Takk for at du besøker Nature.com. Nettleserversjonen du bruker har begrenset støtte for CSS. For best mulig opplevelse anbefaler vi at du bruker en oppdatert nettleser (eller slår av kompatibilitetsmodus i Internet Explorer). I mellomtiden, for å sikre fortsatt støtte, vil vi vise nettstedet uten styling og JavaScript.
En ny mekanisme basert på selektiv lasersmelting for å kontrollere mikrostrukturen til produkter i produksjonsprosessen foreslås. Mekanismen er avhengig av generering av høyintensitets ultralydbølger i smeltebadet ved kompleks intensitetsmodulert laserbestråling. Eksperimentelle studier og numeriske simuleringer viser at denne kontrollmekanismen er teknisk gjennomførbar og kan integreres effektivt i designet av moderne selektive lasersmeltemaskiner.
Additiv produksjon (AM) av kompleksformede deler har vokst betydelig de siste tiårene. Til tross for variasjonen av additive produksjonsprosesser, inkludert selektiv lasersmelting (SLM)1,2,3, direkte lasermetallavsetning4,5,6, elektronstrålesmelting7,8 og andre9,10, kan delene være defekte. Dette skyldes hovedsakelig de spesifikke egenskapene til smeltebadsstørkningsprosessen assosiert med høye termiske gradienter, høye kjølehastigheter og kompleksiteten i oppvarmingssykluser i smelte- og omsmeltingsmaterialer11, noe som fører til epitaksial kornvekst og betydelig porøsitet12,13. Resultatene viser at det er nødvendig å kontrollere termiske gradienter, kjølehastigheter og legeringssammensetning, eller påføre ytterligere fysiske støt gjennom eksterne felt med forskjellige egenskaper (f.eks. ultralyd) for å oppnå fine, likevektsede kornstrukturer.
Tallrike publikasjoner omhandler effekten av vibrasjonsbehandling på størkningsprosessen i konvensjonelle støpeprosesser14,15. Imidlertid produserer ikke påføring av et eksternt felt på bulksmelter den ønskede materialmikrostrukturen. Hvis volumet av den flytende fasen er lite, endres situasjonen dramatisk. I dette tilfellet påvirker det eksterne feltet størkningsprosessen betydelig. Elektromagnetiske effekter har blitt vurdert under intense akustiske felt16,17,18,19,20,21,22,23,24,25,26,27, bueomrøring28 og oscillasjon29, pulserte plasmabuer30,31 og andre metoder32. Festes til substratet ved hjelp av en ekstern høyintensitets ultralydkilde (ved 20 kHz). Den ultralydinduserte kornforfiningen tilskrives den økte sammensetningsmessige underkjølingssonen på grunn av den reduserte temperaturgradienten og ultralydforsterkningen for å generere nye krystallitter gjennom kavitasjon.
I dette arbeidet undersøkte vi muligheten for å endre kornstrukturen til austenittiske rustfrie stål ved å sonikere smeltebadet med lydbølger generert av selve smeltelaseren. Intensitetsmoduleringen av laserstrålingen som faller inn på det lysabsorberende mediet resulterer i generering av ultralydbølger, som endrer materialets mikrostruktur. Denne intensitetsmoduleringen av laserstråling kan enkelt integreres i eksisterende SLM 3D-printere. Eksperimentene i dette arbeidet ble utført på rustfrie stålplater hvis overflater ble utsatt for intensitetsmodulert laserstråling. Så teknisk sett utføres laseroverflatebehandling. Men hvis en slik laserbehandling utføres på overflaten av hvert lag, under lag-for-lag-oppbygging, oppnås effekter på hele volumet eller på utvalgte deler av volumet. Med andre ord, hvis delen konstrueres lag for lag, tilsvarer laseroverflatebehandlingen av hvert lag "laservolumbehandling".
