CN116732393A - 一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金及其增材制造方法 - Google Patents
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Abstract
本发明公开了一种适用于增材制造工艺的Al‑Y‑Zr‑Mg‑Mn‑Sc铝合金及其增材制造方法，铝合金以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1‑9.8％，Zr0.15‑3.00％，Mg0.8‑1.6％，Sc0.10‑0.75％，Mn0.5‑4.2％，余量为Al和其他不可避免的杂质。本发明通过加入Y和更高含量的Zr，添加的Y和Zr不会发生固态相变，从而减少开裂；减少了Mg的使用量，降低增材制造中的裂纹易感性，减少Sc的使用，降低成本；减少Mn的使用量，大大限制了Al12Mn脆性相的形成量，并且避免了Al6Mn和Al12Mn之间的固态相变，允许增材制复杂或大型的组件进行后续热处理时，不会导致微观和宏观开裂；本发明的合金成分和增材制造方法可以在增材制造过程中生产无裂纹的复杂组件性，工作效率高。
Description
技术领域
本发明涉及增材制造技术领域，具体涉及一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金及其增材制造方法。
背景技术
通过增材制造(也称为3D打印)工艺生产的传统高强度铝合金通常会在增材制造工艺和随后的热处理中导致微裂纹和宏观裂纹。裂纹，特别是部件中的宏观裂纹，在严重情况下会干扰3D打印过程，导致打印失败。即使微裂纹也会严重减少3D打印部件的机械性能，尤其是延展性和疲劳性能。此外增材制造后，大多数3D打印组件在使用前需要消除应力并进行热处理，以优化材料性能，提高承载能力。由于应变时效开裂效应，3D打印组件材料在残余应力消除之前可能会强化过快，因此在热处理过程中也可能发生开裂。
原则上，通过专门设计铝合金来满足增材制造过程中的快速凝固过程，例如设计具有晶粒细化效果的合金，可以缓解开裂。在冶金方面，可以添加钪Sc、锆Zr等具有晶粒细化作用的元素，此外也可以添加其他元素用于强化合金。最近提出的一些AM(增材制造)高强度铝合金(下文简称AM合金)包括：
现有技术中的AM合金的相关专利、技术文件或出版物中均未提及合金成本或部件中宏观裂纹的问题；AM合金中镁Mg会在铝合金增材制造中引起的高裂纹敏感性；上述AM合金中锰Mn含量过高，会在增材制造过程和热处理过程的热循环过程中引起微观组织应变，增加开裂的敏感性，导致3D打印复杂或大型部件开裂。现有技术中均通过添加大量的钪Sc元素来对抗高裂纹敏感性，钪Sc极其昂贵，添加Sc将大幅增加合金的总体成本。
因此，本发明旨在设计一种新型铝合金，其Sc和Mn含量显著降低，成本更低，解决Sc高成本和Mn诱发的脆性相问题，更重要的是，允许其用于增材制造以生产大型复杂部件而不开裂，显然具有实际的现实意义。
发明内容
本发明的目的是提供一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金及其增材制造方法，通过增加钇Y和更高含量的锆Zr，也减少了镁Mg、钪Sc和锰Mn的使用量，降低增材制造中的裂纹易感性，降低成本。
为达到上述目的，本发明采用的技术方案是：一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1-9.8％，Zr0.15-3.00％，Mg0.8-1.6％，Sc0.10-0.75％，Mn0.5-2.4％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
上文中，所述其他不可避免的杂质为增材制造工艺进行时或铝合金制备过程中混入的杂质。
优选地，还可以添加其他元素，包括但不限于Cu、Zn、Si、Li、Fe。
优选地，合金包括粉末形态和铸态，粉末粒径为10-200um。
优选地，添加Y后，铝基体中形成Al3Y，在液相线以下没有固态相变。
优选地，在液相线以下的较大温度范围内，仅在铝基体中形成Al3Y单相，形成稳定的FCC(基体Al)+Al3Y，可以避免诱发增材制造和后续热处理过程中的开裂，Al3Y同时也可以产生一些强化效果。
优选地，添加Zr后，铝基体中形成Al3Zr，在液相线以下没有固态相变。
上文中，本发明合金的Zr含量也高于现有技术中的其他AM合金，以解决Mn，Sc含量减少导致的强度降低的问题。铝基体中的Zr与Y类似，在液相线以下没有固态相变，在增材制造和热处理工艺的热循环中更不容易引起开裂。
优选地，合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在500℃以上形成。
上文中，本发明合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在非常高的温度下形成，将有利于晶粒细化，降低增材制造裂纹敏感性。
