粉末床溶融金属積層造形における欠陥と異常（9）

出典: 揚子江デルタG60レーザーアライアンス

はじめに: この論文は、粉末床溶融積層造形プロセスにおける一般的な欠陥/異常とその形成メカニズムを明らかにすることを目的としています。この記事はパート9です。

7. 欠陥および異常内容の予測<br /> 欠陥の存在による部品品質の暗黙的な低下は、粉末床溶融中の欠陥形成を予測し、軽減する動機となります。予測およびモデリング手法の設計は、AM テクノロジーの長期的な成功にとって非常に重要です。したがって、これらの機能を構築するために多大な努力が払われてきました。 Teng らは、粉末床溶融プロセスを含むレーザー材料加工技術における欠陥モデリングをまとめました。

鍵穴形成の模式図。
レーザー材料加工における細孔は、一般的にキーホールとボールホールに分けられます。キーホールは、小さな領域に大量の高エネルギーが適用されることで発生し、その結果、狭く深い溶融プールが形成されます。結果として生じる溶接プールの形状により、材料が凝固する前の短時間に内部の気泡が逃げにくくなり、部品内にキーホール介在物が残ります。 Semak 氏と Matsunawa 氏は、欠陥が溶融池内の流体の流れと高い相関関係にあることを発見しました。この流体の流れは、温度勾配、液体/固体表面および液体/蒸気表面の表面張力、およびこれらの表面の反動圧力によって制御されます。レーザー材料加工における他のタイプの穴と比較すると、キーホール穴は通常小さく対称的です。それらの量が Ti-6Al-4V ジオメトリの総体積の 1% 未満の場合、部品の機械的特性に対する悪影響は少なくなりますが、量が 5% に増加すると、部品の引張強度、疲労寿命、硬度に大きな影響が出ます。

7.1. 溶融多孔性の欠如

前述したように、融合不良 (LOF) 多孔性は、欠陥の不規則な形態と鋭い特徴により、部品の品質を低下させる可能性があります。 LOF 多孔性は、選択されたレーザースキャン戦略が十分に重なり合わず、溶融領域内のすべての粉末を完全に溶融できない場合に発生します。

3DSIM FLEX ツールは、入力プロセスパラメータの熱場を計算するために使用されます。注目すべきは、Teng らが 3DSIM FLEX シミュレーションツールを使用して、その後の溶融プールの軌跡の重なりに焦点を当てて同様の方法で LOF 多孔性を予測したことです。次に、高温溶液を使用して、完全な成形をシミュレートし、成形プロセス全体のどの時点でも粉末が溶けたかどうかを追跡することで、LOF 多孔性を予測しました。モデルの結果は実験結果とよく一致していますが、過度のボール化により実験で観察される多孔性が増加すると考えられます。
195 W、400 mm/s での Ti–6Al–4V の溶融プールプロファイル。
Bruna Rosso らは、L-PBF 中の熱場を予測するための FEM モデルと高速イメージングを組み合わせて、印刷された製品の単層における LOF 多孔性を研究しました。シミュレーションでは、レーザースキャンを繰り返すごとに層間の LOF 多孔度が減少することが示されています。これは、最初のトラックの周囲で電力密度が増加したことに起因します。

さまざまな複雑さのモデリングアプローチは、AM 部品の LOF 多孔性の形成を促進する主要な幾何学的特徴を捉えるのに役立ちます。 LOF 多孔度の解析予測はモデリング手法から開発されます。 LOF 多孔性に対処するために開発された標準は、LOF 多孔性の発生を簡単に回避できるように、建設パラメータを設計するために使用できる信頼性の高い予測を提供します。

7.2. キーホール多孔度

ピンホール多孔性の防止と軽減のために、L-PBF におけるピンホール多孔性の予測とモデル化の必要性が高まり、これは溶接における同様の現象の研究から始まりました。
SLM 物理モデルの概略図 (a)、確立されたランダム充填粉末ベッドモデル (b)、SLM プロセスで適用されるスキャン戦略と監視ポイント (c)。
SLM プロセス中、ガウスレーザーエネルギー分布の移動熱流が金属粉末に照射されると、複数の熱、質量、運動量の移動モードと流体の流れを伴う一連の複雑な非平衡の物理的および化学的冶金作用が同時に発生します。上の図は、溶融と凝固、相変化、蒸発、熱伝導率、レーザービームと粉末間の放射など、重要な物理的側面を含む SLM 物理モデルの概略図を示しています。

