CN117983834A - 一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，涉及激光增材制造技术领域。本发明提供的激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，包括以下步骤：将陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合，得到混合粉末；将所述混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料。本发明提供的制备方法能够细化晶粒，提高强度和硬度，提升镍基高温合金/陶瓷复合材料的综合性能。
Description
技术领域
本发明涉及激光增材制造技术领域，具体涉及一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法。
背景技术
随着航空发动机技术的迅速发展，如何提高发动机的推重比、提升结构可靠性和耐久性、降低燃油消耗率已经成为提升发动机性能的关键技术。镍基高温合金具有良好的抗氧化和抗热腐蚀性能、优异的抗疲劳性能、高的组织稳定性和安全可靠性等，被广泛应用于航空航天、核工业、能源动力、石油化工等领域的关键热端部件，是现代国防和国民经济建设不可替代的关键材料。IN718是一种沉淀强化类型的镍基高温合金，在650℃以下的屈服强度居于变形高温合金的首位，具有良好的抗疲劳性能，耐辐射性能，高温稳定性，广泛应用于风扇、机匣、涡轮盘、紧固件和连接轴承等。目前IN718高温合金已成为航空工业领域产量最大、应用最广的高温合金，占高温合金总量的35％以上。SiC陶瓷因其较高的抗拉强度、较稳定的高温性能，且使用温度可达1200℃，已经成为金属及陶瓷等的颗粒增强材料。将陶瓷颗粒的加入到镍基高温合金中，不仅提高了复合材料的使用温度(600～1000℃)，同时也提升复合材料的服役性能，已经成为近年来关注的一个研究方向。
基于铺粉方式的激光粉末床熔融(LaserPowderBed Melting)技术利用高能激光束对薄层粉末进行逐层扫描熔化，具有成形精度高，加工周期短且无需后续加工等优点，突破了传统制造成形技术和结构设计的束缚和限制，为实现复杂结构零部件的开发提供了新的研究思路，能够满足航空航天等领域成形技术快速发展的需求。然而，激光快速成形过程中产生快的冷却速率和高的温度梯度，凝固组织相比于传统铸造晶粒明显细化，导致力学性能呈现各向异性，影响服役过程中的使用寿命。表1中列举了不同的镍基高温合金/陶瓷复合材料分类、制备方法和成本的对比总结。
表1不同的镍基高温合金/陶瓷复合材料分类、制备方法和成本的对比
中国专利CN112522564A涉及到一种TiB2颗粒增强镍基高温合金的制备方法，首先将镍基高温合金(IN718)在高温且真空环境下进行熔融，将TiB2加入到熔融合金中，进行保温和浇筑。枝晶间距明显减小，细化了晶粒，复合材料强度提升。但是该方案操作过程复杂，枝晶间还存在微观偏析，另外无法判断TiB2是否均匀加入到熔融合金中。
中国专利CN116604031A涉及到一种提高激光增材制造IN718合金硬度的方法，通过粉末球磨的方法将Al元素加入到IN718高温合金粉末中，使合金的硬度提升，但过多的Al促进了Nb元素的偏析，导致组织中析出大量连续链状和网状分布的脆性Laves，且未涉及组织均匀化和强度。
文献“D Gu,H Zhang,D Dai,et al.Laser additive manufacturing ofnano-TiCreinforced Ni-based nanocomposites with tailored microstructure andperformance.Composites Part B Engineering,2019,163:585-597.”利用激光粉末床熔融制备IN718/TiC复合材料，但成形的试样中存在较多细小的气孔，气孔的存在导致其致密度降低，降低了成型质量，阻碍了力学性能的提升。
文献“I Ho,T Hsu,Y Chang,et.al.Effects of CoAl2O4 inoculants onmicrostructure and mechanical properties of IN718 processed by selectivelaser melting.Additive Manufacturing,2020,35:101328.”通过球磨法在IN718高温合金原始粉末中加入0.2wt％CoAl2O4粉末，利用激光粉末床熔融进行复合粉末的成形，改善了沉积态的残余应力，提升了力学性能，但引入了合金元素之外的金属元素，后续无法去除。
