一种球形铁合金粉体材料及其制备方法与用途与流程

1.本发明涉及金属粉体材料技术领域，特别是涉及一种球形铁合金粉体材料及其制备方法与用途。


背景技术：

2.fe合金是应用最为广泛的金属材料。以微纳粒径的fe合金粉体为原料，通过粉末冶金、金属注射成型(mim)、或者3d打印等增材制造技术，可以制备大量性能各异的fe合金材料。如fe-cr铁素体不锈钢，fe-cr-ni奥氏体不锈钢，fe-cr-al电热合金，fe-cr-co永磁体，fe-cr-si软磁材料等。
3.球形或近球形fe合金颗粒因其优异的流动性、均匀性、粉体堆垛致密性等优点，是粉末冶金、粉末涂料、金属注射成型(mim)、3d打印、磁性材料等应用领域的关键原材料。在不少情况下，必须通过球形或近球形颗粒为原料才能获得最终材料需要的应用效果。目前球形fe合金粉体材料主要通过雾化法制备，即利用高速流体直接击碎液体金属或合金而获得金属粉末。但是由于雾化法雾化能力极限的限制，其一般只适合10μm～150μm的球形fe合金粉体的制备。对于低于10μm，尤其粒度从纳米至数微米(10μm以下)的球形fe合金粉体材料，雾化法均难以制备或不能制备。因此，开发粒度从纳米至数微米的超细球形铁合金粉体材料的制备方法，具有重要的应用意义。


技术实现要素：

4.基于此，有必要针对上述技术问题，提供一种工艺简单、成本低，易于操作的球形铁合金粉体材料的制备方法。为解决上述技术问题，本发明的技术方案包括如下几个方面：
5.其一方面，一种球形铁合金粉体材料的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
6.步骤一，选择初始合金原料，按照初始合金成分配比将初始合金原料熔化，得到均匀的初始合金熔体；所述初始合金熔体的主要成分为la
x
feytzmadb，其中t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，x、y、z、a、b分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且18％≤x≤95.8％，4％≤y≤81.8％，0.1％≤z≤35％，0≤a≤40％，0≤b≤15％；
7.步骤二，将初始合金熔体通过快速凝固技术凝固成初始合金固体；所述初始合金固体的凝固组织包括基体相和弥散颗粒相；所述基体相的熔点低于所述弥散颗粒相的熔点，所述弥散颗粒相被包覆于所述基体相中；所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1ma1
；所述弥散颗粒相的成分主要为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
，其中，x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且45％≤x1≤100％，0％≤a1≤55％，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；所述弥散颗粒相中包括可观含量的球形或近球形弥散颗粒相，且部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征；所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～50μm；
8.步骤三，去除所述初始合金固体中的基体相并主要保留弥散颗粒相，即得到主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的铁合金粉体材料；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；所述铁合金粉体颗粒中包括可观含量的球形或近球形颗粒，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50μm。
9.所述步骤一中，
10.进一步地，t包含cr；进一步地，t包含v；
11.进一步地，m包含al；进一步地，m包含ni；进一步地，m包含co；进一步地，m包含si；
12.进一步地，0《a≤40％；进一步地，2.5％《a≤40％，18％≤x≤93.3％；进一步地，5％《a≤40％，18％≤x≤90.8％；进一步地，10％《a≤40％，18％≤x≤85.8％；
13.进一步地，d包含mo；进一步地，d包含w；进一步地，d包含ti；
14.进一步地，0《b≤15％；进一步地，0.5％《b≤15％，18％≤x≤95％；
15.进一步地，18％≤x≤93.8％，6％≤y≤81.8％；作为优选，18％≤x≤89.8％，10％≤y≤81.8％；
16.进一步地，18％≤x≤95％，0.5％≤z≤35％；进一步地，18％≤x≤94％，1％≤z≤35％；作为优选，18％≤x≤92％，3％≤z≤35％；作为优选，18％≤x≤90％，5％≤z≤35％；
17.进一步地，18％≤x≤80％；进一步地，18％≤x≤70％；进一步地，18％≤x≤60％；进一步地，18％≤x≤50％；
18.由于稀土la为大原子，因此即使其在初始合金熔体中具有较低的原子百分比含量，其仍然对应着很大的体积百分含量，而体积百分含量才是弥散颗粒相能否弥散分布的关键。如原子百分比成分为la
20
fe
75
cr5的合金，根据各元素的原子量与密度，可以计算出la基体的体积百分含量为44.35％。当m类元素也大部分进入基体相时，还可以进一步提高基体相的体积百分含量。
19.进一步地，y》z，即初始合金熔体中fe的原子百分比含量高于t类元素的原子百分比含量；
20.所述步骤二中，
21.根据la-fe、la-cr、la-v、fe-cr、fe-v、cr-v相图，fe、cr、v的熔点均高于la的熔点，fe、cr、v均不和la形成金属间化合物，也不明显固溶，且fe-cr、fe-v、cr-v均为无限固溶合金体系，因此，初始合金熔体凝固过程中，主要由fe、cr、v组成的弥散颗粒相首先从合金熔体中析出，而主要由la组成的基体相最后凝固，且合金凝固组织中不含有由la与fe、cr、v组成的金属间化合物；也就是说，将初始合金熔体通过快速凝固技术凝固成初始合金固体的过程中，初始合金固体的凝固组织包括富la的基体相与富fe、cr或(和)v的弥散颗粒相，且基体相的熔点低于所述弥散颗粒相的熔点，弥散颗粒相被包覆于所述基体相中；
22.进一步地，所述初始合金熔体凝固速率高于20k/s；作为优选，所述初始合金熔体凝固速率高于50k/s；作为优选，所述初始合金熔体凝固速率高于100k/s；作为优选，所述初始合金熔体凝固速率高于250k/s；作为进一步优选，所述初始合金熔体凝固速率高于500k/s；
23.进一步地，所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于10mm；作为优选，所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于5mm；作为优选，
所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于2mm；作为优选，所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于1mm；作为优选，所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于500μm；作为优选，所述初始合金固体的形状在三维方向上至少有一维的尺度小于100μm；
24.所述初始合金熔体凝固速率越高，可获得的初始合金固体的形状在三维方向上的最小尺度就越小；例如，通过铜辊甩带法以约106k/s～107k/s的凝固速率，可以获得厚度约为25μm左右的初始合金固体薄带；通过铜模铸造法以约100k/s的凝固速率，可以获得直径约5mm的合金条棒或厚度约5mm的厚板；一般来说，弥散颗粒相的颗粒粒径大小与初始合金熔体的凝固速率成负相关的关系，即：初始合金熔体的凝固速率越大，弥散颗粒相的颗粒粒径就越小。但不同元素不同的固溶或同一元素不同的固溶量可能通过不同的方式阻碍弥散颗粒相在某些方面的正常生长，其可能会引起该规律一定程度的变化；如球化趋势会导致颗粒相在凝固过程中的合并再球化；或抑制形核率，增加长大率等。例如，没有某些元素固溶时，某一冷速获得的弥散颗粒相平均粒径为1μm，但固溶某些元素后，同一冷速可获得球形弥散颗粒相，且颗粒相的平均粒径为5μm。
25.进一步地，所述初始合金固体的形状包括条状、带状、片状、丝状、颗粒状中的至少一种；作为优选，所述初始合金固体的形状包括条状、带状、片状中的至少一种；
26.进一步地，所述初始合金固体制备的凝固技术包括熔体甩带、速凝甩片、铸造、连铸、雾化制粉、熔体抽拉中的至少一种；
27.进一步地，所述初始合金固体为条带状，且条带厚度为5μm～5mm；
28.进一步地，所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于45％；进一步地，所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于50％；
29.进一步地，0《x2《x《x1，即初始合金熔体凝固过程中，la富集在基体相中，同时la在弥散颗粒相中有少量存在；
30.由于基体相中la为大原子，即使基体相中la的原子百分数低至为45％，按照体积百分数计算，la的体积百分含量仍远远大于50％，因此，基体相仍然主要由la组成。
31.进一步地，50％≤x1≤100％，0％≤a1≤50％；
32.进一步地，la元素通过固溶的方式存在于fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中；
33.进一步地，0《x2≤3％；
34.进一步地，0《y《y2，即初始合金熔体凝固过程中，fe富集在fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中；
35.进一步地，50％≤y2≤95％；进一步地，50％≤y2≤90％；进一步地，50％≤y2≤85％；进一步地，50％≤y2≤75％；
36.进一步地，0《z《z2，即初始合金熔体凝固过程中，t类元素富集在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
37.进一步地，1％≤z2《50％；进一步地，3％≤z2《50％；进一步地，5％≤z2《50％；进一步地，10％≤z2《50％；
38.进一步地，y2》z2，即fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中fe的原子百分比含量高于t类元素的原子百分比含量；
39.进一步地，t类元素通过固溶方式存在于fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
40.进一步地，当a＝0时，a2＝a1＝0；当0《a≤40％时，0《a2《a1，即初始合金熔体凝固过程中，m类元素富集在la
x1ma1
基体相中，同时m类元素在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中也具有一定含量。
41.进一步地，1％≤a2≤30％；进一步地，3％≤a2≤30％；进一步地，5％≤a2≤30％；进一步地，10％≤a2≤30％；
42.进一步地，m类元素通过固溶方式存在于fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
43.m类元素的特点为：初始合金熔体凝固过程中，m类元素富集在la
x1ma1
基体相中，同时，m类元素在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中也固溶有相当的含量。
44.近一步地，当b＝0时，b2＝b＝0；当0《b≤15％时，0《b《b2，即初始合金熔体凝固过程中，d类元素富集在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
45.进一步地，0.5％≤b2≤35％；进一步地，1％≤b2≤35％；进一步地，3％≤b2≤35％；进一步地，5％≤b2≤35％；
46.进一步地，d类元素通过固溶方式存在于fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
47.具体来说，当0《a≤40％时，根据al-fe、si-fe相图，al、si在铁中有很大固溶度，而fe-ni、fe-co完全固溶，因此m类元素可以固溶在富fe的弥散颗粒相中。根据al-la、ni-la、co-la、si-la相图，al、ni、co、si均可以与la形成富la的金属间化合物。由于富la的金属间化合物熔点低于富fe的弥散颗粒的熔点，因此初始合金熔体凝固过程中，富fe的弥散颗粒相首先固溶一定量的m类元素，剩余的m类元素再与la结合形成富la的金属间化合物基体；如果la仍有富余，la
x1ma1
基体相除了包括m类元素与la形成的富la的金属间化合物外，还包括富余的la相。
48.当0《b≤15％时，根据la-ti、la-w、la-mo相图，ti、w、mo均不和la形成金属间化合物，也不明显固溶，因此初始合金熔体凝固过程中，ti、w、mo不会进入富la的基体相；根据fe-ti、fe-mo、fe-w相图，ti、w在fe中有约10at.％的固溶度，mo在fe中有约20at.％的固溶度；同时，根据cr-ti、cr-mo、cr-w相图，cr与ti、mo、w完全互固溶；根据v-ti、v-mo、v-w相图，v与ti、mo、w完全互固溶；因此，d类元素ti、w、mo与la的元素亲和力极差，与fe的亲和力不错，与cr、v的元素亲和力极佳。当初始合金熔体中含有d类元素与fe、cr、v元素时，初始合金熔体凝固过程中，所选的d类元素将富集在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中；
49.需要说明的是，虽然ti、zr、hf为同族元素，且zr、hf均不和la形成金属间化合物，也不明显固溶，但与ti不同，由于zr、hf在fe、cr、v中同样均几乎没有固溶度，其相互之间只能形成金属间化合物；因此，若当初始合金熔体中含有zr、hf时，zr、hf几乎不会固溶于fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相中，而是在fe
y2
t
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la
x2
弥散颗粒相之外，还会另外生成zr、hf与fe、cr、v的枝晶形金属间化合物相，见对比实施例3。这些金属间化合物均不是本技术所关注的以固溶合金化为主的铁合金相。
50.同理，nb、ta、v虽然为同族元素，且nb、ta均不和la形成金属间化合物，也不明显固溶，但与mo、w、ti、v不同，由于nb、ta在fe、cr、v中固溶度极低，其相互之间只能形成金属间化合物；因此，若当初始合金熔体中含有nb、ta时，nb、ta在fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中的固溶度很低，仅能极少量存在或不存在。如果初始合金熔体中含有的nb、ta较多时，nb、ta在fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相可能有极少量存在之外，其还会生成nb、ta与fe、cr、v的枝晶形金属间化合物相，见对比实施例4。这些金属间化合物均不是本技术所关注的以固溶合金化
为主的铁合金相。
51.当初始合金熔体只包含la和fe，且合金熔体的凝固速率高于106k/s时，可以获得一定量的纳米尺度(90nm以下)的枝晶生长不充分的近球形fe相颗粒。因为如此高的冷速下，即使fe相颗粒有很强的枝晶化趋势，但由于来不及长大，从而在纳米尺度以枝晶生长不充分的近球形fe相颗粒凝固析出。但是，由于la和fe均容易氧化，也均极容易与酸溶液反应溶解。因此，即使通过超高凝固速率制备了90nm以下近球形fe相颗粒与la基体组成的初始合金固体，也难以通过酸溶液反应溶解的方式将la基体与纳米近球形fe相颗粒分离，并保留纳米近球形fe相颗粒(纳米fe相颗粒也会溶解)。
