權利要求

1.納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于該方法按以下步驟進行： 一、按質量百分比稱取0.5％～5％的納米陶瓷顆粒與95％～99.5％的高溫合金粉末，通過高能球磨，得到初混粉末；其中所述的納米陶瓷顆粒的粒度為1～150nm； 二、將初混粉末放入送粉器后，以0.5～2.5kg/h的送粉速率輸送到等離子體球化處理設備內，在功率為15～50kW的等離子體束中進行燒結球化處理，形成球形微粉； 三、將球形微粉收集、篩分，得到納米陶瓷增強高溫合金球形微粉。

2.根據權利要求1所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的納米陶瓷顆粒為TiC、WC、SiC、Al 2O 3和Y 2O 3中的一種或幾種的組合納米陶瓷顆粒。 

3.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的納米陶瓷顆粒的粒度為15～50nm。 

4.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的高溫合金粉末為鎳基高溫合金粉末。 

5.根據權利要求4所述的一種納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的鎳基高溫合金為GH1015、GH1035、GH1040、GH1131、GH1140、GH2018、GH2036、GH2038、GH2130、GH2132、GH2135、GH2136、GH2302、GH2696、GH3030、GH3039、GH3044、GH3028、GH3128、GH3536、GH605,GH600、GH4033、GH4037、GH4043、GH4049、GH4133、GH4133B、GH4169、GH4145或GH4090。 

6.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的高溫合金粉末的粒度為10～120μm。 

7.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的高溫合金粉末的粒度為20～60μm。 

8.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟一所述的高能球磨為干法球磨，具體操作是：將稱取的納米陶瓷顆粒與高溫合金粉末按球料比(1～10)：1放入球磨機中，通入氬氣進行氣氛保護，在球磨機轉速為150～400r/min的條件下球磨5～15h，得到初混粉末。 

9.根據權利要求1或2所述的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟二所述的送粉器為盤式送粉器或活塞式送粉器。 10.根據權利要求1或2所述的一種納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，其特征在于步驟三所述的篩分采用震動篩分，曬網目數150～800目，篩分時間15～30min。

說明書

納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法

技術領域

本發(fā)明涉及陶瓷增強合金球形微粉的制備方法，屬于金屬基復合材料領域。

技術背景

陶瓷顆粒增強高溫合金復合材料以其優(yōu)異的高溫綜合性能，在航空、航天、發(fā)動機、燃氣輪機等領域顯示出巨大的應用前景。

鎳基復合材料的制備方法主要有粉末冶金法 ]放電等離子體燒結法 ]、原位合成法、自蔓延高溫合成燒結等傳統(tǒng)方法。此外等離子噴涂技術、等離子體轉移弧堆焊技術和激光熔覆法也被用于制備鎳基涂層復合材料。但是上述這些方法都不能制備復雜形狀的零部件。近年來，增材制造技術，尤其是采用激光選區(qū)熔化技術，制備的陶瓷顆粒增強高溫合金復合材料，成為研究熱點。

現(xiàn)有的制備陶瓷顆粒增強高溫合金復合材料的方法有簡單的物理混合或在熔融狀態(tài)下均勻混合。

簡單的物理混合是采用機械合金化法將增強體顆粒與基體合金進行混合，使得部分增強體顆粒附著于基體合金粉末表面，形成復合粉末；然后再將復合粉末用于增材制造成型。但是該方法會使納米級陶瓷顆粒發(fā)生剛性團聚，造成其在復合材料內分布不均勻，降低復合材料組織均勻性和力學性能。另一方面，由于陶瓷顆粒與鎳合金粉末之間的巨大熱物理性能差異，會導致后續(xù)增材制造過程中，界面結合弱，易形成應力集中而出現(xiàn)裂紋、變形等缺陷。第三點，高溫合金粉末在機械合金化過程中，容易發(fā)生變形、球形度降低；最終影響增材制造原料粉體的流動性、堆積密度、導熱性以及對激光的吸收率等，進而導致高溫合金復合材料的性能不佳。從而限制這種復合材料的進一步應用發(fā)展。

申請?zhí)枮?02010891059.X的中國專利《一種3D打印制備多尺度陶瓷相增強金屬復合材料的方法》公開了一種3D打印制備多尺度陶瓷相增強金屬復合材料的方法，它是以金屬材料為基體，以陶瓷顆粒作為增強相。采用微米級TiC、TiB 2、WC、SiC、CrC和A1 2 O 3中的一種或多種陶瓷顆粒作為原料，添加陶瓷顆粒的質量百分比為0～10.0％，通過分批次加入陶瓷顆粒與一定比例的金屬粉末，進行特定工藝的球磨、等離子球化、氣流分級以及篩分，得到球形度高、流動性好、粒度范圍窄的多尺度陶瓷相均勻分布的金屬復合粉末。所制備的金屬復合材料，性能高，材料不開裂；但是在金屬復合粉末制備時，陶瓷顆粒需要少量分批次加入，并且需要多次濕磨與干磨結合，粉末球磨過程工藝流程復雜，球磨時間長。同時由于濕磨混粉過程中，引入的含有碳氫和氧的濕磨介質，在后續(xù)干磨及等離子體處理過程中，不能被完全去除，將在高溫作用下將與金屬發(fā)生化學反應，將導致金屬復合粉末氧含量大幅增加。而此操作的結果也將導致最終復合材料中氧含量增加，材料性能受到不利影響。

