CN101748302A

CN101748302A - 金刚石工具用预合金化粉末及其制造方法

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Publication number: CN101748302A
Application number: CN200810182469A
Authority: CN
Inventors: 罗锡裕; 黄漫; 钟正刚; 麻洪秋; 王峻; 李斌; 丁士安; 金成海
Original assignee: Advanced Technology and Materials Co Ltd
Current assignee: Advanced Technology Bazhou Special Powder Co ltd
Priority date: 2008-12-08
Filing date: 2008-12-08
Publication date: 2010-06-23
Anticipated expiration: 2028-12-08
Also published as: CN101748302B

Abstract

本发明涉及一种金刚石工具用预合金化粉末及其制造方法。该预合金化粉末以Fe相或Cu相为主相。其特征在于：微量B强化晶界、细化晶粒；Ni、Co、Me(选用Mn、Cr、Si、Ti、V、W、Mo中至少一种)做强化元素；Sn、P、C进一步调整合金组织。该预合金化粉末采用高压水雾化制粉技术制备。其特征在于：合金液被多次优选的高压水打击粉碎，激光粒度计测定的粉末中位径D₅₀为7～18μm，优选7～13μm；全氧分析仪测定的全氧含量为≤0.35质量％，优选≤0.25质量％。

Description

金刚石工具用预合金化粉末及其制造方法

技术领域

本发明涉及粉末冶金领域，尤其涉及金刚石切割工具用的预合金化粉末及其制造技术。

背景技术

金刚石工具绝大多数是将粘结剂和人造金刚石颗粒相混合，经压形、烧结而成的孕镶式工具。粘结剂亦称为胎体。胎体粉末主要是金属粉末，也有树脂、陶瓷粉末等。金属粉末目前用量较大的是电解铜粉、还原铁粉、还原钴粉等。超细钴粉用作胎体有许多优越性，但其价格昂贵、价格波动大，使用上受到很大限制。

孕镶金刚石工具是以胎体超前磨损，金刚石颗粒出露，出露的金刚石作用于被加工物，当胎体磨损到不足以把持出露的金刚石颗粒时，这些金刚石颗粒会自行脱落，继而出露新的金刚石颗粒，这样周而复始地作用于被加工物。依这种加工原理，发明者将包镶金刚石的胎体特性归纳为五项，即：与被加工物相匹配的耐磨性，对金刚石颗粒高的把持性，低温烧结性，良好的成形性(实际上属于粉末的成形性，但由于粉末用作胎体，这里也归为胎体的特性)和优良的焊接性。这五项特性中，前二项是直接使用性能，后三项是必要的工艺性能。耐磨匹配性是胎体的首要特性，耐磨性随被加工物物性的变化而有很大的差异。耐磨性过高，加工效率低下，甚至不能加工；反之，耐磨性过低，则工具使用寿命下降。

胎体当使用单元素粉末的混合粉时，存在的缺点有烧结温度较高、元素合金化不充分、金相组织不均匀、烧结达到完全致密化较困难、熔点悬殊的单元素粉末混合粉的烧结不易控制等，这些缺点导致胎体的耐磨性、把持性得不到应有的发挥，同时较高温度烧结对金刚石性能有损害且不经济。为此，近年来开展预合金化粉末作胎体的应用研究，并且有部分产品走向市场。

采用预合金化粉末作胎体，可以克服上述单元素粉末混合粉作胎体的缺点，比如同样组分构成的体系，热压烧结温度可下降80～150℃，这不仅使金刚石原始性能的损失减小，而且省电、节约石墨模具。即使在较低温度烧结，还可得到均匀的微观组织和完全致密化的烧结件，体系中设计的低熔点金属也不会较早流失，从而使烧结胎体的耐磨性和把持性得到充分发挥。

