CN110167698B - 用于增材制造方法中的粉末 - Google Patents
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Abstract
本发明涉及用于增材制造方法的粉末，具有10μm或更大的d2值，200μm或更小的d90值且商ELaw/d50≤0.8kJ/(kg*μm)，其中ELaw表示雪崩能量，d50是平均粒径。本发明还涉及使用所述粉末借助增材制造生产部件的方法。
Description
增材制造方法即将彻底改变现有的生产方法。增材制造方法可用于直接制造具有复杂三维几何形状的部件。增材制造是用于表示方法的术语，其中基于数字3D构造数据通过材料的逐层沉积来构建部件。
基于粉末床的方法是增材制造方法的一种形式。首先，在所述基于粉末床的增材制造方法中，将薄的粉末层施加到构造平台。借助于富能量辐射形式的足够高的能量供应，例如通过激光或电子辐射，粉末至少部分地在由计算机生成的构造数据预定的位置处熔融或烧结。然后，粉末层的选择性照射部位冷却并固化。随后，降低构造平台并进行另一次粉末施加。下一个粉末层也至少部分地熔融，或者在烧结温度以上加热，并在选择性加热的位置与其下面的层连接。重复这些步骤具有如此多的连续层，直到获得最终形状的部件。
近年来取得了重大进展，特别是在可通过增材制造加工的材料数量方面。因此，现在不仅可以印刷塑料材料，而且可以印刷高熔点材料，例如金属或陶瓷。
增材制造方法的目的尤其是生产具有复杂几何形状的部件，该部件包括与可用已知减成法(例如CNC铣削)获得的部件相当或甚至更好的材料性能。因此，例如部件的拉伸强度与孔隙率直接相关。材料印刷越紧凑，最终部件的拉伸强度越高。最终部件的其他相关性能包括例如高边缘清晰度和尽可能低的表面粗糙度。
为了获得具有最高可能的机械稳定性的部件，希望具有致密的粉末床。为达到此目的，优选粉末层的堆积密度为至少50％，特别是至少60％。另一方面，有利的是，基于粉末床的方法可以适当调节粉末的动态性能如流动性使得粉末可以通过刮刀施加。
在实际应用中，很明显，同时优化粉末施加和实际制造步骤的粉末性能是非常困难的。通常，以不同性能(例如，最终部件的密度)为代价获得某种性能(例如流动性)的改善。然而，迄今为止还不可能使用测量值来预测粉末是否可以加工成低孔隙率的致密部件。相反，迄今为止必须对每种可能合适的粉末进行大量的印刷实验，以便随后评估印刷部件的材料性能。
本发明的一个目的是提供粉末，通过增材制造可以由其制造高相对密度(即低孔隙率)的复杂部件。任选地，可由粉末生产的部件还应包括尽可能高的边缘清晰度和/或尽可能低的表面粗糙度。
本发明的目的通过独立权利要求1满足。
令人惊讶的是，如果粉末具有以下特征，则通过选择性熔融和/或烧结连续的粉末层，该粉末特别适于增材制造：
d2值为10μm或更大，d90值为200μm或更小，比率Q为0.8kJ/(kg*μm)或更小，其中Q是雪崩能量ELaw除以平均粒径d50的比率(Q＝ELaw/d50)。
本发明粉末的参数规格允许可靠地说明粉末在增材制造方法中的适用性。大量的印刷测试与随后的机械测试可以省略，这是一个巨大的方便。
本发明粉末优选选自可烧结和/或熔融的材料。在本发明的范围内，可烧结和/或熔融的材料应理解为在增材制造方法中使用的条件下在该方法中不经历热分解的材料。根据本发明，粉末由单个颗粒组成。粉末包含粒度分布。
粉末颗粒优选由在室温和大气压下为固体的材料组成。在优选的实施方案中，该材料包括低于分解温度的熔融温度。任选地，该材料可包括玻璃化转变温度。如果有的话，材料的熔融温度和/或玻璃化转变温度优选在100℃以上，特别是在300℃以上。玻璃化转变温度可以通过例如动态力学分析或动态差示扫描量热法(DSC)测定。
本发明粉末可包含多种材料。粉末可包含至少一种选自金属、陶瓷、玻璃和玻璃陶瓷的材料。在优选的实施方案中，粉末由上面列举的材料之一组成。在优选的实施方案中，粉末也可以是不同材料的粉末的混合物。
目前，“金属”应理解为既指纯金属又指金属合金。