52.一般来说，单纯的la-fe合金熔体的凝固速率低于106k/s时，其只能获得枝晶状的fe相颗粒，难以获得球形或近球形的fe相颗粒。例如，即使la-fe合金熔体的凝固速率高至105k/s，获得100μm左右的的la-fe合金条带，其中的弥散颗粒相的形状仍然主要为枝晶形，见对比实施例2。而如果la-fe合金熔体的凝固速率低于500k/s，弥散颗粒相则为生长即为充分的粒度较大的枝晶相，且将基体相去掉后，获得的枝晶状的fe相枝晶为交错缠绕在一起的树枝纤维状，见对比实施例1。
53.当初始合金熔体中包含la和fe，同时含有高熔点的cr、v、mo、w、ti元素，尤其是含有能和fe形成完全固溶体的t类元素cr或(和)v时，初始合金熔体凝固过程中首先析出的为富fe且固溶有t类元素的初晶颗粒。由于t类元素的特殊固溶，破坏了原有晶格的形成规律，阻碍了富fe枝晶相的沿着特定晶面取向的生长，使得富fe且固溶有t类元素的初晶颗粒产生了球化的倾向。固溶在富fe初晶相中的t类元素含量越高，就可以在越低的熔体冷速下获得越大的球形或近球形弥散颗粒相。因此，t类元素是本发明发现的富fe初晶颗粒可以球化的关键，尤其当富fe弥散颗粒尺寸较大时。
54.而且，t类元素包括耐腐蚀的cr、v元素中的至少一种，这些元素与fe形成的固溶体，即为不锈钢(v的抗蚀能力甚至高于cr)。因此，t类元素的固溶又使得富fe弥散颗粒相的耐蚀性极大的提高。由于基体相主要由极易腐蚀的la组成，后续可以很容易地通过与一定浓度的酸溶液反应，将基体相反应腐蚀掉，从而得到分散的富fe相弥散颗粒。在富fe相弥散颗粒耐腐蚀性明显增强的情况下，可以采用大于106k/s的冷速，制备含有t、d类元素的纳米富铁球形颗粒相的初始合金固体，同时利用含有t、d类元素的纳米富铁球形颗粒相的高耐蚀性将其与富la基体进行酸反应分离，获得纳米级的富铁球形颗粒。
55.m类元素包括al、ni、co、si中的至少一种，这些元素均是商业用铁合金的关键元素。如，al为fe-cr-al电热合金、热喷涂涂层的关键元素之一；ni为奥氏体不锈钢fe-cr-ni的关键元素之一；co为fe-cr-co永磁体的关键元素之一；si为fe-cr-si软磁材料的关键元素之一。根据实际研究结果，初始合金熔体凝固过程中，由于基体也富集较多的m类元素，si在富fe相弥散颗粒中原子百分比固溶量一般不超过8％，且需要在初始合金熔体中加入大量si才能实现；ni在富fe相弥散颗粒中原子百分比固溶量一般也不超过12％；al、co在富fe相弥散颗粒中均具有相当可观的固溶量(见实施例)，原子百分比固溶量甚至可以超过20％；而多数上述商用铁合金对m类元素含量值的要求本身也不太高，使得满足上述相关成分的商用铁合金粉末的制备成为了可能。
56.初始合金熔体中含有m类元素时，部分m类元素也是通过固溶存在于富fe相弥散颗粒中，因此m类元素对富fe相弥散颗粒的球化作用也一般有积极作用，见实施例13与实施例
14。而且，m类元素、la均较容易与酸溶液反应，因此可以通过酸腐蚀反应，将基体相中的m类元素与la去除，得到自由分散的富fe相弥散颗粒。如果利用la与m类元素的化学活性差，通过合适的酸溶液依据脱合金原理仅仅主要去掉基体相中的la，则可得到自由分散的富fe相弥散颗粒粉末与纳米多孔m的复合粉体。
57.d类元素包括高熔点的mo、w、ti元素，这些元素虽然没有t类元素在fe中的固溶度高(t类元素在fe中完全固溶)，但d类元素在fe中有10％-20％的固溶度，且在t类元素中完全固溶。因此，初始合金熔体中适当的添加高熔点的mo、w、ti元素，一方面可以增强富fe相弥散颗粒的球形度、耐腐蚀能力、同时还可以显著提高富fe相弥散颗粒的熔点与耐热性。如ti在商用奥氏体不锈钢1cr18ni9ti中的作用，mo在商用耐超高温fe-cr-al-mo电热合金中的作用。
58.综上所述，本技术在la-fe合金的基础上，所述t类元素、m类元素、d类元素的种类均是通过精心设计与选择的结果。通过这种选择，确保初始合金熔体凝固过程中，fe、t类元素、d类元素均主要存在于fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中，m类元素部分存在于fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中；la、m类元素主要存在于la
x1ma1
基体相中。同时，在fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒相中，m类元素也有相当含量的固溶度，la有较低的固溶度。这种巧妙设计，通过t类元素保证了弥散颗粒的球化趋势，同时提高了其耐腐蚀能力，有利于弥散颗粒相与基体相通过腐蚀反应分离。
59.由于富fe弥散颗粒相的球化是通过特殊元素固溶合金化与熔体冷速的调控来抑制富fe枝晶相的形成与生长实现的。富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量越高，或包括t类元素在内的固溶元素总含量越高，或熔体的冷速越高，越容易生成球形或近球形富fe弥散颗粒相。因此，达到相同的球化效果，当富fe弥散颗粒相中固溶元素含量越高时，可采用较低的冷速；当固溶元素含量较低时，需要较高的冷速。实际中，通过调控参数，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量可以无限接近100％，但不能达到100％。
60.进一步地，所述球形或近球形弥散颗粒相的球形度(球度)超过50％；
61.进一步地，所述球形或近球形弥散颗粒相的球形度超过70％；
62.进一步地，所述球形或近球形弥散颗粒相的球形度超过85％；
63.进一步地，所述球形或近球形弥散颗粒相的球形度超过95％；
64.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于10％；
65.说明：为了表述方便，本技术某些地方用到了“球形”，某些地方用到了“球形或近球形”，其实本技术全篇所述“球形”即包括了球形与近球形的意思，因为现实中没有理想的球体。
66.由于单纯的la-fe合金通过所述方法几乎得不到球形弥散颗粒相；或者需要通过极高冷速才能得到90nm以下近球形fe相颗粒，且其也难以与la基体通过酸反应脱落获得这种纳米颗粒(纳米fe颗粒也会与酸反应，被溶解)。因此，通过合金设计，加入耐腐蚀元素cr或(和)v后，或者同时有较多d类元素加入后，如果使得球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于10％，可以认为获得了可观含量的球形或近球形弥散颗粒相；
67.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于25％；
68.进一步地，所述弥散颗粒相的形状主要为球形或近球形；
69.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
70.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于75％；
71.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于90％；
72.进一步地，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于95％；
73.一般来说，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过2％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过4％，熔体的冷速超过500k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
74.进一步地，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过4％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过8％，熔体的冷速超过250k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
75.进一步地，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过8％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过12％，熔体的冷速超过100k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
76.进一步地，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过12％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过18％，熔体的冷速超过50k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
77.进一步地，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过16％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过25％，熔体的冷速超过20k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于50％；
78.进一步地，当富fe弥散颗粒相中固溶的t类元素含量超过16％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过25％，熔体的冷速超过100k/s时，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量大于95％；
79.进一步地，当弥散颗粒相的平均粒径超过0.25μm时，仍然可以获得球形度超过85％的弥散颗粒相；
80.进一步地，当弥散颗粒相的平均粒径超过0.25μm时，仍然可以通过冷速与合金成分的调控获得球形度超过85％的弥散颗粒相；
81.进一步地，当弥散颗粒相的平均粒径超过0.5μm时，仍然可以通过冷速与合金成分的调控获得球形度超过85％的弥散颗粒相；
82.进一步地，当弥散颗粒相的平均粒径超过1μm时，仍然可以通过冷速与合金成分的调控获得球形度超过85％的弥散颗粒相；
83.进一步地，当弥散颗粒相的平均粒径超过3μm时，仍然可以通过冷速与合金成分的调控获得球形度超过85％的弥散颗粒相；
84.进一步地，所述部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征，是指部分球形或近球形弥散颗粒相上长出凸起状短枝晶，其使得整个球形或近球形弥散颗粒相具有类似“冠状”病毒的形状特性(在球形或近球形弥散颗粒相上长出的凸起状短枝晶即对应于“冠状”病毒球上的冠状凸起)；
85.进一步地，凸起状短枝晶的个数为一个或多个，其从球形表面算起进一步凸起的长度低于球形颗粒半径；具体形状见实施例；
86.进一步地，凸起状短枝晶的个数为一个或多个，其从球形表面算起进一步凸起的长度低于球形颗粒半径的一半；
87.虽然这种球化不充分的凸起状短枝晶对颗粒相的球形度有一定影响，但由于凸起状短枝晶依附生长的球形颗粒相的球形度本身很高，凸起状短枝晶较短，且一般在颗粒表面对称均匀分布，因此，即使部分球形或近球形弥散颗粒相含有球化不充分的凸起状短枝晶特征，但这种颗粒仍然属于球形度较高的球形或近球形颗粒，属于球形或近球形颗粒的统计范畴。
88.进一步地，所述弥散颗粒相的形状主要为球形或近球形；除此之外，弥散颗粒相中还含有少量典型的枝晶颗粒相。所述枝晶颗粒是典型的枝晶形貌，看不出球形的样子，不属于球形或近球形颗粒的统计范畴。
89.所述弥散颗粒相的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征；同时，弥散颗粒相中还含有少量典型的枝晶颗粒相。这两种枝晶形特征的存在，是通过本技术获得的富铁弥散颗粒相所拥有的独一无二的特征。
90.进一步地，凸起状短枝晶从球形表面算起进一步凸起的长度低于球形颗粒半径的三分一；
91.进一步地，凸起状短枝晶从球形表面算起进一步凸起的长度低于球形颗粒半径的五分一；
92.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～40μm；
93.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～30μm；进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～20μm；进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～10μm；
94.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为100nm～50μm；
95.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为250nm～50μm；
96.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为500nm～50μm；
97.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～100nm；
98.进一步地，所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～50nm；
99.由于弥散颗粒相的大小与初始合金熔体的凝固速率成负相关的关系，即凝固速率越高，弥散颗粒相粒径越小，因此，当弥散颗粒相的粒径越小时，初始合金熔体的凝固速率越高，所对应的弥散颗粒相的球化率也就越高，球形或近球形弥散颗粒相在所有弥散颗粒相中的体积百分含量也就越高；
100.进一步地，所述弥散颗粒相中单晶颗粒数目在所有颗粒数目中的占比不低于60％。
101.所述步骤三中，由于主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的铁合金粉体材料是通过去除所述初始合金固体中的基体相并保留弥散颗粒相得到的，因此，所述铁合金粉体材料的特征
(包括颗粒形状)即为步骤二中所述弥散颗粒相对应的特征，这些特征详见步骤二所述。
102.进一步地，去除所述基体相并保留弥散颗粒相的方法包括酸溶液溶解反应去除、基体氧化-粉化去除中的至少一种。
103.当采用酸溶液反应去除时，选择合适的酸品种与浓度，其选择的标准是保证平均成分主要为la
x1ma1
的基体相变成离子进入溶液，而主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的弥散颗粒相几乎不与相应的酸反应，从而实现基体相的去除，得到主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的铁合金粉体材料；或者选择合适的酸品种与浓度，其选择的标准是保证平均成分主要为la
x1ma1
的基体相变纳米多孔m(只主要腐蚀la)，而主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的弥散颗粒相几乎不与相应的酸反应，得到纳米多孔m与fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
弥散颗粒的复合粉体；
104.当fe中固溶含有cr、v时，其即为铁素体不锈钢成分，主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的弥散颗粒相就有很好的耐酸腐蚀性，而la、m类元素则为极易与酸溶液反应的元素，因此可以非常容易地将富la基体相去除，得到主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的铁合金粉体材料。
