本發(fā)明涉及一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材及其制備方法和應(yīng)用，屬于電弧增材制造用材料。

背景技術(shù)：

1、馬氏體時效鋼是一種超低碳高合金超高強(qiáng)鋼，因其具有高強(qiáng)度兼具優(yōu)良承載性、焊接工藝性等優(yōu)勢廣泛應(yīng)用于航空、航天、船舶、兵器、軌道、車輛和模具等領(lǐng)域。隨著工程機(jī)械裝備大型化、功能-結(jié)構(gòu)一體化的發(fā)展，馬氏體時效鋼零部件結(jié)構(gòu)逐漸復(fù)雜和多樣化。然而，傳統(tǒng)的鑄造、鍛造和焊接等加工工藝難以滿足大型復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件的制造需求。近年來，電弧增材制造技術(shù)的發(fā)展為制造大型復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件提供了新工藝新方法。馬氏體時效鋼電弧增材制造技術(shù)是以電弧為熱源，馬氏體時效鋼絲材為填充金屬，按照預(yù)設(shè)的增材路徑逐層逐道堆積，實現(xiàn)大型復(fù)雜零部件的近凈成形。與傳統(tǒng)加工工藝相比，馬氏體時效鋼電弧增材制造技術(shù)材料利用率高，單件試制周期短，成品率高；與激光、電子束粉末基增材制造技術(shù)相比，電弧增材制造技術(shù)材料利用率高、成形效率高、致密度高、可增材零部件尺寸大、成本低，能夠?qū)崿F(xiàn)大型中等復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件的整體快速成形。因此，馬氏體時效鋼電弧增材制造技術(shù)已應(yīng)用于航空航天、海工機(jī)械、兵器裝備和模具制造等領(lǐng)域。然而，馬氏體時效鋼電弧增材制造技術(shù)目前仍存在以下問題：首先，適用于電弧增材制造的馬氏體時效鋼絲材缺乏，目前主要采用商用超高強(qiáng)鋼焊絲來替代，但強(qiáng)度較低；其次，馬氏體時效鋼電弧增材制造微觀組織存在元素偏析，導(dǎo)致力學(xué)性能不穩(wěn)定；最后，馬氏體時效鋼需要固溶+時效組合熱處理，達(dá)到強(qiáng)化效果，但對于大型馬氏體時效鋼零部件，固溶淬火階段極易出現(xiàn)開裂風(fēng)險。上述問題嚴(yán)重制約了馬氏體時效鋼電弧增材制造技術(shù)的應(yīng)用和推廣。

2、因此，研制適用于電弧增材制造的馬氏體時效鋼絲材具有重要的工程應(yīng)用價值。

技術(shù)實現(xiàn)思路

1、本發(fā)明提供一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材，采用該絲材制備的馬氏體時效鋼零部件的抗拉強(qiáng)度達(dá)1500mpa以上，延伸率保持在10％以上。

2、同時，本發(fā)明提供一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材的制備方法，本發(fā)明設(shè)計的馬氏體時效鋼絲材成分體系及其工藝充分考慮到電弧增材制造過程的多熱循環(huán)特征，并合理利用了后沉積層對已沉積基體的熱處理作用，在基體中易誘導(dǎo)奧氏體逆轉(zhuǎn)變和ni3(ti,mo)、ni(ti,al)等金屬間化合物沉淀，改善增材構(gòu)件微觀組織，協(xié)同提升增材構(gòu)件強(qiáng)度和塑性。

3、同時，本發(fā)明提供一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材的應(yīng)用。

4、為解決上述技術(shù)問題，本發(fā)明采用的技術(shù)方案為：

5、一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材，該馬氏體時效鋼絲材包括以下質(zhì)量百分比組成，c：≤0.02％，si：≤0.5％，mn：≤1.0％，ni：16.0～20.0％，co：10.0～12.0％，mo：3.0～6.0％，ti：0.5～1.8％，al：0.05～0.20％，p：≤0.003％，s：≤0.003％，h：≤5ppm，n：≤0.002％，o：≤0.003％，fe為余量。