制备预合金化粉末的方法有化学反应法、雾化法、机械合金化法等。目前市售的预合金化粉末主要采用化学反应法制备。中国专利号ZL03807546.6、中国专利申请号200510134575.3和中国专利申请号200510107205.0都是用化学反应法制备预合金化粉末。该方法由于共沉淀氧化物还原，预合金化粉末的全氧含量较高，这不利于烧结和对金刚石的把持，并且环境治理费用高，产能较小，通常含有20质量％以上的钴，使得价格居高，市场不易接受。针对上述问题，本发明特征在于：一是采用廉价微量B细化晶粒、强化晶界，在不用或少用Co、Ni的条件下，用Sn、P、C调整合金粉末的微观组织，以期综合调整工具的锋利度和使用寿命；二是采用高压水雾化制粉技术制备该预合金化粉末，不仅产能大、效率高、不污染环境，使生产成本大幅下降，而且预合金化粉末全氧含量低，比传统的水雾化技术，粉末粒度减小。

发明内容

本发明的目的是提供一种用于制造金刚石工具的预合金化粉末，以解决上述现有技术中存在的缺点。本发明的另一个目的是提供制造上述预合金化粉末的方法。

第一方面，本发明提供了一种用于金刚石工具的预合金化粉末，所述粉末的质量百分比组成为：Fe 10～80、Cu 15～75、B 0.07～0.20、Ni 0～10、Co 0～10、Sn 0～8、P 0～3、C 0～0.4、Me(选自Mn、Cr、Si、Ti、V、W和Mo中至少一种)0～5，余量为不可避免的杂质。本发明所述粉末的Fe、Cu、Ni、Co更优选质量百分比分别是：Fe 15～65、Cu20～60、Ni 3～8、Co 3～8。在所述预合金化粉末中，当Fe作主相时Cu为次相，而当Cu作主相时，Fe为次相。

在上述预合金化粉末中，微量B在合金化粉末的微观组织中，部分固溶于Fe相，部分富集于晶界，它阻碍晶粒长大，细化晶粒强化晶界，使胎体微观组织强韧化的作用比较突出(如下述实施例所示，含B提高了烧结胎体的抗弯强度和硬度)。此外在所述该粉末中，B的质量百分数更优选为0.1～0.15。

另外在上述预合金化粉末中，Ni和Co可强化主相和次相，它们的质量百分数均为0～10；Me(选自Mn、Cr、Si、Ti、V、W和Mo中至少一种)是另外的强化元素，质量百分数为0～5；Sn、P、C可进一步调整合金组织，它们的质量百分数分别控制在0～8、0～3、0～0.4。

本发明的预合金化粉末具有一定的通过激光粒度计测定的颗粒中位径D₅₀，所述合金化粉末的中位径D₅₀为7～18μm，且更优选为7～13μm。

氧在本发明的预合金化粉末中是不希望有的，因此应尽量避免。采用全氧分析仪测定粉末中的氧含量，所述合金化粉末中的氧含量为≤0.35质量％，且更优选为≤0.25质量％。

本发明还提供了一种制备上述预合金化粉末的方法，所述方法包括如下步骤：

1)提供金属块或合金块原材料，并按预合金化粉末成分设计进行称重配置；

2)在中频感应炉内熔炼上述金属块或合金块原材料，以便使合金液达到最终加热温度；

3)将合金液倾入带有漏眼的中间包，合金液落下的同时被高压水打击粉碎，快速凝固成合金粉末，并在集粉罐内收集；

4)收集的粉末在90～100℃的温度下脱水干燥；

5)干燥后的粉末在H₂气氛中于500～600℃的温度还原退火；

6)筛分还原退火的粉末得到最终的预合金化粉末。

在根据本发明的预合金化粉末制备方法中，高压水的压力控制在50～80MPa，合金液落下直径3～6mm，合金液最终加热温度对于Fe基合金为1580～1690℃，对于Cu基合金为1430～1530℃。由于本发明对高压水雾化技术的改进，激光粒度计测定的中位径D₅₀比传统水雾化粉末的D₅₀数值低。预合金化粉末粒度的减小，有利于胎体耐磨性、把持性、烧结性、焊接性及粉末成形性的改善。本发明所有预合金化粉末的形貌呈不规则粒状。

本发明的金刚石工具用预合金化粉末，在Fe基体或Cu基体中包含微量硼，从而发挥硼在合金中的有效作用。并且依据耐磨性的要求，选用一定量的Ni、Co、Me(选自Mn、Cr、Si、Ti、V、W和Mo中至少一种)元素强化，此外再选用少量的Sn、P、C元素进一步调整耐磨适应性。在满足工具使用要求的条件下，使原材料成本大幅下降。同时，采用改进的高压水雾化制粉技术，在产能大，效率高的前提下，使预合金化粉末的激光粒度计测定的颗粒中位径比传统的水雾化粉末显著下降。此外，在满足胎体特性的同时，使生产成本亦下降。

