分享：SLM球形Ni粉的制备与打印工艺性能

张亚娟, 王海滨, 宋晓艳, 聂祚仁

北京工业大学材料科学与工程学院新型功能材料教育部重点实验室 北京 100124

摘要

关键词： 选区激光熔化 ; 喷雾干燥 ; 球形度 ; 表面粗糙度 ; 激光吸收系数

镍基合金如Inconel625、718和Rene41因具有高的抗蠕变性能、抗拉伸强度、耐氧化和耐腐蚀性能等,广泛应用于航空发动机、燃气涡轮机等的高性能组件[1,2,3]。随着高端应用的发展,新型装备对零部件的形状、结构和性能提出了越来越高的要求。为应对挑战,采用3D打印技术高效制备具有复杂三维结构的镍基合金成为金属材料领域的研究热点[4,5]。

为了获得均匀的铺粉和致密的打印组织,金属3D打印工艺要求原料粉末具有高纯度、高流动性和窄的粒径分布等特性[6,7,8]。气雾化法是目前批量制备满足3D打印要求的金属及合金粉末的主流方法,但该方法仍然存在几方面不足,如：粉末颗粒内部存在H2、He气泡,形成空心结构;粉末表面吸附的气体易导致3D打印件内部产生热诱导孔洞,进而降低打印件的使用性能[9]。目前已有的关于镍基合金快速激光成形过程的研究,主要集中于打印参数及打印件后处理工艺对其组织和性能的影响,如发现打印件中存在较大的残余应力及热裂纹,通常必须采用后续热等静压烧结等处理手段来改善打印件的力学性能[10,11,12]。前期研究[13,14,15]表明,单组元金属粉末在粉末床激光加工过程如选区激光烧结(SLS)和选区激光熔化(SLM)中容易发生严重的球化现象,难以获得致密的打印组织。这种现象可能与气雾化法制备的粉末颗粒具有光滑的表面形貌有关。

在激光加工过程中,金属中存在的大量自由电子吸收激光能量会形成强烈的反射波,而表面光滑的金属的激光吸收率一般不超过10%,这极大地阻碍了激光对金属材料的快速加热[16]。因此,材料表面的粗糙度是影响其激光吸收率的主要因素之一,不论对金属还是非金属处理都可以通过增加表面粗糙度的方法使材料获得对激光功率的多次吸收[16,17],从而明显提高其激光吸收率。此外,由于激光对金属材料的穿透深度较小,表层内部粉末主要依靠颗粒表面吸收的激光能量转化为热量,在粉末床中传播来实现颗粒的熔化、凝固以达到致密化[18]。由Fourier导热方程[19]：K=-q/gradT,K为材料的导热系数,q为t时刻各点的热流密度,gradT表示t时刻给定点处的温度变化率,可知在给定温度梯度的条件下,热流的大小正比于材料的导热系数。可见,导热系数是一个非常重要的材料性能参数,影响材料内部热流的大小从而直接影响打印件的致密度。因此,提高粉末材料的激光吸收率和导热系数,将是改善打印件致密性的有效途径。

本工作从设计研制3D打印用金属粉末的角度,探索通过调整和优化粉末颗粒的组织来提高打印材料的激光吸收率和导热系数,从而改进打印件性能的可行途径及其内在机理。以喷雾干燥法制备的球形Ni粉和气雾化法生产的商业化Ni粉为打印用材料,利用SLM 3D打印工艺制备Ni块体材料,分别对2种粉末的成分、物理特性、微观结构及其相应的打印件的组织和力学性能进行比较分析,研究粉末特性对3D打印金属块体材料组织和性能的影响规律。

1 实验方法

1.1 球形Ni粉的制备

实验原料为纯度大于99%的Ni粉,平均颗粒尺寸1.2 μm。将Ni粉与一定比例的黏结剂、分散剂和蒸馏水混合球磨1 h配制成稳定分散的料浆。对料浆进行喷雾干燥得到球形Ni粉,利用真空管式炉对喷雾干燥得到的Ni粉进行热处理,以去除有机成分同时增强颗粒的内聚强度,得到3D打印用球形Ni粉。经过实验探索,确定喷雾干燥优化工艺为：料浆配比为固含量70%,黏结剂与分散剂含量分别为1.2%和1%,喷雾过程中转盘转速为13500 r/min,干燥温度130 ℃。其中,固含量是指粉末与料浆质量之比,黏结剂和分散剂含量分别是料浆中所添加的有机黏结剂和有机分散剂与粉末的质量比。喷雾干燥后的热处理工艺为：加热到800 ℃保温2 h后,随炉冷却。用作比较研究的商业化Ni粉由真空感应熔炼气雾化法(vacuum induction-melting gas atomization,VIGA)制备得到。

