專利名稱：摻合粉末的固相－超固相線液相燒結的制作方法
技術領域：
本發明涉及粉末冶金領域。更具體的，本發明涉及包括將一種相對較細的金屬粉末與一種相對較粗的預合金化的金屬粉末摻合制成一種混和物的方法，這種混和物與該相對較粗的預合金化的金屬粉末相比具有更寬的燒結溫度范圍。本發明還涉及由這些粉末混和物制成的制品。
背景技術：
制造和使用金屬粉末的科學和工業被稱為粉末冶金。粉末金屬組合物包括元素金屬和金屬合金以及化合物。制造金屬粉末可以用很多方法，例如，化學或者電解析出，含有金屬的化合物的局部蒸發，以及從熔融金屬流中噴霧形成的金屬液滴的固化。金屬粉末顆粒的形狀受粉末制造方法的影響，從球狀到不規則形狀。金屬粉末顆粒的尺寸范圍從亞微米到幾百個微米。顆粒尺寸由球狀粉末的直徑或者非球狀粉末的有效直徑測定。
有很多技術通過采用施加壓力和/或高溫來將金屬粉末顆粒固結成有用的金屬制品。一般通過用至少一種約束機制比如容器壁，短效粘結劑材料，或者采用模壓用高壓將金屬粉末顆粒壓到一起而產生的機械互鎖，來將待固結的金屬粉末在室溫下成型并固定。具體的成型方法的例子包括粉末容器化(containerization)，固相自由成型逐層堆疊技術(例如，三維印刷(3DP)和選擇性激光燒結(SLS))，金屬注射成型(MIM)和金屬粉末模壓成型。這里用“生坯”一詞來稱呼通過這一步固結工藝而制得的具有一定形狀的金屬粉末制品。然后，將這些生坯加熱到一個或者多個高的溫度，此時，由于燒結，原子擴散和表面張力機制變活躍，使金屬粉末固結。這里，用“燒結體”一詞來稱呼此步固結工藝制得的固結在一起的金屬粉末制品。盡管在生坯被加熱時的溫度范圍內，燒結在某些程度上都會產生，但通常將生坯被加熱到的峰值溫度稱為“燒結溫度”。通常，將生坯在燒結溫度下保持一段從幾分鐘到幾個小時的時間，時間的長短依賴于多種與工藝和冶金系統有關的因素。
生坯的加熱在一種受控的氣氛或者真空中完成，以保護金屬粉末，防止其與氣氛組成發生不希望的反應。還要控制加熱，以去除生坯中的所有短效粘結劑。將生坯固結成燒結體一般在大概大氣壓下或者在真空下完成。然而，一些具體的技術，比如熱等靜壓，熱單軸壓制，以及熱擠制，在生坯是熱的時向其施加壓力以輔助固結。在一些方法中，比如，在3DP和SLS的一些實施方案中，固結是通過浸滲方法實現的，通過毛細作用，將液相金屬從生坯外部的源中注入到生坯中的孔中。
在金屬粉末從生坯到燒結體的固結過程中，由于其中的孔隙被部分或者全部去除，制品的密度增大。此種情況下，密度可以定義為“絕對密度”，其是單位體積的制品質量。絕對密度可以用比如克每立方厘米表示。密度也可以定義為“相對密度”，其是金屬粉末制品的絕對密度與該制品如果不含孔隙所具有的密度之比。相對密度以百分數表示，具有高孔隙率的制品具有低的相對密度，沒有孔隙率的制品相對密度為100％。生坯的相對密度依賴于很多的因素，并對成型生坯所用的方法敏感。生坯的密度通常在大約50-90％的范圍。燒結體的相對密度還依賴于包括燒結工藝參數的很多因素。燒結體的相對密度一般在75-95％的范圍。對于其中燒結體的機械強度重要的應用來講，通常需要高的相對密度。這里，將從生坯階段到燒結體階段，相對密度的提高稱為“致密化”。
致密化可以通過“固相燒結”進行，該詞描述的是這樣的現象，固相顆粒通過接觸顆粒之間的原子擴散，在接觸點連接到一起。對于給定體積的粉末，接觸點的數量和表面積與顆粒體積的比隨著金屬粉末顆粒尺寸的降低而增加，結果金屬粉末越細，固相燒結越容易，并且比大金屬粉末顆粒所需要的溫度低。
在生坯中存在液相，這在燒結過程中可以提高生坯的致密化。這種提高的原因是，與固相相比，通過液相的原子擴散速度高，并且液相的表面張力會將固相顆粒拉到一起。存在液相而導致的燒結稱為“液相燒結”。在一些粉末冶金系統中，在生坯中的金屬粉末中包括小體積分數的熔點相對低的金屬粉末和大體積分數的在燒結溫度下仍然保持固相的金屬粉末。例如，碳化鎢-鈷生坯，可以包括小體積分數的在燒結溫度下是液相的鈷粉末，和大體積分數的碳化鎢粉末，其在燒結溫度下仍保持固相。
一種重要的液相燒結的變形是超固相線液相燒結。如果預合金化的金屬粉末通過加熱可以經歷固相加液相的狀態，則超固相線液相燒結是可能的。參照
圖1，其描繪的是由金屬Y和金屬Z構成的合金系統的理想的溫度-組成平衡相圖1的一部分，橫軸2指的是組成，其左端4代表純金屬Y。沿橫軸2向右，合金組成中金屬Z的重量百分比線性增加。縱軸6代表溫度，沿向上的方向溫度增加。相圖1包括兩個相邊界線，液相線8和固相線10，其將相圖1的所示部分分成三個相區在液相線8之上的液相區12，在液相線8和固相線10之間的固相加液相區14，以及在固相線10之下的固相區16。純的金屬，比如金屬Y從其是固相的溫度開始加熱，仍然保持固相，直到其達到了熔點溫度Tm18，此時開始熔融，在高于Tm18的溫度下是液相的。相反，組成為X20的Y-Z合金，從固相區16開始沿著點線22加熱，仍保持完全的固相，直到其在固相線溫度Ts24時通過了固相線10，進入了固相加液相區14。在這個區域里，合金部分是固相的，部分是液相的。繼續加熱，固相部分減少，液相部分增加，直到溫度在合金的液相線溫度T126處經過了液相線8，進入了液相區12，此時，合金完全以液相存在。當冷卻時，過程相反，經過液相線8時，液相轉變成液相加固相的漿料(slush)，其中的液相逐漸減少，直到經過了固相線10，合金再一次完全變成固相。
這里所用的“超固相線液相燒結”指的是液相燒結發生的溫度處在特定的合金組成的固相線溫度和液相線溫度之間。超固相線液相燒結利用了兩相的優點，固相加液相區14作為給液相燒結提供液相的方式。例如，如果超固相線液相燒結在溫度Ts28下完成，組成為X20的Y-Z合金處在固相加液相區14中，部分由固相組成Xs30構成，部分由液相組成X132構成。存在的液相分數等于燒結溫度點線34在其與固相線10的交點38和其與組成X點線22的交點36之間的長度除以燒結溫度點線34在其與固相線10的交點38和其與液相線8的交點40之間的長度。對于一種預合金化，如果存在一個燒結溫度使其可通過超固相線液相燒結致密化而不塌陷，則該預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結。塌陷指的是在液相燒結過程中，生坯會有相當顯著的因重力而引起的變形，結果使所得燒結體的尺寸超出了它們各自尺寸的容許范圍。然而，在微重力條件下，塌陷指的是由表面張力引起的變形，而不是由重力引起的。
圖2A-C所示的是金屬粉末的超固相線液相燒結。圖2A所示的是放大了的在加熱之前的生坯的小部分42。小部分42包括對應于上面提到的組成X 20的Y-Z合金的金屬粉末顆粒44，還包括孔隙46，其指的是金屬粉末顆粒44之間的空缺區域。金屬粉末顆粒44每個都含有晶粒48。
參照圖2B，生坯的小部分42的溫度已經升到了燒結溫度Ts28，其處于圖1中所示的相圖1中的固相加液相區14。在金屬粉末顆粒44的晶粒48之間和周圍已形成了液相50。液相50已開始將金屬粉末顆粒44拉到一起而使孔隙46收縮。與圖2A相比，隨著液相50的形成，晶粒48已經開始變形，開始發生溶解和再析出過程。
