一种整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件的制作方法

本发明涉及一种采用整体铸造成型的方法来代替艉轴架轴毂和支臂分别铸造（锻造），再焊接成型的设计结构，不仅使人字艉轴架材料的性能达到了一致，而且整体的工作性能更能满足高动力船舶航行要求工作载荷的整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件，属高动力船舶用艉轴架铸钢件制造领域。

背景技术：

艉轴架又称“人字架”，通“尾轴架”。艉轴架是支承船外推进轴的支架，由轴毂和支臂组成。一般用于中小型舰船上，有单臂和双臂两种。单臂艉轴架只有一个支臂，其刚性较差，但重量轻，损坏时易于修理更换，常用于多螺旋桨的小型舰艇上。双臂艉轴架俗称人字架，刚性比单臂艉轴架好。人字艉轴架的两个支臂夹角在60°～90°之间，接近90°时刚性最好。支柱伸入船体内与刚性骨架连接，伸入处外板应加强，支臂的的截面根据流体力学原理，一般设计成鱼体流线型，以减少船舶航行时水的阻力。人字艉轴架大量应用于船体宽大、吃水浅、后体丰满的滚装船、渡船、客船等设有双桨的船型。

由于人字艉轴架承受轴系和螺旋桨的静载荷以及螺旋桨工作时的动载荷，因此艉轴架在船体中固定的稳定性以及两支臂与轴毂之间的夹角会直接影响螺旋桨工作的平稳性和船舶行驶的动力。大型的人字艉轴架由于受传统制造工艺的制约，整体铸造成型的艉轴架往往会产生凝固收缩变形，两支臂夹角及支臂在船舱中的定位尺寸往往与设计要求有偏差。

为了保证艉轴架与船体装配后满足船舶工作要求，在设计上往往采用艉轴架轴毂与支臂分别铸造成型（部分要求高的艉轴架轴毂和支臂采用锻造成型），然后根据艉轴架设计要求在现场固定装配，最后焊接而成（见图1-1和图1-2所示）。由于受船台工作环境限制，焊接时支臂在轴毂的定位以及焊接过程支臂在轴毂中的定位在船台上很难控制，且焊后处理很难保证严格按焊接工艺规范要求执行，焊缝区域质量很难达到设计要求。

技术实现要素：

设计目的：避免背景技术中的不足之处，设计一种采用整体铸造成型的方法来代替艉轴架轴毂和支臂分别铸造（锻造），再焊接成型的设计结构，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，同时整体铸造成型的人字艉轴架材料的性能达到了一致，整体的工作性能更能满足高动力船舶航行要求工作载荷的整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件。

设计方案：1.在铸造工艺方案上通过增设工艺加强档和改善两支臂间型砂的退让性，来消除铸件两支臂间铸件收缩的阻碍，从而保证了艉轴架支臂的角度。2.通过在轴毂与支臂连接过渡区域和支臂顶端增设工艺补贴，不仅保证了铸件满足“顺序凝固”的要求，同时工艺补贴的设置加强了支臂的凝固收缩。3. 利用本公司自主研制的专利核心技术材料“一种GS24Mn6优化材料”，并根据船舶规范对铸件材料化学组分的控制要求，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。4.根据铸件结构特点以及材料组分构成特点，通过制定专门消应力和性能热处理工艺，通过制定专门的去应力退火工艺，消除了收缩凝固过程产生的收缩应力，为下一道性能热处理奠定基础，通过专门的正火+回火热处理使材料的组分构成满足铸件材料的力学性能要求。

本申请的关键在于解决整体铸造成型如何保证铸钢件的整体致密和支臂的收缩变形以及保证铸件的力学性能满足设计要求。解决这一问题采用的技术方案是：

1.对整体艉轴架结构轴毂与支臂连接过渡区域采用大圆弧过渡，在铸造工艺方案上通过增设工艺加强档和工艺补贴，同时对艉轴架两支臂间的型砂的退让性进行优化和改善，从而达到了既保证了铸件内部的致密，同时消除了艉轴架支臂收缩过程的变形。

2. 在利用本公司自主研制的核心专利技术材料“一种GS24Mn6优化材料”的基础上，对传统组分构成进行调整和再优化，通过降低C、Si、Mn三大不利提高材料韧性的元素含量及残余元素Cr、Ni、Mo在钢中残余含量的有效利用来提高材料的强度和韧性。同时添加微合金元素V、Ti来来细化晶粒，从而达到提高材料强度和韧性综合性能的目的。

3.制定专门的消除铸造过程应力的去应力退火工艺和保证力学性能的正火+回火热处理工艺，根据调整后的组分特点制定专门的热处理工艺参数和冷却方式，使性能热处理后的铸件获得的优良性能。