Mens ultralydterapi basert på horn fordeles ultralydenergien til den stående lydbølgen gjennom hele komponenten, mens den laserinduserte ultralydintensiteten er sterkt konsentrert nær punktet der laserstrålingen absorberes. Bruk av en sonotrode i en SLM-pulversjiktfusjonsmaskin er komplisert fordi den øvre overflaten av pulversjiktet som eksponeres for laserstrålingen, skal forbli stasjonær. I tillegg er det ingen mekanisk belastning på delens øvre overflate. Derfor er den akustiske belastningen nær null, og partikkelhastigheten har en maksimal amplitude over hele delens øvre overflate. Lydtrykket inne i hele smeltebadet kan ikke overstige 0,1 % av det maksimale trykket som genereres av sveisehodet, fordi bølgelengden til ultralydbølger med en frekvens på 20 kHz i rustfritt stål er 0,3 m, og dybden er vanligvis mindre enn 0,3 mm. Derfor kan effekten av ultralyd på kavitasjon være liten.
Det bør bemerkes at bruken av intensitetsmodulert laserstråling i direkte lasermetallavsetning er et aktivt forskningsområde35,36,37,38.
Den termiske effekten av laserstråling som rammer mediet er grunnlaget for nesten alle laserteknikker 39, 40 for materialbehandling, som skjæring41, sveising, herding, boring42, overflaterengjøring, overflatelegering, overflatepolering43, osv. Oppfinnelsen av laseren stimulerte ny utvikling innen materialbehandlingsteknikker, og foreløpige resultater har blitt oppsummert i en rekke oversikter og monografier44,45,46.
Det skal bemerkes at enhver ikke-stasjonær virkning på mediet, inkludert laservirkning på det absorberende mediet, resulterer i eksitering av akustiske bølger i det med mer eller mindre effektivitet. I utgangspunktet var hovedfokuset på lasereksitering av bølger i væsker og de ulike termiske eksitasjonsmekanismene for lyd (termisk ekspansjon, fordampning, volumendring under faseovergang, sammentrekning, etc.) 47, 48, 49. Tallrike monografier 50, 51, 52 gir teoretiske analyser av denne prosessen og dens mulige praktiske anvendelser.
Disse problemstillingene ble senere diskutert på diverse konferanser, og lasereksitasjon av ultralyd har anvendelser både i industrielle anvendelser av laserteknologi53 og medisin54. Derfor kan det anses at det grunnleggende konseptet for prosessen der pulserende laserlys virker på et absorberende medium er etablert. Laserultralydinspeksjon brukes til defektdeteksjon av SLM-produserte prøver55,56.
Effekten av lasergenererte sjokkbølger på materialer er grunnlaget for lasersjokkpeening57,58,59, som også brukes til overflatebehandling av additivt fremstilte deler60. Lasersjokkforsterkning er imidlertid mest effektiv på nanosekundlaserpulser og mekanisk belastede overflater (f.eks. med et væskelag)59 fordi mekanisk belastning øker topptrykket.
Eksperimenter ble utført for å undersøke de mulige effektene av ulike fysiske felt på mikrostrukturen til størknede materialer. Funksjonsdiagrammet for det eksperimentelle oppsettet er vist i figur 1. En pulset Nd:YAG faststofflaser som opererer i frittløpende modus (pulsvarighet \(\tau _L \sim 150~\upmu \text {s}\)) ble brukt. Hver laserpuls føres gjennom en serie nøytrale tetthetsfiltre og et stråledelerplatesystem. Avhengig av kombinasjonen av nøytrale tetthetsfiltre varierer pulsenergien på målet fra \(E_L \sim 20~\text {mJ}\) til \(E_L \sim 100~\text {mJ}\). Laserstrålen som reflekteres fra stråledeleren mates til en fotodiode for samtidig datainnsamling, og to kalorimetre (fotodioder med en lang responstid som overstiger \(1~\text {ms}\)) brukes til å bestemme innfallet til og reflektert fra målet, og to effektmålere (fotodioder med kort responstid ganger (<10~\text {ns}\)) for å bestemme innfallende og reflektert optisk effekt. Kalorimetre og effektmålere ble kalibrert for å gi verdier i absolutte enheter ved hjelp av en termosøyledetektor Gentec-EO XLP12-3S-H2-D0 og et dielektrisk speil montert på prøvestedet. Fokuser strålen på målet ved hjelp av en linse (antirefleksjonsbelegg ved (1,06 μm), brennvidde (160~\text {mm}\)) og en strålemidje på måloverflaten 60– (100~\text {m}\).