參照圖2C，生坯的小部分42的溫度仍處于燒結溫度Ts28，但超固相線液相燒結已經經過了足夠的時間，到了已經去除了孔隙46的那一點。晶粒48中的一些已經重新排布，尺寸和形狀已從它們的初始狀態發生了變化。盡管液相50的數量仍和在圖2B中的相同，但也發生了重新分布。燒結的結果，生坯變致密了。
在任何類型的液相燒結(包括超固相線液相燒結)過程中，存在的液相的體積分數是非常重要的。液相數量不足不能有效的得到所希望的致密化程度。反過來，液相過量會導致制品的塌陷。在液相燒結過程中，當剩余的固相晶粒或者粉末顆粒全部或者絕大多數被液相包圍時，生坯的形狀靠表面張力保持，其使這種液-固結合具有高的粘度。當液相的體積分數低于閾值水平時，這種粘度高到足以使燒結中的生坯在燒結溫度下保持它的形狀足夠長的時間，以得到所希望程度的致密化。在該閾值水平之上，在得到所希望程度的致密化之前，重力引起的變形會超過所能容許的水平。在液相燒結過程中，所能容許的液相的最大數量的變化復雜而寬范，必須靠經驗確定。
將制品在燒結溫度下保持的時間過長，也會導致塌陷，因為，即使在燒結溫度下存在的液相的量使得粘度很高，重力引起的粘性流動仍以一個低的，但確定的速率進行。另外，會因固相晶粒或者顆粒的粗化而發生與時間有關的塌陷，因為這種粗化引起它們與液相接觸的表面積的凈減少，相應的引起晶粒之間液相層厚度的增加，結果降低了粘度。
對于特定的合金，在燒結溫度附近，超固相線液相燒結基本上受液相體積分數相對于溫度的改變速率的影響。如果液相體積隨溫度迅速增加，則認為這種合金對燒結溫度非常敏感。在某些情況下，爐溫相對于設定溫度的偏離(在工業爐中，能夠達到幾十攝氏度的量級)會超出在合金中存在合適的液相分數的溫度范圍。往爐溫偏離范圍的低溫度端的溫度偏離會使致密化不充分，而往溫度范圍的高端的偏離會導致塌陷。高精度的溫度控制通常帶來成本，使生產能力變低，設備價格升高。
另外，在爐子的工作區內，溫度會隨位置的變化而改變。位置與加熱元件接近的程度，與裝載和固定件有關的對輻射熱源的屏蔽，以及氣流方式的變化都屬于相關因素。在工藝過程中，在生坯內部還會發生溫度變化，因為制品的外部比它的內部加熱的要早。這種制品內部的溫度變化受爐溫升高到燒結溫度的速度的影響。例如，快速升溫會引起生坯外部和內部的溫度之間有巨大的差異，而更適中的升溫速率允許生坯內有時間達到更好的溫度平衡。
要燒結特定的生坯，上述任何與工藝有關的溫度變化因素都會使其變困難或者不實用。在某些情況下，盡管對特定的生坯進行超固相線液相燒結是實用的，但為了避免塌陷，與工藝相關的溫度變化使其必須采用較低的處于固相線/液相線溫度范圍之內的燒結溫度，相應的需要更長的燒結時間。這還有使爐子的生產能力降低的不利影響。
本技術領域需要的是這樣的一種方法，其能使燒結溫度范圍擴寬，并在其中將生坯燒結到可以接受的密度。燒結溫度范圍的擴寬將使生坯的燒結對與工藝有關的溫度變化的敏感度降低。這就轉化成這樣的能力，可以在更廉價的爐子中燒結生坯，并且具有更高的產率。
發明描述本發明人已發現，包括A-B粉末混和物的生坯可以在一個擴寬了的溫度范圍內燒結而不塌陷。這種A-B粉末混和物由小體積分數的相對較細的金屬粉末A與余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B混和而成，A具有的熔融溫度或者固相線溫度充分超過燒結包含該粉末的粉末混和物燒結時所用的燒結溫度，B是一種適合于超固相線液相燒結的合金。包括A-B粉末混和物的生坯可以燒結成固態制品而不塌陷，其燒結溫度所處的溫度范圍比相應的不包含一定體積分數的相對較細的金屬粉末A的制品的燒結溫度范圍更寬。“相對較細”和“相對較粗”指的是所選用的金屬粉末A和B的平均顆粒尺寸的比率大約為1∶5或者更高，也就是說，金屬粉末B的平均顆粒尺寸至少比金屬粉末A的平均顆粒尺寸大5倍。金屬粉末A和B可以是任何形狀。
對于給定的粉末，“體積分數”一詞指的是粉末混和物中，被特定粉末實際占據的體積部分。例如，在占有100cc體積的粉末混和物中，30cc被粉末A占據，70cc被粉末B占據，則粉末A的體積分數是30％，粉末B的體積分數是70％。在確定特定成分的體積分數時，沒有考慮那些可能加入到特定成分的粉末混和物中的任何的易揮發性或者活性添加劑的體積。這樣，往由30cc粉末A和70cc粉末B構成的A-B粉末混和物中加入5cc的易揮發性添加劑，比如聚合物粘結劑，或者活性添加劑，比如碳，不會影響在混和物中的粉末A的體積分數確定為30％，粉末B的體積分數為70％。
當生坯可以在一段合理的時間內燒結得到所希望的相對密度時，如果沒有塌陷發生，就說這種生坯“可以被燒結而不會塌陷”。無謂的延長在燒結溫度下的暴露時間會因與時間有關的效應而產生塌陷。而且，本領域技術人員知道通過燒結可得到的相對密度存在，這使得能夠合理得到的相對密度有一個上限。
用這些A-B金屬粉末混和物制成的生坯，與相應的由相對較粗的預合金化的金屬粉末B制成，而不含一定體積分數的相對較細的金屬粉末A的生坯相比，可以在更低的燒結溫度下進行明顯的致密化而得到所給定的相對密度。而且，與相應的由相對較粗的預合金化的金屬粉末B制成，而不含一定體積分數的相對較細的金屬粉末A的生坯相比，由這些粉末混和物制成的生坯可以在處于相對較粗的預合金化的金屬粉末B的固相線/液相線溫度范圍內的更高可測溫度下燒結。這樣，就有效擴寬了生坯的燒結溫度范圍，使其對在工藝爐中遇到的溫度變化的有害效應的敏感度降低。
在包括這樣的A-B粉末混和物的生坯中，相對較細的金屬粉末A的顆粒占據了相對較粗的預合金化的金屬粉末B的顆粒之間的間隙。粉末混和物中的這種顆粒填充提高了生坯的相對密度。相對較粗的預合金化的金屬粉末B在固態下難以燒結，而相對較細的金屬粉末A通過固相燒結相對容易致密化。與只由相對較粗的預合金化的金屬粉末B構成的生坯相比，使用較細粉末的好處是，隨著加熱的進行，相對較細的金屬粉末A的固相燒結會使生坯在較低的溫度下致密化到更高的密度。進一步將燒結溫度提高到相對較粗的預合金化的金屬粉末B的固相線溫度以上，但低于它的液相線溫度，相對較粗的預合金化的金屬粉末B的顆粒會通過這些顆粒之間形成的液相浸滲到它們的晶粒邊界而發生軟化。液相的形成還會加速致密化，這是典型的超固相線液相燒結。將相對較細的金屬粉末A的固相燒結的貢獻與相對較粗的預合金化的金屬粉末B的超固相線液相燒結的貢獻結合到一起，帶來了這種摻合的粉末混和物的燒結，可以稱為固相-超固相線液相燒結。而且，一定體積分數的相對較細的金屬粉末A在該固相-超固相線液相燒結過程中可使該生坯保持尺度上的穩定，這樣，與相應的只由相對較粗的預合金化的金屬粉末B構成的生坯相比，可以使用更高的燒結溫度而不會塌陷。
應該明白，本發明并不局限在包括雙峰粉末分布的生坯和方法上。同樣也考慮到了更高級的多峰粉末分布，例如，三峰分布。這些分布中包含大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B，其適合于超固相線液相燒結，以及余量的小體積分數的相對較細的金屬A，其由子部分(sub-fraction)構成，比如子部分A1，A2和A3。相對較細的金屬粉末子部分A1，A2和A3中的每種的熔融溫度或者固相線溫度都比該A-B粉末混和物可燒結而不塌陷的最高燒結溫度要高。金屬粉末A1和B的平均顆粒尺寸的比率大約為1∶5或者更高，相對較細的金屬粉末中，每個依次的逐對組合比如A1和A2，A2和A3的平均顆粒尺寸的比率大約為1∶5或者更高。這些尺寸比率使得較細的粉末可以填塞在較粗粉末中的間隙里。
