CN113042748B - 一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种SLM制备高强度高延伸率Al‑Cu‑Mg合金的方法。所述合金成分包括如下质量分数的成分：Cu：4‑6wt％；Mg：0.1‑3wt％；Ti：0.4‑1wt％，Zr：0.8‑2wt％；Mn：0.1‑3wt％；其余为Al，且以质量比计Ti/Zr大于等于0.4小于等于0.6。所述制备方法为：按设计配比配取原料并气雾化工艺制备出适于3D打印所需粒径范围的合金粉末；然后采用3D打印，得到沉积态SLM铝铜合金零件；步骤三对所得样品进行固溶时效热处理，得到高强韧的铝铜合金零件。与现有技术相比，本发明所得成品，其相对密度可达99.85％，维氏硬度可达172Hv，抗拉强度可达487MPa，屈服强度可达366MPa，延伸率超过13％。
Description
技术领域
本发明涉及金属增材制造（AM）技术领域，尤其是涉及一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法。
背景技术
铝合金具有质量轻、强度高、高导热和耐腐蚀等特点，是实现结构轻量化的首选材料，在航空航天、海洋工程和汽车制造等领域具有广泛的应用前景和研究价值。传统铝合金加工制造主要有铸造和锻造等手段，但随着产品形状变得更加复杂，不仅要求制造技术快速高效，且还需随设计变化而变化的快速响应能力，然而传统加工技术难以满足以上要求，因此开发新型铝合金制造技术成为当今研究热点之一。
选区激光熔化（简称SLM）技术是目前金属增材制造最为广泛的高精度成形技术，通过激光热能选择性地熔化金属粉末然后逐层精确成形。选区激光熔化技术理论上能成形任意复杂形状，能解放航天器结构工程师的设计理念，使其在轻量化结构、功能化结构、一体化结构设计等方面拓展设计思路，大胆设计各种新概念结构。基于以上现状，研究者深入研究铝合金选区激光熔化技术可行性。
然而由于材料自身物理特性，当前铝合金SLM成形有较大挑战。一方面由于铝合金本身的高导热率，高反射率和低激光吸收率，在SLM成形过程中激光能量极易沿着基板传递消耗，粉末未被完全熔化/凝固，在固液转变过程中出现明显的收缩变形，成形件中积聚较大热应力，使成形件发生变形甚至开裂。另一方面，SLM成形过程能量快速传递导致熔池温度降低，熔体粘度增大，流动性降低，难以有效润湿基体材料，导致成形产生球化效应及内部孔隙、裂纹等缺陷。同时SLM技术特有的快速熔融冷却和反复重熔，极容易产生较大的残余应力。几方面的原因综合导致SLM成形铝合金的组织性能难以控制，是目前亟待解决的问题。
目前众多研究者对于铝合金选区激光熔化成形进行了大量工作，通过合金成分设计和SLM工艺优化，如参考中国专利CN110961626A公开的一种筛选3D打印铝合金无裂纹配方组分的方法，证实进行合金成分设计能够极大减少铝合金成形过程中缺陷的形成，但是仍有很多牌号难以彻底消除缺陷且缺陷调控不稳定，诸如二系和七系铝合金等；参考中国专利CN108465807B授权公布的一种Al-Mg-Sc合金粉末的3D打印方法及应用该方法制得的铝合金，通过添加Sc稀土元素等微合金化手段，可大幅度降低SLM成形过程中的孔隙率和热裂倾向，但是稀土元素价格昂贵，不利于大规模推广应用。此外，现有的3D打印铝铜合金还存在延伸率偏低的问题。
有鉴于此，特提出本发明。
发明内容
本发明的目的是提供一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法。
本发明是通过粉体设计制备、SLM成形工艺优化以及后处理工艺的一体化研究，实现高性能复杂铝合金零部件选区激光熔化制造。
本发明的目的可以通过以下技术方法来实现：
本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，包括以下步骤：
按照定制化Al-Cu-Mg合金成分配比，采用真空熔炼气雾化技术制得高品质的Al-Cu-Mg合金粉末，筛分获得适于3D打印所需粒径的Al-Cu-Mg合金粉末；
对选区激光工艺参数进行优化后，由选区激光熔化成形设备进行3D打印，得到高致密无裂纹的沉积态SLM铝铜合金零件；
对沉积态SLM铝铜合金零件进行固溶时效热处理，获得高强高韧的SLM铝铜合金零件；
所述铝铜合金成分包括如下质量分数的成分：
Cu：4-6wt%；Mg：0.1-3wt%；Ti：0.4-1wt %，Zr：0.8-2wt%；Mn：0.1-3wt %；其余为Al，且以质量比计Ti/Zr大于等于0.4小于等于0.6。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述铝铜合金成分包括如下质量分数的成分：
Cu：4-5.5wt%；Mg：0.3-2wt%；Ti：0.4-0.6wt %，Zr：0.8-1.2wt%；Mn：0.1-1.5wt %；其余为Al。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述铝铜合金中，所述铝铜合金中，Ti与Zr的质量比为0.4~0.6；且Ti的含量大于0.4%小于0.6%。本发明之所以要控制Ti与Zr的质量比为0.4~0.6；且Ti的含量大于0.4%小于0.6%是为了获取更好的晶粒细化效果。
作为更进一步的优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述铝铜合金成分包括如下质量分数的成分：
Cu：4.5-5.5wt%；Mg：1-1.5wt%；Ti：0.4-0.5wt %，Zr：0.8-1.0wt%；Mn：0.3-1.0wt%；其余为Al。
作为更进一步的优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述铝铜合金成分包括如下质量分数的成分：
Cu：5.0-5.5wt%；Mg：1-1.5wt%；Ti：0.45-0.5wt %，Zr：1wt%；Mn：0.3-0.6wt %；其余为Al。
