CN112322987A - 一种电弧增材制造用超高强钢丝材及制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种电弧增材制造用超高强钢丝材，其特征在于该超高强钢丝材包括以下质量百分比组成C：≤0.03％，Si：≤0.5％，Mo：3.0～6.0％，Ni：16.0～20.0％，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为余量。本发明制备的超高强钢丝材成分设计科学合理，采用超高强钢丝材电弧增材制造堆积体热处理后抗拉强度可达1330MPa以上，屈服强度1250MPa以上，同时延伸率可保持在8％以上。

Description

一种电弧增材制造用超高强钢丝材及制备方法

技术领域

本发明涉及电弧增材制造用材料领域，尤其涉及一种电弧增材制造用超高强钢丝材及制备方法。

背景技术

超高强钢以其优良的强韧性广泛应用于航空航天、轨道交通、船舶、兵器和模具等领域。随着机械装备大型化、功构一体化的发展，超高强钢构件结构逐渐复杂化和多样化。但是，传统的铸造、锻造和焊接等加工工艺往往难以满足大型超高强钢构件结构复杂化和多样化制造的需求。近年来，电弧增材制造技术的发展为大型复杂超高强钢构件的制造提供了新方法。超高强钢电弧增材制造技术以电弧为热源，超高强钢丝材为填充金属，按照设定的路线逐层堆积，实现复杂构件的近净成形。与传统加工工艺相比，超高强钢电弧增材制造技术无需模具，材料利用率高，制造周期短，成品率高；与激光、电子束粉末基增材制造技术相比，超高强钢电弧增材制造技术材料利用率高，制造速率快，致密度高，构件尺寸大，能够实现大型较复杂超高强钢构件的整体快速成形。因此，超高强钢电弧增材制造技术已应用于海工机械、兵器装备、铁路交通和模具制造等领域。然而，超高强钢电弧增材制造技术目前仍存在以下问题：首先，电弧增材制造专用超高强钢丝材缺乏，目前主要采用商用超高强钢焊丝来替代，合金成分含有大量的钴等元素，导致丝材价格昂贵；其次，超高强钢电弧增材制造微观组织粗大，而且枝晶间存在镍等合金元素偏析现象，在热处理过程中偏析区域会形成逆变奥氏体，在外载下容易产生裂纹，导致增材制造构件性能低于锻件，目前主要通过非熔化极电弧增材制造方法降低组织粗化和偏析程度，导致增材制造速率低。上述问题严重制约了超高强钢电弧增材制造技术的应用和推广。

因此，研制电弧增材制造用超高强钢丝材具有重要的工程应用价值。

发明内容

本发明所要解决的第一个技术问题是针对上述技术现状而提供一种综合性能优良且高效率的电弧增材制造用超高强钢丝材。

本发明解决第一个技术问题所采用的技术方案为：一种电弧增材制造用超高强钢丝材，其特征在于该超高强钢丝材包括以下质量百分比组成C：≤0.03％，Si：≤0.5％，Mo：3.0～6.0％，Ni：16.0～20.0％，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为余量。

C：C元素为间隙固溶强化元素，能够显著提高超高强钢的强度。但是本发明中超高强钢丝材合金体系为马氏体时效钢，对于马氏体时效钢，C元素添加会引起电弧增材制造过程中大尺寸碳化钛的析出，显著降低塑韧性，而且C元素会使得电弧增材制造成形性变差。因此，本发明中，C元素含量控制为0.03％以下。

Si：Si元素在电弧增材制造过程中具有良好的脱氧能力，但是采用Si元素脱氧形成的氧化物熔点高、尺寸小，在电弧增材制造过程中难以上浮，易造成夹渣，降低强度和延伸率。因此，本发明中硅元素含量控制为0.5％以下。