Funksjonelt skjematisk diagram av det eksperimentelle oppsettet: 1 – laser; 2 – laserstråle; 3 – nøytralt tetthetsfilter; 4 – synkronisert fotodiode; 5 – stråledeler; 6 – membran; 7 – kalorimeter for innfallende stråle; 8 – kalorimeter for reflektert stråle; 9 – effektmåler for innfallende stråle; 10 – effektmåler for reflektert stråle; 11 – fokuseringslinse; 12 – speil; 13 – prøve; 14 – bredbånds piezoelektrisk transduser; 15 – 2D-omformer; 16 – posisjoneringsmikrokontroller; 17 – synkroniseringsenhet; 18 – flerkanals digitalt innsamlingssystem med forskjellige samplingsfrekvenser; 19 – personlig datamaskin.
Ultralydbehandling utføres som følger. Laseren opererer i frittløpende modus; derfor er varigheten av laserpulsen ≥ 150 s, som består av flere varigheter på omtrent 1,5 s hver. Den tidsmessige formen til laserpulsen og dens spektrum består av en lavfrekvent konvolutt og en høyfrekvent modulasjon, med en gjennomsnittsfrekvens på omtrent 0,7 MHz, som vist i figur 2. Frekvenskonvolutten sørger for oppvarming og påfølgende smelting og fordampning av materialet, mens høyfrekvenskomponenten sørger for ultralydvibrasjonene på grunn av den fotoakustiske effekten. Bølgeformen til ultralydpulsen som genereres av laseren bestemmes hovedsakelig av tidsformen til laserpulsintensiteten. Den er fra (7~ kHz) til (2~ MHz), og senterfrekvensen er (~ 0,7~ MHz). Akustiske pulser på grunn av den fotoakustiske effekten ble registrert ved hjelp av bredbånds piezoelektriske transdusere laget av polyvinylidenfluoridfilmer. Den registrerte bølgeformen og dens spektrum er vist i figur 2. Det skal bemerkes at formen på laserpulsene er typisk for en frittløpende laser.
Temporal fordeling av laserpulsintensitet (a) og lydhastighet på baksiden av prøven (b), spektre av laserpuls (c) og ultralydpuls (d) i gjennomsnitt over 300 laserpulser (rød kurve) for en enkelt laserpuls (blå kurve).
Vi kan tydelig skille mellom lavfrekvente og høyfrekvente komponentene i den akustiske behandlingen, som korresponderer med henholdsvis lavfrekvenskonvolutten til laserpulsen og høyfrekvensmodulasjonen. Bølgelengdene til de akustiske bølgene som genereres av laserpulskonvolutten overstiger 40 cm; derfor forventes hovedeffekten av de bredbåndsbaserte høyfrekvente komponentene i det akustiske signalet på mikrostrukturen.
De fysiske prosessene i SLM er komplekse og forekommer samtidig på forskjellige romlige og tidsmessige skalaer. Derfor er flerskalametoder mest egnet for teoretisk analyse av SLM. Matematiske modeller bør i utgangspunktet være multifysiske. Mekanikken og termofysikken til et flerfasemedium "fast-væske-smelte" som samhandler med en inert gassatmosfære kan deretter beskrives effektivt. Egenskapene til materialets termiske belastninger i SLM er som følger.
Oppvarmings- og avkjølingshastigheter opptil 10⁶ K/s) / s på grunn av lokalisert laserbestråling med effekttettheter opptil 10⁶ W cm².
