CN105764634B

CN105764634B - 采用适用于目标方法/材料对的粉末，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒来叠加制造部件的方法

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Publication number: CN105764634B
Application number: CN201480048921.3A
Authority: CN
Inventors: C·科林; L·基施纳
Original assignee: Eurocopter France SA; SNECMA SAS; European Aeronautic Defence and Space Company EADS France
Current assignee: Kong Kezhishengji; Kong Zhongkeche; Safran Aircraft Engines SAS; Airbus Group SAS
Priority date: 2013-07-04
Filing date: 2014-06-30
Publication date: 2019-07-23
Anticipated expiration: 2034-06-30
Also published as: BR112015032930B1; JP2016532773A; CN105764634A; RU2016103534A; CA2917038A1; RU2682188C2; RU2016103534A3; WO2015001241A8; EP3831513A1; FR3008014A1; US10710156B2; CA2917038C; WO2015001241A2; US20160175929A1; EP3016764A2; WO2015001241A3; JP6463746B2; FR3008014B1

Abstract

本发明涉及制备部件的领域，所述部件通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒，由伴有非连续的增强物(具体为陶瓷或金属互化物增强物)的金属基质复合物材料、陶瓷基质复合物材料、陶瓷材料、金属互化物材料或金属材料制成。在特征性方式中，使用的粉末是球形度介于0.8‑1.0，形状系数介于1‑√2的颗粒的单一粉末，每个粉末颗粒具有基本相同的平均组成，且所述粉末的颗粒的粒度分布以以下方式在平均直径值d_50％附近变窄：(d_90％‑d_50％)/d_50％≤0.66且(d_50％‑d_10％)/d_50％≤0.33具有“跨度”：(d_90％‑d_10％)/d_50％≤1.00所述方法可应用于通过选择性激光熔融(SLM)或通过选择性激光烧结(SLS)或甚至通过直接金属沉积(DMD)快速制造部件。这样的粉末适用于目标方法/材料对。

Description

采用适用于目标方法/材料对的粉末，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒来叠加制造部件的方法

本发明涉及制备部件的领域，所述部件由伴有非连续的增强物(具体为陶瓷或金属互化物增强物)的金属基质复合物(MMC)材料、陶瓷基质复合物(CMC)材料、陶瓷材料、金属互化物材料或金属材料，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒制成。

术语“非连续的增强物”是指增强成分(element)，例如短纤维(须)和颗粒，特别是单晶颗粒，其与长纤维型的连续的增强成分不同。

在所述高能束中，激光束和电子束是以具体但非限制性的方式描述的。激光束可以是脉冲的或连续的。

本发明具体致力于通过用激光束直接金属沉积或通过用激光选择性熔融粉末床或甚至通过用激光选择性烧结粉末床来快速制备部件。

选择性激光烧结(SLS)是一种熔融一部分粉末，而剩余的粉末保持为固态的方法。其尤其涉及用陶瓷材料、CMC材料和某些MMC材料制备部件。对于陶瓷和CMC材料，液相占少数(通常介于0.5体积百分比(体积％)至3体积％之间)，而对于MMC材料，所述液相占多数，很少低于70体积％。

选择性激光熔融(SLM)是一种将所有粉末熔融的方法，它的一些主要特征在下文中参考图1总结。

将材料的第一粉末层10例如用辊30(或任何其它沉积用具)沉积在结构支持物80上，所述支持物可以是固体支持物，某个其它部件的一部分，或用于制备某些部件结构的支持网格。

在所述辊30向前运动过程中，所述粉末从供料料斗70转移到所述结构支持物80上，随后所述粉末在所述辊30的一次或多次回返运动过程中被刮平(scraped)并可能被轻度压实。所述粉末由颗粒60组成。在位于与结构料斗85附近的回收料斗40中回收多余粉末，在所述结构料斗(construction bin)85中结构支持物80垂直运动。

发生器90用于产生激光束95，控制系统50用于控制所述激光束95照射到结构支持物80的任何区域从而扫过粉末层的任何区域。所述激光束具有形状，其在焦平面中的直径分别通过扩束器52和对焦系统54(它们一起构成了光学系统)变化。

随后，通过用激光束95扫描，将所述粉末的第一层10一个区域的温度上升至高于所述粉末的熔融温度TF的温度。

所述SLM方法可用任何高能束替代激光束95，只要该束具有能够使所述粉末颗粒与其上放置有所述颗粒的材料的一部分(也称为形成液体池的整体部分的稀释区)熔融的足够的能量即可。

所述束扫描可通过例如组成控制系统50的一部分的检流计头来进行。例如，所述控制系统以非限制性的方式包括至少一个可控的镜子55，激光束95在到达粉末层之前在所述镜子上反射，所述粉末层使其全部表面点位于与包含在对焦系统54内的聚焦透镜相同的高度，通过用检流计头来控制所述镜子的角度位置从而所述激光束扫描第一粉末层的至少一个区域，因此遵循对部件预先建立的轮廓。出于此目的，用储存在电脑工具数据库中的信息控制所述检流计头，所述电脑工具用于通过电脑辅助设计和制造待制造的部件。

因此，在第一层10的所述区域中的粉末颗粒60熔融并形成固定在所述结构支持物80上的第一一片式(one-piece)元件15。在此阶段中，所述材料熔融之后，也可用激光束扫描所述第一层的多个独立区域，从而形成多个互不相交的第一元件15，随后固结。

将所述支持物80下降一定高度，所述高度与所述第一层的厚度(介于20微米(μm)至100μm之间，通常为30-50μm)相对应。

随后，将粉末的第二层20沉积在第一层10和第一一片式或联合的元件15上，随后通过暴露于激光束95中来将第二层20的部分或完全地位于第一一片式或联合的元件15的之上的区域(如图1所示)加热，以致在第二层20的该区域中的粉末颗粒与元件15的至少一个部分熔融在一起，从而形成第二一片式或联合的元件25，元件15和25两者一起形成在图1所示的实施例中的一片式块。

应理解，根据要构造的部件的轮廓，特别是如果有底切(undercut)表面，会发生这样的情况，即发现第一层10的上述区域将不会，甚至不会部分地处于第二层20的上述区域之下，并且在这样的情况下，第一联合的元件15和第二联合的元件25随后不形成一片式块。

所述逐层构建部件的方法，随后通过在已经形成的组件上添加其它粉末层继续进行。

用激光束95扫描使得能通过赋予每层匹配要制造的部件的几何形状的形状来构建每层。正在构建的部件的较低的层或多或少比较高的层冷却得快。

所述采用激光束的直接金属沉积(DMD)方法在下文中参考图2描述。

通过喷嘴190将粉末颗粒60吹入惰性载体气体中，从而在结构支持物180上形成材料的第一层110。在吹送粉末颗粒60的同时，喷嘴190传送来自发生器194的激光束195。喷嘴190的第一孔口191(通过该孔口将粉末吹到结构支持物180上)与第二孔口192(通过该孔口发射激光束195)共轴，从而将所述粉末吹入激光束195中。术语“同轴喷嘴”是指粉末束与激光束同轴，激光焦点(FL)和粉末焦点(FP)在喷嘴190的对称轴上对齐(可相对于所述粉末焦点(FP)调整所述激光焦点(FL))。所述粉末形成锥形壳，并且所述激光束为圆锥形。激光束195将所述粉末的温度升高至比其熔融温度TF更高的温度，从而所述粉末在激光束195的作用下在支持表面180上形成池102。所述池102也可通过以下方法开始在支持物180上形成：将暴露于激光束195中的支持物180的区域向下熔融出一定深度：在这样的情况下，所述粉末被供给至池102，其到达该池102时处于完全熔融的状态。

或者例如，喷嘴190的位置可相对于激光束的位置调节，从而所述粉末不会在激光束195中花费足够的时间，或者所述粉末颗粒离开所述喷嘴的速度太快，或者所述激光束没有足够的能量来完全熔融所述池上游的粉末颗粒，因此所述颗粒只有在它们到达池102之后才变得完全熔融，所述池102已经通过暴露于激光束195中的粉末180的区域的熔融而在支持表面180上形成。

