可用于激光选区熔化3D打印的钛合金粉末、激光选区熔化钛合金及其制备

权利要求书： 1.一种激光选区熔化钛合金，其特征在于，其采用钛合金粉末并经激光选区熔化3D打印而成，所述钛合金粉末包括按重量百分比计的以下元素组分：各元素组分中，Al3.89％，3.61％，Fe≤0.25％，C≤0.08％，N≤0.05％，H≤0.015％，O≤0.13％，其余为Ti；

所述激光选区熔化钛合金的制备方法包括以下步骤：

(1)制粉棒材制备：

(1?1)将海绵钛与钒铝中间合金按元素计量比混料，再用液压机进行致密化压制成块，接着，在氩气保护的等离子体焊接室内将所得压块焊接在熔炼电极上；所述钒铝中间合金中钒的比例在40％～70％范围内；

(1?2)采用真空自耗电弧炉对步骤(1?1)所得熔炼电极在真空保护下进行熔炼，得到钛合金铸锭；熔炼次数为至少三次；

(1?3)采用锻压机对所得钛合金铸锭进行两道次自由锻造，即得到制粉棒材；所得棒料的直径为120mm，所得棒胚的直径为53mm；

(2)钛合金粉末制备：

(2?1)将制粉棒材清洗烘干后，置于雾化制粉设备中，并采用惰性气体保护；清洗烘干过程具体为：采用酒精作为清洗介质清洗15～30min，然后在120℃下保温2h烘干；

(2?2)对制粉棒材加热、熔化，熔融的金属液落入雾化器喷

嘴中并连续流出雾化器喷嘴，雾化器喷嘴通入高压惰性气体，以将金属液体雾化破碎成大量细小的液滴并在雾化室内冷却凝固，进而在在表面张力的作用下形成金属粉末；制粉时，雾化工艺条件具体为：雾化喷嘴内所通高压惰性气体工作压力为35～45bar，制粉棒材的进给速率为40～60mm/min，制粉棒材熔化的加热功率为20～40kW；

(2?3)所得金属粉末再经筛分、分级并收集后，得到粒径15～53微米的钛合金粉末；

(3)钛合金的制备：

(3?1)将钛合金粉末烘干、过筛后置于激光选区熔化设备的送粉缸内；

(3?2)对激光选区熔化设备的基板预热，在惰性气体保护环境下，利用激光对钛合金粉末床层进行选择性扫描熔化，且每层扫描完成后，基板下降一个层厚，送粉缸上升一个层厚，并采用刮刀往复运动进行新的钛合金粉末铺层，加工过程中，控制激光器采用交叉扫描方式每扫完一层后即旋转67°再进行下一层的扫描，如此重复操作直至完成所有预设切片，并逐层堆积获得目标尺寸的钛合金块体，即为目的产物；

所述步骤(3?2)中，基板先被预热至75～110℃；加工过程中，激光选区熔化设备参数为：激光器的功率为250～350W，激光束直径约为0.1mm；采用交叉扫描方式且每扫完一层旋转67°，扫描速度为100～1500mm/s，扫描间距为0.09～0.15mm，每层钛合金粉末层的厚度为

30～60微米、氧含量小于1300ppm。

2.如权利要求1所述的一种激光选区熔化钛合金的制备方法，其特征在于，所述制备方法包括以下步骤：(1)制粉棒材制备：

(1?1)将海绵钛与钒铝中间合金按元素计量比混料，再用液压机进行致密化压制成块，接着，在氩气保护的等离子体焊接室内将所得压块焊接在熔炼电极上；所述钒铝中间合金中钒的比例在40％～70％范围内；

(1?2)采用真空自耗电弧炉对步骤(1?1)所得熔炼电极在真空保护下进行熔炼，得到钛合金铸锭；熔炼次数为至少三次；

(1?3)采用锻压机对所得钛合金铸锭进行两道次自由锻造，即得到制粉棒材；所得棒料的直径为120mm，所得棒胚的直径为53mm；

(2)钛合金粉末制备：

(2?1)将制粉棒材清洗烘干后，置于雾化制粉设备中，并采用惰性气体保护；清洗烘干过程具体为：采用酒精作为清洗介质清洗15～30min，然后在120℃下保温2h烘干；

