增材制造用金属粉末

摘要

本发明涉及金属粉末，以按重量计的含量表示，所述金属粉末的组成包含以下元素：6.5％≤Si≤10％；4.5％≤Nb≤10％；0.2％≤B≤2.0％；0.2％≤Cu≤2.0％；C≤2％；以及任选地包含Ni≤10重量％；和/或Co≤10重量％；和/或Cr≤7重量％；和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Zr；和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Mo；和/或作为任意部分Si的一对一方式替代物的P；和/或选自Hf、Ta、W、V或Y中的一种或更多种附加元素，并且其中每种附加元素的按重量计的含量小于3.5％；和/或一种或更多种稀土金属，其中每种稀土金属的按重量计的含量小于0.2％；余量为Fe和由加工产生的不可避免的杂质，金属粉末的显微组织包含以面积分数计至少5％的非晶相，余量由晶粒尺寸低于20μm的结晶铁素体相和可能的析出物组成，金属粉末的平均球形度SPHT为至少0.80。

权利要求

1.一种金属粉末，以按重量计的含量表示，所述金属粉末的组成包含以下元素：

6.5％≤Si≤10％

4.5％≤Nb≤10％

0.2％≤B≤2.0％

0.2％≤Cu≤2.0％

C≤2％

以及任选地包含：

‑Ni≤10重量％，和/或

‑Co≤10重量％，和/或

‑Cr≤7重量％，和/或

‑作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Zr，和/或‑作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Mo，和/或‑作为任意部分Si的一对一方式替代物的P，和/或‑选自Hf、Ta、W、V或Y中的一种或更多种附加元素，并且其中每种附加元素的按重量计的含量小于3.5％，和/或‑一种或更多种稀土金属，其中每种稀土金属的按重量计的含量小于0.2％，余量为Fe和由加工产生的不可避免的杂质，所述金属粉末的显微组织包含以面积分数计至少5％的非晶相，余量由晶粒尺寸低于20μm的结晶铁素体相和可能的析出物组成，所述金属粉末的平均球形度SPHT为至少0.80。

2.根据权利要求1所述的金属粉末，其中所述铁素体相的晶粒尺寸低于10μm。

3.根据权利要求1或2中任一项所述的金属粉末，其中不超过7％的构成所述金属粉末的颗粒的球形度SPHT低于0.70。

4.根据权利要求1或2中任一项所述的金属粉末，其中构成所述金属粉末的颗粒的平均纵横比大于0.71。

5.根据权利要求1或2中任一项所述的金属粉末，其中至少80％的构成所述金属粉末的颗粒的尺寸在15μm至170μm的范围内。

6.根据权利要求1或2中任一项所述的金属粉末，其中所述显微组织包含以面积分数计至多45％的所述非晶相。

7.根据权利要求1或2中任一项所述的金属粉末，其中所述显微组织的所述结晶铁素体相为Fe‑α(Si)和Fe3Si(DO3)。

8.一种用于制造增材制造用金属粉末的方法，包括：‑(i)在高于液相线温度至少150℃的温度下熔化元素和/或金属合金，以获得熔化的组合物，以按重量计的含量表示，所述熔化的组合物包含：6.5％≤Si≤10％；4.5％≤Nb≤

10％；0.2％≤B≤2.0％；0.2％≤Cu≤2.0％；C≤2％；以及任选地包含Ni≤10重量％；和/或Co≤10重量％；和/或Cr≤7重量％；和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Zr；和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Mo；和/或作为任意部分Si的一对一方式替代物的P；和/或选自Hf、Ta、W、V或Y中的一种或更多种附加元素，并且其中每种附加元素的按重量计的含量小于3.5％；和/或一种或更多种稀土金属，其中每种稀土金属的按重量计的含量小于0.2％；余量为Fe和由加工产生的不可避免的杂质，‑(ii)通过直径为最大4mm的喷嘴利用被加压到10巴至30巴的气体将所述熔化的组合物雾化。

9.根据权利要求8所述的方法，其中熔化在一起的所述元素和/或金属合金包含FeSi铁合金、FeB铁合金、FeNb铁合金、Cu和Fe。

10.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中所述熔化在高于所述液相线温度最多450℃的温度下进行。