6、c：c元素為間隙固溶強(qiáng)化元素，能夠顯著提高合金鋼的強(qiáng)度。但是本發(fā)明中絲材合金體系為馬氏體時效鋼，對于馬氏體時效鋼，c元素會引起電弧增材制造過程中大尺寸tic的析出，顯著降低塑韌性，而且c元素會使得電弧增材制造工藝性變差。因此，本發(fā)明中，c元素含量控制為0.02％以下。

7、si：si元素在電弧增材制造過程中具有良好的脫氧能力，但是采用si元素脫氧形成的氧化物熔點高、尺寸小，在電弧增材制造過程由于凝固速率較快si氧化物難以上浮，易造成夾渣，降低強(qiáng)度和延伸率。因此，本發(fā)明中si元素含量控制為0.5％以下。

8、mn：mn元素在電弧增材制造過程中同樣具有良好的脫氧能力；mn元素在傳統(tǒng)的馬氏體時效鋼中被認(rèn)為是雜質(zhì)元素而受到嚴(yán)格控制；不過由fe-mn系相圖可知，由于其合金可以在較寬的冷卻速度范圍內(nèi)形成板條馬氏體，所以mn的存在也為合金強(qiáng)化做出貢獻(xiàn)；此外，作為奧氏體形成元素的mn可以部分取代ni、co，盡管這樣做會使合金韌性有所下降。因此，本發(fā)明中mn元素含量控制為1％以下。

9、mo：mo元素有良好的置換固溶強(qiáng)化作用，在電弧增材過程中能夠抑制熱循環(huán)引起的回火脆性和過熱傾向。對于本發(fā)明中馬氏體時效鋼絲材合金體系，mo能夠固溶到基體中改變基體的晶格常數(shù)，降低析出相與基體之間的錯配度，促進(jìn)析出相均勻彌散析出，同時能夠抑制ni3(ti,mo)和ni(ti,al)析出相粗化。在馬氏體時效鋼中對強(qiáng)韌性都有貢獻(xiàn)的合金元素是mo，這主要是由于時效初期析出的富mo相在對鋼貢獻(xiàn)強(qiáng)度的同時也在保證著鋼的韌性；同時，mo還阻止強(qiáng)化相沿原奧氏體晶界呈網(wǎng)格狀析出，這也提高鋼的斷裂韌性；值得注意的是，過高的mo含量會產(chǎn)生富mo金屬間化合物，它們即使在高溫固溶處理時都不易溶解，這就會使組織遺留殘余奧氏體，引起韌性下降。因此，本發(fā)明mo元素含量控制在3.0～6.0％。

10、ni：ni元素能抑制馬氏體時效鋼中螺型位錯的分解以保證交滑移的發(fā)生，從而提高鋼的塑韌性；ni還是奧氏體形成元素，它的存在擴(kuò)大了奧氏體相區(qū)，使鋼在加熱時更易獲得單相奧氏體，以備在冷卻時獲得具有良好塑性的板條馬氏體；但同時鎳又會降低ms溫度，提高過冷奧氏體的穩(wěn)定性，這對形成全馬氏體組織又是不利的；鎳還要與強(qiáng)化元素形成析出相時會導(dǎo)致基體中鎳含量的下降，所以為保證合金的韌性，鎳含量不應(yīng)太低。ni元素能夠形成ni3(ti,mo)和ni(ti,al)等析出相，產(chǎn)生顯著的沉淀強(qiáng)化作用。因此，本發(fā)明中ni元素含量控制在16.0～20.0％。

11、co：co元素固溶于馬氏體時效鋼的fe-ni基體中，通過相應(yīng)的協(xié)作效應(yīng)促進(jìn)mo的金屬間化合物(如ni3mo、fe2mo等)析出；此外，co還可以提高ms溫度，保證了合金固溶淬火后獲得全馬氏體組織。因此，本發(fā)明中co元素含量控制在10.0～12.0％。