上文中，使用Y和更高含量Zr，可以减少Sc的使用，降低成本，而且Mn的使用也可以因此减少，限制了Al12Mn脆性相的形成量，允许增材制造的组件进行后续热处理，在消除应力和加强应力时，不会导致微观和宏观开裂，并增加合金的强化。
本申请还要求保护一种增材制造方法，所述增材制造采用上文所述的适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金。
优选地，所述增材制造工艺包括选择性激光熔化、激光粉末层熔化、电子束熔化、直接激光沉积。
优选地，增材制造的能量密度范围为20～1000J/mm3，能量密度定义为：
在上述方程中，Ed是能量密度，P是激光或其他热源功率，v是扫描速度，h是激光扫描间距。
上文中，通过这四个工艺参数的相互配合，使得激光选区熔融期间激光体积能量密度Ev保持在20～100J/mm3范围内，如果不在此范围内，会造成合金内部形成大量的孔洞以及缺陷，导致合金性能的下降。
优选地，P＝100-1000W，V＝500-4000mm/s，h＝0.1-1.0mm，t＝0.02-0.12mm。
优选地，增材制造的工艺参数包括：激光或电子束直径50-300um；基材加热温度20℃～200℃。
上文中，增材制造的能量密度和基板加热允许本合金在打印和后处理复杂大型组件时无裂纹生产。
与之相应的另一种技术方案：一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1-9.8％，Zr0.15-3.00％，Mg0.8-1.6％，Sc0.10-0.75％，Mn2.4-4.2％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
上文中，所述其他不可避免的杂质为增材制造工艺进行时或铝合金制备过程中混入的杂质。
优选地，还可以添加其他元素，包括但不限于Cu、Zn、Si、Li、Fe。
优选地，合金包括粉末形态和铸态，粉末粒径为10-200um。
优选地，添加Y后，铝基体中形成Al3Y，在液相线以下没有固态相变。
优选地，在液相线以下的较大温度范围内，仅在铝基体中形成Al3Y单相，形成稳定的FCC(基体Al)+Al3Y，可以避免诱发增材制造和后续热处理过程中的开裂，Al3Y同时也可以产生一些强化效果。
优选地，添加Zr后，铝基体中形成Al3Zr，在液相线以下没有固态相变。
上文中，本发明合金的Zr含量也高于现有技术中的其他AM合金，以解决Mn，Sc含量减少导致的强度降低的问题。铝基体中的Zr与Y类似，在液相线以下没有固态相变，在增材制造和热处理工艺的热循环中更不容易引起开裂。
优选地，合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在500℃以上形成。
上文中，本发明合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在非常高的温度下形成，将有利于晶粒细化，降低增材制造裂纹敏感性。
上文中，使用Y和更高含量Zr，可以减少Sc的使用，降低成本，而且Mn的使用也可以因此减少，限制了Al12Mn脆性相的形成量，允许增材制造的组件进行后续热处理，在消除应力和加强应力时，不会导致微观和宏观开裂，并增加合金的强化。
本申请还要求保护一种增材制造方法，所述增材制造采用上文所述的适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金。
优选地，所述增材制造工艺包括选择性激光熔化、激光粉末层熔化、电子束熔化、直接激光沉积。
优选地，增材制造的能量密度范围为20～1000J/mm3，能量密度定义为：
在上述方程中，Ed是能量密度，P是激光或其他热源功率，v是扫描速度，h是激光扫描间距。
上文中，通过这四个工艺参数的相互配合，使得激光选区熔融期间激光体积能量密度Ev保持在20～100J/mm3范围内，如果不在此范围内，会造成合金内部形成大量的孔洞以及缺陷，导致合金性能的下降。
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优选地，增材制造的工艺参数包括：激光或电子束直径50-300um；基材加热温度20℃～200℃。
上文中，增材制造的能量密度和基板加热允许本合金在打印和后处理复杂大型组件时无裂纹生产。
由于上述技术方案运用，本发明与现有技术相比具有下列优点：
1.本发明的合金使用现有技术中的其他AM合金中没有的钇Y和更高含量锆Zr，添加的Y和Zr不会发生固态相变，从而减少开裂，也减少了镁Mg的使用量，降低增材制造中的裂纹易感性，而且减少钪Sc的使用，降低成本；
2.本发明的合金中锰Mn的使用量有所减少，限制了Al12Mn脆性相的形成量，并且避免了Al6Mn和Al12Mn之间的固态相变，允许增材制复杂或大型的组件进行后续热处理时，不会导致微观和宏观开裂；