Smelte-størknende syklusen varer mellom 1 og 10 ms, noe som bidrar til den raske størknende smeltesonen under avkjøling.
Rask oppvarming av prøveoverflaten resulterer i dannelse av høye termoelastiske spenninger i overflatelaget. En tilstrekkelig (opptil 20 %) del av pulverlaget fordampes kraftig63, noe som resulterer i en ekstra trykkbelastning på overflaten som respons på laserablasjon. Følgelig forvrenger den induserte belastningen delgeometrien betydelig, spesielt nær støtter og tynne strukturelle elementer. Den høye oppvarmingshastigheten i pulserende lasergløding resulterer i generering av ultralydbelastningsbølger som forplanter seg fra overflaten til substratet. For å oppnå nøyaktige kvantitative data om den lokale spennings- og belastningsfordelingen utføres en mesoskopisk simulering av det elastiske deformasjonsproblemet konjugert til varme- og masseoverføring.
De styrende ligningene for modellen inkluderer (1) ustabile varmeoverføringsligninger der termisk konduktivitet avhenger av fasetilstand (pulver, smelte, polykrystallinsk) og temperatur, (2) fluktuasjoner i elastisk deformasjon etter kontinuumablasjon og termoelastisk ekspansjonsligning. Grenseverdiproblemet bestemmes av eksperimentelle forhold. Den modulerte laserfluksen er definert på prøveoverflaten. Konvektiv kjøling inkluderer ledende varmeveksling og fordampningsfluks. Massefluksen er definert basert på beregning av det mettede damptrykket til det fordampende materialet. Det elastoplastiske spennings-tøyningsforholdet brukes der den termoelastiske spenningen er proporsjonal med temperaturforskjellen. For nominell effekt (300~ W), frekvens (10^5~ Hz), intermitterende koeffisient 100 og (200~m) av den effektive strålediameteren.
Figur 3 viser resultatene av numerisk simulering av smeltesonen ved hjelp av en makroskopisk matematisk modell. Diameteren til smeltesonen er 200~m (radius 100~m) og dybden 40~m. Simuleringsresultatene viser at overflatetemperaturen varierer lokalt med tiden 100~K på grunn av den høye intermitterende faktoren til pulsmodulasjonen. Oppvarmings- og avkjølingshastighetene (V_h) er henholdsvis i størrelsesorden 10^7 og 10^6~K/s. Disse verdiene stemmer godt overens med vår tidligere analyse64. En størrelsesordensforskjell mellom (V_h) og (V_c) resulterer i rask overoppheting av overflatelaget, hvor varmeledningsevnen til substratet er utilstrekkelig til å fjerne varmen. Derfor, ved t=26~ Overflatetemperaturen når en topp på 4800 K. Kraftig fordampning av materialet kan føre til at prøveoverflaten utsettes for for høyt trykk og skaller av.
Numeriske simuleringsresultater av smeltesonen for enkeltlaserpulsgløding på 316L prøveplate. Tiden fra begynnelsen av pulsen til dybden av smeltebadet når maksimumsverdien er \(180~\upmu\text {s}\). Isotermen\(T = T_L = 1723~\text {K}\) representerer grensen mellom væske- og fastfasen. Isobarene (gule linjer) tilsvarer flytespenningen beregnet som en funksjon av temperaturen i neste avsnitt. Derfor, i domenet mellom de to isolinjene (isotermer\(T=T_L\) og isobarene\(\sigma =\sigma _V(T)\)), utsettes den faste fasen for sterke mekaniske belastninger, noe som kan føre til endringer i mikrostrukturen.