为了优化激光粉末床熔融成形复合材料的质量，减少成形缺陷，进一步提升力学性能，在高温合金中加入陶瓷颗粒，陶瓷颗粒的尺寸、引入方式、物理化学特性、高温合金的界面匹配关系等决定成形质量。另外，复合粉末的成分，形状及尺寸，激光快速成形参数及成形环境都与成形精度密切相关。微观组织晶粒尺寸需进一步细化，强度和硬度有待提高。因此，粉末的制备及陶瓷颗粒的选择对激光粉末床熔融成形高性能的复合材料十分重要。
发明内容
本发明的目的在于提供一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，本发明提供的制备方法能够细化晶粒，提高强度和硬度，提升镍基高温合金/陶瓷复合材料的综合性能。
为了实现上述发明目的，本发明提供以下技术方案：
本发明提供了一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，包括以下步骤：
将陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合，得到混合粉末；
将所述混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料。
优选地，所述陶瓷粉末为SiC粉末；所述镍基高温合金粉末为IN718高温合金粉末。
优选地，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末的质量比为0.001～0.1：1。
优选地，所述陶瓷粉末的尺寸为0.001～200μm；所述镍基高温合金粉末的粒径范围为15～53μm。
优选地，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合包括依次进行的球磨和超声振动。
优选地，所述球磨为湿法球磨；所述球磨的转速为100～500r/min；所述球磨的时间为2～12h。
优选地，所述超声振动的功率为50～80W，所述超声振动的时间为0.5～4h。
优选地，所述激光粉末床熔融成形的条件包括：激光功率为100～500W，扫描速率为300～2000mm/s，扫描间距为30～90μm，加工层厚为30～60μm，光斑直径为75μm。
优选地，所述激光粉末床熔融成形的激光扫描方式为X、Y和XY中的一种。
优选地，所述激光粉末床熔融成形时采用的保护气体为高纯氩气；所述高纯氩气的氧气含量低于1000ppm。
本发明提供了一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，与现有的镍基高温合金/陶瓷复合材料制备方法相比较，本方法具有方便简单、普适性高、制备材料性能优异且能够成形任意复杂形状构件等特点。
作为优选的方案，本发明具有以下优点：
(1)本发明选取SiC陶瓷颗粒加入到镍基高温合金中，形成复合材料。SiC的加入未引入其他的合金元素，避免繁琐的去除工艺。SiC具有较高的熔点(2827℃)，不易与合金熔体发生反应。在高温下SiC发生分解，分解成Si离子和C离子，存在游离的硅离子时，Nb和Ti倾向于形成硅化物，MC碳化物在Al2O3颗粒周围形核，钉扎晶界，提升晶界强度。
(2)本发明提供的混合粉末制备工序简单，SiC粉末与IN718高温合金粉末以无水乙醇作为分散剂和粘接剂，通过低速球磨的方法使两种粉末混合，再加上适当时间的超声振动和搅拌，使二者更加均匀混合，确保SiC均匀附着在IN718合金球形颗粒表面。在后续干燥过程中，SiC与IN718能够保持良好的结合，有利于激光粉末床的铺展。另外，SiC陶瓷颗粒的存在，使组织细化，晶粒尺寸从17.54μm降低至14.37μm，减小了应力集中，提升了力学性能。
(3)本发明提供的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料制备方法简单，有效减少了成形过程的凝固缺陷，提高了沉积态的成型质量，节约高温合金/陶瓷复合材料制造成本，降低了后处理成本，适用性广。该方法为镍基高温合金/陶瓷复合材料制备提供了新的技术途径，在航空航天领域具有良好的应用前景。
附图说明
图1为本发明高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的制备工艺流程图；
