CN105779887B - 兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件及热处理工艺 - Google Patents

兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件及热处理工艺 Download PDF

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Abstract

本发明涉及一种制造工序过程简化，加工周期短，生产成本低，材料的利用高，星轴与行星转架之间传动的稳定性好的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件及热处理工艺，质量百分比数：C:0.15～0.20%,Si:0.20～0.45%,Mn:0.50～0.980%,S、P：≤0.035%,Cr:0.80～1.00%,Ni:1.40～1.70%,Mo:0.20～0.30%,V:0.04～0.08%,Ti:0.02～0.06%。优点：采用铸锻合体整体铸造成型兆瓦级风力发电用行星转架铸钢件，不仅提高了材料的利用率，简化了加工工序，节约了生产成本；同时由于实现了材料的一体化，产品克服了铸锻分体制造并通过行星齿轮啮合传动带来的缺陷，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。

Description

兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件及热处理工艺
技术领域
本发明涉及一种制造工序过程简化，加工周期短，生产成本低，材料的利用高，星轴与行星转架之间传动稳定性好的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件及热处理工艺，属行星转架铸钢件制造领域。
背景技术
传统的行星转架在结构设计上往往采用行星轴锻件与行星转架铸件装配而成。行星轴锻件材料一般为35CrMo，行星转架体铸件材料选用强度较高的ZG42CrMo, 行星轴锻件一头加工成行星齿轮（见图1-1），行星转架体由上下法兰与中间柱销铸造为一体，上法兰内孔加工成行星内齿（见图1-2），行星轴齿轮与行星转架体通过齿轮啮合进行装配。（见图1-3）
传统的齿轮啮合行星转架结构需要对行星轴与行星转架体分别制造。
具体的制造工序为：
该行星转架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，同时由于行星轴与行星转架之间通过行星齿轮啮合传动，受啮合面磨损的影响，行星传动的稳定性将会降低，同时当行星轴齿轮或行星转架体铸钢件两者之一有磨损无法满足工作性能要求时，必须两者同时更换，生产更换成本较高。
发明内容
设计目的：避免背景技术中的不足之处，设计一种制造工序过程简单，加工周期短，生产成本低，材料的利用高，星轴与行星转架之间传动的稳定性好的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件及热处理工艺。
设计方案：为了实现上述设计目的。本申请在满足材料的力学性能上从保证材料高强度性能的前提下，如何提高材料的低温（-20℃）冲击韧性出发，在利用本公司自主研制的核心专利技术材料“一种TSCPP-20NCD2优化材料”（专利号：ZL201010545128.8）的基础上，对材料组分中的C、Si、Mn三大不利于提高材料韧性的元素进行低含量控制，对Cr、Ni、Mo元素根据其在钢中的不同作用进行调整控制和并添加V、Ti来获得极细弥散相元素，从而到达细化晶粒的目的，并通过专门的正火+回火和调质两道热处理工序使材料的组分构成满足铸件材料的力学性能要求，并通过改变传统的铸件热节区域增设工艺冒口实现“顺序凝固”的工艺模式，通过将行星柱销工艺冒口改变成铸件的补缩通道来消除因工艺冒口设置带来的散热变缓造成的疏松的问题，通过增设工艺补贴改变了行星柱销热节的分布，使得行星柱销与行星轴热节变为一体，形成了一个大的“顺序凝固”补缩链；其次，制定专门的正火+回火热处理工艺进行预处理，同时根据调整后的组分特点制定专门的调质热处理工艺参数和冷却方式，使调质热处理后的铸件获得综合的优良性能。
兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件是属于的风力发电设备中风电齿轮箱行星齿轮传动产品，产品结构复杂、可靠性及关键零件精度要求极高、材料特殊、性能要求较高。此前国内外一直采用行星轴锻件与行星转架铸钢件通过花键传动来带动行星齿轮传动结构。
由于兆瓦级的行星传动齿轮系统工作载荷要求较高，为了满足产品的工作性能，在设计上行星轴锻件及行星转架铸钢件柱销部分相对较厚，行星轴锻件与行星转架铸钢件花键传动易受健齿磨损的影响，降低产品结构传动的稳定性，同时也降低了结构的运行率和使用寿命。
兆瓦级铸锻合体行星转架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≥655MPa，Rm: ≥830MPa MPa,A5%≥14%,Ψ%≥30%，AKv≥27J（三个实验值的平均值，期中单个值不得小于平均值的80%）(-20℃)
其中：Rp0.2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℃。
一、产品技术特点及难点分析
采用铸锻合体整体铸造成型（见图2）的方法来代替行星轴齿轮与行星转架体啮合配合传动设计结构，不仅简化了制造工序，同时降低了生产成本，提高材料的利用率，同时铸锻合体整体铸造成型的行星转架材料的性能达到了一致，性能的要求更高，可以使用更高要求工作载荷。
采用整体铸造成型的行星架铸钢件制造工序简化为：废钢原材料＿铸造成型＿机加工＿最终产品。
与行星轴锻件和行星转架体铸件装配啮合传动结构相比，铸锻合体整体铸造成型的行星转架铸钢件不仅简化了工序，同时消除了啮合传动由于磨损而带来工作输出不稳定的缺陷。
1、材料如何满足铸锻合体整体铸造设计性能的要求
根据行星传动的性能要求，锻件材料35CrMo锻造毛坯并经调质热处理可以到达设计要求的材料性能。但是行星转架体的结构特点无法采用锻造成型而成，而传统行星转架体ZG42CrMo铸钢材料通过调质热处理性能无法达到设计要求。
2、铸造工艺如何满足铸锻合体整体铸造行星转架的整体致密和防止铸件缺陷的产生
铸钢件的收缩凝固遵循的是“顺序凝固” （即铸钢件在凝固顺序上遵循温度低区域先于温度高区域凝固，薄壁区域先于厚壁区域凝固的原则），因此在没有采取其它铸造工艺措施的情况下，最后凝固的区域（也就是铸件热节形成区域）往往容易造成缩松缩孔缺陷。为了满足铸件顺序凝固特点，在进行铸造工艺设计时，往往会将厚壁区域设置在上端，薄壁区域设置在下端，利用钢水的重力实行顺序凝固补缩。
从该铸件的结构特点来看，行星轴区域及行星转架体柱销区域要比其它区域厚，对其凝固过程进行模拟分析，从凝固模拟分析图（图3）可以看出：行星轴和三个行星柱销区域及柱销下端与内孔连接过度区域存在缩孔和疏松缺陷，说明这个三个区域为热节形成区域。
从图3铸件凝固后缺陷分布来看，热节区域大大小为行星轴区域最大，行星转架体柱销区域次之，行星转架体下法兰区域最小。
根据缩孔疏松分布的情况，需要在缩孔疏松区域设置工艺冒口进行补缩，才能保证铸件的致密。下法兰区域疏松部位由于收结构限制无法进行工艺冒口设置，且由于疏松区域相对较小，因此在工艺上对该区域通过增设外冷贴进行快冷。
根据铸件结构及工艺要求，制定铸造工艺方案（见图4）在行星轴区域设置工艺冒口一处对行星轴部分进行补缩，在三个行星柱销上端分别设置一个工艺冒口对柱销进行冒口补缩，同时对下法兰区域采取两种不同规格的外冷铁以及在圆凸台中心设置内冷铁，使下法兰区域的凝固在行星柱销完全凝固之前，从而实现下法兰区域的致密。
对铸造工艺进行模拟分析，从模拟分析结果看，在行星柱销工艺冒口与行星轴外圆之间区域存在三处疏松危险单元（见图5）。
根据模拟结果来看，传统的铸造工艺方案无法满足行星柱销工艺冒口与行星轴外圆之间致密的要求。
二、本申请研发过程：
1、铸造工艺方案制定；根据铸件最终模拟分析结果对铸件中间凝固过程温度分布情况进行分析（见图6）。
从中间凝固过程温度分布示意图(见图6)来看，该区域由于行星轴外圆与行星柱销工艺冒口之间间隔较小，该区域散热变缓，该区域在行星柱销完全凝固时仍为液相。
由于行星柱销部分工艺冒口的设置，行星柱销收缩凝固所需补缩的钢水的补缩源，变成了行星轴部分，行星柱销工艺冒口在工艺中充当了补缩通道的作用，因此需要对工艺方案进行方案调整和优化。
由于该铸造方案中，行星柱销部分工艺冒口在铸件凝固过程实际充当了补缩通道的作用，因此工艺调整和优化的方向就在于解决行星柱销工艺冒口设置对行星轴外圆与行星柱销工艺冒口之间的影响问题，图7为调整后优化后的铸造工艺方案。
