生产金属陶瓷或硬质合金粉末的方法技术领域
本公开涉及一种生产致密且球形的硬质合金或金属陶瓷颗粒的粉末的方法。本公
开还涉及一种通过所述方法制造的粉末及所述粉末用于增材制造如通过粘合剂喷射技术
实现的3D印刷的用途。
此外，本公开涉及一种通过使用所述粉末制造制品的热等静压(HIP)方法。
背景技术
增材制造别名3D(三维)印刷，是使用增材工艺由数字模型生产三维固体组件的方
法。在这种工艺中，多层材料依次铺放且组件逐层构建。3D印刷与传统机械加工技术的不同
之处在于其为构建形状的工艺，而传统机械加工通常依靠通过诸如切割或钻孔的方法从工
件中除去材料且由此形成最终形状。
在粘合剂喷射型3D印刷方法的一个实例中，第一层粉末铺展在表面之上。液体粘
合剂以通过数字模型预定的图案沉积(印刷)在所述表面之上。铺展第二层粉末用于待印刷
的下一预定图案。重复该过程直至完成3D印刷生坯体的形成。也可能需要用于改善某些热
固性聚合物的强度的随后固化过程。3D印刷生坯体在除去松散(无粘合剂)的粉末之后准备
用于随后的脱脂和烧结过程。例如，可通过所述程序制造金属陶瓷、硬质合金或金属的组
件。烧结制品的最终密度和品质取决于例如烧结条件和粉末性质。用3D方法由粉末生产金
属陶瓷的实例公开在Y.Xiong等刊登在粉末冶金(Powder Metallurgy)2010,第53卷，第1
期，第41-46页中的“通过激光工程化净成形制造的(Ti,W)C-Ni金属陶瓷((Ti,W)C-Ni
cermets by laser engineered net shaping)”中。
存在使得用3D印刷技术制造高品质金属陶瓷或硬质合金制品成为可能的持续需
求。这意味着对将在所述方法中使用的粉末有高要求。将在组件的最终制造中控制的特征
的实例为制品的晶粒尺寸、孔隙度和形状保持及收缩。这意味着对所用粉末有高要求，因为
粉末的品质和性质对于最终组件的品质是重要的。
发明内容
本公开的一方面在于提供一种生产可在用于制造金属陶瓷或硬质合金制品的3D
印刷中使用的粉末的方法。又一方面在于提供一种生产解决上述要求中的至少一些的粉末
的方法。本公开的又一方面在于提供一种使用如上文或下文限定的粉末的HIP方法，其将提
供具有增强的硬度和耐磨性的硬质合金或金属陶瓷。
这些方面通过根据权利要求1所述的方法和根据权利要求11所述的粉末及根据权
利要求14所述的方法实现。优选的实施方式在从属权利要求项中公开。
利用根据权利要求1所述的方法的一个优点在于可以将包含金属陶瓷或硬质合金
的团聚(多孔)组分的球形颗粒的粉末转化成包含致密且球形金属陶瓷或硬质合金颗粒的
粉末。可在具有较少的颗粒粘着或烧结在一起(在下文称为"颗粒间烧结")的问题的情况下
制造所述粉末，因为抑制剂粉末防止在烧结致密化期间在各球形颗粒之间的接触。颗粒间
烧结通常导致烧结的粉末粘着到一起且由此形成共同烧结颗粒团聚体或甚至形成粉末的
烧结饼。可能可以将烧结粉末饼研磨，在损失一些颗粒的球形且最微细球形颗粒的量降低
的情况下再次形成具有特定颗粒破碎度的粉末。
如上文或下文限定的方法的另一优点在于来自作为多孔颗粒的颗粒状态的球形
可在烧结期间保持且因此产生包含致密且球形金属陶瓷或硬质合金颗粒的粉末。所述颗粒
的球形是有利的，因为球形颗粒的粉末具有良好的流动性质和良好的充填性质。
此外，如上文或下文限定的方法的另一优点在于致密且球形的金属陶瓷或硬质合
金颗粒的制造粉末在每一颗粒中都表现出高或甚至全密度，且因此在3D印刷体中的总气孔
体积将小于如果使用多孔且不太致密的充填金属陶瓷或硬质合金颗粒将实现的总体积。这