在所述池的上游，所述粉末可能不被激光束195熔融，或者所述粉末仅可被部分熔融，这是由于组成所述粉末的一些颗粒的尺寸太大，或是由于颗粒的质量流速太高以至于所述粉末不能在到达所述池之前被完全熔融。

最终，在到达已预先在支持物的表面180上形成的池之前，不需要升高所述粉末的温度，从而当所述粉末到达所述池时是冷的，这通过以如下方式相对于激光束调节喷嘴190来实现：所述粉末束和激光束在工作平面上不拦截(intercept)。

随着由喷嘴190和激光束195形成的组件(或支持物180)向下游行进，池102被保持并逐渐固化，从而在支持物180上形成固化材料105的第一珠。例如，继续所述过程以在支持物180上形成另一固化的珠，其中所述另一珠与所述第一珠并列并且平行。

因此，通过移动由喷嘴190和激光束195形成的组件，或支持物180、在支持物180上沉积的材料的第一层110，并通过固化，形成第一一片式元件115，其形状与由储存在电脑工具的数据库中的信息确定的形状相符，所述电脑工具用于通过电脑辅助设计和制造待制造的部件。

随后，使喷嘴190进行第二次扫描，从而以相似的方式在预先联合的第一元件115上形成材料的第二层120。所述第二层120形成第二联合的元件125，其中，元件115和125两者一起形成了一片式块。除了被供给至池102的粉末的颗粒外，在第一元件105上在第二元件120构建过程中逐渐形成的池102通常包括通过暴露于激光束195中已重新熔融的第一元件115的至少一部分(也称为形成液体池的整体部分的稀释区)。

随后通过向已经形成的组件上叠加其它层来继续进行逐层构建部件的过程。

用激光束195扫描能使每层得到独立于相邻层的形状。当部件的较高的层正在形成时，部件的较低的层或多或少快速冷却。

或者，或此外，可分离路径，随后是来自路径的粉末，随后是激光束，从而首先通过激光束的作用形成恰好位于先前的层中的熔融池，所述激光束可相对于工作平面非常精确地调整，其次用侧向的喷嘴将粉末喷射入熔融池中。

此外，上述用于快速制造部件的技术不具限制性，并也可在本发明中考虑选择激光烧结(SLS)：在这种情况下，一些或全部粉末颗粒保持在比粉末的熔融温度TF低的温度。

为了减少例如氧、氧化物或在如上文所述一层又一层制备部件过程中的任何其它污染物对部件的污染，所述制备可在外壳中进行，控制所述外壳具有的湿度和氧含量并使其适用于所述方法/材料对。

例如，可从图3的显微照片中看到，氧化物膜形成，其中通过以下反应从在熔融的铝合金中的内部孔放出氢气(吸留的气体)：

2Al(液态)+3H₂O(蒸汽)→Al₂O₃(固态)+3H₂(气态)

例如，当使用选择性激光熔融方法而不严密控制周围气氛的露点(特别是对于一定量水蒸汽H₂和H₂O的分压比例)时。例如，-50℃的露点与每百万(ppm)38.8份的水蒸汽压力相关。

为了避免残余氧的任何污染，所述外壳用对于考虑的材料呈惰性(非反应性的)的气体填充，所述气体例如氮气(N₂)、氩气(Ar)、一氧化碳(CO)、二氧化碳(CO₂)或氦气(He)，任选加入少量氢气(H₂)以供其发挥还原力。可考虑至少两种这些气体的混合物。为了防止污染，特别是周围介质中氧的污染，常用的做法是将所述外壳放置于比大气压高的压力下。

因此，在现有技术中，选择性激光熔融或直接熔融沉积可用于构建具有低含量污染和良好尺寸精度的部件，所述部件的三维形状可能是复杂的但机械强度仍然足够用于特定的应用，因此需要更优化的方法，特别需要更优化的粉末构建的方法。

选择性激光熔融或直接金属沉积同样优选利用由具有球状形态的颗粒组成的粉末，组成是均匀的、洁净的(即没有被来自合成所述粉末的剩余元素污染的)并且是细的(每个颗粒的尺寸介于1-100μm，优选为1-50μm，或实际上为1-25μm)，因此完成的部件可获得优异的表面状态。

与通过模塑、注塑、压缩和烧结以及表面或内部加工制造的部件相比，选择性激光熔融或直接金属沉积还可减少制造所需的时间，并减少成本和管理费用。

然而通过选择性激光熔融或直接金属沉积制备的部件也有缺陷。

只要可能，本发明包括采用单一组分颗粒的预合金化的粉末(图6A)，所述颗粒的形状基本(或近似)是球形的，颗粒是致密的(颗粒内部没有孔，即颗粒内部没有任何吸留的气体)且没有被污染、没有表面氧化，颗粒的组成是均匀的，即在每个颗粒的整个体积中组成是相同的，并且与用于通过熔融粉末颗粒的方法制备的部件的目标组成是等同的。在这样的情况下，连续地形成所述颗粒，它们具有均匀的组成，并且根据本发明，它们是近似球形的并且是致密的。它们可由单一化学元素(单一元素粉末)或多种化学元素(多元素粉末)组成。

然而，通常必须使用包含几种类型粉末的混合物，所述几种类型粉末的形态、密度、平均尺寸、尺寸分布、组成、化学均匀性、表面上和批内的氧污染、聚集状态、比表面积以及每种粉末的可浇铸性，换而言之，每种粉末的组成或构成以及它们的成本都需要符合所述快速制造方法的特定特征从而满足要制造的部件的要求。

多种类型不同组成的粉末，特别是那些市售易得的粉末的整体掺混(非团聚的)混合物的使用，可通过使用由单一化学元素(单元素粉末)构成的颗粒组成的粉末，或通过使用多种化学元素构成的颗粒组成的粉末(多元素粉末)，或通过借助于同时使用这两种类型的粉末，来快速且低成本地得到所需的特定组成。

然而，几种类型粉末的整体掺混混合物的使用有一些问题。

具体地，发现当使用DMD方法时，很难使所述不同组成的粉末的大批掺混混合物流动通过粉末分散器并通过喷嘴。此外，在SLM方法中，沉积并均匀铺展粉末床会因使用所述粉末大批掺混混合物而受影响。

此外，通过使用几种类型粉末(单一元素粉末和/或多元素粉末)的混合物，不容易得到粉末的所有颗粒的均匀熔融。这样的粉末的每种颗粒都具有它们自己的熔融温度，因此经常存在显著不同的熔融温度。

因此具有很明显的风险，即不可能在可用时间(对应于激光/材料相互作用的过程)内制备组成均匀且符合目标组成的熔融池，除非存在例如增加激光的功率或降低扫描的速度以升高温度和/或增加所述池的体积而不用牺牲其稳定性从而不用牺牲构造物的稳定性的可能性，那么在所述熔融池中存在的粉末的所有颗粒完全溶解。

根据各种粉末混合物的反应性，也会形成脆的金属互化物相，其通常造成所制备的部件破裂。

这种情况通过图4A-4C的显微照片说明，图中显示了测试片的破裂形式，其中所述测试片用第一AlSi₁₀Mg合金粉末与小体积分数的由各种组成的反应性和耐火的颗粒(图4A中基于铁和铬，图4B中基于镍、铬和钴，图4C中基于铁、镍和铬)构成的第二粉末一起获得，通过具有各种不同设置的扫描电子显微镜得到所述显微照片，从而每个显微照片的两个视图中的一个显示了形貌(次级电子(SE)图像)，而另一个视图显示了化学组成差异(背散射(BSE)图像)。无法将第二粉末中较大的颗粒放入溶液中，它们已经形成了金属互化物内含物，会导致所述测试片破裂。