105.由于la极易在空气下氧化-粉化，因此，除了酸溶液溶解反应去除外，还可以通过干法的方式去除初始合金固体中富la基体相。当富la基体氧化-粉化后，富fe的弥散颗粒相就自动脱落出来，可通过其具有磁性的特征，通过磁场将富fe粉体颗粒收集起来，实现其与富la基体相的分离。
106.进一步地，初始合金固体富la基体相的氧化-粉化过程在热处理的情况下加速进行；通过热处理加热，迅速将富la基体相氧化-粉化，从而提高分离效率。由于cr、v等元素的添加，富fe颗粒相的抗氧化性增强，控制好加热温度，不会导致富fe颗粒的氧化。
107.进一步地，所述热处理温度为50℃～1000℃；作为优选，所述热处理温度为50℃～600℃；作为优选，所述热处理温度为50℃～200℃；
108.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量可以无限接近100％，但不能达到100％。也就是说，所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有球化不充分的枝晶特征；
109.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒的球形度(球度)超过50％；
110.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒的球形度超过70％；
111.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒的球形度超过85％；
112.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒的球形度超过95％；
113.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于10％；
114.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于25％；
115.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形；
116.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于50％；
117.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于75％；
118.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于90％；
119.进一步地，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于95％；
120.一般来说，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过2％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过4％，熔体的冷速超过500k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于50％；
121.进一步地，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过4％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过8％，熔体的冷速超过250k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于50％；
122.进一步地，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过8％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过12％，熔体的冷速超过100k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于50％；
123.进一步地，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过12％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过18％，熔体的冷速超过50k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于50％；
124.进一步地，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过16％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过25％，熔体的冷速超过20k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于50％；
125.进一步地，当铁合金粉体颗粒中固溶的t类元素含量超过16％，或包括t类元素在内的固溶元素总含量超过25％，熔体的冷速超过100k/s时，球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体颗粒中的体积百分含量大于95％；
126.进一步地，所述部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征，是指部分球形或近球形铁合金粉体颗粒上长出凸起状短枝晶，其使得整个球形或近球形铁合金粉体颗粒具有类似“冠状”病毒的形状特性(在球形或近球形铁合金粉体颗粒上长出的凸起状短枝晶即对应于“冠状”病毒球上的冠状凸起)；凸起状短枝晶具体形状见实施例；虽然这种球化不充分的凸起状短枝晶对铁合金粉体颗粒的球形度有一定影响，但由于凸起状短枝晶依附生长的铁合金粉体颗粒的球形度本身很高，因此，即使部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的凸起状短枝晶特征，但这种颗粒仍然属于球形度较高的球形或近球形铁合金粉体颗粒。
127.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形；除此之外，铁合金粉体颗粒中还含有少量典型的枝晶粉体颗粒。
128.所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；同时，铁合金粉体颗粒中还含有少量典型的枝晶颗粒。这两种枝晶形特征的存在，是通过本技术获得的铁合金粉体颗粒所拥有的独一无二的特征。
129.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～40μm；进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～30μm；进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～20μm；进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～10μm；
130.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为100nm～50μm；
131.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为250nm～50μm；
132.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为500nm～50μm；
133.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～100nm；
134.进一步地，所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50nm；
135.进一步地，当铁合金粉体颗粒的平均粒度大于0.25μm的时候，粉体颗粒的形状仍然以球形为主；
136.进一步地，当铁合金粉体颗粒的平均粒度大于0.5μm的时候，粉体颗粒的形状仍然以球形为主；
137.进一步地，当铁合金粉体颗粒的平均粒度大于1μm的时候，粉体颗粒的形状仍然以球形为主；
138.进一步地，当铁合金粉体颗粒的平均粒度大于3μm的时候，粉体颗粒的形状仍然以球形为主；
139.进一步地，所述铁合金粉体颗粒中单晶颗粒数目在所有颗粒数目中的占比不低于60％。
140.在所有稀土元素中，la是一个特例，而所有铁系元素fe、co、ni中，fe也是一个特例，因为铁系元素与稀土元素的多种组合中，只有la-fe合金不形成金属间化合物，两种元素也不明显相互固溶；针对这一特点的利用是本发明中初始合金固体的凝固组织中形成富la的基体相与富fe的弥散颗粒相的基础。在此基础上，通过对t类元素、m类元素、d类元素的选择与含量控制，使得初始合金熔体凝固过程中原本的枝晶颗粒相改变生长规律变成球形或近球形颗粒相，获得成分大体与商用合金类似，但粒度又可以有明显不同(如粒度更小，氧杂质更低、固溶有稀土元素)的超细球形铁合金粉末，是本技术创造性的关键所在。如果没有通过对t类元素、m类元素、d类元素的选择与含量控制，发现并利用t类元素的球化作用，简单地通过la-fe合金，只能获得枝晶状的易于腐蚀的fe枝晶粉末，没有颗粒的流动性，粉末冶金的致密性也较低，则应用价值极大的受到限制。
141.实际过程中，作为稀土元素原料，la原料中也可以包含少量的其它稀土元素，只要其它稀土元素的原子百分比含量不超过la原料含量的25％，则对规律的影响不大。这些其它稀土都固溶在la中，替代部分la的作用。此时，本发明中la的意思就代表了la稀土与其它稀土了。
142.进一步地，步骤一所述初始合金熔体的组成还包括非金属杂质元素，所述非金属杂质元素包括o、n、h、p、s、cl中的至少一种；所述非金属杂质元素在初始合金熔体中的原子百分比含量大于0，且小于10％；步骤二所述富fe弥散颗粒相的形成过程中，所述非金属杂质元素被富集在富la基体相，从而对富fe弥散颗粒相进行了提纯处理，即富fe弥散颗粒相中所述非金属杂质元素的原子百分比含量低于初始合金熔体中所述非金属杂质元素的原子百分比含量；且所述富fe弥散颗粒相中，非金属杂质元素的原子百分比含量低于1.5％；且步骤三所述球形或近球形铁合金粉体颗粒中非金属杂质元素含量也低于初始合金熔体中所述非金属杂质元素的含量。
143.进一步地，对所得铁合金粉体颗粒进行粒度分级，例如分离出10μm以上粉体，1μm-5μm粉体，5μm-10μm粉体，1μm以下粉体等，得到不同粒度的球形铁合金粉体材料，可应用于不同的领域。
144.其二方面，本发明还涉及一种球形铁合金粉体材料，其特征在于，通过其一方面所述的球形铁合金粉体材料的制备方法制备，其特征详见于其一方面所述；
145.所述球形铁合金粉体材料的部分特征包括：球形铁合金粉体材料的主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50μm。
146.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒的球形度超过65％；
147.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒在所有铁合金粉体中的体积百分含量大于25％；
148.进一步地，所述球形或近球形铁合金粉体颗粒中，o、n、h、p、s、cl元素的原子百分比总含量低于1.5％。
149.进一步地，所述t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量。
150.其三方面，本发明还涉及一种高硅含量球形铁铬硅粉体材料的制备方法，其特征在于，将其一方面步骤一至步骤三制备的主要组成元素为fe-cr的球形铁合金粉体材料或低si含量的主要组成元素为fe-cr-si的球形铁合金粉体材料进行渗si处理，即得到高si含量的主要组成为fe-cr-si的球形粉体材料。
151.由于直接通过其一方面步骤一至步骤三获得的fe-cr-si球形铁合金粉体材料中的si原子百分比固溶度难以超过8％，且仅在初始合金熔体中含有大量si时才能实现，而实际商用fe-cr-si磁性铁合金粉体中si的原子百分比一般要超过8％。为了获得更高的si含量，可以通过对其一方面步骤一至步骤三制备的主要组成元素为fe-cr的球形铁合金粉体材料或低si含量的主要组成元素为fe-cr-si的球形铁合金粉体材料进行渗si处理，得到高si含量的球形fe-cr-si粉体材料。
152.进一步地，所述渗si处理包括固体渗si、液体渗si、气体渗si工艺中的至少一种。
153.进一步地，固体渗si的硅源包括si或富硅合金中的至少一种；液体渗硅的硅源主要为含si的液体；气体渗硅的硅源主要为含si的气体；
154.进一步地，固体渗硅的处理温度为400℃～1200℃。
155.进一步地，本发明还提供一种渗硅的改进工艺：
156.进一步地，按照其一方面步骤一与步骤二，制备其一方面步骤二所述的初始合金固体；其中，t包含cr，m包含si，0《a≤40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
si
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
；所述la
x1
si
a1
基体相中si通过金属间化合物的方式与la结合；0《a2≤8％；通过稀酸溶液将所述的初始合金固体la
x1
si
a1
基体相中的la通过脱合金反应去除，同时保留原la
x1
si
a1
基体相中的si，得到纳米多孔si与所述低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
颗粒的复合粉体；所述纳米多孔si即可以作为fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
粉体进行渗si的si源。
157.进一步地，所述纳米多孔si作为si源对低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
颗粒进行渗si处理，即得到高si含量的球形fe-cr-si粉体材料；
158.进一步地，纳米多孔si与所述低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
颗粒固体渗si的方式包括：直接进行固体渗si，或首先将其压制密实后再进行固体渗si操作；
159.进一步地，固体渗si的处理温度为400℃～1200℃；
160.进一步地，所述获得的高si含量的球形fe-cr-si粉体材料的成分主要为
fe
y3
cr
z3
si
a3db3
la
x3
；其中x3、y3、z3、a3、b3分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且0《y3《y2，0《z3《z2，0《a2《a3，0≤b3≤b2，0《x3《x2。
161.进一步地，5％《a3；进一步地，10％《a3；
162.进一步地，所述高si含量的球形fe-cr-si粉体材料，除了si含量通过渗硅处理提高，同时导致合金成分组成相应自动调整外，粉体材料的形貌、大小仍然基本保持与渗硅处理之前基本一致。
163.进一步地，由于si为脆性，因此渗硅处理后，通过分散、破碎技术还能将渗硅处理后的高si含量的球形fe-cr-si粉体材料重新粉化成松散的颗粒状。即使高si含量的球形fe-cr-si粉体表面可能残留有未完全渗入的剩余纳米多孔si，但其有时也是有益的存在。
164.进一步地，对所得高si含量球形fe-cr-si粉体颗粒进行粒度分级，例如分离出10μm以上粉体，1μm-5μm粉体，5μm-10μm粉体，1μm以下粉体等，得到不同粒度的高si含量球形fe-cr-si粉体材料，可应用于不同的领域。
