劉 艷 ，尤齊燊 ，朱紅梅 ，張林杰 ，張建勛

1) 西安交通大學金屬材料強度國家重點實驗室，西安 710049 2) 南華大學機械工程學院，衡陽 421001

增材制造技術可以用于復雜形狀零部件的加工制造，與其它制造技術相比可節(jié)約成本50%，節(jié)能節(jié)材60%，大氣污染物排放量降低70%以上[1]，并可大大減少機加工量，已在航空航天、國防軍工、醫(yī)療器械、汽車制造、注塑模具等領域得到了廣泛應用。材料問題一直是限制增材制造技術的瓶頸之一，不同于傳統(tǒng)的粉末冶金用粉，增材制造用金屬粉末要求球形度好、粒徑分布窄、流動性較好[2-3]，相比于傳統(tǒng)的制粉方法，如還原法、機械破碎法等，氣霧化法制粉因其雜質(zhì)、粒徑可控，粉末球形度好被廣泛應用[4-5]。

氣霧化法制粉是一種通過加速氣體介質(zhì)（一般為Ar氣等惰性氣體）直接撞擊破碎熔融金屬而制得粉體的方法[6]，該制備方法是一個多因素耦合的復雜過程，其霧化壓力、介質(zhì)溫度、熔煉溫度等多個工藝參數(shù)以及材料本身的物理化學性質(zhì)均會對最終的粉末性能產(chǎn)生影響。工業(yè)上可以使用氣霧化法生產(chǎn)的金屬粉末種類很多，幾乎涵蓋了所有常見金屬及合金體系（W、Mo及活潑金屬除外）[7-10]。目前廣泛使用的制粉方法主要有真空感應氣霧化法 （vacuum induction gas atomization，VIGA）、等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化（plasma rotating electrode process atomization，PREP）制粉和電極感應氣霧化法 （electrode induction gas atomization，EIGA）等。真空感應氣霧化法是將金屬材料在坩堝內(nèi)進行熔化，熔融狀態(tài)的金屬被高壓氣體霧化成粉末。由于在熔煉及霧化的過程中液態(tài)金屬與坩堝內(nèi)壁及陶瓷漏嘴接觸，污染金屬熔體。等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化是將金屬材料制成自耗電極，自耗電極在等離子電弧加熱作用下發(fā)生熔化，熔化的電極金屬被甩出并在腔室內(nèi)氣體的作用下進一步發(fā)生破碎，破碎的金屬液滴在表面張力的作用下球化形成金屬粉末，但等離子旋轉(zhuǎn)電極霧化法制備的粉末平均粒徑較大，且生產(chǎn)成本較高。電極感應氣霧化法是以合金棒材為電極，利用感應線圈加熱，在棒材表面產(chǎn)生渦流使其發(fā)生熔化形成金屬液滴，流入霧化噴嘴中，隨后在高壓氬氣的作用下，金屬液滴發(fā)生破碎并在自身表面張力作用下發(fā)生球化，形成粉末。電極感應氣霧化法在熔化過程中金屬液不與坩堝、導液管等接觸，合金瞬時熔煉霧化，有效避免了雜質(zhì)元素的混入，有較低的氧、碳等非金屬元素含量，基本不存在元素燒損等。

目前，對傳統(tǒng)牌號合金的氣霧化制粉工藝與粉末組織性能關系的研究較為成熟[11-14]。本文對新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末的電極感應氣霧化制粉工藝進行研究，旨在通過制備工藝試驗，達到調(diào)控合金粉末粒徑分布及流動性的目的。。

1 實驗材料及方法

1.1 粉末制備過程

實驗用新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末是一種環(huán)境適應性強、修復材料覆蓋寬的集約化合金粉末，通過C、B過飽和固溶的馬氏體強化以及硬質(zhì)相的析出強化獲得高硬度。為了制備性能穩(wěn)定的新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末，選用鎳硼合金、釩鐵合金、金屬鐵、高純鎳、石墨碳顆粒和金屬鉻作為熔煉制備的原材料，采用真空感應冶煉（vacuum induction melting，VIM）結合真空自耗電弧熔回煉 （vacuum arc remelting，VAR）技術制備了300 kg合金棒（φ45 mm×600 mm）并做均勻化處理，合金棒成份控制范圍如表1所示。

