变该区域的收缩应力，将原工艺的冒口设置进行调整，同时改变补缩通道链的设置。图12为调整后的新的铸造工艺方案图:
与原铸造工艺方案相比，新工艺取消了四个柱销区域上方的工艺冒口，改为在上法兰区域中部设置一个工艺冒口，并在上下法兰区域轴孔的机加工区域之间设置了一个补缩通道，该补缩通道为铸件的主补缩通道。该补缩通道在机加工时完全去除，避免了该补缩通道与上下法兰连接区域缺陷残留在铸件本体的可能。同时在上法兰区域四个柱销所在位置设置四块工艺补贴作为副补缩通道。补缩通道链由原工艺的四条变为八条。每个柱销所在位置分别有一条主补缩通道和一条副补缩通道组成。
[0010]主补缩通道为下法兰区域收缩凝固所需的补缩通道，副补缩通道为四个柱销区域收缩凝固所需的补缩通道。同时新的工艺方案从减小柱销与下法兰连接区域的收缩应力出发，在每个柱销与下法兰连接区域的圆角处和底部都增设了激冷外冷铁，加剧该区域的冷却，使该区域成为最先凝固区域。
[0011]新的工艺方案铸件的凝固特点来看，整个铸件按四个柱销所在位置可分一主一副两条补缩通道链，补缩通道链(见图12-1)顺序为如图28 ；
通过对新的铸造工艺方案的华铸CAE模拟(见图13)及凝固过程应力分析(见图14)，新的铸造工艺方案改变了整个铸件凝固次序。通过在柱销与下法兰连接区域设置外冷铁，以及在轴孔机加工区域设置主补缩通道，使柱销与下法兰连接区域成为了最先凝固区域。从华铸CAE模拟图(见图13)可以看出:除了浇注系统及冒口区域存在缩孔、疏松缺陷外，铸件本体部分及补贴区域均未有缺陷显示，在实现铸件整体致密同时，大大减小了柱销与下法兰连接区域的收缩应力。同时通过取消柱销与上法兰连接区域的冒口设置及柱销区域的补贴，使得柱销与上法兰连接区域的收缩凝固应力矢量总和低于该区域铸件的强度，避免了该区域裂纹的产生。
[0012]2.2.2材料组分优化
从力学性能的延伸率和_20°C冲击功值偏低原因分析:力学性能主要取决于材料组分的构成及最终热处理获得的金相组织。
[0013]从ZG42CrlMo化学组分构成来看:该材料的主体元素构成为C、S1、Mn、Cr、Mo五大元素。
[0014]以下是五大主体元素对材料性能的影响分析: a.碳(C)元素对钢性能的影响(见图15、图17):
碳含量对强度的影响非常大，随着碳含量的增加，抗拉强度和硬度指标明显上升，塑性和韧性指标随之下降，铸件的低温韧性降低，韧性-脆性转变温度升高。碳含量的增加，还会增加钢的冷脆性和时效敏感性。
[0015]b.硅(Si)元素对钢性能的影响(见图16、图18、图19):
硅对铁素体具有固溶强化的作用，能提高钢的屈服强度。虽然硅含量在0.60-0.80%时，对于晶粒的影响不大，对于冲击韧性的影响也较小，但是随着硅含量的增加，对于韧性-脆性转变温度的影响甚至比碳还大。
[0016]c.锰(Mn)元素对钢性能的影响(见图16、图18):
锰能提高钢的强度，能消弱和消除硫的不良影响并提高钢的淬透性，在钢中可以起到强化作用，通过热处理使钢获得良好的强度、硬度和耐磨性。但是当锰含量超过1%时，由于在热处理加热过程中易产生奥氏体晶粒长大而使晶粒粗大，而造成铸件韧性下降，同时有过热敏性和回火脆性。
[0017]d.铬(Cr)元素对钢性能的影响(见图20、图21):
Cr是中等碳化物形成元素，在所有碳化物中，铬碳化物是最细小的一种，它可均匀地分布在钢体积中，能显著提高钢的强度、硬度和耐磨性，提高钢的淬透性，但同时降低塑性和韧性，增加体收缩量和增大热裂倾向，在低合金高强度钢中Cr含量不大于1.2%。
[0018]e.钥(Mo)元素对钢性能的影响(见图20、图21):
Mo是铁素体形成元素，能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性，还可以抑制钢的回火脆性，当Mo含量过多时就易出现铁素体δ相或其它脆性而使韧性降低，因此普通合金钢中焊Mo量一般在0.4%以下。
[0019]从五大主体元素对材料性能的影响分析得出:ZG42CrlMo的化学组分构成很不利于获得-20°C的低温高韧性性能。同时该组分构成增加了材料在热处理时的热裂倾向。为了提高材料的塑性和_20°C的低温韧性。需要材料的组分构成进行优化并对材料进行微合金化处理，考虑通过添加微合金元素对材料的组分进行优化。
