Дякуємо за відвідування Nature.com. Версія браузера, яку ви використовуєте, має обмежену підтримку CSS. Для найкращого досвіду рекомендуємо використовувати оновлений браузер (або вимкнути режим сумісності в Internet Explorer). Тим часом, щоб забезпечити постійну підтримку, ми відображатимемо сайт без стилів та JavaScript.
Запропоновано новий механізм, заснований на селективному лазерному плавленні, для контролю мікроструктури виробів у процесі виробництва. Механізм базується на генерації високоінтенсивних ультразвукових хвиль у розплавленій ванні шляхом складного лазерного опромінення з модульованою інтенсивністю. Експериментальні дослідження та числове моделювання показують, що цей механізм керування є технічно здійсненним та може бути ефективно інтегрований у конструкцію сучасних машин селективного лазерного плавлення.
Адитивне виробництво (АД) деталей складної форми значно зросло за останні десятиліття. Однак, незважаючи на різноманітність процесів адитивного виробництва, включаючи селективне лазерне плавлення (СЛМ)1,2,3, пряме лазерне осадження металу4,5,6, електронно-променеве плавлення7,8 та інші9,10, деталі можуть бути дефектними. Це головним чином пов'язано зі специфічними характеристиками процесу затвердіння розплавленої ванни, пов'язаними з високими тепловими градієнтами, високими швидкостями охолодження та складністю циклів нагрівання під час плавлення та переплавлення матеріалу11, що призводить до епітаксійного росту зерен та значної пористості.12,13 показали, що для досягнення дрібних рівноосьових структур зерен необхідно контролювати теплові градієнти, швидкості охолодження та склад сплаву або застосовувати додаткові фізичні удари зовнішніми полями різних властивостей, такими як ультразвук, або застосовувати додаткові фізичні удари зовнішніми полями різних властивостей, такими як ультразвук, для досягнення дрібних рівноосьових структур зерен.
Численні публікації присвячені впливу вібраційної обробки на процес затвердіння у звичайних процесах лиття14,15. Однак, застосування зовнішнього поля до об'ємного розплаву не призводить до бажаної мікроструктури матеріалу. Якщо об'єм рідкої фази малий, ситуація різко змінюється. У цьому випадку зовнішнє поле суттєво впливає на процес затвердіння. Були розглянуті інтенсивні звукові поля16,17,18,19,20,21,22,23,24,25,26,27, перемішування дуги28 та коливання29, електромагнітні ефекти під час імпульсних плазмових дуг30,31 та інші методи32. Прикріплення до підкладки за допомогою зовнішнього джерела високоінтенсивного ультразвуку (на частоті 20 кГц). Подрібнення зерна, індуковане ультразвуком, пояснюється збільшенням конститутивної зони переохолодження через зменшення градієнта температури та посилення ультразвуку для утворення нових кристалітів шляхом кавітації.
У цій роботі ми досліджували можливість зміни зернистої структури аустенітних нержавіючих сталей шляхом обробки розплавленої ванни ультразвуком звуковими хвилями, що генеруються самим плавильним лазером. Модуляція інтенсивності лазерного випромінювання, що падає на світлопоглинальне середовище, призводить до генерації ультразвукових хвиль, які змінюють мікроструктуру матеріалу. Цю модуляцію інтенсивності лазерного випромінювання можна легко інтегрувати в існуючі 3D-принтери SLM. Експерименти в цій роботі проводилися на пластинах з нержавіючої сталі, поверхні яких піддавалися впливу лазерного випромінювання з модульованою інтенсивністю. Отже, технічно, виконується лазерна обробка поверхні. Однак, якщо така лазерна обробка виконується на поверхні кожного шару, під час пошарового нарощування досягається вплив на весь об'єм або на вибрані частини об'єму. Іншими словами, якщо деталь будується шар за шаром, лазерна обробка поверхні кожного шару еквівалентна «лазерній об'ємній обробці».
У той час як в ультразвуковій терапії на основі ультразвукового рога ультразвукова енергія стоячої звукової хвилі розподіляється по всьому компоненту, тоді як інтенсивність лазерного ультразвуку сильно концентрується поблизу точки, де поглинається лазерне випромінювання. Використання сонотрода в машині для зварювання порошкового шару SLM є складним, оскільки верхня поверхня порошкового шару, що піддається впливу лазерного випромінювання, повинна залишатися нерухомою. Крім того, на верхній поверхні деталі немає механічного напруження. Тому акустичне напруження близьке до нуля, а швидкість частинок має максимальну амплітуду по всій верхній поверхні деталі. Звуковий тиск усередині всієї розплавленої ванни не може перевищувати 0,1% від максимального тиску, що створюється зварювальною головкою, оскільки довжина хвилі ультразвукових хвиль з частотою 20 кГц у нержавіючій сталі становить \(\sim 0,3~\text {м}\), а глибина зазвичай менша за \(\sim 0,3~\text {мм}\). Тому вплив ультразвуку на кавітацію може бути невеликим.
