Металлический порошок для аддитивного производства

Изобретение относится к металлическому порошку для изготовления стальных деталей, в частности, методами аддитивной технологии, металлический порошок содержит, мас.%: 6,5≤Si≤10, 4,5≤Nb≤10, 0,2≤B≤2,0, 0,2≤Cu≤2,0, C≤2 и необязательно содержит Ni≤10, и/или Co≤10, и/или Cr≤7, и/или Zr в качестве заменителя части Nb в соотношении один к одному, и/или Mo в качестве заменителя части Nb в соотношении один к одному, и/или P в качестве заменителя части Si в соотношении один к одному, и/или один или несколько дополнительных элементов, выбранных из Hf, Ta, W, V, Y, причем содержание каждого дополнительного элемента составляет менее 3,5, и/или одного или нескольких редкоземельных металлов, причем содержание каждого редкоземельного металла составляет менее 0,2, остальное - железо и неизбежных примеси, при этом металлический порошок имеет микроструктуру, содержащую по меньшей мере 5% от площади аморфной фазы, остальное - кристаллические ферритные фазы с размером зерна ниже 20 мкм, и имеет среднюю сферичность по меньшей мере 0,80. Изобретение направлено на улучшение обрабатываемости порошка при изготовлении изделий за счет повышения его текучести и магнитных свойств. 2 н. и 13 з.п. ф-лы, 1 пр.

 

Настоящее изобретение относится к металлическому порошку для изготовления стальных деталей и, в частности, для их аддитивного производства. Настоящее изобретение также относится к способу изготовления металлического порошка.

Массивные металлические стекла (БМС) на основе железа привлекают большое внимание благодаря своим соответствующим магнитомягким свойствам, высокой коррозионной стойкости, подходящим механическим свойствам и т. д. Они используются в качестве высокоэффективных магнитных трансформаторов для средних и высоких частот в электротехнической и электронной промышленности. Однако до сих пор большинство БМС на основе Fe с подходящими магнитомягкими свойствами можно производить только в очень сложных технологических условиях. Жидкие композиции необходимо разливать с высокой скоростью охлаждения между охлаждаемыми валками, чтобы получить аморфный материал, как правило, в виде тонкой ленты. Затем их отжигают в очень специфических технологических условиях для получения материалов нанокристаллического типа. Кроме того, они могут производиться только в виде тонких лент, что резко ограничивает их использование.

Таким образом, целью настоящего изобретения является устранение недостатков известного уровня техники путём создания БМС на основе Fe, которые можно просто производить и легко обрабатывать для получения готовых деталей.

Для этой цели первым объектом настоящего изобретения является металлический порошок, имеющий состав, включающий следующие элементы, с массовым содержанием:

6,5% ≤ Si ≤ 10%

4,5% ≤ Nb ≤ 10%

0,2% ≤ В ≤ 2,0%

0,2% ≤ Cu ≤ 2,0%

С ≤ 2%

и необязательно содержащий:

- Ni ≤ 10мас.% и/или,

- Co ≤ 10мас.% и/или,

- Cr ≤ 7мас.% и/или,

- Zr в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному и/или,

- Mo в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному и/или,

- P в качестве заменителя какой-либо части Si в соотношении один к одному и/или,

- один или несколько дополнительных элементов, выбранных из числа: Hf, Ta, W, V или Y, где массовое содержание каждого дополнительного элемента составляет менее 3,5%, и/или,

- один или несколько редкоземельных металлов, при этом массовое содержание каждого редкоземельного металла составляет менее 0,2%,

остальное составляют Fe и неизбежные примеси, возникающие в результате обработки, металлический порошок имеет микроструктуру, включающую по меньшей мере 5%, в долях площади, аморфной фазы, остальное состоит из кристаллических ферритных фаз с размером зерна менее 20 мкм и возможных выделений, металлический порошок имеет среднюю сферичность SPHT по меньшей мере 0,85.

Металлический порошок, согласно изобретению, может также иметь дополнительные признаки, перечисленные ниже, рассматриваемые по отдельности или совместно:

- размер зёрен ферритных фаз менее 10 мкм,

- не более 7% частиц, входящих в состав металлического порошка, имеют сферичность SPHT ниже 0,70,

- среднее аспектное отношение частиц, составляющих металлический порошок, выше 0,71,

- по меньшей мере 80% частиц, составляющих металлический порошок, имеют размер в диапазоне 15 - 170 мкм.