作为最佳优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述铝铜合金成分包括如下质量分数的成分：
Cu：5wt%；Mg：1.5wt%；Ti：0.5wt %，Zr：1wt%；Mn：0.3wt %；其余为Al。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述适于3D打印的Al-Cu-Mg合金粉末的粒径大小在1-200μm之间、优选为15-60μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状。
本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述选区激光熔化工艺参数优化具体步骤如下：
（1）打印前将粉末干燥；
（2）打印前往成型舱内通入惰性气体，氧气浓度达到0.2%以下；
（3）打印前将基板温度升至140-200℃；
（4）打印时，设置加强参数，前两层每层扫描两次，之后每层扫描一次进行选区激光熔化打印；
其中采用选区激光熔化的工艺参数为：激光功率：200-500W；扫描速度：200-1500mm/s；扫描间距：60-110μm；铺粉厚度：30-70μm；扫描策略为棋盘格扫描。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述粉末干燥具体为，使用真空干燥箱干燥1-6h，温度为90-110℃；
所述惰性气体为高纯氩气。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述固溶时效热处理为，在520-580℃固溶处理，保温0.5-6h，水淬，自然时效。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，所述固溶时效热处理为，在520-560℃固溶处理，保温2-4h，水淬，自然时效。
作为优选方案，本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，产品的延伸率相对于沉积态样品（即3D打印所得坯体）的延伸率有提升；其提升幅度大于100%。
本发明一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法在金属增材制造、热喷涂、冷喷涂、激光熔覆、堆焊、粉末冶金等领域中也可应用。
本发明经组分优化和制备工艺优化后，由选区激光熔化成形设备进行3D打印，得到高致密无裂纹的沉积态SLM铝铜合金零件。
本发明打印所得沉积态Al-Cu-Mg合金零件进行适当参数的热处理，通过固溶强化和/或者位错强化和/或析出相强化进一步提高力学性能。
采用该制备方法获得的铝铜合金零件，其相对密度可达99.85%，维氏硬度可达172Hv，抗拉强度可达487MPa，屈服强度可达366MPa，延伸率可到达13.42%，相较于沉积态试样分别提高了16.22%、42.81%、20.39%、121.45%。
与现有技术相比，本发明的创新点是：
（1）传统ZL205合金凝固区间为90℃，本发明通过添加元素Cu、Mg、Mn、Zr、Ti等，并调整各元素之间的比例关系，利用微合金化的方式，减小Al-Cu合金凝固区间，如图3所示，成形件经DSC测试后，凝固区间减小至39℃，极大改善了SLM铝铜合金热裂倾向、降低热膨胀系数并改善流动性，大幅度降低SLM成形过程中的裂纹和孔隙率，提高了铝铜合金的成形性能。
（2）本发明中高功率和低扫描速度，确保完全熔化粉末；扫描间距略低于光斑直径，目的是获得合理的熔池搭接；铺粉厚度略高于粉末平均粒径，确保相邻层冶金结合；高纯氩气作为保护气氛，防止氧化，表面成形质量好；预烧结和基板预热，目的是降低残余应力。通过不断地SLM工艺优化，极大减少铝铜合金成形过程中裂纹和孔隙的形成，打印出高致密无缺陷的铝铜合金零件。
（3）本发明通过对沉积态铝铜合金零件进行固溶热处理，增加其他元素在α-Al基体中的固溶度，造成了晶格畸变增加，从而对位错有更强的阻碍作用，通过固溶强化、析出相强化和位错强化等多重强化机制提高了沉积态铝铜合金零件的拉伸性能。
本发明解决了传统铝铜合金3D打印成形性能差，延伸率不足的难题。所得SLM铝铜合金零件高致密、无裂纹，成分无偏析，经由固溶热处理后，获得了高延伸率高强度的铝铜合金。本发明经优化后，产品的延伸率相对于沉积态样品（即3D打印件）的延伸率有大幅度提升；其提升幅度大于100%。
附图说明
为了确定本发明技术方案的真实性以及更清楚地了解本发明地实施例的技术方案，下面进行附图说明。
图1为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金粉末的形貌。
图2为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金粉末的粒径分布。
图3为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的DSC加热曲线。
图4为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的微纳米焦点CT扫描检测图。
图5为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的微观组织SEM形貌图。
图6为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶处理后的微观组织SEM形貌图。
图7为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶热处理前后的应力-应变曲线。
图8为实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的拉伸断口SEM形貌图。