3.本发明通过控制增材制造的工艺参数，避免合金内部形成大量的孔洞以及缺陷，避免其发生合金性能下降的问题，增材制造的能量密度和基板加热允许本合金在打印和后处理复杂大型组件时无裂纹生产；
4.本发明合金成分简单，增材制造方法简单，整体工作流程顺畅，本发明的合金成分和增材制造方法可以在增材制造过程中生产无裂纹的复杂组件性，工作效率高。
附图说明
为了更清楚地说明本发明具体实施方式或现有技术中的技术方案，下面将对具体实施方式或现有技术描述中所需要使用的附图作简单的介绍，显而易见地，下面描述中的一些附图是本发明的一些实施方式，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其他的附图。
图1为Al-Mg相图；
图2为Al-Mn相图；
图3为Al-Y相图；
图4为Al-Zr相图；
图5为实施例1、对比例2、对比例3、对比例4中的合金对3D打印组件开裂影响的比较图。
具体实施方式
下面将结合附图对本发明的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例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。
对比例1
本对比例涉及一种Scalmalloy合金(Al-Zr-Mg-Sc-Mn)，本申请中简称为AM合金1，其中，Sc含量为0.6-0.8wt％，Zr含量为0.2-0.5wt％。该合金主要由Al3Sc用于沉淀硬化和镁Mg作为溶质溶液强化元素进行强化。具体的配方见文献M.Awd,J.Tenkamp,S.Siddique,Comparison of Microstructure and Mechanical Properties ofProduced by Selective Laser Melting andLaserMetalDeposition,Materials(Basel).(2017)和3DAlchemy,/>AlMgScDatasheet,2016。
对比例2
本对比例涉及一种Al-Sc-Mn合金，本申请中简称为AM合金2，类似于Scalmalloy合金，其中Al-Mn-Sc合金中含有2.01wt％至15.0wt％的锰Mn、0.3wt％至2.0wt％的钪Sc、少量合金元素和附带物；具体的配方见美国专利US20200362440A1。
对比例3
本对比例涉及一种Al-Zr-Mg-Sc-Mn合金，本申请中简称为AM合金3，也类似于Scalmalloy，其中，该铝合金的质量百分数组成为Mg：2.0％-6.0％，Mn：0.1％-5％，Sc：0.1％-2.0％，Zr：0.05％-1.0％，其余为Al及不可去除的杂质元素；具体的配方见中国专利CN109175350A。
对比例4
本对比例涉及一种Al-Zr-Mg-Sc-Mn合金，本申请中简称为AM合金4，包括Mn：2.5～4.2wt％；Sc：0.3～0.6wt％；Zr：0.1～0.3wt％；Mg：0.8～1.2wt％；Si：0.2～0.25wt％；Fe：0.2～0.25wt％，Cu：0.1～0.2wt％；Zn：0.1～0.2wt％，其余为Al；具体的配方见中国专利CN109576536B。
实施例1
本实施例涉及一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1-9.8％，Zr0.15-3.00％，Mg0.8-1.6％，Sc0.10-0.75％，Mn0.5-4.2％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
上文中，所述其他不可避免的杂质为增材制造工艺进行时或铝合金制备过程中混入的杂质。
在其他优选实施例中，还可以添加其他元素，包括但不限于Cu、Zn、Si、Li、Fe。
进一步的，合金包括粉末形态和铸态，粉末粒径为10-200um。
进一步的，添加Y后，铝基体中形成Al3Y，在液相线以下没有固态相变。
进一步的，添加Zr后，铝基体中形成Al3Zr，在液相线以下没有固态相变。
进一步的，合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在500℃以上形成。
进一步的，本发明合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在非常高的温度下形成，将有利于晶粒细化，降低增材制造裂纹敏感性。
进一步的，使用Y和更高含量Zr，可以减少Sc的使用，降低成本，而且Mn的使用也可以因此减少，限制了Al12Mn脆性相的形成量，允许增材制造的组件进行后续热处理，在消除应力和加强应力时，不会导致微观和宏观开裂，并增加合金的强化。
下表为本实施例中的合金与对比例1～4中的合金的成分比较表：
从表中可以明显看出，AM合金1主要由Al3Sc用于沉淀硬化和镁Mg作为溶质溶液强化元素进行强化；AM合金2中的Mn含量较高，最大含量达15wt％；AM合金3中的Mg含量较高，最大含量达6wt％，锰(Mn)最大含量达5wt％；AM合金4中添加了一定量的锰Mn，最大含量为4.2％，同时含有其他几种微量元素。
