CN115889812B - 一种增材制造高强塑钛合金及其制备方法和应用 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种增材制造高强塑钛合金及其制备方法和应用，属于金属材料增材制造技术领域。本发明首先提供粒径为15～53μm、化学组成为Fe 0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免杂质的球形钛合金粉末，然后将所述球形钛合金粉末在特定条件下进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金；再将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金。本发明采用共析元素Fe作为合金化元素，对人体无毒，经选择性激光熔化增材制造以及热处理两种工艺共同作用，所得钛合金具有良好的强塑性。
Description
技术领域
本发明涉及金属材料增材制造技术领域，尤其涉及一种增材制造高强塑钛合金及其制备方法和应用。
背景技术
以选择性激光熔化(Selective LaserMelting，SLM)为代表的增材制造技术，其成型精度高，可以快速批量化生产形状复杂的零部件，满足了人体植入领域对于“定制化”的强烈需求。钛及钛合金由于其优良的生物相容性在临床医疗领域得到了快速发展(Recentmetallic materials for biomedical applications,Metallurgical and Materials,Transactions A,2002,33(3):477.Structure and mechanical properties of as-castTi-5Nb-xFe alloys,Materials Characterization,2010,61(9):851-858.)，但用于SLM这种增材制造成型的钛合金材料的发展处于相对落后的位置，难以满足临床医疗需求。例如临床医疗领域应用最多的两种材料为TA0(纯Ti)(Selective Laser Melting ofTitaniumAlloys andTitanium Matrix Composites forBiomedicalApplications:AReview,Advanced Engineering Materials,2016,18(4):456-677.Selective lasermelting of weak-textured commercially pure titanium with high strength andductility:A study from laser power perspective,Materials&Design,2017,116:352-358.)和TC4(钛合金Ti6Al4V)(Mechanicalproperties ofaTi6Al4Vporous structureproduced by selective laser melting,Materials&Design,2013,49:545-552.)，采用SLM增材制造法制备的TA0生物相容性好但其强度较低，采用SLM增材制造法制备的TC4强度较高，因而目前在人体植入领域应用最多。但TC4中的Al和V对人体不友好(Cytocompatibility ofvarious metal and development ofnew titanium alloys formedical implants,Materials Science and Engineering:A,1998,243(1):250-256.Effect ofTi,Al,and V ions on the relative growth rate of fibroblasts(L929)and osteoblasts(MC3T3-E1)cells,Bio-Med.Mater.Eng.1996,6:79-86.)。
目前，在SLM增材制造应用的钛合金主要“继承”自传统制造钛合金体系，这些材料的设计和优化是针对铸造、锻造、轧制、粉末冶金等传统工艺技术特点，多数材料不能适应SLM增材制造“堆焊”组织和超快冷(103～106K/s)的特点(Metal fabricationby additivemanufacturing using laser and electron beam melting technologies,Journal ofMaterials Science&Technology 28(1)(2012)1-14；Thermal behavior duringselective laser melting of commercially pure titanium powder:Numericalsimulation and experimental study,Additive Manufacturing 1(2014)99-109)，导致打印时产生开裂等问题。少数材料如TA0、TC4、TB9(Ti-3Al-8V-6Cr-4Mo-4Zr)等能够适应SLM增材制造技术，但仍未充分发挥增材制造的技术优势，也未克服增材制造钛或钛合金中缺陷多、残余应力大的问题，导致这些增材制造钛或钛合金的韧性、疲劳指标不及传统工艺。