附图说明

图1是用于生产本发明的预合金化粉末的设备的示意图。

图2是用于进行模拟磨料磨损试验的磨料磨损装置的示意图。

具体实施方式

耐磨匹配性是胎体应具有的首要特性。胎体耐磨匹配性，从材料学的角度看，它应该是胎体性能、被加工物物性和加工条件等的复合函数。再从胎体性能看，它涉及到胎体的诸多力学性能，比如硬度、强度、韧性、延展性、甚至耐热性和疲劳性等。目前还不能在测试胎体某些力学性能的基础上来定量评定胎体的耐磨性，还得依靠模拟实验或实际加工来考核耐磨匹配性。但这些力学性能的范围基本明确，可为胎体成分设计作参考。比如，胎体的抗弯强度(三点弯曲)通常在600～2000MPa；硬度通常在HRB70～115，高于HRB的计量范围时，通常用HRC计量，其范围25～50。胎体成分设计要兼顾加工效率和工具使用寿命，但二者往往是矛盾的。着重加工效率的工具，通称“锋利型”工具，着重使用寿命的工具，通称“寿命型”工具。近年，由于电耗、机台费用、人工费用等因素，要求“锋利型”和“经济型”的工具，愈来愈突出。本发明正如下面描述的那样突出了“锋利型”和“经济型”工具的成分设计。至于胎体的把持性，来自胎体对金刚石的力学把持力和冶金把持力。烧结胎体的急速冷却，冷却收缩系数大的胎体会对基本不收缩的金刚石造成较大的包镶压应力，这一压应力与胎体的弹性模量有关，弹性模量愈大，压应力亦愈大；冶金把持力，则依金属元素或合金对金刚石的界面反应而定，Fe在高温烧结时，对金刚石有较强的侵蚀性反应，由于它削弱了金刚石原有的性能，这种反应是不希望的，而Co恰好与金刚石生成碳化物薄膜，有利于增强把持力，Cu、Ni和金刚石则基本上不发生界面反应。胎体的烧结性、焊接性、成形性亦是胎体必要的特性。

本发明以Fe相或Cu相作主相，Fe与Cu价格低廉，Fe与Cu基本不互溶。在本发明的预合金化粉末中，当Fe含量高时，Fe相是主相，Cu相是次相；当Cu含量高时，Cu相是主相，Fe相是次相。单纯的Fe相或Cu相作胎体时，通常耐磨性是不够的。因而，强化Fe相和Cu相，使胎体的耐磨性分别适应不同加工物的物性要求，制造“锋利型”或“寿命型”工具，是预合金化粉末设计的核心。

本发明的突出特征在于制备的预合金化粉末中都含有微量元素B，B的加入可细化晶粒、强化晶界，微量B可使烧结胎体的力学性能(抗弯强度、硬度如下述实施例1所示)能有较大的提升。依耐磨匹配性的要求，除选用Ni、Co、Me元素强化主相和次相外，还选用Sn、P、C元素进一步调整耐磨匹配性，以满足工具对“锋利型”及“寿命型”的不同要求。本发明的预合金化粉末的组分的质量百分数如下：

Fe 10～80、Cu 15～75、B 0.07～0.20、Ni 0～10、Co 0～10、Me(选用Mn、Cr、Si、Ti、V、W、Mo中至少一种)0～5、Sn 0～8、P0～3、C 0～0.4，余量为不可避免的杂质。

在Fe相和Cu相中加入Ni，Ni不仅固溶于Fe，亦固溶于Cu，Ni以固溶的方式强化Fe相和Cu相，从合金相图看，固溶量范围大，但考虑到Ni对人体危害的可能性，本发明的多个实施方案中不使用Ni，即使使用也控制不超过10％。Co的加入，同样可固溶于Fe相，除固溶强化外，Co还有增强耐热性的作用，对那些不使用冷却液加工(即干加工)的金刚石工具是重要的，但考虑Co价格昂贵，本发明设计Co含量0～10％。