11.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中所述熔化在高于所述液相线温度至少300℃的温度下进行。

12.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中所述气体被加压到14巴至18巴。

13.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中喷嘴直径为2mm至3mm。

14.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中所述气体与金属的比率为1.5至7。

15.根据权利要求8或9中任一项所述的方法，其中随后对所述金属粉末进行干燥。

说明书

增材制造用金属粉末

[0001] 本发明涉及用于钢部件制造，特别是用于其增材制造的金属粉末。本发明还涉及用于制造金属粉末的方法。

[0002] 基于Fe的块体金属玻璃(bulk metallic glass，BMG)由于其优异的软磁特性、高耐腐蚀性、良好的机械特性等而备受关注。它们在电子和电气工业中用作高效磁性中高频变压器。然而，到目前为止，大多数具有良好软磁特性的基于Fe的BMG只可以在非常复杂的过程条件下生产。液体组合物必须在冷却辊之间以高冷却速率浇铸以获得通常呈薄带形式的非晶材料。随后在非常独特的过程条件下对其进行退火以生产纳米晶体类型的材料。此外，它们只能以薄带的形式生产，这极大限制了其使用。

[0003] 因此，本发明的目的是通过提供可以易于生产且易于加工以获得最终部件的基于Fe的BMG来弥补现有技术的缺点。

[0004] 为此目的，本发明的第一个主题由金属粉末组成，以按重量计的含量表示，所述金属粉末的组成包含以下元素：

[0005] 6.5％≤Si≤10％

[0006] 4.5％≤Nb≤10％

[0007] 0.2％≤B≤2.0％

[0008] 0.2％≤Cu≤2.0％

[0009] C≤2％

[0010] 以及任选地包含：

[0011] ‑Ni≤10重量％，和/或

[0012] ‑Co≤10重量％，和/或

[0013] ‑Cr≤7重量％，和/或

[0014] ‑作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Zr，和/或

[0015] ‑作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Mo，和/或

[0016] ‑作为任意部分Si的一对一方式替代物的P，和/或

[0017] ‑选自Hf、Ta、W、V或Y中的一种或更多种附加元素，并且其中每种附加元素的按重量计的含量小于3.5％，和/或

[0018] ‑一种或更多种稀土金属，其中每种稀土金属的按重量计的含量小于0.2％，[0019] 余量为Fe和由加工产生的不可避免的杂质，金属粉末的显微组织包含以面积分数计至少5％的非晶相，余量由晶粒尺寸低于20μm的结晶铁素体相和可能的析出物组成，金属粉末的平均球形度SPHT为至少0.85。

[0020] 根据本发明的金属粉末还可以具有单独或组合考虑的以下列出的任选特征：

[0021] ‑铁素体相的晶粒尺寸低于10μm，

[0022] ‑不超过7％的构成金属粉末的颗粒的球形度SPHT低于0.70。

[0023] ‑构成金属粉末的颗粒的平均纵横比大于0.71，

[0024] ‑至少80％的构成金属粉末的颗粒的尺寸在15μm至170μm的范围内。

[0025] ‑显微组织包含以面积分数计至多45％的非晶相，

[0026] ‑显微组织的结晶铁素体相为Fe‑α(Si)和Fe3Si(DO3)。

[0027] 本发明的第二个主题由用于制造增材制造用金属粉末的方法组成，所述方法包括：

[0028] ‑(i)在高于液相线温度至少150℃的温度下熔化元素和/或金属合金，以获得熔化的组合物，以按重量计的含量表示，所述熔化的组合物包含：6.5％≤Si≤10％；4.5％≤Nb≤10％；0.2％≤B≤2.0％；0.2％≤Cu≤2.0％；C≤2％，以及任选地包含：Ni≤10重量％；和/或Co≤10重量％；和/或Cr≤7重量％；和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Zr；
和/或作为任意部分Nb的一对一方式替代物的Mo；和/或作为任意部分Si的一对一方式替代物的P；和/或选自Hf、Ta、W、V或Y中的一种或更多种附加元素，并且其中每种附加元素的按重量计的含量小于3.5％；和/或一种或更多种稀土金属，其中每种稀土金属的按重量计的含量小于0.2％；余量为Fe和由加工产生的不可避免的杂质，