本发明粉末可包含一种纯金属、多种纯金属、一种金属合金，多种金属合金或其混合物作为金属。
在本发明的范围内，术语“纯金属”应指以单质形式存在的化学元素，并且与元素周期系统的硼在相同周期内，但在硼的左侧，在与硅相同的周期，但在硅的左侧，在与锗相同的周期，但在锗的左侧，在与锑相同的周期，但在锑的左侧，以及所有元素具有超过55的原子序数。
术语“纯金属”不排除金属包含杂质。优选地，相对于纯金属的总量，杂质的总量不超过1重量％，特别是不超过0.1重量％，甚至更优选不超过0.01重量％。在特别优选的实施方案中，纯金属不含有意添加的元素。
在优选的实施方案中，纯金属可以是贵金属。在特别优选的实施方案中，贵金属是铂金属、金或银。铂金属可选自铂、铱、钯、钌、铑和锇。
在另一个优选的实施方案中，纯金属可以是难熔金属。难熔金属可选自第4族元素(例如钛、锆和铪)、第5族(例如钒、铌和钽)和第6族(例如铬、钼和钨)。
在另一个优选的实施方案中，纯金属可以是有色金属或铁。有色金属可选自镉、钴、铜、镍、铅、锡和锌。
根据一个实施方案，金属可以是金属合金。根据本发明，金属合金应理解为至少两种元素的金属混合物，其中至少一种是金属。在本文中，“金属”应理解为意指在参与元素之间存在金属键。
在优选的实施方案中，金属合金可以是贵金属合金。在特别优选的实施方案中，贵金属合金含有选自铂金属、金和银的元素。
贵金属合金中优选的铂金属可选自铂、铱、钯、钌、铑和锇。在另一个优选的实施方案中，贵金属合金可以是至少两种所述铂金属的合金(例如铂-铱或铂-铑合金)。
优选地，金属合金可含有选自难熔金属、有色金属、铁以及至少两种所述金属的组合的元素。
特别优选的金属合金也可选自铝合金、镍基合金、钴基合金、钛-铝合金、铜-锡合金、不锈钢合金、工具钢合金和用于高温应用的高温合金。
在特别优选的实施方案中，金属合金可以是无定形金属。无定形金属应理解为包含金属键合特性的合金，并且同时是无定形的，即非晶态的相。无定形金属可以具有特殊的性能，因为它们通常非常硬，但也可以是塑性可变形的(可延展的)和高弹性的。无定形金属可选自钛-、锆-、铁-、镍-、钴-、钯-、铂-、铜-、金-、镁-、钙-和铝-基合金。在本文中，“基”应理解为表示相应元素代表相对于合金重量的最大分数。形成无定形金属的合金的特别优选的实例选自NiNbSn、CoFeTaB、CaMgAgCu、CoFeBSiNb、FeGa(Cr,Mo)(P,C,B)、TiNiCuSn、FeCoLnB、Co(Al,Ga)(P,B,Si)、FeBSiNb、Ni(Nb,Ta)ZrTi。具体地，无定形金属可以是ZrCuAlNb合金。优选地，除了锆之外，所述ZrCuAlNb合金还包含23.5-24.5重量％的铜，3.5-4.0重量％的铝以及1.5-2.0重量％的铌(可从Heraeus Deutschland GmbH以商品名
商购获得)。
原则上，用于生产金属粉末的合适方法是本领域技术人员已知的。优选地，由金属颗粒制备粉末通过雾化方法进行，特别是等离子体雾化、离心雾化或无坩埚雾化。
在一个实施方案中，本发明粉末材料可以是陶瓷材料。在本发明的上下文中，陶瓷应理解为不具有金属特性的结晶无机材料。在优选的实施方案中，陶瓷材料可包含天然矿物质。陶瓷材料可选自氧化物陶瓷、氮化物陶瓷、碳化物陶瓷以及至少两种所述陶瓷的混合形式。
氧化物陶瓷可优选包含选自镁、钙、铝、硅、钛、锆和锌的元素的氧化物。氧化物陶瓷材料可包括纯元素氧化物或混合氧化物。在优选的实施方案中，元素氧化物选自氧化镁、氧化钙、氧化铝、氧化硅、氧化钛、氧化锆和氧化锌。在另一个优选的实施方案中，混合氧化物含有至少两种选自镁、钙、铝、硅、钛、锆和锌的元素。任选地，混合氧化物可含有另外的元素，所述另外的元素选自元素周期系统的3至6主族的元素。不同形状和尺寸的陶瓷粉末可以通过本领域技术人员已知的方法生产，例如通过研磨。