[0020]从提高材料的延伸率和-20°C冲击吸收功值出发，由于该五大主体元素主要性能贡献为提高强度方面，对材料的延伸率和_20°C冲击吸收功值具有不同程度的制约和负影响，因此需要降低五大主体元素的含量来消除对材料延伸率和_20°C冲击吸收功值的负面影响。另外通过添加细化晶粒的微量元素来弥补五大主体元素含量降低带来的强度性能降低。
[0021]微合金原理和措施 a.微合金原理
低合金钢的微合金化主要是通过添加少量V、Ti等微合金元素，打破传统的结晶方式，通过晶粒细化和析出强化对钢进行强韧化处理，来改善低合金钢的性能。当在低合金钢中加入V、Ti等微合金元素时，可以在钢中形成细小的碳化物和氮化物，其质点钉扎在晶界处，在结晶过程中阻止奥氏体晶粒的长大，同时在再结晶过程中阻止形变奥氏体晶粒的长大。
[0022]b.微合金措施
V在钢中具有较高的溶解度，可以与钢中的C、N结合，在奥氏体晶界的铁素体中沉淀析出，抑制奥氏体的再结晶并阻止晶粒长大，从而起到细化铁素体晶粒，提高钢的强度和韧性。钢中加入V后，强度可以增加150?300MPa，钢中的V的加入量一般在0.01%?0.12%(质量百分数)之间。超过0.20%，形成V4C3碳化物，会提高钢的热强性。
[0023]V对钢的淬透性有重要影响，当钢被加热到临界温度时，V溶于最初形成奥氏体的高碳区，从而增加了钢的淬透性。
[0024]Ti是钢中强脱氧剂，是强碳化物形成元素，和N、0、C都有极强的亲和力。同时Ti和S具有较强的亲和力，甚至强于Fe和S的亲和力，因此在含Ti的钢中优先生成硫化钛，降低了硫化铁生成的几率，可以减少钢的热脆性。Ti与C形成的碳化物结合力极强和稳定，只有当加热温度超过1000°C以上时，才开始缓慢地溶入固溶体中，在未溶入前，TiC微粒有阻止钢晶粒长大粗化的作用。Ti还能与Fe和C生成难溶的碳化物质点，富集于钢的晶界处，阻止钢的晶粒粗化。Ti还能溶于Y和α相中，形成固溶体，使钢强化。在钢液凝固过程中，弥散分布的大量TiC颗粒，可以成为钢液凝固时的固体晶核，加剧形核的速度，更加利于结晶和细化晶粒。另外Ti也能与N结合生成稳定的高弥散化合物，减慢珠光体向奥氏体转变的过程。含有微量的Ti的钢，在低于900°C正火时，能提高钢的屈服点及屈强比，同时不降低钢的塑性。
[0025]一般钢中Ti的加入量应大于0.025%(质量百分数)，但是当钢中C/Ti比高于4时，钢的强度及韧性都急剧下降。
[0026]根据微合金元素对钢影响的分析同时结合五大主体元素对材料延伸率和_20°C冲击吸收功值制约的影响，对C含量控制范围进行下调，并对另外四大主体元素的上限进行优化，减小材料在调质热处理中的淬裂倾向和提高材料韧性，同时添加V、Ti元素进行微合金化进行细化晶粒，提高材料的综合力学性能。以下是优化调整和微合金后的化学成分(质量百分数)控制范围如下:
C:0.28 ?0.35%, S1:0.20 ?0.35%,Mn:0.65 ?0.85%, S:彡 0.030%, P: ^ 0.030%, Cr:0.85 ?0.95%, Mo: 0.20 ?0.26%, V:0.04 ?0.08%, T1: 0.02 ?0.06%，其余含量为 Fe。
[0027]铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，然后将铸件毛坯连同冒口一起进炉进行完全退火处理。由于完全退火具有细化组织和软化铸态组织的作用，用完全退火代替去应力正火预处理，更有利于消除铸造过程的收缩应力，降低调质热处理过程的淬裂倾向。退火温度一般为890°C左右，但是考虑微合金元素的影响，退火温度调整为:870±30°C，保温6小时炉冷低于300°C出炉空冷。该道热处理工序的目的一方面消除铸造应力，另一方面对铸坯组织进行预细化处理，为下一步最终调质热处理奠定基础。
[0028]铸件热处理保温结束，铸件冷却到300?350°C进行热割冒口，热割冒口后，立刻进炉子利用预热进行去除切割应力回火。
[0029]待铸件冷却到常温进行粗加工，按图纸精加工尺寸单边预留3?5_调质余量，这样既能保证铸件在调质淬火时保证淬透，又能保证精加工余量。
[0030]粗加工结束，进行最终调质热处理，根据预细化完全退火热处理结果及微合金元素对最终热处理的有关要求，调质热处理的具体要求如下(见图22):