上述现象会由于第二粉末中大范围的粒度以及第二粉末的大平均尺寸而变得更糟，在组成反应性混合物的各种粉末中第二粉末具有最高的熔融温度。

同样地，通过使用相似的颗粒尺寸，在这个例子中考虑的不具有反应性但可溶的混合物中各种粉末之间的大平均尺寸和熔融温度非常不同，用这样的熔融方法可能遇到没有完全熔融的和/或在液体中完全溶解的颗粒，而最大的颗粒漂浮在所述池的表面上。这些可具体地是耐火材料例如陶瓷或金属互化物相的颗粒。

以举例方式说明这些情况，图5的显微照片涉及用碳化钛颗粒增强的由钢制得的部件，混合物中最耐火粉末的一些这种颗粒没有全部进入液体池的溶液中，因此聚集在所述池的表面，有时候围绕气泡甚至捕获气泡。

当颗粒特别是耐火颗粒的密度低于混合物中的其它粉末，并以不可忽略的体积分数存在时，这种情况尤其显著。液体池熔融后，这些非熔融物会干扰之后层的粘合性或干扰将之后层放入位置，如果这些未熔融的颗粒是大尺寸且大体积的，它们甚至会导致制造缺陷(肉眼可见的孔)。具体地，这些未熔融颗粒组成了内含物，其在基质中是硬的，所述基质自身具有延展性，从而使得制备的部件过早破裂。

此外，这些各种类型粉末的溶解(通常不完全或甚至延后的)，可导致(冷却过程中极其局部地导致)化学离析现象(对于非反应性粉末的混合物)，所述现象产生了低熔点的共熔相，和/或导致颗粒之间不希望的化学反应(对于反应性粉末的混合物)，从而导致不希望的硬的相(例如金属互化物相，例如图4A、4B和4C的那些)的存在，由此造成得到的制备的材料的微结构与实际需要的微结构不同，并且不具有与考虑的应用所需性质一样良好的机械强度性质，还存在后续热处理结束时燃烧的风险。

同样，如果非反应性混合物的各种粉末不足以互相润湿(可能是由于完全不存在粉末间的溶解度)，那么部件不能获得“全面良好的材料(sound material health)”。

本发明的一个目的是提供通过用高能束熔融粉末颗粒来制备部件的方法，所述部件的材料具有所需的组成和微结构，所述材料可以是伴有非连续增强物的金属、金属互化物、陶瓷、陶瓷基质复合物(CMC)，或金属基质复合物(MMC)，所述方法可克服现有技术的缺陷。

具体的，通过本发明，希望获得符合所需组成的均匀组成的部件，所述部件没有制造缺陷，在制备的部件内(即在熔融制造步骤结束时的部件内)具有合适的宏观结构和微观结构(粒度和形态，以及相的形态、细度和组成)，其具有良好的尺寸质量(通过所述池的良好稳定性保证)、最小残留应力、所述方法(熔融+回收)最大可能的总质量产率并具有良好的制造速度或时间，并且这与应用的材料无关。

本发明的目的通过以下方式达到：使用的粉末是颗粒的单一粉末，所述颗粒的球形度为0.8(与立方体对应)至1.0(与球对应)，形状系数为1(与球对应)至√2(与立方体对应)，每种粉末颗粒具有基本一致的特定组成，所述粉末的颗粒的粒度分布以如下方式在平均直径值d_50％附近变窄：

(d_90％-d_50％)/d_50％≤0.66

且

(d_50％-d_10％)/d_50％≤0.33

其中

(d_90％-d_10％)/d_50％≤1.00

优选地，颗粒的粒度分布用“跨度(span)”值定义：

(d_90％-d_10％)/d_50％

小于或等于0.50，其中：

(d_90％-d_50％)/d_50％≤0.33

且

(d_90％-d_10％)/d_50％≤0.17

术语“球形度”是指平均球形度系数(一个无量纲的数)，其如下所述由沃德尔(Wadell)定义：在研的与颗粒具有相同体积的球的表面积与所述颗粒的表面积的比例(Ψ_v)，其也等于等体积直径和等面积直径之间的比例的平方。

优选地，所述球形度系数大于0.82，优选大于0.85，更优选大于0.90，在更优选的情况中所述球形度系数大于0.95。

优选地，本发明中使用的单一粉末的所有颗粒具有的形状系数介于1(与球对应)至√2(与立方体对应)。赋予颗粒长细比的良好指示的该形状系数定义为最大费雷特(Feret)直径(平行于颗粒相对的两边的两条切线之间的最大距离)与最小费雷特直径(平行于颗粒相对的两边的两条切线之间的最小距离)的比例。

优选地，所述形状系数小于1.3，优选小于1.25，更优选小于1.15，在更优选的情况中所述形状系数小于1.05。

在本发明中，术语“颗粒”是指与讨论的粉末的其它物理个体隔离的物理个体，可对应于各种情况，包括图6A-6J中显示的那些。

因此，在本发明中，使用的“颗粒”不是由两种或更多种不同粉末的整体掺杂的混合物(非团聚的颗粒)组成的。

具体地，在本发明中，使用的“颗粒”由单一粉末组成，其中所述“颗粒”(可能是与另一颗粒分离的大颗粒)都通常具有相同的组成。

因此会观察到，本发明的方法中使用的单一粉末的所有“颗粒”的相同平均组成对应于化学组成，所述化学组成与在通过其它制造方法制备的部件中获得的材料的化学组成相近或相同。

这样，通过不使用多种粉末的大批掺杂混合物，即通过使用单一粉末，能保证在所述混合物中没有各种粉末分离的颗粒，具有不同的熔融温度(可能非常不同)，和/或具有的平均尺寸和尺寸分布不需要相等，和/或混合物中每种粉末的细度导致很难获得均匀的混合物，和/或粉末的密度不同或甚至非常不同，和/或这些各种粉末中的任何一种的体积分数小于其它粉末。

为了从粉末混合物制造由MMC材料制备的部件，发明人清楚地知道必须有一种单一粉末，其同时具有良好浇铸性(通过粗制且球形的粉末提供)和单独颗粒之间的快速溶解性，所述单独颗粒例如陶瓷颗粒和金属颗粒(可有含有细的独立颗粒，特别是防火材料的颗粒制备)。然而，发现所述混合物的每种粉末的细单独颗粒的使用很难，这是因为在混合过程中存在相当大的颗粒团聚风险。由于随着颗粒尺寸减小，单独颗粒之间的粘结力增加，这些力会变得比重力大。此外，细的单独颗粒增强了静电荷的集中，这会导致粉尘爆炸。不过，混合物中单独颗粒的尺寸越细，其越容易溶解，且组件具有更均匀的性质。因此，无法避免大颗粒的使用，所述大颗粒由细的单独颗粒的均匀混合物构成，所述单独颗粒来自不同粉末并且通过粘合剂粘结在一起。

因此，在本发明中，使用的“颗粒”是由形成粉末的适当组成的单一粉末组成的，所形成的粉末就该术语的广泛涵义而言(单一组分粉末(雾化的粉末、涂覆的粉末、混合的粉末、混合的和研磨的粉末、结壳的(encrusted)粉末、……)或多组分粉末(团聚的粉末、……))是预合金的，其中“颗粒”具有高度的球形度(球形度大于0.7，优选大于0.8，较佳地大于0.9)。

当用所述方法进行合成该单一粉末时，必须小心保证所述“颗粒”不含任何吸留的气体并且不被某些化学元素污染，或至少这些元素存在的浓度低于目标应用不可接受的那些量。

在某些情况中，借助于使用额外制造的在控制的气氛(表述为氧和水蒸汽分压)下的外壳是合适的，所述控制的气氛规定的压力比大气压大或优选稍微低于大气压。

只要有可能，所述单一粉末的“颗粒”是单一组分颗粒，即它们由单一组分组成，即它们由均匀组成的连续材料形成(图6A)，或它们具有异质(即不均匀的)的组成，以“颗粒”的级别形成(图6B、6C、6D、6E、6F、6G和6H)。