[0029] ‑(ii)通过直径为最大4mm的喷嘴利用被加压到10巴至30巴的气体将熔化的组合物雾化。

[0030] 根据本发明的方法还可以具有单独或组合考虑的以下列出的任选特征：

[0031] ‑熔化在一起的元素和/或金属合金包含FeSi铁合金、FeB铁合金、FeNb铁合金、Cu和Fe，

[0032] ‑熔化在高于液相线温度最多450℃的温度下进行，

[0033] ‑熔化在高于液相线温度至少300℃的温度下进行，

[0034] ‑气体被加压到14巴至18巴，

[0035] ‑喷嘴直径为2mm至3mm，

[0036] ‑气体与金属的比率为1.5至7，

[0037] ‑随后对金属粉末进行干燥。

[0038] 通过阅读以下描述将更好地理解本发明，以下描述仅仅出于说明的目的而提供并且决不旨在是限制性的。

[0039] 硅以6.5重量％至10重量％的含量存在于根据本发明的组成中。Si增加了合金的硬度并通过降低居里温度和矫顽力而显著影响磁特性，从而减少磁损耗。此外，利用硅含量的小幅调整可以容易地调整磁致伸缩。

[0040] 由于这些原因，Si含量为至少6.5重量％。然而，将Si含量限制为10重量％，因为超出该值，Si会增加合金的脆性。

[0041] 优选地，Si含量为8.0重量％至9.0重量％。发现该范围是矫顽力、初始磁导率和低磁致伸缩之间的良好折衷。

[0042] 铌含量为4.5重量％至10重量％。Nb由于其与Fe混合的高负焓和比Fe更大的原子半径而对增强基于Fe的合金的玻璃形成能力非常有效。其促进了合金内的混乱并降低了原子在结晶组织中有序排列(order)的趋势。此外，Nb促进细Cu簇和纳米析出物(结晶在这里开始)的形成并有助于避免对实现微米/纳米晶相有害的硼化物。

[0043] 由于这些原因，Nb含量为至少4.5重量％。然而，Nb的添加增加了组成的成本。因此，出于经济原因，其含量限制为10重量％。

[0044] 优选地，Nb含量为5.0重量％至6.0重量％。发现该范围在延缓晶粒生长的同时进一步提高了热稳定性。

[0045] 硼含量为0.2重量％至2.0重量％。硼极大地增加了材料的硬度和耐磨性。其还用于晶粒细化并用于提高钢的玻璃形成能力(Glass Forming Ability，GFA)，其原子半径比Fe原子半径小69pm。由于这些原因，B含量为至少0.2重量％。然而，B含量限制为2.0重量％，因为超出该值，会促进硼化物的形成，这引起材料中的脆性。

[0046] 优选地，B含量为1.0重量％至1.8重量％，以进一步避免脆性。

[0047] 铜含量为0.2重量％至2.0重量％。铜在Fe中的溶解度非常低。使少量的Cu用于形成均匀分布在合金中的纳米级簇，以充当成核起始剂和异相成核的控制剂。其还增加了钢的硬度和耐腐蚀性。然而，高含量的Cu导致更大尺寸的簇，这是不期望的。

[0048] 优选地，Cu含量为0.5重量％至1.5重量％，以进一步促进Cu纳米级簇分布的均匀性。

[0049] 碳含量低于2重量％。碳是另一种促进混乱效应以促进钢的玻璃形成能力的元素。其具有与Fe混合的高负焓并且其原子半径比Fe原子半径小89pm。然而，高碳含量可能导致形成碳化物，特别是碳化铌(在这里将开始成核)。这对显微组织是有害的。

[0050] 优选地，C含量高于0.01重量％。更优选地，其为0.01重量％至0.07重量％，以进一步提高钢的玻璃形成能力并延缓结晶。

[0051] 镍可以任选地以高至10重量％的含量存在。Ni赋予钢延展性和经典的良好淬透性。在固溶体中，其可以改善钢的弹性和韧性。因此，当其被添加时，Ni含量通常为至少0.5重量％。然而，高含量的Ni可能导致形成不期望的相。优选地，Ni含量低于5重量％。