- микроструктура включает не более 45 %, в долях площади, аморфной фазы,

- кристаллические ферритные фазы микроструктуры представлены Fe-α(Si) и Fe3Si(DO3).

Второй предмет изобретения представляет собой способ производства металлического порошка для аддитивного производства, включающий:

- (i) плавление элементов и/или металлических сплавов при температуре по меньшей мере на 150°C выше температуры ликвидуса, так чтобы получить расплавленную композицию, включающую в массовых процентах 6,5% ≤ Si ≤ 10%, 4,5% ≤ Nb ≤ 10%, 0,2% ≤ B ≤ 2,0%, 0,2% ≤ Cu ≤2,0 %, C ≤2 % и, необязательно, содержащую Ni ≤ 10мас.%, и/или Co ≤ 10мас.%, и/или Cr ≤ 7мас.%, и /или Zr в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному и/или Mo в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному и/или P в качестве заменителя какой-либо части Si в соотношении один к одному и/или один или несколько дополнительных элементов, выбранных из числа: Hf, Ta, W, V или Y, где содержание каждого дополнительного элемента по массе составляет менее 3,5%, и/или один или более редкоземельных металлов, при этом массовое содержание каждого редкоземельного металла составляет менее 0,2%, остальное составляют Fe и неизбежные примеси, возникающие в результате обработки,

- (ii) распыление расплавленной композиции через сопло, диаметр которого составляет не более 4 мм, с помощью газа под давлением 10 - 30 бар.

Способ согласно изобретению, также может иметь перечисленные ниже необязательные признаки, рассматриваемые по отдельности или в комбинации:

- элементы и/или металлические сплавы, расплавленные вместе, включают ферросплав FeSi, ферросплав FeB, ферросплав FeNb, Cu и Fe,

- плавку производят при температуре по меньшей мере на 450°C выше температуры ликвидуса,

- плавку производят при температуре по меньшей мере на 300°С выше температуры ликвидуса,

- газ находится под давлением 14 до 18 бар,

- диаметр сопла составляет 2 - 3 мм,

- отношение газа к металлу составляет 1,5 - 7,

- затем металлический порошок сушат.

Изобретение будет лучше понятно при чтении следующего описания, которое представлено исключительно для объяснения и никоим образом не предназначено для ограничения изобретения.

Кремний присутствует в композиции согласно изобретению в количестве 6,5 – 10 мас.%. Si увеличивает твёрдость сплава и значительно влияет на магнитные свойства, снижая температуру Кюри и коэрцитивную силу, тем самым уменьшая магнитные потери. Кроме того, магнитострикцию можно легко настроить с помощью незначительной корректировки содержания кремния.

По этим причинам содержание Si составляет по меньшей мере 6,5 мас.%. Однако содержание Si ограничено 10 мас.%, поскольку выше этого значения Si увеличивает хрупкость сплава.

Предпочтительно содержание Si составляет 8,0 - 9,0 мас.% Этот диапазон оказался подходящим компромиссом между коэрцитивной силой, начальной проницаемостью и низкой магнитострикцией.

Содержание ниобия составляет 4,5 – 10 мас.%. Nb очень эффективен для повышения стеклообразующей способности сплава на основе Fe благодаря его высокой отрицательной энтальпии смешения с Fe и большему атомному радиусу, чем у Fe. Это способствует беспорядку внутри сплава и снижает склонность атомов к упорядочению в кристаллических структурах. Кроме того, ниобий способствует образованию мелких кластеров меди и нановыделений, где начинается кристаллизация, и помогает избежать формирования боридов, которые препятствуют получению микро/нанокристаллической фазы.

По этим причинам содержание Nb составляет не менее 4,5 мас.%. Однако добавление Nb увеличивает стоимость композиции. Так, по экономическим причинам его содержание ограничено 10 мас.%.

Предпочтительно содержание Nb составляет 5,0 - 6,0 мас.%. Было обнаружено, что этот диапазон дополнительно повышает термическую стабильность при замедлении роста зерна.

Содержание бора составляет 0,2 - 2,0 мас.%. Бор значительно повышает твёрдость и износостойкость материала. Он также используется для измельчения зерна и увеличения стеклообразующей способности (GFA) стали, поскольку его атомный радиус на 69 пм меньше атомного радиуса Fe. По этим причинам содержание В составляет по меньшей мере 0,2 мас.%. Однако содержание В ограничено 2,0 мас.%, поскольку выше этого значения усиливается образование борида, который вызывает хрупкость материала.