12、ti：ti元素具有固溶強(qiáng)化作用，而且能夠以ni3ti或niti的形式析出，產(chǎn)生顯著沉淀強(qiáng)化作用，是馬氏體時效鋼主要的強(qiáng)化元素。ti元素的溶質(zhì)分配系數(shù)小于1，在馬氏體時效鋼電弧增材制造凝固過程中容易向后凝固的枝晶間偏析。ti元素是鐵素體形成元素，能夠降低奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性(外力作用下奧氏體向馬氏體轉(zhuǎn)變的難易程度)。因此，本發(fā)明通過增加ti元素含量，一方面能促進(jìn)電弧增材制造馬氏體時效鋼多熱循環(huán)過程中在已沉積金屬中析出ni-ti金屬間化合物，產(chǎn)生強(qiáng)化作用；另一方面增加電弧增材制造過程中鈦元素在枝晶間的偏析含量，降低電弧增材制造多熱循環(huán)過程中枝晶間區(qū)域形成的逆變奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性，在外力載荷下容易發(fā)生變形誘導(dǎo)馬氏體相變，產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)，在提高強(qiáng)度的同時，能夠保證高的延伸率。但是，ti含量過高會降低馬氏體時效鋼的斷裂韌性。因此，本發(fā)明中ti元素含量控制在0.5～1.8％。

13、al：al元素能夠以nial或ni3al的形式析出，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用。同時，al元素能夠脫氧減少夾雜物。但是，當(dāng)al含量過高時會形成大量的氧化物夾雜，降低強(qiáng)度和韌性，而且當(dāng)al含量過高會降低馬氏體時效鋼電弧增材制造工藝性，增加裂紋敏感性。因此，本發(fā)明中al元素含量控制在0.05～0.20％。

14、h、o、n、p和s等雜質(zhì)元素：h元素會增加氫脆敏感性；o元素會形成氧化物夾雜嚴(yán)重影響強(qiáng)度和韌性；n元素會與鋼中的ti反應(yīng)，生成tin，降低韌性；p、s會降低韌性。因此，馬氏體時效鋼合金成分設(shè)計和熔煉過程中需要嚴(yán)格控制上述雜質(zhì)元素含量，本發(fā)明中h元素含量控制在0.0005％以下，o元素含量控制在0.003％以下，n元素含量控制在在0.002％以下，p、s元素含量均控制在0.003％以下。

15、一種適用于電弧增材制造的馬氏體時效鋼絲材的制備方法，該馬氏體時效鋼絲材包括以下制備步驟：

16、(1)真空熔煉：采用真空熔煉爐對馬氏體時效鋼合金進(jìn)行初次熔煉，鑄造得到初熔鑄錠；

17、(2)電極制備：對初熔鑄錠進(jìn)行鍛造，制備電極試樣；

18、(3)電渣重熔：采用電渣重熔的方法對所述電極試樣進(jìn)行二次熔煉，鑄造得到最終鑄錠；

19、(4)高溫鍛造：對所述二次熔煉鑄錠進(jìn)行高溫鍛造，制備棒材；

20、(5)高溫軋制：對所述棒材進(jìn)行高溫軋制，制備盤條；

21、(6)退火處理：對盤條進(jìn)行退火處理；

22、(7)拉拔制絲：對退火處理后的盤條進(jìn)行拉拔制絲；

23、(8)清潔繞盤：對拉拔后絲材清洗、烘干、繞盤。

24、由于馬氏體鋼絲材拉拔成形性和電弧增材制造工藝性以及增材零部件力學(xué)性能對h、o、n、p、s等雜質(zhì)十分敏感，因此需要嚴(yán)格控制絲材原料中的雜質(zhì)元素含量。本發(fā)明采用真空冶煉和電渣重熔雙重熔煉方法對馬氏體時效鋼絲材合金鑄錠進(jìn)行純凈化熔煉。

25、作為優(yōu)選，步驟(1)中真空冶煉的真空度0～20pa，初熔鑄錠加熱溫度1000～1200℃，保溫時間6～8h。

26、作為優(yōu)選，步驟(2)中電極制備，將初熔鑄錠在1000～1200℃保溫2～4h，進(jìn)行鍛造，終鍛溫度不低于850℃。由于超高強(qiáng)鋼塑性變形能力差，為了避免變形時產(chǎn)生表面裂紋，造成氧化皮夾雜，因此電極鍛造前采用較高的始鍛和終鍛溫度。