[0052] 然而，当不添加Ni时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的Ni。

[0053] 钴可以任选地以高至10重量％的含量存在。钴改善了磁特性，例如磁饱和，还有助于延缓结晶，因为其是比铁更好的玻璃形成元素。优选地，Co含量低于3重量％。

[0054] 然而，当不添加Co时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的Co。

[0055] 铬可以任选地以高至7重量％的含量存在。Cr改善了耐腐蚀性，增加了非晶相的热稳定性，引起结构弛豫并有助于调整磁特性。优选地，Cr含量低于3.5重量％。

[0056] 然而，当不添加Cr时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的Cr。

[0057] Zr和Mo可以任选地作为任意部分Nb的一对一方式(原子)替代物存在。优选地，Zr或Mo可以替代最高至60％的Nb。这些元素在含铌钢中具有高的玻璃形成能力。特别地，Zr是钢中玻璃形成能力最高的元素。它们还通过阻碍晶粒生长而起到晶粒细化剂的作用。此外，Zr可以避免硼化物形成。由于这些元素可能与C、B、N和/或O形成化合物，因此其按重量计的含量优选保持低于3.5重量％。

[0058] 然而，当不添加Zr和/或Mo时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的Zr和Mo中的每一者。

[0059] P可以任选地作为任意部分Si的一对一方式(原子)替代物存在。该元素在含铌的钢中具有高的玻璃形成能力。其还通过阻碍晶粒生长而起到晶粒细化剂的作用。优选地，其按重量计的含量优选保持低于3.5重量％。

[0060] 然而，当不添加P时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的P。

[0061] 根据本发明的组成可以任选地包含选自Hf、Ta、W、V和Y中的至少一种附加元素。这些元素在含铌钢中具有高的玻璃形成能力。它们还通过阻碍晶粒生长而起到晶粒细化剂的作用。此外，Hf和Ta可以避免硼化物形成。另一方面，这些附加元素可以与C、B、N和/或O形成化合物。因此，这些附加元素中的每一者的按重量计的含量保持低于3.5重量％。

[0062] 然而，当不添加这些附加元素时，所述组成可以包含高至0.1重量％的作为杂质的每种附加元素。

[0063] 根据本发明的组成可以任选地包含至少一种稀土金属。它们可以通过提高玻璃形成能力以及作为晶粒细化剂限制晶粒生长来帮助延缓结晶。每种稀土金属的按重量计的含量保持低于0.2重量％。

[0064] 然而，当不添加稀土金属时，所述组成可以包含高至0.01重量％的作为杂质的每种稀土金属。

[0065] 余量由铁和由加工产生的不可避免的杂质组成。硫、氮、氧、锰、铝、铅和钙是主要杂质。它们不是特意添加的。它们可能存在于用作原材料的铁合金和/或纯元素中。优选控制其含量以避免有害地改变显微组织和/或避免增加晶粒尺寸和脆性。因此，Mg的含量应限制为0.1重量％，其他杂质的含量应限制为0.03重量％。

[0066] 金属粉末的显微组织包含以面积分数计至少5％的非晶相，余量由晶粒尺寸低于20μm的结晶铁素体相和可能的析出物(例如铁硼化物或Fe16Nb6Si7)组成。

[0067] 优选地，非晶相的面积分数为至多45％。更优选地，非晶相的面积分数为20％至45％。这代表了机械特性和磁特性之间的良好折衷。

[0068] 优选地，结晶铁素体相的面积分数为至多95％。更优选地，结晶铁素体相的面积分数为至多80％。更优选地，结晶铁素体相的面积分数为50％至80％。这代表了机械特性和磁特性之间的良好折衷。

[0069] 优选地，结晶铁素体相为Fe‑α(Si)和Fe3Si(DO3)。Fe3Si(DO3)相的存在有利于实现具有低磁致伸缩、高最大磁导率、低矫顽力、耐腐蚀性和抗氧化性、耐摩擦性、高压缩强度的打印部件。