Предпочтительно содержание В составляет 1,0 - 1,8 мас.%, чтобы дополнительно избежать хрупкости.

Содержание меди составляет 0,2 - 2,0 мас.%. Медь имеет очень низкую растворимость в Fe. Небольшие количества Cu используются для формирования наноразмерных кластеров, однородно распределённых в сплаве, которые действуют как инициаторы зародышеобразования и регуляторы гетерогенного зародышеобразования. Это также увеличивает твёрдость и коррозионную стойкость стали. Однако высокое содержание Cu приводит к образованию кластеров большего размера, что нежелательно.

Предпочтительно содержание Cu составляет 0,5 - 1,5 мас.%, чтобы дополнительно способствовать однородности распределения наноразмерных кластеров Cu.

Содержание углерода ниже 2 мас.%. Углерод является ещё одним элементом, который способствует эффекту смешения, что усиливает способность стали образовывать стекло. Он имеет высокую отрицательную энтальпию смешения с Fe и его атомный радиус на 89 пм меньше атомного радиуса Fe. Однако высокое содержание углерода может привести к образованию карбидов, в частности карбидов ниобия, где начнется зародышеобразование. Это негативно влияет на микроструктуру.

Предпочтительно содержание С выше 0,01 мас.%. Более предпочтительно его содержание составляет 0,01 - 0,07 мас.% для дальнейшего улучшения способности стали к стеклообразованию и замедления кристаллизации.

Никель может необязательно присутствовать в количестве до 10 мас.%. Ni придаёт стали пластичность и классически подходящую прокаливаемость. В твёрдом растворе он может улучшить эластичность и вязкость стали. Таким образом, когда его добавляют, содержание Ni обычно составляет по меньшей мере 0,5 мас.%. Тем не менее, высокое содержание Ni может привести к образованию нежелательных фаз. Предпочтительно содержание Ni составляет менее 5 мас.%

Однако, если Ni не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% Ni в качестве примеси.

Кобальт может необязательно присутствовать в количестве до 10 мас.%. Кобальт улучшает магнитные свойства, такие как магнитное насыщение, а также способствует замедлению кристаллизации, поскольку он является лучшим стеклообразующим элементом, чем железо. Предпочтительно, содержание Со ниже 3 мас.%.

Однако, если Со не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% Со в качестве примеси.

Хром может необязательно присутствовать в количестве до 7 мас.%. Cr улучшает коррозионную стойкость, повышает термическую стабильность аморфной фазы, вызывает структурную релаксацию и помогает регулировать магнитные свойства. Предпочтительно содержание Cr составляет менее 3,5 мас.%.

Однако, если Cr не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% Cr в качестве примеси.

Zr и Мо могут необязательно присутствовать в качестве заменителей какой-либо части Nb в соотношении один к одному (атомном). Предпочтительно, Zr или Mo могут замещать до 60% Nb. Эти элементы обладают высокой стеклообразующей способностью в стали с ниобием. В частности, Zr обладает самой высокой стеклообразующей способностью в стали. Они также работают как измельчители зерна, препятствуя росту зерна. Кроме того, Zr позволяет избежать образования боридов. Поскольку эти элементы могут образовывать соединения с С, В, N и/или О, их массовое содержание предпочтительно поддерживают ниже 3,5 мас.%.

Однако, если Zr и/или Мо не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% каждого из Zr и Мо в качестве примеси.

P может необязательно присутствовать в качестве заменителя какой-либо части Si в соотношении один к одному (атомном). Этот элемент обладает высокой стеклообразующей способностью в стали с ниобием. Он также работает как измельчитель зерна, препятствуя росту зерна. Предпочтительно его содержание по массе поддерживается ниже 3,5 мас.%.

Однако, если Р не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% Р в качестве примеси.

Композиция, согласно изобретению, может дополнительно содержать по меньшей мере один дополнительный элемент, выбранный из Hf, Ta, W, V и Y. Эти элементы обладают высокой стеклообразующей способностью в стали с ниобием. Они также работают как измельчители зерна, препятствуя росту зерна. Кроме того, Hf и Ta позволяют избежать образования боридов. С другой стороны, эти дополнительные элементы могут образовывать соединения с С, В, N и/или О. Следовательно, массовое содержание каждого из этих дополнительных элементов поддерживается ниже 3,5 мас.%.