(2?2)对制粉棒材加热、熔化，熔融的金属液落入雾化器喷嘴中并连续流出雾化器喷嘴，雾化器喷嘴通入高压惰性气体，以将金属液体雾化破碎成大量细小的液滴并在雾化室内冷却凝固，进而在在表面张力的作用下形成金属粉末；制粉时，雾化工艺条件具体为：雾化喷嘴内所通高压惰性气体工作压力为35～45bar，制粉棒材的进给速率为40～60mm/min，制粉棒材熔化的加热功率为20～40kW；

(2?3)所得金属粉末再经筛分、分级并收集后，得到粒径15～53微米的钛合金粉末；

(3)钛合金的制备：

(3?1)将钛合金粉末烘干、过筛后置于激光选区熔化设备的送粉缸内；

(3?2)对激光选区熔化设备的基板预热，在惰性气体保护环境下，利用激光对钛合金粉末床层进行选择性扫描熔化，且每层扫描完成后，基板下降一个层厚，送粉缸上升一个层厚，并采用刮刀往复运动进行新的钛合金粉末铺层，加工过程中，控制激光器采用交叉扫描方式每扫完一层后即旋转67°再进行下一层的扫描，如此重复操作直至完成所有预设切片，并逐层堆积获得目标尺寸的钛合金块体，即为目的产物；

所述步骤(3?2)中，基板先被预热至75～110℃；加工过程中，激光选区熔化设备参数为：激光器的功率为250～350W，激光束直径约为0.1mm；采用交叉扫描方式且每扫完一层旋转67°，扫描速度为100～1500mm/s，扫描间距为0.09～0.15mm，每层钛合金粉末层的厚度为

30～60微米、氧含量小于1300ppm。

说明书： 可用于激光选区熔化3D打印的钛合金粉末、激光选区熔化钛合金及其制备

技术领域[0001] 本发明属于钛合金材料制造技术领域，涉及可用于激光选区熔化3D打印的钛合金粉末、激光选区熔化钛合金及其制备。背景技术[0002] 钛元素约占地壳总质量的0.6％，仅次于铝、铁、镁元素含量，是一种应用广泛的金3

属材料。钛合金密度为4.5g/mm (约为高温合金和钢的一半左右)，且强度高，在满足材料设计强度需求的同时，极大降低了材料的重量，实现了良好的经济和环境效益，因此在航空、航天、军工和生物医学等工业领域广泛应用。以Ti?6Al?4为代表的钛合金具有低密度、高的比强度(约为不锈钢的3.5倍)、优良的抗腐蚀性能(约为普通不锈钢的15倍左右)、服役温度范围广(?196℃～600℃)、良好的生物相容性等优点，其拉伸强度通常在800～1200MPa，延伸率在8～16％。然而，钛合金导热系数低，在车削加工过程中易引起局部温升，造成粘刀和材料局部加工硬化，使机加工困难并且降低刀具的耐用度。另外钛合金的弹性模量小，约为铁的一半，机械加工过程中存在一定的变形回弹量，易于造成加工精度误差。在实际的生产过程中，钛合金生产效率和材料利用率均较低且加工周期长，严重制约了钛合金在国防工业等领域的应用。

[0003] 近年来，作为极具发展前景及应用优势的一种3D打印技术，激光选区熔化成形技术(SelectiveLaserMelting，简称SLM)因其数字化一体化近净成形、加工自由度高、不受零件复杂程度限制、材料利用率高等优点，为钛合金复杂构件的快速制造提供了新的解决途径。SLM利用激光热源按照预设路径逐层熔化粉末层，进而获得致密度高的近净成形零部件，实现锻铸造等传统工艺无法达到的要求。然而，与传统锻铸件相比，SLM加工制造的Ti?6Al?4合金成形态部件塑性差，拉伸延伸率一般低于8％。另外SLM加工制造的Ti?6Al?4合金的性能存在较大的各向异性：平行于堆积方向(Z)和垂直于堆积方向(X?Y)上材料的拉伸曲线存在明显差异。塑性差和各向异性使得目前SLM加工制造的Ti?6Al?4合金无法在如航空航天等领域广泛应用。尽管后续热处理可以提升材料的延伸率并降低材料的各向异性，但是热处理显著增加了生产成本，限制了该材料的应用。