发明内容
本发明的目的在于提供一种增材制造高强塑钛合金及其制备方法和应用，本发明采用共析元素Fe作为合金化元素，对人体无毒，经选择性激光熔化增材制造以及热处理两种工艺共同作用，所得钛合金具有良好的强塑性。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种高强塑钛合金的增材制造方法，包括以下步骤：
提供球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，化学组成为Fe0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质；
将所述球形钛合金粉末进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金；所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为160～200W，扫描速度为600～1200mm/s，扫描间距为0.03～0.07mm，铺粉厚度为0.02～0.05mm；
将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金。
优选地，所述球形钛合金粉末中Fe的含量为2.1～4.2wt％。
优选地，所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为170～180W，扫描速度为800～1100mm/s，扫描间距为0.05～0.06mm，铺粉厚度为0.03～0.04mm。
优选地，所述打印态合金包括α相和β相，所述α相的体积分数为4～85％，所述β相的体积分数为15～96％。
优选地，所述热处理包括α+β双相区热处理或β相区热处理。
优选地，所述热处理的温度为650～900℃，保温时间为20～360min。
优选地，升温至所述热处理的温度的升温速度为10～30℃/min。
优选地，所述热处理后还包括：将热处理后所得合金淬入常温态的水中，冷却至常温。
本发明提供了上述技术方案所述增材制造方法制备得到的高强塑钛合金，包括α相和β相，所述α相的体积分数为27～93％，所述β相的体积分数为7～23％；所述高强塑钛合金的屈服强度为677～1100MPa，抗拉强度为826～1180MPa，总延伸率为5.6～14.6％。
本发明提供了上述技术方案所述高强塑钛合金在制备生物医疗植入体中的应用。
本发明提供了一种高强塑钛合金的增材制造方法，包括以下步骤：提供球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，化学组成为Fe0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质；将所述球形钛合金粉末进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金；所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为160～200W，扫描速度为600～1200mm/s，扫描间距为0.03～0.07mm，铺粉厚度为0.02～0.05mm；将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金。本发明没有采用Al、V等对人体不友好或有害元素，而是采用共析元素Fe作为合金化元素，对人体无毒；以合适粒径以及Fe含量的球形钛合金粉末为原料，在合适的条件下进行选择性激光熔化增材制造，之后再经热处理，能够获得具有良好强塑性的钛合金，可以作为替代TA0和TC4的人体植入钛合金。
附图说明
图1为实施例1中球形钛合金粉末的扫描形貌图；
图2为实施例1制备的打印态合金的宏观拉伸样品形貌图；
图3为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的工程应力应变曲线图；
图4为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的相分布图；
图5为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的微观组织图；
图6为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的工程应力应变曲线图；
图7为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的相分布图；
图8为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的微观组织图；
图9为对比例1制备的打印态合金出现开裂的宏观照片；
图10为对比例3与实施例2中钛合金的孔缺陷光学显微照片分布图。