165.其四方面，本发明还涉及一种高硅含量球形铁铬硅粉体材料，其特征在于，通过其三方面所述的高硅含量球形铁铬硅粉体材料的制备方法制备，其具体特征见其三方面所述。
166.其五方面，本发明还涉及一种纳米多孔si与球形fe-cr-si颗粒的复合粉体，其特征在于，通过其三方面渗硅改进工艺制备纳米多孔si与低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2db2
la
x2
颗粒的复合粉体，即得到纳米多孔si与球形fe-cr-si颗粒的复合粉体；其特征见其三方面渗硅改进工艺所述。
167.其六方面，本发明还涉及一种高镍含量铁铬镍粉末冶金制品的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：
168.步骤1，按照其一方面的步骤一与步骤二，制备其一方面步骤二所述的初始合金固体；其中，t包含cr，m包含ni，0《a≤40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
ni
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
；所述la
x1
ni
a1
基体相中ni通过金属间化合物的方式与la结合；0《a2≤12％；
169.步骤2，通过稀酸溶液将所述的初始合金固体la
x1
ni
a1
基体相中的la通过脱合金反应去除，同时确保原la
x1
ni
a1
基体相中大部分ni不被反应去除，得到纳米多孔ni与低ni含量fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒的复合粉体；
170.步骤3，将纳米多孔ni与所述低ni含量fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒的复合粉体压制成型并进行热处理烧结，即获得高ni含量的铁铬镍粉末冶金制品，其主要成分组成为fe
y3
cr
z3
ni
a3db3
la
x3
；其中，x3、y3、z3、a3、b3分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且0《y3《y2，0《z3《z2，0《a2《a3，0≤b3≤b2，0《x3《x2。
171.其一方面初始合金熔体凝固过程中，由于基体富集较多的ni元素，ni在富fe相弥散颗粒中的原子百分比固溶量一般不超过12％。一般来说，fe-ni基高温合金中的ni含量需要达到30％-40％，因此，通过本方法提高低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒中的ni含量，可以获得高ni含量的铁铬镍粉末冶金制品，适用于高温合金领域。
172.所述步骤1中，
173.进一步地，18％≤x≤85％，10％≤y≤81.8％，5％≤a≤40％；2％≤z≤35％，0≤b≤15％；45％≤x1≤100％，0％≤a1≤55％，50％≤y2≤85％，4％≤z2《50％；
174.进一步地，所述la
x1
ni
a1
基体相中ni通过金属间化合物与la结合的方式包括la3ni金属间化合物、la7ni3金属间化合物、lani金属间化合物中的至少一种；
175.所述步骤2中，
176.虽然la和ni均能与酸反应，但稀土la的反应活性更高，且金属间化合物中一般la含量更高。因此，可通过调整稀酸的品种与浓度，使得la可以被脱合金反应腐蚀去除，虽然有少量ni不可避免地腐蚀溶解，但大部分ni可以通过脱合金反应变成纳米多孔ni而保留下来。而低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒相含有cr，耐腐蚀，可以完全保留下来；
177.进一步地，所述纳米多孔ni系带尺寸低于200nm；
178.由于本技术脱合金反应后纳米多孔ni碎化明显，不能作为完整基体保留，因此所获得的纳米多孔ni与所述低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒的复合粉体中，低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒已经被自由脱离出来，只是其与纳米多孔ni碎片混合在一起。
179.所述步骤3中，
180.进一步地，所述压制成型与热处理烧结可以先后进行，也可以同时进行；同时进行即为热压烧结；
181.进一步地，所述热处理烧结温度低于低ni含量fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒的熔点；
182.进一步地，所述热处理烧结温度为400℃～1400℃；
183.进一步地，所述热处理烧结温度为400℃～1100℃；
184.进一步地，所述热处理烧结温度为400℃～900℃；
185.进一步地，所述热处理烧结过程中，纳米多孔ni进入低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2db2
la
x2
颗粒，并固溶于其中，使其镍含量提高；
186.进一步地，10％《a3；进一步地，15％《a3；进一步地，20％《a3；进一步地，30％《a3。
187.其七方面，本发明还涉及一种高镍含量铁铬镍粉末冶金制品，其特征在于，通过其六方面所述的高镍含量铁铬镍粉末冶金制品的制备方法制备；其特征见其六方面所述。
188.其八方面，本发明还涉及一种纳米多孔ni与低ni含量铁铬镍颗粒的复合粉体，其特征在于，通过其六方面所述方法的步骤1与步骤2制备；其特征见其六方面所述。
189.其九方面，本发明还涉及其二方面所述的球形铁合金粉体材料在以下任意一种领域的应用，所述应用领域包括普通粉末冶金、金属注射成型(mim)、3d打印、磁性材料、耐热材料、高温合金、涂料、吸波材料。
190.在普通粉末冶金方面，本发明其一方面与其二方面所涉及的球形铁合金粉体材料均可用于普通粉末冶金领域。即通过所述粉体压制成坯，然后直接烧结出相应成分的块体粉末冶金制品，或将所述粉体与其它粉体复合，然后压制成坯，烧结出相应复合成分的块体粉末冶金制品。所述其它粉体包括其它成分的金属粉、合金粉、氧化物粉、碳化物粉、氮化物粉、碳粉、陶瓷粉中的至少一种；
191.在金属注射成型(mim)方面，mim理论上最佳的粉体材料粒径为0.5μm～10μm，但目前由于技术限制，mim所用粉体材料的粒径一般大于10μm，甚超过50μm；本发明所述方法非常适合0.5μm～10μm粉体的制备，且粉体越细越容易制备。因此，本发明其一方面与其二方面所涉及的铁合金粉体材料均非常适用于金属注射成型(mim)领域。mim技术与普通粉末冶金技术的不同点在于，mim通过粉末与有机粘接剂一起做坯，去掉有机粘接剂后，再进行烧结得到制品，由于去除了粘接剂，烧结制品相对坯体的体积有10％～20％的收缩。
192.在3d打印方面，细粉的铺粉3d打印需要粒径15μm～53μm左右的球形粉体。本发明中，当fe中固溶的元素含量很高，且cr、v含量很高时，可以获得这一粒径范围的球形铁合金粉，且通过进一步筛分，可以将这一粒径范围的粉体集中起来。因此，本发明其一方面与其二方面所涉及的球形铁合金粉体材料在某些情况下也可用于3d打印领域。
193.在磁性材料方面，本发明其一方面与其二方面所涉及部分成分的球形铁合金粉体材料还可用于软磁材料或硬磁材料(永磁体)。如主要元素组成为fe-cr、fe-cr-si的粉体材料可以用于软磁材料(如磁粉芯)，而主要元素组成为fe-cr-co的粉体材料则可以用于硬磁材料。
194.进一步地，当本发明所涉及的主要元素组成为fe-cr、fe-cr-si的粉体材料用于软磁材料时，包括作为磁粉芯应用。
195.进一步地，所述磁粉芯通过主要元素组成为fe-cr、fe-cr-si的粉体材料施加绝缘包覆材料进行包覆，然后在一定温度下压制而成；进一步地，所述压制温度为室温至800℃。
196.进一步地，所述绝缘包覆材料在磁粉芯中的重量百分比超过0.1％，低于15％；
197.进一步地，所述绝缘包覆材料包括树脂；作为优选，所述绝缘包覆材料包括硅树脂，酚醛树脂，环氧树脂，聚丙烯、尼龙中的至少一种。
198.在耐热材料方面，本发明其一方面与其二方面所涉及的含v、w、mo、ti等高熔点元素的球形铁合金粉体材料，或含有al且在高温下可形成氧化铝耐热保护层的球形铁合金粉体材料，如主要元素组成为fe-cr-al、fe-cr-al-(v/w/mo/ti)的球形铁合金粉体材料制备的粉末材料或粉末冶金制品、mim制品，可大大提升其耐热性，可用于耐热材料。在工业应用中，如加热炉、换热器、纤维燃烧器和热气体过滤系统等各个方面，特别是作为尾气催化剂金属蜂窝载体方面，铁铬铝粉冶合金制品相比传统的陶瓷蜂窝载体，优势更加明显。
199.在高温合金方面，本发明其一方面与其二方面所涉及的含v、w、mo、ti等高熔点元素的球形铁合金粉体材料，如主要元素组成为fe-cr-ni-(v/w/mo/ti)的球形铁合金粉体材料制备的制品，具有很好的耐高温能力。当本发明其一方面与其二方面所涉及的含v、w、mo、ti等高熔点元素的球形铁合金粉体材料的成分与高温合金的成分相同或接近时，其可以用于高温合金领域。
200.在涂料方面，本发明其一方面与其二方面所涉及的球形铁合金粉体材料可作为关键组分，应用于涂料领域，包括热喷涂涂料、树脂基涂料、磁屏蔽涂料；
201.在吸波材料方面，本发明其一方面与其二方面所涉及的球形铁合金粉体材料可作为磁性金属粉应用于吸波材料领域。
202.其十方面，本发明还涉及其二方面所述的球形铁合金粉体材料在电热材料领域的应用，且所述球形铁合金粉体材料主要成分包括fe-cr-al。
203.在电热材料领域，本发明其一方面与其二方面所涉及的主要元素组成为fe-cr-al、fe-cr-al-(v/w/mo/ti)的粉体材料，通过粉末冶金技术制成成品后，是非常优异的电热材料。如所述主要元素组成为fe-cr-al、fe-cr-al-(v/w/mo/ti)的粉体材料制备的铁铬铝电热合金元件，使用温度可以达到1400℃以上。由于主要元素组成为fe-cr-al的合金中含铝量较高，使合金具有较高的电阻率，最高值达到1.6μω.m。高的电阻率可以有效地将电能转换为热能；同时铁铬铝合金的价格便宜，仅为镍铬合金的20％～25％，这就为其大量使用创造了条件。另外其具有良好的耐热性、比重低和优良的抗高温氧化性能，被大量的用于生
产生活的各个方面。如在生活领域，铁铬铝粉末冶金合金应用的加热元件包括电炉丝、电炉棒、烹饪板、散热器、烤面包机、微波炉、热水器、洗衣机、锅炉、汽车中的精密电阻元件。
204.其十一方面，本发明还涉及其四方面所述的高硅含量球形铁铬硅粉体材料在磁性材料中的应用；
205.进一步地，当本发明其四方面所涉及的高硅含量球形铁铬硅粉体材料用于软磁材料时，其包括作为磁粉芯应用。
206.进一步地，所述磁粉芯通过所述高硅含量球形铁铬硅粉体材料施加绝缘包覆材料进行包覆，然后在一定温度下压制而成；进一步地，所述压制温度为室温至800℃。
207.进一步地，所述绝缘包覆材料在磁粉芯中的重量百分比超过0.1％，低于15％；
208.进一步地，所述绝缘包覆材料包括树脂；作为优选，所述绝缘包覆材料包括硅树脂，酚醛树脂，环氧树脂，聚丙烯、尼龙中的至少一种。
209.其十二方面，本发明还涉及其七方面所述的高镍含量铁铬镍粉末冶金制品在高温合金中的应用。
210.高温合金主要包括镍基、铁基、镍铁基高温合金，当本发明其七方面所述的高镍含量铁铬镍粉末冶金制品的成分与高温合金的成分相同或接近时，其可以用于高温合金领域。
211.其十三方面，本发明还涉及一种合金固体，其特征在于，通过其一方面步骤一与步骤二所述的初始合金固体的制备方法制备，其特征详见其一方面。
212.其具体特征包括，通过包括如下步骤制备：
213.步骤一，选择初始合金原料，按照初始合金成分配比将初始合金原料熔化，得到均匀的初始合金熔体；所述初始合金熔体的主要成分为la
x
feytzmadb，其中t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，x、y、z、a、b分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且18％≤x≤95.8％，4％≤y≤81.8％，0.1％≤z≤35％，0≤a≤40％，0≤b≤15％；
214.步骤二，将初始合金熔体通过快速凝固技术凝固成初始合金固体；所述初始合金固体的凝固组织包括基体相和弥散颗粒相；所述基体相的熔点低于所述弥散颗粒相的熔点，所述弥散颗粒相被包覆于所述基体相中；所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1ma1
；所述弥散颗粒相的成分主要为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
，其中，x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且45％≤x1≤100％，0％≤a1≤55％，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；所述弥散颗粒相中包括可观含量的球形或近球形弥散颗粒相，且部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征；所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～50μm。
215.进一步地，步骤一所述初始合金熔体的组成还包括非金属杂质元素，所述非金属杂质元素包括o、n、h、p、s、cl中的至少一种；所述非金属杂质元素在初始合金熔体中的原子百分比含量大于0，且小于10％；步骤二所述富fe弥散颗粒相的形成过程中，非金属杂质元素被富集在富la基体相，从而对富fe弥散颗粒相进行了提纯处理，即富fe弥散颗粒相中所述非金属杂质元素的原子百分比含量低于初始合金熔体中所述非金属杂质元素的原子百分比含量；且所述富fe弥散颗粒相中，非金属杂质元素的原子百分比含量低于1.5％。
216.其十四方面，本发明还涉及其二方面所述的球形铁合金粉体材料在磁流体领域的应用。
217.所述球形球形铁合金粉体材料的特征详见其一方面与其二方面所述；所述球形铁合金粉体材料的部分特征包括：球形铁合金粉体材料的主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～100nm；t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量。
218.作为优选，所述球形铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50nm；
219.作为进一步优选，所述球形铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～25nm；
220.进一步地，50％≤y2≤95％；
221.进一步地，1％≤z2+b2《50％；进一步地，2％≤z2+b2《50％；进一步地，3％≤z2+b2《50％；
222.进一步地，1％≤z2《50％；进一步地，2％≤z2《50％；进一步地，3％≤z2《50％；
223.在磁流体领域，本发明其一方面与其二方面所涉及的球形铁合金粉体材料可用于磁流体领域；具体包括：将所述球形铁合金粉体与载液及表面活性剂混合均匀，即得到磁流体；
224.进一步地，所述载液包括水、乙醇、碳水化合物、脂、二脂、水银中的至少一种；
225.进一步地，所述表面活性剂包括油酸、聚乙烯吡咯烷酮、聚乙二醇、乙二醇、十二烷基苯磺酸钠中的至少一种。