[0004] 如中国专利202010797495.0公开了一种3D打印细晶钛合金及其制备方法，其通过硼、碳元素的掺入，能够在一定程度上细化合金的晶粒，提高合金延伸率至约11％。但是，该材料有三个不足：一，需要使用昂贵的硼元素；二，3D打印后需要对材料进行600～700℃下热处理；三，材料强度不足，横向取样时屈服强度仅为801MPa，抗拉强度仅为851MPa；纵向取样时屈服强度仅为811MPa，抗拉强度仅为868MPa。发明内容[0005] 本发明的目的就是为了提供一种可用于激光选区熔化3D打印的钛合金粉末、激光选区熔化钛合金及其制备，所得合金SLM成形之后不需要进行后续热处理，成形态时即可获得理想的塑性和各向同性，且满足航空用钛合金设计强度要求。[0006] 本发明所得SLM钛合金在成形态时沿垂直于堆积方向的抗拉强度约为939MPa，屈服强度约为840MPa，断裂总延伸率约为13.98％；平行于堆积方向的抗拉强度约为939MPa，屈服强度约为836MPa，断裂总延伸率约为13.07％。[0007] 本发明的目的可以通过以下技术方案来实现：[0008] 本发明的技术方案之一提供了一种可用于SLM加工的钛合金粉末，包括按重量百分比计的以下元素组分：Al2.0～4.5％，3.0～4.5％，其余为Ti和不可避免的杂质。具体的，各元素组分中，Al2.0～4.5％，3.0～4.5％，Fe≤0.25％，C≤0.08％，N≤0.05％，H≤0.015％，O≤0.13％，其余为Ti。其中，Al的含量为2.0、2.5、3.0、3.5、4.0或4.5等，的含量为3.0、3.5、4.0或4.5等，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用；

[0009] 本发明的技术方案之二提供了一种激光选区熔化钛合金的制备方法，包括以下步骤：[0010] (1)制粉棒材制备：[0011] 将海绵钛和钒铝中间合金按照元素计量比混料，压制成块后作为熔炼电极真空熔炼，得到钛合金铸锭，再将钛合金铸锭锻造成制粉棒材；[0012] (2)钛合金粉末制备：[0013] 将制粉棒材清洗烘干后，熔融、雾化，得到钛合金粉末。[0014] 进一步的，步骤(1)中，制粉棒材的制备过程具体为：[0015] (1?1)将海绵钛与钒铝中间合金按元素计量比混料，再用液压机进行致密化压制成块，接着，在氩气保护的等离子体焊接室内将所得压块焊接在熔炼电极上；[0016] (1?2)采用真空自耗电弧炉对步骤(1?1)所得熔炼电极在真空保护下进行熔炼，得到钛合金铸锭；[0017] (1?3)采用锻压机对所得钛合金铸锭进行两道次自由锻造，其中，优选的，第一道次锻造成较大直径的棒料，第二道次锻造成较小直径的棒胚，再经车床等加工后，得到制粉棒材。[0018] 更进一步的，步骤(1?1)中，所述钒铝中间合金中钒的比例在40％～70％范围内。[0019] 更进一步的，步骤(1?2)中，熔炼次数为至少三次。优选的，三次熔炼过程中，熔炼电极先作为自耗电极熔化获得一次铸锭，将一次铸锭倒置并作为自耗电极在真空自耗电弧炉中进行二次熔炼获得二次锭，将二次锭倒置并作为自耗电极在真空自耗电弧炉进行三次熔炼获得成品铸锭。[0020] 更进一步的，步骤(1?3)中，所得棒料的直径为120mm，所得棒胚的直径为53mm。[0021] 进一步的，步骤(2)中，钛合金粉末制备过程具体为：[0022] (2?1)将制粉棒材清洗烘干后，置于雾化制粉设备(可以采用电极感应气雾化制粉设备，也可以采用其他如二流雾化、离心雾化、旋转电极雾化等技术制备)中，并采用惰性气体保护；[0023] (2?2)在合适的真空条件及保护气体条件下对制粉棒材加热、熔化，熔融的金属液落入雾化器喷嘴中并连续流出雾化器喷嘴，紧耦合喷嘴(即雾化器喷嘴)通入高压气体，高速气流冲击金属液，将金属液体雾化破碎成大量细小的液滴，金属液滴在雾化室内冷却凝固，并在表面张力的作用下形成球形金属粉末；[0024] (2?3)所得金属粉末再经筛分、分级并收集后，得到粒径15?53微米的钛合金粉末。[0025] 更进一步的，步骤(2?1)中，清洗烘干过程具体为：采用酒精作为清洗介质清洗15?30min，然后在120℃下保温2h烘干；