Mo：Mo元素有良好的置换固溶强化作用，在电弧增材过程中能够抑制热循环引起的回火脆性和过热倾向。对于本发明中超高强马氏体时效钢丝材合金体系，Mo能够固溶到基体中改变基体的晶格常数，降低析出相与基体之间的错配度，促进析出相均匀弥散析出，同时能够抑制(Ni，Al)析出相生长。但是当Mo含量过高时，会降低电弧增材制造超高强钢的塑韧性。因此，本发明Mo元素含量控制在3.0～6.0％。

Ni：Ni元素能够增加高强钢的塑韧性，而且对于马氏体时效钢，镍元素能够形成Ni₃X或者NiX(X为Ti和Al等元素)等析出相，产生显著的沉淀强化作用。因此，本发明中Ni元素含量控制在16～20％。

Ti：Ti元素具有固溶强化作用，而且能够以NiTi或Ni₃Ti的形式析出，产生沉淀强化作用。钛元素的溶质分配系数小于1，在超高强钢电弧增材制造凝固过程中容易向枝晶间偏析。钛元素是铁素体形成元素，能够降低奥氏体的机械稳定性(外载下奥氏体向马氏体转变的难易程度)。因此，本发明通过增加钛元素含量，一方面能促进电弧增材制造超高强钢热处理过程中Ni-Ti纳米相的析出，产生强化作用；另一方面增加电弧增材制造过程中钛元素在枝晶间的偏析含量，降低热处理过程中枝晶间区域形成的逆变奥氏体的机械稳定性，在拉伸载荷下容易发生形变诱导马氏体相变，产生相变诱导塑性效应，在提高强度的同时，能够保证高延伸率。但是，Ti含量过高会降低马氏体时效钢的断裂韧性。因此，本发明中Ti元素含量控制在0.5～1.8％。

Al：Al元素能够以NiAl或Ni₃Al的形式析出，产生沉淀强化作用。同时，铝元素能够脱氧减少夹杂物。但是，当Al含量过高时会形成大量的氧化物夹杂，降低强度和韧性，而且当AL元素含量过高会降低超高强钢电弧增材制造成形性，增加裂纹敏感性。因此，本发明中Al元素含量控制在0.05～0.20％。

P、S、H、N和O等杂质元素：H元素会增加氢脆敏感性；O元素会形成氧化物夹杂危害强度和韧性；N元素会与钢中的Ti反应，生成TiN，降低韧性；P、S会降低韧性。因此，超高强钢合金成分设计和熔炼过程中需要严格控制上述杂质元素含量，本发明中P、S元素含量均控制在0.003％以下，N元素含量控制在在0.002％以下，H元素含量控制在0.0005％以下，O元素含量控制在0.003％以下。

本发明所要解决的第二个技术问题是针对上述现有技术现状而提供一种电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法。

本发明解决第二个技术问题所采用的技术方案为：一种电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：该超高强钢丝材包括以下制备步骤：

1)熔炼与铸造：采用真空冶炼炉对超高强钢合金进行初次熔炼，铸造得到初熔的铸锭；随后将初熔的铸锭锻造制备成电极试样，采用电渣重熔的方法对电极试样进行二次熔炼，铸造得到最终的铸锭；

2)锻造：对铸锭进行锻造，得到棒材；

3)轧制：对棒材进行轧制，得到盘条；

4)退火：对盘条进行退火处理；

5)拉拔：对退火处理后的盘条进行拉拔；

6)清洗后烘干、绕盘。

由于超高强钢丝材拉拔成形性和电弧增材制造构件力学性能对S、P、H等杂质十分敏感性，因此需要严格控制丝材原料中的杂质元素含量。本发明采用真空冶炼和电渣重熔双重熔炼方法对超高强钢丝材合金铸锭进行纯净化冶炼。

作为优选，所述步骤1)中真空冶炼的真空度为10～20Pa；初熔铸锭的加热温度为1150～1250℃，保温时间为5～10h，然后锻造成电极试样，终锻温度不低于950℃；电渣重熔的具体参数为：电渣速度1.6～2.0kg/min，电压30～40V，电流1.8～3.0kA。由于超高强钢塑性变形能力差，为了避免变形时产生表面裂纹，造成氧化皮夹杂，因此电极锻造前采用较高的始锻和终锻温度。