图9为实施例2所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶处理前后的微观组织SEM形貌图。
图10为实施例2所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶热处理前后的应力-应变曲线。
图11为实施例3所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶处理前后的微观组织SEM形貌图。
图12为实施例3所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶热处理前后的应力-应变曲线。
图13实施例4所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶处理前后的微观组织SEM形貌图。
图14为实施例4所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶热处理前后的应力-应变曲线。
图15为实施例5所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶处理前后的微观组织SEM形貌图。
图16为实施例5所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件固溶热处理前后的应力-应变曲线。
图17为对比例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的微观组织SEM形貌图。
图18为对比例1和实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的应力-应变曲线。
图19为对比例2所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的微观组织SEM形貌图。
图20为对比例2和实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的应力-应变曲线。
图21为对比例3所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的微观组织SEM形貌图。
图22为对比例3和实施例1所得SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金零件的应力-应变曲线。
具体实施方式
以下实施例用于说明本发明，但本发明不受下面公开地具体实施例的限制。
实施例1
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：Cu：5wt%；Mg：1.5wt%；Ti：0.5wt %，Zr：1wt%；Mn：0.3wt %；其余为Al。粉末平均粒径41.1μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率270W，扫描速度200mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格；得到沉积态样品；
（5）沉积态样品高致密、无裂纹，相对密度达99.85%，维氏硬度148Hv，室温下抗拉强度为341MPa，屈服强度304MPa，延伸率6.06%。
（6）所得零件进行固溶热处理，在560℃固溶处理2h，水冷后自然时效。
（7）热处理后的样品维氏硬度为172Hv，室温下抗拉强度为487MPa，屈服强度为366MPa，延伸率13.42%，相较于沉积态零件分别提高16.22%、42.81%、20.39%、121.45%。
通过固溶热处理后，铝铜合金零件的性能得到极大提高，尤其是延伸率，可满足大部分情况下对铝铜合金的使用要求。本发明实施例1的效果远远优于其他实施例以及对比例，其效果远远超出了当时的实验预计。
实施例2
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：Cu：5.5wt%；Mg：1wt%；Ti：0.45wt %，Zr：1wt%；Mn：0.6wt %；其余为Al。粉末平均粒径39.2μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率270W，扫描速度200mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格，得到沉积态样品；相对密度达99.62%，维氏硬度138Hv，室温下抗拉强度为335MPa，屈服强度294MPa，延伸率6.35%。
（5）所得零件进行固溶热处理，在540℃固溶处理2h，水冷后自然时效。
（6）热处理后的样品维氏硬度为167Hv，室温下抗拉强度为461MPa，屈服强度为364MPa，延伸率9.73%。
实施例3
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：：Cu：4.5wt%；Mg：1wt%；Ti：0.4wt %；Zr：0.8wt%；Mn：1wt %，其余为Al。粉末平均粒径43.3μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，流动性良好，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率270W，扫描速度200mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格，得到沉积态样品；相对密度达99.36%，维氏硬度135Hv，室温下抗拉强度为328MPa，屈服强度305MPa，延伸率3.84%。
（5）所得零件进行固溶热处理，在560℃固溶处理3h，水冷后自然时效。
（6）热处理后的样品维氏硬度为163Hv，室温下抗拉强度为448MPa，屈服强度为349MPa，延伸率10.21%。
实施例4