[0026] 步骤(2?2)中，制粉过程中气雾化工艺条件具体为：雾化喷嘴高压惰性气体的工作压力35～45bar，棒材进给速率40～60mm/min，制粉棒材的熔化加热功率20～40KW。[0027] 本发明的技术方案之三在于提供了一种激光选区熔化钛合金，其采用如上述的钛合金粉末并经SLM3D打印而成。[0028] 本发明的技术方案之四在于提供了一种上述钛合金的激光选区熔化钛合金的制备方法，具体为：[0029] 采用激光选区熔化设备对钛合金粉末床层进行逐层熔化堆积，得到激光选区熔化钛合金块材，即为目的产物。[0030] 进一步的，步骤(3)中，钛合金块体的制备过程具体为：[0031] (3?1)将钛合金粉末烘干、过筛后置于激光选区熔化设备的送粉缸内；[0032] (3?2)对激光选区熔化设备的基板预热，在惰性气体保护环境下，利用激光对钛合金粉末床层进行选择性扫描熔化，且每层扫描完成后，基板下降一个层厚，送粉仓上升一个层厚，并采用刮刀往复运动进行新的钛合金粉末铺层，加工过程中，控制激光器采用交叉扫描方式每扫完一层后即旋转67°再进行下一层的扫描，如此重复操作直至完成所有预设切片，并逐层堆积获得目标尺寸的钛合金块体，即为目的产物。[0033] 更进一步的，步骤(3?2)中，基板先被预热至75～110℃。[0034] 更进一步的，加工过程中，激光选区熔化设备参数为：激光器的功率为250～350W，激光束直径约为0.1mm；[0035] 采用交叉扫描方式且每扫完一层旋转67°，扫描速度为100～1500mm/s，扫描间距为0.09～0.15mm，每层钛合金粉末层的厚度为30～60微米、氧含量小于1300ppm。[0036] 本发明针对激光选区熔化工艺进行合金成分优化，在Ti6Al4合金体系的基础上改变Al和合金元素的含量，通过Al元素可以调控钛合金微观变形机制，通过元素可以调控钛合金的相变温度，最终获得高延伸率且性能各向同性钛合金。通过对合金成分的优化，使用SLM3D打印而成的钛合金零件直接满足航空用钛合金的设计要求，例如标准《GJB2218A?2008?航空用钛及钛合金棒材和锻坯》(抗拉强度不低于895MPa，延伸率不小于10％)。

[0037] 与现有技术相比，本发明具有以下优点：[0038] (1)本发明提出的激光选区熔化Ti?Al?系钛合金的延伸率较激光选区熔化Ti6Al4合金显著提高：沿垂直于堆积方向的抗拉强度不小于939MPa，屈服强度不小于840MPa，断裂总延伸率为13.98％；平行于堆积方向的抗拉强度不小于939MPa，屈服强度不小于836MPa，断裂总延伸率为13.07％。