さらに、Bayat らは、高精度の数値モデルを使用して、L-PBF AM プロセス中のキーホールの多孔性の形成を研究しました。シミュレーション結果は、実験による多孔度測定値とよく一致しています。 Bayatらによるシミュレーション結果を図82に示します。最後に、Martin らは、X 線実験とマルチフィジックスシミュレーションを組み合わせて、旋回/軌道終端状況での小さな気孔の形成を調査しました。 ALE3D マルチフィジックスソフトウェアツールを使用して、L-PBF プロセスの転換点でのピンホールの崩壊が実験的に観察され、モデル結果に反映されました。
図82 Bayatが発表したシミュレーション結果に示されている溶融の進化。
7.3. 残留応力、変形、割れ

セクション 4.7 で強調されているように、AM 部品の製造中の主な懸念事項は、反りや割れにつながる可能性のある大きな残留応力の発生です。製造プロセス全体を通じて残留応力の発生を理解し、応力の増大を緩和して製造可能性を確保することが、高品質の部品を製造する鍵となります。機械加工パラメータの影響を研究し、シミュレーション効率を向上させながら、熱機械有限要素モデリングアプローチに重点が置かれました。

ほとんどの AM モデルとその実験検証の結果は、AM 部品に高度に異方性の残留応力分布が存在することを示しています。一般的に、スキャン方向の残留応力は垂直方向の残留応力よりも高く、図 83 に示すように、部品の表面近くの残留応力は部品の中央または底部の残留応力よりも高くなります。すべてのモデリングと実験作業により、温度勾配の主要な影響要因が AM 部品の残留応力の大きさに大きな影響を与えることが示されました。これに基づくと、サポート構造の配置、電力入力、スキャン速度、スキャンモード、予熱温度、パターン充填間隔、層の厚さなどのプロセス変数は、部品の温度勾配を変更する能力があるため、AM 残留応力の進化において重要な役割を果たす可能性があります。多孔性が存在すると、局所的な材料強度が大幅に低下します。したがって、AM 部品の多孔性により、残留応力誘起割れの閾値が大幅に低下する可能性があることに注意する必要があります。

図 83 レーザー直接金属堆積積層造形法で Waspaloy を使用して製造された部品の計算された残留応力分布。

シミュレートする必要があるボリュームが大きいため、数値モデルの計算効率が非常に重要です。 Williams らは、AM 中に生成される残留応力と変形の有限要素モデリングに対する実用的なアプローチを提案しました。この研究は、AM 部品の残留応力の発生を正確に捉えるために、すべてのレーザーパスをモデル化する必要はないことを示しています。最近、Gouge らは、アダプティブボクセルメッシュを使用して、熱機械有限要素モデルの計算効率を改善し、部品全体の残留応力の蓄積をシミュレートしました。図 84 に示すように、フルセクションシミュレーションは、許容できる計算効率を維持しながら、測定された実験歪みとよく一致しており、これは Gouge らによるシミュレーション結果を示しています。 Chen らは、選択的レーザー溶融 AM プロセス中の残留応力の発生を予測するための固有ひずみベースのモデルを開発しました。粉末ベッド AM (L-PBF または E-PBF) で製造された部品の変形や残留応力を引き起こす主な特徴を理解することで、部品の変形を最小限に抑える設計が可能になります。現在使用されているモデリング手法は、残留応力の発生を予測し、変形を軽減するための意思決定に役立つ優れた能力を示しています。

