レーザー積層造形による焼鈍中の 316L ステンレス鋼の微細構造の変化と機械的特性

レーザー積層造形による焼鈍中の 316L ステンレス鋼の微細構造の変化と機械的特性
出典: 材料成形およびシミュレーション分析

概要: レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼の焼鈍処理中の微細構造の変化と機械的特性について、走査型電子顕微鏡 (SEM)、電子後方散乱回折 (EBSD)、引張試験機を使用して研究しました。結果によると、700℃で焼鈍した後、温度が上昇するにつれて、魚の鱗状の溶融池の形態は徐々に不規則な長い帯状の形態に変化し始めます。750℃で焼鈍した後、溶融池内の細胞状および長い柱状の下部構造は、球状の下部構造と三角形の点状のピット状構造に変化します。焼鈍温度の上昇に伴い、結晶粒径はまず減少し、その後増加し、転位密度が再配置され、セル状下部構造が溶解し、下部構造組織、変形組織、大角粒界と小角粒界の進化が転位密度の減少を反映し、強度が低下し、塑性が増加します。 600℃×120分で焼鈍した場合、降伏強度は484.2MPa、引張強度は665.6MPa、伸びは47.7%です。850℃×120分で焼鈍した場合、降伏強度は410.4MPa、引張強度は639.1MPa、伸びは59.7%です。保持時間の延長に伴い、変形組織は下部組織構造に変化します。650℃での保持時間が30分から120分に増加すると、下部組織は24.1%から82.3%に増加します。850℃での保持時間が30分から120分に増加すると、下部組織は24.9%から59.2%に増加します。

本論文では、走査型電子顕微鏡（SEM）と電子後方散乱回折（EBSD）を使用して、600〜850℃で焼鈍した後のレーザー積層造形法による316Lステンレス鋼の微細構造（粒子形態、大角および小角粒界、結晶配向など）を特徴付けました。レーザー積層造形された316Lステンレス鋼を600～850℃で焼鈍した後、降伏強度、引張強度、伸びを引張速度0.5mm/分の単軸引張試験で測定しました。この研究では、微細構造と特性の進化を分析することにより、316L ステンレス鋼のレーザー積層造形に適したアニーリング プロセスを策定するための確かな理論的根拠を提供します。

1 実験材料と方法<br /> 本論文では、レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼を実験材料として選択しました。レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼の焼鈍プロセス中の微細構造形態、結晶配向、粒径などの微細構造と機械的特性の進化を調べるために、マッフル炉を使用してテストサンプルを 600～850 °C で焼鈍します。具体的な焼鈍プロセスを表 1 に示します。

表1 焼鈍処理プロセス 焼鈍された試験サンプルは、印刷方向に沿ってワイヤーカットされ、10 mm × 8 mm × 2 mmのサイズの金属組織試験片とEBSD試験片が切断されました。金属組織サンプルをマウントし、研磨、研削、洗浄、乾燥し、王水で 30 秒間エッチングし、走査型電子顕微鏡 (SEM) で観察しました。 ESBDサンプルを研磨した後、体積分率10％グリセロール+ 20％過塩素酸+ 70％アルコールの電解液で、電圧15V、電流1.5A、研磨時間30秒の条件で電解研磨を行った。EBSDテストも実施し、実際の状況に応じてスキャンステップサイズを0.5〜0.8μmに設定しました。

焼鈍した非標準引張試験片を印刷方向に沿って切断し、引張寸法を図 1 に示します。引張試験は、MTS810 電気油圧サーボ万能機械試験機を使用して、単軸引張試験速度 0.5 mm/分で実施し、降伏強度、引張強度、伸びを測定しました。

図1 引張試験片の寸法
2 実験結果と分析
2.1 微細構造の進化 焼鈍処理により、結晶粒を微細化し、構造と組成を均一にし、構造欠陥を排除し、材料特性を向上させることができます。本論文では、SEM を使用して、レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルの焼鈍後の微細構造の進化を観察しました。EBSD データは Channel5 ソフトウェアで処理され、焼鈍後のレーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルのテクスチャ、配向、サブ変形構造、大角および小角粒界の進化が分析されました。