[0039] (2)本发明提出的激光选区熔化钛合金大幅改善材料的各向异性。附图说明[0040] 图1为本发明所制得Ti?Al?系钛合金粉末的扫描电子显微镜照片及粒径统计分布；[0041] 图2为本发明所得激光选区熔化Ti?Al?合金与对比例的拉伸结果。[0042] 图3为本发明所得激光选区熔化Ti?Al?合金与对比例1的晶粒取向分布图。[0043] 图4为本发明所得激光选区熔化Ti?Al?合金与对比例1晶粒短轴宽度尺寸分布柱状图。[0044] 图5为本发明所得激光选区熔化Ti?Al?合金与对比例1的织构。具体实施方式[0045] 下面结合附图和具体实施例对本发明进行详细说明。本实施例以本发明技术方案为前提进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，但本发明的保护范围不限于下述的实施例，且对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。[0046] 以下实施例和对比例中，如无特别说明的原料或处理技术，则表明均为本领域的常规市售原料或常规处理技术。[0047] 实施例1[0048] 一种高塑性且各向同性激光选区熔化Ti?4Al?4钛合金，检测得其元素成分为：铝Al：3.89wt％，：3.61wt％，其余部分为Ti合金和不可避免的杂质，其具体制备过程如下：[0049] (1)制粉用棒材的加工[0050] 首先按照元素质量百分比Al为4％和为4％的配比，对海绵钛和钒铝中间合金(的含量为58％)进行称重，称重完成之后，把钒铝中间合金和海绵钛混合均匀制成混料，使用液压机将混料压制成长条状压块，之后，在低压氩气保护的等离子体焊接室中将压块焊接在熔炼电极上，获得自耗电极。接着将自耗电极安装固定在真空熔炼设备上，把真空熔炼设备抽至真空。之后，将自耗电极接电源负极，水冷铜结晶器接电源正极，通电后两极间产生弧光放电，电弧产生的高温使自耗电极熔化，电极熔滴落在水冷铜结晶器内并进行凝固，从而获得一次铸锭。将经平头处理的一次铸锭倒置再次焊接于熔炼电极上，重复操作真空熔炼设备获得二次铸锭，之后将经平头处理的二次铸锭倒置并焊接于熔炼电极上进行第三次熔炼，获得成品铸锭。待成品铸锭冷却至200℃以下后，将成品铸锭取出熔炼炉，当成品铸锭冷却至室温，用车床将成品铸锭的两端车削平整，并车削去除成品铸锭的表皮，获得符合锻造要求的成品铸锭。利用锻压机对成品铸锭进行两次锻造，锻造时锻造温度范围为800℃～950℃(本实施例采用850℃左右)，当第一次热锻完成后可获得直径为120mm的棒料，再经过第二次热锻获得直径为53mm的棒胚，通过车床车削第二次锻造完成的棒胚最终获得直径为50mm制粉用棒材，完成制粉用棒材的加工。[0051] (2)气雾化粉末的获取[0052] 使用车床将制粉用棒材靠近气雾化器喷嘴的一端车削为圆锥形，圆锥形的棒材端部有利于棒材熔化时熔滴的汇聚。将车削后的制粉棒材进行超声波清洗，清洗介质为酒精，清洗时间为15min，清洗完成之后，将制粉用棒材放置于烘箱中，烘箱温度设置为120℃保温2小时进行烘干。棒材烘干完成后，制粉用棒材被电极感应熔化气雾化制粉设备的升降旋转机构送入电极感应熔化气雾化设备的高频感应熔化炉中。将电极感应熔化气雾化设备的熔化炉抽真空，抽真空完成后充入高纯保护惰性气体。启动加热电源，制粉用棒材在熔化炉中环形感应线圈的加热作用下熔化，制粉用棒材的加热功率为20～40KW(本实施例控制在