使用的粉末优选通过将母合金经过雾化或离心(特别是用旋转电极)获得，因此所述粉末的组合物在颗粒级别上是均匀的，但在其微结构级别上不必是均匀的。

例如，在优选的方式中，如果熔融温度，化学组成以及粉末的反应性允许，所述预先合金化的粉末由从在“颗粒”级别上均匀的组成的连续材料中形成的单组分“颗粒”组成，由单一化学元素(单一元素粉末)或更常用的多种化学元素(多元素粉末)组成，由球形或类似球形(图6A)的形态组成，并通过以下方式在本发明的方法中使用：通过气体雾化或通过旋转电极方式离心旋转且熔融的母合金从而在旋转过程中在外壳内在保护性或惰性气氛中形成液滴并冷却，以形成粉末的颗粒。这样的母合金例如可由金属制成。

从这样的设备的底部回收固化的液滴之后(从雾化设备的旋风分离器中得到的最细小液滴)，对这些液滴选择性分拣，首先通过气动式振动辅助的筛分拣尺寸为30-40μm的液滴，随后通过淘析(空气或气体涡轮)分拣更细的约1μm的液滴。

与上述相似的另一情况唯一不同的是，所述预先合金的单一粉末的单一组分“颗粒”(即由连续材料制得的多元素颗粒)在“颗粒”级别上具有非均相的组成。

这样预先合金的粉末可通过多种合成方法或通过多种合成方法的组合制备，具体地，所述方法依赖于在干燥、润湿同时或在惰性气体下施加机械或热机械处理(具体通过常规使用珠、球、刀、锤、盘或轮的研磨或碾磨，或通过联合的在或多或少的高能下碾磨并优选在高能的行星式球磨(通过机械合金化碾磨)中的陶瓷粉末和金属粉末之间进行，或甚至对于具体的应用通过低温碾磨、反应性固体颗粒之间或固体颗粒与反应性气体之间的反应性碾磨，或通过机械熔融)、化学或热机械处理(具体通过化学气相沉积(CVD)、等离子体增强(或辅助)的化学气相沉积(PECVD或PACVD)，和有机-金属化学气相沉积(OMCVD))，或反应性合成(具体通过称为自蔓延高温合成(SHS)的自蔓延燃烧)。

应明了，不像气体雾化和金属合金的离心(两者都使得颗粒非常圆并且化学纯度高)，金属粉末的机械或热化学碾磨或甚至机械化合金优选地引入来自碾磨元件的杂质，并可控制颗粒形态和尺寸的精确度。然而，所述颗粒的形态通常是各向同性的并且相当圆。

从而获得各种类型的预先合金的粉末，在所述粉末中所述“颗粒”是在“颗粒”级别上非均匀的组成的单一组分颗粒，例如在图6B-6H中所示的那些。

根据一个优选的可能性，通过涂覆或结壳(encrustation)得到使用的粉末。

图6B显示了一种这样的作为被涂覆或覆盖的均匀组成的单一元素或多元素颗粒形成的预先合金的粉末的颗粒，其具有核和被覆物，所述核是连续的并由第一材料组成，所述被覆物是连续的并由与第一材料组成不同的第二材料组成，将所述第二材料例如通过化学气相沉积(CVD)或通过物理气相沉积(PVD)或在润湿或干燥同时通过在流动床中的热化学处理，或甚至通过机械熔融类的热机械处理在真空中沉积。

通过硬颗粒的机械熔融得到的金属被覆物用于改善MMC的延展性和韧度，所述MMC具有大体积分数的非氧化陶瓷增强物(碳化物、氮化物、硅化物和硼化物)或金属互化物增强物，由于具有这样的体积分数，通过高能束熔融这样的金属被覆物大大促进了其在保持固态的陶瓷增强物中的铺展。应注意，由上述合成方法得到的预先合金的颗粒的被覆物可以是多层类型的。

在另一个优选的可能性中，通过碾磨/混合得到使用的粉末，所述碾磨/混合即通过撞击或磨碎(磨耗)，或通过剪切或压缩、或甚至两种或更多种这些压力的组合的机械碾磨/混合。颗粒的最终平均尺寸取决于使用的碾磨技术、碾磨原件的性质(材料的类型、形状、尺寸)、碾磨时间、碾磨介质(在干燥的或控制的气氛中，在包含或不包含任何分散剂的水性或非水性的介质中碾磨)、加载比例(碾磨原件的质量与粉末的质量)，以及碾磨原件和/或罐的旋转速度。

图6C显示了通过结壳得到的预先合金的粉末的颗粒的情况。具体地，第一粉末的细的硬颗粒在从第二预先合金的粉末得到的由均匀组成且尺寸大得多的一种或多种元素组成的延展性颗粒的表面上结壳。获得这种结果的一种方法是机械合金，所述方法包括将细的在高能下具有高硬度的第二粉末以所需体积比例与延展性且粗制的第一粉末混合。所述方法可通过磨碎和/或用行星型碾磨在珠的撞击下进行。通过将碾磨容器(罐)以与支撑碟相对的方向旋转来释放能量，这可在保护性气体下进行。例如，可在图6C中看到的预先合金化的粉末的颗粒由核和被覆物组成，所述核由均匀组成的Ti₆AL₄V金属合金组成，所述被覆物由细的单独的陶瓷颗粒(例如TiB₂或TiC的颗粒)或非金属颗粒(例如硼(B))组成，所述被覆物在Ti₆AL₄V的表面上结壳。

图6D显示了分散型的预先合金的粉末的颗粒，但在该颗粒中所述材料是连续的，并通过充分混合两种或更多种具有不同化学组成的原始粉末的颗粒得到，所述粉末优选包含由多种元素组成的延展性金属合金，所述元素例如：图6D中可看到的分别被画成浅色和深色的两种原始粉末的部分，两种原始粉末自身具有均匀的颗粒但组成不同，其已经塑性变形并在两种粉末之间的很多位置变得结合以形成图6D的预先合金化的粉末颗粒(两种原始粉末的颗粒的尺寸可以在同样的数量级上，或者也可稍微不同)。

图6E显示了分散型预先合金的粉末的颗粒，但在所述颗粒中所述材料是连续的，并且通过充分混合两种或更多种尺寸非常不同且化学组成非常不同的原始粉末得到，所述粉末优选包含延展性金属合金和硬的单独颗粒，具体为氧化物颗粒(从而提供氧化物分散体增强的(ODS)材料)：例如，可分别看到分别为浅色和深色的两种原始粉末部分，在所述粉末中所述颗粒是均匀的但组成不同，所述第一粉末的浅色颗粒塑性变形并与画成深色的第二粉末的硬颗粒在大量位置结合，以形成图6E的预先合金的粉末颗粒。

在这样两种颗粒中，在中等或高能量下使用通过碾磨和剧烈机械混合进行的预先合金技术，通常需要使用行星型碾磨。

图6F显示了预先合金的粉末颗粒，其兼具了图6D和6E的粉末颗粒的特性：所述预先合金的粉末颗粒是分散型的，但其材料是连续的，并通过充分混合三种不同化学组成的原始粉末得到，所述粉末包括两种延展性金属合金粉末：例如在图6F中，可看到由一种或多种大尺寸颗粒得到的白色基质，各大块深色部分都由中等尺寸或可能为接近于第一粉末尺寸的单一颗粒，与硬的且尺寸小得多的深色单独颗粒，具体为氧化物颗粒一起得到。

图6G显示了预先合金的粉末颗粒，其兼具了图6B和6D的粉末颗粒的特性：第一制备步骤用于得到如图6D所示的那些预先合金的粉末颗粒，即为分散型的，但在所述粉末颗粒中所述材料是连续的并且通过充分混合两种或更多种不同化学组成的原始粉末的颗粒得到，所述粉末优选包含由多种原始组成的延展性金属合金：这组成了图6G所示的颗粒的核。第二制备步骤用于形成连续的被覆物，所述被覆物由与形成核的第一材料的组成不同的第二材料组成制备。