Слід зазначити, що використання лазерного випромінювання з модульованою інтенсивністю для прямого лазерного осадження металів є активною галуззю досліджень35,36,37,38.
Тепловий вплив лазерного випромінювання, що падає на середовище, є основою майже всіх лазерних методів обробки матеріалів 39, 40, таких як різання 41, зварювання, гартування, свердління 42, очищення поверхонь, легування поверхонь, полірування поверхонь 43 тощо. Технологія обробки матеріалів та попередні результати узагальнені в багатьох оглядах та монографіях 44, 45, 46.
Слід зазначити, що будь-яка нестаціонарна дія на середовище, включаючи лазерну дію на поглинаюче середовище, призводить до збудження в ньому акустичних хвиль з більшою чи меншою ефективністю. Спочатку основна увага приділялася лазерному збудженню хвиль у рідинах та різним термічним механізмам збудження звуку (теплове розширення, випаровування, зміна об'єму під час фазового переходу, стиснення тощо) 47, 48, 49. Численні монографії 50, 51, 52 надають теоретичний аналіз цього процесу та його можливих практичних застосувань.
Ці питання згодом обговорювалися на різних конференціях, а лазерне збудження ультразвуку має застосування як у промисловому застосуванні лазерної технології53, так і в медицині54. Отже, можна вважати, що основна концепція процесу, за допомогою якого імпульсне лазерне світло впливає на поглинаюче середовище, була встановлена. Лазерний ультразвуковий контроль використовується для виявлення дефектів зразків, виготовлених методом SLM55,56.
Вплив лазерно-генерованих ударних хвиль на матеріали є основою лазерного ударного зміцнення57,58,59, яке також використовується для обробки поверхні деталей, виготовлених адитивним способом60. Однак лазерне ударне зміцнення є найефективнішим на наносекундних лазерних імпульсах та механічно навантажених поверхнях (наприклад, із шаром рідини)59, оскільки механічне навантаження збільшує піковий тиск.
Були проведені експерименти для дослідження можливого впливу різних фізичних полів на мікроструктуру затверділих матеріалів. Функціональна схема експериментальної установки показана на рисунку 1. Використовувався імпульсний твердотільний лазер Nd:YAG, що працює у вільному режимі (тривалість імпульсу ≈ 150 мкм с). Кожен лазерний імпульс проходить через серію нейтральних фільтрів та систему пластин розщеплювача променя. Залежно від комбінації нейтральних фільтрів, енергія імпульсу на мішені змінюється від ≈ 20 мДж до ≈ 100 мДж. Лазерний промінь, відбитий від розщеплювача променя, подається на фотодіод для одночасного збору даних, а для визначення падіння на мішень та відбиття від неї використовуються два калориметри (фотодіоди з довгим часом відгуку, що перевищує 1 мс), а також два вимірювачі потужності (фотодіоди з коротким часом відгуку). разів (<10~\text {нс})) для визначення оптичної потужності падаючого та відбитого випромінювання. Калориметри та вимірювачі потужності були калібровані для отримання значень в абсолютних одиницях за допомогою термобатарейного детектора Gentec-EO XLP12-3S-H2-D0 та діелектричного дзеркала, встановленого на місці зразка. Фокусуйте промінь на мішень за допомогою лінзи (противідбивне покриття 1,06 мкм), фокусна відстань 160~\text {мм}) та перетяжки променя на поверхні мішені 60–100~\upmu\text {м}).
Функціональна принципова схема експериментальної установки: 1 — лазер; 2 — лазерний промінь; 3 — нейтральний фільтр щільності; 4 — синхронізований фотодіод; 5 — роздільник променя; 6 — діафрагма; 7 — калориметр падаючого променя; 8 — калориметр відбитого променя; 9 — вимірювач потужності падаючого променя; 10 — вимірювач потужності відбитого променя; 11 — фокусуюча лінза; 12 — дзеркало; 13 — зразок; 14 — широкосмуговий п'єзоелектричний перетворювач; 15 — 2D-перетворювач; 16 — мікроконтролер позиціонування; 17 — блок синхронізації; 18 — багатоканальна цифрова система збору даних з різною частотою дискретизації; 19 — персональний комп'ютер.