Denne effekten forklares ytterligere i figur 4a, hvor trykknivået i den smeltede sonen er plottet som en funksjon av tid og avstand fra overflaten. For det første er trykkoppførselen relatert til moduleringen av laserpulsintensiteten beskrevet i figur 2 ovenfor. Et maksimalt trykk \text{s}\) på omtrent \(10~\text {MPa}\) ble observert ved omtrent \(t=26~\upmu). For det andre har fluktuasjonen i det lokale trykket ved kontrollpunktet de samme oscillasjonsegenskapene som frekvensen på \(500~\text {kHz}\). Dette betyr at ultralydtrykkbølger genereres ved overflaten og deretter forplanter seg inn i substratet.
De beregnede egenskapene til deformasjonssonen nær smeltesonen er vist i figur 4b. Laserablasjon og termoelastisk spenning genererer elastiske deformasjonsbølger som forplanter seg inn i substratet. Som det fremgår av figuren, er det to stadier av spenningsgenerering. I løpet av den første fasen av (t < 40~\upmu \text {s}) stiger Mises-spenningen til (8~\text {MPa}) med en modulering som ligner på overflatetrykket. Denne spenningen oppstår på grunn av laserablasjon, og ingen termoelastisk spenning ble observert i kontrollpunktene fordi den innledende varmepåvirkede sonen var for liten. Når varme avgis i substratet, genererer kontrollpunktet høy termoelastisk spenning over (40~\text {MPa}).
De oppnådde modulerte spenningsnivåene har en betydelig innvirkning på grensesnittet mellom fast stoff og væske, og kan være kontrollmekanismen som styrer størkningsbanen. Størrelsen på deformasjonssonen er 2 til 3 ganger større enn smeltesonens. Som vist i figur 3 sammenlignes plasseringen av smelteisotermen og spenningsnivået som er lik flytespenningen. Dette betyr at pulsert laserbestråling gir høye mekaniske belastninger i lokaliserte områder med en effektiv diameter mellom 300 og 800 m, avhengig av den øyeblikkelige tiden.
Derfor fører den komplekse moduleringen av pulsert lasergløding til ultralydeffekten. Mikrostrukturvalgsveien er forskjellig sammenlignet med SLM uten ultralydbelastning. Deformerte ustabile områder fører til periodiske sykluser med kompresjon og strekking i den faste fasen. Dermed blir dannelsen av nye korngrenser og underkorngrenser mulig. Derfor kan de mikrostrukturelle egenskapene endres med vilje, som vist nedenfor. De oppnådde konklusjonene gir muligheten til å designe en pulsmodulasjonsindusert ultralyddrevet SLM-prototype. I dette tilfellet kan den piezoelektriske induktoren 26 som brukes andre steder, utelukkes.
(a) Trykk som funksjon av tid, beregnet ved forskjellige avstander fra overflaten 0, 20 og 40 m langs symmetriaksen. (b) Tidsavhengig Von Mises-spenning beregnet i en solid matrise ved avstander 70, 120 og 170 m fra prøveoverflaten.
Eksperimentene ble utført på AISI 321H rustfrie stålplater med dimensjoner 20 x 20 x 5 mm. Etter hver laserpuls beveger platen seg 50 m, og laserstrålens midje på måloverflaten er omtrent 100 m. Opptil fem påfølgende strålepasseringer utføres langs samme spor for å indusere omsmelting av det bearbeidede materialet for kornforfining. I alle tilfeller ble den omsmeltede sonen sonikert, avhengig av den oscillerende komponenten av laserstrålingen. Dette resulterer i en mer enn 5-dobling av gjennomsnittlig kornareal. Figur 5 viser hvordan mikrostrukturen til det lasersmeltede området endres med antall påfølgende omsmeltingssykluser (passeringer).
Delplott (a, d, g, j) og (b, e, h, k) – mikrostruktur av lasersmeltede områder, delplott (c, f, i, l) – arealfordeling av fargede korn. Skyggelegging representerer partiklene som brukes til å beregne histogrammet. Farger korresponderer med kornområder (se fargelinjen øverst i histogrammet). Delplott (ac) korresponderer med ubehandlet rustfritt stål, og delplott (df), (gi), (jl) korresponderer med 1, 3 og 5 omsmeltinger.