具体实施方式
本发明提供了一种高强塑钛合金的增材制造方法，包括以下步骤：
提供球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，化学组成为Fe0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质；
将所述球形钛合金粉末进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金；所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为160～200W，扫描速度为600～1200mm/s，扫描间距为0.03～0.07mm，铺粉厚度为0.02～0.05mm；
将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金。
本发明提供球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm。本发明采用上述粒径范围的球形钛合金粉末，具有较好的流动性，有利于保证经后续选择性激光熔化增材制造顺利成型；若球形钛合金粉末的粒径过小，导致流动性差，不利于选择性激光熔化的层层铺粉成型，导致无法打印成型；若球形钛合金粉末的粒径过大(如大于53μm)，在后续选择性激光熔化增材制造过程中需要的热输入就越大，相应的激光功率要增大，扫描速度要降低，导致选择性激光熔化增材制造所得打印态合金的粗糙度增大且尺寸精度降低，不利于定制化生产复杂形状且精度要求较高的零部件。
在本发明中，所述球形钛合金粉末的化学组成为Fe 0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质，所述Fe的含量优选为2.1～4.2wt％，进一步优选为2.5～3.9wt％，更进一步优选为3.2～3.8wt％。本发明没有采用Al、V等对人体不友好或有害元素，而是采用共析元素Fe作为合金化元素，对人体无毒，且具有低成本的优势。本发明中Fe元素是稳定β元素，若Fe含量过低，在选择性激光熔化增材制造过程中难以获得α+β双相组织，不利于后续通过热处理调控α相和β相的形态及比例，导致最终所得合金的力学性能和增材制造TA0(纯Ti)相差不大，效果不理想；若Fe含量过高，在选择性激光熔化增材制造过程中易使合金出现开裂，无法经后续热处理调控其微观组织、相比例及力学性能。
在本发明中，所述球形钛合金粉末优选为气雾化高温熔化合金铸锭而成；本发明对所述气雾化高温熔化合金铸锭时的具体操作条件没有特殊限定，保证得到满足上述粒径以及Fe含量的球形钛合金粉末即可。
得到球形钛合金粉末后，本发明将所述球形钛合金粉末进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金。在本发明中，所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为160～200W，具体可以为160W、170W、180W、190W或200W；扫描速度为600～1200mm/s，具体可以为600mm/s、700mm/s、800mm/s、900mm/s、1000mm/s、1100mm/s或1200mm/s；扫描间距为0.03～0.07mm，具体可以为0.03mm、0.04mm、0.05mm、0.06mm或0.07mm；铺粉厚度为0.02～0.05mm，具体可以为0.02mm、0.03mm、0.04mm或0.05mm。在本发明的实施例中，所述选择性激光熔化增材制造优选在选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)中进行。
在本发明中，所述打印态合金具体包括α相和β相；所述α相的体积分数优选为4～85％，更优选为6～70％，进一步优选为8～60％，更进一步优选为10～40％；所述β相的体积分数优选为15～96％，更优选为30～94％，进一步优选为40～92％，更进一步优选为60～90％。在本发明中，所述打印态合金的屈服强度具体为0～1150MPa；抗拉强度具体为257～1200MPa，进一步具体为600～1200MPa；总延伸率具体为0.1～4.4％，进一步具体为0.6～4.4％。
得到打印态合金后，本发明将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金。在本发明中，所述热处理的温度优选为650～900℃，更优选为700～860℃，进一步优选为760～840℃，更进一步优选为800～820℃；保温时间优选为20～360min，更优选为30～260min，进一步优选为45～180min，更进一步优选为60～120min。在本发明中，升温至所述热处理的温度的升温速度优选为10～30℃/min，更优选为20℃/min。
