氣霧化參數(shù)對(duì)SLM用1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末特性的影響

劉再西， 盧德宏， 王長軍， 劉振寶， 梁劍雄

(1. 昆明理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院， 云南 昆明 650032；2. 鋼鐵研究總院 特殊鋼研究院， 北京 100089)

增材制造技術(shù)區(qū)別于傳統(tǒng)工業(yè)制造技術(shù)，具有制造周期短、整體利用率高、綜合成本低、打印精度高、智能設(shè)計(jì)自由度可控等優(yōu)點(diǎn)，它突破了傳統(tǒng)零件成形和加工制造技術(shù)的原理限制，實(shí)現(xiàn)了“材料-結(jié)構(gòu)-功能”一體化設(shè)計(jì)制造[1-2]。因此，增材制造技術(shù)在航空航天、醫(yī)療、儀電等領(lǐng)域展示出其獨(dú)特的優(yōu)勢(shì)。1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼(00Ni18Co8Mo5TiAl)具有高強(qiáng)度、高韌性、良好的焊接性能和優(yōu)異的熱加工性能等，因而被廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域[3-6]。隨著我國航空航天產(chǎn)業(yè)的快速發(fā)展，產(chǎn)品的不斷推新和升級(jí)換代，研制周期不斷縮短，機(jī)構(gòu)復(fù)雜性和制造難度不斷提高，使得傳統(tǒng)的制造技術(shù)難以滿足要求。而隨著航空航天零部件的復(fù)雜度不斷提高，傳統(tǒng)加工方式難以滿足其成形要求。針對(duì)馬氏體時(shí)效鋼在航空航天領(lǐng)域的應(yīng)用，使其與增材制造工藝相結(jié)合，以解決航空航天領(lǐng)域高復(fù)雜零部件成形困難的問題，逐漸成為該領(lǐng)域的研究熱點(diǎn)，Zhang等[7]通過SLM工藝應(yīng)用于18Ni馬氏體鋼制備了蜂窩狀結(jié)構(gòu)的零部件，獲得了比傳統(tǒng)鑄態(tài)更優(yōu)異的沖擊性能。在近期綜述性的相關(guān)報(bào)道中，譚超林等[3]較為全面地闡述了國內(nèi)外激光增材制造成型馬氏體時(shí)效鋼的研究和應(yīng)用現(xiàn)狀，分析了選區(qū)激光熔化制備馬氏體時(shí)效鋼方面特有優(yōu)勢(shì)，尤其在梯度材料功能件制備方面。此外，文中也分析了選區(qū)激光熔化成型馬氏體時(shí)效鋼面向模具的應(yīng)用，并對(duì)其在原子能、航空航天等尖端領(lǐng)域應(yīng)用方面做出了展望。

在增材制造方面的早期相關(guān)研究工作中，沈英俊等[8]分析了Al-Fe系高溫鋁合金霧化制粉過程中霧化參數(shù)對(duì)制粉過程的影響，對(duì)粉末平均粒度、氣流參數(shù)、熔體流速及其穩(wěn)定性進(jìn)行了理論計(jì)算分析并采用試驗(yàn)進(jìn)行驗(yàn)證，試驗(yàn)得出粉末平均粒徑均與氣流密度和氣流速度立方成反比，即d∝k/ρgV3。李鑫等[9]同樣分析了氣霧化工藝參數(shù)對(duì)金屬粉末粒度的影響，其中包括金屬熔體過熱度、霧化壓力、氣液質(zhì)量流率比以及霧化介質(zhì)。在一定范圍內(nèi)，隨熔體溫度、霧化壓力和氣液質(zhì)量流率比的升高，粉末粒度逐漸減小。另外，霧化介質(zhì)對(duì)粉末粒度的影響不大。在近期朱曉飛等[10]的研究工作中，對(duì)EIGA氣霧化法制備工藝中加熱功率、進(jìn)給速度和氣霧化壓力對(duì)304不銹鋼增材用粉末粒徑影響進(jìn)行了研究，提高氣霧化壓力能夠顯著提高細(xì)粉收得率，進(jìn)給速度與加熱功率的匹配性是影響該合金粉末球形度的決定性因素。