随炉温升温至670± 10°C，保温2.5小时后，继续升温至860±30°C，再保温6小时，然后进行油淬后；油淬后再次继续升温至670±30°C，保温9小时，最后进行水冷即可。
[0031]油淬过程，铸件应该在油池中进行上下移动，油温控制在20_60°C，并保持油池中的油在油淬过程上下循环。
[0032]调质热处理结束，待铸件冷却到常温48小时后，取样进行化学成分分析和力学性能试验。表三、表四为根据优化后的标准要求生产中的两组实际化学成分和机械性能
对优化的材料进行100倍金相分析，按该化学成分调质处理后的金相组织(见图23)为:回火索氏体
[0033]从优化后取样试验的结果来看，优化后的材料在强度和延伸率及_20°C冲击冲击功都到达了设计的要求。铸件精加工成品经无损检测，铸件内部致密度符合产品性能要求，在柱销与上下法兰连接区域未发现裂纹缺陷。调整后的铸造工艺及材料组分优化方案实现了采用整体铸造成型代替采用分体锻造成型后焊接的结构件。
[0034]大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件的制作方法，(I)铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，然后将铸件毛坯连同冒口一起进炉进行完全退火处理；热处理要求，退火温度为870±30°C，保温6小时炉冷低于300°C出炉空冷；(2)铸件热处理保温结束，铸件冷却到300?350°C进行热割冒口，热割冒口后，立刻进炉子利用预热进行去除切割应力回火。；(3)待大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架整体铸件冷却到常温进行粗加工，按图纸精加工尺寸单边预留3?5mm调质余量；(4)粗加工结束，进行最终调质热处理，根据与细化正火热处理结果及微合金元素对最终热处理的有关要求，调质热处理的具体参数如下:随炉温升温至650±101:，保温2.5小时后，继续升温至860±30°C，再保温6小时，然后进行油淬后；油淬后再次继续升温至670±30°C，保温9小时，最后进行水冷即可，油淬过程，铸件应该在油池中进行上下移动，油温控制在20-60°C，并保持油池中的油在油淬过程上下循环。
[0035]本发明与【背景技术】相比，一是与焊接结构件相比，整体铸造成型的行星架铸钢件不仅简化了工序，同时对柱销与上下法兰连接区域采用圆角平滑过度，提高该区域的抗破坏能力和增加工作时的平稳性；二是打破传统的利用铸件结构设计实现“顺序凝固”的铸造工艺方案，通过在特定区域设置外冷铁来改变最先凝固区域，并通过改变补缩通道链来改变铸件的凝固补缩过程，使柱销与上下法兰连接区域在获得致密组织同时，大大减小了收缩凝固的应力，避免了裂纹缺陷的产生；三通过降低C含量及调整其它四大主体元素的上限控制，使组分构成更有利于提高材料的延伸率和-20°C冲击吸收功值；通过添加微合金元素V、Ti不仅弥补了因五大主体元素总含量下降带来的强度性能下降问题，同时通过细化晶粒提高了材料的韧性；四是改变预处理的热处理方式，用完全退火代替去应力正火，不仅达到了细化晶粒、软化组织，更有利于消除铸造内应力，减小了调质热处理过程淬裂的倾向；五是由于实现了材料的一体化，产品克服了焊接件问题带来的工作的平稳性，易产生破坏，延长了产品的使用寿命，提高了工作效率，因此具有极其可观的经济效益和发展前景。

【专利附图】

【附图说明】
[0036]图1-1是行星架焊接件的主剖视图。
[0037]图1-2是行星架焊接件A向示意图。
[0038]图1-3是行星架焊接件B向示意图。
[0039]图2-1是行星架整体铸件主剖视图。
[0040]图2-2是行星架整体铸件A向视图。
[0041]图2-3是行星架整体铸件B向视图。
[0042]图3是行星架整体铸件华铸CAE模拟图。
[0043]图4是上法兰区域剖分网格示意图。
[0044]图5是柱销区域剖分网格示意图。
[0045]图6是下法兰区域剖分网格示意图。
[0046]图7-1是行星架整体铸件原铸造工艺主视图。
[0047]图7-2是行星架整体铸件原铸造工艺A向视图。
[0048]图7-3是行星架整体铸件原铸造工艺B向视图。