工艺调整首先取消行星柱销的工艺冒口设置，为使铸件凝固时满足“顺序凝固”的要求，实现铸件整体的致密。按照铸钢件铸造工艺要求，在行星柱销上部和行星轴外圆在柱销之间区域增加工艺补贴（补贴即通过增加铸件的厚度来延缓该区域的凝固次序，从而达到补缩其它区域的工艺措施）。柱销部分凝固需要的钢液由行星轴通过工艺补贴进行补缩，最后在行星轴上部设置一个大的工艺补缩冒口，满足行星轴的凝固补缩要求。同时将行星轴的上半部分根据工艺冒口要求进行增厚设置，实现铸件凝固满足“顺序凝固”的要求，从而达到铸件整体致密的要求。
对调整和优化后的铸造工艺方案进行华铸CAE模拟（图8为调整和优化后铸造工艺的华铸CAE模拟图）。
根据华铸CAE模拟结果显示：除了在冒口及浇口位置存在缩孔疏松区域，铸件本体部分没有缩孔疏松现象存在，该铸造工艺方案实现了铸件凝固过程整体的致密。
2、铸件材料组分的调整和优化
由于本铸件材料不仅要求强度高，同时要求具有低温高韧性，因此对材料的要求也较高，本材料组分的选取，基于本公司自主研制的专利核心技术材料“一种TSCPP-20NCD2优化材料”（专利号：ZL201010545128.8），由于本铸件材料的强度性能高于专利核心技术材料TSCPP-20NCD2优化材料，因此本材料在TSCPP-20NCD2优化材料的基础上进行调整和再优化。
本铸件材料的组分构成从提高铸件的强度和冲击韧性两方面考虑，采用调整钢水中的C、Si、Mn、Cr、Ni、Mo含量范围，并添加V和Ti两种微量元素为主要手段。
从图9含C量对钢强度性能的影响可以看出，C含量的上升，能提高铸件的抗拉强度，但是对材料的冲击韧性影响很大，尤其是耐低温冲击韧性值，表现更为明显，因此C含量尽量控制在低范围，C含量降低带来的材料强度下降问题，后续通过其它合金元素的比例调整来提高，因此结合TSCPP-20NCD2优化材料特点，将C含量控制在:0.15～0.20%。
Si能与钢水中的FeO结成密度较小的硅酸盐炉渣而被除去，因此Si是一种有益的元素。Si能溶于铁素体和奥氏体中提高钢的硬度和强度，铸件的材料也随Si含量的增加而升高（见图10），Si含量小于0.60%时，对于晶粒的影响不大，对于冲击韧性的影响也较小。但是随着含Si量的增加，对于韧性-脆性转变温度的影响甚至比碳还大（见图11），因此Si含量控制在：0.30～0.45%。
Mn能提高钢的强度（见图10），Mn在炼钢时作为脱氧剂加入可以与硫形成高熔点(1600℃)的MnS，一定程度上消除了硫的有害作用。Mn具有很好的脱氧能力，能够与钢中的FeO成为MnO进入炉渣，从而改善钢的品质，特别是降低钢的脆性，提高钢的强度和硬度，因此Mn在钢中是一种有益元素。
在优质碳素结构钢中，正常含Mn量是0.5%～0.8%。当含Mn量超过0.8%以上，对钢的晶粒度会有粗化倾向，因此将Mn含量控制在:0.50～0.80%。
为了保证强度不受影响，通过加入部分合金元素和微合金元素来细化晶粒，从而达到提高铸件强度和韧性的目的。表1为常见合金元素对铸钢晶粒度的影响:
表1 常见合金元素对铸钢晶粒度的影响
从上表中可以看出：Cr、W、Mo、V、Al、Ti都能对钢起到细化晶粒的作用。
Cr在结构钢和工具钢中，Cr是中等碳化物形成元素，在所有各种碳化物中，铬碳化物是最细小的一种，它可均匀地分布在钢体积中，所以具有高的强度、硬度、屈服点和高的耐磨性；由于它能使组织细化而又均分布，所以塑性、韧性也较好；Cr可使奥氏体分解速度减缓，降低淬火时的临界冷却速度，因而有助于马氏体形成和提高马氏体的稳定性，所以Cr钢具有优良的淬透性，且淬火变形较小；Cr与Mo结合，能使淬火钢中残余奥氏体增加，而有助于获得需要粉碎程度的碳化物相；Cr能大大提高结构钢的强度（见图13）和塑性(见图14)，这种影响在Cr与Ni结合的钢中尤其显著；Cr对抗腐性的改善上很有利的，但对抗蠕变的影响则较复杂；因为作耐热钢应注意，当含Cr0.5-1.00%时抗蠕变强度最高；同时添加V、Nb、Ti可得极细弥散相，对抗蠕强（耐热性）改善极为有利；但Cr会显著提高钢的脆性转变温度，促进钢的回火脆性。因此Cr含量不宜太高，将Cr含量控制在0.80～1.00%。