1.2 打印设备及工艺

实验采用EOSINT M280金属激光快速成型机及Yb-fibre固体激光器(最高功率为400 W,扫描速率最高可达7 m/s,配备自动水循环冷却系统和粉末循环过滤系统)。在粉末床上,控制激光束的运动轨迹逐层累加获得一定形状的实体材料或构件。本工作对2种粉末采用相同的打印工艺参数,即：激光功率210 W,扫描速率950 mm/s,层厚20 μm,扫描间距90 μm,以316L不锈钢为基板,预热温度设置为80 ℃,打印件尺寸设定为8 mm×8 mm×6 mm。

1.3 组织与性能测试

采用Ultima IV型X射线衍射仪(XRD)分析粉末和打印件的物相组成,利用Nova NanoSEM 200扫描电镜(SEM)观察粉末和打印件的显微组织。利用线性截距法统计分析粉末颗粒的粒径分布。使用QICPIC-RODOS/L动态颗粒图像分析仪测定颗粒的球形度,其中球形度定义为颗粒的等效投影圆(与颗粒的投影面积相等的圆)周长与颗粒投影图像的实际周长的比率,数值在0~1之间,其值越大,颗粒形状越接近球形。采用LEXT OLS400激光共聚焦显微镜测定粉末颗粒的表面粗糙度。使用Hall流量计测定粉末的流动性与松装密度。利用PW2403 X射线荧光能谱分析仪(XRF)对粉体和打印件的成分进行测定,使用G8_GALILEO氧氮分析仪测定粉体的氧氮氢含量。利用Archimedes法测定打印件的密度。采用FM-700型数字显微硬度仪测定打印件的硬度,载荷49 N,保压时间15 s;同时,利用Nano Indenter G200纳米压痕仪在连续刚度模式下测定打印件的表面硬度。

2 实验结果及讨论

2.1 粉末的形貌、粒径分布与显微组织

喷雾干燥法制备得到的球形Ni粉和气雾化法生产的商业化Ni粉的形貌、粒径分布和球形度如图1所示。由图1a和b可以看出,2种粉末颗粒均具有较高的球形度。对粒径分布及球形度统计分析可以得到近似一致的结果,如图1c和d,粉末颗粒直径基本在50 μm以下,大部分颗粒的球形度高于0.8。这些参数非常符合SLM 3D打印设备对粉末粒径和球形度的要求。

图1   2种打印用Ni粉的形貌、粒径分布和球形度

Fig.1   Morphologies (a, b) of the Ni powders for printing prepared by spray-drying (a) and commercial gas atomization (b), particles size distribution (c) and sphericity (d) of the Ni powders

由于喷雾干燥法制备的粉末颗粒是由小尺寸颗粒团聚而成,其表面形貌和内部显微组织与商业化Ni粉明显不同,如图2所示。可以看出,商业化Ni粉颗粒表面光滑,颗粒截面显示内部为金属凝固组织;而喷雾干燥法制备的Ni粉颗粒表面较粗糙,内部由大量约1 μm的小颗粒构成,颗粒截面显示内部存在一定量的微孔隙。对2种粉末的流动性和松装密度进行测定,喷雾干燥制备的Ni粉松装密度和流动性分别为3.56 g/cm3和38 s/50 g,略低于商业化Ni粉(分别为3.71 g/cm3和35 s/50 g)。由于气雾化法制备的金属粉末经历了完全熔化、凝固过程,颗粒表面光滑、内部结构更致密;而喷雾干燥法制备的Ni粉是在较低温度下使小尺寸颗粒团聚而后在低于熔点的温度下进行热处理,得到的球形颗粒内部基本保持了初始粉末颗粒的微观组织结构。

图2   喷雾干燥法和气雾化法制备的2种Ni粉单个颗粒形貌及颗粒截面形貌

Fig.2   Morphologies (a, c) and cross-sectional microstructures (b, d) of a single Ni particle prepared by spray drying (a, b) and gas atomization (c, d)