図84 部品全体の実験的変形とシミュレーションによる変形の比較。
Tran らは、EOS マシンを使用して製造されたハイブリッド L-PBF 合金 718 部品の基板と格子サポート間の界面での亀裂形成の予測を調査しました。 Tranらが採用した方法は、図85に示すように、実験と残留応力シミュレーションを組み合わせて亀裂を予測します。さまざまな高さのハイブリッド構造を多数印刷することにより、ハイブリッド AM 部品の界面における亀裂感受性の臨界形状が初めて実験的に決定されました。次に、修正された固有ひずみ法を使用して、ハイブリッド部品の残留応力の発生をシミュレートします。

図85 (A) Tranらが使用した実験方法とシミュレーション方法の組み合わせ(B) 複数のサンプル高さにおけるハイブリッド (格子構造と固体構造) 界面の亀裂感受性の臨界形状を決定するために実験構築が実行されました。(C) 印刷された部品に亀裂を引き起こす臨界点を決定するためにシミュレーションが実行されました。亀裂感受性は、(D) 新しい部品設計のシミュレーションと、(E) 印刷された部品で観察されたモデリング手法によって予測された亀裂の検証を使用して予測されます。
7.4. その他の欠陥および異常

多孔性や残留応力と同様に、その他のプロセス欠陥も金属 AM 部品の早期故障の潜在的な原因となる可能性があります。粉末の広がり、飛び散り、毛玉はすべて、造形が失敗したり、低品質の部品が作られる原因になります。したがって、これらの欠陥の原因を理解し、その形成を予測することで、AM 部品の欠陥数を最小限に抑え、部品の全体的な品質を向上させることができます。

最近、Wuらは、粉末充填密度を最大化し、各粉末層の表面粗さを最小化する新しい半円弧ブレード設計を提案しました（図86を参照）。 DEM シミュレーションでは、半円弧底部 (ブレードの前面) を垂直ブレードエッジに導入した後、粒子堆積プロセスが改善されたことが示されました。結果は、分配された粉末粒子が徐々に減少するブレードベース高さに直面すると圧縮され、堆積層の充填率が増加することを示しています。著者らはまた、半円弧ブレードの真っ直ぐな底部によってもたらされる壁効果により、粒子の圧縮が維持され、接触力が粒子の動きに放出されるのではなく徐々に排除されることを実証した。

図86 垂直ブレードと半円弧ブレードの前面のアーチ強度（a1）と（b1）の提案メカニズムの比較、および牽引ブレードの前面のアーチ破損によって引き起こされる粒子の動き（a2）と（b2）のそれぞれ。垂直ブレードと半円弧ブレードを使用して分配/圧縮された粉末の (c) 充填形態、(d) 充填率、および (e) 表面粗さの変化。
数値シミュレーションを通じて、さまざまな研究者が、粒子サイズが臨界値に達するまでは粒子サイズの減少とともに粉体層の充填密度が増加し、その後は粒子サイズの減少とともに密度が減少することを報告しました。図 87 は、粉末粒子サイズが変化するにつれて粉末床に導入される欠陥を示しています。粉末層内の欠陥の数は、粉末粒子サイズが小さくなるにつれて最初は減少する傾向があり、その後、特定の臨界粒子サイズを下回ると増加する傾向があります。

図 87 異なる粉末サイズで堆積された粉末層。
Parteli と Pöschel は DEM アプローチを使用して粉体層の広がりをシミュレートしましたが、シミュレートされたローラーを含め、図 88 に示すように非球形粉体を研究しました。著者らは、ローラー速度の増加に伴って、塗布された粉末層の表面粗さが増加することを発見した。さらに、より大きな粉末サイズ分布を使用すると、より小さな粒子がより大きな粉末粒子に凝集するため、粉末層の表面粗さも増加することが観察されました。