Siden laserpulsenergien ikke endres mellom påfølgende passeringer, er dybden på den smeltede sonen den samme. Dermed "dekker" den påfølgende kanalen den forrige fullstendig. Histogrammet viser imidlertid at gjennomsnittlig og median kornareal avtar med økende antall passeringer. Dette kan indikere at laseren virker på substratet snarere enn smelten.
Kornforfining kan være forårsaket av rask avkjøling av smeltebadet65. Et annet sett med eksperimenter ble utført der overflatene av rustfrie stålplater (321H og 316L) ble eksponert for kontinuerlig bølgelaserstråling i atmosfære (fig. 6) og vakuum (fig. 7). Den gjennomsnittlige lasereffekten (henholdsvis 300 W og 100 W) og smeltebaddybden er nær de eksperimentelle resultatene av Nd:YAG-laseren i frittløpende modus. Imidlertid ble en typisk søylestruktur observert.
Mikrostruktur av det lasersmeltede området til en kontinuerlig bølgelaser (300 W konstant effekt, 200 mm/s skannehastighet, AISI 321H rustfritt stål).
(a) Mikrostruktur og (b) elektrontilbakespredningsdiffraksjonsbilder av det lasersmeltede området i vakuum med en kontinuerlig bølgelaser (100 W konstant effekt, 200 mm/s skannehastighet, AISI 316L rustfritt stål)\ (\sim 2~\text {mbar}\).
Derfor er det tydelig vist at den komplekse moduleringen av laserpulsintensiteten har en betydelig effekt på den resulterende mikrostrukturen. Vi tror at denne effekten er mekanisk av natur og oppstår på grunn av generering av ultralydvibrasjoner som forplanter seg fra den bestrålte overflaten av smelten dypt inn i prøven. Lignende resultater ble oppnådd i 13, 26, 34, 66, 67 ved bruk av eksterne piezoelektriske transdusere og sonotroder som gir høyintensitets ultralyd i forskjellige materialer, inkludert Ti-6Al-4V-legering 26 og rustfritt stål 34 som et resultat av. Den mulige mekanismen spekuleres som følger. Intens ultralyd kan forårsake akustisk kavitasjon, som demonstrert i ultrahurtig in situ synkrotronrøntgenavbildning. Kollapsen av kavitasjonsboblene genererer igjen sjokkbølger i det smeltede materialet, hvis fronttrykk når omtrent \(100~\text {MPa}\)69. Slike sjokkbølger kan være sterke nok til å fremme dannelsen av fastfasekjerner av kritisk størrelse i bulkvæsker, og forstyrre den typiske søyleformede kornstrukturen til lag-for-lag-additiver. produksjon.
Her foreslår vi en annen mekanisme som er ansvarlig for strukturell modifisering ved intens sonikering. Umiddelbart etter størkning er materialet ved en høy temperatur nær smeltepunktet og har en ekstremt lav flytespenning. Intense ultralydbølger kan føre til at plastisk strømning endrer kornstrukturen til det varme, nettopp størknede materialet. Imidlertid er pålitelige eksperimentelle data om temperaturavhengigheten av flytespenning tilgjengelig på \(T\lesssim 1150~\text {K}\) (se figur 8). For å teste denne hypotesen utførte vi derfor molekylærdynamikk (MD) simuleringer av en Fe-Cr-Ni-sammensetning som ligner på AISI 316 L-stål for å evaluere flytespenningsatferden nær smeltepunktet. For å beregne flytespenningen brukte vi MD-skjærspenningsrelaksasjonsteknikken beskrevet i 70, 71, 72, 73. For beregningene av interatomisk interaksjon brukte vi den innebygde atommodellen (EAM) fra 74. MD-simuleringer ble utført ved hjelp av LAMMPS-koder 75, 76. Detaljer om MD-simuleringene vil bli publisert andre steder. MD-beregningsresultatene for flytespenning Spenning som funksjon av temperatur er vist i figur 8 sammen med tilgjengelige eksperimentelle data og andre evalueringer77,78,79,80,81,82.