2.2 粉末的物相及成分

对2种粉末的物相进行检测分析,如图3所示。可以看出,2种粉末的物相均很纯净,仅含Ni相。金属及O等元素含量的测定结果如表1所示。可以看出,喷雾干燥法制备的粉末O含量较低,这是由于该方法在远低于熔点的温度下完成致密化过程,而气雾化法需经过高温熔化,熔体在此阶段易发生氧化。粉末中O含量较高,可导致打印时成形表面生成较多的氧化膜,不利于熔池的润湿和铺展,从而容易导致打印过程中的球化现象[20]。

图3   3D打印用Ni粉的物相分析

Fig.3   XRD spectra of the Ni powders for 3D printing prepared by spray-drying and gas atomization

2.3 打印件的组织和性能

2.3.1 物相分析 图4示出2种Ni粉经激光打印后得到的Ni块体材料的物相检测结果,表明均仅含Ni,无其它杂相。XRF和SEM能谱检测确定打印件表面均为Ni元素,这也说明Ni粉中含有的少量O未对打印件的物相产生影响。

图4   喷雾干燥法制备Ni粉与气雾化法制备Ni粉所得打印件的物相分析

Fig.4   XRD spectra of the printed bulk materials prepared by spray-dried and gas atomized Ni powders

2.3.2 熔道宽度与激光吸收率 图5示出了2种粉末打印件沿着激光成形方向的横向表面形貌和抛光后的形貌。由图5a和c可以看出,2种打印件表面均存在多条熔化、凝固后形成的“轨道”,即熔道,但是,熔道的宽度明显不同。测量统计后得到喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的平均熔道宽度为86 μm,而气雾化法制备的Ni粉打印件的熔道宽度为76 μm。这是由于喷雾干燥法制备的Ni粉颗粒表面较粗糙,具有更高的激光吸收率,一方面激光在粗糙表面发生多次反射而重复吸收;另一方面,由于表面凹凸不平改变了激光入射角度,从而提高了材料对激光的吸收率。

图5   喷雾干燥法及气雾化法制备的Ni粉打印件横向表面形貌与抛光后形貌

Fig.5   Morphologies of the as-printed surfaces (a, c) and polished surfaces (b, d) of the printed bulk materials prepared by spray-dried (a, b) and gas atomized (c, d) Ni powders

已有研究[21]表明,激光吸收率取决于激光的反射次数,即与激光的入射角密切相关。假设一个随机表面等效于表面轮廓线的波峰全部下折后形成的倒三角,则等效三角形的高(H)为：

$?=4{?}_{\mathrm{a}}?$(1)

式中,Ra为表面粗糙度,N为表面轮廓线的波谷数。当取样长度为L、入射角为θ时,则：

$\tan ?=\frac{8{?}_{\mathrm{a}}?}{?}$(2)

激光照射到金属表面上,透过金属表面的激光几乎全部被金属表面吸收,因此单次激光吸收率(δ)就等于激光照射到金属表面上的透过率(T'),即可由Fresnel公式[22]算出：

$?=?\mathrm{\text{'}}=2\sqrt[]{\frac{2?{?}_0}{{?}_{\mathrm{s}}}}=0.1457\sqrt[]{\frac{?}{?}}$(3)

式中,ks为金属材料的电导率,ρ为金属材料的电阻率,ω为入射光的频率,λ为入射光的波长,ε0为真空中的介电常数。

图6分别示出采用喷雾干燥法和气雾化法制备的Ni粉的表面轮廓线,二者的表面粗糙度分别为0.370和0.103。根据式(2),分别取多个颗粒的表面重复计算取平均值,得到喷雾干燥法制备Ni粉的激光入射角为1.161°,激光可发生3次以上的反射,则粉末颗粒对激光的吸收率(A)为：

$?=?+(1-?)?+\left[1-?-(1-?)?\right]?=?+(1-?)?+{(1-?)}^2?$(4)

由上式计算得到喷雾干燥法制备Ni粉的激光吸收率为0.534。气雾化法制备的商业化Ni粉的激光入射角为0.156°,激光仅能发生1次反射,则气雾化法制备Ni粉的激光吸收率等于一次激光吸收率,为0.225。可见,喷雾干燥法制备Ni粉的激光吸收率是气雾化法制备Ni粉的激光吸收率的2倍多。另一方面,Wang等[23]研究发现,比表面积较大的粉末颗粒在增材制造过程中吸收的激光能量较多。喷雾干燥法制备的Ni粉颗粒表面较粗糙,内部存在一定量微小孔隙,比表面积更大,可吸收更多的激光能量。因此,在相同的激光功率下,本工作利用喷雾干燥法制备的Ni粉对激光能量的吸收更大,使得打印过程中的熔道更宽,利于获得致密的打印件组织结构。