图6H显示了预先合金的粉末颗粒，其兼具了图6D和6C的粉末颗粒的特性：第一制备步骤用于得到如图6D所示的那些预先合金的粉末颗粒，即为分散型的，但在所述粉末颗粒中所述材料是连续的并且通过充分混合两种或更多种不同化学组成的原始粉末的颗粒得到，所述粉末优选包含由多种原始组成的延展性金属合金：这组成了图6H所示的颗粒的核。第二制备步骤用于形成连续的被覆物，所述被覆物通过在非均匀组成且比从第一预先合金的粉末(例如图6D的颗粒)得到的颗粒尺寸大得多的延展性颗粒的表面上将硬的第二粉末的细颗粒结壳形成。

在其他情况中，如图6I和6J所示，所示单一粉末的“颗粒”是多组分颗粒，即它们的每一个都是用同样的方法由多种组分(或单独的颗粒)制备的，所示多种组分化学组成不同的，并通过有机或非有机粘合剂连接在一起，以组成“大颗粒”。也可指复合粉末。在这样的情况下，所述颗粒非连续地形成，他们的组成是非均匀，并且根据本发明，他们是近似球形的。

在合成所述团聚的粉末中使用粘合剂将非连续材料的特性赋予了团聚物并证明了称其为多组分颗粒的粉末。

在某些情况下，在团聚步骤之后通过使用由通过升高所述团聚的粉末的温度来裂解或蒸发所述粘合剂组成的固结(consolidation)步骤去除所述粘合剂。

这样的“大颗粒”型的“颗粒”可通过造粒得到，所述造粒包括在水分存在下，将不同尺寸、形状和/或化学组成的单独组成或颗粒团聚，随后干燥。然而，通过团聚-干燥或通过喷洒-干燥粉浆(slip)来制备“大颗粒”型的粉末颗粒在以下阶段需要良好的控制：

●配制所述粉浆，具体通过适当选择溶剂、分散体、增塑剂和粘合剂(稳定性、均匀性、流变特性和沉积物)；

●喷洒所述粉浆并干燥液滴(液滴的尺寸和尺寸分布、干燥的速度和方法)：悬浮液形式的单独颗粒的混合物的造粒可在低温下(在高温下在空气或惰性气体流中)通过雾化以转变成团聚物，所述团聚物是球形的并且尺寸相当，通常大于50μm，并且具有优异浇铸性；以及

●如果需要含有较大密度且紧密结合的团聚物，有时可考虑固结以此方法(烘烤、火焰或等离子喷枪处理)形成的固结粒子的步骤。此外，所述粘合剂可能在使用所述团聚的粉末(粘合剂没有从所述团聚的粉末中去除)的叠加制造过程中产生问题，因此去除粘合剂是有益的。烘烤处理可固结所述粒子的结构而不用更改它们的特性，而氧乙炔火焰处理导致所述颗粒部分熔融、烧结并被制成球状，从而改变它们的形态。

因此，所述单一粉末由“大颗粒”，也称为“团聚物”、“聚集物”或甚至为“粒子”组成，它们组成的粉末通常称为“工程改造的”粉末。

可得到如图6I和6J所示的那些多组分颗粒的各种工程改造的粉末或预先合金的粉末。

在优选的可能性中，所用的粉末通过对悬浮液(也称为粉浆)造粒获得。所述粉浆是由形状、组成和/或尺寸不同的单独(可能是单独颗粒的混合物)颗粒组成的细粉末的水性或非水性的悬浮液。所述溶剂必须具有低沸点和低粘度。所述溶剂必须用于溶解所述粘合剂(可为有机或非有机的)，溶解增塑剂，并溶解各种添加剂，例如抗絮凝剂、或分散剂和润湿剂。相反地，所述溶剂必须是与工程粉末的单独颗粒不相容或反应的。虽然有机溶剂是可燃烧且有毒的，但由于其低粘度、提高所述单独颗粒润湿的低表面张力(lv)、导致粒子快速干燥的高蒸汽压，有机溶剂仍然被广泛使用。然而，水性溶剂基于环境和花费的主要原因，开始取代了有机溶剂。水的主要缺点是蒸发缓慢。溶剂蒸发后，所述粘合剂提供了所述粒子的单独颗粒之间的机械结合，并使它们被操控和输送。通常，在所述粘合剂中加入增塑剂(常为低分子量的聚合物)，以降低粘合剂的粘度并降低其玻璃化转变温度(Tg)。如词语“增塑剂”所表示，添加增塑剂用于增加粒子的塑性。

图6I和6J显示了由通过造粒得到的复合粉末的大颗粒组成的“颗粒”，这些是由单独组分制成的粒子或通过粘合剂基本互联的颗粒，例如水溶性聚合物如乙烯基聚合物、丙烯酸聚合物、聚亚胺和聚合氧化物以及乳液中的聚合物和天然来源的聚合物。

图6I中，有两种类型的单独颗粒或单独组分：各种尺寸的延展性金属单独颗粒被画成浅色的，由短纤维(或“须”)组成的脆性的单独组分被画成深色。这些通常用作增强物的是陶瓷或金属互化物型耐火纤维，以增加金属基质的机械强度，前提是增强物的体积分数足够大。这些陶瓷和/或金属互化物型的脆性且耐火的单独组分可同样是各向等大或球形的。此外，可考虑金属单独颗粒和各种形状的耐火单独组分的混合物。

在图6J中，有几种同样类型的单独颗粒或单独组分，具体是金属但有时也是陶瓷或金属互化物，他们尺寸不同、形状不同且化学组成不同，在所示的实施例中具体为三种金属单独颗粒：画成淡色的小的单独颗粒(例如铝)；画成淡色的大的单独颗粒(例如钛)；画成深色的卵形单独颗粒(例如铌)。

为了形成这些复合粉末，起始材料通常是几种类型颗粒(多种单一元素和/或多元素粉末，其中术语“元素”是指化学元素)的均匀的混合物，所述颗粒具有一定平均尺寸、一定尺寸分布并且它们的形态适用于通过已知的混合或团聚技术来合成大颗粒，所述技术使用粘合添加剂(例如有机粘合剂)和其它添加剂，采用或不采用致密化处理(或固结处理)和球状化处理。那些技术是粉末冶金领域众所周知的，它们用于获得多种不同粉末的相对窄且均匀的分布，所述粉末制成了具有初始目标平均组成、低孔隙率的混合物，以及由所述大颗粒组成的球状形态的“颗粒”。

在图6A-6J中显示的上述例子用于说明在本发明的范围内得到的粉末颗粒的结构或组成，但本质上它们不意在限制本发明。

这些具有不同成本和洁净度的各种预先合金的方法首先适应体积分数、比表面积、延展性(或韧性)、熔融温度、反应性、相对于激光发射的辐射的吸收性、密度、所述粉末各种单独组分之间化学键的性质，其次适应通过所述粉末部分或完全熔融得到的均匀液体的化学组成(应明了，粉末有时由熔融温度非常不同的颗粒制备)。此外，在本发明中，相对于平均或中值直径(d_50％)，所述复合粉末的大颗粒(定义为d_90％-d_10％或甚至优选为d_100％-d_0％)的可能尺寸的范围是小的，以避免在大颗粒间的尺寸上具有太大的偏差，也为了避免获得太粗的粒子(d_50％接近于50μm)。

作为总的原则，在本发明中，对于在本发明中所述的任何类型的粉末，必须保证所述颗粒具有相对窄的粒度分布。然而，对于所述复合粉末，造粒方法导致“颗粒”具有最窄的尺寸分布而粉末是最粗的。此外，相对于SLM方法，所述团聚的复合粉末更适用于DMD方法。应明了，实际上通过使用颗粒尺寸的宽分布得到在制造板上沉积的粉末床更好的紧凑性。

在本发明中，(d_90％-d_50％)/d_50％和(d_50％-d_10％)/d_50％是两个范围，第一范围是小于或等于0.66(66％)，或甚至是小于或等于0.33(33％)，优选是小于或等于0.17(17％)，而第二范围是小于或等于0.33(33％),或甚至是小于或等于0.17(17％)，优选是小于或等于0.08(8％)。