在一个实施方案中，本发明粉末材料可以是玻璃。在本发明的范围内，玻璃应理解为不包含金属键合特性的无机无定形材料。玻璃可以是氧化玻璃。氧化类别可选自硅酸盐玻璃、硼酸盐玻璃、磷酸盐玻璃。所述优选氧化玻璃的名称各自表示哪种组分相对于重量占优势。例如，硅酸根(SiO4 4-)是硅酸盐玻璃中最常见的组分。每种具体类型的玻璃可以含有氧化物形式的其他元素，其中所述其他元素可以选自例如碱金属、碱土金属、铝、硼、铅、锌和钛。
玻璃粉末可以根据本领域技术人员已知的方法制备，例如通过研磨或化学合成(例如沉淀、溶胶-凝胶方法)。
在一个实施方案中，粉末可含有玻璃陶瓷材料。玻璃陶瓷是不含金属特性的无机材料，包括无定形和结晶相。
优选地，至少80％的颗粒满足以下条件：
0.8≤dmin/dmax≤1.0；
其中dmin是颗粒的最小直径，dmax是颗粒的最大直径。
就参数而言，d2、d50和d90是在本发明粉末的上下文给出的，那些参数可以如下确定。可以根据ISO 13320:2009通过激光衍射粒度分析对相应的粉末作为干分散体进行测量，并且可以从测量数据确定累积体积分布曲线。根据ISO 9276-2:2014，d2、d50和d90的值可以由体积分布曲线计算。在这种情况下，例如，“d2”表示2体积％的颗粒的直径小于该值。
本发明粉末的d2值为10μm或更大，特别是20μm或更大，特别优选30μm或更大。此外，本发明粉末的d90值为200μm或更小，优选150μm或更小，特别是100μm或更小，特别优选65μm或更小。典型的粉末包括例如10-32μm，10-45μm，20-63μm，45-100μm，45-150μm的粒度分布。在此上下文中，连字符前面的值均指d2值，连字符后面的值指d90值。
此外，本发明粉末包括比率Q为0.8kJ/(kg*μm)或更小，其中Q是雪崩能量ELaw与平均粒径d50的比率(Q＝ELaw/d50)。在优选的实施方案中，比率Q取0.65kJ*μm/kg或更小，特别是0.5kJ*μm/kg或更小的值。在本发明的范围内，雪崩能量ELaw可以通过旋转粉末分析(revolution powder analysis)来确定。旋转粉末分析的程序在“测量方法”部分中描述。
可以用特征在于以下顺序步骤的方法发现本发明粉末：
a)提供由可熔融和/或烧结的材料制成的粉末；
b)将粉末分级使粒度分布满足条件d2≥10μm且d90≤200μm；
c)通过旋转粉末分析测定流动性，并根据ISO 13320:2009通过激光衍射分析测定d50值；
d)计算ELaw/d50比率；
e)选择ELaw/d50比率不大于0.80kJ/(kg*μm)的粉末。
通过使用上述方法，可以鉴定可用于增材制造方法的粉末，特别是基于粉末床的方法，例如选择性激光熔融。
在步骤b)中，将粉末进行至少一次分级过程。筛选(screening)和筛分(sifting)是优选的分级方法。筛选可以例如通过滚筒筛、旋转筛或振动筛进行。通常，由不锈钢制成的普通筛网用于筛选。粉末的筛分方法通常是本领域技术人员已知的。筛分可以例如通过风筛进行。
同样，可以连续地进行两个或更多个所述分级过程，以获得尽可能精确调节的粒度分布。例如，首先可以进行一个或多个筛选过程并随后进行一个或多个筛分过程。在这种情况下，粉末可以在很大程度上不含粒径小于10μm(即d2≥10μm)和大于200μm(即d90≤200μm)的颗粒。
在筛分之后，雪崩能量(ELaw)可以通过旋转粉末分析来确定，d50值可以通过激光衍射分析来确定。用于此目的的测量方法如下所述。
使用如此确定的值，可以确定雪崩能量(ELaw)和平均粒径d50的比率Q(Q＝ELaw/d50)
然后，在步骤e)中，可以选择包含比率Q不大于0.80kJ/(kg*μm)的粉末。在优选的实施方案中，Q为0.65kJ*μm/kg或更小，特别是0.5kJ*μm/kg或更小。如果粉末不能满足要求的值，可以进一步加工以满足ELaw/d50值，或者可以丢弃和/或回收该粉末。