图6   2种粉末颗粒的表面轮廓线

Fig.6   Surface profiles of the Ni powder particles prepared by spray-dring (a) and gas atomization (b)

2.3.3 致密度与显微组织 通过测量2种打印件的密度,得到喷雾干燥法制备Ni粉打印件的相对密度为99.2%,明显高于气雾化法制备Ni粉打印件的相对密度94.8%。从显微组织(图5b)也可观察到,喷雾干燥法制备的Ni粉打印件具有更高的致密性,表面仅含有极少的微小圆形孔隙,这可能是由于打印过程中残留气体未及时释放所致。气雾化法制备的Ni粉打印件的表面缺陷较多,存在较多的圆形和不规则形状的孔洞,如图5d所示,其圆形孔洞的尺寸大于喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的表面微孔尺寸;不规则孔隙可能是由于气雾化法制备的Ni粉的激光吸收率较低,导致一定时间内粉末熔化范围较小,局部熔液不足以填补孔隙所致。

图7为2种粉末打印件的纵向表面形貌和抛光后的显微组织。由图7a和c可以看出,气雾化法制备的Ni粉打印件层间存在少量的孔隙,而喷雾干燥法制备的Ni粉打印件层间结合致密。这是由于喷雾干燥法制备的粉末颗粒内部具有微细亚结构,比表面积更大,可吸收更多的激光能量,在相同的激光功率下,熔化深度更大,层间搭接率较高,易于得到致密的组织。由图7b和d可以看出,抛光后打印件的显微组织由相互搭接的椭圆形熔池构成,呈鱼鳞状。测量最上层熔池的深度,统计后得到喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的平均熔池深度为64 μm,明显高于气雾化法制备的Ni粉打印件的熔池深度54 μm。打印件组织均由细长柱状晶和等轴晶构成,柱状晶组织细小,并有穿过层间界面的现象,等轴晶多存在于熔池边界,如图7b和d中箭头标示位置。这是由于打印过程是逐层叠加的成形方式,金属熔液由熔池底部(先形成固相)向上发生凝固,因存在较大的温度梯度而形成柱状晶。下一层粉末成形时新的柱状组织在原来的组织基体上继续生长,形成穿过层间边界的组织形貌。在激光熔化每一层粉末的过程中,纵向熔池底部温度梯度大,凝固速率小,因此出现平面晶生长;随着凝固过程的进行,温度梯度和凝固速率的相对比值减小,结晶组织从平面晶生长转变为等轴晶生长。在熔池间的搭接区晶粒生长方向不同,表现出垂直于熔池曲面生长的特点,这是由于激光束的能量呈正态分布,向外发散形成熔池边界;熔池边界向激光束中心方向的温度梯度起主导作用,晶粒生长表现出垂直于熔池曲面生长的特点。

图7   喷雾干燥法和气雾化法制备的Ni粉打印件的纵向面形貌和抛光后的显微组织

Fig.7   Morphologies of the side surfaces (a, c) and polished surfaces (b, d) of the printed bulk materials prepared by spray-dried (a, b) and gas atomized (c, d) Ni powders (Arrows in Figs.7b and d show the equiaxed grains)

2.3.4 表面球化现象 从图5和7可以观察到,在打印件表面(激光成形的上表面和侧面)有球形颗粒存在。其中,喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的横向面球化现象不明显(图5a)。气雾化法制备的Ni粉打印件的表面有明显的球化现象,球化颗粒主要分布在熔道和熔池的边缘,如图5c和图7c。较大尺寸的球形颗粒是由于在激光打印过程中未完全熔化的粉末颗粒黏结在打印件外表面,打印过程中,熔体与未熔化颗粒之间形成液桥,颗粒间由于表面张力和毛细压差的作用而产生毛细力,从而形成分散的球形颗粒。小尺寸球形颗粒是液态金属结晶过程中由表面张力作用引起的球化现象。

研究表明,表面张力(σ)随温度(T)升高呈线性下降趋势,符合线性方程[24]：

$?=1.8814-3.53068\times {10}^{-4}?$(5)