Me是强化固溶体兼碳化物形成元素，本发明Me除可强化Fe与Cu固溶体外，当和C联合使用时，还可形成单一碳化物或复合碳化物，强化粉末的合金组织。所有这些强化，都可增强胎体的耐磨性，对“寿命型”工具或对加工具有研磨性强的被加工材料，比如加工沥青、砂岩等是必要的。本发明控制Me含量不超过5％，C含量不超过0.4％。

在Ni、Co、Me强化Fe相和Cu相的基础上，本发明另一特征是选用Sn、P、C元素进一步调整耐磨匹配性。在Cu相和Fe相中，加入Sn，由于Cu-Sn电子式化合物和Fe-Sn化合物的形成，它不仅使胎体的烧结温度下降，而且这些化合物，属于脆性相，可以在“锋利型”工具中，发挥作用。但Sn含量不能过高，本发明将其限制在≤8％，过量时，脆性相增多，工具的使用寿命下降，同时工具镶焊节块的强度达不到行业规定的安全标准。在Fe、Cu相中加入P，依合金相图，会形成低熔点的Fe-P、Cu-P化合物，这些化合物的形成，不仅使胎体的烧结温度明显下降，而且由于这些脆性化合物的存在，在一定量的前提下，可使工具的锋利性明显提高，特别适用于“锋利型”工具。但P含量不能过高，本发明控制不超过3％，超过时，胎体的韧性会变差，工具使用寿命下降，同时工具镶焊节块的强度达不到行业规定的安全标准。Fe相中，加入低量C，控制在0.4％以下，组成的亚共析钢组织，比固溶强化的Fe相有更好的耐磨性。此时，与加入的Me，还可形成单一碳化物或复合碳化物，有着更明显的强化效应，使胎体耐磨性大幅提高。但Me、C含量不能过高，过亚析组织或莱氏体组织的出现，将使胎体脆性增大，工具的使用寿命会下降。

本发明的方法采用了改进的高压水雾化技术，图1显示了用于生产本发明的预合金化粉末设备的示意图。在冶炼炉11中将合金原料冶炼成合金液体；然后将合金液倾入带有漏眼的中间包12中；合金液体受到雾化器13喷射出的高压水流的多次打击被粉碎；在雾化桶14中形成预合金化粉末并收集在下方的积粉罐15中。

在本发明的方法中，用于雾化合金的高压水的压力是至关重要的，通常控制为50～80MPa。当水压低于50MPa时，所得粉末的平均粒度较大；当水压高于80MPa时，在高压水流汇集点以下，会形成较明显的紊流区，使已被粉碎急速冷凝合金液滴或颗粒再次发生碰撞，形成颗粒聚合，使最终所得粉末的平均粒径反而变大。因而本发明更优选的高压水压力范围是60～70MPa。

在本发明的方法中，喷射高压水流的雾化器13由2至4组喷嘴(每组2个喷嘴)构成，合金液落下时会被多次打击粉碎，加上本发明中合金液落下直径(被中间包12漏眼尺寸控制)和合金液最终加热温度的最佳配合，比如粘滞性高的合金液需较高的加热温度和较小尺寸的漏眼，可以得到较传统水雾化粒度细小的预合金化粉末。

下面通过具体的实施例进一步说明本发明。应当清楚的是，下述实施例仅是对本发明进行举例说明，而不应将其理解为对本发明范围的限制。

实施例1

本实施例1是在同一合金Fe-Cu-Co体系中，不添加B与添加微量B预合金化粉末及烧结胎体基本性能的对比，分别见表1和表2。

表1不含B与含微量B的Fe-Cu-Co合金粉末的基本性能

表2不含B与含微量B的Fe-Cu-Co烧结胎体的基本性能

粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa
粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa	1	8.15	780～820	98～99	100～104	1200～1250	60～65
2	8.15	800～840	98～99	106～110	1500～1600	64～69	1	8.15	780～820	98～99	100～104	1200～1250	60～65

本实施例1中的预合金化粉末的主相为Fe相，次相为Cu相，以10％Co固溶强化主相。微量B的加入，使胎体的三点抗弯强度提高25～28％，弯曲弹性模量约提高7％。这意味着胎体的耐磨性和对金刚石的把持力会改善。微量B的作用，在于它细化Fe固溶体晶粒，强化晶界，这里用的是微量B，本发明B含量最高限为0.20％，超出此限，胎体的脆性会增加，工具的使用寿命下降。