表1 高硬度馬氏體鐵基合金棒化學成份（質(zhì)量分數(shù)）Table 1 Chemical composition of the high hardness martensitic iron-based alloy %

圖1所示為電極感應氣霧化制粉設備及原理示意圖。該設備由送料室、感應加熱室、霧化室和收粉倉四部分組成。工作原理是，首先將制備的合金棒材安裝在送料室內(nèi)，霧化室內(nèi)抽真空、充氬氣，通過導氣管調(diào)節(jié)感應室和霧化室分別為微正壓和微負壓；然后，自動送料系統(tǒng)開始向感應加熱室旋轉(zhuǎn)輸進合金棒材，棒材進入感應線圈并切割磁感線，感應加熱熔化為金屬熔液，在感應室及霧化室間微壓差的作用下，金屬液由感應加熱室流入霧化室，并在氣霧化噴嘴噴出的超音速Ar氣流的撞擊下破碎成液滴，隨后液滴在霧化室中冷卻凝固成球形粉末，落入收粉倉。最后，利用篩網(wǎng)對落入收粉倉的粉末進行粉末粒徑分布范圍的篩選，本文有效粉末粒徑范圍是53～180 μm，需對收粉倉的粉末進行270目和80目篩網(wǎng)的篩分獲得。

圖1 電極感應氣霧化制粉示意圖（a）和工作原理（b）Fig.1 Schematic diagram (a) and principle (b) of EIGA

1.2 試驗參數(shù)與粉末性能測試

在新型高強度馬氏體氣霧化制粉過程中，研究了霧化壓力（F）、霧化氣體溫度（T）、熔煉功率（P）對粉末粒徑分布、流動性及收得率的影響規(guī)律。為了減少試驗工作量并提高優(yōu)化效率，采用正交實驗法，表2給出了三因素三水平的正交實驗表。

表2 氣霧化工藝正交實驗表L9（3×3）Table 2 Orthogonal test of the gas atomization parameters L9(3×3)

采用Malven3000激光粒度儀、BT201霍爾流速計、Retsch AS300標準篩對粉末中值粒徑（D50）、粉末粒度分布標準差（δ）、粉末流速（S）及粉末收得率（w）進行測量和分析。利用鎢燈絲掃描電子顯微鏡（SU3500，scanning electron microscope，SEM）及X射線衍射儀（X'Pert PRO，X-ray diffraction，XRD）對粉末組織和物相進行表征。

2 結果與討論

2.1 粉末分布特征及其形貌

圖2是正交實驗9組參數(shù)制備的粉末經(jīng)過80目和270目篩網(wǎng)篩分后，采用Malven3000激光粒度儀測出的粉末粒徑分布曲線，其中，D代表粉末粒徑，D10表示小于該粒徑的粉末占粉末總量10%，D50為中值粒徑，表示小于該粒徑的粉末占粉末總量50%，D84.13是一個特征粒徑值，表示小于該粒徑的粉末占粉末總量84.13%；fD為區(qū)間粒徑分布，代表該粒徑的粉末所占比例，可由式（1）所示；?D為累積粒徑分布，代表小于該粒徑的所有粉末所占比例。由圖可見，粉末粒徑呈對數(shù)正態(tài)分布的分布規(guī)律，這與German計算機技術模擬的結果相吻合[15]。

式中：δ為粉末粒度分布標準偏差，δ=D84.13/D50，是描述粉末粒度分布的參量，偏差越小，粒度分布越集中。

將圖2曲線的特征值D50、D84.13、δ以及試驗測得的粉末流速（S）和粉末收得率（w）列于表3。粉末流動性的單位是s/(50 g)，是指50 g粉末流過標準漏斗所需要的時間，其數(shù)值愈小說明該粉末的流動性越好；粉末收得率為有效粉末占原材料棒材的重量比，有效粉末定義為53～180 μm粒徑范圍內(nèi)的粉末，收得率增大意味著落在的該粒徑范圍內(nèi)的粉末比重增多。由表可見，9組工藝制備的粉末粒徑分布區(qū)間及D50有所不同，會發(fā)生10～20 μm的變化，可見，不同制粉工藝參數(shù)的選擇對D50、D84.13及δ有較為顯著的影響。