2.1.1 微細構造の進化

レーザー積層造形で製造された 316L ステンレス鋼サンプルのアニーリング後の微細構造形態の変化を SEM で観察したところ、図 2 に示すように、レーザー積層造形プロセスで生成された魚鱗状の溶融プール形態がアニーリング後に形態変化を起こしていることがわかりました。図2（a〜f）は、異なる温度で120分間アニールした後の微細構造を示し、図2（b、g〜i）は、650℃で異なる時間アニールした後の微細構造を示し、図2（f、j〜l）は、850℃で異なる時間アニールした後の微細構造を示しています。

図 2 レーザー積層造形法で製造された 316L ステンレス鋼の異なるアニール処理後の微細構造 (a) 600℃×120 分、(b) 650℃×120 分、(c) 700℃×120 分、(d) 750℃×120 分、(e) 800℃×120 分、(f) 850℃×120 分、(g) 650℃×30 分、(h) 650℃×60 分、(i) 650℃×90 分、(j) 850℃×30 分、(k) 850℃×60 分、(l) 850℃×90 分

異なる温度で焼鈍した後の試験鋼の微細構造を分析した。600℃で焼鈍した後（図2(a)参照）、明らかな魚鱗状の溶融池形態が観察される。粒界は溶融池ラインを通過し、溶融池は典型的な細胞状の長い柱状の下部構造である。温度の上昇に伴い、650℃で焼鈍した後（図2(b)参照）、明らかな魚鱗状の溶融池形態が残っているが、一部の領域の溶融池ラインは浅くなり始め、溶融池は細胞状の長い柱状の下部構造である。焼鈍温度を700℃に上げると（図2(c)参照）、魚鱗状の溶融池形態はより浅くなる。不規則な長帯状の形態が現れ、組織の均一性が向上します。温度を 750℃ に上げると (図 2(d) 参照)、魚鱗状の溶融池形態は基本的に消え、不規則な長帯状の形態に変わります。溶融池内の細胞状および長い柱状の下部構造は溶解して消え始め、一部の球状下部構造と三角形の点状のピット状組織が現れます。温度をさらに 800℃ (図 2(e) 参照) および 850℃ (図 2(f) 参照) に上げると、形態は基本的にすべて不規則な長帯状になり、組織はより均一になり、粒子は球状下部構造と三角形の点状のピット状組織になります。これは、温度が上昇すると転位が移動し、魚の鱗状の溶融池の形態が消え、内部の細胞下層構造の組織が変化し、粒界が直線的になり、組織が均質になるためと考えられます。

異なる保持時間で焼鈍した後の実験用鋼の微細構造を分析しました。650℃で30分間焼鈍した後（図2(g)参照）、明らかな魚鱗状の溶融池形態が観察されることがわかります。粒界は溶融池ラインを通過し、溶融池は典型的な細胞状および長い柱状の下部組織です。保持時間が60分（図2(h)参照）、90分（図2(i)参照）、および120分（図2(b)参照）に増加すると、魚鱗状の溶融池形態は浅くなる傾向がありますが、溶融池は依然として典型的な細胞状および長い柱状の下部組織です。組織組織；850℃で30分間焼鈍後（図2(j)参照）、不規則な長い帯状の形態と浅い魚鱗状の溶融池ラインが観察され、粒界内に球状の下部組織と三角形の点状のピット状組織が見られる。保持時間を60分（図2(k)参照）、90分（図2(l)参照）、120分（図2(f)参照）に増やした後、浅い魚鱗状の溶融池ラインは消え、形態は基本的に不規則な長い帯状の形態となり、粒界内に球状の下部組織と三角形の点状のピット状組織が見られる。保持時間の増加により、魚鱗状の溶融池形態から不規則な長い帯状の形態への進化が加速されましたが、これは転位運動の発生により粒界の進化が引き起こされたためと考えられます。

2.1.2 テクスチャ、配向および粒径の進化

レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルのアニーリング後の EBSD データを Channel5 ソフトウェアで分析し、図 3 ～ 5 に示すように、EBSD テクスチャ マップ、IPF マップ、および粒度分布マップを取得しました。テクスチャの強度と粒径は、表 2 に示すように統計的に分析されます。

図 3 レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼のアニール後の極点図 (a) 600℃×120 分、(b) 650℃×120 分、(c) 700℃×120 分、(d) 750℃×120 分、(e) 800℃×120 分、(f) 850℃×120 分、(g) 650℃×30 分、(h) 650℃×60 分、(i) 650℃×90 分、(j) 850℃×30 分、(k) 850℃×60 分、(m) 850℃×90 分