由于超高强钢塑性变形能力差，为了避免变形时产生表面裂纹，造成氧化皮夹杂，作为优选，所述步骤2)中最终的铸锭加热，加热温度为1150～1250℃，保温时间2～4h，然后进行锻造，终锻温度不低于950℃，随后空冷。

为了避免轧制温度过低导致盘条产生表面和内部裂纹、降低和丝材拉拔成品率以及丝材质量，轧制时采用较高的轧制温度和较长的保温时间，作为优选，所述步骤3)中棒材在1100～1200℃保温1～3h，经过多道次热连轧，轧制成盘条。

为了降低盘条的硬度、提高塑性变形能力，作为优选，所述步骤4)中将盘条在1100～1200℃保温1～2h，然后空冷。

为了降低盘条的硬度、提高塑性变形能力，作为优选，所述步骤5)中拉拔过程中在线退火，退后温度为1100～1150℃。

由于在去除盘条表面氧化皮时采用酸洗会导致超高强钢产生氢脆、影响丝材拉拔成形能力和成品率，作为优选，所述步骤5)中拉拔之前对盘条进行机械去除氧化皮，水洗晾干后进行皮膜处理，80～100℃烘干后进行拉拔。

为避免氢脆断裂，作为优选，所述步骤6)中依次进行碱洗和水洗。

与现有技术相比，本发明的优点在于：(1)本发明制备的超高强钢丝材成分设计科学合理，摒弃了钴等强化元素，增加了钛元素含量。钛元素含量增加一方面能促进电弧增材制造超高强钢热处理过程中Ni-Ti纳米相的析出，产生强化作用；另一方面能增加电弧增材制造过程中钛元素在枝晶间的偏析含量，降低热处理过程中枝晶间区域形成的逆变奥氏体的机械稳定性，在拉伸载荷下容易发生形变诱导马氏体相变，产生相变诱导塑性效应，在提高强度的同时，能够保证高延伸率。

(2)本发明制备的超高强钢丝材适用于熔化极电弧增材制造方法，电弧增材制造成形效率快(电弧增材制造送丝速度可达8m/min)；不含有钴等价格昂贵的合金元素，丝材原料成本低；而且丝材拉拔成形性优于含钴马氏体时效钢，丝材拉拔成本低，具有成本低、电弧增材制造效率高的特征。

(3)本发明制备的超高强钢丝材电弧增材制造堆积体热处理后抗拉强度可达1330MPa以上，屈服强度1250MPa以上，同时延伸率可保持在8％以上。

具体实施方式

以下结合实施例对本发明作进一步详细描述。

本发明三个实施例的超高强钢丝材合金成分如表1所示，实施例1至实施例3采用本发明的方法制备。

实施例1

1)熔炼与铸造：采用真空冶炼炉对超高强钢丝材合金铸锭进行初次熔炼，真空度12Pa，铸造得到初熔的铸锭；将初熔的铸锭在1150℃保温5h，锻造成Φ75mm的电极试样，终锻温度不低于950℃，采用电渣重熔的方法对合金进行二次熔炼，电渣速度1.6kg/min，电压30V，电流1.8kA，铸造得到最终的铸锭。

2)锻造：将最终的铸锭在1150℃保温时间2h，锻造成50mm×50mm的方棒，终锻温度不低于950℃，然后空冷。

3)轧制：将锻造的方棒在1100℃保温2h，经过多道次热连轧，轧制成Φ6.5的盘条。

4)退火：将盘条在1100℃保温1h，然后空冷。

5)拉拔：将热处理软化后的盘条进行机械去除氧化皮，水洗晾干后进行皮膜处理，100℃烘干后进行拉拔，拉拔直径变化为Φ6.2→Φ5.2→Φ4.8→Φ4.4→在线退火+碱洗→Φ3.7→Φ3.4→Φ2.0→Φ1.5→Φ1.2。