种密度方面对于在随后的烧结或HIP方法之后的收缩以及符合预测的坯体几何构型的能力
具有重大影响。应当注意在来源于喷雾干燥的颗粒中的较大中空空间可能仍然存在。
此外，如上文或下文限定的方法的又一优点在于所制造的粉末借助于致密且球形
的金属陶瓷或硬质合金颗粒而赋予生坯体高充填密度。由于在生坯体的随后烧结处理期间
有限的收缩，所述高充填密度是有利的。
此外，高充填密度促进实现高烧结密度，这对于实现闭孔(即，相互间不连通的孔
隙)可为决定性的。只有通过闭孔的所得状态，可使所述坯体通过随后的后烧结HIP方法进
一步致密化到全密度。
根据本公开制造的粉末可用于例如用于制造近净形金属陶瓷或硬质合金组件的
粉末冶金(PM)领域中。本公开的应用领域为作为用于粘合剂喷射3D印刷技术以及封装粉末
的近净形HIP的粉末原料。可选地，所述粉末通常可用于其他类型的增材制造技术以及其他
PM技术中。
如上文或下文限定的方法的一个优点在于所得组件可为全密度净形或近净形组
件，因此所得组件将几乎没有空隙或没有空隙。
如上文或下文限定的方法的另一优点在于当将锆合金或钛合金作为包套材料使
用时，在所述包套与所述硬质合金或金属陶瓷之间的接触界面处形成ZrC或TiC的层。该碳
化物层为致密的且几乎没有裂纹且因此防止在所述包套与如上文或下文限定的粉末之间
的大部分相互扩散。因此，该碳化物层由此限制碳从所述硬质合金或金属陶瓷损失到所述
包套材料中并维持所述硬质合金或金属陶瓷的化学平衡和稳定性。此外，该碳化物层提供
避免形成诸如M2C、M6C和M12C的含低碳的碳化物的条件。由此，不同等级的Zr(锆)或Ti(钛)
合金可用于包套材料。并且，纯Ti或纯Zr可用作包套材料。
本公开的其他方面、优点和新颖特点将在结合附图和权利要求书考虑时从以下发
明详述而变得显而易见。
附图说明
图1示出根据实施例2生产的致密硬质合金颗粒在约1500X放大倍数下的扫描电子
显微镜(SEM)图像；
图2示出在Zr包套和已经根据如上文或下文限定的方法获得的硬质合金组件之间
的界面的横截面的图像，其中1＝Zr；2＝ZrC；3＝先前富Zr Zr/Co-共晶区；4＝低碳化物相；
5＝先前粒子；6＝挤出的Co-粘合相。
具体实施方式
定义
术语“金属陶瓷”在本文中旨在指示包含陶瓷相(即，硬质成分)和金属粘合相的材
料。
术语“硬质合金”在本文中旨在指示包含陶瓷相(即，硬质成分)和金属粘合相的材
料，其中所述陶瓷相包含WC且所述金属相包含Co以及任选Ni、Fe、Cr和Mo中的一种或多种。
术语“颗粒”是指通过例如喷雾干燥制造的团聚状态的混合物。
术语“致密颗粒”是指烧结且致密的颗粒。
术语“烧结”为其中实施在受控气氛下的加热以使微粒体系的表面最小化的工艺
的通用术语，其主要与在邻近粒子或颗粒之间的键产生和团聚粒子或颗粒的收缩相关联。
术语“颗粒内烧结”是指导致各颗粒致密化并收缩且形成致密且球形的颗粒的在
颗粒内的烧结。
术语“颗粒间烧结”是指在邻近颗粒之间产生烧结键。
术语“生坯体”是指包含通过有机粘合剂粘合的颗粒的坯体。
术语“固相线”是指当超过时会引起液相形成开始的特定温度。
如本文所用的术语“约”旨在是指数值的+/-10％。
本公开涉及一种生产致密且球形的金属陶瓷或硬质合金颗粒的粉末的方法，其中
所述方法包括以下步骤：
(a)形成包含金属、硬质成分和有机粘合剂的球形颗粒；
(b)混合所述球形颗粒与烧结抑制剂粉末以形成球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混
合物；