[0049]图8是行星架整体铸件原铸造工艺华铸CAE模拟分析图。
[0050]图9是行星架整体铸件原调质热处理工艺图。
[0051]图10是行星架整体铸件原铸造工艺应力分析图。
[0052]图11是行星架整体铸件原铸造工艺补缩通道链示意图。
[0053]图12-1是行星架整体铸件新铸造工艺主视图。
[0054]图12-2是行星架整体铸件新铸造工艺A向视图。
[0055]图12-3是行星架整体铸件新铸造工艺B向视图。
[0056]图13是行星架整体铸件新铸造工艺华铸CAE模拟分析图。
[0057]图14是行星架整体铸件新铸造工艺应力分析图。
[0058]图15是含碳量对钢机械性能的影响示意图。
[0059]图16是硅、锰含量对钢强度性能的影响示意图。
[0060]图17是含碳量与韧性-脆性转变温度关系示意图。
[0061]图18是硅、锰含量对钢韧性的影响示意图。
[0062]图19是硅含量与韧性-脆性转变温度关系示意图。
[0063]图20是合金元素对强度的影响示意图。
[0064]图21是合金元素对铁素体韧性的影响示意图。
[0065]图22是行星架整体铸件新调质热处理工艺图。
[0066]图23是行星架整体铸件100倍金相组织示意图。
[0067]图24是原铸造工艺方案的化学成分(％)(质量分数)(其余含量为Fe)。
[0068]图25是原铸造工艺方案力学性能值。
[0069]图26是调整优化材料的化学成分(％)(质量分数)(其余含量为Fe)。
[0070]图27是新铸造工艺方案力学性能值。
[0071]图28是补缩通道链顺序。

【具体实施方式】
[0072]实施例1:一种大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件材料，化学成分的质量百分数控制范围如下:c:0.28?0.35%，S1:0.20?0.35%，Mn:0.65?0.85%, S:彡 0.030%, P:彡 0.030%, Cr: 0.85 ?0.95%, Mo: 0.20 ?0.26%, V:0.04 ?0.08%, T1: 0.02 ?0.06%，其余含量为 Fe。
[0073]实施例1-1:在实施例1 的基础上，C:0.28%, S1:。.20%, Mn:0.65%, S: ( 0.030%,P: ^ 0.030%, Cr: 0.85 ?0.95%, Mo: 0.20 ?0.26%,V:0.04%,T1: 0.02%，其余含量为 Fe。
[0074]实施例1-2:在实施例1 的基础上，C:0.35%, S1: 0.35%,Mn: 0.85%, S:彡 0.030%,P: ^ 0.030%, Cr: 0.95%, Mo: 0.26%, V: 0.08%, T1: 0.06%，其余含量为 Fe。
[0075]实施例1-3:在实施例1 的基础上，C:0.315%，S1: 0.275%, Mn:0.75%, S:彡 0.030%, P:彡 0.030%, Cr: 0.9%, Mo: 0.23%, V:0.06%, T1: 0.04%，其余含量为Fe。
[0076]实施例2:参照附图2-23。一种大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架铸钢件材料的制作方法，(I)铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，然后将铸件毛坯连同冒口一起进炉进行完全退火处理；热处理要求，退火温度为870±30°C，保温6小时炉冷低于300°C出炉空冷；(2)铸件热处理保温结束，铸件冷却到300?350°C进行热割冒口，热割冒口后，立刻进炉子利用预热进行去除切割应力回火。；(3)待大速比、超大扭矩自升式海洋平台升降齿轮箱用行星架整体铸件冷却到常温进行粗加工，按图纸精加工尺寸单边预留3?5mm调质余量；(4)粗加工结束，进行最终调质热处理，根据与细化正火热处理结果及微合金元素对最终热处理的有关要求，调质热处理的具体参数如下:随炉温升温至650± 10°C，保温2.5小时后，继续升温至860±30°C，再保温6小时，然后进行油淬后；油淬后再次继续升温至670±30°C，保温9小时，最后进行水冷即可，油淬过程，铸件应该在油池中进行上下移动，油温控制在20-60°C，并保持油池中的油在油淬过程上下交替循环。