（一）为了实现上述设计目的，本申请在结构设计上：采用整体铸造成型（见图2）的方法来代替艉轴架轴毂和支臂分别铸造（锻造），再焊接成型的设计结构，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，同时整体铸造成型的人字艉轴架材料的性能达到了一致，整体的工作性能更能满足高动力船舶航行要求的工作载荷。本申请的技术难点分析：

1.铸造工艺方案的设计如何克服铸件凝固过程造成的结构变形：根据整体艉轴架的结构特点，铸件在凝固过程中存在明显的温度场分布不均匀，从铸件凝固过程温度场分布图（见图3）来看，整个铸件凝固过程的发生由支臂顶端往轴毂区域靠拢，轴毂与支臂的过渡连接区域成为最后的凝固区。铸件的凝固过程也是铸件的收缩过程，在没有受到任何外界阻力的前提下，铸件的收缩遵循的是按铸件比例尺寸收缩，即铸件的收缩比例系数为一恒定值。除非在没有受到外界任何因素干扰的前提下，铸件收缩后才能达到设计尺寸要求。从整体艉轴架结构来看，在铸造过程中两支臂间明显受到型砂的阻碍，型砂在铸件浇注成型后两支臂件型砂烧结成V型分布（见图4），因此造成两平行支臂在凝固结束成“V”型状。

2.铸造工艺如何满足整体艉轴架的内部致密：从该艉轴架凝固过程温度分别情况来看，铸件的轴毂区域是高温集中区域，也是铸件热节形成区域。根据铸件“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）的原则，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）往往容易造成铸件缩松缩孔等缺陷。

3.钢水的化学组分构成如何满足铸件高动力性能的要求：由于艉轴架在船体中直接与海水接触，因此对于铸件的性能要求方面，不但要有高的强度性能，同时在低温海域要具有较高的低温冲击韧性。

（二）为了实现上述设计目的，本申请在工艺参数和方案的设计上：

1.首先在结构上进行优化改进，由于艉轴架轴毂与内外支臂连接过渡区域是艉轴架在工作时受载荷相对集中区域，因此对该区域采用大圆弧平滑过渡结构，该区域结构的优化改进一方面加强了该区域承受载荷的能力，同时平滑过渡也更有利与铸件“顺序凝固“过程的补缩。

2.铸造工艺方案的设计，先对整体铸造的艉轴架铸钢件传统的铸造工艺方案利用仿真模拟软件对凝固过程模分析（见图5），从凝固过程分析来看，艉轴架支臂部分已经完全凝固时，而轴毂与支臂连接过渡区域仍然是高温液态，铸件的收缩凝固仍在进行。

由于直支臂部分钢液相对较小，凝固过程散热较少，由于砂型必须保证再铸件凝固前有足够的强度，才能保证铸件的形状，砂型只有在高温受热后型砂中的粘结剂分解后，才会有较好的退让性。在整体艉轴架砂型中，艉轴架直支臂区域除了与钢水直接接触部分砂型浅表面高温受热分解，其余部分型砂几乎没有任何变化，因此该区域的线性收缩几乎为零。

艉轴架斜支臂区域由于靠近轴毂，因此型砂受高温相对增加，越靠近轴毂，型砂的高温分解越彻底，斜支臂的线性收缩也呈现逐渐增强的趋势。

在没有采取其他工艺措施的情况下，由于收缩凝固分布不均匀，艉轴架在凝固结束两支臂往往成“V”型。

根据铸件凝固过程收缩分布不均情况，首先在两直支臂之间，增设一处工艺加强档，将两平行支臂连通。工艺加强档一方面可以保证两直支臂的平行度，另一方面提高了两直支臂间的线性收缩能力。

从消除两支臂收缩凝固过程的阻碍，两支臂间的型砂采用具有低温分解性的有机脂粘结剂，改善型砂的高温溃散性和退让性。而工艺加强档的设置正好成为该区域型砂高温分解的热源，消除了两支臂在凝固收缩时的阻碍。

为实现铸件的整体致密，根据铸件“顺序凝固”的特点。艉轴架轴顶部设置一个冒口，保证轴毂区域的致密，并在轴毂与斜支臂连接过渡区域增加工艺补贴（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）。增加工艺补贴一方面可以增强铸件凝固时轴毂往支臂方向的水平补缩，另一方面增加了两斜支臂间的凝固收缩。从而间接加强了两直支臂间的收缩。为保证支臂收缩过程在支臂顶端设置若干冒口，冒口脚部位设置工艺补贴，工艺补贴设置在两支臂间的工艺加强档上，冒口之间的水平间隔为支臂热节直径的2倍（见图6）。