226.作为磁流体的磁性固体颗粒，其一般要求其粒径为纳米级；fe是最好的磁性材料之一，但当纳米fe颗粒作为磁流体的磁性固体颗粒时，由于纳米fe颗粒极易氧化，会导致其性能不稳定，难以得到很好地应用。本技术很好地解决了这个问题，当所制备的球形fe合金粉体颗粒固溶含有一定量的耐腐蚀的cr、v、mo、w、ti元素时，其不仅可以使其球化更明显，还可以明显地提高纳米fe合金粉体颗粒的耐腐蚀性。这种耐腐蚀性的提高，使得通过酸腐蚀液将合金固体中的基体腐蚀去掉的同时保留纳米fe合金粉体颗粒成为可能；同时，也使得耐腐蚀的纳米fe合金粉体颗粒作为磁流体的磁性固体颗粒应用成为可能。
227.其十五方面，本发明还涉及一种冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒，其特征包括：所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒的主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2《50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0《x2≤5％；t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，la为稀土la，且la主要固溶存在于主要成分为fe
y2
t
z2ma2db2
la
x2
的冠状病毒状球形铁合金颗粒中；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量；所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒包括主体部分与附体部分；其中，主体部分为球形或近球形的球体，附体部分为原位生长在主体部分球体表面的多个凸起；所述球形铁合金粉体颗粒具有类冠状病毒的形状，其附体部分的多个凸起即对应于冠状病毒形状的多个冠状凸起；所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体部分球体直径大小为20nm～50μm，且其附体部分凸起的高度低于主体部分球体直径的0.3倍。
228.进一步地，所述任意单一冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒上的凸起数超过5个；
229.进一步地，所述任意单一冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒上的凸起数超过10个；
230.所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体部分球体直径大小为50nm～15μm；
231.所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体部分球体直径大小为200nm～10μm；
232.所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体部分球体直径大小为200nm～5μm；
233.进一步地，所述附体部分的任意单个凸起由不超过1个晶粒组成，且该晶粒的晶体结构与晶面取向和与其交界连接的球体部分的晶体结构与晶面取向相同；
234.进一步地，所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒的主体部分与附体部分均属于一个大的单晶；
235.可以理解，由于主体部分与附体部分交界位置的晶体结构与晶面取向与主体部分及附体部分均一致，所以可以认为所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒的主体部分球体与多个附体部分凸起均属于一个大的单晶。
236.进一步地，附体部分凸起的高度低于主体部分球体直径的0.2倍；
237.进一步地，所述凸起为枝晶凸起，即凸起为球状颗粒向枝晶状颗粒过渡的优先生长点；或者可以理解为：球状颗粒生长到一定阶段后，球面某些部位出现优先生长点，从而继续按照生长点原有的晶体结构与晶面取向优先生长为凸起；
238.进一步地，所述附体部分凸起的直径低于所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体球体直径的0.25倍；
239.进一步地，所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒的形貌特征可参考实施例中的图3，图11，图12，图15所示的冠状病毒状球形颗粒的形状；
240.进一步地，所述冠状病毒状球形铁合金粉体材料通过其一方面所述方法制备。
241.本发明的有益效果主要体现在以下几个方面：
242.1)通过t类元素的添加设计，实现了耐蚀、耐氧化球形或近球形富fe弥散颗粒相在富la基体相中的析出与后续分离。对t类元素的选择，有诸多巧妙之处：t类元素与fe完全互溶，可以大量添加；t类元素和fe一样，也不与la生产任何金属间化合物，也几乎不进入富la相，只进入富fe弥散颗粒相；t类元素的固溶存在，使得富fe弥散颗粒相具有球化趋势，是制备球形或近球形fe合金粉体的关键；t类元素与d类元素完全互溶，在d类元素在fe中固溶度为10％-20％的情况下，因为t类元素的存在，富fe弥散颗粒相中可以更容易地固溶更多的d类元素；t类元素cr、v均为fe合金中的耐腐蚀元素，其进入富fe弥散颗粒相后，使得富fe弥散颗粒相的耐腐蚀，耐氧化能力明显提高，使得富fe弥散颗粒相与富la基体相通过酸腐蚀反应分离与氧化-粉化分离成为可能。否则，单纯的fe相也容易与酸反应，也容易氧化，尤其颗粒相较为细小时。
243.2)球形或近球形fe合金粉体中直接固溶有有益的稀土元素。铁合金中加入稀土元素，对材料的性能具有积极的促进作用。如fe-cr-al电热合金中，加入少量稀土元素，会提高电热合金的性能。工业上，稀土元素加入fe合金中，由于稀土元素容易氧化，当稀土元素少量添加时，稀土元素一般与合金中的氧等杂质结合，从而以氧化物颗粒的形式非均匀地存在于合金中，导致合金性能提高有限。但本技术初始合金熔体中含有较多的la(富la基体相体积百分含量高于40％)，因此，合金熔体中的氧主要存在于富la基体相中，而球形或近球形fe合金粉体中则固溶有少量la。这种la以原子态的方式均匀地固溶在fe合金粉体中，
是严格意义上的合金化的稀土元素，对材料的性能具有更为积极作用。fe合金粉体中固溶稀土元素(la)的存在，是本发明所制备的铁合金粉体材料的关键特征之一。
244.3)实现了主要由球形或近球形颗粒组成的超细铁合金粉体材料的制备。球形或近球形fe合金颗粒因其优异的流动性、均匀性、粉体堆垛致密性等优点，是粉末冶金、粉末喷涂、粉末涂料、金属注射成型(mim)、3d打印等应用领域的关键原材料。目前球形fe合金粉体材料不能通过化学法制备，只能主要通过雾化法制备，即利用高速流体直接击碎液体金属或合金而获得金属粉末。但是由于雾化法雾化能力极限的限制，其一般只适合10μm～150μm的球形fe合金粉体的制备。对于低于10μm，尤其1μm左右的球形fe合金粉体材料，雾化法均难以制备或不能制备。本技术所提供的技术方案，实现了粒度从纳米级至数微米的超细球形铁合金粉体材料的制备，并可大规模低成本地获得这种超细的球形铁合金粉体材料，具有即为重要的应用意义。
245.4)所制备的部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有凸起状短枝晶特征。其对粉末冶金，尤其mim来说，毛坯制品的强度是正常生产的关键因素之一。如金属注射成型mim的毛坯制品，其由金属粉末与有机粘结剂压制而成，然后去除有机粘结剂获得。mim毛坯制品通过烧结收缩后才是强度高的产品。mim毛坯制品在去除有机粘结剂后且烧结之前，其需要靠颗粒之间的机械结合维持毛坯制品的形状。如果金属粉末全是理想的球形颗粒，则这种理想球形颗粒之间的机械-摩擦结合力极差，容易导致毛坯制品散架。本技术中，部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有凸起状短枝晶特征，这种特征对颗粒的球形度影响不大，但其可以极大地增强颗粒之间的机械结合力或摩擦力，从而增强毛坯制品的强度。如果所有颗粒都有这种凸起状短枝晶特征，则又会影响球形颗粒的粉末流行性。本技术制备的铁合金粉体颗粒，恰到好处的是，这种凸起状短枝晶特征仅仅在部分所制备的球形或近球形铁合金粉体颗粒表面出现。因此，部分球形铁合金粉体颗粒上的凸起状短枝晶，是本发明所制备fe合金粉体的又一关键特征。
246.5)在富fe弥散颗粒相的形成过程中，同时对富fe弥散颗粒相进行了提纯处理。如果初始合金选择包含o、n、h、p、s、cl等杂质元素、纯度较低的原料进行配制，或者初始合金熔炼过程中引入上述杂质进入熔体，均不会影响最终能够获得低上述杂质含量的富fe的弥散颗粒相，也就能够进一步得到低上述杂质含量的球形铁合金粉体材料。因为原料中的上述杂质元素，或熔炼过程中引入的上述杂质元素，在初始合金熔体凝固过程中，大部分都会被富la基体相所捕获进而进入基体相中，从而使得富fe弥散颗粒相得到提纯。
247.6)可以获得以单晶颗粒为主的铁合金粉体材料。相比多晶粉末，单晶粉末可以获得诸多显著且有益效果。在所述初始合金熔体凝固过程中，每一个内生颗粒都是从熔体中某个位置形核后按照特定的原子排列方式长大生成。通过控制基体相的体积百分含量，确保每个内生颗粒可以弥散分布的情况下，各个内生弥散颗粒之间难以发生粘结缠结。因此，最终获得的各个弥散分布的富fe弥散颗粒相大体都是单晶相。即使球形颗粒上进一步长出的凸起状短枝晶，也是按照球体表面固定的晶向方向生长，即球体与凸起状短枝晶是一个晶粒。对于多晶材料来说，其晶界一般容易含有凝固过程中从晶内排出来的杂质元素，因此很难获得高纯的多晶粉体材料。而当粉体材料主要由单晶颗粒组成时，其纯度必然能得到保障。而且，单晶颗粒表面原子具有特定的排列方式，如(111)面排列等，这些特定的排列方式会赋予材料特殊的力学、物理、化学性能，从而产生有益的效果。
248.因此，本发明通过精心设计，通过t类元素、m类元素、d类元素加入主要由la，fe组成的合金熔体中，实现了t类元素、m类元素、d类元素、以及la在球形或近球形富fe弥散颗粒相中的固溶合金化，提高了球形或近球形富fe弥散颗粒相的耐腐蚀性与耐氧化性，降低了杂质含量。通过富la基体相的去除，获得了粒度从数百纳米至数微米的超细球形铁合金粉体材料，在粉末冶金、金属注射成型(mim)、3d打印、磁性材料、耐热材料、高温合金、涂料、电热材料、吸波材料等领域具有很好的应用前景。
249.说明：本技术其一方面至其十四方面，t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种。
附图说明
250.图1为实施例1所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
251.图2为实施例1制备的铁合金粉体材料的sem形貌；
252.图3为实施例2所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
253.图4为实施例2所述初始合金凝固组织基体的背散射高倍sem形貌；
254.图5为实施例3所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
255.图6为实施例3所述初始合金凝固组织基体的背散射高倍sem形貌；
256.图7为实施例4所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
257.图8为实施例5所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
258.图9为实施例6所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
259.图10为实施例7所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
260.图11为实施例8所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
261.图12为实施例8所述铁合金粉体材料的sem形貌；
262.图13为实施例10所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
263.图14为实施例11所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
264.图15为实施例11所述铁合金粉体材料的sem形貌；
265.图16为实施例12所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
266.图17为实施例13所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
267.图18为实施例13所述铁合金粉体材料的sem形貌；
268.图19为实施例14所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
269.图20为实施例15所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
270.图21为实施例16所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
271.图22为实施例16所述铁合金粉体材料的sem形貌；
272.图23为对比实施例1所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
273.图24为对比实施例1所述富铁枝晶的sem形貌；
274.图25为对比实施例2所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
275.图26为对比实施例3所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
276.图27为对比实施例4所述初始合金凝固组织的背散射sem形貌；
277.图28为对比实施例4所述初始合金凝固组织的高倍背散射sem形貌；
具体实施方式
278.下面结合实施例对本发明作进一步详细描述，需要指出的是，以下所述实施例旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。
279.实施例1
280.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
41
cr9熔炼主要成分为la
50
fe
41
cr9的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约100k/s的冷速凝固成厚度约为5mm的初始合金板。初始合金板的凝固组织如图1所示，包括主要成分为fe
79
cr
20
la1的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过65％；弥散颗粒相中cr、la均固溶在其中；弥散颗粒相包括球形颗粒相与枝晶颗粒相，且球形颗粒相的体积百分含量超过50％；所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-60μm。
281.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金板中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
79
cr
20
la1的铁合金粉体材料，其包括球形颗粒与枝晶颗粒，且球形颗粒的体积百分含量超过50％；所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-60μm，如图2所示。部分球形或近球形颗粒相含有一定的枝晶特征，如图2插图所示的在球形颗粒上的枝晶小凸起结构。所制备的铁合金粉体材料可用于普通粉末冶金、金属注射成型(mim)领域。
282.实施例2
283.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