图2为本发明实施例1、实施例2与对比例1制备的干燥后的混合粉末和IN718高温合金粉末的微观形貌图和粒径分布图；
图3为本发明实施例1及不同的激光功率制备的IN718/SiCμm复合材料的试样图；
图4为本发明实施例1制备的IN718/SiCμm复合材料的显微组织图；
图5为本发明实施例2制备的IN718/SiCnm复合材料的显微组织图；
图6为本发明对比例1制备的IN718高温合金的显微组织图；
图7为本发明实施例1、实施例2与对比例1制备的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料和IN718高温合金的室温拉伸曲线对比图；
图8为本发明对实施例1、实施例2与对比例1的激光功率进行改变后制备的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料和IN718高温合金的显微硬度对比图。
具体实施方式
本发明提供了一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，包括以下步骤：
将陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合，得到混合粉末；
将所述混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料。
本发明将陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合，得到混合粉末。在本发明中，所述陶瓷粉末优选为SiC粉末；所述镍基高温合金粉末优选为IN718高温合金粉末。在本发明中，所述陶瓷粉末的尺寸优选为0.001～200μm，更优选为0.001～100μm。在本发明中，当所述陶瓷粉末为球形时，所述陶瓷粉末的粒径范围优选为15～53μm，更优选为20～30μm；当所述陶瓷粉末为不规则形状时，所述陶瓷粉末的粒径范围优选为0.63～1.03μm，更优选为0.75～0.85μm。在本发明中，所述镍基高温合金粉末的粒径范围优选为15～53μm，更优选为20～30μm。本发明调控不同尺度的陶瓷粉末，获得了具有良好成形性和优异力学性能的镍基高温合金/陶瓷复合材料。
在本发明中，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末的质量比优选为0.001～0.1：1，更优选为0.02～0.05：1。
在本发明中，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合优选包括依次进行的球磨和超声振动。在本发明中，所述球磨优选为湿法球磨；所述湿法球磨的介质优选为无水乙醇。在本发明中，所述球磨的转速优选为100～500r/min，更优选为200～300r/min；所述球磨的转动方向优选为360°；所述球磨的时间优选为2～12h，更优选为4～8h。在本发明中，所述球磨采用的研磨球的材质优选为304不锈钢，球料质量比优选为2～3:1。
在本发明中，所述超声振动的功率优选为50～80W，更优选为65～70W；所述超声振动的时间优选为0.5～4h，更优选为2～3h。本发明通过球磨和超声振动使陶瓷粉末均匀附着在镍基高温合金粉末的表面。
本发明优选在所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合后，将所得材料进行干燥，得到混合粉末。本发明通过干燥去除水分。在本发明中，所述干燥的温度优选为50～100℃，更优选为80～90℃；所述干燥的时间优选为4～24h，更优选为8～12h。在本发明中，所述干燥优选在真空干燥箱或者电热鼓风干燥箱中进行。
本发明优选在所述干燥后进行筛分，得到混合粉末。在本发明中，所述混合粉末的粒径优选为15～55μm，更优选为20～30μm。
得到混合粉末后，本发明将所述混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料。在本发明中，所述激光粉末床熔融成形的条件优选包括：激光功率为100～500W，扫描速率为300～2000mm/s，扫描间距为30～90μm，加工层厚为30～60μm，光斑直径为75μm。在本发明中，所述激光功率更优选为200～300W；所述扫描速率更优选为833～1000mm/s；所述扫描间距更优选为75～80μm；所述加工层厚更优选为40～50μm。在本发明中，所述激光粉末床熔融成形的激光扫描方式优选为X、Y和XY中的一种，更优选为XY。