在表面热源的作用下,黄国秀等[25]根据热传导微分方程和一维热传导方程,得到材料表面温度T(0, t)为：

$?\left(0,?\right)=\frac{2{?}_0}{?}{\left(\frac{\mathit{at}}{\mathrm{\pi }}\right)}^{\raisebox{1ex}{$1$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}=\frac{2\mathit{EA}}{?}{\left(\frac{\mathit{at}}{\mathrm{\pi }}\right)}^{\raisebox{1ex}{$1$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}=\frac{2\mathit{PA}}{\mathit{vh\epsilon K}}{\left(\frac{?}{{?}^2\mathrm{\pi }}\right)}^{\raisebox{1ex}{$1$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}$(6)

式中,q0为加热材料吸收功率密度,q0=EA,E为激光功率密度,E=P/(vhε),P为激光功率,v为扫描速率,h为扫描间距,ε为层厚,a为分布因子,a=1/r2,r为激光光斑半径,t为激光作用时间,本工作取等长光斑直径100 μm的激光作用时间,即t=r/v。

金属Ni的导热系数K可转化为等效热阻(Rt)的求解,由分形模型和颗粒间的传热模型,得到等效热阻[26,27]：

$\frac{1}{?}={?}_{\mathrm{t}}=\frac{2}{{?}^{\raisebox{1ex}{$2$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$3$}\right.}{?}_{\mathrm{si}}^{}}+\frac{1}{(1-{?}^{\raisebox{1ex}{$2$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$3$}\right.}){?}_{\mathrm{sg}}^{}+{?}^{\raisebox{1ex}{$2$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$3$}\right.}{?}_{\mathrm{sr}}^{}+(1-{?}^{\raisebox{1ex}{$2$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$3$}\right.}){?}_{\mathrm{sgg}}^{}}$(7)

式中,Ksi为颗粒内部导热系数,Ksr为粗糙表面导热系数,Ksg为颗粒表面气膜导热系数,Ksgg为颗粒间隙气膜导热系数。基于分形结构的粉末颗粒体积占有率(vp)为[26]：

${?}_{\mathrm{p}}={(1+\ln ?\mathrm{\text{'}}/\ln \frac{{?}_{\max }}{{?}_{\min }})}^{\raisebox{1ex}{$3$}\!\left/ \!\raisebox{-1ex}{$2$}\right.}$(8)

式中,ρ′为堆积颗粒的相对密度,dmax和dmin分别为堆积颗粒的最大粒径和最小粒径。认为颗粒内部和粗糙表面导热系数等同于致密块体的导热系数,颗粒间隙气膜和颗粒表面气膜的导热系数为填充气体的导热系数。由式(5)~(8)计算得到,喷雾干燥法制备的Ni粉激光加热熔化液体的表面张力为1.17 N/m,而气雾化法制备的Ni粉激光加热熔化液体的表面张力为1.61 N/m。

Rabinovich等[28]推导出固液接触角为β、颗粒尺寸(等效半径)为Re的颗粒间液桥毛细力(F)的计算公式：

$?=\frac{2\mathrm{\pi }?{?}_{\mathrm{e}}\cos ?}{\left[1+?/\left(2?\right)\right]}+2\mathrm{\pi }?{?}_{\mathrm{e}}\sin ?\sin (?+?)$(9)

$?=\frac{?}{2}\times (-1+\sqrt[]{1+\frac{2{?}_{\mathrm{LB}}}{\mathrm{\pi }{?}_{\mathrm{e}}{?}^2}})$(10)

$?=\sqrt[]{\left(\frac{?}{{?}_{\mathrm{e}}}\right)\times (-1+\sqrt[]{1+\frac{2{?}_{\mathrm{LB}}}{\mathrm{\pi }{?}_{\mathrm{e}}{?}^2}})}$(11)

式中,α为液桥张开角,VLB为液桥体积,D为颗粒间距(即熔道宽度),μ为基质吸力。将熔池近似看作半径为R的球状区域,VLB可由球缺公式计算：

${?}_{\mathrm{LB}}=\mathrm{\pi }{?}_{\mathrm{m}}^2(?-\frac{{?}_{\mathrm{m}}}{3})$(12)

式中,Hm为熔池深度,熔道宽度D即为弦长。打印材料为单质金属的情况下,固液接触角β为0。由上述公式计算得到,气雾化法制备的Ni粉颗粒间的液桥毛细力为50.01 N/m,喷雾干燥法制备的Ni粉颗粒间的液桥毛细力为39.9 N/m。由于气雾化法制备的Ni粉颗粒间液桥毛细力较大,未熔化颗粒与基体的润湿性变差,从而在打印件表面产生较严重的球化现象。