図88 DEM粉体シミュレーション法とParteliとPöschelによるシミュレートされたローラーを使用した粉体拡散シミュレーション。
粉末原料の重要性は、積層造形技術のリーダーたちによって強調されてきました。粉末原料は、個々の粉末粒子の表面の機械的、熱的、光学的、化学的特性、バルク粉末の形態、粒度分布、および結果として生じる流動特性、ならびに堆積した粉末層の充填密度、表面均一性、および有効な熱的および機械的特性によって特徴付けられます。ハーバート（2016）は、SLM プロセス中の粉末の取り扱いと処理のさまざまな段階、つまり粉末の保管から機械内での拡散、溶融、凝固、後処理のシーケンスまで、重要な冶金学的側面を概説しました。 Tan et al. (2017) はこの概要をより一般的な側面にまで拡張し、特に粉末の形態と粒子サイズの測定の影響に焦点を当てました。粉末原料モデリングの文脈では、Gusarov (2008) は放射伝達問題の (均質化) 連続体モデルに基づいて粉末床におけるレーザーエネルギー吸収の問題を研究し、一方 Boley ら (2015) は光線追跡スキームと個々の粒子を扱う (離散) 粉末床モデルに基づいて同じ問題を解決しました。
金属付加製造プロセスの典型的な画像としてのプラズマ噴霧 Ti-6Al-4V 粉末の SEM 画像。
計算モデルを通じて L-PBF の実際の物理現象を効果的に再現するための鍵は、低速で凝縮し、非圧縮性の相 (液体と固体の金属) と高速で気体の圧縮性の相 (金属蒸気と周囲のガス) の間の物理現象を結合することです。図89(a)のシミュレーション結果は、周囲圧力が高い場合、金属蒸気速度と周囲ガス流量が大幅に減少する可能性があることを示しています。したがって、高周囲圧力での単一パルスレーザー照射中は、弱められた気流の抵抗が減少するため（図89(b)）、粉末の飛散が効果的に抑制されます（図89(c)参照）。

図 89 は、周囲圧力が粉体の飛散挙動に与える影響のマルチフィジックスシミュレーションを示しています。
図90は、Rauschらが粉末床AMプロセスをシミュレートするために使用した拡張2D格子ボルツマン法を示しています。 Lu らはフェーズフィールドモデリングを使用して、溶融プール、粉末床充填効果、粒子構造など、L-PBF プロセスの複数の特徴をシミュレートしました。彼らは、多層シミュレーション中に、大きな不規則な粉末粒子の存在により球状の空隙が形成されることを観察しました。さらに、Liu らは、CFD メソスコピックシミュレーションにおいて、ガウス熱源の代わりにレイトレーシング熱源を使用すると球状欠陥が発生することを指摘しました。これは、より洗練された入力とモデリング手法を使用して、球状化現象をより現実的に捉える方法を示しています。

図 90 30 層にわたる多孔性の進化を示す 2D 多層格子ボルツマンシミュレーションの温度場。 b および e に示すように、各層はランダムに配置され、粉末のレーザー溶融をシミュレートします。
Michopoulos らや Meier らが行ったような DEM を使用した、構築済みの金属 AM 表面の高忠実度モデリングは、高価な試行錯誤分析を必要とせずに、プロセス変数と表面テクスチャを関連付ける上で大きな可能性を示しています (図 91)。このようにして、レーザー出力、レーザー速度、ハッチ間隔などの主要な処理変数の影響や、非定常溶融効果を、さまざまな形状、出発材料、処理条件に対して把握することができます。このようにして、金属粉末ベッド AM の特定の構造と材料に対して最適化された一連のプロセスパラメータを決定できます。

図 91 プロセス変数とラスター + プロファイルスキャンパスを使用したモデリング手法は、構築済みの金属 AM 表面の XCT 結果を検証する上で大きな可能性を秘めています。 (左) レイヤー 50、100、170、178 の離散要素法 (DEM) シミュレーション出力と最終出力パーティクルシステム。 (右) DEM 入力モデルと出力モデル (粗度あり) の比較。真の表面モデリング技術により、さまざまな材料やプロセスの加工変数を通じて表面粗さを相関させることが可能になり、現在採用されている試行錯誤型の分析に取って代わることができます。
8. 不良部品の特性