[0070] 更优选地，Fe‑α(Si)相在结晶部分中的贡献为35％至55％。更优选地，Fe3Si(DO3)相在结晶部分中的贡献为30％至50％。更优选地，结晶部分中Fe‑α(Si)贡献与Fe3Si(DO3)贡献的比率为0.7至1.8。这代表了机械特性和磁特性之间的良好折衷。

[0071] 优选地，铁素体相具有等轴亚组织或等轴枝晶亚组织(equiaxed dendritic substructure)。

[0072] 优选地，显微组织包含作为析出物的铁硼化物(Fe23B6)和Fe16Nb6Si7。更优选地，铁硼化物析出物在结晶部分中的贡献为0.5％至5.5％。更优选地，Fe16Nb6Si7析出物在结晶部分中的贡献为2％至12％。这些析出物改善了硬度、强度和耐摩擦性。

[0073] 可以通过粉末X射线衍射(XRD)测量的Rietveld精修来计算结晶部分和非晶相的面积分数以及结晶部分中每种结晶相的贡献。

[0074] 优选地，铁素体相的晶粒尺寸低于10μm。优选地，至少20％的晶粒的尺寸为至少1μm。更优选地，至少40％的晶粒的尺寸为至少1μm。更优选地，至少10％的晶粒低于0.1μm。不同的晶粒尺寸在磁特性方面提供了良好的平衡。晶粒尺寸可以根据ASTM E112‑13通过电子背散射衍射(EBSD)测量。

[0075] 粉末的球形度高。球形度SPHT在ISO 9276‑6:2008中定义为4πA/P2，其中A是被颗粒投影覆盖的测量面积，P是颗粒投影的测量周长/周界长。1.0的值表示完美球体。粉末的平均球形度为至少0.80并且可以优选地为至少0.85或者甚至更好地为至少0.90。由于这种高球形度，金属粉末具有高度的可流动性。因此，使得增材制造更容易，并且打印的部件致密且坚硬。平均球形度可以用数字成像颗粒尺寸和形状分析仪(Digital Imaging Particle Size and Shape Analyzer)例如 来测量。

[0076] 优选地，不超过7％的颗粒的SPHT低于0.70。

[0077] 除了球形度之外，纵横比也可以用于粉末颗粒的分级。纵横比在ISO9276‑6:2008中定义为费雷特最小长度(Feret’s minimum length)与费雷特最大长度(Feret’s maximum length)之间的比率。其可以用数字成像颗粒尺寸和形状分析仪例如来测量。平均纵横比应优选高于0.71。

[0078] 优选地，至少80％的金属粉末颗粒的尺寸在15μm至170μm的范围内。

[0079] 根据ISO13320:2009通过激光衍射测量的颗粒尺寸分布优选满足以下要求(以μm为单位)：

[0080] 5≤D10≤30

[0081] 15≤D50≤65

[0082] 80≤D90≤200

[0083] 更优选地，80≤D90≤160。甚至更优选地，100≤D90≤160。

[0084] 粉末可以通过首先混合并熔化作为原料的纯元素和/或铁合金来获得。

[0085] 通常优选纯元素以避免具有过多的来自铁合金的杂质，因为这些杂质可能使结晶容易。不过，在本发明的情况下，观察到来自铁合金的杂质对实现微米/纳米晶相无害。

[0086] 铁合金是指具有高比例的一种或更多种其他元素(例如硅、铌、硼、铬、铝、锰、钼……)的各种铁合金。主要合金为FeAl(通常包含40重量％至60重量％Al)、FeB(通常包含17.5重量％至20重量％B)、FeCr(通常包含50重量％至70重量％Cr)、FeMg、FeMn、FeMo(通常包含60重量％至75重量％Mo)、FeNb(通常包含60重量％至70重量％Nb)、FeNi、FeP、FeSi(通常包含15重量％至90重量％Si)、FeSiMg、FeTi(通常包含45重量％至75重量％Ti)、FeV(通常包含35重量％至85重量％V)、FeW(通常包含70重量％至80重量％Mo)。

