本发明涉及一种能够将凹圆细脖颈区域直接铸造成型的座架铸钢件的新型材料及制造方法，达到简化生产工序、大幅降低生产成本的深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件及制作方法，属铸钢材料及铸造工艺领域。
背景技术：
深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件是深海特种船舶以及深海探测设备的重要组成部分，是船舶的升降设备的重要部件，对深海作业的特种船舶的升降系统起着重要的作用。
深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件，因其在升降设备中的重要性，因此在设计上，要求座架铸钢件的屈服强度要到达520mpa级，抗拉强度不小于610mpa，伸长率不小于16%，端面收缩率不小于40%；同时要求-20℃的冲击吸收功值不低于65j,产品的不仅具有高的强度性能，同时具有较高的低温韧性要求。
根据产品的性能和使用要求，传统的设计为了满足高强度和低温高韧性的要求，需要采用中碳低合金钢调质热处理获得，设计采用了40crnimo等级合金钢钢坯进行锻造成型，然后通过性能热处理，最后机加工成型。
由于座架为凹圆细脖颈内孔结构的旋转体，且凹圆区域为斜面（见图1），而锻造毛坯无法将凹圆区域直接锻造成型，只能按最小内圆加放锻造工艺余量锻造成形毛坯（见图2），后续的轮廓机械加工成型的。锻造毛坯加工余量大，生产成本高，原材料利用率低，生产工序复杂。
技术实现要素：
设计目的：避免背景技术中的不足之处，设计一种能够将凹圆细脖颈区域直接铸造成型的座架铸钢件的新型材料及制造方法，达到简化生产工序、大幅降低生产成本的深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件及制作方法。
设计方案：为了实现上述设计目的。本发明的关键在于采用传统40crnimo材料无法满足铸件的高强度和低温高韧性性能要求以及传统铸造工艺方案不利于获得铸件致密组织这两大问题，解决0crnimo材料无法满足铸件的高强度和低温高韧性性能要求的技术方案是：从降低c、si、mn三大不利于提高铸件低温韧性元素含量入手，通过提高cr、ni、mo元素的含量，并添加v、ti、nb微合金元素来加强细化晶粒，最终达到提高材料强度和低温韧性的目的；解决传统铸造工艺方案不利于获得铸件致密组织的技术方案是：从铸件提高铸件的”顺序凝固”效果，加强和提高铸件的整体凝固速度入手，通过在凹圆西脖颈区域增设具有保温效果细脖颈圈来增强冒口补缩通道的和在铸件下部外敷内含暗冷铁的铬铁矿砂的工艺措施，加强了铸件的“顺序凝固”，既保证了铸件的补缩，同时减少了铸件的整体凝固，更有利于获得致密组织。
1.铸件材料组分的优化：通过对铸件材料组分降低c、si、mn含量和提高cr、ni、mo元素的含量的组分调整，最大程度克服了元素对低温韧性的不利影响，通过添加v、ti、nb微合金元素进行微合金化，不但使元素含量的构成更与利用提高材料的强度性能和低温韧性，同时达到了细化晶粒的目的。
从提高铸件的强度性能和低温冲击韧性出发，对现有的材料组分进行调整和优化，由于钢中各元素对材料的强度性能和低温冲击性能的影响不同，因此各元素组分的构成对性能的影响很大。
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，将c含量控制在0.20%以下。
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，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，因此si含量控制在：0.20～0.35%。
mn能提高钢的强度，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，mn含量在0.30～0.50%时，具有良好的脱氧和脱硫作用。从而改善钢的品质，特别是降低钢的脆性，提高钢的强度和韧性。
所有合金元素中，mn是不能减低奥氏体晶粒长大倾向的元素，相反引起粗晶。由于含mn渗碳体的稳定性不强，在加热过程中很容易完全溶于奥氏体中。加之，mn钢的临界点亦较低，所以就易粗晶了。因此将mn含量控制在:0.30～0.50%。