Ni能提高钢的强度（见图13）和韧性（见图14），提高淬透性,具有耐腐蚀和抗氧化能力，但是Ni不能提高铁素体的蠕变抗力，相反会使珠光体M体热脆性增大，而且Ni单独使用时，并不具有较好的抗氧化性，往往需要与Cr元素结合使用，因此在含量上必须严格控制；当Ni含量超过2%时，其抗回火稳定性会降低。因此结合Cr含量及其它合金元素含量，本铸件Ni含量控制在：1.40-1.70%。
Mo能使钢的晶粒细化，提高淬透性和热强性能，在高温时保持足够的强度和抗蠕变能力。结构钢中加入钼，能提高机械性能。还可以抑制回火脆性，Mo是铁素体形成元素，易出现铁素体δ相或其它脆性相而使韧性降低， 与Cr、Ni结合可大大提高钢的淬透性。Mo在合金结构钢中含量一般控制在0.20-0.45%具有良好的抑制回火脆性，因此结合Cr、Ni含量将Mo含量控制在0.20-0.30%。
本铸件材料的组分构成为Cr-Ni-Mo系，添加V、Ti微合金元素可得极细弥散相，可以达到细化晶粒，提高材料的综合力学性能，因此需要加入微合金元素来达到改善综合性能的要求。
V元素能细化钢的晶粒组织，提高钢的强度、韧性和耐腐蚀性，V元素还能提高钢的高温蠕变性能，钢中的V元素加入量一般为0.04%～0.12%之间，钢中加入V后，强度可以提高150～300MPa,V的作用是通过形成碳化物及氮化物而影响钢的组织和性能，主要在奥氏体晶界的铁素体中沉淀析出，在轧制过程中能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。因此V含量控制在：0.04-0.08%。
Ti是钢中强脱氧剂，能降低钢的时效敏感性和冷脆性，改善焊接性能。能形成稳定的TiC,在高温1300℃时依然很稳定，可以很好的抑制奥氏体晶粒长大，起到细化晶粒的作用。同时Ti元素也是铁素体形成元素，当含量较高时，极易生成铁素体δ相或其它脆性相而使韧性降低，因此也需要控制加入。合适的控制加入量为：0.02-0.06%。
技术方案1：一种兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，质量百分比数：C: 0.15～0.20%, Si: 0.20～0.45%, Mn: 0.50～0.980%,S、P：≤0.035%, Cr: 0.80～1.00%, Ni:1.40～1.70%, Mo: 0.20～0.30%,V: 0.04～0.08%, Ti: 0.02～0.06%。
3.铸件热处理工艺方案
铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面。铸件清砂整理完毕，铸件毛坯连同冒口一起进行去应力正火+回火热处理(见图15)，铸件正火结束出炉空冷到350℃进行浇冒口切割，浇冒口切割后进炉进行去应力回火热处理。
铸件正火要求为：670±30℃等温2小时后升温到910±30℃保温6小时出炉空冷，回火要求为：670±30℃保温9小时出炉空冷，铸件正回火的目的一方面消除铸造应力和浇冒口切割应力，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。
铸件正回火结束后进行粗加工，粗加工结束，按如下要求最终调质热处理（见图16）。
技术方案2：一种兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件热处理工艺，其特征是：
（1）铸件正火+回火热处理工艺：
（a）铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，铸件清砂整理完毕，铸件毛坯连同冒口一起进行去应力正火+回火热处理，铸件正火结束出炉空冷到350℃进行浇冒口切割，浇冒口切割后进炉进行去应力回火热处理；
（b）铸件正火要求为：670±30℃等温2小时后升温到910±30℃保温6小时出炉空冷，回火要求为：670±30℃保温9小时出炉空冷，铸件正回火的目的一方面消除铸造应力和浇冒口切割应力，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；
（c）铸件正回火结束后进行粗加工，粗加工结束，随炉升温至670±30℃、保温2小时，然后升温910±30℃、保温6小时，然后空冷至670±30℃、保温9小时后，再空冷至常温；
（2）铸件调质热处理
（a）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3～5mm调质余量，这样既能保证铸件在调质淬火时保证淬透，又保证精加工余量；粗加工结束，随炉升温至650±30℃、保温2小时，然后继续升温至870±30℃、保温5小时后，油淬至650±30℃、保温8小时，再水冷。