Ультразвукова обробка проводиться наступним чином. Лазер працює у вільному режимі; тому тривалість лазерного імпульсу становить \(τ _L \sim 150~\upmu \text {s}\), що складається з кількох тривалостей приблизно \(1,5~\upmu \text {s} \) кожен. Часова форма лазерного імпульсу та його спектр складаються з низькочастотної обвідної та високочастотної модуляції із середньою частотою близько \(0,7~\text {MHz}\), як показано на рисунку 2. - Частотна обвідна забезпечує нагрівання та подальше плавлення та випаровування матеріалу, тоді як високочастотна складова забезпечує ультразвукові коливання завдяки фотоакустичному ефекту. Форма хвилі ультразвукового імпульсу, що генерується лазером, головним чином визначається часовою формою інтенсивності лазерного імпульсу. Вона становить від (7~\text {кГц}) до (2~\text {МГц}), а центральна частота становить (~ 0,7~\text {МГц}). Акустичні імпульси, зумовлені фотоакустичним ефектом, були записані за допомогою широкосмугових п'єзоелектричних перетворювачів, виготовлених з плівок полівініліденфториду. Записана форма хвилі та її спектр показані на рисунку 2. Слід зазначити, що форма лазерних імпульсів є типовою для лазера у вільному режимі.
Часовий розподіл інтенсивності лазерного імпульсу (a) та швидкості звуку (b) на задній поверхні зразка, спектри (синя крива) одного лазерного імпульсу (c) та ультразвукового імпульсу (d), усереднені по 300 лазерним імпульсам (червона крива).
Ми можемо чітко розрізнити низькочастотну та високочастотну складові акустичної обробки, що відповідають низькочастотній обвідній лазерного імпульсу та високочастотній модуляції відповідно. Довжини хвиль акустичних хвиль, що генеруються обвідною лазерного імпульсу, перевищують \(40~\text {см}\); тому очікується основний вплив широкосмугових високочастотних складових акустичного сигналу на мікроструктуру.
Фізичні процеси в SLM є складними та відбуваються одночасно в різних просторових та часових масштабах. Тому для теоретичного аналізу SLM найбільше підходять багатомасштабні методи. Математичні моделі спочатку повинні бути багатофізичними. Тоді можна ефективно описати механіку та теплофізику багатофазного середовища «твердо-рідинний розплав», що взаємодіє з атмосферою інертного газу. Характеристики теплових навантажень матеріалу в SLM такі.
Швидкість нагрівання та охолодження до (10^6~\text {K}/\text {с}\text{) /\text{ завдяки локалізованому лазерному опроміненню з густиною потужності до (10^{13}~\text {Вт} см}^2\text{).
Цикл плавлення-затвердіння триває від 1 до (10~\text {мс}), що сприяє швидкому затвердінню зони плавлення під час охолодження.
Швидке нагрівання поверхні зразка призводить до утворення високих термопружних напружень у поверхневому шарі. Значна частина (до 20%) порошкового шару сильно випаровується63, що призводить до додаткового навантаження тиском на поверхню у відповідь на лазерну абляцію. Як наслідок, індукована деформація значно спотворює геометрію деталі, особливо поблизу опор та тонких конструктивних елементів. Висока швидкість нагрівання при імпульсному лазерному відпалі призводить до генерації ультразвукових хвиль деформації, які поширюються від поверхні до підкладки. Для отримання точних кількісних даних про розподіл локальних напружень та деформацій виконується мезоскопічне моделювання задачі пружної деформації, спряженої з тепло- та масообміном.
Визначальні рівняння моделі включають (1) нестаціонарні рівняння теплопередачі, де теплопровідність залежить від фазового стану (порошок, розплав, полікристалічний матеріал) та температури, (2) коливання пружної деформації після абляції континууму та рівняння термопружного розширення. Крайова задача визначається експериментальними умовами. Модульований лазерний потік визначається на поверхні зразка. Конвективне охолодження включає кондуктивний теплообмін та випарний потік. Масовий потік визначається на основі розрахунку тиску насиченої пари матеріалу, що випаровується. Використовується пружнопластична залежність напруження-деформації, де термопружне напруження пропорційне різниці температур. Для номінальної потужності (300~ Вт), частоти (10^5~ Гц), коефіцієнта переривчастості 100 та (200~ мкм) ефективного діаметра променя.