機械的性質

AM 部品の機械的特性はその欠陥と微細構造によって決まり、前のセクションで説明した鍛造部品と比べると大きく異なる場合があります。 AM 部品の微細構造/欠陥の変動は、さまざまな AM システムの使用によって生じるだけでなく、処理条件や部品の形状/寸法がわずかに異なる同じ AM プロセス/システムを使用する場合にも生じます。この幅広い微細構造特性により、AM 部品の報告される機械的特性に大きなばらつきが生じる可能性があります。このセクションでは、公開文献で入手可能な 4 つの一般的な AM 金属材料について、最も広く報告されている機械的特性について説明します。議論される機械的特性には、降伏/極限引張強度、延性、高サイクル疲労強度、破壊靭性、および疲労亀裂成長率が含まれます。まず、機械的特性全般を支配するメカニズムと要因について簡単にレビューし、次に、微細構造や欠陥などの AM 合金の微視的特徴に対する機械的特性の依存性についての洞察を提供する既存のデータについてレビューします。高ひずみ速度領域で実行されるような他の機械的特性は文献ではあまり一般的ではないため、このレビューの焦点ではないことに注意してください。

8.1.1. ストレッチ

全体的に、AM で製造されるすべての材料は、強度と延性に幅広い範囲が見られます。検討された AM 技術には、レーザービームと電子ビームの粉末床融合技術 (それぞれ L-PBF と E-PBF) のほか、レーザービーム直接エネルギー堆積 (L-DED) などの直接エネルギー堆積法が含まれます。 Ti-6Al-4Vの場合、図92に示すように、降伏強度（YS）、極限引張強度（UTS）、および延性（破断伸び（EL）で測定）に大きなデータ変動があります。

図92 Ti-6Al-4Vの降伏強度（YS、実線マーカー）と極限引張強度（UTS、矢印）を（a）異なる造形方向、（b）造形後処理の有無、（c）さまざまなAM技術を使用して製造し、伸びに対してプロットしたもの。 L-DED、L-PBF、E-PBFによって製造された典型的なプレファブリケーション微細構造を（d）に示します。
HCF 特性について得られた結果は、欠陥における応力集中によって疲労強度が大幅に低下することを示しています。これは、HIP 処理されたサンプルが、1050 °C で熱処理された SLM 処理されたサンプルよりも優れた疲労特性を示したためです。 HIP 処理されたサンプルは、最も小さい気孔率を示すだけでなく、HIP プロセスの温度 - 時間プロファイルにより、残留応力が大幅に減少し、β-Ti の量が構築時の材料と比較してわずかに増加します。 HIP 後の Ti-6-4 に対するステップ法の結果から、SLM コンポーネントは、通常 392 MPa から 620 MPa と報告されている従来の処理方法で処理された Ti 合金の疲労強度に到達できることが示されました。

製造直後の Ti-6-4 試験片 (a) と HIP 処理後 (b) のコンピュータ断層撮影画像。 HIP 処理後、残留気孔率は分離限界の 22 μm を下回りました。
これは、疲労強度は 2 つの異なるアプローチを組み合わせて最適化する必要があることを明確に示しています。まず、亀裂発生段階を可能な限り長くする必要があります。これは、SLM 処理された材料では、細孔サイズを縮小することで実現でき、それによってこれらの欠陥における応力集中が減少します。 HIP を使用した場合の細孔サイズと多孔度の減少は、CT データから明らかです。サイズに関しては、気孔は検出限界の 22 μm 以下に減少しましたが、そのままの Ti-6-4 サンプルでは直径 50 μm までの気孔が検出されました (図示せず)。亀裂発生段階と気孔率の相関関係は、破面から明確に確認できます。サンプル内のすべての気孔を HIP プロセスで縮小できたとしても、残った欠陥 (マイクロポアなど) は HCF 状態での疲労挙動に依然として大きな影響を及ぼします。比較的早期に破損したサンプルでは、疲労亀裂の起点として気孔が検出されました。これらの欠陥は通常、サンプル表面に非常に近いところにあります。好ましい微細構造により、多孔性などの応力集中を回避できるだけでなく、亀裂発生時間も長くなります。