然而，具有所需组成且呈现球状形态的复合粉末(也指粒子、聚集体或团聚体)能在进行DMD方法时使用，使它们更容易地流动通过粉末分散器并通过喷嘴，并且能在进行SLM方法时，使它们更容易地作为粉末床在制造板上均匀地铺展。为了形成由大颗粒制备的单一粉末而对不同粉末的单独颗粒的均匀混合物进行造粒也会通过避免这些具有不同尺寸和/或不同密度的不同粉末颗粒的分离或沉积(其中最小和/或最重的颗粒趋向于在粒子结构内的间隙中容易流动)而使粉末更容易地处理、运输和储存。在粉末冶金科学中有许多造粒技术，它们是本领域技术人员众所周知的。

由大颗粒制成的复合粉末的使用允许考虑从用于混合的各种粉末中使用一种由优选是细的且适量的耐火颗粒制成的粉末。在这种情况下，制造所述复合粉末的技术需要将所述各种粉末混合均匀，随后进行适当的造粒技术。在这种情况下，所述技术不仅能够避免以下两个问题：第一个问题是铺展层以及获得对于SLM是均匀的粉末床，第二个问题是通过喷嘴的流动，同时还防止了细颗粒在DMD中的喷嘴出口处分散(铺展)，这样的应用具体是由于它们的低密度，从而保证了液体池是可重复(或可再现)组合物。

在进行造粒方法前将各种粉末的颗粒以均匀的方式混合是重要的。如果这不能被确保，则可能会存在导致最终制品的组成不均匀的不同组成的粒子或大颗粒。当粉末的一个组分的体积分数小于其它组分(例如在所述混合物中加入稀土作为去氧化元素或在所述混合物中加入表面活性剂以在固体和液体之间形成润湿)，更难混合以制备均匀物。

存在其它用于单一组分粉末的预先合金技术，例如“急冷”、“熔融纺丝”，但它们在工业中很少广泛使用，它们具体用于单一类材料(在此实施例中具体为铝合金)。

通过本发明，借助于所述通过这些技术(直接衍生自雾化)的预先合金的粉末，能够明确地保证获得在各种颗粒范围内的且在所有颗粒之中都是均匀的化学组成。

因此，可制备非常接近最终部件的设计尺寸的部件，并且具有强度性质同时也抗氧化或抗腐蚀，这与意图应用所述部件所期望水平相对应。

因此，不再总必须需要后续的匀质化热处理(即在高温下处理)，从而实现大幅的节约并避免所述部件变得扭曲。此外，在通过高能束熔融颗粒的这些方法后，在结构固化的材料充分淬灭的范围内，在低温下对沉淀的固化相的处理(回火)可满足要求。

因此，本发明的方法可大大减少组合物和所述材料的微观结构中的不均匀性，所述材料形成通过叠加制造方法(包括通过高能束熔融粉末颗粒)得到的部件。

可通过阅读以下详细的通过非限制性实施例给出的实施方式的说明更好地理解本发明并更清晰地看到其优点。说明书参考附图，其中：

如上所述，图1和2是解释两种已知的包括熔融粉末颗粒的叠加制造的方法，并优选在本发明的内容中使用；

如上所述，图3显示了氧化膜的形成，在水蒸汽存在下熔融铝合金的同时，所述氧化膜在闭塞的气孔存在下形成；

如上所述，图4A、4B和4C是存在金属互化物封闭的破裂形式的测试片的显微图像，其是由于在作为添加剂的铁或镍的作用下富铝液体与耐火颗粒反应以得到铝合金的所需组成；

如上所述，图5是显示了用低密度钛碳化合物颗粒增强的钢部件的显微图像，这些颗粒中的一些没有完全进入溶液中，不能以初始支晶形式固化；以及

如上所述，图6A-6J显示了具有单一组分的各种预先合金的粉末(图6A都在均匀组成中，图6B、6C、6D、6E、6F、6G和6H都在非均匀组成中)，或具有多组分的各种预先合金的粉末(同样参见图6I-6J的复合粉末)，这些组分根据这些预先合金的粉末的合成方法而具有不同构造或结构。

为了克服用结构材料通过熔融粉末颗粒进行的叠加制造方法的某些缺陷，例如高挥发性化学元素从池中蒸发、由于尺寸和/或其相和/或晶粒的形态而不适用于部件的微观结构、材料显著的各项异性、存在的不希望的脆的氧化物或沉淀、存在的缺陷……在一个本发明所述的合成粒状材料的方法中适当考虑单一组分预先合金的粉末或通过混合和团聚粉末得到的多组分复合粉末，从而得到与常用于制备部件的合金的组成不同的平均组成，同时尽可能保持粉末或粉末混合物具有球状的形态。

在本发明的第一个实施方式中，使用的粉末具有的组成是富含形成由所述方法得到的部件的所述材料的组成中至少一种化学元素。

这包括向母合金的组合物中加入足量的一种或多种元素的粉末，所述粉末形成用于制造最终部件的所述材料的组成的部件，这补偿了当通过用高能束熔融粉末颗粒的叠加制造方法时这些元素的自然流失部分。在具体实施例中，所述粉末是具有均匀组成的单一组分的预先合金粉末。

在这样的情况下，由于必须补偿在制造过程(具体由于蒸发)中一种或多种化学元素量的损失，应考虑所述粉末具有的平均化学组成与通过本发明的方法得到的部件的材料(具体为金属合金)的化学组成稍有不同。更具体地，当在真空中使用叠加制造方法时发生所述蒸发，具体包括相对于SLM方法的电子束熔融(EBM)，其中通常将所述制造外壳置于上述气氛的压力下。

所述自然流失可能是由于，在将所述粉末颗粒上升到非常高的远高于它们的熔融温度的温度后，和/或在高真空下(10^-5毫巴(mbar)至10^-6mbar)，这些元素非常显著的蒸发。

在所述第一实施方式的第一变化形式中，所述化学元素，或一种它的氧化物，在通过所述高能束产生的温度下是挥发性的。

当损失的挥发性的化学元素的量在高能束的作用下保持低时，所述缺陷通常通过使用组成均匀的单一组分预先合金的粉末(图6A的粉末)且所述组成富含所述挥发性元素来克服。如果欲发生更大幅的蒸发，并且由于现有技术限制当均匀组成的单一组分的预先合金的粉末不能在工业上得到时，可适当考虑非均匀组成的单一组分预先合金的粉末，所述非均匀组成是由于由挥发性的化学元素构成的组成的外壳(图6B和6G的粉末)或结壳的细粉末颗粒(图6C和6H的粉末)引起的。

例如，所述材料可以是Ti₆Al₄V金属合金，所述挥发性元素可以是铝。所述Ti₆Al₄V或TA₆V合金由钛、6重量百分数(重量％)的铝和4重量％的钒制成。

优选考虑使所述粉末富含铝，相对于Ti₆Al₄V合金的组成为0.15-3重量％，优选为0.15-1.5重量％。

在另一实施例中，所述材料是基于铝和锂的金属合金(具体为具有以下组成的合金(以重量计)：2.7％<Cu<4.3％-0.8％<Li<1.6％-0.25％<Ag<0.45％-0.01％<Mn<0.45％-0.3％<Mg<0.8％-Zn<0.63％-Si<0.12％-Fe<0.15％，余量为Al)，并且所述挥发性元素是锂，其蒸发的量可几乎为0.1-0.5重量％。

另一实施例中，所述材料是基于钛的金属合金，优选为6242合金(即Ti-6Al-2Sn-4Zr-2Mo-0.1Si，以重量百分数计)，所述需要富含的挥发性元素是Sn，相对于所述合金的组成富含量介于0.15-1.5重量％。

在另一实施例中，所述材料是基于铝的金属合金，优选为6061合金，其中主要合金元素是Mg和Si，所述需要富含的挥发性元素是Mg和/或Cu，相对于所述合金的组成Cu富含量介于0.05-0.40重量％，而Mg富含量介于0.05-1重量％。