На рисунку 3 показано результати числового моделювання розплавленої зони з використанням макроскопічної математичної моделі. Діаметр зони плавлення становить 200~\upmu \text {м}\) (радіус 100~\upmu \text {м}\) та глибина 40~\upmu \text {м}\). Результати моделювання показують, що температура поверхні локально змінюється з часом як 100~\text {K}\) через високий коефіцієнт переривчастості імпульсної модуляції. Швидкості нагрівання \(V_h\) та охолодження \(V_c\) становлять порядку \(10^7\) та \(10^6~\text {K}/\text {с}\) відповідно. Ці значення добре узгоджуються з нашим попереднім аналізом64. Різниця на порядок між \(V_h\) та \(V_c\) призводить до швидкого перегріву поверхневого шару, де теплопровідність до підкладки недостатня для відведення тепла. Тому при \(t=26~\upmu \text Температура поверхні досягає пікових значень (4800°K). Сильне випаровування матеріалу може призвести до надмірного тиску на поверхню зразка та її відшаровування.
Результати числового моделювання зони плавлення відпалу одним лазерним імпульсом на зразку 316L. Час від початку імпульсу до досягнення максимального значення глибини розплавленої ванни становить \(180~\upmu\text {s}\). Ізотерма \(T = T_L = 1723~\text {K}\) представляє межу між рідкою та твердою фазами. Ізобари (жовті лінії) відповідають границі текучості, розрахованій як функція температури в наступному розділі. Отже, в області між двома ізолініями (ізотермами \(T=T_L\) та ізобарами \(\sigma =\sigma _V(T)\)), тверда фаза піддається сильним механічним навантаженням, що може призвести до змін мікроструктури.
Цей ефект детальніше пояснюється на рисунку 4a, де рівень тиску в розплавленій зоні зображено як функція часу та відстані від поверхні. По-перше, поведінка тиску пов'язана з модуляцією інтенсивності лазерного імпульсу, описаної на рисунку 2 вище. Максимальний тиск (с) приблизно 10⁻¹ МПа спостерігався приблизно при t=26⁻¹⁰ μм. По-друге, коливання локального тиску в контрольній точці має ті ж коливальні характеристики, що й частота 500⁻¹ кГц. Це означає, що ультразвукові хвилі тиску генеруються на поверхні, а потім поширюються в підкладку.
Розраховані характеристики зони деформації поблизу зони плавлення показані на рис. 4b. Лазерна абляція та термопружне напруження генерують хвилі пружної деформації, які поширюються в підкладку. Як видно з рисунка, існують дві стадії генерації напружень. Під час першої фази (t < 40~\upmu \text {s}) напруження Мізеса зростає до (8~\text {МПа}) з модуляцією, подібною до поверхневого тиску. Це напруження виникає через лазерну абляцію, і в контрольних точках термопружне напруження не спостерігалося, оскільки початкова зона термічного впливу була занадто малою. Коли тепло розсіюється в підкладку, контрольна точка генерує високе термопружне напруження вище (40~\text {МПа}).
Отримані модульовані рівні напружень мають значний вплив на межу твердого тіла та рідини та можуть бути механізмом керування, що регулює шлях затвердіння. Розмір зони деформації в 2-3 рази більший, ніж розмір зони плавлення. Як показано на рисунку 3, порівнюються розташування ізотерми плавлення та рівень напружень, що дорівнює межі текучості. Це означає, що імпульсне лазерне опромінення забезпечує високі механічні навантаження в локалізованих областях з ефективним діаметром від 300 до ≈800 м залежно від миттєвого часу.
Отже, складна модуляція імпульсного лазерного відпалу призводить до ультразвукового ефекту. Шлях вибору мікроструктури відрізняється порівняно з SLM без ультразвукового навантаження. Деформовані нестабільні області призводять до періодичних циклів стиснення та розтягування у твердій фазі. Таким чином, стає можливим формування нових меж зерен та меж субзерен. Отже, мікроструктурні властивості можна навмисно змінювати, як показано нижче. Отримані висновки дають можливість розробити прототип SLM, індукованого імпульсною модуляцією, з ультразвуковим керуванням. У цьому випадку п'єзоелектричний індуктор 26, що використовується в інших місцях, можна виключити.
(a) Тиск як функція часу, розрахований на різних відстанях від поверхні 0, 20 та (40~\upmu \text {м}) вздовж осі симетрії. (b) Залежне від часу напруження фон Мізеса, розраховане в твердотільній матриці на відстанях 70, 120 та (170~\upmu \text {м}) від поверхні зразка.