在本发明中，所述热处理优选包括α+β双相区热处理或β相区热处理；本发明优选根据打印态合金中α相以及β相的体积分数确定采用α+β双相区热处理还是β相区热处理，具体的，铁含量较低时，经选择性激光熔化增材制造所得打印态合金中α相体积分数较高，如果采用α+β双相区热处理，则α相软化严重，并发生组织粗化，强度与纯钛差别不大，达不到高强高塑的目的，而如果采用β相区热处理，软化了含量较少的β相，塑性得到提高强度略微下降，有利于获得具有高强高塑性能的钛合金；而铁含量较高时，经选择性激光熔化增材制造所得打印态合金中高强脆性的β相体积分数较高，可以采用α+β双相区热处理或β相区热处理，其中，采用β相区热处理会软化β相，而采用α+β双相区热处理不仅会软化α，还会有新生的α相，新生的α相强度更低，经选择性激光熔化增材制造所得打印态合金中生成的α相也会软化，所以采用α+β双相区热处理强度降低更快，延伸率提高更多。在本发明中，所述α+β双相区热处理的温度优选为750～770℃，更优选为760℃；所述β相区热处理的温度优选为810～830℃，更优选为820℃。
在本发明中，所述热处理优选在空气气氛中进行。在本发明中，所述热处理采用的加热装置优选为电阻式加热炉、燃料加热炉或感应加热炉。本发明优选在上述条件下对打印态合金进行特殊的α+β双相区或β相区热处理，使其中的α和β相比例改变，进而调控合金微观组织以及性能，获得多性能可调的高强塑钛合金，其力学性能可以涵盖商用TA0及TC4的性能调控区间，可以作为替代商用TA0和TC4的人体植入钛合金。
所述热处理后，本发明优选将所得合金淬入常温态的水中，冷却至常温，得到高强塑钛合金。在本发明的实施例中，所述常温具体为25℃。本发明优选采用水淬对热处理后所得合金进行冷却，能够实现快速冷却，控制α和β相含量，如果采用其他冷却方式如空冷，会导致冷速过慢而影响其高温到低温的相变，不利于相比例的控制。
本发明提供了上述技术方案所述制备方法制备得到的高强塑钛合金，所述高强塑钛合金包括α相和β相；所述α相的体积分数具体为27～93％，进一步具体为48～91％，更进一步具体为67～88％；所述β相的体积分数具体为7～23％，进一步具体为9～52％，更进一步具体为12～33％。在本发明中，所述高强塑钛合金的屈服强度具体为677～1100MPa，进一步具体为936～1056MPa；抗拉强度具体为826～1180MPa，进一步具体为970～1090MPa；总延伸率具体为5.6～14.6％，进一步具体为10.1～13.2％。
本发明提供了上述技术方案所述高强塑钛合金在制备生物医疗植入体中的应用。本发明提供的高强塑钛合金具有良好的强塑性综合力学性能，且只含有一种共析元素Fe作为合金化元素，无Mo、Zr等贵金属元素，无Al、V等对人体不友好或有害元素，具有低成本且无毒的特点，可以作为替代商用TA0和TC4的人体植入钛合金，能够满足生物医疗植入体对定制化增材制造高性能钛合金的需求。
下面将结合本发明中的实施例，对本发明中的技术方案进行清楚、完整地描述。显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
实施例1
本实施例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，组成为Fe 2.1wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)进行增材制造，得到打印态合金；其中，选择性激光熔化增材制造的参数包括：激光功率为180W，扫描速度为1200mm/s，扫描间距为0.05mm，铺粉厚度为0.03mm；
将所述打印态合金置于电阻式加热炉中，在空气气氛中，以20℃/min速率从常温(25℃)升温至820℃，保温30min进行β相区热处理，然后迅速淬入常温态的水中冷却至常温，得到高强塑钛合金(记为打印+热处理合金)。
图1为实施例1中球形钛合金粉末的扫描形貌图，由图1可知，本发明的钛合金粉末的球形度很好，粒径范围在15～53μm，适用于选择性激光熔化增材制造成型技术。
图2为实施例1制备的打印态合金的宏观拉伸样品形貌图，由图2可知，实施例1制备的打印态合金宏观样品的成型性很好，无制造裂纹。
图3为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的工程应力应变曲线图，由图3可知，实施例1制备的打印态合金强度很高，但是延伸率较低，经热处理调控后延伸率大大提高，强度仅略微降低，获得高强高塑的钛合金。
图4为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的相分布图，其中，白色代表β相，灰色代表α相；由图4可知，实施例1制备的打印态合金含有β相和α相双相，其中基体组织以α相为主，且灰色的α相呈现细针状，在热处理后α相的细针状发生略微粗化，且脆性的β相减少，这两者的变化均会带来塑性的提高。
图5为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的微观组织图，由图5可知，细针状α相在热处理后发生粗化。