還應明白，在所有情況下，在燒結溫度下，相對較細的金屬粉末A必須保持基本上為固態。“基本上為固態”指，平均而言，相對較細的金屬粉末A的顆粒在燒結溫度下必須保持足夠的結構完整性和物理尺寸，以對相對較粗的預合金化的金屬粉末B的顆粒或者晶粒的移動起到物理阻隔的作用。這樣，允許金屬粉末A的顆粒在燒結溫度或者以下有一些溶解，在金屬粉末A的顆粒內容形成小量的內部液相。也允許金屬粉末A的顆粒與金屬粉末B的顆粒發生反應，甚至生成小量的液相，只要能夠滿足結構完整性和尺寸上的標準。在采用更高級的多峰分布的實施方案中，每個相對較細的金屬粉末的子部分都必須在燒結溫度下是基本固態的。
還應該明白相對較細的金屬粉末A可以由一種或者多種元素金屬或者合金構成。例如，定義為相對較細的金屬粉末A的粉末體積分數可以由第一種體積的金屬C子部分和第二種體積的金屬D子部分構成。在使用更高級的多峰分布的實施方案中，每種相對較細的金屬粉末子部分，例如A1，A2和A3，可以由一種或者多種元素金屬或者合金構成，其與其它體積子部分的可以是相同的或者不同的。相對較粗的預合金化的粉末B也可以由一種或者多種合金構成。
還考慮了包括含有小體積分數的相對較細的金屬粉末A和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B的粉末金屬混和物的生坯。在這些實施方案中，相對較細的金屬粉末A是元素金屬或者合金，其熔化溫度或者固相線溫度比這種A-B粉末混和物可以燒結但不塌陷的最高燒結溫度要高，且較粗的預合金化的金屬粉末B是一種適合于超固相線液相燒結的合金。
還考慮了制備具有提高了的燒結溫度范圍的生坯的方法。該方法包括步驟將小體積分數的相對較細的金屬粉末A和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B混和到一起制成A-B金屬粉末混和物，用所述A-B金屬粉末混和物成型生坯，其中相對較細的金屬粉末A是元素金屬或者合金，其熔融溫度或者固相線溫度比這種A-B粉末混和物可以燒結但不塌陷的最高燒結溫度高，較粗的預合金化的金屬粉末B是一種適合于超固相線液相燒結的合金。
還考慮了將生坯致密化的方法。該方法包括步驟將小體積分數的相對較細的金屬粉末A和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B混和到一起制成A-B金屬粉末混和物，用所述的A-B金屬粉末混和物成型生坯，將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末B的液相線溫度的燒結溫度，使生坯燒結致密化，其中，相對較細的金屬粉末A是元素金屬或者合金，其熔融溫度或者固相線溫度比這種A-B粉末混和物可以燒結但不塌陷的最高燒結溫度高，且其中較粗的預合金化的金屬粉末B是一種適合于超固相線液相燒結的合金。其中，相對較粗的預合金化的金屬粉末B由多于一種合金構成，燒結溫度低于每種不同的相對較粗的預合金化的金屬粉末B的合金的液相線溫度。在這種方法中，燒結溫度可以，但不必需是，高于相對較粗的預合金化的金屬粉末B的固相線溫度，或者，其中，相對較粗的預合金化的金屬粉末B由多于一種合金構成，燒結溫度可以，但不必需是，超過任何這些合金的固相線溫度。
還考慮了固相-超固相線液相燒結生坯的方法。該方法包括步驟將小體積分數的相對較細的金屬粉末A和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B混和到一起制成A-B金屬粉末混和物，用所述A-B金屬粉末混和物成型生坯，將生坯加熱到介于相對較粗的預合金化的金屬粉末B的固相線和液相線溫度之間的燒結溫度，其中，相對較細的金屬粉末A是元素金屬或者合金，其熔融溫度或者固相線溫度比這種A-B粉末混和物可以燒結但不塌陷的最高燒結溫度高，且其中較粗的預合金化的金屬粉末B是適合于超固相線液相燒結的合金。其中，相對較粗的預合金化的金屬粉末B由多于一種合金構成，燒結溫度高于每種不同的相對較粗的預合金化的金屬粉末B的合金的固相線溫度，低于每種不同的相對較粗的預合金化的金屬粉末B的合金的液相線溫度。
還要特別理解的是，還考慮了與包括更高級的多峰粉末分布的方法和相應的生坯有關的實施方案。
對本領域技術人員來講，通過下面給出的對優選實施方案的詳細描述和附圖，本主題所包括的其它的固有特征和優點將變得明顯。
附圖簡述參照附圖，將能更好的理解本發明的特征和優點狀況。但應明白，這些附圖的目的只是為了說明，而不是給本發明設定限制。
圖1是二元金屬體系Y-Z的理想的溫度-組成平衡相圖的一部分。
圖2A-C是一系列示意圖，其以放大倍數示意的是組成為X的金屬合金粉末制成的生坯的一小部分在現有技術的傳統超固相線液相燒結工藝過程中逐漸致密化的過程。
圖2A是這一小部分在加熱之前的示意圖。
圖2B是圖2A所示的小部分在加熱到介于組成X的固相線和液相線溫度之間的燒結溫度Ts時的示意圖。
圖2C是圖2B中所示的小部分在燒結溫度Ts下經歷了足夠的時間去除了粉末顆粒之間的孔隙后的示意圖。
圖3A-B是一系列示意圖，其以放大倍數所示的是本發明中的一個生坯的實施方案的一小部分在固相-超固相線液相燒結過程中逐漸致密化的過程，其中，該生坯中較粗的粉末B部分是一種組成為X的合金。
圖3A是該小部分在加熱之前的示意圖。
圖3B是圖3A中所示的小部分在固相-超固相線液相燒結溫度Tss下經歷了足夠的時間，通過固相-超固相線液相燒結致密化后的示意圖。
本發明的最佳實施方案在本部分中，對一些給出的本發明的優選實施方案進行充分詳細的描述，使本領域技術人員可以實施本發明。
在這些實施方案中所用的金屬粉末可以是任何形狀的。然而，給出的討論一般是針對球形粉末的，因為球狀粉末比較直觀，便于討論。為了簡化討論，除了在為了清楚而使用全稱的地方，還將“相對較細的金屬粉末A”和“相對較粗的預合金化的粉末B”分別簡寫為“細粉A”和“粗粉B”，有時僅僅分別寫為“粉末A”和“粉末B”。
在這些實施方案中，最基本的粉末混和物由小體積分數的相對較細的金屬粉末A和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末B構成。可以調節這些體積分數，使所得到的混和物具有的相對密度和流動性對于將此A-B混和物成型成生坯的成型操作進行優化。調節細粉A的體積分數，使粗粉B的顆粒之間的間隙被細粉A的顆粒填充，得到最高的相對密度。然而，細粉不能像粗粉那樣流動。這樣，在例如3DP和SLS的高的流動性是重要的操作中，優選的細粉A的體積分數低于可給出最高的相對體積分數的水平。在其它流動性不是決定性的操作中，比如簡單形狀的模壓成型中，可以將體積分數調節到使粉末混和物接近或者具有最高的相對密度。
盡管這里所考慮這些實施方案中可以使用任何尺寸的粉末，實際上，將具有平均尺寸大于160微米的顆粒的生坯致密化是很困難的。而且，由于細粉流動性差，并且相對較細的金屬粉末A的平均顆粒尺寸的選擇與相對較粗的預合金化的金屬粉末B的平均顆粒尺寸有關，優選的，相對較粗的預合金化的金屬粉末B的平均顆粒尺寸的下限是大約30微米。更優選的，為了提供好的可燒結性和流動性，粉末B的平均顆粒尺寸要在45-60微米之間的范圍。顆粒尺寸可以用任何的能夠從中得到平均顆粒尺寸的傳統方法進行測量，例如，激光衍射法。