Flytespenning for austenittisk rustfritt stål AISI grad 316 og modellsammensetning versus temperatur for MD-simuleringer. Eksperimentelle målinger fra referanser: (a) 77, (b) 78, (c) 79, (d) 80, (e) 81. Se. (f)82 er en empirisk modell av flytespenning-temperaturavhengighet for in-line spenningsmåling under laserassistert additiv produksjon. Resultatene av MD-simuleringene i stor skala i denne studien er betegnet som \(\vartriangleleft\) for en defektfri uendelig enkeltkrystall og \(\vartriangleright\) for endelige korn, tatt i betraktning gjennomsnittlig kornstørrelse via Hall-Petch-relasjonen. Dimensjoner\(d = 50~\upmu \text {m}\).
Det kan sees at ved \(T>1500~\text {K}\) faller flytespenningen til under \(40~\text {MPa}\). På den annen side forutsier estimater at den lasergenererte ultralydamplituden overstiger \(40~\text {MPa}\) (se fig. 4b), noe som er tilstrekkelig til å indusere plastisk flyt i det varme materialet som nettopp har størknet.
Mikrostrukturdannelsen av 12Cr18Ni10Ti (AISI 321H) austenittisk rustfritt stål under SLM ble eksperimentelt undersøkt ved bruk av en kompleks intensitetsmodulert pulserende laserkilde.
Reduksjon i kornstørrelse i lasersmeltesonen ble funnet på grunn av kontinuerlig laseromsmelting etter 1, 3 eller 5 passeringer.
Makroskopisk modellering viser at den estimerte størrelsen på området der ultralyddeformasjon kan påvirke størkningsfronten positivt, er opptil 1 mm.
Den mikroskopiske MD-modellen viser at flytegrensen til austenittisk rustfritt stål AISI 316 er betydelig redusert til \(40~\text {MPa}\) nær smeltepunktet.
De oppnådde resultatene antyder en metode for å kontrollere mikrostrukturen til materialer ved hjelp av kompleks modulert laserprosessering, og kan tjene som grunnlag for å lage nye modifikasjoner av den pulserte SLM-teknikken.
Liu, Y. et al. Mikrostrukturell utvikling og mekaniske egenskaper til in situ TiB2/AlSi10Mg-kompositter ved laserselektiv smelting [J]. J. Alloys.compound.853, 157287. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157287 (2021).
Gao, S. et al. Omkrystallisering av korngrenseteknikk for laserselektiv smelting av 316L rustfritt stål [J]. Journal of Alma Mater. 200, 366–377. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.015 (2020).
Chen, X. & Qiu, C. In situ-utvikling av sandwich-mikrostrukturer med forbedret duktilitet ved laseroppvarming av lasersmeltede titanlegeringer. science.Rep. 10, 15870. https://doi.org/10.1038/s41598-020-72627-x (2020).
Azarniya, A. et al. Additiv produksjon av Ti-6Al-4V-deler ved lasermetallavsetning (LMD): prosess, mikrostruktur og mekaniske egenskaper. J. Alloys.compound.804, 163–191. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.04.255 (2019).
Kumara, C. et al. Mikrostrukturell modellering av lasermetallpulverrettet energiavsetning av legering 718. Add to.manufacture.25, 357–364.https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.11.024 (2019).
Busey, M. et al. Parametrisk nøytron-Bragg-kantavbildningsstudie av additivt fremstilte prøver behandlet med lasersjokkpeening. science.Rep. 11, 14919. https://doi.org/10.1038/s41598-021-94455-3 (2021).
Tan, X. et al. Gradientmikrostruktur og mekaniske egenskaper til Ti-6Al-4V additivt fremstilt ved elektronstrålesmelting. Alma Mater Journal. 97, 1-16. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2015.06.036 (2015).