通过对调质后的铸件进行无损检测，铸件内部无疏松现象，说明铸造工艺补贴的设置满足了铸件“顺序凝固”的要求。同时取样进行化学成分分析和力学性能试验，从力学性能试验的结果看出，铸件的强度性能满足了设计要求，但是铸件的延伸率和-20℃的冲击吸收功值不符合设计要求。
表一、表二分别为铸件的化学成分分析结果和力学性能试验结果：
表一 化学成分(质量分数%)
表二 机械性能
铸件机加工完成经超声波和磁粉检测，铸件内部致密度及表面质量均符合产品质量等级要求。
本发明与背景技术相比，一是从中间凝固过程温度分布示意图(见图6)来看，该区域由于行星轴外圆与行星柱销工艺冒口之间间隔较小，该区域散热变缓，该区域在行星柱销完全凝固时仍为液相，由于行星柱销部分工艺冒口的设置，使得行星柱销工艺冒口与行星轴外圆之间区域散热变缓，行星柱销收缩凝固所需补缩的钢水的补缩源，变成了行星轴部分，行星柱销工艺冒口在工艺中充当了补缩通道的作用，因此铸造工艺调整为在行星柱销上部和行星轴外圆在柱销之间区域增加工艺补贴（补贴即通过增加铸件的厚度来延缓该区域的凝固次序，从而达到补缩其它区域的工艺措施）；二是柱销部分凝固需要的钢液由行星轴通过工艺补贴进行补缩，最后在行星轴上部设置一个大的工艺补缩冒口，满足行星轴的凝固补缩要求。从而实现铸件的整体致密；三是改变传统的铸件热节区域增设工艺冒口实现“顺序凝固”的工艺模式，通过将行星柱销工艺冒口改变成铸件的补缩通道来消除因工艺冒口设置带来的散热变缓造成的疏松的问题，通过增设工艺补贴改变了行星柱销热节的分布，使得行星柱销与行星轴热节变为一体，形成了一个大的“顺序凝固”补缩链；四是制定的正火+回火热处理工艺进行预处理，同时根据调整后的组分特点制定专门的调质热处理工艺参数和冷却方式，使调质热处理后的铸件获得综合的优良性能；五是采用铸锻合体整体铸造成型兆瓦级风力发电用行星转架铸钢件，不仅提高了材料的利用率，简化了加工工序，节约了生产成本；同时由于实现了材料的一体化，产品克服了铸锻分体制造并通过行星齿轮啮合传动带来的缺陷，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。
附图说明
图1-1是行星轴锻件的示意图。
图1-2是行星转架体铸件的示意图。
图1-3是行星轴锻件与行星转架体铸件装配示意图。
图2是铸锻合体整体铸造件行星转架铸件示意图。
图3是铸锻合体整体铸造件行星转架铸件凝固后缺陷分布示意图。
图4-1 是铸造工艺主视示意图。
图4-2 是铸造工艺A向视示意图。
图4-3 是铸造工艺B向视示意图。
图5 是铸造工艺模拟分析结果示意图。
图6 是铸件中间凝固过程温度分布示意图。
图7-1 是调整和优化后的铸造工艺方案主视示意图。
图7-2 是调整和优化后的铸造工艺方案A向视图。
图7-3 是调整和优化后的铸造工艺方案B向视图。
图8是铸造工艺华铸CAE模拟分析图。
图9是C含量对铸件性能的影响示意图。
图10是Si、Mn含量对铸件强度的影响示意图。
图11是Si、Mn含量对铸件冲击韧性的影响示意图。
图12是Si含量对铸件脆性转变温度的影响示意图。
图13是合金元素对强度的影响示意图。
图14是合金元素对铁素体韧性的影响示意图。
图15是铸件正火+回火热处理工艺示意图。
图16是铸件调质热处理工艺示意图。
具体实施方式
实施例1：参照附图1-14。一种兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，其质量百分比数：C: 0.15～0.20%, Si: 0.20～0.45%, Mn: 0.50～0.980%,S、P：≤0.035%, Cr: 0.80～1.00%, Ni: 1.40～1.70%, Mo: 0.20～0.30%,V: 0.04～0.08%, Ti: 0.02～0.06%。
实施例2：在实施例1的基础上，C: 0.18%, Si: 0.45%, Mn: 0.96%,S：0.012%、P：≤0.023%, Cr: 0.88%, Ni: 1.65%, Mo: 0.29%,V: 0.07%, Ti: 0.05%。
实施例3：在实施例1的基础上，C: 0.17%, Si: 0.44%, Mn: 0.96%,S：0.012%、P：≤0.022%, Cr: 0.86%, Ni: 1.63%, Mo: 0.29%,V: 0.070%, Ti: 0.05%。