比率Q是粉末流动性的量度。本领域技术人员基本上知道如何在生产过程之后进一步影响粉末的流动性。粉末的流动性可以例如在粉末生产期间、通过后处理或通过两者的组合来影响。球形颗粒有利于在生产过程中更好的流动性。流动性可以通过例如调节粉末的含湿量来改变。通过改性颗粒表面，例如通过温度处理或研磨，改变粉末生产后的流动性也是可行的。在一个可能的实施方案中，上述措施可用于改变不满足Q条件的那些粉末的流动性。
此外，本发明涉及通过增材制造生产部件的方法，包括以下步骤：
a)提供d2值为10μm或更大，d90值为200μm或更小，ELaw/d50比率不大于0.80kJ/(kg*μm)的粉末，和
b)使用来自步骤a)的粉末进行部件的增材制造。
步骤a)中提供的粉末用于步骤b)中的部件的增材制造。在本发明的范围内，增材制造方法应理解为其中至少一个粉末层被选择性地加热至烧结和/或熔融温度的那些。所述增材制造方法也称为基于粉末床的方法。加热层可以转化成固化层，例如通过冷却。在一个优选的实施方案中，至少两个固化层一个在另一个上产生，每个固化层由粉末床产生(即粉末层)。所述增材制造方法原则上是本领域技术人员已知的。
目前为了示例性目的，应提及选择性激光烧结(SLS)、选择性激光熔融(SLM)和选择性电子束熔融(EBM)。在优选实施方案中，可以将增材制造方法与机械加工方法相结合。
根据本发明方法的步骤b)的增材制造的优选程序可包括以下子步骤：
b1)将本发明粉末层施加到例如建筑板上；
b2)借助于激光或电子辐射将第一层粉末的至少一部分加热至烧结和/或熔融温度，然后冷却经加热的粉末。
任选地，该方法还包括以下步骤：
b3)将另一层本发明粉末施加到先前产生的层上；
b4)通过激光或电子辐射将另一层粉末的至少一部分加热至烧结和/或熔融温度，随后冷却经加热的粉末。
类似于步骤b3)和b4)，可以在b4)之后将任何数量的其他层施加到彼此上，直到获得最终的部件。
任选地，只要保持步骤顺序，就可以在步骤b1)-b4)之间进行进一步的步骤。
在步骤b1)中，将根据本发明的第一层粉末施加到建筑板上。优选地，建筑板是水平的并且包括高导热率。优选地，建筑板由金属制成。粉末层可以优选地用刮刀施加。第一层的施加优选在封闭的组装空间中进行。任选地，在步骤b1)之前，将组装空间抽空或填充惰性气体(例如氮气或稀有气体)。
在步骤b2)中，通过激光或电子辐射将第一层粉末的至少一部分加热至烧结和/或熔融温度。适当地进行加热，使得超过粉末颗粒的烧结温度和/或熔融温度。烧结温度应理解为颗粒原子可以扩散到相邻颗粒的接触部位的温度，例如通过沿颗粒表面的表面扩散。
其中富能量辐射作用于并加热粉末层的区域的控制优选地由计算机控制器来承担。待制造部件的3D模型，分解成多个虚拟部分，可用于此目的。然后，3D模型的每个所述虚拟部分可以用作施加粉末层的待加热区域的模板。
在加热之后，将加热区域冷却至低于熔融和/或烧结温度。在该过程中，先前加热的粉末层变硬和/或凝固。
在步骤b3)中，将另一层本发明粉末施加到先前产生的层上。
在步骤b4)中，如前所述，将另一层粉末的至少一部分加热至粉末颗粒的烧结或熔融温度。由于颗粒被加热超过烧结或熔融温度，颗粒的材料可以变得与相同层的相邻颗粒的材料和与先前产生的层的相邻颗粒的材料连接。
一旦完成部件的制造，就可以除去未烧结和/或未熔融的松散粉末。可以例如通过喷砂或抽吸进行去除。
任选地，可以在增材方法之后对部件进行后处理，后处理可以选自烧蚀处理(例如粉碎、抛光、研磨、钻孔、蚀刻、激光或等离子烧蚀)，积累处理(例如涂覆、涂漆、溅射、熔接、焊接)，热处理(例如加热和冷却)，电处理(电焊、电镀、腐蚀)，压力变化(压力增加、压力降低)，机械变形(压制、轧制、拉伸、成形)，以及其中至少两种的任何组合。
由于在增材制造方法中使用本发明粉末，所以可以制造高相对密度(即，非常低孔隙率)的部件。特别地，高相对密度是重要的，以便获得机械稳定的部件，因为孔或空隙可能是潜在的断裂位置。此外，隔热气体夹杂物也会损害导热性。材料中的所述绝缘区域可能是不利的，特别是如果要求部件具有高导热率。
此外，根据本发明方法允许获得具有大于90％，优选大于95％的相对密度的部件。