表2 レーザー積層造形法で製造した316Lステンレス鋼の焼鈍後の組織強度と平均粒径図3（a〜f）は、異なる温度で120分間焼鈍した後のEBSD組織画像、図3（b、g〜i）は、650℃で異なる時間焼鈍した後のEBSD組織画像、図3（f、j〜l）は、850℃で異なる時間焼鈍した後のEBSD組織画像です。図 3 と表 2 を組み合わせると、焼鈍温度と保持時間の増加に伴って組織強度が増加することがわかります。 600℃および650℃で焼鈍した後、組織強度は3.56と低く、温度が800℃に上昇すると組織強度は7.22に達します。 650℃で30分間焼鈍した後の組織強度は3.75です。保持時間が60分、90分、120分と長くなると、組織強度はそれぞれ5.12、5.02、3.56になります。850℃で30分間焼鈍した後の組織強度は3.85です。保持時間が60分、90分、120分と長くなると、組織強度はそれぞれ4.02、5.93、5.47になります。これは、焼鈍温度と保持時間の増加により、結晶方位、粒径、粒界分布が変化し、組織強度が変化したためと考えられます。

図4（a〜f）は、異なる温度で120分間アニールした後のIPF図、図4（b、g〜i）は、650℃で異なる時間アニールした後のIPF図、図4（f、j〜l）は、850℃で異なる時間アニールした後のIPF図です。図4からわかるように、レーザー積層造形された316Lステンレス鋼サンプルの焼鈍後の粒子は不規則で細長く、その配向には明らかな分布パターンがありません。これは、レーザー積層造形プロセスの特殊性により、各溶融池の温度勾配が異なります。溶融池の境界の温度勾配は異なり、粒子の成長は印刷の影響を受け、配向の不規則な分布が生じます。しかし、アニール温度と保持時間の増加により、優先配向の成長は起こりません。

図 4 レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼のアニール後の IPF 図 (a) 600℃×120 分、(b) 650℃×120 分、(c) 700℃×120 分、(d) 750℃×120 分、(e) 800℃×120 分、(f) 850℃×120 分、(g) 650℃×30 分、(h) 650℃×60 分、(i) 650℃×90 分、(j) 850℃×30 分、(k) 850℃×60 分、(m) 850℃×90 分

図5（a〜f）は、異なる温度で120分間焼鈍した後の粒度分布図、図5（b、g〜i）は、650℃で異なる時間焼鈍した後の粒度分布図、図5（f、j〜l）は、850℃で異なる時間焼鈍した後の粒度分布図である。図5と表2から、レーザー積層造形法で製造された316Lステンレス鋼サンプルの焼鈍後の粒径は主に小さな粒子であることがわかります。焼鈍保持時間が120分の場合、600℃で焼鈍した後の平均粒径は9.6μmです。温度が上昇するにつれて、粒子が微細化し、平均粒径は減少します。750℃で焼鈍した後の平均粒径の最小値は8.1μmです。温度がさらに上昇すると、粒子が大きくなり、850℃で焼鈍した後の平均粒径の最小値は10.3μmです。 650℃で30分間アニールした後、平均粒径は10.6μmです。保持時間を60分に増やしても、平均粒径はあまり変化せず、10.3μmです。保持時間を90分に増やすと、平均粒径は12.2μmに増加します。保持時間をさらに120分に増やすと、平均粒径は8.8μmに減少します。 650℃でアニールすると、保持時間の増加とともに平均粒径が大きく変動します。これは、過剰なアニールが原因である可能性があります。保持時間が長くなると、レーザー積層造形された316Lステンレス鋼で転位運動が発生し、粒径が変わります。同時に、レーザー積層造形構造の不均一性により、観察領域にはより小さな粒子があり、それらが一緒になって比較的小さな粒径の結果をもたらします。 850℃で30分間焼鈍した後、平均粒径は10.2μmです。保持時間を60分に増やすと、平均粒径は9.5μmに減少します。保持時間を90分に増やすと、平均粒径は10.6μmに増加します。保持時間をさらに120分に増やすと、平均粒径はあまり変化せず、10.3μmになります。 850℃で焼鈍すると、レーザー積層造形された316Lステンレス鋼の微細構造の均一性が向上します。保持時間が長くなるにつれて、転位の移動により粒界分布が変化しますが、粒径はわずかに変化します。

