霧化壓力對VIGA 技術制備Cu-Al-Ni 合金粉末粒度分布影響機理分析

趙 航,王曉峰

(陜西科技大學 機電工程學院,陜西 西安 710021)

0 引言

近兩年增材制造行業(yè)對銅合金的需求有明顯增長,銅合金增材制造技術不斷被開發(fā)應用,原材料也從早期易于成型的鑄造錫青銅轉向純銅和各類高強高導銅。有研究報告預測,2019—2027 年期間,全球銅增材制造市場的產品將以51%的年復合增長率增長。目前,銅合金打印還存在諸多工藝和材料問題,生產的金屬粉末球形特征不明顯,含有大量的衛(wèi)星粉、空心粉,這些都無法達到3D 打印所需的優(yōu)良性能。針對3D 打印用金屬粉末的制備方法主要有氣霧化法和旋轉電極霧化法[1]。氣霧化法制粉,是利用高速氣流沖擊熔融金屬液流,使氣體動能轉化為熔體表面能,進而形成細小的液滴并凝固成粉末顆粒的方法[2],該方法具有環(huán)境污染小、粉末球形度高、氧含量低以及冷卻速率大等優(yōu)點,已成為生產高性能球形金屬及合金粉末的主要方法[3]。旋轉電機霧化法是等離子體將金屬液滴霧化成球形粉末,在等離子體產生的高溫高壓環(huán)境下,金屬液滴在旋轉電極的作用下,受到電場力的作用,被剪斷成微小的液滴,并在等離子體中迅速冷卻成球形粉末。真空感應熔煉氣霧化技術(VIGA)是氣霧化法制備高性能球形金屬及金屬合金粉末的主流霧化制粉技術,該技術通常采用緊耦合霧化噴嘴,以減少液態(tài)金屬的流動長度和氣體的能量損失,有利于熔體成膜和初始破碎,大幅度提高霧化效率[4]。超音速霧化氣流和高溫金屬熔液的作用使得氣霧化流場結構變得極其復雜,盡管對其基本特征有了一定的了解,但是關于緊耦合氣霧化機制的細節(jié)仍然不甚清楚,尤其是國內的粉末制備技術更為落后,缺乏核心理論,大規(guī)模的工業(yè)制粉仍處在探索階段,因此研究VIGA制備銅合金金屬粉末是有必要的,這對制備球形度好、粒度分布窄、符合增材制造的銅合金粉末具有重要意義。

由于VIGA 制粉過程是在密閉高溫環(huán)境下氣液耦合,難以觀察細節(jié),用傳統(tǒng)的實驗方法很難觀測到氣體沖擊金屬熔液的復雜過程,而計算流體力學(CFD)可以實現(xiàn)對氣體軌跡、金屬熔體破碎的可視化模擬,是對VIGA 制粉技術進行研究改進的方便有效方法。Aydin 等[5]利用計算流體力學軟件進行工藝參數(shù)優(yōu)化研究,以確定在氣霧化制粉中氣體壓力對導流管端部基礎壓力和流動分離的影響,結果表明CFD 建?？捎糜诠烙媷娮斓娜垠w尖端基礎壓力,流動分離的形成強烈依賴于霧化氣體壓力。Shi等[6]對5～8 MPa 鐵基非晶合金粉末生產的氣霧化過程進行模擬,結果如波模型所預測的一致,隨著氣壓的升高,顆粒粒徑逐漸減小,其分布更加集中。Kalpana 等[7]為了了解氣體壓力對液滴尺寸的影響,以氮氣作為霧化氣體,模擬熔融鋁的霧化過程,發(fā)現(xiàn)霧化速率隨著氣體壓力的增加而增加,但是變形特性和破裂機理保持不變;液滴尺寸和累積體積分布表明,霧化過程的有效性隨著霧化氣體壓力的提高而提高。Wang 等[8]對VIGA 中的緊耦合環(huán)孔噴嘴的霧化過程進行建模模擬,發(fā)現(xiàn)增加噴嘴的環(huán)孔數(shù)量,初始液滴的質量中值直徑(MMD,d50)先減小后增大,二次霧化的主要破碎模式是袋裝破碎和多模式破碎,袋裝破碎會導致空心粉的形成,但可以通過提高霧化氣體速度來避免。上述研究均表明了霧化壓力對氣霧化制粉有顯著的影響,但是大多數(shù)研究都是針對低霧化氣體壓力的模擬,對高霧化氣壓(≥6.0 MPa)下的氣霧化制粉過程研究較少。