从图1中的Al-Mg相图中可以明显看出，高镁Mg元素会增加铝基相FCC的凝固温度范围，增加裂纹敏感性。例如，AM合金3中所述的最大镁含量为6％，可导致铝中凝固冻结温度范围增加100℃，从而增加裂纹敏感性。这导致合金需要依靠增加昂贵的Sc含量来对抗高裂纹敏感性，从而增加合金成本；本实施例的合金成分与与现有AM合金的合金元素含量明显不同，特别是独特添加的Y元素和更高的Zr含量，以及较低的Sc、Mn、Mg含量。
上述对比例1～4中的AM合金的另一个问题是锰Mn含量过高。从图2中的Al-Mn相图中可以看出，合金中的锰Mn仅可在铝中溶解约1.5wt％。尽管增材制造过程中的快速冷却可以固溶更高的Mn含量，但AM合金2、3中的锰含量最高值大于或者达到5wt％，无法确保Mn完全固溶。根据热力学计算和已知的冶金知识可知，过量的Mn将在3D打印中和热处理过程中形成过量的脆性Al12Mn相，此外，高锰含量也会在高温下引起Al12Mn到Al6Mn的固态相变(如图2中的红色箭头所示)，这会在增材制造过程和热处理过程的热循环过程中引起微观组织应变，增加开裂的敏感性，导致3D打印复杂或大型部件开裂。
而本实施例中的新合金与前面对比例1～4中提到的AM合金1、2、3、4相比，本实施例中的合金添加了其他AM合金中没有的钇Y元素，根据热力学计算及图3中的Al-Y相图中可以看出，本实施例中的合金添加钇，形成Al3Y，与使用过量Mn进行强化相比，添加Y不会在液相线以下引起固态相变，在液相线以下的较大温度范围内，仅在铝基体中形成Al3Y单相，表明单Al3Y相跨越了较大的温度范围，形成稳定的FCC(基体Al)+Al3Y，可以避免诱发增材制造和后续热处理过程中的开裂，Al3Y同时也可以产生一些强化效果。
除了添加Y之外，本实施例中合金的Zr含量也高于其他AM合金，以补偿Mn，Sc含量减少导致强度降低。从图4中的Al-Zr相图中可以看出，铝基体中的Zr与Y类似，在液相线以下没有固态相变，与使用高锰含量的其他AM合金相比，在增材制造和热处理工艺的热循环中更不容易引起开裂。此外，本发明合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在非常高的温度下形成(在500-700℃的液相线以上)，将有利于晶粒细化，降低增材制造裂纹敏感性。
另一方面，本实施例使用Y和更高含量Zr，可以减少Sc的使用，降低成本，而且Mn的使用也可以因此减少，限制了Al12Mn脆性相的形成量，允许增材制造的组件进行后续热处理，在消除应力和加强应力时，不会导致微观和宏观开裂，并增加合金的强化。
实施例2
本实施例涉及一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y5％，Zr1.5％，Mg1.2％，Sc0.2％，Mn1％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
实施例3
本实施例涉及一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y8.2％，Zr2.2％，Mg1％，Sc0.4％，Mn2.5％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
实施例4
本实施例涉及一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，以质量百分比计，包括以下组分：Y2.5％，Zr0.7％，Mg1.4％，Sc0.6％，Mn3.5％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
实施例5
本实施例是在上述实施例1～4任一项的基础上进行的，与上述实施例1～4相同之处不予赘述。
本实施例涉及一种增材制造方法，所述增材制造采用实施例1所述的适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金。
本实施例中，所述增材制造工艺采用激光粉末床熔接LPBF，在其他实施例中，所述增材制造工艺还包括选择性激光熔化、电子束熔化、直接激光沉积。
优选地，增材制造的能量密度范围为20～1000J/mm3，能量密度定义为：
在上述方程中，Ed是能量密度，P是激光或其他热源功率，v是扫描速度，h是激光扫描间距。
上文中，通过这四个工艺参数的相互配合，使得激光选区熔融期间激光体积能量密度Ev保持在20～100J/mm3范围内，如果不在此范围内，会造成合金内部形成大量的孔洞以及缺陷，导致合金性能的下降。
优选地，P＝100-1000W，V＝500-4000mm/s，h＝0.1-1.0mm，t＝0.02-0.12mm。
优选地，增材制造的工艺参数包括：激光或电子束直径50-300um；基材加热温度20℃～200℃。
上文中，增材制造的能量密度和基板加热允许本合金在打印和后处理复杂大型组件时无裂纹生产。