(c)在炉腔中装载球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物；
(d)在所述炉腔中在烧结温度下对在步骤(b)中获得的混合物热处理，以从所述球
形颗粒中除去有机粘合剂且烧结在各球形颗粒中的所述硬质成分与所述金属，从而形成烧
结的致密球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物；
(e)从所述炉腔中卸载烧结的致密球形颗粒和烧结抑制剂粉末的所述混合物；和
(f)从所述烧结的致密球形颗粒中分离所述烧结抑制剂粉末，由此形成致密且球
形的金属陶瓷或硬质合金颗粒的粉末。
包含金属、硬质成分和有机粘合剂的球形颗粒的形成优选通过喷雾干燥进行。所
述有机粘合剂可例如为PEG(聚乙二醇)。所述金属通常为钴(Co)或，Co与镍(Ni)、铁(Fe)、铬
(Cr)和钼(Mo)中的一种或多种的混合物。所述硬质成分可例如为WC、TiC、TiN、Ti(C,N)和/
或NbC。提供具有球形的颗粒的步骤是重要的，因为随后的加热过程将理想地使颗粒收缩，
但保持其原始球形。
混合所述球形颗粒与烧结抑制剂粉末以形成球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合
物的步骤可在常规混合设备中进行，但应该小心不使颗粒的球形变形或无意地减小球形颗
粒的尺寸。
将球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物装载到炉腔中的步骤通常可通过将所述
混合物置于可装载在炉腔中的托盘或容器中来进行。
进行在炉腔中在烧结温度下对球形颗粒和烧结抑制剂的混合物热处理的步骤以
从球形颗粒中除去有机粘合剂并烧结在各球形颗粒中的硬质成分与金属，从而形成烧结的
致密球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物。在烧结的初始阶段，通常甚至在达到烧结温度
之前，有机粘合剂将蒸发且将通过脱气离开球形颗粒。在烧结温度下，金属和硬质成分将烧
结并形成致密的球形颗粒。
从炉腔卸载烧结的致密球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物的步骤可在冷却步
骤之后进行，其中烧结的致密球形颗粒和烧结抑制剂粉末的混合物已经达到约室温的温
度。
从烧结的球形致密颗粒分离烧结抑制剂粉末的步骤可在一个或多个随后步骤中
使用一种或多种技术进行。分离的结果为致密且球形的金属陶瓷或硬质合金颗粒的粉末和
分离的抑制剂粉末。优选可在随后工艺中遵循根据本公开的方法再次使用所述抑制剂粉
末。
抑制剂粉末的目的在于防止球形颗粒在烧结期间构建颗粒间键。在没有任何烧结
抑制剂粉末的情况下，强颗粒间键将在烧结期间在高于金属的固相线温度的温度下形成。
随后必须施加机械力(例如，在粉碎机磨中)以打断颗粒间键。然而，在这种操作期间，一定
分数的颗粒将非常可能破裂并裂开，而又一分数的颗粒可能不会分离为其单独颗粒实体。
后一情况主要对难以从其他微细颗粒或那些尺寸较大的颗粒分裂开的最微细颗粒是明显
的。因此，在这些情况下，球形度将减小。在烧结热处理中使用抑制剂粉末将使得颗粒内烧
结进行，同时避免颗粒间烧结的程度。因此，使得以成本有效的方式制造致密且球形的金属
陶瓷或硬质合金颗粒成为可能。
根据本公开的方法的一个优点在于可以制造具有宽粒度分布和/或具有大量小颗
粒(<30μm)的致密且球形的颗粒的粉末。在不使用根据本公开的烧结抑制剂的情况下，则随