本文模擬采用VIGA 技術在不同的霧化氣壓(6.0 MPa、7.0 MPa、8.0 MPa)下制備Cu-Al-Ni 合金粉末,并基于CFD 技術,利用Fluent 軟件,對霧化過程中氣液兩相流的相互作用進行建模,主要模擬霧化過程中不同霧化氣壓下銅鋁鎳合金熔液的一次破碎和二次破碎,結合實驗,分析不同霧化氣壓對粉末特性的影響規(guī)律,旨在對高壓氣霧化結果提供理論依據(jù),以期對工業(yè)生產銅粉有指導作用。

1 模擬方法及過程

1.1 一次霧化模型的建立

VOF 模型是一種基于固定歐拉網格的曲面跟蹤方法,通過單獨求解動量方程和單獨處理每一種流體通過區(qū)域的容積比來模擬2 種或3 種不能混合的流體。在氣霧化制粉過程中,熔體與氣體不會混合,因此使用VOF 模擬一次霧化的過程較有優(yōu)勢。VOF 公式依靠的是2 種或多種流體(或相)沒有互相穿插這一特點,對增加到模型里的每一附加相,需引進一個變量,即計算單元里的相的容積比率。在每個控制容積內,所有相的體積分數(shù)之和為1。所有變量及其屬性的區(qū)域被各相共享并且代表了容積平均值,每一相的容積比率在每一位置是可知的。這樣,在任何給定單元內的變量及其屬性或者純粹代表了一相,或者代表了相的混合,這取決于容積比率值。跟蹤相之間的界面是通過求解一相或多相的容積比率的連續(xù)方程來完成的,方程式見式(1),相關的動量方程和能量方程見式(2)～(3)[9]。

式中:ρ 為密度,kg·m-3;vi、vj為速度分量,m·s-1;t為時間,s;xi、xy為橫、縱坐標,m;T 為溫度,K;μl為層流黏性系數(shù),Pa·s;μt為湍流黏性系數(shù),Pa·s。

一次霧化整個過程都受到湍流運動的影響,本次模擬選用標準K-ε 湍流模型,此模型是典型的兩方程模型,是在K 方程模型的基礎上,再引入一個關于湍流耗散率ε 的方程后形成的,是目前應用最廣泛的湍流模型。當流體為不可壓縮,且不考慮用戶自定義的源相時,可以用標準K-ε 模型表示[10],見式(4)～(5)。

K 方程

根據(jù)緊耦合氣霧化噴嘴結構,模型簡化為二維軸對稱結構。采用非結構網格劃分,圖1 為一次霧化模型的網格劃分和邊界條件的設置。氣體入口邊界類型設置為壓強進口邊界類型;出口設置為壓強出口邊界類型;中心線設置為對稱軸類型;其余邊界設置為壁面類型。求解器采用基于氣壓算法,瞬態(tài)方程迭代過程采用一階迎風方程。表1 和表2 為氬氣與銅鋁鎳合金熔液的物性參數(shù)。

表1 氬氣的物性參數(shù)Table 1 Physical parameters of argon

表2 銅鋁鎳合金物性參數(shù)Table 2 Physical Parameters of Cu-Al-Ni Alloy

圖1 一次霧化模型的網格劃分和邊界條件的設置Fig.1 Mesh generation and boundary condition setting of primary atomization model

1.2 二次霧化模型的建立

二次霧化的模擬是以一次霧化后的液滴作為初始條件,采用基于歐拉-拉格朗日DPM 的不穩(wěn)定破碎模型來預測粉末的粒徑分布[11]。液滴破碎模型主要有TAB 模型和波破碎模型。TAB 模型是計算液滴破碎的經典方法,這種方法來源于在彈簧質量系統(tǒng)與液滴振蕩、變形之間進行的泰勒類比,對控制液滴振蕩與變形的TAB 模型方程進行求解就可以得到任一時刻液滴的振蕩與變形,最適用于低韋伯數(shù)的射流霧化;當韋伯數(shù)很大時,液滴就會破碎,彈簧比擬就不再適合了。而波破碎模型適用于高速射流液滴破碎,在高韋伯數(shù)(We>100)的情況下,此模型認為氣-液之間的速度造成了液滴的破碎,破碎時間破碎后液滴的尺寸與增長的開爾文-亥姆霍茲不穩(wěn)定表面波相關聯(lián),不穩(wěn)定表面的波長及增長率用來預測新形成液滴的屬性。