制造的部件例如可以是冷却元件、拓扑优化的轻质部件、医疗装置或个人化植入物。
本发明粉末的使用允许制造具有复杂或精细结构的部件。本发明方法非常适于制造由于其复杂的几何形状而不能通过常规减成法(例如铣削)制造的部件。
测量方法
就副本中指定的标准而言，这些参考一直指的是在应用日期有效的版本。
粒度分布
粒度分布可以根据ISO 13320:2009使用“Helos BR/R3”装置(Sympatec GmbH，Germany)通过激光衍射测定。根据粉末中存在的颗粒尺寸，此处的测量范围为0.9-875μm。
具有振动进料单元VIBRI(具有文丘里喷嘴)的干式分散系统RODODS/M(SympatecGmbH，Germany)可用于分散粉末颗粒。样品量在此上下文中是5克。在该过程中使用的激光辐射的波长是632.8nm。可以基于米氏理论进行分析。粒度以体积分布的形式获得，即粒度分布以本发明范围内的体积分布求和曲线的形式确定。
d2、d50和d90值可以通过ISO 9276-2:2014中所述的激光衍射(体积分布)测量的粒度分布来计算。
雪崩能量
为了确定本发明粉末的雪崩能量(ELaw)，可以通过本文所述的旋转粉末分析来表征粉末。例如，运行Revolution Version 6.06软件的Revolution Powder Analyzer ModelRev2015(来自Mercury Scientific Inc.，Newton，USA)可用于确定雪崩能量。在本发明的范围内，以下程序用于测量雪崩能量：
整重和总体积用于确定粉末的堆积密度。圆柱形量筒装有100毫升粉末。测量筒的直径为100毫米，深度为35毫米。量筒围绕水平取向的圆柱轴线以0.3转/分钟的恒定速度旋转。圆柱体的两个前面(它们一起封闭填充到圆柱形量筒中的粉末)中的一个是透明的。在测量开始之前，将量筒旋转60秒。对于实际测量，使用相机以在沿着量筒的旋转轴旋转期间以每秒10个图像的图像速率拍摄粉末的照片。在这种情况下，适当地选择相机参数，使得在粉末-空气界面处获得最高可能的对比度。在量筒旋转期间，粉末在重新流回到筒的下部之前对抗重力被拖动到一定高度。该流回通常以不稳定的冲击运动(不连续)发生，也称为雪崩。当记录了150次雪崩的滑移时，完成测量。
随后，通过数字图像分析而分析测量粉末的图像。图像被细分为相同大小的像素。区域和像素数取决于所使用的相机。将暗像素分配给粉末，将亮像素分配给粉末上方的空气体积。对于分配给粉末的每个像素，使用粉末的相应的体积(像素面积*筒深度)和密度来计算像素的质量。
此外，针对每个图像中的每个像素确定到基线的距离h。基线位于测量粉末之外，作为量筒圆周下方的水平切线。
该数据可用于方程Epotpixel＝m*g*h中来计算每个像素的势能(m＝质量[kg]，g＝重力加速度[m*s-2]，h＝基线以上的高度[m])。每个图像的所有计算的Epotpixel的总和用于计算记录时整个粉末的势能(EpotPulv)。通过将由此获得的EpotPulv除以所用粉末的质量来计算粉末的比势能(specficpotential energy)EpotSPulv。记录每个图像时粉末的比势能。当在筒旋转期间拖动粉末时，势能增加到最大值，然后在雪崩滑移后减小到最小值。由于所述雪崩的周期性滑移，EpotSPulv在测量期间在一定限度内变化。
计算每个EpotSPulv峰值和随后EpotSPulv谷值之间的差，通过该差值确定每个单个雪崩的势能ELaw_single。雪崩能量ELaw的平均值是根据所有雪崩能量的单个确定值ELaw_single计算的。
孔隙率
孔隙率由下式描述：
孔隙率P(％)＝(1-(ρgeo/ρth))×100％，
其中
ρgeo是部件的几何密度，ρth是部件的理论密度。
几何密度可以根据阿基米德原理确定，例如使用流体静力学标度。部件的理论密度对应于制备部件的材料的理论密度。相对密度Drel(％)遵循(ρgeo/ρth)×100％。
示例性实施方案