[0087] 纯元素尤其可以为碳和纯金属例如铁，铜，镍，钴，稀土金属，选自Zr、Hf、Ta、Mo、W、V、Cr、Y和P的附加元素。

[0088] 本领域技术人员知晓如何混合不同的铁合金和纯元素以达到目标组成。

[0089] 优选地，该混合物包含FeSi铁合金、FeB铁合金、FeNb铁合金、Cu和Fe。

[0090] 一旦通过以适当比例混合纯元素和/或铁合金获得组合物，就将该组合物在高于其液相线温度至少150℃的温度下加热并保持在该温度以熔化所有原材料并使熔体均匀化。由于这种过热，熔化的组合物粘度的降低有助于获得具有高球形度且没有伴生物、具有适当的颗粒尺寸分布以及这种特定的微米/纳米结晶组织的粉末。也就是说，由于表面张力随温度增加，优选不在高于其液相线温度超过450℃的温度下加热组合物。

[0091] 优选地，将组合物在高于其液相线温度至少300℃的温度下加热，以促进高度球形颗粒的形成。更优选地，将组合物在高于其液相线温度300℃至400℃的温度下加热。

[0092] 在本发明的一个变体中，将组合物在1300℃至1600℃下加热，这代表了粘度降低和表面张力增加之间的良好折衷。

[0093] 然后通过在中等压力下迫使熔化的金属流通过喷口(orifice)、喷嘴并通过用气体射流(气体雾化)或水射流(水雾化)对其进行撞击，将熔化的组合物雾化成细金属液滴。在气体雾化的情况下，在金属流正要离开喷嘴之前，向其中引入气体，用于在夹带的气体(由于加热)膨胀并进入大收集体积雾化塔时形成湍流。雾化塔充满气体以促进熔化的金属射流的进一步的湍流。金属液滴在其落入雾化塔期间冷却。气体雾化是优选的，因为其有利于产生具有高圆度和少量伴生物的粉末颗粒。

[0094] 雾化气体优选为氩气或氮气。它们二者与其他气体例如氦气相比更慢地增加熔体粘度，这促进较小颗粒尺寸的形成。它们还控制化学纯度，避免不期望的杂质，并在粉末的良好形态中发挥作用。由于氮的摩尔重量为14.01g/摩尔，相比之下氩的摩尔重量为39.95g/摩尔，因此用氩气可以获得比用氮气更细的颗粒。另一方面，氮气的比热容为
1.04J/(g K)，相比之下氩气的比热容为0.52J/(g K)。因此，氮气增加了颗粒的冷却速率。
为了避免组合物被氮气污染，氩气可能优于氮气。

[0095] 气体压力是重要的，因为其直接影响金属粉末的颗粒尺寸分布和显微组织。特别地，压力越高，冷却速率越高。因此，将气体压力设置为10巴至30巴，以优化颗粒尺寸分布并有利于形成微米/纳米晶相。优选地，将气体压力设置为14巴至18巴，以促进尺寸与增材制造技术最相容的颗粒的形成。

[0096] 喷嘴直径对熔化的金属的流量有直接影响，因此对颗粒尺寸分布以及对冷却速率有直接影响。将最大喷嘴直径限制为4mm，以限制平均颗粒尺寸的增加和冷却速率的降低。喷嘴直径优选为2mm至3mm，以更准确地控制颗粒尺寸分布并有利于特定显微组织的形成。

[0097] 定义为气体流量(以Kg/h为单位)与金属流量(以Kg/h为单位)之间的比率的气体与金属的比率优选保持为1.5至7，更优选保持为3至4。其有助于调整冷却速率，从而进一步促进特定显微组织的形成。

[0098] 根据本发明的一个变体，在吸湿的情况下，将通过雾化获得的金属粉末干燥以进一步改善其流动性。干燥优选在真空室中在100℃下进行。

[0099] 通过雾化获得的金属粉末可以原样使用，也可以过筛以保留尺寸更好地适合增材制造技术的颗粒供以后使用。例如，在通过粉末床熔合的增材制造的情况下，优选20μm至63μm的范围。在通过激光金属沉积或直接金属沉积的增材制造的情况下，优选45μm至150μm的范围。