表1为实施例1制备的打印态合金和打印+热处理合金的力学性能数据，由表1可知，将所述球形钛合金粉末经选择性激光熔化增材制造制备得到的打印态合金的屈服强度为1150MPa，抗拉强度达到1200MPa，延伸率为4.4％，性能与增材制造商用TC4性能相当(表2)，其在β相区热处理后所得打印+热处理合金的屈服强度为677MPa，抗拉强度为826MPa，延伸率为14.6％，虽然强度略微下降，但是延伸率是热处理前的约3倍，具有良好的强塑性匹配，而且延伸率与增材制造商用TA0相差不大，强度高于增材制造商用TA0(表2)；此外，从表1可知，打印态合金中β相比例为15％，α相含量为85％，在经热处理后β相比例降低至7％，α相含量提高到93％，获得了优良强塑性匹配的高强塑钛合金。
表1实施例1中打印态合金和打印+热处理合金的力学性能
表2增材制造商用纯钛(TA0)与增材制造商用Ti6Al4V(TC4)的力学性能
实施例2
本实施例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，组成为Fe 3.8wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)进行增材制造，得到打印态合金；其中，选择性激光熔化增材制造的参数包括：激光功率为160W，扫描速度为800mm/s，扫描间距为0.06mm，铺粉厚度为0.04mm；
将所述打印态合金置于电阻式加热炉中，在空气气氛中，以20℃/min速率从常温(25℃)升温至820℃，保温60min进行β相区热处理，然后迅速淬入常温态的水中冷却至常温，得到高强塑钛合金(记为打印+热处理合金)。
图6为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的工程应力应变曲线图，由图6可知，实施例2制备的打印态合金的样品很脆，其未到其极限抗拉强度就发生断裂，所以测得的抗拉强度和延伸率均较低，在热处理后强度高达1180MPa且延伸率达到5.6％，综合力学性能优异。
图7为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的相分布图，其中，白色代表β相，灰色代表α相；由图7可知，实施例2制备的打印态合金样品含有β相和α相双相，其中基体组织以片状β相为主，少量α相弥散分布在β相基体中，片状的β相连成更大的块状，由于β相更脆，所以导致打印态合金样品较脆，在热处理后脆性片状/块状β相大大减少，更多细小弥散的α相析出并弥散分布在β相基体中。
图8为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的微观组织图，由图8可知，在热处理后脆性片状/块状β相减少，细小弥散的α相(图中白色)析出并分割块状的β相形成了软硬交替分布的异构组织，使其具有高强高塑的综合力学性能。
表3为实施例2制备的打印态合金和打印+热处理合金的力学性能数据，本实施例制备的打印态合金未开裂，虽然强塑性均较低(屈服强度为0MPa，抗拉强度640MPa，延伸率0.5％)，但在β相区热处理后，其中的β相比例减少，不仅强度大大提高，且延伸率提高为原来的10倍左右，获得了抗拉强度达到1180MPa、延伸率达到5.6％的高强塑钛合金。
表3实施例2中打印态合金和打印+热处理合金的力学性能
实施例3
本实施例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，组成为Fe 4.2wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)进行增材制造，得到打印态合金；其中，选择性激光熔化增材制造的参数包括：激光功率为170W，扫描速度为1100mm/s，扫描间距为0.07mm，铺粉厚度为0.05mm；
将所述打印态合金置于电阻式加热炉中，在空气气氛中，以20℃/min速率从常温(25℃)升温至760℃，保温120min进行α+β双相区热处理，然后迅速淬入常温态的水中冷却至常温，得到高强塑钛合金(记为打印+热处理合金)。
表4为实施例3制备的打印态合金和打印+热处理合金的力学性能数据，本实施例制备的打印态合金未开裂，虽然强塑性均较低(屈服强度为0MPa，抗拉强度257MPa，延伸率0.1％)，但在α+β双相区热处理后，其中的β相比例减少，α相含量增加，强度塑性均大大提高，获得了抗拉强度达到970MPa、延伸率达到10.1％的高强塑钛合金。
表4实施例3中打印态合金和打印+热处理合金的力学性能
对比例1
本对比例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，组成为Fe 5.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)进行增材制造，其中，选择性激光熔化增材制造的参数与实施例1相同，结果显示所得打印态合金出现开裂(如图9所示)，无法经后续热处理调控其微观组织、相比例及力学性能。
对比例2
按照实施例1的方法以球形钛合金粉末为原料依次进行选择性激光熔化增材制造以及热处理，不同之处仅在于所述球形钛合金粉末中Fe含量为0.5wt％，所得打印态合金以及打印+热处理合金均未获得高强塑的效果，且其打印态样品和打印+热处理态样品的力学性能和增材制造商用纯钛相差不大，主要原因是Fe元素是稳定β元素，Fe含量过低，难以获得α+β双相组织，不利于后续通过热处理调控α相和β相的形态及比例，导致最终的力学性能和增材制造商用纯钛相差不大，效果不理想。