本課題組在前期的工作中[11-12]，研究了真空感應(yīng)熔煉氣霧化法中出爐溫度、霧化壓力及漏嘴孔徑對(duì)PH13-8Mo鋼粉末特性的影響，著重分析了不同粒徑區(qū)間PH13-8Mo鋼粉末的氧含量、表面形貌、表面及內(nèi)部微觀組織、流動(dòng)性和松裝密度。

由于在18Ni馬氏體時(shí)效鋼粉末制備方面的研究較少，而粉末的性能參數(shù)對(duì)SLM成形質(zhì)量有較大的影響，因此，本文將著重分析真空感應(yīng)熔煉氣霧化法制備馬氏體時(shí)效鋼粉末的工藝，研究霧化壓力、過熱度、氣體加熱溫度對(duì)粉末特性的影響，以提供能夠滿足打印性能要求的粉末，同時(shí)為調(diào)控打印件的綜合性能提供前期保障。

1 試驗(yàn)材料及方法

由于試驗(yàn)條件的制約，本次研究分成3個(gè)部分進(jìn)行，每個(gè)參數(shù)設(shè)有兩組試驗(yàn)作為對(duì)照，如表1所示，①和②對(duì)照研究霧化壓力對(duì)粉末特性的影響；②和③對(duì)照研究過熱度對(duì)粉末特性的影響；③和④對(duì)照研究霧化氣體溫度對(duì)粉末特性的影響。

表1 VIGA氣霧化試驗(yàn)工藝參數(shù)

試驗(yàn)采用1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼00Ni18Co8Mo5TiAl為原材料，其化學(xué)成分如表2所示。采用中頻感應(yīng)電爐，在氬氣保護(hù)下對(duì)原料加熱至完全融化并且達(dá)到設(shè)定溫度時(shí)，將鋼液通過漏嘴倒入霧化室進(jìn)行霧化，霧化氣體為高純氬氣(純度為99.99%)。

霧化結(jié)束后，將裝有粉末的集粉艙卸下。將所收集粉末倒入篩分機(jī)用標(biāo)準(zhǔn)篩進(jìn)行篩分，得到粒度為150～850 μm、100～150 μm、53～100 μm和<53 μm的粉末，將粒度<53 μm區(qū)間的粉末倒入氣流分級(jí)機(jī)分離出粒度<15 μm和15～53 μm區(qū)間的粉末。對(duì)15～53 μm區(qū)間粒度的粉末用BT-1001智能粉體特性測(cè)試儀檢測(cè)粉末試樣的松裝密度、振實(shí)密度、休止角和流動(dòng)性指數(shù)，并用BT-200標(biāo)準(zhǔn)漏斗法金屬粉末流動(dòng)性測(cè)定儀測(cè)量粉末試樣的流動(dòng)性。采用FEI Quanta 650 FEG環(huán)境掃描電鏡觀察粉末試樣顆粒的表面形貌。

表2 00Ni18Co8Mo5TiAl鋼的化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)

2 試驗(yàn)結(jié)果及討論

2.1 霧化壓力對(duì)粉末特性的影響

圖1為保持漏嘴孔徑φ5 mm、過熱度145 K(出爐溫度1600 ℃)和霧化氣體溫度100 ℃的情況下，霧化壓力分別為4.0 MPa和5.0 MPa時(shí)1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼15～53 μm粉末的粒徑分布曲線。由圖1可知，霧化壓力增大，金屬粉末的粒徑分布曲線寬度收攏，粉末整體粒度減小，當(dāng)粒徑在53 μm左右時(shí)，收得率明顯提高。表3為霧化壓力為4 MPa和5 MPa時(shí)粒度15～53 μm粉末的物理性能。由表3可知，霧化壓力較大的粉末，收得率明顯提高，流動(dòng)性較好，松裝密度和振實(shí)密度較高，D90減小，粉末整體粒徑減小。這是由于隨著霧化壓力的增大，霧化過程中，氣體動(dòng)能增大，熔融態(tài)鋼液所受到的沖擊力增強(qiáng)，從而破碎為更多細(xì)小的液滴。液滴表面能Sw和比表面能Qw成正比[9]，因此比表面能Qw滿足如下關(guān)系式[10]：