表3 粉末粒徑分布特征值、流速及粉末收得率Table 3 Characteristic values of the particle size distribution, flow rate, and yield of powders

圖2 正交試驗各參數(shù)下的粉末粒徑分布特征：（a）工藝1#；（b）工藝2#；（c）工藝3#；（d）工藝4#；（e）工藝5#； （f）工藝6#；（g）工藝7#；（h）工藝8#；（i）工藝9#Fig.2 Particle size distribution characteristics under the different orthogonal test parameters: (a) process 1#; (b) process 2#; (c) process 3#; (d) process 4#; (e) process 5#; (f) process 6#; (g) process 7#; (h) process 8#; (i) process 9#

圖3為不同制備工藝條件下新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末的表面形貌。圖3（a）為工藝4#對應的粉末形貌，可以看到該粉末中的“衛(wèi)星球”較少，未觀察到未成形粉末，是霧化壓力、熔煉功率及霧化氣體溫度較為合適時制備得到的粉末形貌。圖3（b）為工藝8#的粉末形貌，看到該粉末中的細粉所占比例變多，并且發(fā)生了細粉團聚的現(xiàn)象，這會對粉末的流動性產(chǎn)生非常不利的影響，當霧化壓力過高或霧化氣體溫度選取不當時容易得到這種粉末形貌。圖3（c）是工藝3#對應的粉末形貌，視場中存在很多未成形的不規(guī)則物質(zhì)粘連在粉末上，當霧化壓力過低、熔煉功率過大或者霧化氣體溫度過高時容易得到這種形貌的粉末。圖3（d）是工藝1#的粉末形貌，其中不規(guī)則物質(zhì)為粉末經(jīng)一次破碎后遺留下來的未球化金屬熔液，當霧化氣體溫度過低時容易得到這種粉末形貌。從粉末制備質(zhì)量來說，圖3（b）～圖3（d）均存在形貌缺陷，會對粉末流動性產(chǎn)生影響。

圖3 不同工藝條件制備的粉末形貌特征：（a）工藝4#；（b）工藝8#；（c）工藝3#；（d）工藝1#Fig.3 Particle morphology of the powders prepared in the different gas atomization parameters: (a) process 4#; (b) process 8#;(c) process 3#; (d) process 1#

2.2 影響粉末分布特征的因素分析

為進一步研究制粉工藝對粉末特征值、流速、收得率及形貌的影響機制，對正交實驗結果進行粉末性能影響的極差分析和顯著性分析，即分別從霧化壓力、熔煉功率及霧化氣體溫度的角度研究其對粉末D50、分布標準差、流速、收得率及形貌的影響。