[0077]需要理解到的是:上述实施例虽然对本发明的设计思路作了比较详细的文字描述，但是这些文字描述，只是对本发明设计思路的简单文字描述，而不是对本发明设计思路的限制，任何不超出本发明设计思路的组合、增加或修改，均落入本发明的保护范围内。
【权利要求】
1.一种大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料，其特征是化学成分的质量百分数控制范围如下:
C:0.28 ?0.35%, S1: 0.20 ?0.35%, Μη: 0.65 ?0.85%, S:彡 0.030%, Ρ:彡 0.030%, Cr:0.85 ?0.95%, Mo: 0.20 ?0.26%, V:0.04 ?0.08%, T1: 0.02 ?0.06%，其余含量为 Fe。
2.根据权利要求1所述的大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料，其特征是:c:0.28%, S1:0.20%,Μη:0.65%, S: ^0.030%, Ρ:彡 0.030%, Cr: 0.85 — 0.95%, Mo:0.20 ?0.26%, V:0.04%, T1: 0.02%，其余含量为 Fe。
3.根据权利要求1所述的大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料，其特征是:c:0.35%, S1: 0.35%, Μη: 0.85%, S:彡 0.030%, Ρ:彡 0.030%, Cr: 0.95%, Mo:0.26%, V: 0.08%, T1: 0.06%,其余含量为 Fe。
4.根据权利要求1所述的大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料，其特征是:c:0.315%, S1: 0.275%, Μη: 0.75%, S: ( 0.030%, Ρ: ( 0.030%, Cr: 0.9%, Mo:0.23%, V:0.06%, T1: 0.04%，其余含量为 Fe。
5.根据权利要求1所述的大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料，其特征是: 屈服强度Rpa2抗拉强度^延伸率A5 断面收缩率Ψ 冲击吸收功Akv (MPa) (MPa) (%)(%)(J) (-20°C ) 彡490700?850^ 16彡330彡35(三个值平均值，单各不小于平均值80%)。
6.—种大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件材料的制造方法，其特征是: (1)大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，然后将铸件毛坯连同冒口一起进炉进行完全退火处理；退火温度为870±30°C，保温6小时炉冷低于300°C出炉空冷；(2)大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件整体铸件热处理保温结束，铸件冷却到300?350°C进行热割冒口，热割冒口后，立刻进炉子利用余热进行去除切割应力回火；(3)待大速比、超大扭矩自升式海洋平台用行星架铸钢件整体铸件冷却到常温进行粗加工，按图纸精加工尺寸单边预留3?5_调质余量； (4)粗加工结束，进行最终调质热处理，根据预细化完全退火热处理结果及微合金元素对最终热处理的有关要求，调质热处理的具体参数如下: 随炉温升温至670±10°C，保温2.5小时后，继续升温至860±30°C，再保温6小时，然后进行油淬30分钟冷却；油淬过程，铸件应该在油池中进行上下移动，油温控制在20-60°C，并保持油池中的油在油淬过程上下循环； 油淬后再次继续升温至630±30°C，保温9小时，最后进行水冷即可。
【文档编号】B66F11/00GK104482180SQ201410467583
【公开日】2015年4月1日 申请日期:2014年9月15日 优先权日:2014年9月15日
【发明者】陈江忠, 娄彪 申请人:宝鼎重工股份有限公司