后很难通过研磨或其他方法使这些小致密颗粒彼此分离或使这些小致密颗粒与较大颗粒
分离。这导致在粉末中微细致密颗粒的量减小。使用烧结抑制剂粉末的一个重要优点在于
颗粒可在高温下(远超固相线温度)烧结，而没有与在没有抑制剂粉末的情况下烧结时的这
种高温相关的缺点。该自由度可能具有重要性，特别是如果炉子在整个炉内加料期间缺乏
以精确方式控制温度的能力的情况；而对于在炉子中的高吞吐率的目的也可具有重要性。
高吞吐率在此是指尽可能快的烧结周期，其等同于高热负载，这不可避免地导致相对于其
他部分而言在批料的一些部分中高度过热。在不使用烧结抑制剂的情况下，对批料的温度
控制必须非常精确，可能在+/-5℃内，从而在实现高密度颗粒与避免太硬的烧结饼的相对
立目标之间进行调节。
抑制剂粉末必须在粒度和量方面适合实现与本公开相关的有利作用。所述抑制剂
粉末的平均粒度应该优选不大于平均球形粒度，因为粉末的混合随后将最可能不引起球形
颗粒的完全分离且由此不满足颗粒间烧结抑制的目的。在烧结步骤期间使球形颗粒彼此分
离所需要的抑制剂粉末的量需要由本领域的技术人员进行优化。抑制剂粉末的量必须足够
高以分离球形颗粒，而不过高以维持通过炉子的高吞吐。
在本公开的一个实施方式中，在各致密金属陶瓷或硬质合金球形颗粒内的孔隙度
小于5体积％，诸如<1体积％，诸如<0.5体积％。低孔隙度在得益于高生坯体密度的应用中
是有利的且为此高坯密度的获得取决于固态不可压缩颗粒再分布成致密充填配置的能力
(例如，通过TAP密度计量)。在这种应用中，球形颗粒的内部孔隙度加上在颗粒之间的孔隙
度以构成总孔隙度，且由此导致最终制造的致密体的收缩。通过粘合剂喷射和HIP制造的3D
印刷构成这种应用的实例。
在本公开的一个实施方式中，在金属陶瓷或硬质合金粉末中的烧结的致密球形颗
粒的粒度分布在1μm与500μm之间、更通常在5μm与200μm之间。可选地，烧结的致密球形颗粒
<50μm，诸如<30μm。当将该粉末用于旨在随后烧结到几乎全密度或至少闭孔的生坯体的3D
印刷时，球形粒度优选低于50μm，诸如低于30μm。而且对于这种应用甚至更重要的是，低于
10μm的粒度分数构成完整分布的超过10重量％或更优选20重量％。在HIP应用中，球形粒度
的优选连续粒度分布在约5μm～约500μm范围内，诸如在约10μm～约200μm范围内。
窄粒度分布由于例如在粉末的操作、储存和运输期间的较少偏析问题而可为有利
的。宽粒度分布在依靠高生坯强度和高生坯密度的应用中可为有利的；例如在HIP中，与较
窄分布的粒度相比，当包套利用具有宽分布的粉末填充时将获得较高的充填密度。另一方
面，如果自由流动性质对于给定应用是最重要，则可优选窄分布。
在本公开的一个实施方式中，在炉腔中的热处理在高于在球形颗粒中的金属的固
相线温度的烧结温度下进行。当烧结温度高于固相线温度时，形成液相。在冷却期间，当金
属再次冷却到固相时，因为被抑制剂粉末阻止接触，球形颗粒将形成由抑制剂粉末分离的
致密且球形的颗粒。
在本公开的一个实施方式中，在炉腔中的热处理在高于在球形颗粒中的金属的固
相线温度约30℃～约100℃或30℃～100℃的烧结温度下进行。可选地，烧结在高于固相线
温度超过约100℃或100℃的烧结温度下进行。
在本公开的一个实施方式中，抑制剂粉末包含氧化物，优选氧化钇。氧化钇为可经
受住在超过1000℃的温度下烧结而不会与颗粒发生化学反应的氧化物。
在本公开的一个实施方式中，抑制剂粉末包含碳，优选石墨。使用碳的优点在于，
在使烧结的致密球形颗粒与抑制剂粉末分离的随后步骤中，除了例如空气分级或筛选的物