在二次霧化中韋伯數(shù)可以用式(6)表示。

式中:ρg表示霧化氣體的密度;u 表示氣體與液滴之間的相對速度;d 表示液滴的直徑;σ 表示液滴的表面張力。

因此,選哪種破碎模型要根據(jù)一次霧化后產生的液滴計算出韋伯數(shù)。二次霧化的模型與一次霧化相同,只是網格較大。圖2 為二次霧化的模型,其邊界條件的設置與一次霧化時相同,選取導流管末端位置為液滴注射點,采用耦合算法,選用一階迎風方程計算連續(xù)方程、動量方程和能量方程。

圖2 二次霧化模型Fig.2 Secondary atomization model

2 結果和分析

2.1 單相流場結構

圖3 為霧化室內速度流場,霧化氣體從噴嘴噴入后形成膨脹流,氣流經過膨脹后形成超音速氣流,經過一系列激波后速度衰減。

圖3 速度流場云圖Fig.3 Cloud chart of velocity flow field

圖4 為不同霧化壓力下流場中心線上的速度變化曲線。從圖中可以看出,隨著霧化壓力的增大,流場內中心線上的最大速度也隨之增大,從低到高速度增幅明顯。霧化氣壓為4～6 MPa 時,速度比較穩(wěn)定,霧化氣壓每上升1 MPa,最大速度提高約20 m/s;霧化氣壓為6～8 MPa 時,速度增幅逐漸減小。因為有回流區(qū)的存在,所以從導流管末端速度開始增大(x 軸反向)到最高值后減小到零(圖4 所示滯點)。從圖中可以看出,從4 MPa 開始霧化壓強升高但是回流區(qū)內的最大速度幾乎不變,霧化壓強的改變對流場內的滯點位置沒有影響,對回流區(qū)的長度沒有影響;滯點之后,速度開始加速到峰值然后突然減速后再加速,結合圖3 可以看出此處產生了馬赫盤,由于馬赫盤的阻擋作用,氣流會出現(xiàn)減速現(xiàn)象,氣流通過馬赫盤后膨脹加速。從圖4 還可以看出,隨著霧化壓力的增大,馬赫盤距導流管端口的位置也隨之增大,但是在被馬赫盤阻擋后,氣流的速度減小幅度變小,能量損失減少,有利于液滴的破碎。

圖4 不同霧化壓力下流場中心線上的速度變化曲線Fig.4 Velocity change curve on the centerline of flow field under different atomization pressures

霧化過程中的抽吸壓力ΔP=Pt-Pa[12],其中Pt為導流管端口靜壓強,Pa為霧化室內壓強,一般為1 個大氣壓。圖5(a)為不同霧化壓強下導流管端口壓強大小,可以看出霧化氣壓從4 MPa 上升到8 MPa,導流管端口靜壓強不斷增大,因此抽吸壓強隨著霧化氣壓的增大而增大,導流管末端抽吸能力減小,導流管內流出的金屬熔液的流量減少。

圖5 霧化壓強對導流管端口壓強和端口徑向靜壓的影響Fig.5 The influence of atomization pressure on the port pressure and radial static pressure of the delivery tube

除導流管端口壓強影響抽吸壓力的大小外,徑向壓強也影響著霧化過程。圖5(b)表明徑向壓強存在一個壓強梯度,為液膜破碎模型提供了證據(jù),霧化過程中金屬液從導流管流出成膜狀分布在導流管頂端,隨后與高速氣流相遇發(fā)生初次破碎。