6)碱洗，水洗，烘干，绕盘。

将制备的高强钢丝材采用福尼斯CMT焊接电源进行电弧增材制造成形实验，基板采用高强低合金钢，板厚20mm，氩气作为保护气，送丝速度8m/min(焊接工艺参数一元化控制)，焊枪扫描速度5mm/s，气流量20L/min。将电弧增材制造试样在815℃退火1h，水冷处理，随后在485℃时效处理3h，空冷处理。沿着焊枪运行长度方向取拉伸试样，试样规格为M10标准拉伸试样，进行拉伸性能测试，力学性能如表2所示。

实施例2

1)熔炼与铸造：采用真空冶炼炉对超高强钢丝材合金铸锭进行初次熔炼，真空度15Pa，铸造得到初熔的铸锭；将初熔的铸锭在1200℃保温6h，锻造成Φ70mm的电极试样，终锻温度不低于950℃，采用电渣重熔的方法对合金进行二次熔炼，电渣速度1.8kg/min，电压35V，电流2.0kA，铸造得到最终的铸锭。

2)锻造：将最终的铸锭在1150℃保温时间4h，锻造成50mm×50mm的方棒，终锻温度不低于950℃，然后空冷。

3)轧制：将锻造的方棒在1100℃保温2h，经过多道次热连轧，轧制成Φ6.5的盘条。

4)退火：将盘条在1200℃保温2h，然后空冷。

5)拉拔：将热处理软化后的盘条进行机械去除氧化皮，水洗晾干后进行皮膜处理，100℃烘干后进行拉拔，拉拔直径变化为Φ6.2→Φ5.2→Φ4.8→Φ4.4→在线退火+碱洗→Φ3.7→Φ3.4→Φ2.0→Φ1.5→Φ1.2。

6)碱洗，水洗，烘干，绕盘。

将制备的高强钢丝材采用福尼斯CMT焊接电源进行电弧增材制造成形实验，基板采用高强低合金钢，板厚20mm，氩气作为保护气，送丝速度8m/min(焊接工艺参数一元化控制)，焊枪扫描速度5mm/s，气流量20L/min。将电弧增材制造试样在815℃退火1h，水冷处理，随后在485℃时效处理3h，空冷处理。沿着焊枪运行长度方向取拉伸试样，试样规格为M10标准拉伸试样，进行拉伸性能测试，力学性能如表2所示。

实施例3

1)熔炼与铸造：采用真空冶炼炉对超高强钢丝材合金铸锭进行初次熔炼，真空度12Pa，铸造得到初熔的铸锭；将初熔的铸锭在1250℃保温5h，锻造成Φ75mm的电极试样，终锻温度不低于950℃，采用电渣重熔的方法对合金进行二次熔炼，电渣速度1.6kg/min，电压30V，电流2.0kA，铸造得到最终的铸锭。

2)锻造：将最终的铸锭在1150℃保温时间4h，锻造成50mm×50mm的方棒，终锻温度不低于950℃，然后空冷。

3)轧制：将锻造的方棒在1100℃保温2h，经过多道次热连轧，轧制成Φ6.5的盘条。

4)退火：将盘条在1100℃保温2h，然后空冷。

5)拉拔：将热处理软化后的盘条进行机械去除氧化皮，水洗晾干后进行皮膜处理，100℃烘干后进行拉拔，拉拔直径变化为Φ6.2→Φ5.2→Φ4.8→Φ4.4→在线退火+碱洗→Φ3.7→Φ3.4→Φ2.0→Φ1.5→Φ1.2。

6)碱洗，水洗，烘干，绕盘。

将制备的高强钢丝材采用福尼斯CMT焊接电源进行电弧增材制造成形实验，基板采用高强低合金钢，板厚20mm，氩气作为保护气，送丝速度8m/min(焊接工艺参数一元化控制)，焊枪扫描速度5mm/s，气流量20L/min。将电弧增材制造试样在815℃退火1h，水冷处理，随后在485℃时效处理3h，空冷处理。沿着焊枪运行长度方向取拉伸试样，试样规格为M10标准拉伸试样，进行拉伸性能测试，力学性能如表2所示。