理分离之外，作为抑制剂的碳可通过热化学法除去。使用碳的另一优点在于例如硬质合金
颗粒的烧结倾向于耗尽碳，而这将用作为抑制剂的碳来补偿。然而，使用碳的主要优点在于
碳不会对烧结的致密球形颗粒带来任何污染，因为碳已经是金属陶瓷或硬质合金的总体化
学的一部分。
在烧结过程中，金属相的固相线温度是重要的。碳与金属的接近度通常影响金属
的固相线温度，因为碳部分地溶解到金属中。这可通过研究相关金属相的包含碳的相图而
详细地分析。固相线温度因碳的溶解而降低，至少直至达到完全饱和。最佳烧结温度可基于
碳对固相线温度引起的该影响来选择。实际上，这提供固相线温度的精确测量，因为相对于
碳的饱和为通常可应用的定律。
在本公开的一个实施方式中，借助于诸如筛选、空气分级、水力旋流、浮选和/或流
态化的物理方法将所述抑制剂粉末从烧结的致密球形颗粒分离。
在本公开的一个实施方式中，借助于热化学法使用在高温下的气体、优选使用包
含氢气的气体将包含碳的抑制剂粉末从烧结的致密球形颗粒分离。
在本公开的一个实施方式中，热化学法在装载有固定粉末层的连续带式炉、旋转
管式炉或流化床炉中进行。
本发明还涉及一种根据所公开的方法生产的金属陶瓷或硬质合金的粉末。
本公开还涉及根据所公开的方法生产的粉末在3D印刷、优选旨在烧结到闭孔的生
坯体的3D印刷中的用途。闭孔被认为是其中大部分孔隙因被物质包围而闭合的孔隙，其可
与对周围开放，即不闭合的开孔相比较。
本公开还涉及根据所公开的方法生产的粉末在HIP应用中的用途。
此外，本公开涉及一种制造组件的方法，其包括以下步骤：
(a)提供如上文或下文限定的粉末；
(b)提供一种模；
(c)用所述粉末填充所述模；
(d)从所述模抽空空气；
(e)密封所述模；
(f)在预定温度、预定压力下对所述至少一种模进行热等静压(HIP)预定的时间，
使得如上文或下文限定的粉末冶金结合，其中形成固体；
特征在于模由锆的合金或钛的合金制成。
根据本发明方法，在第一步骤中，提供如上文或下文限定的粉末。所述粉末可具有
在1～500μm、诸如10～200μm范围内的连续粒度分布。
在第二步骤中，提供一种模，所述模是可密封的。根据一个实施方案，也可提供多
于一种模。虽然术语“模”和“包套”在本文中可互换使用，但是也可使用术语“模具”。所述模
可由锆的合金或钛的合金制造且可由例如焊接在一起的片或管制造。所述模可具有任何形
状。所述模也可限定最终组件的一部分。
在下一步骤中，将如上文或下文限定的粉末注入/填充到所述模中，所述模限定所
述组件的形状。此后将所述模例如通过焊接密封。在密封所述模之前，将空气从所述模中抽
空。因为空气通常含有氩气，其对延展性具有不利作用，所以将空气除去(抽空)。该抽空通
常通过使用一个或多个真空泵进行。
随后在一般称为热等静压室的可加热的压力室中在预定温度、预定等静压力和预
定时间下对填充、抽空且此后密封的模进行HIP，使得所述粉末粒子彼此冶金结合且使得在
粉末粒子之间的空隙闭合并形成固态且致密的坯体，因此获得所述粉末的总体积的特定收
缩。因此，所获得的组件具有致密结构。
加热室用例如氩气的气体加压到高于500巴的预定压力(等静压力)。通常，等静压
力为约900～约1500巴，诸如1000～1200巴。
将加热室加热到预定且合适的温度，使得所述粉末粒子冶金结合且由此使得在粉
末粒子中间的空隙闭合，由此获得具有致密结构的组件。在低温下，扩散过程减慢且所获得
的组件将含有残余孔隙且在所述粉末粒子之间的冶金结合变弱。因此，预定温度可高于900