在另一实施例中，所述材料是TiAl型的金属互化物材料，优选是48-2-2TiAl材料(即Ti-48Al-2Cr-2Nb，以原子百分数(原子％)计)，所述需要富含的挥发性元素是Al，相对于所述金属互化物材料的组成富含量介于0.15-3重量％。

在另一实施例中，所述材料是沉淀固化型的基于镍的金属合金，'-Ni₃(Al,Ti)，所述需要富含的挥发性元素是Al，相对于所述合金的组成富含量介于0.05-3重量％。

在另一个实施例中，所述材料是基于铁的金属合金，更准确的是由铜硬化结构的马氏体不锈钢，优选的17-4PH(Z6CNU17-04or X5CrNiCuNb17-4or1.4542)合金，其具有以下组成(以重量计)：C最高0.07％；Mn最高1.00％；P最高0.040％；S最高0.03％；Si最高1.00％；Cr为15.00-17.00％；Ni为3.00-5.00％；Cu为2.8-5.00％；Nb+Ta为0.15-0.45％，余量为铁；所述需要富含的挥发性元素是Cu，相对于所述合金的组成富含量介于0.15-3重量％。

在另一实施例中，所述的可由15-5PH合金制成，所述15-5PH合金是沉淀固化的马氏体不锈钢(Z7CNU15-05或X5CrNiCuNb15-5或1.4540)，其具有以下组成(以重量计)：C最高0.07％；Mn最高1.00％；P最高0.040％；S最高0.03％；Si最高1.00％；Cr为14.00-15.50％；Ni为3.50-5.50％；Cu为2.50-4.50％；Nb+Ta为0.15-0.45％，余量为Fe。富含Cu(总量节约1500ppm至2.5重量％)，为了保持固化相所需的体积分数，可考虑在高能束下挥发的这种元素，其中所述体积分数与Cu的含量非常有关。不过，考虑到15-5PH合金是通过液态方法得到的，其对冲孔效应很敏感，这是由于某些晶粒边界富含了Cu并在所述材料的表面形成“槽线”并从而具有高耐缺陷性，其通常更适合于避免补偿Cu的损失，如果激光制备的部件的沉淀固化足够用于考虑之中的应用的话。

另一个实施例关于RZ₅镁合金，其在法国AFNOR标准中称为GZ4TR，而在ASTM标准中称为ZE41(或Mg-Zn-RE-Zr)。其组成以重量计如下所示：Cu<0.10％；Mn<0.15％；Ni<0.01％；Zn为3.50-5.00％；Zr为0.40-1.00％；Ce(稀土)为0.75-1.75％，余量为Mg。

可在所述RZ5镁合金中添加锌，所述锌是挥发性元素，蒸发的量可多达0.5-2.5重量％。

在本发明的第二实施方式中，使用的粉末的组成具有至少一种其它化学元素，其以合理的量存在(不是零，具体为大于0.001重量％，即10ppm或甚至10毫克每公斤(g/kg)，但少于0.5重量％，即5000ppm或5克每公斤(g/kg))并且，与在所述粉末的组成中不含其它化学元素的情况相比，其适用于改善由所述方法制得的部件的所述材料的微结构。

如果可能，通过使用均匀组成的单一组分预先合金的粉末(图6A的粉末)进行该实施方式，所述粉末富含所述元素。有时，考虑通过覆盖(图6B和6G的粉末)或通过细粉末颗粒的结壳(图6C和6H的粉末)得到非均匀组成的单一组分预先合金的粉末是合适的，所述粉末颗粒的组成由所述添加的元素构成。在与单一组分预先合金的组分相比，在添加不是非常具有延展性时，优选用细的硬颗粒(图6E和6F的粉末)进行单一组分粉末的混合碾磨，所述硬颗粒的组成由所述添加的元素构成。

此外，必须考虑这样的实事，即太大量的改性元素减少了所述池的流动性并增加了所述池中溶解的氢含量，这会导致固化物上封闭的气孔。

在这样的情况下，所述元素不是作为形成所需的母合金的组成的部件的元素所必需的，但其独自存在以改变材料的微结构并具体改变最终部件的金属合金的微结构，从而满足要求，同时克服所述方法的某些特定特征，具体为各向异性的微结构和大尺寸的晶粒。

在第二实施方式的第一变化形式中，所述材料是金属合金，并且所述其它化学元素合适于改变所述金属合金的冶金相的形态。

通过亚共晶Al-Si铝合金的实施例，所述其它化学元素是钠(Na)和/或锶(Sr)和/或钙(Ca)和/或锑(Sb)，它们具有细化层状或棒状共晶的效果。应注意，通过添加元素磷(P)而使增加合金的延展性的细化共晶微结构的效果减少，其中元素磷与改性元素(具体为钠)反应形成磷化物。因此，磷的含量必须保持在低水平(<15ppm至<30ppm)。应回顾，另一种细化所述共晶微结构的方法是使用方法参数，所述参数能得到高速的固化，这已经是这些通过用高能束熔融粉末快速制造的方法的特性。

在第二实施方式的第二个变化形式中，所述材料是金属合金，所述其它化学元素适用于细化所述金属合金的晶粒的尺寸而不会总是改变晶粒的形态：理念是通过添加变质剂来细化粒度。

例如，众所周知的，细晶粒等轴结构的铝合金提供了强度和延展性的最佳组合。在所述池固化后形成的晶粒的形态和尺寸由合金的组成、固化速度和称为“细化剂”的少量的其它化学元素(具体为钛和硼，以Ti、B或Ti-B或甚至Al-Ti、Al-B或Al-Ti-B合金的盐的形式)的添加决定。一旦与液态铝接触，这些细化化学元素形成高熔点金属互化化合物，其构成不均匀晶粒成核位点，由此增加了晶粒的数量。其他变质剂例如Nb、Zr和Cu P(其中元素磷特别在Si成核中起作用)也可用于细化铝合金。在铝合金中添加少量(10-5000ppm)的Ti和/或Zr导致TiAl₃和ZrAl₃金属互化化合物形成，减少了在通过细化它们的晶粒而固化这些铝合金的过程中的热开裂。

通过实施例，所述母金属合金是AlSi₁₀Mg型的铝基碱，其与NF EN 1706标准的43000合金相似，或甚至与美国铝协会(US Aluminum Association)的A360合金相似。所述合金由铝、9.5重量％硅、0.5重量％镁和1.3重量％铁制成，所述元素是钛和/或硼和/或锆(优选为100-300ppm的Ti，和/或20-50ppm的B，和/或100-500ppm的Zr)。

可将这三种元素以含有3-10重量％Ti或Zr的Al-Ti或Al-Ar二元合金的形式，或甚至以与Al-Ti或Al-Ar二元合金同样的构成并加入了0.2-1重量％B的Al-Ti-B或Al-Zr-B三元合金的形式引入到母合金中。需要避免直接在富锂母合金中引入TiB₂或ZrB₂颗粒，这是因为它们的高熔点使得它们很难溶解，更具体地是由于就该应用而言，这样的颗粒很大。此外，由于在铝合金中引入了这些合金，铝化物(基本上是TiAl₃或ZrAl₃)和硼化物(基本为TiB₂或ZrB₂，有时为AlB₂)形成适用于构成非均匀的铝晶粒的成核位置的尺寸、形态和分布。

因此，优选地，钛和/或硼是两种单独或一起引入的化学元素，优选以接近于铝基合金的熔点的低熔点的二元合金(Al-Ti)或(Al-B)或三元合金(Al-Ti-B)的形式引入。

对于不是铝合金的合金类型，并且通过实施例，所述母金属合金可以是基于钛的Ti₆Al₄V或TA₆V合金，所述其它化学元素或细化的元素可以是硼(10-5000ppm的B)或TiB₂型的硼化物(10-5000ppm的TiB₂)。