(1)

式中：ρm為金屬材料密度，Dm為金屬液滴直徑，L為常數(shù)。因?yàn)殪F化壓力增大，所以液滴直徑Dm減小導(dǎo)致比表面能Qw增加，這也使得金屬液滴凝固更快，減少了衛(wèi)星粉的產(chǎn)生，提高了金屬粉末的球形度，因而物理特性也得以提升；同時(shí)比表面能Qw的增加也對(duì)凝固過程中的破碎效應(yīng)具有積極的影響。因此，在一定范圍內(nèi)的霧化壓力的增大，會(huì)使其粒度15～53 μm細(xì)粉收得率得到明顯提升，同時(shí)也對(duì)其物理特性有一定的優(yōu)化作用。

圖1 霧化壓力分別為4.0 MPa和5.0 MPa時(shí)粒度 15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末粒徑分布Fig.1 Particle size distribution of the 1720 MPa maraging steel powders with particle sizes of 15-53 μm at atomization pressure of 4.0 MPa and 5.0 MPa, respectively

2.2 過熱度對(duì)粉末特性的影響

圖2為保持漏嘴孔徑φ5 mm、霧化壓力為5.0 MPa和霧化氣體溫度100 ℃不變的情況下，過熱度分別為145 K和245 K時(shí)(出爐溫度分別為1600 ℃和1700 ℃)時(shí)，粒度15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末的粒徑分布。由圖2可以看出，隨著過熱度的增大，粒徑5～53 μm的粉末占比明顯提高，說明過熱度為245 K時(shí)，15～53 μm細(xì)粉收得率增加。金屬熔體表面張力σm與臨界溫度Tc的關(guān)系可由式(2)表示[13]：

表3 霧化壓力分別為4.0 MPa和5.0 MPa時(shí)粒度15～53 μm粉末的物理性能

(2)

式中：M為金屬熔體的摩爾質(zhì)量；ρm為鋼液密度；Tc為臨界溫度；K為試驗(yàn)常數(shù)；T為熔點(diǎn)。

圖2 過熱度分別為145 K和245 K時(shí)粒度15～53 μm的 1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末粒徑分布Fig.2 Particle size distribution of the 1720 MPa maraging steel powders with particle sizes of 15-53 μm at superheat degrees of 145 K and 245 K, respectively

金屬熔體的摩爾質(zhì)量不隨溫度變化，而鋼液密度隨溫度變化的程度很小。由式(2)可知，在其他變量一定的情況下，金屬熔體的表面張力隨溫度升高而減小。當(dāng)過熱度(出爐溫度)升高時(shí)，鋼液的表面張力減小，從而使得鋼液霧化破碎得更加充分，粉末的粒度減小，細(xì)粉收得率升高。

表4為不同過熱度下粒度15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末的物理性能，圖3為過熱度分別為145 K和245 K下粒度15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末SEM圖。結(jié)合圖3和表4可知，過熱度為245 K(出爐溫度為1720 ℃)時(shí)，粉末的松裝密度更高，流動(dòng)性優(yōu)于過熱度145 K(出爐溫度1600 ℃)時(shí)的金屬粉末。這是因?yàn)殡S著過熱度的升高，金屬熔體破碎為小液滴后內(nèi)部熱量大，從而延長了球化時(shí)間，粉末的球形度也就更好。相反，當(dāng)過熱度低時(shí)，液滴的球化時(shí)間短，未完全球化而凝固成非球形的粉末，因此粉末球形度低，物理性能相對(duì)較差。