41
cr9熔炼主要成分为la
50
fe
41
cr9的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约5000k/s的冷速通过甩带法凝固成厚度约为200μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织如图3所示，包括检测结果主要成分为fe
77
cr
22
la1的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过65％；弥散颗粒相几乎全部为球形颗粒；部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征，如图3插图所示的在球形颗粒相上的枝晶小凸起结构。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-10μm。将图3的基体相放大，里面还可以发现部分纳米球形颗粒，如图4所示。
284.通过0.5mol/l的稀硫酸溶液将初始合金条带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
77
cr
22
la1的铁合金粉体材料，其几乎全部为球形颗粒，部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征；所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-10μm。所制备的粉体材料可用于普通粉末冶金、金属注射成型(mim)领域。
285.实施例3
286.通过市售la、fe、v原料，按照原子百分比名义成分la
67
fe
30v3
熔炼主要成分为la
67
fe
30v3
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约1000k/s的冷速凝固成厚度约为500μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织如图5所示，包括检测结果主要成分为fe
88.5v9
la
1.5
的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形；所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-5μm。将图5的基体相放大，里面还可以发现部分纳米球形颗粒，如图6所示(纳米球形颗粒之外的才是真正的基体相)，且少量颗粒相为枝晶颗粒相。
287.通过0.5mol/l的稀盐酸将初始合金条带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
88.5v9
la
1.5
的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，仅有少量颗粒相为枝晶颗粒。所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-5μm。
288.实施例4
289.通过市售含高o杂质的低纯la、低纯fe、低纯v、低纯cr原料，按照原子百分比名义成分la
67
fe
30
cr
3v3
熔炼主要成分约为la
65
fe
30
cr
3v3
o2的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图7所示，包括检测结果主要成分为fe
82.3v8
cr8la
1.5o0.2
的弥散颗粒相与主要成分为la并富集了氧杂质的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形，包括少量枝晶形；所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-15μm，且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。
290.通过0.2mol/l的稀硝酸将初始合金厚带中的富la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
82.3v8
cr8la
1.5o0.2
的铁合金粉体材料，其形状主要为球形，包括少量枝晶形，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-15μm。
291.实施例5
292.通过市售la、fe、cr、mo原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
40
cr
0.5
mo
9.5
熔炼主要成分为la
50
fe
40
cr
0.5
mo
9.5
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图8所示，包括检测结果主要成分为fe
78
mo
20
cr1la1的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形；所述球形弥散颗粒相的粒径大小范围为15nm-15μm，且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。
293.通过0.5mol/l的稀盐酸将初始合金厚带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
78
mo
20
cr1la1的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征；所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-15μm。
294.实施例6
295.通过市售la、fe、cr、si原料，按照原子百分比名义成分la
34
fe
40
cr
2.5
si
23.5
熔炼主要成为la
34
fe
40
cr
2.5
si
23.5
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约100k/s的冷速凝固成厚度约为5mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图9所示，包括检测结果主要成分为fe
85.2
cr8si6la
0.8
的黑色弥散颗粒相与主要成分为la
64
si
36
的白色基体相与主要成分为la
34
si
33
fe
33
的灰色基体相，其中两种基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为近球形。所述近球形颗粒相的粒径大小范围为50nm-5μm。
296.通过0.5mol/l的稀盐酸与1mol/l氢氟酸混合溶液将初始合金厚带中的la
64
si
36
基体相与la
34
si
33
fe
33
基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
85.2
cr8si6la
0.8
的铁合金粉体材料，其形状主要为近球形，所述近球形颗粒的粒径大小范围为50nm-5μm。所制备的粉体材料可用于磁性材料领域，如磁粉芯。
297.实施例7
298.通过市售la、fe、cr、si原料，按照原子百分比名义成分la
34
fe
40
cr
2.5
si
23.5
熔炼主要成为la
34
fe
40
cr
2.5
si
23.5
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约105k/s的冷速凝固成厚度约为100μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织如图10所示，包括检测结果主要成分为fe
82.5
cr8si8la
1.5
的黑色弥散颗粒相与平均成分主要为la
60
si
20
fe
20
的基体相，其中基体相的体积百分含量大于70％；弥散颗粒相主要为细小的球形。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-2μm。
299.通过0.5mol/l的稀盐酸与1mol/l氢氟酸混合溶液将初始合金条带中平均成分主
要为la
60
si
20
fe
20
的基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
82.5
cr8si8la
1.5
的含si的铁合金粉体材料，其形状主要为近球形，所述近球形颗粒的粒径大小范围为15nm-2μm。所制备的粉体材料可用于磁性材料领域，如磁粉芯。
300.实施例8
301.通过市售la、fe、cr、si原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
40
cr5si5熔炼主要成分为la
50
fe
40
cr5si5的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图11所示，包括检测结果主要成分为fe
86
cr
12
si1la1的弥散颗粒相与主要成分为la
92
si8的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形，也包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-40μm。
302.通过0.5mol/l的稀盐酸、0.1mol/l的稀硝酸、0.5mol/l氢氟酸(氢氟酸可以去除si)混合溶液将初始合金条带中的lasi基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
86
cr
12
si1la1的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-40μm。如图12所示。
303.实施例9
304.通过市售la、fe、cr、si原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
41
cr4si5熔炼主要成分为la
50
fe
41
cr4si5的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约1000k/s的冷速凝固成厚度约为500μm的初始合金带。初始合金带的凝固组织包括检测结果主要成分为fe
90.5
cr8si
0.5
la1的弥散颗粒相与主要成分为la
94
si6的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形，也包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-10μm。
305.通过0.5mol/l的稀盐酸将初始合金带lasi基体相中的la通过脱合金反应腐蚀去除，同时保留大部分si(si一般不与稀盐酸反应)，即得到分散的主要成分为fe
90.5
cr8si
0.5
la1的铁合金粉体与纳米多孔si的复合粉体；其中，纳米多孔si为碎散的多孔结构，铁合金粉体主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-10μm。
306.将球形铁合金粉体与纳米多孔si的复合粉体压制密实后，在1000℃下真空固体渗硅4小时，然后将粉体分散，即得到成分约为fe
82
cr7si
10
la1的高硅含量铁铬硅粉末。
307.所制备高硅含量铁铬硅粉体通过筛分后，选择粒径3μm-10μm的粉体，可用于软磁材料领域，如磁粉芯。
308.实施例10
309.通过市售la、fe、cr、al原料，按照原子百分比名义成分la
45
fe
27.5
cr
7.5
al
20
熔炼主要成分为la
45
fe
27.5
cr
7.5
al
20
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图13所示，包括检测结果主要成分为fe
72
cr
20
al7la1的弥散颗粒相与主要成分为la
75
al
25
的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形，也包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-10μm。
310.通过0.5mol/l的稀盐酸将初始合金厚带中的la
75
al
25
基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
72
cr
20
al7la1的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，也包括少
量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-10μm。所制备的粉体材料可用于电热合金、耐热合金，耐热涂层领域。
311.实施例11
312.通过市售la、fe、cr、al原料，按照原子百分比名义成分la
45
fe
27.5
cr
7.5
al
20
熔炼主要成分为la
45
fe
27.5
cr
7.5
al
20
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约104k/s的冷速凝固成厚度约为150μm的初始合金薄带。初始合金薄带的凝固组织如图14所示，包括检测结果主要成分为fe
71
cr
21
al7la1的弥散颗粒相与主要成分为la
75
al
25
的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散颗粒相几乎全为球形，且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为5nm-5μm。
313.通过0.5mol/l的稀盐酸将初始合金厚带中的la
75
al
25
基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
71
cr
21
al7la1的铁合金粉体材料，如图15所示，其形状几乎全为球形，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，如图15插图所示，所述球形颗粒的粒径大小范围为5nm-5μm。所制备的粉体材料可用于电热合金、耐热合金，耐热涂层领域。
314.实施例12
315.通过市售la、fe、cr、al、mo原料，按照原子百分比名义成分la
38
fe
25
cr
10
al
25
mo2熔炼主要成分为la
38
fe
25
cr
10
al
25
mo2的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约500k/s的冷速凝固成厚度约为1mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图16所示，包括检测结果主要成分为fe
60
cr
25
al8mo6la1的弥散颗粒相与主要成分分别为la
50
al
50
(灰色板条与纤维状相)与la
75
al
25
(白色相)的基体相，其中基体相的总体积百分含量超过70％；弥散颗粒相主要为球形，也包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-40μm。
316.通过1mol/l的稀盐酸将初始合金厚带中的la
50
al
50
与la
75
al
25
基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
60
cr
25
al8mo6la1的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-40μm。所制备的粉体材料可用于电热合金、耐热合金，耐热涂层领域。由于含有mo，所述粉体材料具有更高的耐温、耐腐蚀性能。