Експерименти проводилися на пластинах з нержавіючої сталі AISI 321H розміром 20 × 20 × 5 мм. Після кожного лазерного імпульсу пластина рухається на 50 мкм, а перетяжка лазерного променя на поверхні мішені становить приблизно 100 мкм. До п'яти наступних проходів променя виконуються вздовж однієї траєкторії, щоб викликати переплавлення обробленого матеріалу для подрібнення зерна. У всіх випадках зона переплавлення оброблялася ультразвуком залежно від коливальної складової лазерного випромінювання. Це призводить до зменшення середньої площі зерна більш ніж у 5 разів. На рисунку 5 показано, як змінюється мікроструктура області лазерного плавлення з кількістю наступних циклів переплавлення (проходів).
Піддіаграми (a, d, g, j) та (b, e, h, k) – мікроструктура областей лазерного плавлення, піддіаграми (c, f, i, l) – розподіл площі кольорових зерен. Затінення представляє частинки, що використовуються для обчислення гістограми. Кольори відповідають областям зерен (див. кольорову шкалу у верхній частині гістограми). Піддіаграми (ac) відповідають необробленій нержавіючій сталі, а піддіаграми (df), (gi), (jl) відповідають 1, 3 та 5 переплавам.
Оскільки енергія лазерного імпульсу не змінюється між наступними проходами, глибина розплавленої зони залишається однаковою. Таким чином, наступний канал повністю «перекриває» попередній. Однак гістограма показує, що середня та медіанна площа зерна зменшуються зі збільшенням кількості проходів. Це може свідчити про те, що лазер впливає на підкладку, а не на розплав.
Подрібнення зерна може бути спричинене швидким охолодженням розплавленої ванни65. Було проведено ще один набір експериментів, в яких поверхні пластин з нержавіючої сталі (321H та 316L) піддавалися впливу лазерного випромінювання безперервної хвилі в атмосфері (рис. 6) та вакуумі (рис. 7). Середня потужність лазера (300 Вт та 100 Вт відповідно) та глибина розплавленої ванни близькі до експериментальних результатів Nd:YAG лазера у вільному режимі. Однак спостерігалася типова стовпчаста структура.
Мікроструктура області лазерного плавлення, отриманої лазером безперервної хвилі (постійна потужність 300 Вт, швидкість сканування 200 мм/с, нержавіюча сталь AISI 321H).
(a) Мікроструктура та (b) зображення дифракції зворотного розсіювання електронів зони плавлення вакуумного лазера безперервної хвилі (постійна потужність 100 Вт, швидкість сканування 200 мм/с, нержавіюча сталь AISI 316L) (при температурі 2 мбар).
Отже, чітко показано, що складна модуляція інтенсивності лазерного імпульсу має значний вплив на результуючу мікроструктуру. Ми вважаємо, що цей ефект має механічну природу та виникає через генерацію ультразвукових коливань, що поширюються від опроміненої поверхні розплаву вглиб зразка. Подібні результати були отримані в 13, 26, 34, 66, 67 з використанням зовнішніх п'єзоелектричних перетворювачів та сонотродів, що забезпечують високоінтенсивний ультразвук у різних матеріалах, включаючи сплав Ti-6Al-4V 26 та нержавіючу сталь 34 в результаті. Можливий механізм передбачається наступним чином. Інтенсивний ультразвук може викликати акустичну кавітацію, як показано на надшвидкій синхротронній рентгенівській томографії in situ. Руйнування кавітаційних бульбашок, у свою чергу, генерує ударні хвилі в розплавленому матеріалі, фронтальний тиск якого досягає приблизно \(100~\text {МПа}\)69. Такі ударні хвилі можуть бути достатньо сильними, щоб сприяти утворенню твердофазних ядер критичного розміру в об'ємних рідинах, порушуючи типову стовпчасту структуру зерен шар за шаром. адитивне виробництво.