在本发明中，所述激光粉末床熔融成形时采用的保护气体优选为高纯氩气。在本发明中，所述高纯氩气的纯度优选大于99.99wt.％；所述高纯氩气的氧气含量优选低于1000ppm，更优选低于500ppm，进一步优选低于300ppm。本发明在上述保护氛围下进行激光粉末床熔融成形，可以防止氧气与混合粉末发生反应。
在本发明的具体实施例中，根据激光粉末床熔融成形的特征，在计算机上通过3维建模软件对模型进行设计，保存为STL格式，将其导入激光粉末床熔融成形设备的专业ARPS软件进行分层和切片，并对路径进行规划。
在本发明的具体实施例中，选用304不锈钢作为基板；在激光粉末床熔融成形过程中，将基板预热到100℃。
在本发明的具体实施例中，所述高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的制备工艺如图1所示。
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。
实施例和对比例中采用的IN718高温合金粉末的具体组成为：Cr:19.14wt％，Mo:3.13wt％，Nb:5.41wt％，Fe:18.63wt％，Co:0.28wt％，Ti:0.76wt％，Al:0.23wt％，Si:0.18wt％，C:0.019wt％，Mn:0.044wt％，Cu:0.028wt％，Ni:Bal。
实施例1
一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，具体步骤为：
将球形SiC粉末(SiCμm)与IN718高温合金粉末放入行星式球磨机的球磨罐中，加入无水乙醇(纯度为99.5wt.％)，使其完全没过粉末；球形SiC粉末的粒径分布为15～53μm；IN718高温合金粉末的粒径分布为15～53μm；所述球形SiC粉末的质量为球形SiC粉末和IN718高温合金粉末总质量的2.0％；添加的研磨球的材质为304不锈钢，控制球料质量比为2:1，转动方向为360°，转速为200r/min，球磨时间为8h。球磨结束后，将所得球磨体系在超声波清洗机中进行超声振动，超声振动的功率为65W，每次超声30min，超声4次，每次间隔10min。将超声后的产物放入鼓风干燥箱中，干燥温度为80℃，干燥时间为12h，进行筛分，得到粒径为15～55μm的干燥后的混合粉末。
根据激光粉末床熔融成形的特征，在计算机上通过3维建模软件对模型进行设计，保存为STL格式，将其导入激光粉末床熔融成形设备的专业ARPS软件进行分层和切片，并对路径进行规划。选用304不锈钢作为基板。在激光粉末床熔融成形过程中，将基板预热到100℃，通入99.99wt.％的高纯氩气作为保护气体，氧气含量低于300ppm。
设置激光粉末床熔融成形工艺参数，激光功率为250W，扫描速率为833mm/s，加工层厚为50μm，扫描间距为75μm，激光扫描方式为XY，光斑直径为75μm。对上述制备得到的干燥后的混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到IN718/SiCμm复合材料(IN718+2％SiCμm-250W)。之后通过电火花线切割将各IN718/SiCμm复合材料从304不锈钢基板上切开。
图2的(a1)和(a2)为本发明实施例1所述干燥后的混合粉末的扫描电镜图，图2的(a3)为实施例1所述干燥后的混合粉末的粒径分布图；图2的(c1)和(c2)为IN718高温合金粉末的扫描电镜图，图2的(c3)为IN718高温合金粉末的粒径分布图。从图中可以看出，SiCμm与IN718高温合金粉末均匀混合，SiCμm的加入增加了IN718高温合金粉末的平均颗粒尺寸。
图3为本发明实施例1及不同的激光功率制备的IN718/SiCμm复合材料的试样图。
图4为本发明实施例1制备的IN718/SiCμm复合材料的显微组织图。SiCμm的加入明显细化了晶粒。SiCμm在激光粉末床熔融成形过程中会发生分解，分解成游离的Si离子和C离子。存在游离的硅离子时，Nb和Ti倾向于形成硅化物；MC碳化物在Al2O3颗粒周围形核并进行长大。
室温屈服强度、抗拉强度和延伸率依据GB/T 32498-2016进行测试，显微硬度依据GB/T 9790-2021进行测试。实施例1制备的IN718/SiCμm复合材料的室温屈服强度为774MPa，抗拉强度为1016MPa，延伸率为13％，显微硬度为355HV。