采用商用马氏体时效钢丝材MARVAL 18S作为对比例，丝材合金成分如表1所示，丝材直径Φ1.2，采用等离子电弧作为热源进行电弧增材制造成形试验，氩气作为保护气，增材电流180A，送丝速度1.8m/min，焊枪扫描速度0.2m/min。将电弧增材制造试样在815℃退火，空冷处理，随后在482℃时效处理3h，空冷处理。沿着焊枪运行长度方向取拉伸试样，进行拉伸性能测试，力学性能如表2所示。

表1实施例、对比例的钢丝材合金成分

表2实施例、对比例的钢丝材电弧增材制造熔敷金属(热处理态)性能测试结果

编号	抗拉强度(MPa)	屈服强度(MPa)	延伸率(％)
				实施例1	1336	1293	11.5
实施例2	1334	1286	10.0
				实施例3	1355	1258	8.5
对比例	1410	1303	8.5

本发明制备的超高强钢丝材摒弃了钴元素等贵重元素，丝材成本低，能够满足高效率熔化极电弧增材制造工艺需求，增材速率高(送丝速度可达8m/min)，成形性良好，经过热处理后，电弧增材制造堆积体抗拉强度可达1330MPa以上，屈服强度1250MPa以上，同时延伸率可保持在8％以上。对比例中采用的商用丝材中含有大量的钴元素，成本高于本发明制备的超高强钢丝材，而且需要采用等离子电弧作为热源进行电弧增材制造，增材速率(送丝速度1.8m/min)远低于本发明制备的超高强钢丝材，而强度略高于本发明制备的超高强钢丝材，但延伸率较低。

本发明制备的超高强钢丝材适用于大型复杂超高强钢构件的整体制造和修复，例如复杂结构模具的制造和修复。此外，本发明制备的超高强钢丝材也可用于超高强钢构件的焊接。

Claims (9)

1.一种电弧增材制造用超高强钢丝材，其特征在于：该超高强钢丝材包括以下质量百分比组成C：≤0.03％，Si：≤0.5％，Mo：3.0～6.0％，Ni：16.0～20.0％，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为余量。

2.一种权利要求1所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：该超高强钢丝材包括以下制备步骤：

1)熔炼与铸造：采用真空冶炼炉对超高强钢合金进行初次熔炼，铸造得到初熔的铸锭；随后将初熔的铸锭锻造制备成电极试样，采用电渣重熔的方法对电极试样进行二次熔炼，铸造得到最终的铸锭；

2)锻造：对铸锭进行锻造，得到棒材；

3)轧制：对棒材进行轧制，得到盘条；

4)退火：对盘条进行退火处理；

5)拉拔：对退火处理后的盘条进行拉拔。

3.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤1)中真空冶炼的真空度为10～20Pa；初熔铸锭的加热温度为1150～1250℃，保温时间为5～10h，然后锻造成电极试样，终锻温度不低于950℃；电渣重熔的具体参数为：电渣速度1.6～2.0kg/min，电压30～40V，电流1.8～3.0kA。

4.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤2)中最终的铸锭加热，加热温度为1150～1250℃，保温时间2～4h，然后进行锻造，终锻温度不低于950℃，随后空冷。

5.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤3)中棒材在1100～1200℃保温1～3h，经过多道次热连轧，轧制成盘条。

6.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤4)中将盘条在1100～1200℃保温1～2h，然后空冷。

7.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤5)中拉拔过程中在线退火，退后温度为1100～1150℃。

8.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤5)中拉拔之前对盘条进行机械去除氧化皮，水洗晾干后进行皮膜处理，80～100℃烘干后进行拉拔。

9.根据权利要求2所述的电弧增材制造用超高强钢丝材的制备方法，其特征在于：所述步骤6)中依次进行碱洗和水洗。