30KW左右)。同时制粉用棒材在熔化的过程中缓慢旋转，并且保持一定的进给速率以保证可以获得不间断的金属溶液，棒材的进给速率为40mm/min。熔化的束流熔滴落入特制的雾化器紧耦合喷嘴中，喷嘴连接熔化炉和雾化室。同时电极感应熔化气雾化设备的喷嘴通入高压惰性气体，喷嘴高压惰性气体的工作压力设置为35～45bar，通过调整喷嘴缝隙和高压惰性气体的工作压力可以调节高速气流的气体流量。高速气流将连续流出紧耦合喷嘴的金属液冲击破碎，使其雾化成细微的金属液滴，金属液滴落入雾化室内，飞行的液滴受表面张力的作用变为球形液滴，球形液滴在雾化室内快速冷却凝固成为金属粉末。钛合金金属粉末经过筛分，再借助气流分级系统将金属粉末进行分级并收集，最终获得如图1所示的钛合金粉末。如图1所示，气雾化工艺制取的钛合金粉末球形化程度高，粉末直径分布范围为5.5～

124.5μm，平均粉末颗粒尺寸为34.61μm。

[0053] (3)激光选区熔化过程[0054] 在激光选区熔化3D打印之前，首先将钛合金粉末进行烘干，烘箱温度设置为100℃保温时间为2小时。之后，将烘干的钛合金粉末倒入孔径为53μm的筛子过筛，以获得满足《BD32/T3599?2019钛合金零件激光选区用粉末》标准的粉末。将筛选后的钛合金粉末放置于激光选区熔化设备的送粉缸内。接着，安装好3D打印设备所使用的基板并校准基板工作平台，基板调试完成后，关闭激光选区熔化设备的工作腔门。然后，开启激光选区熔化设备，利用激光选区熔化设备对基板进行预热，预设温度设置为100℃保温时间为30min，同时将激光选区设备通入高纯氩气，利用高纯氩气对激光选区熔化设备进行洗气，洗气操作使激光选区熔化设备内的氧含量降低至1300ppm以下，避免钛合金在3D打印过程中发生氧化。在通入氩气降低设备氧含量的过程中，可同时开展3D打印切片数据的导入工作。当氧含量满足设备要求且3D打印文件导入完成之后，可进行预铺粉，预铺粉可以保证第一层粉末层与基板之间良好的熔合。当预铺粉准备工作完成之后，即可开展3D打印工作，3D打印过程中一直保持氩气的通入，保证设备氧含量一直处于正常工作水平。3D打印过程中激光选区熔化设备的参数设定为：激光功率为300W、扫描速度为1200mm/s、铺粉层厚为30μm、光斑直径为0.07mm、扫描间距为0.12mm，扫描方式为交叉扫描。具体的3D打印过程可描述为：当激光热源完成上一层金属粉末的扫描之后，基板下降一个层厚(30μm)，送粉缸上升一个层厚(30μm)，利用刮刀运动实现新的粉末层铺粉。铺粉完成后，激光器调整扫描路径的角度，调整方式为相对于前一层扫描路径进行67°的旋转，之后开始下一层的扫描，重复铺粉?扫描操作