図5 レーザー積層造形法で製造した316Lステンレス鋼の焼鈍後の粒度分布 (a) 600℃×120分、(b) 650℃×120分、(c) 700℃×120分、(d) 750℃×120分、(e) 800℃×120分、(f) 850℃×120分、(g) 650℃×30分、(h) 650℃×60分、(i) 650℃×90分、(j) 850℃×30分、(k) 850℃×60分、(m) 850℃×90分

2.1.3 変形後の微細構造の進化

レーザー積層造形された316Lステンレス鋼サンプルのアニーリング後のEBSDデータをChannel5ソフトウェアで解析し、図6に示すような再結晶構造図を取得しました。青は完全な再結晶構造、黄色はサブ構造（回復構造）、赤は変形構造です。図6（a〜f）は異なる温度で焼鈍した後の再結晶構造図、図6（b、g〜i）は650℃で異なる時間焼鈍した後の再結晶構造図、図6（f、j〜l）は850℃で異なる時間焼鈍した後の再結晶構造図である。

図6 レーザー積層造形法で製造した316Lステンレス鋼の焼鈍後のEBSD再結晶組織 (a) 600℃×120分、(b) 650℃×120分、(c) 700℃×120分、(d) 750℃×120分、(e) 800℃×120分、(f) 850℃×120分、(g) 650℃×30分、(h) 650℃×60分、(i) 650℃×90分、(j) 850℃×30分、(k) 850℃×60分、(l) 850℃×90分

異なる温度と保持時間で焼鈍した後、サブ構造と変形構造が変化し、その割合が図 7 に統計的に示されています。図7(a)からわかるように、異なる焼鈍温度において、600～700℃で焼鈍した後は、平均配向差は比較的安定しており、基本的には下部組織組織であり、変形組織は約20%を占めています。焼鈍のために温度が750℃まで上昇すると、内部の平均配向差が増加し、下部組織は変形組織に大きく進化します。750～850℃で焼鈍した後は、平均配向差は比較的安定しており、下部組織組織と変形組織は比較的安定しています。下部組織組織は約35%で、変形組織は約60%で推移しています。これは、750°C でアニールした後、レーザー積層造形法で製造された 316L ステンレス鋼サンプルの結晶の平均配向差が大きくなり、下部構造組織が変形組織に進化することを示しています。

図7 レーザー積層造形された316Lステンレス鋼の焼鈍後の下部組織と変形微細組織変化曲線
(a) 異なる温度で120分間アニール、(b) 650°Cで異なる時間アニール、(c) 850°Cで異なる時間アニール

異なる保持時間では、図7(b)に示すように、650℃で焼鈍した場合、保持時間の増加に伴い、下部組織組織が増加し、変形組織は減少します。保持時間が30分から120分に増加すると、下部組織組織は24.1%から82.3%に増加し、変形組織は70.7%から15.1%に減少します。850℃で焼鈍した場合、図7(c)に示すように、保持時間の増加に伴い、下部組織組織が増加する傾向があり、変形ゾーン組織は減少する傾向があります。保持時間が30分から120分に増加すると、下部組織組織は24.9%から37.8%に増加し、変形組織は69.3%から59.2%に減少します。これは、保持時間が長くなるにつれて、レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルの結晶の平均配向差が小さくなり、変形構造がサブ構造構造に進化することを示しています。

2.1.4 大角粒界と小角粒界の進化

レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルのアニーリング後の EBSD データを Channel5 ソフトウェアで分析し、図 8 に示すように、大角粒界マップと小角粒界マップを取得しました。赤い線は小角粒界 (2°~10°)、黒い線は大角粒界 (>10°) です。図8（a〜f）は異なる温度で焼鈍した後の大角および小角粒界図、図8（b、g〜i）は650℃で異なる時間焼鈍した後の大角および小角粒界図、図8（f、j〜l）は850℃で異なる時間焼鈍した後の大角および小角粒界図である。

図 8 レーザー積層造形法で製造した 316L ステンレス鋼の低角粒界と高角粒界の EBSD 形態 (a) 600℃×120 分、(b) 650℃×120 分、(c) 700℃×120 分、(d) 750℃×120 分、(e) 800℃×120 分、(f) 850℃×120 分、(g) 650℃×30 分、(h) 650℃×60 分、(i) 650℃×90 分、(j) 850℃×30 分、(k) 850℃×60 分、(l) 850℃×90 分