Однако, если эти дополнительные элементы не добавляют, композиция может содержать до 0,1 мас.% каждого дополнительного элемента в качестве примеси.

Композиция по изобретению может необязательно содержать по меньшей мере один редкоземельный металл. Они могут помочь замедлить кристаллизацию, увеличивая способность к формированию стекла и ограничивая рост зерна в качестве измельчителей зерна. Массовое содержание каждого из редкоземельных металлов не превышает 0,2 мас.%.

Однако, если редкоземельные металлы не добавляют, композиция может содержать до 0,01 мас.% каждого редкоземельного металла в качестве примеси.

Остальное в составе состоит из железа и неизбежных примесей, возникающих в результате обработки. Основными примесями являются сера, азот, кислород, марганец, алюминий, свинец и кальций. Они не добавляются намеренно. Они могут присутствовать в ферросплавах и/или чистых элементах, используемых в качестве сырья. Их содержание предпочтительно контролируют, чтобы избежать неблагоприятного изменения микроструктуры и/или избежать увеличения размера зерна и хрупкости. Следовательно, содержание Mg должно быть ограничено 0,1 мас.%, а содержание других примесей должно быть ограничено 0,03 мас.%.

Металлический порошок имеет микроструктуру, включающую по меньшей мере 5%, в долях площади, аморфной фазы, остальное составляют кристаллические ферритные фазы с размером зерна менее 20 мкм и возможные выделения, такие как борид железа или Fe16Nb6Si7.

Предпочтительно, доля площади аморфной фазы составляет не более 45%. Более предпочтительно, доля площади аморфной фазы составляет 20 - 45%. Это представляет собой подходящий компромисс между механическими и магнитными свойствами.

Предпочтительно, доля площади кристаллических ферритных фаз составляет не более 95%. Более предпочтительно, доля площади кристаллических ферритных фаз составляет не более 80%. Более предпочтительно, доля площади кристаллических ферритных фаз составляет 50 - 80%. Это представляет подходящий компромисс между механическими и магнитными свойствами.

Предпочтительно, кристаллическими ферритными фазами являются Fe-α(Si) и Fe3Si(DO3). Присутствие фазы Fe3Si (DO3) способствует получению печатных деталей с низкой магнитострикцией, высокой максимальной проницаемостью, низкой коэрцитивной силой, коррозионной стойкостью и стойкостью к окислению, сопротивлением трению, высокой прочностью на сжатие.

Более предпочтительно, доля фазы Fe-α(Si) в кристаллической фракции составляет 35 - 55%. Более предпочтительно, доля фазы Fe3Si (DO3) в кристаллической фракции составляет 30 - 50%. Более предпочтительно, отношение доли Fe-α(Si) к доле Fe3Si(DO3) в кристаллической фракции составляет 0,7 - 1,8. Это представляет подходящий компромисс между механическими и магнитными свойствами.

Предпочтительно ферритные фазы имеют равноосную или равноосную дендритную субструктуру.

Предпочтительно микроструктура включает борид железа (Fe23B6) и Fe16Nb6Si7 в виде выделений. Более предпочтительно доля выделения борида железа в кристаллической фракции составляет 0,5 - 5,5%. Более предпочтительно доля выделения Fe16Nb6Si7 в кристаллической фракции составляет 2 - 12%. Эти выделения улучшают твёрдость, прочность и сопротивление трению.

Доли площади кристаллической фракции и аморфной фазы, а также вклад каждой кристаллической фазы в кристаллическую фракцию можно рассчитать с помощью уточнения Ритвельда рентгенограммы порошковой рентгеновской дифракции (XRD).

Предпочтительно размер зёрен ферритных фаз составляет менее 10 мкм. Предпочтительно, по меньшей мере 20% зёрен имеют размер по меньшей мере 1 мкм. Более предпочтительно, по меньшей мере 40% зёрен имеют размер по меньшей мере 1 мкм. Более предпочтительно, по меньшей мере 10% зёрен имеют размер менее 0,1 мкм. Различные размеры зерна обеспечивают подходящий баланс с точки зрения магнитных свойств. Размер зерна можно измерить с помощью дифракции обратного рассеяния электронов (EBSD) в соответствии со стандартом ASTM E112-13.