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：：Cu：5wt%；Mg：2wt%；Ti：0.55wt %；Zr：1.2wt%；Mn：1.5wt %，其余为Al。粉末平均粒径40.5μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，流动性良好，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率250W，扫描速度200mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格，得到沉积态样品；相对密度达99.58%，维氏硬度141Hv，室温下抗拉强度为336MPa，屈服强度312MPa，延伸率4.85%。
（5）所得零件进行固溶热处理，在540℃固溶处理1.5h，水冷后自然时效。
（6）热处理后的样品维氏硬度为164Hv，室温下抗拉强度为383MPa，屈服强度为324MPa，延伸率6.3%。
实施例5
其他条件和实施例1一致；不同之处在于：Ti：0.6wt %、Zr：1.1wt%；，得到沉积态样品；相对密度达99.4%，维氏硬度137Hv，室温下抗拉强度为332MPa，屈服强度275MPa，延伸率5.08%。
热处理后的样品维氏硬度168Hv，室温下抗拉强度为407MPa，屈服强度290MPa，延伸率10.91%。
在技术开发过程中，还尝试了以下方案：
对比例1
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：：Cu：3wt%；Mg：2wt%；Zr：0.5wt%；Mn：0.3wt %；Ti：0.15 wt %，其余为Al。粉末平均粒径39.1μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，流动性良好，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率300W，扫描速度600mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格。
（5）沉积态样品存在裂纹和孔隙，且裂纹中存在未熔化粉末，因此导致其力学性能较差，维氏硬度为122Hv，室温下抗拉强度为257MPa，屈服强度为252MPa，延伸率2.74%。
对比例2
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：：Cu：4.5wt%；Mg：1.5wt%；Zr：1wt%；Mn：0.6wt %；Ti：0.3wt %，其余为Al。粉末平均粒径42.1μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，流动性良好，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率270W，扫描速度700mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格。
（5）沉积态样品存在裂纹和孔隙，因此导致其力学性能较差，维氏硬度为132Hv，室温下抗拉强度为287MPa，屈服强度为260MPa，延伸率3.74%
对比例3
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：：Cu：6wt%；Mg：1wt%；Zr：1.5wt%；Mn：1wt %；Ti：0.2wt %，其余为Al。粉末平均粒径41.1μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，流动性良好，优选为15-60μm。打印前，做以下准备工作：
（1）先将Al-Cu-Mg合金粉末在真空干燥箱中干燥6h，干燥温度为110℃；
（2）将粉末加入到选区激光熔化（SLM）EP-M150设备的供粉舱中，基板加热至140℃，通入高纯氩气，氧含量降至0.1%。
（3）打印时，设置加强参数，前两层激光扫描两次，之后粉末逐层选区激光融化成形。
（4）打印参数设置为激光功率290W，扫描速度800mm/s，扫描间距90μm，铺粉厚度30μm，扫描策略为棋盘格。
（5）沉积态样品存在裂纹和孔隙，因此导致其力学性能较差，维氏硬度为133Hv，室温下抗拉强度为285MPa，屈服强度为266MPa，延伸率3.48%。
通过实施例和对比例可以看出，本发明所述的技术方案的优势明显。采用本发明的技术方案如制备出的合金零件无裂纹，孔隙占比低（见图4），显微组织有明显的柱状晶-等轴晶-超细等轴晶-柱状晶的变化趋势（见图5），拉伸断口观察到韧窝的存在，韧窝呈椭圆形，且韧窝底部可见析出相粒子（见图7）。经过固溶时效处理后，Al2Cu相固溶度增加（见图6），同时产生大量位错，自然时效过程中析出强化相，在固溶强化、位错强化和析出相强化的综合作用下，热处理试样力学性能相较于沉积态试样分别提高了16.22%、42.81%、20.39%、121.45%。相较于对比例试样力学性能分别提高了40.98%，89.49%，45.24%，389.90%。从以上数据可以证明本发明所述的技术方案取得了巨大成效。
上述对实施例的描述是便于该技术领域的普通技术人员能够理解和发明。但对于熟悉相关领域的人员可以轻易的对这些实施例做一些修改。因此在不偏离本发明基础上所作的修改或者改进，均属于本发明要求保护的范围。
Claims (1)
1.一种SLM制备高强度高延伸率Al-Cu-Mg合金的方法，其特征在于，包括以下步骤：
气雾化制得Al-Cu-Mg合金粉末，其质量分数的成分：Cu：5.5wt%；Mg：1wt%；Ti：0.45wt%，Zr：1wt%；Mn：0.6wt %；其余为Al；粉末平均粒径39.2μm，90%以上的粉末颗粒为球形或鸭梨状，粒径分布为15-60μm；打印前，做以下准备工作：
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