異なる温度と保持時間で焼鈍した後、大角粒界と小角粒界が進化し、その割合が図 9 に統計的に示されています。図9(a)に示すように、異なる焼鈍温度において、600～850℃で焼鈍した後、小角粒界は温度上昇とともに増加する傾向があり、800℃で焼鈍した後には最大の26.9%に達します。高角粒界の割合は基本的に30%～38%ですが、700℃、800℃で焼鈍処理すると、その割合は約25%まで低下します。これは、温度が上昇するにつれて、レーザー積層造形された 316L ステンレス鋼サンプルの転位が再配列され、転位密度と粒界分布の変化、方位差角の変化、および大角粒界と小角粒界の変化を引き起こすためと考えられます。

図9 レーザー積層造形におけるアニール後の316Lステンレス鋼の小角粒界と大角粒界の比の変化曲線（a）120分間の異なるアニール温度、（b）650℃での異なる保持時間、（c）850℃での異なる保持時間。異なる保持時間について、図9(b)に示すように、650℃で焼鈍した場合、保持時間が長くなるにつれて、小角粒界の割合は減少する傾向があり、大角粒界の割合は増加する傾向があります。保持時間が30分から120分に増加すると、小角粒界の割合は30.9%から18.9%に減少し、大角粒界の割合は29.4%から35.1%に増加します。850℃で焼鈍した場合、図9(c)に示すように、保持時間が長くなるにつれて、小角粒界の割合は減少する傾向があり、大角粒界の割合は比較的安定しています。保持時間が30分から120分に増加すると、小角粒界の割合は29.7%から25.1%に減少します。ただし、保持時間が60分のときに、小角粒界の割合は21.1%で最低になります。これは、保持時間の増加に伴い、小角粒界の割合が減少し、大角粒界が比較的安定していることを示しています。転位の移動が発生し、転位密度が変化し、小角粒界の進化につながる可能性があります。

2.2 機械的特性 レーザー積層造形プロセスの特殊性により、レーザー積層造形によって製造された 316L ステンレス鋼は強い異方性を持ち、微細構造の進化が機械的特性に重大な影響を及ぼします。これには多くの要因が関係します。粒径、下部構造、小角粒界などの微細構造はすべて、機械的特性に大きな影響を与えます。温度が上昇すると、再結晶化プロセスが発生し、セル構造が溶解して転位の再配列が起こります。転位密度の変化により、サブ変形構造と小角粒界が発達し、図 10 に示すように、それに応じて機械的特性が変化します。

図10 レーザー積層造形された316Lステンレス鋼の焼鈍後の機械的特性曲線
（b）異なるアニール温度。 PAで850のアニーリング。降伏強度は、650〜でアニーリング後の600℃で397.9MPaに減少し、655.5 aTの655.5％から655.5％のアニールで600％で55.5％で伸びた後、650〜55.5％で650〜55.5％で伸びた後、650-850のアニーリング後に変化しません。 、および850のアニーリング後の700℃での49.8％から59.7％に増加します。これは、温度が上昇するにつれて、セル構造が徐々に溶解し、転位密度が減少して材料の強度が低下し、可塑性が増加するためです。また、微細粒子は材料の強度を高めることができ、粒子の成長は材料の強度の低下を引き起こします。しかし、選択的レーザー溶融の特殊なプロセスにより組織が不均一になり、その結果、材料の機械的特性に不安定な変動が生じます。これは、焼鈍中に面心立方（FCC）マトリックス内のFe、Cr、Mn、Mo元素が拡散し、密な転位が再配列または消失するためと考えられます[20]。