2.3 霧化氣體溫度對(duì)粉末特性的影響

圖4為保持漏嘴孔徑φ5 mm、霧化壓力為5.0 MPa和過熱度245 K(出爐溫度1720 ℃)的情況下，霧化氣體溫度分別為25 ℃和100 ℃時(shí)，粒度15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末的粒徑分布曲線。表5為霧化氣體溫度分別為25 ℃和100 ℃下粒度15～53 μm粉末的物理性能。結(jié)合圖4和表5可知，隨著霧化氣體溫度的增大，粒徑15～53 μm粉末的收得率增大，松裝密度有所提升，流動(dòng)性得到一定程度的優(yōu)化。

表4 過熱度分別為145 K和245 K時(shí)粒度15～53 μm粉末的物理性能

表5 霧化氣體溫度分別為25 ℃和100 ℃時(shí)粒度15～53 μm粉末的物理性能

圖3 過熱度分別為145 K(a)和245 K(b)時(shí)粒度15～53 μm 的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末SEM圖Fig.3 SEM images of the 1720 MPa maraging steel powders with particle sizes of 15-53 μm at superheat degrees of 145 K(a) and 245 K(b), respectively

圖4 霧化氣體溫度分別為25 ℃和100 ℃時(shí)粒度 15～53 μm的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末粒徑分布Fig.4 Particle size distribution of the 1720 MPa maraging steel powders with particle sizes of 15-53 μm at atomizing gas temperature of 25 ℃ and 100 ℃, respectively

分析原因，如圖5所示，在其他變量一定的情況下，霧化氣體溫度較低時(shí)，熔融態(tài)鋼液受到?jīng)_擊破碎為小液滴后，有些較小粒徑液滴受到表面張力的作用而球化，且因?yàn)殪F化區(qū)域環(huán)境溫度較低，而急速凝固，但是有些粒徑稍大的液滴，由于霧化氣體溫度較低且霧化區(qū)域環(huán)境溫度較低，未完全球化就急速冷卻凝固，這就導(dǎo)致了粉末球形度差，表面形貌差，單一粉末顆粒運(yùn)動(dòng)性較低，粉末顆粒之間作用阻力較大，宏觀粉末物理性能較低；同時(shí)，熔融態(tài)鋼液在受到較低溫度的霧化氣體沖擊時(shí)，受沖擊區(qū)域溫度急劇降低，鋼液流動(dòng)性也隨之降低，從而單位時(shí)間內(nèi)受到?jīng)_擊而霧化的鋼液流量也減少，這就導(dǎo)致了細(xì)小液滴的減少，凝固后的小尺寸粉末分布較少，15～53 μm粒度區(qū)間的粉末收得率減少。

當(dāng)霧化氣體溫度升高至100 ℃時(shí)，熔融態(tài)鋼液受到?jīng)_擊破碎為小液滴后，有些較小粒徑液滴受到表面張力的作用而球化，且因?yàn)殪F化區(qū)域環(huán)境溫度較高，而急速凝固，但是有些粒徑稍大的液滴，由于霧化氣體溫度較高且霧化區(qū)域環(huán)境溫度較高，未完全球化就有較長冷卻凝固時(shí)間，這一點(diǎn)也可以通過式(3)[14]和式(4)[15]推出。

(3)

(4)