Тут ми пропонуємо інший механізм, відповідальний за структурну модифікацію за допомогою інтенсивної ультразвукової обробки. Матеріал одразу після затвердіння знаходиться при високій температурі, близькій до точки плавлення, і має надзвичайно низьку границю текучості. Інтенсивні ультразвукові хвилі можуть спричинити зміну пластичного потоку зернистої структури гарячого матеріалу, щойно затвердів. Однак, надійні експериментальні дані про температурну залежність границі текучості доступні при (T) 1150~K (див. Рисунок 8). Тому, щоб перевірити гіпотезу, ми провели моделювання молекулярної динаміки (MD) складу Fe-Cr-Ni, подібного до сталі AISI 316 L, щоб оцінити поведінку границі текучості поблизу точки плавлення. Для розрахунку границі текучості ми використовували метод релаксації напружень зсуву MD, детально описаний у 70, 71, 72, 73. Для розрахунків міжатомної взаємодії ми використовували вбудовану атомну модель (EAM) з 74. MD-моделювання було виконано з використанням кодів LAMMPS 75,76. Деталі MD-моделювання будуть опубліковані в іншому місці. Результати розрахунку MD границі текучості як функції температури. показано на рис. 8 разом з доступними експериментальними даними та іншими оцінками77,78,79,80,81,82.
Границя текучості для аустенітної нержавіючої сталі AISI марки 316 та склад моделі в залежності від температури для MD-моделювання. Експериментальні вимірювання з посилань: (a) 77, (b) 78, (c) 79, (d) 80, (e) 81. Див. (f) 82 – це емпірична модель залежності межі текучості від температури для вимірювання напружень в потоку під час лазерно-асистованого адитивного виробництва. Результати великомасштабного MD-моделювання в цьому дослідженні позначені як \(\vartriangleleft\) для бездефектного нескінченного монокристала та \(\vartriangleright\) для скінченних зерен, враховуючи середній розмір зерна за допомогою співвідношення Холла-Петча. Розміри\(d = 50~\upmu \text {м}\).
Видно, що при T>1500~K границя текучості падає нижче 40~МПа. З іншого боку, оцінки передбачають, що амплітуда ультразвуку, згенерованого лазером, перевищує 40~МПа (див. рис. 4b), що достатньо для індукції пластичного потоку в гарячому матеріалі, який щойно затвердів.
Формування мікроструктури аустенітної нержавіючої сталі 12Cr18Ni10Ti (AISI 321H) під час SLM було експериментально досліджено за допомогою складного імпульсного лазерного джерела з модульованою інтенсивністю.
Зменшення розміру зерен у зоні лазерного плавлення було виявлено внаслідок безперервного лазерного переплавлення після 1, 3 або 5 проходів.
Макроскопічне моделювання показує, що розрахунковий розмір області, де ультразвукова деформація може позитивно впливати на фронт затвердіння, становить до \(1~\text {мм}\).
Мікроскопічна модель MD показує, що межа плинності аустенітної нержавіючої сталі AISI 316 значно знижується до \(40~\text {МПа}\) поблизу точки плавлення.
Отримані результати пропонують метод керування мікроструктурою матеріалів за допомогою складної модульованої лазерної обробки та можуть слугувати основою для створення нових модифікацій імпульсної методики СЛМ.
Liu, Y. та ін. Мікроструктурна еволюція та механічні властивості композитів TiB2/AlSi10Mg, отриманих in situ методом лазерного селективного плавлення [J]. J. Alloys.compound.853, 157287. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157287 (2021).
Gao, S. та ін. Рекристалізаційна інженерія меж зерен лазерного селективного плавлення нержавіючої сталі 316L [J]. Journal of Alma Mater. 200, 366–377. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.015 (2020).
Chen, X. & Qiu, C. Розробка in situ сендвіч-мікроструктур з підвищеною пластичністю шляхом лазерного повторного нагрівання лазерно розплавлених титанових сплавів. science.Rep. 10, 15870.https://doi.org/10.1038/s41598-020-72627-x (2020).
Азарнія, А. та ін. Адитивне виробництво деталей з Ti-6Al-4V методом лазерного напилення металу (LMD): процес, мікроструктура та механічні властивості. J. ​​Alloys.compound.804, 163–191. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.04.255 (2019).
Кумара, К. та ін. Мікроструктурне моделювання лазерного порошкового енергетичного осадження сплаву 718. Add to.manufacture.25, 357–364. https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.11.024 (2019).
Б'юзі, М. та ін. Параметричне нейтронно-брегівське дослідження крайової візуалізації зразків, виготовлених адитивним способом, оброблених лазерним ударним зміцненням. science. Rep. 11, 14919. https://doi.org/10.1038/s41598-021-94455-3 (2021).
Тан, Х. та ін. Градієнтна мікроструктура та механічні властивості Ti-6Al-4V, адитивно виготовленого методом електронно-променевого плавлення. Alma Mater Journal. 97, 1-16. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2015.06.036 (2015).