2.2.1 極差分析

（1）霧化壓力

圖4為霧化壓力對粉末性能影響的極差分析圖。圖中可見，隨著霧化壓力的增大，D50逐漸減小，分布標準差及收得率先增大后減小，流速值逐漸增大即流動性逐漸變差。對粉末性能隨霧化壓力的顯著變化進行分析時發(fā)現(xiàn)，霧化壓力主要通過改變粉末破碎所用的動能來影響粉末性能。在D50方面，霧化壓力越大，霧化氣體從噴嘴噴出時的動能就大，金屬熔液受到的沖擊就大，金屬熔液也破碎得更加徹底，因此隨著霧化壓力的增大，粉末的D50逐漸減小。粒徑分布標準差方面，在1.5 MPa的霧化壓力下制得的粉末標準差最大，即粒徑分布最為分散；霧化壓力為1.0 MPa與2.0 MPa時，粉末粒徑分布相對集中；當霧化壓力為2.0 MPa時，噴嘴霧化氣體吹粉的動力較大，制得的粉末粒徑普遍偏小，粒徑分布相對集中；當霧化壓力為1.0 MPa時，噴嘴霧化氣體吹粉的動力較小，制得的粉末粒徑普遍偏大，粒徑分布亦相對集中。隨著霧化壓力的增大，粉末的流動性變差。同時，隨著霧化壓力的增大，粉末的收得率呈現(xiàn)先增大后減小的變化趨勢，霧化壓力的提高對粉末收得率的影響主要有兩個方面：一方面，隨著霧化壓力的升高，粉末破碎過程進行的更充分，更多的金屬液滴被碎成球形粉，廢渣所占的比例減小，整體的霧化效率提升，整體球形粉收得率提高；另一方面，霧化壓力的提高會改變粉末的粒徑分布范圍，當霧化壓力由1.0 MPa增大到1.5 MPa時，制得的粉末粒徑分布范圍與有效粉定義的粒徑范圍重合率變高，粉末收得率有所提高，當霧化壓力繼續(xù)增大到2.0 MPa時，粉末粒徑繼續(xù)減小，0～53 μm粒徑范圍內(nèi)的細粉數(shù)量增多，粉末收得率反而降低。

圖4 霧化壓力對粉末性能影響的極差分析Fig.4 Range analysis of the atomization pressure on the powder properties

（2）熔煉功率

圖5為熔煉功率對粉末性能影響的極差分析圖。圖中可見，在10～25 kW的功率范圍內(nèi)，隨著熔煉功率的增大，D50先增大后減小，流速無明顯變化，分布標準差呈現(xiàn)先減小后增大的變化趨勢，收得率則逐漸減小。對粉末性能隨熔煉功率的顯著變化進行分析時發(fā)現(xiàn)，熔煉功率主要通過影響金屬溶液的過熱度來改變金屬溶液的表面張力和黏度，從而影響粉末性能。

圖5 熔煉功率對粉末性能影響的極差分析Fig.5 Range analysis of the melting power on the powder properties

隨著熔煉功率的增大，D50呈先增大后減小的變化趨勢，粉末分布標準差則呈現(xiàn)先減小后增大的變化趨勢。Lubanska[16]公式被認為是在氣霧化制粉技術的理論研究中最準確和適用范圍最廣的粉末粒徑公式，如式（2）所示。

式中：kD為經(jīng)驗常數(shù)；ηm、ηg分別為金屬液流與霧化氣體的運動黏度，m2/s；ρg、ρm分別為霧化氣體和金屬流液的密度，kg/m3；M、G分別為金屬液流和霧化氣體的質(zhì)量流率，kg/s；σm為金屬溶液的表面張力，kg/s2；A為霧化器噴嘴的面積，m2；dt為導流管內(nèi)徑，m。

由Ramsay-Sheilds公式可知，若金屬流液與霧化氣體的相對運動黏度越小，金屬溶液的表面張力越小，則金屬粉末的中值粒徑越小，即一定熔煉功率范圍內(nèi)，熔煉功率越大，粉末的中值粒徑越小。分析其原因，主要是因為粉末的粒徑是金屬液滴冷凝過程中液滴本身的表面張力和粘性力之間相互競爭的結果[13]，其中表面張力總是試圖使液體保持最小的表面積，而粘性力則抑制液體的變形，只有當外力同時克服表面張力與粘性力時，液體才會變形、破碎成為液滴顆粒。當熔煉功率增大時，熔體溫度的提高導致其黏度和表面張力下降，從而使形變和破裂的現(xiàn)象更容易發(fā)生[17-18]。熔滴破裂的現(xiàn)象是二次霧化的過程，首先金屬液流在高速氣流的沖擊作用下破碎成大液滴，然后隨著熔煉功率進一步地提高，熔滴的表面張力和黏度得到大幅度降低，液滴表面張力的平衡被破壞，大液滴進一步破碎成了微細液滴，由此，完全的二次霧化過程制備了更多微細粉末。另外，隨著霧化氣流高速的沖擊，黏度越小的流體就越容易被擊碎成細小的液滴，冷卻后得到的粉末粒徑就越小。對應本文熔煉功率為20～25 kW時，隨著熔煉功率的增大，粉末粒徑更加細小，D50有所減小，此時金屬熔體的黏度和表面張力成為粉末平均粒徑的主要影響因素。當熔煉功率在15～20 kW相對較小的功率值時，對于同一種合金熔煉，熔煉功率的增大，合金加熱的實際溫度的升高，對金屬液流的質(zhì)量流量（單位時間里金屬液流通過噴嘴的流體質(zhì)量）的增大較為顯著，而熔體的表面張力及黏度的減小相對較弱，此時金屬液流的質(zhì)量流率占據(jù)了主導地位，隨著熔煉功率的繼續(xù)增大，金屬液流流量也將隨之增大，而霧化氣體的流量保持恒定不變，最終導致了粉末粒徑的增大，D50增大。當熔煉功率為20 kW時標準差最小，此時粉末分布最集中。