实施例4：在上述实施例的基础上，一种兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件铸件热处理工艺，
（1）铸件正火+回火热处理工艺：
（a）铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，铸件清砂整理完毕，铸件毛坯连同冒口一起进行去应力正火+回火热处理，铸件正火结束出炉空冷到350℃进行浇冒口切割，浇冒口切割后进炉进行去应力回火热处理；
（b）铸件正火要求为：670±30℃等温2小时后升温到910±30℃保温6小时出炉空冷，回火要求为：670±30℃保温9小时出炉空冷，铸件正回火的目的一方面消除铸造应力和浇冒口切割应力，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；
（c）铸件正回火结束后进行粗加工，粗加工结束，随炉升温至670±30℃、保温2小时，然后升温910±30℃、保温6小时，然后空冷至670±30℃、保温9小时后，再空冷至常温；
（2）铸件调质热处理
（a）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3～5mm调质余量，这样既能保证铸件在调质淬火时保证淬透，又保证精加工余量；粗加工结束，随炉升温至650±30℃、保温2小时，然后继续升温至870±30℃、保温5小时后，油淬至650±30℃、保温8小时，再水冷。
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。

Claims (4)

1.一种兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，其化学组分特征是质量百分比数：C: 0.15～0.20%, Si: 0.20～0.45%, Mn: 0.50～0.980%,S、P：≤0.035%, Cr: 0.80～1.00%, Ni:1.40～1.70%, Mo: 0.20～0.30%,V: 0.04～0.08%, Ti: 0.02～0.06%；
（1）铸件正火+回火热处理工艺：
a）铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面，铸件清砂整理完毕，铸件毛坯连同冒口一起进行去应力正火+回火热处理，铸件正火结束出炉空冷到350℃进行浇冒口切割，浇冒口切割后进炉进行去应力回火热处理；
b）铸件正火要求为：670±30℃等温2小时后升温到910±30℃保温6小时出炉空冷，回火要求为：670±30℃保温9小时出炉空冷；
（2）铸件调质热处理：
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3～5mm调质余量；粗加工结束，随炉升温至650±30℃、保温2小时，然后继续升温至870±30℃、保温5小时后，油淬至650±30℃、保温8小时，再水冷。
2.根据权利要求1所述的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，其化学组分特征是：C:0.18%, Si: 0.45%, Mn: 0.96%,S：0.012%，P：≤0.023%, Cr: 0.88%, Ni: 1.65%, Mo:0.29%,V: 0.07%, Ti: 0.05%。
3.根据权利要求1所述的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，其化学组分特征是：C:0.17%, Si: 0.44%, Mn: 0.96%,S：0.012%，P：≤0.022%, Cr: 0.86%, Ni: 1.63%, Mo:0.29%,V: 0.070%, Ti: 0.05%。
4.根据权利要求1所述的兆瓦级铸锻合体行星转架铸钢件，其力学性能特征是：
屈服强度Rp0.2 抗拉强度Rm 延伸率A5 断面收缩率Ψ -20℃冲击吸收功Akv
（MPa） （MPa） （%） （%） (J)
≥655 ≥830 ≥14 ≥30 ≥27，
三个值平均值，单各不小于平均值80%。
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