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。cr不同于mn、ni，它是缩小γ区的合金元素。它同α‐fe都具有体心立方晶格。
由于cr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和塑性，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0.90～1.20%。
ni的晶格常数与γ‐铁相近，所以可成连续固溶体。ni能提高钢的强度和韧性，提高淬透性,具有耐腐蚀和抗氧化能力。有ni钢一般不易过热，所以它可阻止高温时晶粒的增长，保持细晶粒组织。含c量在0.15～0.25%的合金钢中时，ni含量一般控制在1～4.5%之间，当ni含量控制在较高时，可以降低含碳量，提高钢的低温韧性。
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3%时，其抗回火稳定性会降低。因此结合c、cr含量及其它合金元素含量，ni含量控制在：2.60～3.00%。
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%。
通过优化后，本铸件材料的组分构成为低碳cr-ni-mo系钢，根据图5、图6各元素对材料强度性能和铁素体韧性的影响可以看出,要使铸件材料在保持高的屈服强度和抗拉强度前提下，铸件具有高的低温冲击韧性，必须使得铸件材料的晶粒得到有效的细化。从提高铸件材料晶粒度出发，添加v、ti、nb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与o、n都有很大的亲和力，亦是强碳化物元素。一般vc的弥散度很高，且极稳定。所以它既利脱氧、脱气得到致密细晶组织，提高塑性、韧性及高强度，其冲击性能和疲劳强度都较无v钢高，在高温及低温（＜0℃）均有高强度、韧性。
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：0.04～0.08%
nb能生成高度分散的强固的碳化物nbc（熔点3500℃），所以可细化晶粒，直加热至于1100～1200℃，仍可阻止晶粒长大。nb能细化晶粒和降低钢的过热敏感性及回火脆性，提高强度，但塑性和韧性有所下降。加铌可提高低碳钢的抗强度和屈服点（25%）。
在普通低合金钢中加nb，可提高抗大气腐蚀及高温下抗氢、氮、氨腐蚀能力。
nb虽可细化晶粒而提高钢的韧性，但含量过高时，亦将生成铁素体δ相或其它脆性相，而使其韧性降低，热加工性能变坏。因此nb含量控制在：0.02～0.06%。
综上所述，优化后的组分构成从降低c、si、mn元素含量来减小这三个元素对材料冲击韧性的负面影响，同时通过提高cr、ni、mo元素的组分构成，并添加v、ti、nb微合金元素加强晶粒细化，使得组分的构成更有利于提高铸件的强度和低温冲击韧性。
优化后的组分构成和传统的组分构成比较如下（表一）质量百分数：（%）
2.在铸件凹圆西脖颈区域增设具有保温效果细脖颈圈来增强冒口补缩通道的和在铸件下部外敷内含暗冷铁的铬铁矿砂的工艺措施，提高了铸件整体冷却速度。加强了铸件的补缩效果和加速了铸件的凝固速度，更有利于减少柱状晶区和粗大等轴晶区范围，从而达到获得细晶粒的目的。由于细脖颈圈本身不需要金属补偿，同时提高了铸件凹圆细脖颈的收缩退让性，减少了铸件的收缩应力。
改变铸件凝固补缩方式和改进内补缩通道设置，提高铸件的补缩效果和减少铸件的凝固收缩应力。
为了满足铸件的“顺序凝固”要求，加强铸件的补缩条件，铸件下部型腔采用激冷效果为普通型砂4倍的铬铁矿砂，并且在铬铁矿砂内部放置暗冷铁加强散热。一方面可以加强铸件下部的冷却速度，更有利获得致密组织，同时由于散热加强，减小了铸件凝固补缩需要。
在铸件凹圆细脖颈区域设置一个具有保温效果细脖颈圈，阻止细脖颈区域在铸件下部完全凝固前进行凝固，目的保证铸件下部凝固补缩畅通。细脖颈圈外出采用发热保温冒口套压制成型，内部填充发热剂和木屑的混合物。发热剂和木屑混合物在高温时燃烧产生热，可以起到保温的作用。外侧保温套上设置出气孔若干，以便发热剂和木屑混合物在高温燃烧时排气。