℃，诸如900～约1350℃，诸如约1100～1350℃。将所述模在加热室内在预定压力和预定温
度下保持预定的时间。在HIP期间在粉末粒子之间发生的扩散过程与时间有关，因此优选长
时间。优选模应该进行约0.5～约3小时、诸如约1～约2小时、诸如约1小时的时间的HIP处
理。
根据如上文或下文限定的方法获得的金属陶瓷或硬质合金组件可用于需要良好
耐磨性质和/或高硬度的任何制品中。
为了进一步说明本公开，通过以下非限制性实施例进一步加以描述。
实施例
实施例1-氧化钇的抑制剂粉末
颗粒由包含粉末WC、Co、Cr、PEG和乙醇的浆料形成。WC和Co粉末的平均粒度分别为
0.8μm和1.3μm。将浆料在Niro喷雾干燥设备中喷雾干燥。将形成的喷雾干燥的颗粒在63μm
网上筛选以仅留下颗粒化粉末的最小部分。
在该实施例中，待形成的最终硬质合金为10重量％Co、0.45重量％Cr3C2和89.44重
量％WC的材料且使在浆料中的粉末的相对组成与其适合。喷雾干燥的颗粒包含约2重量％
PEG。
将颗粒与氧化钇以50重量％球形颗粒粉末和50重量％氧化钇粉末的比率混合。氧
化钇粉末具有约3μm的平均粒度。
将球形颗粒和氧化钇的混合物分布在氧化钇涂覆的石墨托盘上。将托盘填充到约
2cm混合物高度。
在真空环境中评价两种不同的烧结温度：1370℃和1410℃。在颗粒中的金属(Co和
Cr)的液体温度为约1307℃。
在约5毫巴的真空条件下进行烧结。加热循环包括在氢气流中的温度增加，其中温
度保持在300℃下恒定60分钟以使得粘合剂脱气。此后，温度每分钟增加500℃。在所达到的
烧结温度(最高温度)下，将温度保持恒定90分钟。此后，进行冷却步骤，由此将温度降到室
温。
在烧结之后，通过两个步骤将烧结的球形颗粒与氧化钇粉末分离，首先，将烧结饼
温和地干磨10分钟且随后将球形颗粒在磁力分离步骤中与氧化物粉末分离。在磁力分离步
骤中，利用硬质合金的磁性将球形烧结颗粒与氧化钇分离。将粉末混合物分散在乙醇中。硬
质合金粉末可通过将Ferro磁铁放置到靠近容器的底部而保持在容器的底部，同时可将氧
化钇与乙醇一起倾析。重复进行50次倾析。在倾析之后，在炉子中在50℃的温度下将致密的
硬质合金球形颗粒干燥。
在1410℃下烧结的硬质合金粉末的烧结的致密球形颗粒的粒度为d(0.1)：22.4μ
m，d(0.5)：32μm和d(0.9)：46μm。研究多种切开的(through cuts)球形颗粒，显示孔隙度小
于0.02体积％(<A02)。
测量致密且球形颗粒粉末的密度的一种方式为研究振实粉末(tapped powder)的
密度。对于本发明粉末，全理论密度为14.45g/cm3。在1370℃和1410℃下制造的振实粉末的
密度分别为8.10g/cm3和7.92g/cm3。振实密度方面的轻微差别最可能归因于粒子(颗粒)尺
寸分布的差别。
实施例2-石墨的抑制剂粉末
颗粒由包含粉末WC、Co、Cr、PEG和乙醇的浆料形成。WC和Co粉末的平均粒度分别为
0.8μm和1.3μm(Fischer)。将浆料在Niro喷雾干燥设备中喷雾干燥。将形成的球形颗粒在63
μm网上筛选以仅使用颗粒化粉末的最小部分。
在该实施例中，待形成的最终硬质合金为10重量％Co、0.45重量％Cr3C2和89.44重
量％WC的材料且使在浆料中的粉末的相对组成与其适合。喷雾干燥的球形颗粒包含约2重
量％PEG。颗粒的尺寸<63μm。
将球形颗粒与石墨以75重量％颗粒粉末和25重量％石墨粉末的比率混合。石墨粉
末具有约45μm的最大粒度。石墨粒子的形状通常为薄片状的。