發(fā)明內容

本發(fā)明是解決現(xiàn)有的方法制備陶瓷顆粒增強高溫合金復合材料球形度差、流動性能不佳、氧含量高的技術問題，而提供一種納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法。該方法制備的納米陶瓷顆粒增強高溫合金球形微粉球形度好、流動性佳、粒度分布均勻、氧含量低。

本發(fā)明的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，按以下步驟進行：

一、按質量百分比稱取0.5％～5％的納米陶瓷顆粒與95％～99.5％的高溫合金粉末，通過高能球磨，得到初混粉末；其中所述的納米陶瓷顆粒的粒度為1～150nm；通過高能球磨使得納米陶瓷顆粒與高溫合金粉末形成較弱的機械結合界面，此時初混粉末為不規(guī)則形狀，球形度不足70％，流動性不佳；

二、將初混粉末放入送粉器后，以0.5～2.5kg/h的送粉速率輸送到等離子體球化處理設備內，在功率為15～50kW的等離子體束中進行燒結球化處理，形成球形微粉；

三、將球形微粉收集、篩分，得到納米陶瓷增強高溫合金球形微粉。

更進一步地，步驟一所述的納米陶瓷顆粒為TiC、WC、SiC、Al 2O 3和Y 2O 3中的一種或幾種的組合納米陶瓷顆粒。

更進一步地，步驟一所述的納米陶瓷顆粒的粒度為15～50nm。

更進一步地，步驟一所述的高溫合金粉末為鎳基高溫合金粉末；

更進一步地，步驟一所述的鎳基高溫合金為GH1015、GH1035、GH1040、GH1131、GH1140、GH2018、GH2036、GH2038、GH2130、GH2132、GH2135、GH2136、GH2302、GH2696、GH3030、GH3039、GH3044、GH3028、GH3128、GH3536、GH605,GH600、GH4033、GH4037、GH4043、GH4049、GH4133、GH4133B、GH4169、GH4145或GH4090。

更進一步地，步驟一所述的高溫合金粉末的粒度為10～120μm。

更進一步地，步驟一所述的高溫合金粉末的粒度為20～60μm。

更進一步地，步驟一所述的高能球磨為干法球磨，具體操作是：將稱取的納米陶瓷顆粒與高溫合金粉末按球料比(1～10)：1放入球磨機中，通入氬氣進行氣氛保護，在球磨機轉速為150～400r/min的條件下球磨5～15h，得到初混粉末。

更進一步地，步驟二所述的送粉器為盤式送粉器或活塞式送粉器。

更進一步地，步驟三所述的篩分采用震動篩分，曬網目數150～800目，篩分時間15～30min。

本發(fā)明的利用高能球磨與高溫等離子體流相結合的方法，將高溫合金粉末與納米級陶瓷顆粒復合，制備出納米陶瓷顆粒增強高溫合金球形微粉。這種微粉為球形微粉，微粉粒度5～105μm，球形度95％以上，流動性達18～19.5s/50g，粉末氧含量0.01％～0.02％。納米陶瓷顆粒增強高溫合金球形微粉中納米陶瓷顆粒為增強相，高溫合金為基體，納米陶瓷與高溫合金形成復合材料涂層，包覆于高溫合金粉末表面，這可以降低材料的膨脹系數，利于后續(xù)材料成型中材料組織設計及性能提高，同時，這種涂層結構也大大降低了金屬粉末對光的反射作用，有利于在增材制造成型中粉末對激光等能量源的能量吸收。

本發(fā)明的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉具有納米陶瓷顆粒分布均勻、復合微粉粒徑可控、粒度分布窄、球形度高、流動性好和松裝密度高等優(yōu)點。制備時將原料一次性加入到球磨機中，操作簡單方便，效率高。本發(fā)明的納米陶瓷顆粒增強高溫合金球形微粉可以用于增材制造及傳統(tǒng)粉末冶金領域，在高溫合金復合材料增材制造成型領域顯示出良好的應用前景。