Сферичность порошка высокая. Сферичность SPHT определяется по ISO 9276-6:2008 как 4πA/P², где A представляет измеренную площадь, покрытую проекцией частицы, а P представляет измеренный периметр/окружность проекции частицы. Значение 1,0 указывает на идеальную сферу. Средняя сферичность порошка составляет по меньшей мере 0,80 и предпочтительно может быть по меньшей мере 0,85 или по меньшей мере 0,90. Благодаря такой высокой сферичности металлический порошок обладает высокой текучестью. Следовательно, аддитивное производство упрощается, а печатные детали получаются плотными и твёрдыми. Среднюю сферичность можно измерить с помощью анализатора размера и формы частиц с цифровой визуализацией, такого как Camsizer®.

Предпочтительно не более 7% частиц имеют SPHT ниже 0,70.

Помимо сферичности, для классификации частиц порошка можно использовать аспектное отношение. Аспектное отношение определяется в ISO 9276-6:2008 как отношение минимальной длины Feret к максимальной длине Feret. Его можно измерить с помощью анализатора размера и формы частиц с цифровой визуализацией, такого как Camsizer®. Среднее аспектное отношение должно быть предпочтительно выше 0,71.

Предпочтительно, по меньшей мере 80% частиц металлического порошка имеют размер в диапазоне 15 - 170 мкм.

Распределение частиц по размерам, измеренное с помощью лазерной дифракции в соответствии с ISO13320:2009, предпочтительно удовлетворяет следующим требованиям (в мкм):

5 ≤ D10 ≤ 30

15 ≤ D50 ≤ 65

80 ≤ D90 ≤ 200

Более предпочтительно 80 ≤ D90 ≤ 160. Ещё более предпочтительно 100 ≤ D90 ≤ 160.

Порошок может быть получен путём предварительного смешивания и плавления чистых элементов и/или ферросплавов в качестве сырья.

Обычно предпочтительны чистые элементы, чтобы избежать слишком большого количества примесей, поступающих из ферросплавов, поскольку эти примеси могут облегчить кристаллизацию. Тем не менее, в случае настоящего изобретения было замечено, что примеси, поступающие из ферросплавов, не мешали получению микро/нанокристаллической фазы.

Ферросплавы относятся к различным сплавам железа с высокой долей одного или нескольких других элементов, таких как кремний, ниобий, бор, хром, алюминий, марганец, молибден... Основными сплавами являются FeAl (обычно включающий 40 – 60 мас.% Al), FeB (обычно включающий 17,5 – 20 мас.% B), FeCr (обычно включающий 50 – 70 мас.% Cr), FeMg, FeMn, FeMo (обычно включающий 60 – 75 мас.% Mo), FeNb (обычно включающий 60 – 70 мас.% Nb), FeNi, FeP, FeSi (обычно включающий 15 – 90 мас.% Si), FeSiMg, FeTi (обычно включающий 45 – 75 мас.% Ti), FeV (обычно включающий 35 – 85 мас.% V), FeW (обычно включающий 70 – 80 мас.% W).

Чистыми элементами могут быть, в частности, углерод и чистые металлы, такие как железо, медь, никель, кобальт, редкоземельные металлы, дополнительные элементы, выбранные из Zr, Hf, Ta, Mo, W, V, Cr, Y и P. Специалисты в данной области техники знают, как смешивать различные ферросплавы и чистые элементы для получения целевого состава.

Предпочтительно смесь включает ферросплав FeSi, ферросплав FeB, ферросплав FeNb, Cu и Fe.

После того, как композиция получена путём смешивания чистых элементов и/или ферросплавов в соответствующих пропорциях, композицию нагревают при температуре по меньшей мере на 150°C выше её температуры ликвидуса и выдерживают при этой температуре для расплавления всего сырья и гомогенизации расплава. Благодаря этому перегреву снижение вязкости расплавленной композиции помогает получить порошок с высокой сферичностью без сателлитов, с соответствующим распределением частиц по размерам, наряду с этой специфической микро/нанокристаллической структурой. Однако, поскольку поверхностное натяжение увеличивается с температурой, предпочтительно не нагревать композицию при температуре более чем на 450°С выше температуры её ликвидуса.