317.实施例13
318.通过市售la、fe、cr、co原料，按照原子百分比名义成分la
27.5
fe
37.5
cr
10
co
25
熔炼主要成分为la
27.5
fe
37.5
cr
10
co
25
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图17所示，包括检测结果主要成分为fe
63
cr
19
co
17
la1的弥散颗粒相与主要成分为la
60
co
40
的基体相，其中基体相的总体积百分含量超过50％；弥散颗粒相几乎全部为球形，仅包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-6μm。
319.通过1mol/l的稀盐酸将初始合金厚带中的la
60
co
40
基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
63
cr
19
co
17
la1的铁合金粉体材料，如图18所示，其形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-6μm。所制备的粉体材料可用于磁性材料领域。
320.实施例14
321.通过市售la、fe、cr、ni原料，按照原子百分比名义成分la
27.5
fe
37.5
cr
10
ni
25
熔炼主
要成分为la
27.5
fe
37.5
cr
10
ni
25
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图19所示，包括检测结果主要成分为fe
70
cr
20
ni9la1的弥散颗粒相与主要成分分别约为la
50
ni
50
与la
75
ni
25
的基体相，其中基体相的总体积百分含量超过50％；弥散颗粒相主要为球形，包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-50μm。
322.通过1mol/l的稀盐酸将初始合金带中的la
50
ni
50
与la
75
ni
25
的基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
70
cr
20
ni9la1的铁合金粉体材料，其形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-50μm。
323.实施例15
324.通过市售la、fe、cr、ni、mo、ti原料，按照原子百分比名义成分la
35
fe
36
cr
10
ni
15
mo1ti2熔炼主要成分为la
35
fe
36
cr
10
ni
15
mo1ti2的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约50k/s的冷速凝固成厚度6mm，直径12mm的纽扣锭。初始合金纽扣锭的凝固组织如图20所示，包括检测结果主要成分为fe
70
cr
20
ni3mo2ti4la1的弥散颗粒相与平均成分主要为la
81
ni
19
的基体相(由la相与la3ni相组成)，其中基体相的总体积百分含量超过70％；弥散颗粒相几乎全部为球形，仅包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-50μm。
325.通过1mol/l的盐酸溶液将初始合金纽扣锭中的la
81
ni
19
基体相反应腐蚀去除，同时保留耐腐蚀的弥散颗粒相，即得到分散的主要成分为fe
70
cr
20
ni3mo2ti4la1的球形铁合金粉体材料；其中铁合金粉体形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-50μm。
326.实施例16
327.通过市售la、fe、cr、ni原料，按照原子百分比名义成分la
27.5
fe
37.5
cr
10
ni
25
熔炼主要成分为la
27.5
fe
37.5
cr
10
ni
25
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约5000k/s的冷速凝固成厚度约为200μm的初始合金带。初始合金带的凝固组织如图21所示，包括检测结果主要成分为fe
70
cr
20
ni9la1的弥散颗粒相与平均成分主要为la
60
ni
40
的基体相，其中基体相的总体积百分含量超过50％；弥散颗粒相几乎全部为球形，仅包括少量枝晶形；且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-6μm。
328.通过0.2mol/l的稀盐酸将初始合金带基体相中的la通过脱合金反应腐蚀去除，同时保留部分纳米多孔ni，即得到分散的主要成分为fe
70
cr
20
ni9la1的球形铁合金粉体材料与纳米多孔ni的复合粉体，如图22所示，球形颗粒外部的絮状物即为纳米多孔ni；其中铁合金粉体形状主要为球形颗粒，也包括少量枝晶形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-6μm。
329.将主要成分为fe
70
cr
20
ni9la1的球形铁合金粉体材料与纳米多孔ni的复合粉体在100mpa下压制成坯，然后在保护气氛、1300℃下热处理4h，即得到检测成分约为fe
52
cr
15
ni
33
la1的高镍含量铁铬镍高温合金制品。
330.实施例17
331.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
45
fe
40
cr
15
熔炼主要成分为la
45
fe
40
cr
15
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约106k/s-107k/s的冷速凝固成厚度约
为20μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织包括富fe的弥散纳米颗粒相(颗粒太小导致成分不能直接检测)与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过60％；弥散颗粒相几乎全部为纳米近球形颗粒；部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒相的粒径大小范围为5nm-200nm。
332.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金条带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的检测成分主要为fe
71
cr
27
la2的纳米铁合金粉体材料(因为cr的存在，使得fe
71
cr
27
la2纳米铁合金粉体颗粒不易被酸反应溶解)，其几乎全部为球形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述纳米铁合金粉体材料的粒径大小范围为5nm-200nm。
333.实施例18
334.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
46
cr4熔炼主要成分为la
50
fe
46
cr4的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约104k/s的冷速凝固成厚度约为150μm的初始合金带。初始合金带的凝固组织包括主要成分为fe
91
cr8la1的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相；弥散颗粒相中cr、la均固溶在其中；富铁弥散颗粒相主要由球形颗粒组成，也包括少量枝晶颗粒相，且部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征；所述富铁球形颗粒相的粒径大小范围为15nm-10μm。
335.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
91
cr8la1的铁合金粉体材料，其包括球形颗粒与枝晶颗粒，且主要由球形颗粒组成，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征；所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-10μm。
336.将上述所得铁合金粉体材料在氯化硅(sicl4，或si2cl6，或sicl4与si2cl6两种混合)与氢气的混合气体中进行气体渗硅处理，处理温度为400℃-1000℃，即可获得高硅含量的球形铁合金粉体材料，其成分约为fe
81.5
cr7si
10.5
la1，其形状仍然保持渗硅前的大致不变，包括球形颗粒与枝晶颗粒，且主要由球形颗粒组成，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征；所述球形颗粒的粒径大小范围为15nm-10μm。
337.通过筛分后，选择1μm-10μm的fe
81.5
cr7si
10.5
la1粉体进行绝缘包覆，然后制备磁粉芯。
338.实施例19
339.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
35
fe
50
cr
15
熔炼主要成分为分la
35
fe
50
cr
15
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体以约103k/s-106k/s的冷速通过雾化制粉技术凝固成粒度5μm-300μm的初始合金粉。初始合金粉的凝固组织包括检测结果主要成分为fe
75.5
cr
23
la
1.5
的弥散颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过50％；弥散颗粒相几乎全部为球形颗粒；部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征。所述球形颗粒相的粒径大小范围为5nm-10μm。
340.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金粉中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
75.5
cr
23
la
1.5
的更细的铁合金粉体材料，其几乎全部为球形颗粒，部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征；所述球形颗粒的粒径大小范围为5nm-10μm。所制备的粉体材料可用于普通粉末冶金、金属注射成型(mim)领域。
341.实施例20
342.通过市售la、fe、mo、cr原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
49
cr
0.5
mo
0.5
熔炼主要
成分为la
50
fe
49
cr
0.5
mo
0.5
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约107k/s-108k/s的冷速凝固成厚度约为15μm-20μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织包括富fe的弥散纳米颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过65％；弥散颗粒相几乎全部为纳米近球形颗粒；部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒相的粒径大小范围为5nm-100nm。
343.通过0.25mol/l的稀盐酸溶液将初始合金条带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的检测成分主要为fe
97
cr1mo1la1的纳米铁合金粉体材料(因为cr、mo的存在，使得纳米fe
97
cr1mo1la1铁合金粉体颗粒不易被0.25mol/l的稀盐酸反应溶解)，其几乎全部为球形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述纳米fe
97
cr1mo1la1铁合金粉体颗粒的粒径大小范围为5nm-100nm。
344.将所得的纳米fe
97
cr1mo1la1铁合金粉体颗粒作为磁性固体颗粒，将十二烷基硫酸钠(sds)和油酸为表面活性剂，将乙醇作为载液，制备磁流体。
345.实施例21
346.通过市售la、fe、cr原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
47
cr3熔炼主要成分为la
50
fe
47
cr3的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约106k/s-108k/s的冷速凝固成厚度约为15μm-20μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织包括富fe的弥散纳米颗粒相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过65％；弥散颗粒相几乎全部为纳米近球形颗粒；部分球形颗粒相含有一定的枝晶特征，所述球形颗粒相的粒径大小范围为5nm-50nm。
347.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金条带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的检测成分主要为fe
93
cr6la1的纳米铁合金粉体材料(因为cr的存在，使得纳米fe
93
cr6la1铁合金粉体颗粒不易被0.5mol/l的稀盐酸反应溶解)，其几乎全部为球形颗粒，且部分球形颗粒含有一定的枝晶特征，所述纳米fe
93
cr6la1铁合金粉体颗粒的粒径大小范围为5nm-50nm。
348.将所得的纳米fe
93
cr6la1铁合金粉体颗粒作为磁性固体颗粒，以水银为载液制备磁流体。
349.对比实施例1
350.通过市售la、fe原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
50
熔炼主要成分为la
50
fe
50
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约250k/s的冷速凝固成厚度约为3mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图23所示，包括主要成分为fe
99
la1的弥散枝晶相与主要成分为la的基体相，其中基体相的体积百分含量超过70％；弥散枝晶相几乎全部为枝晶形，图23上按照规律排列的看似圆球的部分其实时枝晶的枝条横截面形貌，每一排横截面枝条其实属于某一个大的枝晶。
351.通过0.5mol/l的稀盐酸溶液将初始合金厚带中的la基体相反应腐蚀去除，即得到分散的主要成分为fe
99
la1的铁合金枝晶粉体材料，其形状主要为枝晶，见不到球形颗粒，如图24所示。其也清楚地显示了一个大的枝晶上会有一排排的次级枝晶，这些次级枝晶的横截面即对应图23所示的规律排列的“球”(实际为条形截面)形横截面形貌。因此，la
50
fe
50
合金通过较慢冷速只能获得生长极为充分的大的富铁枝晶颗粒，得不到富铁球形颗粒。
352.对比实施例2
353.通过市售la、fe原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
50
熔炼主要成分为la
50
fe
50
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约105k/s的冷速凝固成厚度约为100μm的初始合金条带。初始合金条带的凝固组织如图25所示，包括主要成分为fe
99