附圖說明

圖1為實施例1步驟一得到的初混粉末的掃描電鏡照片。

圖2為實施例1步驟三得到的納米TiC增強GH3536球形微粉的掃描電鏡照片。

圖3為實施例1步驟三得到的納米TiC增強GH3536球形微粉的表面能譜分析圖。

圖4為實施例1步驟三得到的納米TiC增強GH3536球形微粉的橫截面能譜分析圖。

圖5為實施例3步驟三得到的納米TiC增強GH3536球形微粉的掃描電鏡照片。

具體實施方式

用下面的實施例驗證本發(fā)明的有益效果

實施例1：本實施例的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，按以下步驟進行：

一、按質量百分比稱取2％顆粒粒徑50nm的TiC納米陶瓷顆粒與98％的平均粒度53μm的GH3536高溫合金粉末，將稱取的TiC納米陶瓷顆粒與GH3536高溫合金粉末按球料質量比5：1放入球磨機中，通入氬氣進行氣氛保護，在球磨機轉速為200r/min的條件下球磨8h，得到初混粉末；初混粉末的掃描電鏡照片如圖1所示，從圖1可以看出，初混粉末為不規(guī)則形狀，球形度不足70％，流動性不佳，同時納米TiC與GH3536為較弱的機械結合，界面結合力弱；

二、將初混粉末放入送粉器后，以1kg/h的送粉速率輸送到等離子體球化處理設備內，在功率為20kW的等離子體束中進行燒結球化處理，形成球形微粉；

三、將球形微粉收集，在氬氣保護下，用曬網為200目的振動篩進行篩分處理20min，得到納米陶瓷增強高溫合金球形微粉。

本實施例得到的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉是納米TiC增強GH3536球形微粉，它的掃描電鏡照片如圖2所示，從圖2可以看出在GH3536表面形成一層均勻的TiC/GH3536復合材料包裹層，同時納米TiC與GH3536形成牢固的冶金結合。

本實施例制備的納米TiC顆粒增強GH3536球形微粉，平均粒度30μm，球形度95.5％，流動性18s/50g，粉末氧含量0.016％。

本實施例制備的納米TiC顆粒增強GH3536球形微粉的表面能譜分析圖如圖3所示，從圖3可以看出，納米TiC與原始GH3536形成Ti/GH3536復合材料層，均勻分布于基體合金界面，結合良好。

本實施例制備的納米TiC顆粒增強GH3536球形微粉的橫截面能譜分析圖如圖4所示，從圖4可以看出，納米TiC增強GH3536球形微粉的內部不含有TiC，納米陶瓷與高溫合金形成復合材料涂層僅包覆于粉末表面，這可以降低材料的膨脹系數，利于后續(xù)材料成型中材料組織設計及性能提高。同時，這種涂層結構也大大降低了金屬粉末對光的反射作用，有利于在增材制造成型中粉末對激光等能量源的能量吸收。

實施例2：本實施例的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，按以下步驟進行：

一、按質量百分比稱取0.5％顆粒粒徑15nm的TiC納米陶瓷顆粒與99.5％的平均粒度25μm的GH4169高溫合金粉末，將稱取的TiC納米陶瓷顆粒與GH4169高溫合金粉末按球料質量比5：1放入球磨機中，通入氬氣進行氣氛保護，在球磨機轉速為200r/min的條件下球磨8h，得到初混粉末；通過高能球磨使得納米陶瓷顆粒與高溫合金粉末形成較弱的機械結合界面，界面結合力弱；形成的初混粉末為不規(guī)則形狀，球形度不足70％，流動性不佳。

二、將初混粉末放入送粉器后，以0.5kg/h的送粉速率輸送到等離子體球化處理設備內，在功率為15.5kW的等離子體束中進行燒結球化處理，形成球形微粉；

三、將球形微粉收集，在氬氣保護下，用曬網為600目的振動篩進行篩分處理20min，得到納米陶瓷增強高溫合金球形微粉。

本實施例制備的納米TiC顆粒增強GH4169球形微粉，平均粒度14μm，球形度95.8％，流動性19.1s/50g，粉末氧含量0.012％。

實施例3：本實施例的納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法，按以下步驟進行：

按質量百分比稱取2％顆粒粒徑50nm的TiC納米陶瓷顆粒與98％的平均粒度53μm的GH3536高溫合金粉末，將稱取的TiC納米陶瓷顆粒與GH3536高溫合金粉末按球料質量比5：1放入球磨機中，再加入1,3-丁二醇，其中1,3-丁二醇的加入量為TiC納米陶瓷顆粒與GH3536高溫合金粉末質量和的5％；通入氬氣進行氣氛保護，在球磨機轉速為200r/min的條件下球磨8h，得到初混粉末；

二、將初混粉末放入送粉器后，以1kg/h的送粉速率輸送到等離子體球化處理設備內，在功率為20kW的等離子體束中進行燒結球化處理，形成球形微粉；

三、將球形微粉收集，在氬氣保護下，用曬網為200目的振動篩進行篩分處理20min，得到納米陶瓷增強高溫合金球形微粉。

本實施例制備的納米TiC顆粒增強GH3536球形微粉的掃描電鏡照片如圖5所示，該微粉的平均粒度30μm，球形度90％，流動性20.1s/50g，粉末氧含量0.311％。相對來比，濕法球磨由于引入含氧介質，會導致最終制備的球形微粉氧含量大幅升高，會降低實際應用時材料的力學性能。

納米陶瓷增強高溫合金球形微粉的制備方法.pdf