Предпочтительно композицию нагревают при температуре по меньшей мере на 300°С выше температуры её ликвидуса, чтобы усилить образование высокосферических частиц. Более предпочтительно композицию нагревают при температуре на 300 - 400°С выше температуры её ликвидуса.

В одном варианте изобретения композицию нагревают до температуры 1300 - 1600°С, что представляет собой подходящий компромисс между снижением вязкости и увеличением поверхностного натяжения.

Затем расплавленную композицию распыляют на мелкие капли металла путем нагнетания потока расплавленного металла через отверстие сопла, при умеренном давлении и обдувая его струями газа (распыление газом) или воды (распыление водой). В случае распыления газом газ вводят в металлический поток непосредственно перед выходом из сопла, что служит для создания турбулентности, поскольку захваченный газ расширяется (из-за нагрева) и выходит в большой объем, распылительную колонну. Последняя заполняется газом для дальнейшего завихрения струи расплавленного металла. Капли металла охлаждаются при падении в распылительной колонне. Газовое распыление является предпочтительным, поскольку оно способствует получению частиц порошка, имеющих высокую степень округлости и небольшое количество сопутствующих веществ.

Газ распыления предпочтительно представляет собой аргон или азот. Оба они увеличивают вязкость расплава медленнее, чем другие газы, например, гелий, который способствует образованию частиц меньшего размера. Они также контролирует чистоту химического состава, позволяя избегать нежелательных примесей, и играют ключевую роль в хорошей морфологии порошка. С аргоном можно получить более мелкие частицы, чем с азотом, поскольку молярная масса азота составляет 14,01 г/моль по сравнению с 39,95 г/моль для аргона. С другой стороны, удельная теплоемкость азота составляет 1,04 Дж/(г·К) по сравнению с 0,52 для аргона. Так, азот увеличивает скорость охлаждения частиц. Аргон может быть предпочтительнее азота, чтобы избежать загрязнения композиции азотом.

Давление газа имеет большое значение, поскольку оно напрямую влияет на распределение частиц по размерам и микроструктуру металлического порошка. В частности, чем выше давление, тем выше скорость охлаждения. Следовательно, давление газа устанавливают в пределах 10 - 30 бар, чтобы оптимизировать распределение частиц по размерам и способствовать формированию микроструктуры. Предпочтительно давление газа устанавливают в пределах 14 - 18 бар, чтобы способствовать образованию частиц, размер которых наиболее совместим с технологиями аддитивного производства.

Диаметр сопла оказывает непосредственное влияние на скорость потока расплавленного металла и, таким образом, на распределение частиц по размерам и на скорость охлаждения. Максимальный диаметр сопла ограничен 4 мм, чтобы ограничить увеличение среднего размера частиц и снижение скорости охлаждения. Диаметр сопла предпочтительно составляет 2 - 3 мм, чтобы более точно контролировать распределение частиц по размерам и способствовать формированию определённой микроструктуры.

Отношение газа к металлу, определяемое как отношение между расходом газа (в кг/ч) и расходом металла (в кг/ч), предпочтительно поддерживают в пределах 1,5 - 7, более предпочтительно 3 - 4. Это помогает регулировать скорость охлаждения и, таким образом, дополнительно способствует формированию специфической микроструктуры.

Согласно одному варианту изобретения в случае поглощения влаги металлический порошок, полученный распылением, высушивают для дальнейшего улучшения его сыпучести. Сушку предпочтительно проводить при 100°С в вакуумной камере.

Металлический порошок, полученный распылением, можно использовать как таковой или просеять, чтобы сохранить частицы, размер которых лучше соответствует технологии аддитивного производства для последующего использования. Например, в случае аддитивного производства с помощью технологии Powder Bed Fusion предпочтительным является диапазон 20 – 63 мкм. В случае аддитивного производства путём лазерного осаждения металла или прямого осаждения металла предпочтительным является диапазон 45 - 150 мкм.

Детали, изготовленные из металлического порошка в соответствии с изобретением, могут быть получены методами аддитивного производства, такими как расплавление в слое порошка лазером (LPBF), прямое лазерное спекание металла (DMLS), электронно-лучевое плавление (EBM), селективное термическое спекание (SHS), селективное лазерное спекание (SLS), лазерное осаждение металла (LMD), прямое осаждение металла (DMD), прямое лазерное плавление металла (DMLM), прямая печать металлом (DMP), лазерная плакировка (LC), струйная обработка связующим (BJ). Покрытия из металлического порошка в соответствии с изобретением также могут быть получены с помощью таких производственных технологий, как холодное напыление, термическое напыление, высокоскоростное кислородное топливо.