实施例2

本实施例2是Cu基预合金化粉末，成分体系为Cu-Fe-Co-B。其粉末及烧结胎体基本性能分别列于表3和表4中。

表3Cu-Fe-Co-B粉末的基本性能

表4Cu-Fe-Co-B烧结胎体的基本性能

粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa
粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa	3	8.7	680～720	98～99	96～99	1100～1150	46～48

本实施例2中预合金化粉末的主相为Cu相，次相为Fe相，以10％Co固溶强化Cu和Fe相。添加微量B，本例为0.08％，它使烧结胎体的三点弯曲强度达到1100～1150MPa，弯曲弹性模量为46～48GPa。弯曲强度比传统Cu基胎体明显提高，预示胎体的耐磨性会得到改善。Cu基胎体比Fe基胎体的弯曲弹性模量较低，这意味着它对金刚石的力学把持力比Fe基稍差，但由于它的耐磨匹配性，也有广泛的应用。

实施例3

本实施例3是不含Co的Fe基预合金化粉末，成分体系为Fe-Cu-Ni-Sn-B。其粉末及烧结胎体基本性能分别列于表5和表6中。

表5Fe-Cu-Ni-Sn-B粉末的基本性能

表6Fe-Cu-Ni-Sn-B烧结胎体的基本性能

粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa
粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa	4	8.05	700～750	98.5～99.5	108～111	1000～1400	58～62

本实施例3突出特点是不含Co，主相为Fe相，次相为Cu相，以Ni固溶强化主相和次相，以Sn满足“锋利型”工具特殊要求。Sn的加入，正如上述，可和Cu形成Cu-Sn电子式化合物(最常见的是Cu₃₁Sn₈，Cu₃Sn或近似它们的化合物)，还可与Fe形成Fe-Sn化合物。这些化合物硬度高但性脆，在微观组织上，这些少量的化合物相和固溶体基体相形成相互穿插分布的多相组织，即在韧性较好的基体相间分布着脆性较大的化合物相，极有利于被磨料磨损，加快金刚石的出露，达到工具对锋利度的要求。本发明，限制Sn含量≤8％，超限时，脆性相增多，工具的使用寿命下降，镶焊节块强度也达不到安全标准的要求。

实施例4

本实施例4是不含Co的Fe基预合金化粉末，成分体系为Fe-Cu-Mn-C-B，其粉末及烧结胎体基本性能分别列于表7和表8中。

表7Fe-Cu-Mn-C-B粉末的基本性能

表8Fe-Cu-Mn-C-B烧结胎体的基本性能

粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa
粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa	5	8.1	800～900	98～99	106～11030～31^★	1150～1200	65～72

^★当烧结温度880～900℃，胎体硬度HRC30～31

本实施例4突出特点是不含Co，主相为Fe相，次相为Cu相。由于加入C、Mn、B，使Fe相成为低碳锰钢的组织，锰固溶于铁素体并组成含锰渗碳体，这样不仅使铁素体强化，也强化了铁素体与渗碳体组成的珠光体，加上微量B的有益作用，即细化晶粒，强化晶界，使低碳锰钢组织强韧性得到提高，胎体的耐磨性大大改善。同时，合金钢组织的弹性模量较高，亦使胎体对金刚石的力学把持力增强。本实施例着重“寿命型”及“经济型”工具的要求。

实施例5

本实施例5是不含Co的Fe基预合金化粉末，成分体系为Fe-Cu-P-B。其粉末及烧结胎体基本性能分别列于表9和表10中。

表9Fe-Cu-P-B粉末的基本性能

表10Fe-Cu-P-B烧结胎体的基本性能

粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa
粉末编号	理论密度g/cm³	烧结温度℃	相对致密化度，％	硬度HRB	抗弯强度Mpa	弯曲弹性模量，GPa	6	7.3	780～820	99～99.5	110～114	1100～1300	60～66