将球形颗粒和石墨的混合物分布在石墨托盘上。将托盘填充到至少2cm且有时高
达5cm或10cm的高度。
评价四种不同的烧结温度：1270℃、1290℃、1310℃和1350℃，见表1。该硬质合金
的固相线温度为约1300℃，但当被碳饱和时，跌到约1250℃。
加热循环包括氢气恒定流动期间加热至高达300℃，此处温度保持恒定60分钟以
使得粘合剂脱气。此后，温度在抽吸降到真空条件的真空下每小时增加500℃。在所达到的
烧结温度(最高温度)下，将温度保持恒定90分钟。此后，进行冷却步骤，由此将温度降到室
温。
在烧结之后，通过两个步骤将烧结的球形颗粒与石墨粉分离，首先是空气分级步
骤，且随后是脱碳步骤。
空气分级在来自细川阿尔派(Hosokawa Alpine)(ATP50)的实验室空气分级机中
进行。通过调节空气分级机的参数以优化性能，获得松散石墨粉的完全分离。
接着，为了从烧结的致密球形颗粒和抑制剂(石墨)的混合物中除去最终过量的
碳，进行氢气脱碳处理。将混合物分配到在耐热容器中的3mm浅床并装料到马弗炉且在800
℃下处理8小时。
在扫描电子显微镜中研究最终致密且球形的硬质合金粉末且一些颗粒的横截面
可在图1中见到。研究一些切开的颗粒，显示在1290℃以上的温度下用石墨抑制剂粉末热处
理的颗粒的孔隙度为约0体积％。
测量致密且球形颗粒粉末的密度的一种方式为研究振实粉末的密度。对于本发明
粉末，理论密度为14.45g/cm3。具有10-50μm的尺寸分布的致密颗粒的振实粉末的密度为
8.8g/cm3。在1份前述粉末与4份具有50-200μm的尺寸分布的类似粉末之间的混合物具有
9.7g/cm3的振实密度。
表1
虽然已经结合各种例示性实施方式描述了本公开，但应该理解本公开不限于所公
开的例示性实施方式；相反地，其旨在涵盖在随附权利要求书内的各种改进和等价配置。此
外，应该认识到本公开的任何公开形式或实施方式可作为设计选择的一般主题并入任何其
他公开或描述或提出的形式或实施方式。因此，旨在仅如在此所附的附属权利要求书的范
围所指示的而限制。
实施例3-HIP方法
将根据在实施例2中描述的方法制造的具有在约10-200μm范围内的连续粒度分布
的粉末填充到由702级锆生产且在该情况下具有作为简单有底管的模的包套中。在使粉末
充填密度最大化的振实动作下进行填充(达到67体积％)。
将压合盖安装在管的顶部且将所述管通过焊接密封。将管的内部气氛经由歧管抽
空且根据HIP的工业惯例卷边并焊接。
将所述管置于HIP-炉中且施加稍微超过固相线温度的最高温度(例如，高于特定
硬质合金级的固相线温度30℃)。在30分钟期间使用1310℃的峰值温度。在此期间，HIP-压
力为150MPa。
在进行HIP方法之后，通过使用2％HF和20％HNO3的混合物进行酸洗而除去管材
料。
结果如下：
获得具有优良耐磨性的全致密材料。进行ASTM B611磨耗试验：
物理性质
通过富Co粘合相已经从其中部分地挤出以填充剩余粉末粒子间间隙的略微变形
的先前粉末-粒子表征微观结构。
图2示出在Zr包套和硬质合金组分之间的界面的横截面的图像，其中1＝Zr；2＝
ZrC；3＝先前富Zr Zr/Co-共晶区；4＝低碳化物相；5＝先前粒子；6＝挤出的Co-粘合相。如
从图2中可见，主体微观结构(即，在距包套壁100-200μm的距离内)以缺乏有害相形成为特
征。仅发现硬质合金的薄(约100μm)表面区受低碳化物形成和粘合相的包套金属(capsule
metal)(Zr-合金)富集严重影响。与Zr-金属接触的ZrC-层仅约10μm厚。