相對較細的金屬粉末A的平均顆粒尺寸依賴于所用金屬粉末B的平均尺寸。細粉A和粗粉B的平均顆粒尺寸之比至少為大約1∶5，以使粗粉B的顆粒之間的間隙能夠很好的被細粉A的顆粒填充。更優選的，該比率至少為1∶7。這樣，當粗粉B的平均直徑是30微米時，細粉A的平均顆粒尺寸不超過大約6微米，優選的小于大約4微米。當粗粉B的平均顆粒尺寸是160微米時，細粉A的平均顆粒尺寸不超過大約32微米，優選的小于大約2 3微米。當粗粉B的平均顆粒尺寸是45微米時，細粉A的平均顆粒尺寸不超過大約9微米，優選的小于大約7微米。相似的，當粗粉B的平均顆粒尺寸是60微米時，細粉A的平均顆粒尺寸不超過大約12微米，優選的小于大約8微米。
在更復雜的粉末混和物中，可以采用比二元更高的多峰粉末分布。這些混和物包括大體積分數的粗粉B和余量的小體積分數的相對較細的粉末A，其由兩種或者更多逐漸更細的子部分構成，例如子部分A1，A2和A3。粗粉B具有與簡單的雙峰分布混和物中的粗粉B相同的特征。每個細粉的子部分都具有與簡單的雙峰分布混和物中的細粉A相同的特征，除了和粉末B之間的平均顆粒尺寸比率關系是針對子部分中尺寸最大的那個。在這種更高級的多峰混和物情況下，細金屬粉末A1和粗粉B之間的平均顆粒尺寸比率至少為1∶5或者更優選的至少為1∶7。每個逐對組合，A1和A2，A2和A3等之間的平均顆粒尺寸之間的比率至少為1∶5，或者更優選的至少為1∶7。例如，對于三模粉末分布，其中粉末B的平均顆粒尺寸為4 9微米，粉末B和子部分粉末A1之間，以及子部分粉末A1和A2之間的平均顆粒尺寸之比為1∶7，那么粉末A1和A2的平均顆粒尺寸分別為7微米和1微米。
對于粉末組成，粉末混和物中為相對較細的粉末A的體積分數可由一種或者多種元素金屬或者合金構成。元素金屬的例子包括鐵，銅和鎳。合金的例子包括鋼，不銹鋼，鎳基合金和銅基合金。構成粉末A的這些元素或者合金中的每種在由A-B粉末混和物制成的生坯所采用的燒結溫度下必須基本上是固態的。在使用更高級的多峰分布的實施方案中，每種子部分都可由這樣一種或者多種元素金屬或者合金組成，并且同一種元素金屬或者合金可以存在于多于一種子部分中。
無論A-B粉末混和物具有雙峰還是更高級的多峰分布，粗粉B的體積分數可包括一種或者多種合金。構成在粉末B的這些合金中的每種必須是適合于超固相線液相燒結的。這些合金的例子包括Inconel 625，Stellite，Haynes合金613，以及Tribaloy 800。
在將粉末混和物成型成生坯時或者之前，可以往粉末混和物中加入易揮發性或者活性添加劑。在確定細粉A和粗粉B的體積分數時，可以不考慮這些添加劑的體積。易揮發性的添加劑的例子包括聚合物粘結劑和潤滑劑，比如蠟，硬脂酸鹽，橡膠，纖維素和丙烯酸類樹酯。活性添加劑的例子包括碳粉，硼粉，以及其它的數量在1wt％以下的在固結過程中調節粉末混和物的一種或者多種成分組成的添加劑。
粉末混和物可用傳統的混和或者攪拌技術制備，例如通過在V型攪拌器或者雙錐型攪拌器中翻動細粉A和粗粉B。優選的，將細粉A和粗粉B混和或者摻合直到得到均勻的混和物為止。混和過度或者不足會導致燒結體的局部變形。也可以在剛開始將粉末A和B混和的過程中，或者之后，加入揮發性的液體，例如丙酮或者乙醇，將粉末混和物制成一種漿料。這樣的揮發性液體可以在將粉末混和物成型成生坯的過程中或者之前通過蒸發而去除。
可以采用傳統的工序，通過粉末容器化，固態自由成型逐層堆疊技術，金屬注射成型或者模壓成型，將A-B粉末混和物制成生坯。這些生坯可以是由這些成型工藝一般能得到的任何形狀，從非常簡單的到非常復雜的幾何結構。可以使用的優選的固態自由成型逐層堆疊技術是3DP和SLS。
生坯可在任何類型的傳統的燒結爐中用傳統的加熱速率和氣氛來燒結。當生坯中含有短效粘結劑時，可以采用傳統的去粘接(de-binding)條件來去除這些短效粘結劑。
加熱和燒結生坯的實際條件要根據情況確定，正如在粉末混和物中具體的粉末組成和所用的細粉A和粗粉B的粉末分數所需要的。而且相關的還有生坯所特有的因素，比如粘結劑的含量和種類，相對密度，密度梯度，尺寸，幾何結構的復雜性，以及燒結制品所希望得到的燒結后的相對密度。“燒結后的相對密度”指的是燒結體的相對密度。本領域技術人員應知道，對于任何特定的生坯，需要一些實驗來確定其最優的加熱和燒結條件。
依賴于所希望的燒結后的相對密度，可以將生坯在粗粉B的固相線溫度以上或者以下燒結。通常，在固相線溫度以下燒結會產生顯著低的燒結后的相對密度。無論怎樣，當燒結溫度低于粉末B的固相線溫度時，與不存在粉末分數A時相比，細粉A的存在會通過固態燒結使生坯致密化到一個更高的燒結后的相對密度。這樣，本發明使得生坯的燒結窗口的低溫端降低。
生坯可通過固相-超固相線液相燒結來燒結。參照圖3A和3B，這里所描畫的生坯實施方案所進行的固相-超固相線液相燒結與圖2A-C所描畫的有些不同。參照圖3A，用放大表示的是加熱之前的生坯實施方案的一小部分60。小部分60包括細粉A的顆粒62和粗粉B的顆粒64。在細粉顆粒62和粗粉顆粒64之間的區域里的陰影表示的是顆粒之間的孔隙66。粗粉B的顆粒64被表示出每個都含有晶粒68。
參照圖3B，生坯的小部分60的溫度已經升高到了固相-超固相線液相燒結的溫度Tss，并在此溫度下保持了足夠的時間，使得因固相-超固相線液相燒結而發生了致密化。粗粉B的顆粒64部分熔融形成了液相70，其通過毛細作用進入顆粒之間的區域，并將粗粉B的顆粒64拉近到一起。盡管不必將生坯中的孔隙全部都去除，小部分60中的孔隙66已經被去除了，生坯已經致密化。然而，在粗粉B的顆粒64之間的間隙中細粉顆粒62的存在，干擾了粗粉B的顆粒的晶粒68的運動，由此穩定了整個生坯的結構，甚至在Tss或許高于圖2C所示的情況中的Ts時，都阻礙了重力引起的產生塌陷的粘性流動。
粗粉B可包含多于一種合金。這些情況下，可以通過將燒結溫度保持在粉末B的組元合金的最低固相線溫度以下，只通過固相燒結來使生坯致密化。固相-超固相線液相燒結可以在高于粉末B的組元合金的最低固相線溫度，而低于粉末B的組元合金的最低液相線溫度的溫度下進行。更優選的，固相-超固相線液相燒結可以在粉末B的每種組元合金的固相線/液相線溫度之間的溫度范圍內進行，這樣，每種這樣的合金都能為生坯的致密化提供液相。
細粉A也可以包括多于一種金屬或者合金。粉末A的每種金屬或者合金成分在燒結溫度下都基本上是固態的。
在燒結后，可通過傳統的方法對燒結體做進一步的處理。例如，可以對燒結體進行熱等靜壓以得到進一步的致密化。
實施例給出下面的非限定性的實施例，是為了進一步對本發明進行闡釋，而不是為了限定它的范圍。