3

直至完成所有预设切片。通过金属粉末的逐层堆积最终获得12*12*80mm的金属块材，3D打印完成后利用线切割将钛合金块材和基板分离。

[0055] 对钛合金块材进行线切割加工，制得金属拉伸试样，并对拉伸试样开展拉伸性能测试，测试结果如图2所示。由图2可知，本实施例得到的激光选区熔化Ti?Al?系钛合金成形态时就具备良好的延伸率，并且实施例1中平行于堆积方向的延伸率与垂直于堆积方向的延伸率基本一致，说明实施例1具有良好的各向同性。本实施例所得的材料成形态时沿垂直于堆积方向的抗拉强度为939MPa，屈服强度为840MPa，断裂总延伸率为13.98％；平行于堆积方向的抗拉强度为939MPa，屈服强度为836MPa，断裂总延伸率为13.07％，该合金的延伸率显著高于对比例1中3D打印的Ti6Al4合金。本实施例中所得合金的高延伸率与合金元素调整引起的微观组织变化有关，Al合金元素是重要的钛合金α相稳定元素，α相稳定元素Al的减少造成晶粒呈短棒状分布，如图3所示，并且Al合金元素的减少使得晶粒短轴宽度相较于对比例1有所增加，如图4所示，本实施例中晶粒短轴宽度的平均值为2.35μm，晶粒短轴较宽，使得材料变形过程中位错的有效运动长度增加，因此成形态时材料具有较高的延伸率。此外，Al合金元素的降低会造成晶粒织构的弱化，如图5所示，织构最大强度仅为2.69，材料织构较弱说明晶粒取向分布随机，因此在变形过程中可以激活更多的滑移系，滑移系的增多使得材料变形过程较为均匀，故而实施例1中材料具有高延伸率和力学性能各向同性的特点。[0056] 对比例1[0057] 对比例1中，激光选区熔化粉末选用的是江苏省无锡市飞而康快速制造科技有限责任公司制备的Ti?6Al?4合金粉末，合金粉末编号为R56400，其元素成分为TiBal，Al5.50～6.75wt％，3.50～4.50wt％，Fe≤0.16wt％，Y≤0.005wt％，粉末直径为15～53μm。

[0058] (1)激光选区熔化过程[0059] 与实施例中激光选区熔化过程相似，在激光选区熔化3D打印之前，首先将钛合金粉末进行烘干，烘箱温度设置为100℃保温时间为2小时。之后，将烘干的钛合金粉末倒入孔径为53μm的筛子过筛。将筛选后的钛合金粉末放置于激光选区熔化设备的送粉缸内。接着，安装好3D打印设备所使用的基板并校准基板工作平台，基板安装完成之后，关闭激光选区熔化设备工作腔门。然后，开启激光选区熔化设备，利用激光选区熔化设备对基板进行预热，预热温度设置为100℃保温时间为30min。同时将激光选区设备通入高纯氩气，利用高纯氩气对激光选区熔化设备进行洗气，洗气操作使设备内的氧含量降低至1000ppm以下，以避免钛合金在3D打印过程中发生氧化。在通入氩气降低设备氧含量的过程中，可同时开展3D打印切片数据的导入工作。当激光选区熔化设备的氧含量满足要求且3D打印文件导入完成之后，可进行预铺粉，预铺粉可以保证第一层粉末层与基板之间存在良好的熔合。当预铺粉准备工作完成之后，即可开展3D打印工作，3D打印过程中始终保持氩气的通入，以保证设备氧含量一直处于正常工作水平。3D打印过程中激光选区熔化设备的参数设定为：激光功率为500W、扫描速度为1200mm/s、铺粉层厚为30μm、光斑直径为0.07mm、扫描间距为0.12mm、扫描方式为交叉扫描。具体的3D打印过程可描述为：当激光热源完成上一层金属粉末的扫描之后，基板下降一个层厚(30μm)，送粉缸上升一个层厚(30μm)，利用刮刀往复运动实现新的粉末层铺粉。铺粉完成后，激光器调整扫描路径的角度，调整方式为相对于前一层扫描路径进行67°的旋转，之后开始下一层的扫描，重复铺粉?扫描操作直至完成所有预设切片。通过3

金属粉末逐层堆积最终获得12*12*80mm的金属块材试样，打印完成后利用线切割将钛合金块材和基板分离。

[0060] 对对比例中获得的钛合金块材进行线切割，进而制得金属拉伸试样，并对拉伸试样开展拉伸性能测试，测试结果如图2所示。由图2可知，本对比例得到的激光选区熔化Ti?6Al?4钛合金成形态时的断裂延伸率明显低于实施例1中钛合金的断裂延伸率，并且对比例1中平行于堆积方向的延伸率显著低于垂直于堆积方向的延伸率，说明对比例1具有很大的各向异性。本对比例中的合金成形态时沿垂直于堆积方向的抗拉强度为1151MPa，屈服强度为1043MPa，断裂总延伸率为9.8％；平行于堆积方向的抗拉强度为1163MPa，屈服强度为