对铸造工艺方案凝固过程进行仿真模拟（图7为铸造工艺的仿真模拟图）：

根据仿真模拟结果显示：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。

（三）为了实现上述设计目的，本申请在材料的性能的满足方面，艉轴架的力学性能要求一般如下：

R_p0.2≥200MPa，R_m: ≥400Mpa（一般不大于600Mpa）,A₅%≥25%, ψ%≥40%，Akv：≥27J (0℃)

其中：R_p0.2为材料的屈服强度，R_m为材料的抗拉强度，A₅为延伸率，ψ为断面收缩率，AKv为冲击吸收功，试验温度为0℃。

1.根据船舶规范要求，船舶用钢的化学组分（质量百分数）控制要求如下：

C:≤0.23%，Si：≤0.23%，Mn: ≤1.60%,S：≤0.030%，P：≤0.030%，

残余元素：Cr:≤0.30%，Ni:≤0.40%，Mo:≤0.15%，

根据铸件设计强度要求以及船舶规范对铸件材料化学组分构成的要求，结合合金元素在钢中对力学性能的影响，利用本公司自主研制《一种GS24Mn6优化材料》（专利号：ZL2009101021752）的专利技术，通过对残余元素Cr、Ni、Mo的有效控制，并添加V、Ti元素微合金化，从而使铸件的组分构成达到获得良好综合力学性能的要求。

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GS24Mn6优化材料”，该优化材料的组分构成为和材料性能特点如下：

a.化学组分构成（质量百分数）

C≤0.23%，Mn为1.50～1.65%，Si为0.30～0.45%，S≤0.015%，P≤0.020%，Cr为0.20～0.30%。，Ti为0.005～0.01%，Mo为0.10～0.15%，V为0.05～0.08%，其余为Fe。

b.材料力学性能

R_p0.2：455～570MPa，R_m: 620～710MPa,A₅%：19～23.5%,

ψ%：46～57.5，Akv：53～90J (-20℃)

由于本材料的强度性能远低于ZL2009101021752专利核心技术GS24Mn6优化材料，但延伸率要求高于GS24Mn6优化材料，因此本材料在GS24Mn6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两种微量元素细化晶粒来提高材料综合力学性能为主要手段。

从图8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，同时随着C含量降低，材料强度也下降，因此结合GS24Mn6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9），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10），因此Si含量控制在：0.30～0.45%.

Mn能提高钢的强度（见图9），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。结合铸件强度性能的要求，因此将Mn含量控制在:1.00～1.60%。

从提高铸件韧性出发，通过控制部分残余合金元素的含量和加入微合金元素来细化晶粒。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12）和塑性(见图13)，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，对抗蠕变强度改善极为有利。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，结合船舶碳锰钢对残余元素Cr含量控制要求，将Cr含量控制在0.20～0.30%。

Ni能提高钢的强度（见图12）和韧性（见图13），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含量及船舶碳锰钢对残余元素Ni含量的要求， Ni含量控制在：0.2～0.40%。

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含量以及船舶碳锰钢对残余元素Mo含量要求，Mo含量控制在0.10-0.15%。

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%

铸件最终调整和优化的化学组分构成（质量百分数）如下：

C: 0.15～0.20%, Si: 0.20～0.45%, Mn: 1.00～1.60%,S、P：≤0.030%,

Cr: 0.20～0.30%, Ni: 0.20～0.40%, Mo: 0.10～0.15%,

V: 0.04～0.08%, Ti: 0.02～0.06%,其余为Fe.

为了实现上述设计目的，本申请在铸件热处理工艺方案设计上，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退火热处理(见图15)，铸件去应力退火要求为：670±10℃等温2小时后，升温到930±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚5分钟/毫米计算，保温结束炉冷到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，回火温度为670±30℃，保温时间按铸件最大壁厚8分钟/毫米，保温结束出炉空冷。

铸件去应力退火结束后进行粗加工，粗加工结束进行力学性能热处理，力学性能热处理采用正火+回火（见图15），铸件正火要求为：650±10℃等温2小时后升温到910±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚3分钟/毫米计算，保温结束出炉强制风冷，铸件风冷后温度低于300℃进炉回火热处理，回火要求为：升温到650±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚3分钟/毫米计算，保温结束出炉空冷。

铸件正回火结束后进行无损检测，铸件内部无疏松现象，铸件超声波探伤满足设计要求和船规要求。说明铸造工艺补贴的设置满足了铸件“顺序凝固”的要求。

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。

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

本发明与背景技术相比，一是采用整体铸造成型的方法来代替艉轴架轴毂和支臂分别铸造（锻造），再焊接成型的设计结构，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；二是整体铸造成型的人字艉轴架材料的性能达到了一致，整体的工作性能更能满足高动力船舶航行要求工作的载荷；三是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焊接带来的缺陷，延长了产品的使用寿命，提高了工作效率，具有极其可观的经济效益和发展前景。