本实施例的突出特点是不含Co，主相是Fe相，次相是Cu相。特征是加入P，依相图可知，P与Fe及Cu很容易生成Fe-P、Cu-P化合物，组成共晶组织，而这些共晶组织的共晶反应温度较低，对于Fe₃P系为1048℃，对于Cu₃P为714℃。因此，本案例粉末的烧结温度较低。此外，Fe-P、Cu-P化合物，硬度高但较脆，这样烧结胎体的硬度尽管较高(HRB 110～114)，而耐磨性不是太高，特别适宜于制作“锋利型”工具。正如上述，P含量不能太高，本发明设定≤3％。

实施例6

本实施例6是相同成分下，预合金化粉末和单元素粉末混合粉在模拟磨料磨损试验条件下进行的耐磨性的对比试验。

模拟磨料磨损试验示于图2。通过砝码配重21，加于试样22的载荷为19.6N，被帆布包覆的转轮23的回转边缘线速度30m/s，转轮23厚度25mm，泥浆24流量7.5L/min，泥浆24浓度0.4kg/L，泥浆24磨料为SiO₂，SiO₂粒度(D₅₀)130μm，磨损时间设定8min。表11列出相同成分预合金化粉末和单元素粉末混合粉耐磨性的比较。预合金化粉末是根据本发明的粉末编号2、粉末编号3和粉末编号4，单元素粉末混合粉是按相应粉末编号在相同成分下的单元素粉末混合配制而成。每种粉末用来磨损的试样为5件，试样尺寸为40×10×6(mm)，试样和转轮对磨的宽度为10mm。

表11相同成分预合金化粉末和单元素粉末混合粉耐磨性的比较

从表11看出，本发明的预合金化粉末的耐磨性比单元素粉末混合粉的耐磨性依粉末编号2、3、4分别提高44％、52％、21％。这是基于预合金化粉末合金化充分、组织均匀、晶粒细小导致合金强韧化的缘故。并从烧结硬度来看，粉末编号依次为3、2、4时，硬度(HRB)从低到高，不管是预合金化粉末还是单元素粉末混合物烧结试样的耐磨性恰由高到低，表明仅仅硬度的高低不能完全反映耐磨性，正如上述耐磨性是很多因素的复合函数。其次，明确看出，在达到烧结致密化度基本相同的条件下，预合金化粉末的烧结温度比单元素粉末混合物的烧结温度下降80～100℃。总之，本发明的预合金化粉末相比单元素粉末混合物物具有更低的烧结温度，在平均体积磨损量和平均体积磨损率方面也均优于单元素粉末混合物。

Claims

1.一种用于金刚石工具的预合金化粉末，其特征在于所述粉末的质量百分比组成为：Fe 10～80、Cu 15～75、B 0.07～0.20、Ni 0～10、Co 0～10、Sn 0～8、P 0～3、C 0～0.4、Me 0～5，余量为不可避免的杂质，其中Me是选自Mn、Cr、Si、Ti、V、W和Mo中的至少一种。

2.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述B含量为0.1～0.15质量％。

3.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述粉末组成中的Fe的质量百分比是：Fe 15～65。

4.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述粉末组成中的Cu的质量百分比是：Cu 20～60。

5.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述粉末组成中的Ni的质量百分比是：Ni 3～8。

6.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述粉末组成中的Co的质量百分比是：Co 3～8。

7.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述合金化粉末的中位径D₅₀为7～18μm，且更优选为7～13μm，其中所述中位径D₅₀通过激光粒度计测定。

8.根据权利要求1所述的预合金化粉末，其特征在于所述合金化粉末中的氧含量≤0.35质量％，且更优选≤0.25质量％。

9.用于制造如权利要求1-8中任一项所述的预合金化粉末的方法，该方法包括如下步骤：

4)收集的粉末在90～100℃的温度下脱水干燥；

5)干燥后的粉末在H₂气氛中于500～600℃的温度还原退火；

6)筛分还原退火的粉末得到最终的预合金化粉末。

10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于高压水压控制在50～80MPa。

11.根据权利要求9所述的方法，其特征在于合金液落下直径3～6mm。

12.根据权利要求9所述的方法，其特征在于当粉末组成中Fe为主相时，合金液最终加热温度为1580～1690℃。

13.根据权利要求9所述的方法，其特征在于当粉末组成中Cu为主相时，合金液最终加热温度为1430～1530℃。