对比例3
本对比例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，组成为Fe 3.8wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用传统粉末冶金压制烧结的方法成型，具体是将所述球形钛合金粉末在800MPa压力下压制成块体，再置于真空气氛保护炉中，以20℃/min速率从常温(25℃)升温至1600℃，保温2h进行烧结成型，炉冷至常温，得到压制烧结钛合金。
将所述压制烧结钛合金进行微观组织观察以及力学性能测试，并与实施例2制备的打印+热处理合金相比，图10为对比例3与实施例2制备的钛合金的孔缺陷光学显微照片分布图，图中黑色为孔缺陷，如图10所示，所述压制烧结钛合金中的孔缺陷太多，其致密度远低于实施例2制备的打印+热处理合金，导致压制烧结钛合金力学性能极差(由于其孔缺陷太多，样品无法测得拉伸力学性能)，无法获得实施例2制备的打印+热处理合金的力学性能。
对比例4
本对比例所用原料为球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径小于15μm，组成为Fe 4.2wt％和余量Ti及不可避免的杂质；所述球形钛合金粉末为气雾化高温熔化合金铸锭而成；
将所述球形钛合金粉末用选择性激光熔化3D打印设备(HBD100)进行增材制造，其中，选择性激光熔化增材制造的参数与实施例3相同，结果显示无法成型，主要原因是该粒径的球形钛合金粉末由于粒径太小导致流动性差，不利于选择性激光熔化的层层铺粉成型，导致无法打印成型，更无法通过后续热处理调控其性能。
对比例5
按照实施例1的方法以球形钛合金粉末为原料进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金，不同之处在于本对比例中选择性激光熔化增材制造的参数包括：激光功率为80W，扫描速度为1300mm/s，扫描间距为0.05mm，铺粉厚度为0.06mm。
本对比例制备的打印态合金与实施例1制备的打印态合金的力学性能数据如表5所示，由表5可知，选择性激光熔化增材制造的参数选择不当，会造成打印缺陷多以及打印样品力学性能差的问题。
表5对比例5与实施例1制备的打印态合金的力学性能
| 样品 | 屈服强度(MPa) | 抗拉强度(MPa) | 总延伸率(％) |
| 实施例1 | 1150 | 1200 | 4.4 |
| 对比例5 | 820 | 901 | 3.5 |
以上所述仅是本发明的优选实施方式，应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以做出若干改进和润饰，这些改进和润饰也应视为本发明的保护范围。
Claims (9)
1.一种高强塑钛合金的增材制造方法，包括以下步骤：
提供球形钛合金粉末，所述球形钛合金粉末的粒径为15～53μm，化学组成为Fe 0.8～4.5wt％和余量Ti及不可避免的杂质；
将所述球形钛合金粉末进行选择性激光熔化增材制造，得到打印态合金；所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为160～200W，扫描速度为600～1200mm/s，扫描间距为0.03～0.07mm，铺粉厚度为0.02～0.05mm；
将所述打印态合金进行热处理，得到高强塑钛合金；所述热处理的温度为650～900℃，保温时间为20～360min。
2.根据权利要求1所述的增材制造方法，其特征在于，所述球形钛合金粉末中Fe的含量为2.1～4.2wt％。
3.根据权利要求1所述的增材制造方法，其特征在于，所述选择性激光熔化增材制造的条件包括：激光功率为170～180W，扫描速度为800～1100mm/s，扫描间距为0.05～0.06mm，铺粉厚度为0.03～0.04mm。
4.根据权利要求1～3任一项所述的增材制造方法，其特征在于，所述打印态合金包括α相和β相，所述α相的体积分数为4～85％，所述β相的体积分数为15～96％。
5.根据权利要求4所述的增材制造方法，其特征在于，所述热处理包括α+β双相区热处理或β相区热处理。
6.根据权利要求1所述的增材制造方法，其特征在于，升温至所述热处理的温度的升温速度为10～30℃/min。
7.根据权利要求1所述的增材制造方法，其特征在于，所述热处理后还包括：将热处理后所得合金淬入常温态的水中，冷却至常温。
8.权利要求1～7任一项所述增材制造方法制备得到的高强塑钛合金，包括α相和β相，所述α相的体积分数为27～93％，所述β相的体积分数为7～23％；所述高强塑钛合金的屈服强度为677～1100MPa，抗拉强度为826～1180MPa，总延伸率为5.6～14.6％。
9.权利要求8所述高强塑钛合金在制备生物医疗植入体中的应用。
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