實施例1用純銅粉(供應商等級標示，2000；純度99.0％)作相對較細的粉末A，用青銅合金(供應商等級標示，40P)作相對較粗的粉末B，制得A-B粉末混和物。該青銅合金的組成按重量百分比為9.23％的錫，0.0496％的磷，其余的為銅。這些銅粉和青銅粉都是球形粉末，從AcuPowder International，LLC，of Union，New Jersey，U.S.得到。用激光衍射顆粒尺寸分析儀測得的銅粉的平均顆粒尺寸大約為5微米，青銅粉的平均顆粒尺寸大約為118微米。所以，A-B粉的顆粒尺寸比為23.6。差示掃描量熱法測量表明青銅粉的固相線溫度為850℃，液相線溫度為1016℃。銅粉的熔點取作純銅的熔點，即大約為1083℃，其比青銅粉的液相線溫度超過了67℃。
采用12種不同的粉末混和物制成上端開放的容器化的生坯樣品，其中的銅粉和青銅粉的體積分數的變化如表1中所示。
對于每種樣品，用實驗天平稱取所需體積分數等級的銅粉和青銅粉來制備。用Turbula攪拌器將這些粉末一起攪拌30分鐘。將這些粉末混和物倒入一個20ml的氧化鋁坩堝中輕叩(tapping)20下，從而容器化。這些開放式容器化了的粉末樣品就是實施例中的生坯。用質量除以體積的方法測得生坯的絕對密度，由此計算出生坯的相對密度。對于每個樣品，這些值都在表1中列出。生坯相對密度隨著銅粉末積分數的增加而增加，直到在銅粉的體積分數為31％時達到峰值73.2％，然后再隨體積分數的增加而降低。這些數據表明用摻合物2-6制成的生坯樣品具有的相對密度要顯著的高于現有技術的用摻合物1制得的生坯的相對密度，其只由不添加銅粉的青銅粉制成。
將這些樣品放入一個管式爐中，在由80％的氮氣和20％的氫氣構成的氣氛中以5℃每分鐘的速度加熱到燒結溫度，并在此燒結溫度下保持30分鐘，然后冷卻到室溫。每個樣品燒結體的絕對密度用Archimedes法測量，由此計算出燒結體的相對密度。基于徑向尺寸的測量，計算出樣品燒結后的線性收縮率。
在700℃進行的是低于青銅粉固相線溫度的固相燒結。表1中的數據表明燒結體的相對密度通常隨著細銅粉的體積分數的增加而增加。表2中的數據表明燒結后的樣品的線性收縮率通常隨著細銅粉末積分數的增加而增加。這表明一定體積分數的細銅粉的加入提高了固相燒結的量。
將類似制備好的樣品在920℃下燒結。表1中的數據再次表明燒結后的樣品的相對密度通常隨著細銅粉的體積分數的增加而增加。表2中的數據表明樣品的線性收縮率開始時隨著細銅粉末積分數的增加而減小，直到在細銅粉的體積分數為20％時達到大約為7.6％的最小值。在更高的細銅粉末積分數下，收縮率通常隨著細銅粉末積分數的增加而增加。這與固相燒結行為相比，所得到的未預料到的結果是在大體積分數的相對較粗的青銅粉中加入了小體積分數的相對較細的銅粉，在固相-超固相線液相燒結過程中穩定了生坯的尺寸，改善了致密化。
表1
表2
實施例2在實施例1中，在所測試的摻合物中，確定31％體積百分比的銅粉和69％體積百分比的青銅粉的粉末混和物(摻合物5)得到最高的生坯相對密度。在本實施例中，按照實施例1中描述的方法，用這種摻合物5的粉末混和物并使用青銅粉(摻合物1)制備了另外的生坯樣品。將這些樣品在從550℃到960℃的溫度范圍內進行燒結，以確定其燒結溫度的敏感度。在燒結后對這些樣品的密度進行測量，并列在表3中。
結果表明，在每個燒結溫度下，銅-青銅粉末混和物的樣品比青銅粉樣品燒結到更高的密度。這表明用摻合物5的樣品，可以在較低的溫度下得到所希望的相對密度。例如，對于青銅粉樣品，要得到80％的相對密度，需要930℃的燒結溫度，而銅-青銅粉混和物要得到這一密度只需在860℃下燒結。
這些結果表明，銅-青銅粉末混和物在比只含青銅粉末的樣品發生塌陷的溫度高20℃的溫度下，可以進行固相-超固相線液相燒結而不會塌陷。因此，本實施例表明，通過讓生坯中含有細金屬粉/粗預合金化金屬粉的混和物(該粉末混合物要燒結到所希望的相對密度而不塌陷)，與只用粗的預合金化金屬粉制成的生坯的燒結溫度相比，在高溫和低溫端都擴寬了。
表3
實施例3
用商業純鎳粉(羰基衍生的鎳粉)作相對較細的金屬粉A，用鎳合金(供應商等級標示Superbond 625)作相對較粗的預合金化的金屬粉B。將它們制備成A-B粉末混和物。這種鎳合金是球形的，其組成按重量百分比為21％的鉻，9％的鉬，4％的鈮(columbium)，0.1％的碳，其余的為鎳，從ANVAL Inc.，of Rutherford，New Jersey，U.S.得到。純的鎳合金是球狀顆粒的，從Chemalloy Company，Inc.，of Bryn Mawr，Pennsylvania，U.S.得到。用激光衍射顆粒尺寸分析儀測得的純鎳粉的平均顆粒尺寸為大約10微米，鎳合金粉的平均顆粒尺寸大約為79微米。所以，A-B粉末的顆粒尺寸比大約為1∶8。差示掃描量熱法測量表明鎳合金粉的固相線溫度為1270℃，液相線溫度為1368℃。純鎳粉的熔點取作純鎳的熔點，即大約1453℃，其比鎳合金粉的液相線溫度高了85℃。
采用與實施例1中所描述的相同的方式，用17.3％的體積分數為純鎳粉，82.7％的體積分數為鎳合金粉的摻合混和物制成樣品。同樣也制備了只含有純的鎳合金粉的樣品。該摻合混和物的樣品的生坯相對密度為62.3％，而鎳合金粉樣品的僅為58.6％。
將這些樣品在管式爐中燒結。在氬氣和氫氣的混和氣氛下將其以5℃每分鐘的速度加熱到燒結溫度，并在此燒結溫度下保持30分鐘，然后冷卻到室溫。燒結溫度在1216℃到1365℃的范圍內。用Archimedes法測量每個樣品燒結后的絕對密度，由此計算出燒結體的相對密度。數據在表4中列出。
結果表明，當溫度低于鎳合金粉的固相線溫度1270℃時，兩種類型的樣品都進行的是固相燒結。而摻合混和物樣品的相對密度要顯著高于鎳合金粉樣品的相對密度。
為了更好地理解本發明與現有技術的玻璃基體之間的區別，本實施例重現了WO98/31644公開文本第9頁第30～39行所公開的被稱作為“基質”的水泥，即-煅燒高嶺粘土硅鋁酸鹽氧化物(Si2O5、Al2O2) 30份-硅酸鉀溶液(以重量計)K2O26％，SiO221％，H2O53％25份-高爐爐渣(鈣蜜蠟石)平均晶粒尺寸8微米 27份-水31份現有技術的目的是原位制備二硅酸鈣Ca(H3SiO4)2，因此用電子顯微鏡檢查所得的水泥可能發現鈣蜜蠟石顆粒消失了，如在該公開文本的第7頁第13～20行可知“當在顯微鏡(S.E.M.)下觀察用實施例1～10中描述的混合物所得到的水泥時，人們注意到，對于高爐爐渣來說，大部分的爐渣晶粒消失了。人們只能看到它們由外殼包裹著的初始形狀的印跡，該外殼可能由不起反應的鎂黃長石構成。該過程非常有規律，在室溫下可以在30分鐘內完成。”該水泥的化學組成在表1中以氧化物的形式給出。表中特意省略了水的值。
表1
從氧化物摩爾值得出原子比Si∶Al1.65K∶Al 0.48Si∶K3.43Ca∶Al0.65Si∶Ca 2.53<p>實施例4在本實施例中，制備了700克的復雜形狀的燒結體。這種復雜形狀是含有旋曲(convoluted)的內部通道的閥門。這種燒結閥的生坯前體通過3DP固相自由成型逐層堆疊技術制成，采用的是與實施例3中描述的相似的一種摻合粉末混和物，除了鎳粉的平均顆粒尺寸大約為8微米。這種粉末混和物用實施例3中描述的方法制備。