Примеры

Следующие примеры и тесты, представленные ниже, не носят ограничительного характера и должны рассматриваться только в иллюстративных целях. Они иллюстрируют преимущества настоящего изобретения, значение параметров, выбранных изобретателями после обширных экспериментов, и дополнительно определяют свойства, которые могут быть достигнуты с помощью металлического порошка согласно изобретению.

Сначала получают металлическую композицию, включающую 80,2 мас.% Fe, 8,4 мас.% Si, 5,6 мас.% Nb, 1,6 мас.% B, 1,3 мас.% Cu, 0,023 мас.% O, 0,0035 мас.% S, 0,052 мас.% C и 14,4 ч/млн. N. путём смешивания и плавления следующих ферросплавов и чистых элементов в следующих соотношениях:

- 11,5 мас.% FeSi, включающего 75,56 % Si, 0,018 % P, 0,09 % C, 0,002 % S, 0,82 % Al,

- 8,174 мас.% FeB, включающего 82,33% Fe, 18,16% B, 0,13% Al, 0,007% S, 0,31% C, 0,03% P и 0,54% Si,

- 8,2 мас.% FeNb, включающего 67,1% Nb, 1% Si, 0,3% Al, 0,11% C, 0,06% Ta, 0,05% N, 0,04% P, 0,033% Pb, 0,01% S и 31,297% Fe,

- 1,3 мас.% чистой меди 99,9 %,

- 70,83 мас.% слитков железа, включающих 99,79 % Fe, 0,005 % C, 0,001 % Al, 0,15 % Mn, 0,002 % Si, 0,002 % P, 0,002 % S.

Эту металлическую композицию нагревают до 1490°С, т.е. на 340°С выше температуры ликвидуса, и затем подвергают газовому распылению с аргоном при следующих условиях процесса:

- Давление газа: 16 бар

- Диаметр сопла: 2,5 мм

- Отношение газа к металлу: 3,37

Затем полученный металлический порошок сушат при 100°С в вакууме в течение 0,5 - 1 дня.

Металлический порошок имеет следующие характеристики.

Микроструктуру анализируют методом XRD. Программное обеспечение TOPAS от Bruker® используют для уточнения Ритвельда рентгенограммы XRD. Было обнаружено, что микроструктура включает в долях площади 56 % кристаллических ферритных фаз, 6,4 % Fe16Nb6Si7 и 2,47 % Fe23B6, остальное составляет аморфная фаза. Кристаллические ферритные фазы состоят из 52,6 % Fe-α(Si) и 47,4 % Fe3Si (Do3). При измерении дифракцией обратного рассеяния электронов (EBSD) было установлено, что в кристаллической области размер зерна является неоднородным с областями более крупных зёрен (1 - 10 мкм), обычно расположенными в центре частицы порошка, и областями меньшего размера зерна (менее 1 мкм), как правило, расположенными по его краям, или близкими к аморфной фазе. Участки более крупных зёрен соответствуют 65 - 80% кристаллической фазы порошка.

Средняя сферичность SPHT, измеренная Camsizer® в соответствии с ISO 9276-6:2008, составляет 0,93.

Распределение частиц по размерам, измеренное методом лазерной дифракции в соответствии со стандартом ISO13320:2009, имеет следующие характеристики: D10 = 17,61 мкм, D50 = 61,73 мкм и D90 = 166,1 мкм.

Благодаря этим характеристикам полученный металлический порошок имеет следующие свойства.

Текучесть, определённая с использованием расходомера Холла в соответствии с ASTM B213-7, составляет 0,373 с/г.

Что касается магнитных свойств, измеренных с помощью вибрационного магнитометра (VSM), коэрцитивная сила Hc, измеренная соответственно при комнатной температуре и при 400°C, составляет соответственно 2,06x10^-3 Тл и 8,03x10^-3 Тл. Магнитное насыщение Ms, измеренное соответственно при комнатной температуре и при 400°C, составляет соответственно 15,733 А⋅м²/кг и 80,3 А⋅м²/кг. Остаточная намагниченность Mr, измеренная соответственно при комнатной температуре и при 400°C, составляет соответственно 0,115 А⋅м²/кг и 0,367 А⋅м²/кг.