粉末收得率隨熔煉功率的增大而降低，這主要是由于隨著過熱度的增大，金屬溶液的表面張力及黏度有所減小，同時熔滴表面張力是其凝固成球的關鍵因素，金屬熔液的表面張力越小，液滴越不容易成球，越容易形成不規(guī)則的廢渣，導致整體球形粉末的獲得率降低。

（3）霧化氣體溫度

圖6為霧化氣體溫度對粉末性能影響的極差分析圖。圖中可見，在20～60 ℃的氣體溫度范圍內(nèi)，隨著氣體溫度的增大，粒徑分布標準差、流速及收得率有顯著的變化。對粉末性能隨熔煉功率的顯著變化進行分析時發(fā)現(xiàn)，霧化氣體溫度主要通過影響金屬熔滴冷卻速率的方式對粉末性能產(chǎn)生影響。此外，由圖可知，霧化氣體溫度對于粉末D50沒顯著影響。

圖6 霧化氣體溫度對粉末性能影響的極差分析Fig.6 Range analysis of the gas temperature on the powder properties

隨著霧化氣體溫度的升高，粉末分布標準差先增大后減小，在40 ℃時達到最大值，此時粉末的粒徑分布范圍最寬。對于粉末的流動性和收得率而言，隨著霧化氣體溫度的升高，有著同樣的變化趨勢，先增大后減小。分析其原因主要是，液態(tài)金屬在霧化室成型時，隨著霧化氣體溫度的升高，金屬熔滴與霧化氣體之間的熱交換會減弱，使得金屬液滴的冷卻速率降低，而這對于不同粒徑的粉末會形成不同的影響：對于較小液滴而言，凝固時間的加長會使金屬液滴具有足夠的時間在金屬熔液表面張力的作用下球化，使得小粉末的球形度增加利于粉末的流動性；對于較大的金屬熔滴，進一步地增加其冷卻時間會導致其半凝固狀態(tài)的維持時間變長，形成粉末粘連、衛(wèi)星粉等粉末缺陷，或不規(guī)則粉末，不利于粉末的流動性及收得率的改善，反之亦然。

所以當霧化氣體溫度介于40～60 ℃時可以看到，隨著霧化氣體溫度的升高，凝固時間變長，粉末流動性變好，這主要是較小液滴在較慢的冷卻速率下具有足夠的時間在金屬熔液表面張力的作用下球化，使得小粉末的球形度增加利于粉末的流動性；當霧化氣體溫度介于20～40 ℃時可以看到，隨著霧化氣體溫度逐漸降低到20 ℃，凝固時間變短，此時對于較大液滴而言，過大的冷卻速率縮短了較大的金屬熔滴半凝固狀態(tài)的維持時間，利于球形粉的形成。在收得率方面，霧化氣體溫度是40 ℃時，粉末收得率最高。