3DP(三維印刷)工藝可以直接用計算機模型制得生坯，不需要模具。該工藝通過逐層印刷的方法生成生坯，粉床支撐在一個可垂直定位的活塞上，在施加在粉床上的每個新粉層上，用計算機控制打印頭有選擇性的沉積短效粘結劑。通過對計算機模型采用斷層算法得到控制打印頭的信息。通過用打印頭往粉層上類似“噴墨”的打印粘結劑材料，將每個新施加的粉層各部分中的顆粒以及和前層中的粉末顆粒，有選擇性的連接到一起。當打印頭有選擇性的掃描一遍后，粉床往下移，接著施加下一層并選擇性的打印粘結劑材料。重復該過程，直到制得完整的生坯形狀。在該工藝的最后，將生坯從剩余的粉床上分離下來，例如，通過倒掉松散的粉末。
在本實施例中，用來制備生坯的3DP系統是由Extrude HoneCorporation of Irwin，Pennsylvania，U.S.制造的RTP 300。使用了丙烯酸類聚合物粘結劑。生坯的相對密度測定為61.6％。
將生坯置于氣氛爐中。首先將生坯在由95％的氬氣和5％的氫氣組成的處理氣氛中，在500℃保持30分鐘，然后在950℃保持30分鐘，完成粘結劑去除和預燒結。然后將生坯在真空爐中以5℃每分鐘的速度加熱到燒結溫度1335℃，并在此溫度下保持45分鐘，然后冷卻到室溫。注意，所采用的1335℃的燒結溫度大約與實施例3中的鎳合金粉樣品發生塌陷時的溫度相同，參照表3。然而，發現燒結體并沒有發生塌陷。燒結體的相對密度測定為大約92.5％。
將本實施例另外重復3次，每次得到的結構基本相同。
本實施例所表明的一個重要優點是，沒有采用傳統的固相自由成型逐層堆疊技術常需要的浸滲操作，就得到了致密化。在這種浸滲操作中，將輔助的液態金屬由生坯外部的源通過毛細作用注入到生坯中的孔隙中。浸滲操作的免除，通過減少設備處理，時間和在爐中的時間，降低了總成本。還避免了技術困難以及困對生坯的打印骨架的浸滲腐蝕而帶來的廢棄成本。而且，最終制品的材料性能也不會由于浸滲劑的存在而折衷，因為本發明的實踐實施方案可以制得恰恰含有這種成分的粉末制品。
盡管該實施例是通過3DP方法進行的，使用固相自由成型逐層堆疊技術的本發明的實施方案并不局限于此，而是包括所有已知的與使用金屬粉作為骨架構筑顆粒相容的固相自由成型逐層堆疊技術。所以，實施方案包括，但不限于，如下的技術其中將光活化的光聚物粉末或者液體，含或者不含揮發性液體，混合或者噴到骨架構筑顆粒上，然后將其以干的，噴涂的或者漿料的方式逐層淀積，以及可能的，在去除揮發性液體的中間步驟之后，接著通過選擇性的施加來自例如掃描激光器或者通過光波長過濾掩模的光將其粘結在適當的位置作為生坯打印骨架的一部分，無論這些技術到此是否使用了金屬粉末作為骨架構筑顆粒。然后可以將這些技術制得的生坯在合適的氣氛或者真空中加熱，以去除揮發性的粘結劑，然后燒結成致密的制品。
盡管僅僅給出和描述了本發明的幾個實施方案，顯然，只要不脫離如下權利要求中所描述的本發明的主旨和范圍，本領域技術人員可以做很多更改和完善。
權利要求
1.包括粉末金屬混和物的生坯，該混和物具有小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中，該相對較細的金屬粉末在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的，該相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，且相對較細的金屬粉末和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5。
2.權利要求1中的生坯，其中，相對較細的金屬粉末由兩種或者多種元素金屬或者金屬合金構成，所述元素金屬或者金屬合金中的每種在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下都基本上是固態的。
3.權利要求1中的生坯，其中，相對較粗的預合金化的金屬粉末由兩種或者多種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
4.包括粉末金屬混和物的生坯，該混和物具有小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中，所述的小體積分數的相對較細的金屬粉末由至少兩種平均顆粒尺寸逐級更小的子部分構成，所述的這些逐級子部分中的每種都由在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的金屬粉末構成，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，這些逐級子部分中最粗的和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5，且每種較細的逐級子部分的平均顆粒尺寸與其之前挨著的較粗的逐級子部分的平均顆粒尺寸之間的比率至少為1∶5。
5.權利要求4中的生坯，其中，逐級子部分中至少一個由兩種或者多種元素金屬或者金屬合金構成，所述元素金屬或者金屬合金中的每種在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下都基本上是固態的。
6.權利要求4中的生坯，其中，相對較粗的預合金化的金屬粉末由兩種或者多種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
7.一種制備具有擴大了的燒結溫度范圍的生坯的方法，所述方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成金屬粉末混和物；并b)由所述金屬粉末混和物成型生坯；其中相對較細的金屬在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，相對較細的金屬粉末和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5。
8.權利要求7中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括粉末容器化。
9.權利要求7中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括自由成型逐層堆疊技術。
10.權利要求9中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是三維印刷。
11.權利要求9中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是選擇性激光燒結。
12.權利要求7中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括金屬注射成型。
13.權利要求7中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括模壓。
14.權利要求7中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中該相對較細的金屬粉末由多于一種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的。
15.權利要求7中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化金屬粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