实施例2
将不规则形状的SiC粉末(SiCnm)与IN718高温合金粉末放入行星式球磨机的球磨罐中，加入无水乙醇(纯度为99.5wt.％)，使其完全没过粉末；不规则形状的SiC粉末的粒径分布为0.63～1.03μm；IN718高温合金粉末的粒径分布为15～53μm；所述不规则形状的SiC粉末的质量为不规则形状的SiC粉末和IN718高温合金粉末总质量的2.0％；添加的研磨球的材质为304不锈钢，控制球料质量比为3:1，转动方向为360°，转速为300r/min，球磨时间为4h。球磨结束后，将所得球磨体系在超声波清洗机中进行超声振动，超声振动的功率为65W，每次超声30min，超声4次，间隔10min。将超声后的产物放入鼓风干燥箱中，干燥温度为80℃，干燥时间为12h，进行筛分，得到粒径为15～55μm的干燥后的混合粉末。
将所述干燥后的混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到IN718/SiCnm复合材料(IN718+2％SiCnm-250W)；激光粉末床熔融成形的过程和工艺参数与实施例1一致。
图2的(b1)和(b2)为本发明实施例2所述干燥后的混合粉末的扫描电镜图，图2的(b3)为实施例2所述干燥后的混合粉末的粒径分布图。从图中可以看出，SiCnm均匀附着在IN718高温合金粉末的表面，SiCnm的加入增加了IN718高温合金粉末的平均颗粒尺寸。
图5为本发明实施例2制备的IN718/SiCnm复合材料的显微组织图。
SiCnm的加入明显细化了IN718高温合金的晶粒组织，存在更多的硅化物和
MC碳化物。
采用和实施例1相同的测试方法，实施例2制备的IN718/SiCnm复合材料的室温屈服强度为794MPa，抗拉强度为1168MPa，延伸率为9％，显微硬度为357HV。
对比例1
将IN718高温合金粉末放入行星式球磨机的球磨罐中，加入无水乙醇(纯度为99.5wt.％)，使其完全没过粉末；IN718高温合金粉末的粒径分布为15～53μm；添加的研磨球的材质为304不锈钢，控制球料质量比为1:1，转动方向为360°，转速为200r/min，球磨时间为6h，确保其具有良好的球形度。球磨结束后，将所得球磨体系在超声波清洗机中进行超声振动，超声振动的功率为65W，每次超声30min，超声2次，间隔10min。将超声后的产物放入鼓风干燥箱中，干燥温度为80℃，干燥时间为12h，进行筛分，得到粒径为15～53μm的干燥后的球磨粉末。
根据激光粉末床熔融成形的特征，在计算机上通过3维建模软件对模型进行设计，保存为STL格式，将其导入激光粉末床熔融成形设备的专业ARPS软件进行分层和切片，并对路径进行规划。选用304不锈钢作为基板。在激光粉末床熔融成形过程中，将基板预热到100℃，通入99.99wt.％的高纯氩气作为保护气体，氧气含量低于300ppm。
设置激光粉末床熔融成形工艺参数，激光功率为250W，扫描速率为833mm/s，加工层厚为50μm，扫描间距为75μm，激光扫描方式为XY，光斑直径为75μm。对上述制备的干燥后的球磨粉末进行激光粉末床熔融成形，得到IN718高温合金。之后通过电火花线切割将IN718高温合金从304不锈钢基板上切开。
图6为本发明对比例1制备的IN718高温合金的显微组织图。
采用和实施例1相同的测试方法，对比例1制备的IN718高温合金的室温屈服强度为644MPa，抗拉强度为914MPa，延伸率为31％，显微硬度为330HV。
测试例
通过对实施例1、实施例2和对比例1制备的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料和IN718高温合金的显微组织进行对比可以看出，SiC的加入明显细化了IN718高温合金的晶粒，起到细晶强化的作用，SiC的分解使其存在更多的硅化物和MC碳化物，钉扎晶界，进一步提高了力学性能。
图7为本发明实施例1、实施例2和对比例1制备的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料和IN718高温合金的室温拉伸曲线对比图。可以看出，实施例1制备的IN718/SiCμm复合材料(IN718+2％SiCμm-250W)的力学性能相比于对比例1的IN718高温合金(IN718，激光功率为250W)，屈服强度提升了20.19％，抗拉强度提升了11.16％。实施例2制备的IN718/SiCnm复合材料(IN718+2％SiCnm-250W)的力学性能相比于对比例1的IN718高温合金(IN718-250W)，屈服强度提升了23.29％，抗拉强度提升了27.79％。