式中：dp1為從熔融態(tài)到凝固所放出的熱量；Tg為霧化氣體溫度，Tl為過熱溫度，Tm為液體金屬熔點(diǎn)，hc為傳熱系數(shù)，CP為液體金屬的比熱，ΔH為焓變，Vq為液滴體積，σ為液滴表面張力，μl為液滴粘度，R與r分別為液滴球化前、后的半徑。熔融態(tài)鋼液破碎時(shí)，鋼液與環(huán)境溫差減小，降溫更慢，從而液滴凝固時(shí)間tsol增加，而液滴粒徑的細(xì)化會(huì)使球化時(shí)間tsph縮短，則兩者的時(shí)間就會(huì)趨于相同，則粉末的球形度隨之增加，衛(wèi)星粉減少，表面形貌較優(yōu)異，單一粉末顆粒運(yùn)動(dòng)性較較好，粉末顆粒之間作用阻力較小，宏觀粉末物理性能較高；同時(shí)，熔融態(tài)鋼液在受到較高溫度的霧化氣體沖擊時(shí)，受沖擊區(qū)域溫度并不會(huì)急劇降低，鋼液流動(dòng)性也可以盡可能的保持原有水平，從而單位時(shí)間內(nèi)受到?jīng)_擊而霧化的鋼液流量較多，這就導(dǎo)致了細(xì)小液滴的增多，凝固后的小尺寸粉末分布較廣，15～53 μm粒度區(qū)間的粉末收得率增加。但是，霧化溫度過高會(huì)導(dǎo)致液滴在凝固過程中冷卻過慢，從而使液滴相互粘連，降低細(xì)粉收得率，同時(shí)也會(huì)使得粉末衛(wèi)星粉現(xiàn)象增多，進(jìn)而降低粉末的物理性能。綜上所述，控制霧化氣體溫度處于100 ℃時(shí)，可獲得高收得率高流動(dòng)性的粉末。

2.4 SLM用粉末制備最佳氣霧化參數(shù)

一般情況下，對(duì)于SLM用金屬粉末粒徑分布區(qū)間的要求較為嚴(yán)格，在粒度15～53 μm之間。根據(jù)以上研究結(jié)果，要使得粉末制備成本低且所制備粉末物理性能優(yōu)異，應(yīng)適當(dāng)增大霧化壓力，適當(dāng)升高過熱度，適當(dāng)升高霧化氣體溫度。本文中最佳的VIGA霧化工藝：粒徑為φ5 mm，霧化壓力為5.0 MPa，過熱度為245 K，霧化氣體溫度為100 ℃。

圖6為最佳工藝下所制備粉末的SEM圖，由圖6(a) 可以看出，該工藝下，粉末尺寸均齊度較好，粉末整體球形度較優(yōu)，且衛(wèi)星粉較少。由圖6(b)可以看出，該工藝下，單個(gè)粉末球形度好，無明顯凹坑缺陷。同時(shí)，該工藝下粒度15～53 μm區(qū)間粉末收得率高達(dá)52.3%，因此采用該工藝可獲得性能優(yōu)異的SLM用粉末，同時(shí)生產(chǎn)成本較低。

圖6 最佳氣霧化工藝下粉末的表面形貌Fig.6 Surface morphologies of powders under optimal atomization process

3 結(jié)論

1) 采用VIGA氣霧化法制備SLM用1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末，在霧化壓力增大時(shí)，粒度15～53 μm區(qū)間的粉末收得率得到大幅提高。同時(shí)粉末的流動(dòng)性和松裝密度等物理性能也得到了一定程度的優(yōu)化。

2) 當(dāng)過熱度(出爐溫度)增大時(shí)，金屬粉末的球形度較好，流動(dòng)性較好，松裝密度較高，細(xì)粉收得率較高。當(dāng)霧化氣體溫度升高時(shí)，金屬粉末的球形度得到小幅度的優(yōu)化，細(xì)粉收得率升高。

3) 本研究中的最佳霧化工藝參數(shù)：漏嘴孔徑為φ5 mm，霧化壓力為5.0 MPa，過熱度為245 K，霧化氣體溫度為100 ℃。在此工藝下制備的1720 MPa級(jí)馬氏體時(shí)效鋼粉末流動(dòng)性為20.15 s/50 g，松裝密度為4.23 g/cm，粉末形貌球形度良好。