16.一種制備具有擴大了的燒結溫度范圍的生坯的方法，所述方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成金屬粉末混和物；并b)由所述金屬粉末混和物成型生坯；其中所述的小體積分數的相對較細的金屬粉末由至少兩種平均顆粒尺寸逐級更細的子部分構成，所述的這些逐級子部分中的每種都由在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的金屬粉末構成，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，所述逐級子部分中最粗的和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5，且每種較細的逐級子部分的平均顆粒尺寸與其之前挨著的較粗的逐級子部分的平均顆粒尺寸之間的比率至少為1∶5。
17.權利要求16中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括粉末容器化。
18.權利要求16中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括自由成型逐層堆疊技術。
19.權利要求18中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是三維印刷。
20.權利要求18中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是選擇性激光燒結。
21.權利要求16中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括金屬注射成型。
22.權利要求16中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括模壓。
23.權利要求16中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中該逐級子部分的至少一個由兩種或者多種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的。
24.權利要求16中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
25.一種生坯致密化的方法，所述的方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成金屬粉末混和物；b)由所述金屬粉末混和物成型生坯；c)將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的液相線溫度的燒結溫度；并d)將生坯在所述的燒結溫度下保持一段足夠長的時間使生坯致密化；其中，相對較細的金屬粉末在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，且相對較細的金屬粉末和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5。
26.權利要求25中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的固相線溫度的燒結溫度。
27.權利要求25中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到介于相對較粗的預合金化的金屬粉末的固相線溫度和液相線溫度之間的燒結溫度。
28.權利要求25中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化的金屬粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的，并且，所述的將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的每種金屬合金的液相線溫度的燒結溫度。
29.權利要求28中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末中每種金屬合金的固相線溫度的燒結溫度。
30.權利要求28中的方法，其中，所述的將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到高于相對較粗的預合金化的金屬粉末中每種金屬合金的固相線溫度的燒結溫度。
31.權利要求25中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中該相對較細的金屬粉末由多于一種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的。
32.權利要求25中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括粉末容器化。
33.權利要求25中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括自由成型逐層堆疊技術。
34.權利要求33中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是三維印刷。
35.權利要求33中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是選擇性激光燒結。
36.權利要求25中的方法，其中所述的生坯成型步驟進一步包括金屬注射成型。
37.權利要求25中的方法，其中所述的生坯成型步驟進一步包括模壓。
38.一種使生坯致密化的方法，所述的方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成一種金屬粉末混和物；b)由所述金屬粉末混和物成型生坯；c)將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的液相線溫度的燒結溫度；并d)將生坯在所述的燒結溫度下保持一段足夠長的時間使生坯致密化；其中所述的小體積分數的相對較細的金屬粉末由至少兩種平均顆粒尺寸逐級更細的子部分構成，所述的這些逐級子部分中的每種都由在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的金屬粉末構成，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，所述逐級子部分中最粗的和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5，且每種較細的逐級子部分的平均顆粒尺寸與其之前挨著的較粗的逐級子部分的平均顆粒尺寸之間的比率至少為1∶5。
39.權利要求38中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的固相線溫度的燒結溫度。