图8为本发明改变实施例1、实施例2和对比例1的激光功率后制备的高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料和IN718高温合金的显微硬度对比图。可以看出，在实施例1的基础上，将激光功率调整为200W和300W制备的IN718/SiCμm复合材料的显微硬度相比于对比例1的相应的激光功率下制备的IN718高温合金，分别提升了8.18％，7.58％，6.75％。在实施例2的基础上，将激光功率调整为200W和300W制备的IN718/SiCnm复合材料的显微硬度相比于对比例1的的相应的激光功率下制备的IN718高温合金，显微硬度分别提升9.70％，8.18％，16.56％。
实施例结果表明，本发明制备的IN718/SiCμm复合材料室温屈服强度≥750MPa，抗拉强度≥1000MPa，硬度≥345HV，相比于在IN718中加入5％的Al元素的沉积态硬度相比(CN116604031A)提高了5.03％；相比文献中IN718加入CoAl2O4的屈服强度提升了8.71％，抗拉强度相当；相比于IN718镍基高温合金，屈服强度提升了20.19％，抗拉强度提升了11.16％，硬度提升了7.58％。IN718/SiCnm复合材料室温屈服强度≥770MPa，抗拉强度≥1030MPa，硬度≥355HV，相比文献中IN718加入CoAl2O4的屈服强度提升了11.52％，抗拉强度提升了15.07％；相比于IN718镍基高温合金，屈服强度提升了23.29％，抗拉强度提升了27.79％，硬度提升了8.18％，如表2所示。
表2本发明与现有技术的效果对比
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 (10)
1.一种激光粉末床熔融技术制备高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料的方法，包括以下步骤：
将陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合，得到混合粉末；
将所述混合粉末进行激光粉末床熔融成形，得到高性能镍基高温合金/陶瓷复合材料。
2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述陶瓷粉末为SiC粉末；所述镍基高温合金粉末为IN718高温合金粉末。
3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末的质量比为0.001～0.1：1。
4.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述陶瓷粉末的尺寸为0.001～200μm；所述镍基高温合金粉末的粒径范围为15～53μm。
5.根据权利要求1或2所述的方法，其特征在于，所述陶瓷粉末和镍基高温合金粉末混合包括依次进行的球磨和超声振动。
6.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述球磨为湿法球磨；所述球磨的转速为100～500r/min；所述球磨的时间为2～12h。
7.根据权利要求5所述的方法，其特征在于，所述超声振动的功率为50～80W，所述超声振动的时间为0.5～4h。
8.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述激光粉末床熔融成形的条件包括：激光功率为100～500W，扫描速率为300～2000mm/s，扫描间距为30～90μm，加工层厚为30～60μm，光斑直径为75μm。
9.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述激光粉末床熔融成形的激光扫描方式为X、Y和XY中的一种。
10.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，所述激光粉末床熔融成形时采用的保护气体为高纯氩气；所述高纯氩气的氧气含量低于1000ppm。
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