2.2.2 顯著性分析

對各主要影響因素（霧化壓力、霧化氣體溫度、熔煉功率）對粉末D50、分布標準差、流速及收得率進行顯著度分析，結果如表4所示。如表所示，霧化壓力、熔煉功率及霧化氣體溫度對D50的影響程度較弱；粉末粒徑分布標準差主要受霧化壓力影響，其次是熔煉功率與霧化氣體溫度；粉末流動性主要受霧化壓力以及霧化氣體溫度影響，熔煉功率也會在一定程度上影響粉末流動性；收得率主要受霧化壓力影響，熔煉功率與霧化氣體溫度也會影響到粉末的最終收得率。

表4 各影響因素顯著性分析結果Table 4 Significance analysis based on the various factors

2.3 最佳工藝及粉末組織分析

綜合試驗結果可知，對粉末粒度分布標準偏差而言，9組制粉工藝所得粉末粒度分布標準偏差數(shù)值相差不大，為1.61～1.75。綜合分析可知，霧化壓力1.5 MPa、熔煉功率15 kW、霧化氣體溫度40 ℃條件下，所獲得的粉末“衛(wèi)星球”形貌相對較少，具有工藝窗口范圍內(nèi)最好的粉末形貌，對應制粉工藝4#。霧化壓力過高或霧化氣體溫度過低時容易出現(xiàn)細粉團聚，若霧化壓力過低或熔煉功率過大、霧化氣體溫度過高時又容易出現(xiàn)粉末粘連等現(xiàn)象。對粉末流動性而言，9組制粉工藝所得粉末流動性介于12.75～14.10 [s·(50 g)?1]之間，相差不大，其中制粉工藝4#所得粉末流動性為13.40 [s·(50 g)?1]，略高于12.75 [s·(50 g)?1]；同時，制粉工藝4#的粉末收得率最大，為68.24%，而粉末收得率的下降直接導致增材制造件成本的大幅度上升。綜合分析，工藝4#所得粉末的收得率最高，兼具較好的粉末流動性及粉末粒度分布標準偏差，且粉末形貌最佳。

對工藝4#制得的高硬度馬氏體鐵基合金粉末化學成份進行測試和物相分析，結果如表5和圖7所示，其中粉末組織主要為α-(Fe，Cr)相。粉末粒子截面顯微組織如圖8所示，可以看到粉末內(nèi)部基本為樹枝狀和網(wǎng)狀組織，樹枝晶從粉末表面觸發(fā)形核，然后沿徑向向粉末的內(nèi)部生長，最終在粉末中心交匯并停止生長，在沒有形核點的表面，粉末凝固組織形態(tài)為取向雜亂的細小樹枝晶與網(wǎng)狀組織。

圖7 高硬度鐵基合金粉末X射線衍射圖譜Fig.7 X-ray diffraction patterns of the high hardness iron-based alloy powders

圖8 高硬度鐵基合金粉末粒子截面整體組織形貌:（a）和局部放大圖（（b）和（c））Fig.8 Microstructure (a) and the enlarged morphology ((b) and(c)) in the cross section of the high hardness iron-based alloy powders

表5 制備的高硬度鐵基合金粉末化學成份（質(zhì)量分數(shù)）Table 5 Chemical composition of the high hardness iron-based alloys %

3 結論

（1）在正交優(yōu)化的基礎上，采用電極感應氣霧化法成功制備了滿足修復再制造粉末粒度和性能要求的新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末，其主要相組成為α-(Fe，Cr)相。

（2）新型高硬度馬氏體鐵基合金粉末的粒徑分布主要取決于霧化壓力，霧化壓力增大，粒徑減小。粉末流動性主要受霧化壓力及霧化氣體溫度的影響，霧化壓力增大，流動性增大；霧化氣體溫度升高，流動性先增大后減小。工藝參數(shù)對粉末收得率影響顯著性排序為霧化壓力＞霧化氣體溫度＞熔煉功率。

（3）當電極感應氣霧化制粉工藝選擇霧化壓力1.5 MPa、熔煉功率15 kW、霧化氣體溫度40 ℃時，制備的粉末收得率最高，粒徑大小在53～180 μm之間的粉末質(zhì)量占比高達68.24%，兼具較好的粉末流動性及粉末粒度分布標準偏差，且粉末形貌最佳。