40.權利要求38中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到介于相對較粗的預合金化的金屬粉末的固相線溫度和液相線溫度之間的燒結溫度。
41.權利要求38中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化的金屬粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的，并且，所述的將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的每種金屬合金的液相線溫度的燒結溫度。
42.權利要求41中的方法，其中將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到低于相對較粗的預合金化的金屬粉末的每種金屬合金的固相線溫度的燒結溫度。
43.權利要求41中的方法，其中，所述的將生坯加熱到燒結溫度的步驟包括將生坯加熱到高于相對較粗的預合金化的金屬粉末中每種金屬合金的固相線溫度的燒結溫度。
44.權利要求38中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中該逐級子部分中至少有一種由兩種或者多種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的。
45.權利要求38中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括粉末容器化。
46.權利要求38中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括自由成型逐層堆疊技術。
47.權利要求46中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是三維印刷。
48.權利要求46中的方法，其中自由成型逐層堆疊技術是選擇性激光燒結。
49.權利要求38中的方法，其中所述的成型生坯步驟進一步包括金屬注射成型。
50.權利要求38中的方法，其中所述的生坯成型步驟進一步包括模壓。
51.一種逐層自由成型生坯的方法，所述的方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成金屬粉末混和物；b)將順序施加的一系列金屬粉末層的每個金屬粉末層中的金屬粉末混和物的金屬粉末顆粒選擇性地結合到一起，以成型生坯；其中，相對較細的金屬粉末在該生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，相對較細的金屬粉末和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5。
52.權利要求51中的方法，其中將金屬粉末顆粒選擇性的結合到一起的步驟包括向金屬粉末顆粒上選擇性噴射短效粘結劑。
53.權利要求51中的方法，其中將金屬粉末顆粒選擇性的結合到一起的步驟包括用激光束對金屬粉末顆粒作選擇性掃描。
54.權利要求51中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中該相對較細的金屬粉末由多于一種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的。
55.權利要求51中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化的金屬粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
56.權利要求51中的方法，其中將金屬粉末顆粒有選擇性的粘結到一起的步驟包括使用掩模，使金屬粉末顆粒選擇性地曝露于光。
57.權利要求56中的方法，其中，混和步驟包括制備金屬粉末混和物和揮發性的液體的漿料，其中，所述的順續施加的一系列金屬粉末層中至少有一個金屬層是以該漿料的形式施加的。
58.一種逐層自由成型生坯的方法，所述的方法包括步驟a)將小體積分數的相對較細的金屬粉末和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的金屬粉末混和到一起制成金屬粉末混和物；b)將順序施加的一系列金屬粉末層的每個金屬粉末層中的金屬粉末混和物的金屬粉末顆粒選擇性地結合到一起，以成型生坯；其中所述的小體積分數的相對較細的金屬粉末由至少兩種平均顆粒尺寸逐級更細的子部分構成，所述的這些逐級子部分中的每種都由在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下仍基本上是固態的金屬粉末構成，相對較粗的預合金化的金屬粉末適合于超固相線液相燒結，所述逐級子部分中最粗的和相對較粗的預合金化的金屬粉末的平均顆粒尺寸比率至少為大約1∶5，且每種較細的逐級子部分的平均顆粒尺寸與其之前挨著的較粗的逐級子部分的平均顆粒尺寸之間的比率至少為1∶5。
59.權利要求58中的方法，其中將金屬粉末顆粒有選擇性的結合到一起的步驟包括往金屬粉末顆粒上選擇性噴射短效粘結劑。
60.權利要求58中的方法，其中將金屬粉末顆粒有選擇性的結合到一起的步驟包括用激光束對金屬粉末顆粒作選擇性掃描。
61.權利要求58中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較細的金屬粉末，其中這些逐級子部分中至少有一種是由兩種或者多種元素金屬或者金屬合金構成，所述的元素金屬或者金屬合金中的每種在生坯可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度下基本上是固態的。
62.權利要求58中的方法，進一步包括如下步驟，提供相對較粗的預合金化的金屬粉末，其中該相對較粗的預合金化的金屬粉末由多于一種金屬合金構成，所述金屬合金中的每種都是適合于超固相線液相燒結的。
63.權利要求58中的方法，其中將金屬粉末顆粒有選擇性的結合到一起的步驟包括使用掩模，使金屬粉末顆粒選擇性的曝露于光。
64.權利要求63中的方法，其中，混和步驟包括用制備金屬粉末混和物和揮發性的液體的漿料，其中，所述的順續施加的一系列金屬粉末層中至少有一個金屬層是以該漿料的形式施加的。
全文摘要
公開了包括A－B粉末混和物的生坯，這種生坯的制造方法以及與其相應的燒結體。A－B粉末混和物由小體積分數的相對較細的粉末A(62)和余量的大體積分數的相對較粗的預合金化的粉末B(64)構成，其中，A－B粉末的平均顆粒尺寸比率至少大約為1∶5。金屬粉末A由一種或者多種熔點或者固相線溫度高于該A－B粉末混和物可以燒結而不塌陷的最高燒結溫度的元素金屬或者合金構成。預合金化的金屬粉末B由一種或者多種適合于超固相線液相燒結的合金構成。由A－B粉末制成的生坯比單獨由預合金化的金屬粉末B制成的坯體具有更寬的燒結溫度范圍。
文檔編號B22F1/00GK1649688SQ02829489
公開日2005年8月3日 申請日期2002年10月9日 優先權日2002年7月12日
發明者劉建新, M·L·賴尼爾森 申請人:美國擠壓研磨公司