27、作為優(yōu)選，步驟(3)中電渣重熔，電渣速度1.5～2.0kg/min，電壓25～40v，電流1.8～3.0ka。

28、由于超高強(qiáng)鋼塑性變形能力差，為了避免變形時產(chǎn)生表面裂紋，造成氧化皮夾雜，作為優(yōu)選，步驟(4)中高溫鍛造，二次熔煉鑄錠加熱溫度為1100～1200℃，保溫時間2～4h，然后進(jìn)行鍛造，終鍛溫度不低于950℃，隨后空冷。

29、為了避免軋制溫度過低導(dǎo)致盤條產(chǎn)生表面和內(nèi)部裂紋、降低和絲材拉拔成品率以及絲材質(zhì)量，軋制時采用較高的軋制溫度和較長的保溫時間，作為優(yōu)選，步驟(5)中鍛造棒材在1100～1200℃保溫1～3h，經(jīng)過多道次熱連軋，軋制成盤條。

30、為了降低盤條的硬度、提高塑性變形能力，作為優(yōu)選，步驟(6)中將盤條在1100～1200℃保溫1～2h，然后空冷。

31、為了降低盤條的硬度、提高塑性變形能力，作為優(yōu)選，步驟(7)中拉拔過程中在線退火，退火溫度為1000～1150℃，退火時間在1h左右。

32、由于在去除盤條表面氧化皮時采用酸洗會導(dǎo)致超高強(qiáng)鋼產(chǎn)生氫脆、影響絲材拉拔成形能力和成品率，作為優(yōu)選，步驟(7)中拉拔之前對盤條進(jìn)行機(jī)械去除氧化皮，水洗晾干后進(jìn)行皮膜處理，80～100℃烘干后進(jìn)行拉拔。

33、為避免氫脆斷裂，作為優(yōu)選，步驟(8)中依次進(jìn)行堿洗和水洗。

34、一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材在馬氏體時效鋼零部件中的應(yīng)用。

35、馬氏體時效鋼零部件包括大型復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件，大型復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件包括地面級火箭發(fā)動機(jī)殼體、坦克裝甲車輛主體結(jié)構(gòu)、飛機(jī)機(jī)翼鉸鏈。

36、本發(fā)明中的大型復(fù)雜馬氏體時效鋼零部件，一般到米級算大型，1m及以上。

37、一種馬氏體時效鋼零部件，由本發(fā)明的制備方法獲得的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材制備獲得，制備方法為：電流150～250a，電壓為15～35v，送絲速度0.3～10m/min，增材速度10～20cm/min，層間溫度160℃-190℃。

38、馬氏體時效鋼零部件的抗拉強(qiáng)度達(dá)1500mpa以上，延伸率保持在10％以上。

39、本發(fā)明一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材，作為優(yōu)選，按照如下工藝參數(shù)增材制造馬氏體時效鋼零部件：電流150～250a，電壓為15～35v，送絲速度0.3～10m/min，增材速度10～20cm/min，層間溫度160℃-190℃。

40、與現(xiàn)有技術(shù)相比，本發(fā)明的優(yōu)點在于：

41、(1)本發(fā)明制備的馬氏體時效鋼絲材成分設(shè)計科學(xué)合理，降低了mo元素含量，增加了ti元素含量。ti元素含量增加一方面能促進(jìn)電弧增材制造馬氏體時效鋼多熱循環(huán)過程中析出ni3(ti,mo)和ni(ti,al)金屬間化合物，產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化作用；另一方面能增加電弧增材制造過程中ti元素在后凝固的樹枝晶間的偏析含量，降低增材制造多熱循環(huán)過程中樹枝晶間區(qū)域形成的逆轉(zhuǎn)變奧氏體的機(jī)械穩(wěn)定性，在外力載荷作用下容易發(fā)生變形誘導(dǎo)馬氏體相變，產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)，在提高強(qiáng)度的同時，能夠保證高延伸率。