[0100] 由根据本发明的金属粉末制成的部件可以通过诸如以下的增材制造技术获得：粉末床熔合(Powder Bed Fusion，LPBF)、直接金属激光烧结(Direct metal laser sintering，DMLS)、电子束熔化(Electron beam melting，EBM)、选择性热烧结(Selective heat sintering，SHS)、选择性激光烧结(Selective laser sintering，SLS)、激光金属沉积(Laser Metal Deposition，LMD)、直接金属沉积(Direct Metal Deposition，DMD)、直接金属激光熔化(Direct Metal Laser Melting，DMLM)、直接金属打印(Direct Metal Printing，DMP)、激光熔覆(Laser Cladding，LC)、粘合剂喷射(Binder Jetting，BJ)。由根据本发明的金属粉末制成的涂层也可以通过诸如冷喷涂、热喷涂、超音速火焰喷涂(High Velocity Oxygen Fuel)的制造技术获得。实施例

[0101] 在下文中提供的以下实施例和测试本质上是非限制性的并且必须仅出于举例说明的目的来考虑。以下实施例和测试将举例说明本发明的有利特征、由发明人在广泛的实验之后选择的参数的重要性，并且还建立了可以通过根据本发明的金属粉末实现的特性。

[0102] 首先通过按以下比例混合并熔化以下铁合金和纯元素来获得包含80.2重量％Fe、8.4重量％Si、5.6重量％Nb、1.6重量％B、1.3重量％Cu、0.023重量％O、0.0035重量％S、
0.052重量％C和14.4ppm N的金属组合物：

[0103] ‑11.5重量％的包含75.56％Si、0.018％P、0.09％C、0.002％S、0.82％Al的FeSi，[0104] ‑8.174重量％的包含82.33％Fe、18.16％B、0.13％Al、0.007％S、0.31％C、0.03％P和0.54％Si的FeB，

[0105] ‑8.2重量％的包含67.1％Nb、1％Si、0.3％Al、0.11％C、0.06％Ta0.05％N、0.04％P、0.033％Pb、0.01％S和31.297％Fe的FeNb，

[0106] ‑1.3重量％的纯Cu 99.9％，

[0107] ‑70.83重量％的包含99.79％Fe、0.005％C、0.001％Al、0.15％Mn、0.002％Si、0.002％P、0.002％S的铁锭。

[0108] 将该金属组合物加热高至1490℃，即高于液相线温度340℃，然后在以下过程条件下用氩气进行气体雾化：

[0109] ‑气体压力：16巴

[0110] ‑喷嘴直径：2.5mm

[0111] ‑气体与金属的比率：3.37

[0112] 然后将获得的金属粉末在真空下在100℃下干燥0.5至1天。

[0113] 该金属粉末具有以下特征：

[0114] 通过XRD分析显微组织。将来自 的TOPAS软件用于XRD图案的Rietveld精修分析。观察到显微组织包含以面积分数计的56％的结晶铁素体相、6.4％的Fe16Nb6Si7和2.47％的Fe23B6，余量由非晶相构成。结晶铁素体相由52.6％的Fe‑α(Si)和47.4％的Fe3Si(Do3)构成。从电子背散射衍射(EBSD)测量中观察到，在结晶区域中，晶粒尺寸是不均一的，其中较大晶粒(1μm至10μm)的区域通常位于粉末颗粒的中心，而较小晶粒(1μm以下)的区域通常位于其边缘或靠近非晶相。较大晶粒的区域对应于65％至80％的粉末结晶相。

[0115] 根据ISO 9276‑6:2008通过 测量的平均球形度SPHT为0.93。

[0116] 根据ISO13320:2009通过激光衍射测量的颗粒尺寸分布呈现以下特征：D10＝17.61μm、D50＝61.73μm、和D90＝166.1μm

[0117] 由于这些特征，所获得的金属粉末表现出以下特性：

[0118] 根据ASTM B213‑7通过使用霍尔流量计漏斗(Hall flowmeter funnel)测量的流动性为0.373s/g。

[0119] 对于通过振动样品磁强计(Vibrating‑Sample Magnetometer，VSM)测量的磁特‑3 ‑3性，分别在室温和400℃下测量的矫顽力Hc分别为2.06×10 T和8.03×10 T。分别在室温
2 2
和400℃下测量的磁饱和Ms分别为15.733Am/Kg和80.3Am /Kg。分别在室温和400℃下测量
2 2
的剩磁Mr分别为0.115Am/Kg和0.367Am/Kg。