1. Металлический порошок, имеющий состав, содержащий следующие элементы в массовых процентах:

6,5%≤Si≤10%,

4,5%≤Nb≤10%,

0,2%≤В≤2,0%,

0,2%≤Cu≤2,0%,

С≤2%

и необязательно содержащий:

Ni≤10 мас.%, и/или

Co≤10 мас.%, и/или

Cr≤7мас.%, и/или

Zr в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному, и/или

Mo в качестве заменителя какой-либо части Nb в соотношении один к одному, и/или

P в качестве заменителя какой-либо части Si в соотношении один к одному, и/или

один или несколько дополнительных элементов, выбранных из Hf, Ta, W, V или Y, где массовое содержание каждого дополнительного элемента составляет менее 3,5%, и/или

один или несколько редкоземельных металлов, при этом массовое содержание каждого редкоземельного металла составляет менее 0,2%,

остальное составляют Fe и неизбежные примеси, возникающие в результате обработки, причем металлический порошок имеет микроструктуру, включающую по меньшей мере 5%, в долях площади, аморфной фазы, остальное состоит из кристаллических ферритных фаз с размером зерна менее 20 мкм и возможных выделений, и металлический порошок имеет среднюю сферичность SPHT по меньшей мере 0,80.

2. Металлический порошок по п. 1, в котором размер зёрен ферритной фазы составляет менее 10 мкм.

3. Металлический порошок по п. 1 или 2, в котором не более 7% частиц, составляющих металлический порошок, имеют сферичность SPHT ниже 0,70.

4. Металлический порошок по любому из пп. 1-3, в котором среднее аспектное отношение размеров частиц, составляющих металлический порошок, превышает 0,71.

5. Металлический порошок по любому из пп. 1-4, в котором по меньшей мере 80% частиц, составляющих металлический порошок, имеют размер в диапазоне 15-170 мкм.

6. Металлический порошок по любому из пп. 1-5, в котором микроструктура включает не более 45%, в долях площади, аморфной фазы.

7. Металлический порошок по любому из пп. 1-6, в котором кристаллические ферритные фазы микроструктуры представляют собой Fe-α(Si) и Fe3Si(DO3).

8. Способ получения металлического порошка для аддитивного производства, включающий:

- (i) плавление элементов и/или металлических сплавов при температуре по меньшей мере на 150°C выше температуры ликвидуса для получения расплавленной композиции, включающей в массовых процентах: 6,5%≤Si≤10%, 4,5%≤Nb≤10%, 0,2%≤B≤2,0%, 0,2%≤Cu≤2,0%, C≤2% и необязательно содержащей Ni≤10 мас.%, и/или Co≤10 мас.%, и/или Cr≤7 мас.%, и /или Zr в качестве заменителя какой-либо части Nb в отношении один к одному, и/или Mo в качестве заменителя какой-либо части Nb в отношении один к одному, и/или P в качестве заменителя какой-либо части Si в отношении один к одному, и/или один или несколько дополнительных элементов, выбранных из Hf, Ta, W, V или Y, где содержание каждого дополнительного элемента в массовых процентах составляет менее 3,5%, и/или один или более редкоземельных металлов, при этом массовое содержание каждого редкоземельного металла составляет менее 0,2%, остальное составляют Fe и неизбежные примеси, возникающие в результате обработки,

- (ii) распыление расплавленной композиции через сопло, диаметр которого составляет не более 4 мм, с помощью газа под давлением 10-30 бар.

9. Способ по п. 8, в котором элементы и/или металлические сплавы, совместно расплавленные, включают ферросплав FeSi, ферросплав FeB, ферросплав FeNb, Cu и Fe.

10. Способ по п. 8 или 9, в котором плавление проводят при температуре максимум на 450°С выше температуры ликвидуса.

11. Способ по любому из пп. 8-10, в котором плавление проводят при температуре по меньшей мере на 300°С выше температуры ликвидуса.

12. Способ по любому из пп. 8-11, в котором газ находится под давлением 14-18 бар.

13. Способ по любому из пп. 8-12, в котором диаметр сопла составляет 2-3 мм.

14. Способ по любому из пп. 8-13, в котором отношение газа к металлу составляет 1,5-7.

15. Способ по любому из пп. 8-14, в котором металлический порошок далее сушат.