由可熔融和/或烧结的各种材料制成的粉末通过筛选来分级(表1)。来自德国Retsch GmbH的AS 200单元用于筛选。使用网眼宽度为10μm、20μm、45μm、63μm和140μm的不锈钢筛网，约100g粉末在不同的振幅下拉紧(strain)2-5分钟。
测定分级粉末的d2和d90值。如果值不满足条件，即d2值≥10μm且d90值≤200μm，则在筛选后，进行进一步的分级步骤，直到粒度分布在指定的限度内。本领域技术人员知道如何适当地选择各种筛网的网眼宽度，以便从粉末中除去超出规定范围的颗粒。
如果粉末满足规定的条件，即d2值≥10μm且d90值≤200μm，则还测量粉末的d50值和雪崩能量，并计算(ELaw/d50)比率。
使用设备ConceptLaser GmbH,Germany,model MLab，通过“选择性激光熔融”(SLM)将所有经过测量的粉末用于生产边长为10mm的立方体。始终使用相同的工艺参数(激光功率：95W，激光速度：150mm/s，线距(line distance)：0.09mm)。
如上所述测定所得部件的几何密度和相对密度。
粉末和由它们制造的部件的结果总结在表1中。
表1：表征的粉末和由它们制成的物体的总结。印刷部件质量：好＝相对密度>95％，差？？？？
从表1中显而易见的是，单独的平均粒径d50不是合适颗粒的合适选择标准。特别是通过比较表1中的实验3、8和13的粒度，这是显而易见的，其不允许识别最终部件的质量趋势。
图1以示例性方式示出了由粉末8和9制成的印刷部件的光学显微镜图像。显然，粉末9包括明显低于粉末8的孔隙率。
Claims (17)
1.用于增材制造方法的粉末，包括：
a)10μm或更大的d2值；
b)200μm或更小的d90值；和
c)≤0.8kJ/(kg*μm)的ELaw/d50比率，其中ELaw是雪崩能量，d50是平均粒径。
2.根据权利要求1的粉末，其特征在于粉末包括0.65kJ/(kg*μm)或更小的ELaw/d50值。
3.根据权利要求2的粉末，其特征在于粉末包括0.5kJ/(kg*μm)或更小的ELaw/d50值。
4.根据权利要求1-3中任一项的粉末，其特征在于粉末是金属。
5.根据权利要求4的粉末，其特征在于金属选自贵金属和贱金属。
6.根据权利要求4的粉末，其特征在于金属是合金。
7.根据权利要求6的粉末，其特征在于合金选自铜-锡合金、铝合金、钢合金和镍基合金。
8.根据权利要求7的粉末，其特征在于铝合金选自钛-铝合金。
9.根据权利要求4的粉末，其中金属是无定形金属。
10.根据权利要求9的粉末，其中无定形金属选自锆基无定形金属、铜基无定形金属和铁基无定形金属。
11.根据权利要求1-3和5-10中任一项的粉末，其特征在于至少80％的颗粒满足以下条件：0.8≤dmin/dmax≤1.0，其中dmin是颗粒的最小直径，dmax是颗粒的最大直径。
12.根据权利要求4的粉末，其特征在于至少80％的颗粒满足以下条件：0.8≤dmin/dmax≤1.0，其中dmin是颗粒的最小直径，dmax是颗粒的最大直径。
13.根据权利要求1-12中任一项的粉末在基于粉末床的增材制造方法中的用途。
14.根据权利要求13的用途，其中增材制造方法选自选择性激光熔融、选择性激光烧结和电子束熔融。
15.通过增材制造生产部件的方法，包括以下步骤：
a)提供包括10μm或更大的d2值、200μm或更小的d90值、不大于0.80kJ/(kg*μm)的ELaw/d50比率的粉末，和
b)由粉末增材制造部件。
16.根据权利要求15的方法，其中步骤a)包括以下子步骤：
a1)提供粉末；
a2)将粉末分级使粒度分布满足如下条件：d2≥10μm，d90≤200μm；
a3)选择ELaw/d50比率不大于0.80kJ/(kg*μm)的粉末。
17.根据权利要求15或16的方法，其中步骤b)包括以下子步骤：
b1)施加一层粉末；
b2)通过激光或电子辐射将至少部分粉末加热至烧结和/或熔融温度，随后冷却该加热的粉末。
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