这些化学元素(B或TiB₂)优选以细的单独颗粒的形式通过结壳(如图6C中的连续被覆物)和/或通过混合(如图6E中所示)引入。

上述RZ5镁合金可在其中加入少量Ca和/或Zr(总量介于10-5000ppm)，从而在晶粒细化上具有有益的效果。

在另一实施例中，对于基于Ti、Fe、Al或Ni的合金，富含“细化剂”的其他化学元素包括选自C、B、N、TiC、TiN、TiB₂、Fe₃C和FeSi的一种或多种化学元素，它们的总添加量介于50-5000ppm。

在第二实施方式的第三个变化形式中，所述元素适用于去氧化所述金属合金的池。

通过实施例，所述金属合金是铁基合金，其优选为16NCD13、32CDV13或15CDV6，所述其它化学元素或去氧化元素是以TiC和/或TiB₂颗粒形式引入的钛(小于1体积％，优选为50-5000ppm的TiC和/或TiB₂，优选为50-500ppm的TiC和/或TiB₂)。

在其他实施例中，当合成金属基质复合物(MMC)或缺氧材料时添加稀土具有在叠加制造过程中在液体池中限制氧溶解的效果。最常用的稀土是钪(Sc)、钕(Nd)、钇(Y)和镧(La)。它们具有以氧化物形式固定溶解的氧的特别特征，所述氧化物相对于MMC的基质和缺氧材料的基质是化学稳定的。为了减少成本并为了更有效地去氧化所述液体池，通常在粉末的合成中以小尺寸的RB6型的六硼化物(NdB6、YB6、LaB6、ScB6)的形式引入稀土，其适用于形成(细化)硼化物同时适用于通过形成氧化物俘获溶解在液体池中的氧。

因此，优选地，通过添加TiC、TiB₂和/或稀土的六硼化物的细颗粒向基于Ti、Fe和Al的合金中添加所述其它化学元素。

在另一实施例中，上述RZ5镁合金可富含50-5000ppm稀土，它们不仅用于使所述池去氧化，还用于增加耐电化学腐蚀并可在所述液体池固化时减少微孔和裂纹。

在第二实施方式的第四个变化形式中，与含有增强物(优选是非连续的并以细长形式(纤维)或等轴形式(颗粒))的复合粉末的颗粒相关，(图6I的粉末)，所述其它化学元素(表面活性剂或润湿剂)适用于通过高能束熔融一部分复合粉末颗粒而形成的液体来改善(非连续的)增强物的润湿：具体的所述高能束熔融包括高能束熔融所述复合粉末的其它金属单独颗粒。

例如，在由SiC颗粒增强的含有铝基基质的复合物中，在其中溶解元素Mg通过液体铝增加了SiC的润湿，而溶解元素Cu减少了润湿。

加入少量(50-5000ppm)的Si可控制富铝液体池的Fe含量并可稍微减少其熔融温度，从而改善所述液体和SiC增强物之间的润湿。

已发现，使用元素Cu和Si(总量介于50-5000ppm)，在镁合金中的SiC增强物的润湿会发生同样的效果。

在第二实施方式的第五个变化形式中，所述元素适用于改善由高能束递送的辐射的吸收性，从而能更容易的首先如果粉末床足够紧密则通过烧结进行致密化(当进行SLS方法时)，或其次熔融考虑中的材料的粉末(当进行SLM或DMD方法时)。

例如，所述材料是特别对高能束的辐射透明的陶瓷，优选为氧化物(Al₂O₃,SiO₂,ZrO₂,Y₂O₃,MgO,TiO₂,...)，或多种氧化物的混合物(Al₂O₃-SiO₂,Al₂O₃-ZrO₂,Al₂O₃-Y₂O₃,Al₂O₃-SiO₂-Y₂O₃,...)，这其中的一些可用于流出(通过形成少量低熔点液体降低混合物的固体温度，所述低熔点液体在叠加制造过程中进行材料的致密化和固结)，所述元素是碳(或使用任何吸收激光波长的其它元素)，碳优选以雾化的或离心的粉末(图6B的粉末)或甚至是团聚的粉末的连续被覆物的形式被引入(50-5000ppm的碳或碳衍生物，优选100-1000ppm碳)，随后致密化(像图6J所示的粉末，但在火焰或烘烤致密化之后已覆盖以完全去除粘合剂)。

在第二实施方式的第六个变化形式中，所述其它化学化合物或元素适用于从机械角度增强金属合金用于高温应用：具体地，所述其它化学化合物以足够大的体积分数使用，介于3-30体积％，并具有足够均匀分布的足够细的尺寸，都接近于图6J中所示的复合粉末的金属单独颗粒的尺寸和分布。

对于16NCD13、32CDV13、15CDV6、……钢、化合物FeAl、TiC和许多其它化合物可用作增强物。相比于未经增强的材料，金属基质复合物(MMC)的特定强度和它们的高温特性必然改善。然而，它们的延展性下降，这需要优化所述增强物的体积分数从而限制在延展性上的下降。

在另一实施例中，钛合金如TA₆V，例如可用添加的TiB和/或TiC增强，所述增强物的体积分数优选不超过15体积％。这些添加可通过使钛合金与B₄C增强物反应得到。

已考虑在5000系列铝合金中结合SiC增强物，在6000系列的铝合金中结合Al₂O₃增强物。也在考虑将SiC增强物引入到镁合金中。

Claims

1.一种制备部件的方法，所述部件由伴有非连续增强物，具体为陶瓷或金属互化物增强物的金属基质复合材料、陶瓷基质复合物材料、陶瓷材料、金属互化物材料或金属材料，通过用高能束熔融或烧结粉末颗粒来制备，其中使用的粉末是单一颗粒粉末，所述颗粒具有介于0.8-1.0的球形度，并且形状系数介于1-√2，各粉末颗粒具有基本一致的平均组成，其中所述粉末的颗粒的粒度分布以这样的方式在平均直径值d_50％附近变窄：

(d_90％-d_50％)/d_50％≤0.66

且

(d_50％-d_10％)/d_50％≤0.33

其中

(d_90％-d_10％)/d_50％≤1.00，

其中，所用粉末的组成具有量不为零但小于0.5重量％即5000ppm或5g/kg的至少一种其它化学元素，并且，与粉末的组成中没有所述其它化学元素的情况相比，所述其它化学元素适用于改善由所述材料得到的部件的所述材料的微观结构，且所述粉末颗粒具有增强物，所述其它化学元素适用于通过由用高能束熔融所述粉末颗粒的一部分形成的液体来促进所述增强物的润湿。

2.如权利要求1所述的方法，其特征在于，所述颗粒的粒度分布通过“跨度”值限定：

(d_90％-d_10％)/d_50％

小于或等于0.50，其中：

(d_90％-d_50％)/d_50％≤0.33

且

(d_50％-d_10％)/d_50％≤0.17。

3.如权利要求1所述的方法，其特征在于，使用的粉末通过雾化或离心母合金得到。

4.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，使用的粉末通过涂覆或通过结壳得到。

5.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，使用的粉末通过碾磨/混合得到。

6.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，使用的粉末通过对悬浮液，也称为粉浆，造粒得到。

7.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，使用的粉末的组成富含：形成由所述方法获得部件的所述材料的组成中的至少一种化学元素。

8.如权利要求7所述的方法，其特征在于，所述化学元素，或它的一种氧化物，在通过所述高能束产生的温度下是挥发性的。

9.如权利要求8所述的方法，其特征在于，所述材料是Ti₆Al₄V金属合金，并且所述挥发性化学元素是铝。

10.如权利要求9所述的方法，其特征在于，相对于所述Ti₆Al₄V合金的组成，所述铝粉末的富含量介于0.15-3重量％。

11.如权利要求8所述的方法，其特征在于，所述材料是基于铝或锂的金属合金，并且所述挥发性化学元素是铝或锂。

12.如权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述高能束是激光束。

13.如权利要求12所述的方法，其特征在于，其使用应用于粉末的床的直接金属沉积(DMD)技术、选择性激光熔融(SLM)技术或选择性激光烧结(SLS)技术。