附图说明

图1-1是背景技术的结构示意图。

图1-2是图1-1的侧视结构示意图。

图2-1是整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件的结构示意图。

图2-2是图2-1的侧视结构示意图。

图3是整体铸造成型艉轴架铸钢件凝固过程温度场分布示意图。

图4是整体铸造成型艉轴架铸钢件支臂区域型砂烧结示意分布示意图。

图5是整体铸造成型艉轴架铸钢件液相分布示意图。

图6是整体铸造成型艉轴架铸造工艺示意图。

图7是铸造工艺仿真模拟分析示意图。

图8是C含量对铸件性能影响的曲线示意图。

图9是Si、Mn含量对铸件强度影响的曲线示意图。

图10是Si、Mn含量对铸件冲击韧性影响的曲线示意图。

图11是Si含量对铸件脆性转变温度影响的曲线示意图。

图12是合金元素对强度影响的曲线示意图。

图13是合金元素对铁素体韧性影响的曲线示意图。

图14是铸件去应力退火工艺曲线示意图。

图15是铸件正回火热处理工艺。

具体实施方式

实施例1：参照附图2-15。一种整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件，其特征是质量百分数：C: 0.15～0.20%, Si: 0.20～0.45%, Mn: 1.00～1.60%,S、P：≤0.030%, Cr: 0.20～0.30%, Ni: 0.20～0.40%, Mo: 0.10～0.15%,V: 0.04～0.08%, Ti: 0.02～0.06%,其余为Fe。依据ZL2009101021752的专利技术，对残余元素Cr、Ni、Mo的有效控制如下：Cr: 0.20～0.30%, Ni: 0.20～0.40%, Mo: 0.10～0.15%。

控制钢水中的C、Si、Mn三大主体元素在低含量范围，并有效控制残余元素Cr、Ni、Mo的含量范围，在此基础上添加V和Ti两种微量元素来细化晶粒，达到提高综合力学性能的目的。其对应的材料力学性能要求如下：

R_p0.2：≥200MPa，R_m: ≥400MPa,A₅%：≥25%, ψ%：≥40%，

0℃试验温度下三个Akv值平均不小于27J。

例1：C: 0.18%, Si: 0.35%, Mn: 1.36%,S：0.012、P： 0.023%, Cr: 0.23%, Ni: 0.35%, Mo: 0.12%,V: 0.070%, Ti: 0.04%。

例2：C: 0.17%, Si: 0.34%, Mn: 1.42%,S： 0.012、P： 0.022%, Cr: 0.26%, Ni: 0.33%, Mo: 0.10%,V: 0.060%, Ti: 0.04%。

实施例2：在实施例1的基础上，一种整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件，在结构上，由于艉轴架轴毂与内外支臂连接过渡区域是艉轴架在工作时受载荷相对集中区域，因此对该区域采用大圆弧平滑过渡结构，其大圆弧的弧度为R100-R200；在铸造工艺上，在两直支臂之间，增设一处工艺加强拉档，拉档截面为矩形，将两平行支臂连通；工艺加强拉档一方面可以保证两直支臂的平行度，另一方面提高了两直支臂间的线性收缩能力；艉轴架轴顶部设置一个冒口，保证轴毂区域的致密，并在轴毂与斜支臂连接过渡区域增加工艺补贴且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。为保证支臂收缩过程在支臂顶端设置若干冒口，冒口脚部位设置工艺补贴，工艺补贴设置在两支臂间的工艺加强档上，冒口之间的水平间隔为支臂热节直径的2倍。

实施例3：在实施例1的基础上，一种整体铸造成型大型高动力船舶用艉轴架铸钢件热处理工艺，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退火热处理，铸件去应力退火要求为：670±10℃等温2小时后，升温到930±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚5分钟/毫米计算，保温结束炉冷到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，回火温度为670±30℃，保温时间按铸件最大壁厚8分钟/毫米，保温结束出炉空冷；铸件去应力退火结束后进行粗加工，粗加工结束进行力学性能热处理，力学性能热处理采用正火+回火，铸件正火要求为：650±10℃等温2小时后升温到910±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚3分钟/毫米计算，保温结束出炉强制风冷，铸件风冷后温度低于300℃进炉回火热处理，回火要求为：升温到650±30℃进行保温，保温时间按铸件最大壁厚3分钟/毫米计算，保温结束出炉空冷。

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。