図10(b、e)に示すように、異なる保持時間では、650°Cで焼鈍した後、引張強度は保持時間の増加ではあまり変化しません。降伏強度は保持時間が長くなるにつれて低下する傾向があります。保持時間が60分の場合、伸びは30分の57.3%から49.0%に低下し、他の保持時間ではあまり変化しません。 850℃で焼鈍した後、図10(c,f)に示すように、引張強度は保持時間の増加に伴ってあまり変化しません。保持時間が30〜90分の場合、降伏強度は保持時間の増加とともに低下し、保持時間が120分の場合には、降伏強度は60分の362.6MPaから410.4MPaに増加します。伸びは保持時間が30〜90分の場合あまり変化しませんが、保持時間が120分の場合には、伸びは90分の55.2%から59.7%に増加します。これは、レーザー積層造形法で製造された316Lステンレス鋼の不均一な微細構造によるものです。その微細構造は保持時間によって大きく変化しませんが、内部粒径、組織強度、転位運動などの微細構造の変化は機械的特性の変化につながります。そのため、図11に示すように、SEMを使用して引張破壊形態を分析します。図11（a〜f）は異なる温度で焼鈍した後の破壊形態を示し、図11（b、g〜i）は650℃で異なる時間焼鈍した後の破壊形態を示し、図11（f、j〜l）は850℃で異なる時間焼鈍した後の破壊形態を示しています。レーザー積層造形法で製造された316Lステンレス鋼サンプルの焼鈍後の破壊形態は、サンプルがすべて延性破壊を示し、緻密で小さなディンプルがあることを示している。焼鈍温度の上昇と保持時間の変化により、ディンプルのサイズは大きく変化しないが、破壊面積を増やす緻密なディンプルにより、破壊プロセス中に吸収される変形エネルギーが増加し、材料の可塑性が向上する。

図 11 レーザー積層造形法で製造した 316L ステンレス鋼の焼鈍後の破壊形態 (a) 600℃×120 分、(b) 650℃×120 分、(c) 700℃×120 分、(d) 750℃×120 分、(e) 800℃×120 分、(f) 850℃×120 分、(g) 650℃×30 分、(h) 650℃×60 分、(i) 650℃×90 分、(j) 850℃×30 分、(k) 850℃×60 分、(l) 850℃×90 分

4 結論
1) 700℃で焼鈍した後、レーザー積層造形された316Lステンレス鋼の魚鱗状の溶融池形態は徐々に消え始め、不規則な長い帯状の形態に変化しました。750℃で焼鈍した後、溶融池内の細胞状および長い柱状の下部構造は溶解し始め、球状の下部構造と三角形の点状のピット状構造に変化しました。

2) 焼鈍温度と保持時間の増加に伴い、組織強度は上昇傾向を示し、結晶配向は進化しますが、優先配向は発生しません。600〜700℃で焼鈍した後、粒径は微細化されますが、焼鈍温度が上昇し続けると、粒子が成長し、組織の均一性が向上します。

3) 焼戻し温度の上昇に伴い、セル構造が溶解し、下部構造が変形領域に進化します。保持時間が長くなると、変形領域が下部構造に進化します。これは、焼戻し温度と保持時間が長くなると、レーザー添加316Lステンレス鋼で転位運動が発生し、転位密度が変化することを示しています。

4) 焼鈍温度と保持時間の増加に伴い、引張強度と降伏強度は全体的に低下傾向を示しており、これは細胞状および柱状の下部組織の溶解と高密度転位の除去により、引張強度と降伏強度が弱まり、伸びがある程度向上することを示しています。破壊形態における緻密で小さなくぼみも、良好な可塑性があることを示しています。

論文引用: Zheng Lei、Xu Da、Lu Yujie、他「レーザー積層造形法による焼鈍中の316Lステンレス鋼の微細構造変化と機械的特性[J]」。金属熱処理、2024、49(04):66-77。DOI: 10.13251/j.issn.0254-6051.2024.04.012。


316L、ステンレススチール、パフォーマンス

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出典: GEチャイナテネシー州にあるオークリッジ国立研究所は、もともと米国のマンハッタン計画の一環と...

Kehengの100台目のLiantai光硬化3Dプリント装置が納入され、強力な組み合わせが実現しました

この投稿は、Little Soft Bear によって 2017-6-23 15:45 に最後に編集...

DED 指向性エネルギー堆積技術は、将来的に業界に破壊的変化をもたらす可能性があります。部品の in-situ 印刷についてご存知ですか?

Antarctic Bear の紹介:近年、付加製造は製造業界で最も急速に成長している分野の 1 ...

2017 年に義歯を 3D プリントする方法を学びたいですか?このイベントに申し込むだけ

活動テーマ：Farsoon High-techを訪問し、義歯印刷を体験し、業界の発展について話し合う...

3Dバイオプリントされた鼻軟骨が癌治療に使えると信じますか？

2021年5月7日、アンタークティックベアは、カナダのアルバータ大学の研究者が、顔面変形のある癌患...

新しい3Dプリント技術を探求し、従来の設計と製造を「打破」する

この投稿は、Little Soft Bear によって 2017-9-27 13:59 に最後に編集...