1064MPa，但断裂总延伸率仅为5.1％。3D打印Ti?6Al?4合金延伸率较低是由其微观组织特征决定的。如图3所示，对比例1中晶粒多呈细长的针状分布，并且对比例1中晶粒宽度小于实施例1中的晶粒宽度，如图4所示，对比例1中晶粒短轴宽度平均值为1.79μm，低于实施例中晶粒短轴宽度平均值(2.35μm)。较小的晶粒宽度限制了拉伸变形过程中位错运动的距离，进而降低了材料的断裂延伸率。同时较小的晶粒宽度意味着对比例1中存在较多的晶界，晶界阻碍位错运动，并造成位错在晶界处塞积，塞积的位错引起高的应力集中，加速拉伸过程中试样的失效，进而造成延伸率降低。此外，对比例1中的3D打印钛合金具备较强的织构，如图5所示，其织构最大强度为4.53，该织构强度高于实施例1中的织构强度，因此对比例1的晶粒相较于实施例1中的晶粒具有明显的择优取向，当沿利于发生滑移激活的晶粒取向的方向拉伸时，材料具有高的延伸率，而沿不利于滑移激活的晶粒取向的方向拉伸时，材料具有低的塑性。因此，对比例1中微观组织较强的织构特征使得对比例1中具有显著的各向异性。

[0061] 对比例2[0062] 对比例2中所用Ti?6Al?4合金粉末及绝大部分工艺与对比例1都相同，除了本对比例中，在钛合金3D打印完成后将其放入箱式热处理炉中进行热处理，热处理温度为730℃。当热处理炉温度升高至730℃时，将线切割加工的拉伸试样放入热处理炉内，在730℃温度下保温2h，之后关闭热处理炉的电源，钛合金拉伸试样随炉冷却至室温，取出热处理后的拉伸试样，使用砂纸把热处理之后的拉伸试样打磨光滑，然后开展拉伸性能测试。[0063] 本对比例所得热处理态3D打印钛合金沿平行于堆积方向的延伸率与实施例1中沿平行于堆积方向的延伸率相当，但是本对比例中沿垂直于堆积方向的延伸率却显著低于实施例1中沿垂直于堆积方向的延伸率。此外，本对比例中垂直于堆积方向的延伸率显著低于平行于堆积方向的延伸率，说明对比例2仍具有很大的各向异性。拉伸结果如图2所示，沿垂直于堆积方向的抗拉强度为1063MPa，屈服强度为999MPa，断裂总延伸率仅为5％；平行于堆积方向的抗拉强度为1072MPa，屈服强度为1025MPa，断裂总延伸率为13.9％。由拉伸结果可知即使通过高温热处理对比例2中的合金仍不具备实施例1中各向同性的特点，且对比例2中沿垂直于堆积方向的延伸率显著低于实施例1中沿垂直于堆积方向的延伸率。因此，对比结果表明实施例1中的3D打印钛合金具有很高的创新性。[0064] 实施例2：[0065] 与实施例1相比，绝大部分都相同，除了本实施例中，钛合金中，各元素组分的重量百分比组成调整为：Al2.0％、4.5％、其余为Ti和不可避免的杂质元素。[0066] 实施例3：[0067] 与实施例1相比，绝大部分都相同，除了本实施例中，钛合金中，各元素组分的重量百分比组成调整为：Al4.5％、3.0％、其余为Ti和不可避免的杂质元素。[0068] 上述的对实施例的描述是为便于该技术领域的普通技术人员能理解和使用发明。熟悉本领域技术的人员显然可以容易地对这些实施例做出各种修改，并把在此说明的一般原理应用到其他实施例中而不必经过创造性的劳动。因此，本发明不限于上述实施例，本领域技术人员根据本发明的揭示，不脱离本发明范畴所做出的改进和修改都应该在本发明的保护范围之内。