铸件中空区域设置一定的倾斜区域，同时在顶部设置为球形，一方面可以对中空泥芯由于落芯带来的误差进行补正，同时一定的倾斜度也有利于铸件的整体补缩。
由于凹圆细脖颈区域采用保温延缓冷却，同时下部区域又采取加强冷却的工艺方案，取消了中空内补缩通道，大大减小了铸件的整体收缩凝固，减小了凝固收缩补缩需要的冒口尺寸，加快了铸件的整体冷却速度，使得铸件的凝固更有利于获得致密组织和细化晶粒。新的铸造工艺方案示意图所示（图7）。
通过对铸件下部加强激冷加速收缩凝固和凹圆细脖颈区域增设具有保温效果细脖颈圈来增强冒口补缩通道的工艺方法，最终使整个铸造工艺方案实现了“顺序凝固”，工艺方案经华铸cae模拟，在铸件本体区域没有缩孔和缩松缺陷显示（见图8）。
3.采用扩散退火进行铸件组织均匀化处理，并进行正火细化预处理和调质热处理的特种热处理工艺方法，不仅使铸件的性能更均匀，同时具有高的强度性能和低温高韧性的特点。
a.铸件毛坯扩散退火处理：按本发明铸造工艺方案进行铸件试制生产的座架铸钢件，铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面。在铸件清砂整理完毕，铸件连同浇冒口一起进炉进行完全退火处理，完全退火温度：大于1000℃，保温时间按最大壁厚3分钟/毫米进行计算。保温结束，出炉空冷到400℃进行浇冒口切割处理，浇冒口切割完毕，进炉利用余热缓冷。完全退火的目的一方面消除铸造应力，另一方面对铸坯组织进行组织均匀化处理。
b.铸件正火预处理 调质热处理：待铸件冷却到常温进行粗加工，铸件凹圆细脖颈区域打磨至金属光泽，其余部位按单边留不少于10mm余量进行机加工。这样既能保证座架铸钢件毛坯中空孔中心和外圆的同心度，又能保证精加工余量，从而在结构上保证了产品的尺寸要求。
粗加工打磨结束，进行正火预处理，铸件正火具体要求如下：
a.正火温度：920±30℃
b.保温时间：按最大壁厚3分钟/毫米进行计算
c.冷却方式：空冷
铸件正火的目的主要是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。
正火结束出炉空冷低于350℃进炉进行最终调质热处理，铸件调质热处理具体要求如下：
a.淬火温度：890±30℃
b.保温时间：按最大壁厚4分钟/毫米进行计算
c.淬火方式：水淬
d.回火温度：690±30℃
e.保温时间：按最大壁厚5分钟/毫米进行计算
f.回火冷却方式：水冷
水淬过程，铸件应该在水池中进行上下移动，水温控制在10-40℃，并保持水池中的水在水淬过程的水循环。
调质热处理结束，从铸件本体上取样进行化学成分分析和力学性能试验，表二、表三分别为该铸件经本体取样的实测化学成分和力学性能。
表二化学成分（%）（质量分数）
表三力学性能
采用将凹圆细脖颈区域直接铸造成型的座架铸钢件，不仅在力学性能上满足了产品的设计要求，由于凹圆细脖颈区域直接铸造成型，铸件毛坯重量轻，加工余量下，克服锻造毛坯无法将凹圆细脖颈区域直接成型带来的毛坯重量重，机械加工余量大的缺点。
铸件机加工完毕及整理成品，对铸件进行无损检测，无损检测结果均满足技术要求规定的超声波探伤和磁粉检测标准规定的验收要求。
本发明与背景技术相比，一是采用将凹圆细脖颈区域直接铸造成型的座架铸钢件，不仅在力学性能上满足了产品的设计要求，由于凹圆细脖颈区域直接铸造成型，铸件毛坯重量轻，加工余量下，克服锻造毛坯无法将凹圆细脖颈区域直接成型带来的毛坯重量重，机械加工余量大的缺点；二是铸件机加工完毕及整理成品，对铸件进行无损检测，无损检测结果均满足技术要求规定的超声波探伤和磁粉检测标准规定的验收要求；三是将凹圆细脖颈区域直接铸造成型的座架铸钢件，不仅具有高强度、低温高韧性的特点，同时在加工工序上大大减少了加工周期，仅材料成本一项至少可以减少60%，因此具有极其可观的经济效益和发展前景。
附图说明
图1是座架产品示意图。
图2是座架锻造毛坯示意图。
图3是内置补贴传统铸造工艺示意图。
图4是4铸件断面的宏观组织示意图，其中1-表面细晶粒区，2-柱状晶区，3.粗大等轴晶区。
图5是合金元素对强度的影响示意图。
图6是合金元素对铁素体韧性的影响示意图。
图7是本发明铸造工艺方案示意图。
图8是本发明铸造工艺方案华铸cae模拟结果示意图。
图9是本发明表一。
图10是本发明表二。
图11是本发明表三。
具体实施方式