圖6(a)為導流管端口的徑向溫度分布情況,可以看出,霧化氣壓的變化對導流管口(0～2 mm 處)的溫度變化不大;但溫度沿導流管口徑向分布變化較大,會突然變低并維持一段距離后上升至常溫。由于在霧化過程中過低的溫度可能會導致金屬熔液無法順利地從導流管流出,而從圖中得知無論霧化氣壓的大小對導流管端口的溫度影響不大,且溫度不會過低導致金屬熔液無法流出。圖6(b)為霧化流場中心線上的溫度變化情況,在距離導流管近的回流區(qū)范圍內,氣流壓力對溫度沒有大的影響;在回流區(qū)到馬赫盤附近,隨著霧化壓力的升高最低溫度隨之變低;穿過馬赫盤后,溫度上升逐漸平穩(wěn)。

圖6 導流管端口徑向溫度和流場中心線溫度變化情況Fig.6 Radial temperature at the port of the delivery tube (a) and temperature change on the centerline in the atomization flow field (b)

圖7 為霧化流場溫度云圖,可以看出,溫度流場情況與速度流場大致相同。霧化氣流變化為絕熱等熵過程,經過膨脹波時,氣流速度增大,溫度相應降低;氣流經過壓縮波時,速度降低,溫度增大。霧化完成熔液破碎球化后需要快速冷卻,從圖6(b)中可以看出穿過馬赫盤后在距離導流管45 mm 處,不同霧化氣壓的溫度相差不大,也就是說對霧化的影響不大。

圖7 霧化流場溫度云圖Fig.7 Temperature cloud chart of atomization flow field

因為僅有氣流存在的霧化過程和實際的霧化過程之間存在著緊密的聯(lián)系[13],所以首先模擬僅有氣體在內的霧化室內流場的情況,并且與實際情況相似,符合VIGA 技術霧化過程中的流場情況。

2.2 一次霧化模擬

一次霧化模擬采用VOF 與標準k-ε 湍流模型相結合的方法,表1 為模擬過程中氬氣與合金熔液的物性參數(shù)。根據(jù)傳統(tǒng)的破碎理論,從噴嘴出來的高速氣體沿中心線向下游流動,在導流管下端形成回流區(qū),同時在導流管端口形成徑向的壓力梯度,迫使金屬熔液從導流管出口沿徑向向外流動,直接與高能量的氣流接觸,經過劇烈的能量交換形成液膜進而形成液滴。

圖8 為霧化壓力分別為6 MPa、7 MPa、8 MPa 下一次霧化的狀態(tài)。由圖可以看出,破碎模式符合傳統(tǒng)的破碎理論,由單相氣場可知,在導流管下端會形成回流區(qū),迫使金屬熔液向導流管徑向流動,沿著回流區(qū)邊緣向下流動。又因為回流區(qū)邊緣的受不同方向的氣流壓迫,使得此處的金屬熔液形成膜狀環(huán)繞回流區(qū),液膜繼續(xù)向下流動經過氣流的震動與能量交換破碎為液滴。

圖8 不同霧化壓力下的一次霧化狀態(tài)Fig.8 Primary atomization state under different atomization pressures

圖8 還表明,不同霧化壓力下形成的液膜的厚度是不同的,從6 MPa 到8 MPa,液膜的厚度逐漸變小,破碎后的液滴直徑也變得更小。圖4 表明隨著霧化壓力的增大氣流速度增大,回流區(qū)邊緣的相對速度增大;由圖5(a)可知,霧化氣體壓力增大會使導流管端口的抽吸壓力增大,抽吸能力減弱,相同時間內導流管流出的金屬熔液質量減少。上述分析說明,隨著霧化壓力的增加,金屬液膜的厚度減小,破碎后的液滴變小。

2.3 二次霧化模擬

通過一次霧化模擬得到液滴的速度和直徑,將此數(shù)據(jù)帶到式(6)中,可以計算出韋伯數(shù)的大小,得到不同霧化壓力下的韋伯數(shù)都大于100。結合以上2 種破碎模型的分析,選擇波破碎模型進行二次霧化的模擬。表3 為注射點和合金液滴參數(shù),利用Fluent 軟件中的粒子追蹤功能得到二次霧化液滴破碎的軌跡圖,通過對邊界出口逃逸的粒子進行捕捉得到粉末粒徑的分布情況。