2.3.5 打印件硬度 图8给出了测定的2种粉末打印件的显微硬度,并与铸态金属进行比较。气雾化法生产的Ni粉打印块体的显微硬度为159.26 kg/mm2,而喷雾干燥法制备的块体显微硬度为202.10 kg/mm2,相对于气雾化粉末提高了26.8%。这是由于气雾化粉末打印件的致密度较低,且存在较多孔洞等缺陷,导致硬度较低。2种打印件的硬度均高于金属Ni传统铸件的硬度(110~127 HV5)。

图8   2种打印件的显微硬度及与传统铸态金属的比较

Fig.8   Comparison of microhardnesses of the Ni bulks printed by the gas atomized and spray-dried powders and the conventional cast ingot

对打印件进行纳米压痕测试,得到2种粉末打印件的纳米压痕硬度,如图9所示。可见,随压入深度的增加,喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的纳米压痕硬度下降幅度明显小于气雾化法制备的Ni粉打印件的下降幅度,这表明喷雾干燥法制备的Ni粉打印件的内部孔隙等缺陷较少。选取相对稳定区间确定的喷雾干燥法制备Ni粉打印件的平均纳米压痕硬度为4.2 GPa,而气雾化法制备的Ni粉打印件的平均纳米压痕硬度为3.5 GPa。

图9   2种Ni粉打印件的纳米压痕硬度

Fig.9   Nanoindentation hardnesses of the printed bulk materials prepared by spray-dried Ni powder (a) and gas atomized Ni powder (b)

在位移-载荷曲线(图10)中,加载曲线与卸载曲线包围的面积为压入塑性功,可由面积大小来判断材料的塑性性能[29]。计算得到喷雾干燥法制备Ni粉打印件的压入塑性功为26.7 kN?m/m2,较商业气雾化法制备镍粉的压入塑性功23.9 kN?m/m2增大了10%,表明打印件具有更好的塑性。

图10   2种打印件的位移-载荷曲线

Fig.10   Displacement-loading curves of the printed bulk materials

综上研究可知,利用喷雾干燥和热处理相结合的方法制备的球形金属Ni粉末的3D打印件比目前气雾化法生产的商业化Ni粉末的3D打印件综合性能更优,主要归因于喷雾干燥法制备的粉末颗粒具有较为粗糙的表面结构,使激光吸收率增加;同时,表面球化现象较弱,使打印件内部孔隙等微观缺陷显著减少。本工作建立的制粉方法获得的金属粉末,其化学成分和物理性质(松装密度、流动性、粒径分布等)均能很好地满足3D打印工艺要求,且粉末颗粒具有独特的表面和内部微结构,可使打印件具有较高的致密度和优良的力学性能。此外,由于粉末制备温度较低,相对于气雾化法,本方法的工艺成本可进一步降低,在3D打印金属粉末的制备技术领域可望有良好的发展潜力。

3 结论

(1) 利用低温喷雾干燥与热处理相结合的方法制备得到了球形Ni粉。该方法对粉末的粒径、形貌和O含量等可调控性强,显著提高了细颗粒球形粉的收得率,且工艺成本较低,在3D打印金属粉末的制备技术领域有良好发展潜力。

(2) 喷雾干燥法制备的Ni粉保持了初始粉末的微细亚结构,具有较高的表面粗糙度和比表面积,利于激光的反射和吸收,其激光吸收率是具有光滑表面的气雾化法制备的商业化Ni粉的2倍以上。使用喷雾干燥法制备的Ni粉进行激光打印时,表面温度更高,熔化体积更大,表面张力和液桥毛细力减小,从而可大大改善打印件表面的球化现象。

(3) 喷雾干燥法制备Ni粉的打印件其相对密度达到99.2%,明显高于气雾化法制备的商业化Ni粉打印件的致密度。喷雾干燥法制备Ni粉打印件的显微硬度比气雾化法制备Ni粉打印件的显微硬度提高了26.8%。

(4) 喷雾干燥法制备的Ni粉在打印过程中具有更宽的熔道和更大的熔池深度。Ni粉打印件的显微组织由细小的柱状晶和胞状晶构成,其中喷雾干燥法制备Ni粉打印件的柱状晶穿过层间边界生长的现象更明显,较气雾化法制备Ni粉打印件的层间结合更致密。

来源--金属学报