实施例1：一种深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件，质量百分数：c0.16～0.22、si0.20～0.35、mn0.30～0.50、cr0.90～1.20、mo0.20～0.30、ni2.60～3.00、v0.04～0.08、ti0.04～0.08、nb0.02～0.06、s≤0.030、p≤0.030，余下为铁。
实施例2：在实施例1的基础上，质量百分数：c0.196、si0.299、mn0.463、cr1.17、mo0.247、ni2.78、v0.053、ti0.06、nb0.04、s≤0.007、p≤0.016，余下为铁。
实施例3：在实施例1的基础上，质量百分数：c0.199、si0.302、mn0.460、cr1.14、mo0.243、ni2.79、v0.050、ti0.06、nb0.04、s≤0.007、p≤0.017，余下为铁。
实施例4：在实施例1的基础上，一种深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件的铸造工艺，1）铸件下部型腔采用激冷效果为普通型砂4倍的铬铁矿砂，并且在铬铁矿砂内部放置暗冷铁加强散热；2）在铸件凹圆细脖颈区域设置一个具有保温效果细脖颈圈，阻止细脖颈区域在铸件下部完全凝固前进行凝固，保证铸件下部凝固补缩畅通；3）细脖颈圈外出采用发热保温冒口套压制成型，内部填充发热剂和木屑的混合物，发热剂和木屑混合物在高温时燃烧产生热，起到保温的作用，并且外侧保温套上设置出气孔若干，以便发热剂和木屑混合物在高温燃烧时排气；4）铸件中空区域设置一定的倾斜区域，同时在顶部设置为球形。
实施例5：在实施例1的基础上，一种深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件的热处理工艺，
a.铸件毛坯扩散退火处理
按新铸造工艺方案进行铸件试制生产的座架铸钢件，铸件浇注成型保温完毕，清理铸件表面。在铸件清砂整理完毕，铸件连同浇冒口一起进炉进行完全退火处理，完全退火温度：大于1000℃，保温时间按最大壁厚3分钟/毫米进行计算，保温结束，出炉空冷到400℃进行浇冒口切割处理，浇冒口切割完毕，进炉利用余热缓冷；
b.铸件正火预处理 调质热处理
待铸件冷却到常温进行粗加工，铸件凹圆细脖颈区域打磨至金属光泽，其余部位按单边留不少于10mm余量进行机加工；
粗加工打磨结束，进行正火预处理，铸件正火具体要求如下：
a.正火温度：920±30℃；
b.保温时间：按最大壁厚3分钟/毫米进行计算；
c.冷却方式：空冷；
正火结束出炉空冷低于350℃进炉进行最终调质热处理，铸件调质热处理具体要求如下：
a.淬火温度：890±30℃；
b.保温时间：按最大壁厚4分钟/毫米进行计算；
c.淬火方式：水淬；
d.回火温度：690±30℃；
e.保温时间：按最大壁厚5分钟/毫米进行计算；
f.回火冷却方式：水冷；
水淬过程，铸件应该在水池中进行上下移动，水温控制在10-40℃，并保持水池中的水在水淬过程的水循环。
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。
1.一种深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件，其特征是质量百分数：c0.16～0.22、si0.20～0.35、mn0.30～0.50、cr0.90～1.20、mo0.20～0.30、ni2.60～3.00、v0.04～0.08、ti0.04～0.08、nb0.02～0.06、s≤0.030、p≤0.030，余下为铁。
2.一种深海船舶用高屈服、低温高韧性座架铸钢件的铸造工艺，其特征是：1）铸件下部型腔采用激冷效果为普通型砂4倍的铬铁矿砂，并且在铬铁矿砂内部放置暗冷铁加强散热；2）在铸件凹圆细脖颈区域设置一个具有保温效果细脖颈圈，阻止细脖颈区域在铸件下部完全凝固前进行凝固，保证铸件下部凝固补缩畅通；3）细脖颈圈外表面采用发热保温冒口套压制成型，内部填充发热剂和木屑的混合物，发热剂和木屑混合物在高温时燃烧产生热，起到保温的作用，并且外侧保温套上设置出气孔若干，以便发热剂和木屑混合物在高温燃烧时排气；4）铸件中空区域设置一定的倾斜区域，同时在顶部设置为球形。
技术总结