la1的弥散枝晶相与主要成分为la的基体相；弥散枝晶相几乎全部为枝晶形，图25上相邻的多个看似短棒状的富铁黑色相其实属于某个或某几个枝晶，且这些枝晶的大小约为1-2μm。由于枝晶的次级结构为纳米级，且fe
99
la1不耐酸腐蚀，当采用酸腐蚀时，纳米级富铁枝晶也会被反应腐蚀，难以获得原始的富铁颗粒。因此，即使采用很高的冷速，当初始合金熔体中不含t、d类元素时，一方面难以获得球形富铁颗粒相，另一方面不能将富铁颗粒的耐蚀性提高，从而易于酸反应分离。
354.对比实施例3
355.通过市售la、fe、hf原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
40
hf
10
熔炼主要成分为la
50
fe
40
hf
10
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约500k/s的冷速凝固成厚度约为1mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图26所示，包括主要成分约为fe
99
la1的黑色弥散枝晶相、主要成分约为fe
64
hf
35
la1的白色弥散枝晶相，以及主要成分为la的基体相。因此，初始合金熔体中的hf在熔体凝固过程中，不能固溶进入富铁相，只能以fe2hf金属间化合物的方式析出。而富fe相则主要仍然以fe
99
la1的弥散枝晶相的方式析出。两种枝晶相，都不能获得球形颗粒相。因此，hf添加在la-fe合金中，不能获得富铁球形颗粒相。
356.对比实施例4
357.通过市售la、fe、ta原料，按照原子百分比名义成分la
50
fe
40
ta
10
熔炼主要成分为la
50
fe
40
ta
10
的初始合金熔体，将均匀的初始合金熔体约500k/s的冷速凝固成厚度约为1mm的初始合金厚带。初始合金厚带的凝固组织如图27所示，包括主要成分约为fe
99
la1的黑色弥散枝晶相、主要成分约为fe
69
ta
30
la1的白色絮状枝晶相(如图28箭头所示，为fe7ta3金属间化合物)，以及主要成分为la的基体相。因此，初始合金熔体中的ta在凝固过程中，不能固溶进入富铁相，只能以fe7ta3金属间化合物的方式析出。而富fe相则主要仍然以fe
99
la1的弥散枝晶相的方式析出。两种枝晶相，都不能获得球形颗粒相。因此，ta添加在la-fe合金中，不能获得富铁球形颗粒相。
358.以上所述实施例的各技术特征可以进行任意的组合，为使描述简洁，未对上述实施例中的各个技术特征所有可能的组合都进行描述，然而，只要这些技术特征的组合不存在矛盾，都应当认为是本说明书记载的范围。
359.以上所述实施例仅表达了本发明的几种实施方式，其描述较为具体和详细，但并不能因此而理解为对发明专利范围的限制。应当指出的是，对于本领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明构思的前提下，还可以做出若干变形和改进，这些都属于本发明的保护范围。因此，本发明专利的保护范围应以所附权利要求为准。

技术特征：
1.一种球形铁合金粉体材料的制备方法，其特征在于，包含如下步骤：步骤一，选择初始合金原料，按照初始合金成分配比将初始合金原料熔化，得到均匀的初始合金熔体；所述初始合金熔体的主要成分为la
x
fe
y
t
z
m
a
d
b
，其中t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，x、y、z、a、b分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且18％≤x≤95.8％，4％≤y≤81.8％，0.1％≤z≤35％，0≤a≤40％，0≤b≤15％；步骤二，将初始合金熔体通过快速凝固技术凝固成初始合金固体；所述初始合金固体的凝固组织包括基体相和弥散颗粒相；所述基体相的熔点低于所述弥散颗粒相的熔点，所述弥散颗粒相被包覆于所述基体相中；所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
m
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
，其中，x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且45％≤x1≤100％，0％≤a1≤55％，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；所述弥散颗粒相中包括可观含量的球形或近球形弥散颗粒相，且部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征；所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～50μm；步骤三，去除所述初始合金固体中的基体相并主要保留弥散颗粒相，即得到主要成分为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
的铁合金粉体材料；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；所述铁合金粉体颗粒中包括可观含量的球形或近球形颗粒，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50μm。2.根据权利要求1所述的球形铁合金粉体材料的制备方法，其特征在于，所述弥散颗粒相的形状主要为球形或近球形。3.根据权利要求1所述的球形铁合金粉体材料的制备方法，其特征在于，步骤一所述初始合金熔体的组成还包括非金属杂质元素，所述非金属杂质元素包括o、n、h、p、s、cl中的至少一种；所述非金属杂质元素在初始合金熔体中的原子百分比含量大于0，且小于10％；步骤二所述富fe弥散颗粒相的形成过程中，非金属杂质元素被富集在富la基体相，从而对富fe弥散颗粒相进行了提纯处理，即富fe弥散颗粒相中所述非金属杂质元素的原子百分比含量低于初始合金熔体中所述非金属杂质元素的原子百分比含量；且所述富fe弥散颗粒相中，非金属杂质元素的原子百分比含量低于1.5％；且步骤三所述球形或近球形铁合金粉体颗粒中非金属杂质元素含量也低于初始合金熔体中非金属杂质元素的含量。4.一种球形铁合金粉体材料，其特征在于，通过权利要求1-3任一项所述的球形铁合金粉体材料的制备方法制备；所述球形铁合金粉体材料的部分特征包括：球形铁合金粉体材料的主要成分为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～50μm；所述t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量。5.一种高硅含量球形铁铬硅粉体材料的制备方法，其特征在于，将权利要求1所述步骤
一至步骤三制备的主要组成元素为fe-cr的球形铁合金粉体材料或低si含量的主要组成元素为fe-cr-si的球形铁合金粉体材料进行渗si处理，即得到高si含量的主要组成为fe-cr-si的球形粉体材料。6.根据权利要求5所述的高硅含量球形铁铬硅粉体材料的制备方法，其特征在于，按照权利要求1所述步骤一与步骤二，制备权利要求1步骤二所述的初始合金固体；其中，t包含cr，m包含si，0<a≤40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
si
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2
d
b2
la
x2
；所述la
x1
si
a1
基体相中si通过金属间化合物的方式与la结合；0<a2≤8％；通过稀酸溶液将所述的初始合金固体la
x1
si
a1
基体相中的la通过脱合金反应去除，同时保留原la
x1
si
a1
基体相中的si，得到纳米多孔si与所述低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2
d
b2
la
x2
颗粒的复合粉体；所述纳米多孔si作为si源对低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2
d
b2
la
x2
颗粒进行渗si处理，即得到高si含量的球形fe-cr-si粉体材料，其成分组成主要为fe
y3
cr
z3
si
a3
d
b3
la
x3
；其中x3、y3、z3、a3、b3分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且0<y3<y2，0<z3<z2，0<a2<a3，0≤b3≤b2，0<x3<x2。7.一种高硅含量球形铁铬硅粉体材料，其特征在于，通过权利要求5所述的高硅含量球形铁铬硅粉体材料的制备方法制备。8.一种纳米多孔si与球形fe-cr-si颗粒的复合粉体，其特征在于，通过权利要求6所述方法制备纳米多孔si与低si含量的fe
y2
cr
z2
si
a2
d
b2
la
x2
颗粒的复合粉体，即得到纳米多孔si与球形fe-cr-si颗粒的复合粉体。9.一种高镍含量铁铬镍粉末冶金制品的制备方法，其特征在于，包括如下步骤：步骤1，按照权利要求1的步骤一与步骤二，制备权利要求1步骤二所述的初始合金固体；其中，t包含cr，m包含ni，0<a≤40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
ni
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为低ni含量的fe
y2
cr
z2
ni
a2
d
b2
la
x2
；所述la
x1
ni
a1
基体相中ni通过金属间化合物的方式与la结合；0<a2≤12％；步骤2，通过稀酸溶液将所述的初始合金固体la
x1
ni
a1
基体相中的la通过脱合金反应去除，同时确保原la
x1
ni
a1
基体相中大部分ni不被反应去除，得到纳米多孔ni与低ni含量fe
y2
cr
z2
ni
a2
d
b2
la
x2
颗粒的复合粉体；步骤3，将纳米多孔ni与所述低ni含量fe
y2
cr
z2
ni
a2
d
b2
la
x2
颗粒的复合粉体压制成型并进行热处理烧结，即获得高ni含量的铁铬镍粉末冶金制品，其主要成分组成为fe
y3
cr
z3
ni
a3
d
b3
la
x3
；其中，x3、y3、z3、a3、b3分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且0<y3<y2，0<z3<z2，0<a2<a3，0≤b3≤b2，0<x3<x2。10.一种高镍含量铁铬镍粉末冶金制品，其特征在于，通过权利要求9所述的高镍含量铁铬镍粉末冶金制品的制备方法制备。11.一种纳米多孔ni与低ni含量铁铬镍颗粒的复合粉体，其特征在于，通过权利要求9所述方法的步骤1与步骤2制备。12.根据权利要求4所述的球形铁合金粉体材料在以下任意一种领域的应用，所述应用领域包括普通粉末冶金、金属注射成型(mim)、3d打印、磁性材料、耐热材料、高温合金、涂料、吸波材料。13.根据权利要求4所述的球形铁合金粉体材料在电热材料领域的应用，且所述球形铁合金粉体材料主要成分包括fe-cr-al。
14.根据权利要求7所述的高硅含量球形铁铬硅粉体材料在磁性材料中的应用。15.根据权利要求10所述的高镍含量铁铬镍粉末冶金制品在高温合金中的应用。16.一种合金固体，其特征在于，通过权利要求1步骤一与步骤二所述的初始合金固体的制备方法制备；其具体特征包括，通过包括如下步骤制备：选择初始合金原料，按照初始合金成分配比将初始合金原料熔化，得到均匀的初始合金熔体；所述初始合金熔体的主要成分为la
x
fe
y
t
z
m
a
d
b
，其中t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，x、y、z、a、b分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且18％≤x≤95.8％，4％≤y≤81.8％，0.1％≤z≤35％，0≤a≤40％，0≤b≤15％；将初始合金熔体通过快速凝固技术凝固成初始合金固体；所述初始合金固体的凝固组织包括基体相和弥散颗粒相；所述基体相的熔点低于所述弥散颗粒相的熔点，所述弥散颗粒相被包覆于所述基体相中；所述基体相在凝固组织中的体积百分数不低于40％；所述基体相的平均成分主要为la
x1
m
a1
；所述弥散颗粒相的成分主要为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
，其中，x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量，且45％≤x1≤100％，0％≤a1≤55％，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；所述弥散颗粒相中包括可观含量的球形或近球形弥散颗粒相，且部分球形或近球形弥散颗粒相含有一定的枝晶特征；所述弥散颗粒相的粒径大小为5nm～50μm。17.根据权利要求4所述的球形铁合金粉体材料在磁流体领域的应用。18.根据权利要求17所述的球形铁合金粉体材料在磁流体领域的应用，其特征在于，包括如下步骤：将所述球形铁合金粉体与载液及表面活性剂混合均匀，即得到磁流体；所述球形铁合金粉体材料的部分特征包括：球形铁合金粉体材料的主要成分为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；1％≤z2+b2<50％；所述铁合金粉体颗粒的形状主要为球形或近球形，且部分球形或近球形铁合金粉体颗粒含有一定的枝晶特征；所述铁合金粉体颗粒的粒径大小为5nm～100nm；所述t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量。19.一种冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒，其特征包括：所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒的主要成分为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
；其中，50％≤y2≤98％，0.2％≤z2<50％，0％≤a2≤30％，0％≤b2≤35％，0<x2≤5％；t包含cr、v中的至少一种，m包含al、ni、co、si中的至少一种，d包含mo、w、ti中的至少一种，la为稀土la，且la主要固溶存在于主要成分为fe
y2
t
z2
m
a2
d
b2
la
x2
的冠状病毒状球形铁合金颗粒中；x1、a1、x2、y2、z2、a2、b2分别代表对应组成元素的原子百分比含量；所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒包括主体部分与附体部分；其中，主体部分为球形或近球形的球体，附体部分为原位生长在主体部分球体表面的多个凸起；所述球形铁合金粉体颗粒具有类冠状病毒的形状，其附体部分的多个凸起即对应于冠状病毒形状的多个冠状凸起；所述冠状病毒状球形铁合金粉体颗粒主体部分球体直径大小为20nm～50μm，且其附体部分凸起的高度低于主体部分球体直径的0.3倍。

技术总结
本发明涉及一种球形铁合金粉体材料及其制备方法与用途。通过选择Fe与La的主体合金体系，同时加入特殊的合金球化析出与耐蚀元素，实现了合金凝固过程中初始合金熔体中富Fe且固溶有球化析出元素的球形弥散颗粒相在富La基体相中的弥散析出。通过将富La基体相去除，获得了粒径从纳米级至数十微米的球形铁合金粉体材料。该方法工艺简单，可以制备包括纳米级、亚微米级、微米级的不同形貌的球形铁合金粉体材料，在粉末冶金、金属注射成型(MIM)、3D打印、磁性材料、耐热材料、高温合金、涂料、电热材料、吸波材料、磁流体等领域具有很好的应用前景。前景。


技术研发人员：赵远云
受保护的技术使用者：赵远云
技术研发日：2022.10.31
技术公布日：2023/7/7