表3 注射點和合金液滴參數(shù)Table 3 Injection point and alloy droplet parameters

將初始大液滴注射到霧化室中,圖9 為通過波破碎模型得到的液滴破碎粒徑圖。由于回流區(qū)的存在,液滴在剛開始進入霧化室內沿回流區(qū)邊緣向下流動,可以看出此時的液滴運動軌跡與一次霧化中金屬液的運動軌跡相同。進而液滴在氣流的作用下相聚于滯點,穿過滯點此時開始二次破碎,在高速氣流的沖擊下破碎為更細小的顆粒,并開始冷卻凝固。

圖9 液滴破碎粒徑分布圖Fig.9 Distribution of droplet crushing particle size

通過對不同霧化壓力下的邊界出口的粒子進行統(tǒng)計,得到的粉末粒徑分布如圖10 所示,圖(a)、圖(b)、圖(c)依次為二次破碎后霧化氣壓由低到高的粒徑分布圖。霧化氣壓為6～8 MPa 時,粉末粒度的分布范圍變化不明顯,但是從柱狀圖可看出,較小的粉末顆粒占的比重在增加,也就是粉末的平均粒徑在減小。不同霧化壓力下的粉末粒徑分布都在20～100 μm 范圍內,但是大量的粉末集中分布在40～80 μm 范圍,少量的粉末分布在20～40 μm、80～100 μm。圖10 表明,霧化壓力從6 MPa 增加到7 MPa 時,60～ 70 μm 的粉末明顯變少,而50～60 μm 的粉末顆粒增加;從7 MPa 增加到8 MPa 時,粉末變化比較小。這說明在高氣霧化壓力的情況下增大霧化壓力,粉末的中值粒徑會有所減小,但是減小的幅度較小。

圖10 粒徑分布圖Fig.10 Particle size distribution

分析認為,隨著霧化氣壓的增加,進入霧化室的氣體流速增加,氣液流量比增大,液滴破碎室的抖動加劇,破碎更加充分,粉末顆粒更加細小。霧化噴嘴的結構設計確定了氣體流量峰值,達到峰值后即使增大霧化氣壓,但由于進入霧化室的氣體流速變化較小,對液滴破碎影響也會變小。因此,霧化壓力從7 MPa 增加到8 MPa,粉末粒徑的變化不大。

3 結論

本文采用Fluent 軟件模擬了高霧化氣壓(6.0 MPa、7.0 MPa、8.0 MPa)下VIGA 技術制備Cu-Al-Ni 合金粉末的單相氣體流場情況,并對霧化過程中氣液兩相流的相互作用進行建模,模擬霧化過程中不同霧化氣壓下銅鋁鎳合金熔液的一次破碎和二次破碎,分析不同霧化氣壓對粉末特性的影響規(guī)律,得到以下結論。

1)高壓霧化氣流經過噴嘴壓縮噴入霧化室,氣流以超過470 m/s 的速度迅速膨脹,多股氣流在導流管下端10 mm 處相交于滯點,在導流管與滯點之間形成于氣流流向相反的回流區(qū),導流管末端徑向存在壓力梯度。增加霧化壓力,超音速氣流的速度也會增加,但是速度增加的幅度減小,最大達到520 m/s;導流管末端的靜壓力從-30 kPa 增加到40 kPa。

2)一次霧化過程中熔體從導流管中流出呈現(xiàn)傘狀。熔體在開始破碎時,沿導流管末端向徑向流動,在氣流的作用下,首先形成薄膜狀結構,到達回流區(qū)與氣流膨脹區(qū)交界的地方向下游流動,進而形成帶狀結構,在氣流的劇烈作用下繼續(xù)破碎成較大的顆粒稱為初始液滴。增加霧化壓力,薄膜狀熔體會變得更薄,初始液滴也會更細。

3)結合一次霧化的結果繼續(xù)進行二次霧化,利用波破碎模型模擬了二次破碎過程,粉末的粒度分布在20～100 μm 范圍內,隨著霧化壓力升高,粉末的中值粒徑會有所減小,但減小幅度不大。

4)霧化噴嘴的結構設計確定了氣體流量峰值,達到峰值后即使增大霧化氣壓,對液滴破碎影響也會變小。因此,霧化壓力從7 MPa 增加到8 MPa,粉末粒徑的變化不大。