42、(2)本發(fā)明制備的馬氏體時效鋼絲材電弧增材制造堆積體增材態(tài)抗拉強(qiáng)度可達(dá)1500mpa以上，同時延伸率可保持在10％以上。

43、(3)現(xiàn)有技術(shù)中，焊絲制備通常為真空熔煉、電渣重熔、鍛造、熱軋以及拉絲；這是圓柱狀金屬材料的通常制備方法，例如焊絲、鋼筋、釘子等。但是每個環(huán)節(jié)的后處理非常重要，特別是對于強(qiáng)度比較高的金屬材料，高強(qiáng)材料容易開裂，需要每個環(huán)節(jié)加熱至奧氏體相場溫度進(jìn)行均勻化軟化處理，因此不管是熔煉、鍛造、軋制以后，均需要軟化處理，特別是關(guān)鍵拉拔制絲環(huán)節(jié)，需要過程去應(yīng)力處理，因為高強(qiáng)鋼材料拉拔形變會產(chǎn)生內(nèi)部應(yīng)力，導(dǎo)致絲材失效。

44、(4)現(xiàn)有的高強(qiáng)鋼一般是鍛件，對于大型復(fù)雜結(jié)構(gòu)件難以制造，而本發(fā)明是用于增材制造，可實現(xiàn)大型復(fù)雜金屬構(gòu)件的整體增材制造，而不用后熱處理即可實現(xiàn)1500mpa的強(qiáng)度。

45、(5)本發(fā)明專利提出的是絲材的成分設(shè)計及制造，而現(xiàn)有的金屬粉末，相比絲材，粉末制備工藝相對簡單，絲材在制備過程中特別是軋制與拉拔工序需要考慮高強(qiáng)材料的開裂與成絲率問題。本發(fā)明的獲得的絲材，不開裂，成絲率＞99％。

46、(6)本發(fā)明設(shè)計的絲材成分強(qiáng)度很高，因此在絲材制備工序中，每個環(huán)節(jié)均加了奧氏體相場溫度均勻化退火處理步驟，特別是在拉拔成絲過程進(jìn)行去應(yīng)力退火處理，保證成絲率以及絲材的成盤性能。

47、(7)本發(fā)明設(shè)計的絲材成分，已經(jīng)考慮了電弧增材制造過程逐層逐道堆積特征，后熔敷金屬對已沉積金屬具有熱處理作用，導(dǎo)致ni、mo、ti三種元素偏析的樹枝晶間區(qū)域產(chǎn)生奧氏體逆轉(zhuǎn)變以及樹枝晶干區(qū)域ni3(ti,mo)、ni(ti,al)等金屬間化合物沉淀，因此后續(xù)的增材工藝與絲材成分設(shè)計是相呼應(yīng)的。傳統(tǒng)這類材料想要達(dá)到這個強(qiáng)度級別，需要高溫固溶+中溫時效處理，而采用本文絲材以及對應(yīng)電弧增材工藝，不用熱處理即可達(dá)到1500mpa強(qiáng)度以及10％延伸率。

48、本發(fā)明公開了一種適用于電弧增材制造的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材，屬于電弧增材制造用材料、冶金和增材制造技術(shù)領(lǐng)域，本發(fā)明設(shè)計的馬氏體時效鋼絲材成分體系充分考慮到電弧增材制造過程的多熱循環(huán)特征，并合理利用了后沉積層對已沉積基體的熱處理作用，在基體中易誘導(dǎo)奧氏體逆轉(zhuǎn)變和ni3(ti,mo)、ni(ti,al)等金屬間化合物沉淀，改善增材構(gòu)件微觀組織，協(xié)同提升增材構(gòu)件強(qiáng)度和塑性。采用本發(fā)明的高強(qiáng)韌馬氏體時效鋼絲材，使用電弧增材制造工藝制備的塊體構(gòu)件，其堆積態(tài)抗拉強(qiáng)度≥1500mpa，同時延伸率10％以上。