将对比例2～4中的合金与实施例1中的合金分别以本申请所述的增材制造方法用于激光粉末床熔接LPBF，即选用的合金不同，但其他条件完全相同；图5为实施例1中的合金和合金2，3，4对3D打印组件开裂影响的比较，从图5中明显可以看出，合金2，3，4(如图5中)在部件和微观结构中诱发了宏观裂纹；而实施例1中的合金在生产复杂的部件时不会导致开裂。相比之下，实验表明，在本发明的新合金和增材制造方法中，通过金属增材制可以生产无裂纹复杂部件。
对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。
Claims (20)
1.一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1-9.8％，Zr0.15-3.00％，Mg0.8-1.6％，Sc0.10-0.75％，Mn0.5-2.4％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，合金包括粉末形态和铸态，粉末粒径为10-200um。
3.根据权利要求1所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，添加Y后，铝基体中形成的Al3Y，在液相线以下没有固态相变。
4.根据权利要求3所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，添加Zr后，铝基体中形成的Al3Zr，在液相线以下没有固态相变。
5.根据权利要求4所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在500℃以上形成。
6.一种增材制造方法，其特征在于，所述增材制造采用权利要求1-5任一项所述的适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金。
7.根据权利要求6所述的一种增材制造方法，其特征在于，所述增材制造工艺包括选择性激光熔化、激光粉末层熔化、电子束熔化、直接激光沉积。
8.根据权利要求6所述的一种增材制造方法，其特征在于，增材制造的能量密度范围为20～1000J/mm3，能量密度定义为：
在上述方程中，Ed是能量密度，P是激光或其他热源功率，v是扫描速度，h是激光扫描间距。
9.根据权利要求8所述的一种增材制造方法，其特征在于，P＝100-1000W，V＝500-4000mm/s，h＝0.1-1.0mm，t＝0.02-0.12mm。
10.根据权利要求6所述的一种增材制造方法，其特征在于，增材制造的工艺参数包括：激光或电子束直径50-300um；基材加热温度20℃～200℃。
11.一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，以质量百分比计，包括以下组分：Y0.1-9.8％，Zr0.15-3.00％，Mg0.8-1.6％，Sc0.10-0.75％，Mn2.4-4.2％，余量为Al和其他不可避免的杂质。
12.根据权利要求11所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，合金包括粉末形态和铸态，粉末粒径为10-200um。
13.根据权利要求11所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，添加Y后，铝基体中形成的Al3Y，在液相线以下没有固态相变。
14.根据权利要求13所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，添加Zr后，铝基体中形成的Al3Zr，在液相线以下没有固态相变。
15.根据权利要求14所述的一种适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金，其特征在于，合金中形成的Al3Y相和Al3Zr相在500℃以上形成。
16.一种增材制造方法，其特征在于，所述增材制造采用权利要求11-15任一项所述的适用于增材制造工艺的Al-Y-Zr-Mg-Mn-Sc铝合金。
17.根据权利要求16所述的一种增材制造方法，其特征在于，所述增材制造工艺包括选择性激光熔化、激光粉末层熔化、电子束熔化、直接激光沉积。
18.根据权利要求16所述的一种增材制造方法，其特征在于，增材制造的能量密度范围为20～1000J/mm3，能量密度定义为：
在上述方程中，Ed是能量密度，P是激光或其他热源功率，v是扫描速度，h是激光扫描间距。
19.根据权利要求18所述的一种增材制造方法，其特征在于，P＝100-1000W，V＝500-4000mm/s，h＝0.1-1.0mm，t＝0.02-0.12mm。
20.根据权利要求16所述的一种增材制造方法，其特征在于，增材制造的工艺参数包括：激光或电子束直径50-300um；基材加热温度20℃～200℃。
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