金属の降伏は、多くの場合、結晶粒全体にわたる転位の長距離移動（滑り）によって特徴付けられ、これは不可逆的な変形の開始に相当します。材料の微細構造に応じて、転位運動の障害となるのは、溶質原子、粒界、相境界、または硬質/軟質（不浸透性/浸透性）粒子である可能性があります。 Ti-6Al-4V合金では、α相とβ相が共存するため、関連する界面はα-β界面となります。滑りにより転位が相界面に蓄積され、十分な応力がかかると、転位は β 相と残りの α コロニーに滑りを伝播します。文献の既存データを用いてXuらが提案したように、付随するYSはホール・ペッチ関係によく従います（図93）。つまり、はαラスの厚さ、σ0は無限に厚いαラスを持つTi-6Al-4V合金の強度、kはホール・ペッチ係数です。
図93 層状（α+β）Ti-6Al-4VのYSとα板厚の関係。
AM合金718の室温強度および延性曲線を図94（a、b）に示します。この文脈で収集された作業は、L-DED、L-PBF、E-PBF を含む材料のレーザービームおよび電子ビーム処理を扱っています。レーザーAMプロセスでは凝固速度が速いため、L-PBF合金718では通常、多相ではなく樹枝状結晶が観察されます（図94（c））。強化段階がないため、施工後の材料の強度は通常低くなります（図94(a)）。 E-PBF の処理温度は大幅に高いため、製造中の熱条件は溶解 + エージング処理中の熱条件と同様になる可能性があります。図 94(e) は、溶体化処理と二重時効処理によって生成された微細構造を示しており、γ'/γ” 析出が見られます。図 94(a) は、二重時効処理によって降伏強度が約 600 MPa から約 1200 MPa に 2 倍増加することを示しています。非 HT 条件 (非時効 HT を含む) のデータポイントは、強度と延性に大きなばらつきが見られますが、これは AM プロセスによって課せられた方向性凝固によって生じた強いテクスチャと、一般的に構築方向に対して垂直な明らかな LOF 欠陥が原因と考えられます。

図94（a）-（b）室温YS、UTSおよびAM合金718の破断伸び。 (c)、(d)、(e) はそれぞれ、L-PBF および e-PBF 合金 718 の典型的な製造後の微細構造と、e-PBF 金属 718 の HTed 微細構造を示しています。
AM で製造されたこの材料の強度と延性の曲線を図 95 に示します。この点に関して収集されたデータは、L-DED および L-PBF を含むレーザーベースの AM にのみ関係します。図94(A)からわかるように、これらの材料の延性は配向効果に大きく影響されますが、強度への影響は大きくありません。ただし、データのソースがこの観察結果に影響を与えている可能性があることに注意する必要があります。

図95 (a)-(b) AM 17-4 PH SSにおけるYSとUTSの破断伸び。 (c) 作製したままの状態、(d) 直接時効処理した状態 (H900)、および (e) 条件 A + 時効処理した状態 (CA-H900) の L-PBF 17-4 PH SS の典型的な微細構造。
AlSixMg{x＝7–12}の引張特性に対する製造方向と熱処理の影響を図96に示す。図96(a)から、2つの構築方向における非HT試験片のYS、UTS、およびELの範囲が完全に重なっていることがわかります。ただし、水平に構築された試験片のYS値とEL値は平均的にわずかに高いことがわかります。

図96 (a)-(b) AM AlSixMg{x=7–12}のYSおよびUTSと破断伸びの関係。 (c) 溶融プール境界によって誘発された破壊を示す、破壊面に垂直な断面の顕微鏡写真。（d）加工条件の関数としての微細構造。
AM 欠陥 (多孔性、気孔、LOF などの体積欠陥、表面粗さなど) は、関連する応力集中により局所的な塑性を引き起こす傾向がありますが、通常、AM 材料の全体的な降伏強度には影響しません。実際、AM 材料の一般的な許容多孔度範囲 (<1%) 内では、応力集中が発生する材料の体積分率は非常に小さく、マクロ塑性の早期発生を引き起こすのに十分ではありません。実際、図97(a)のデータは、比較的広い多孔度範囲（約0.0003％～3％）にわたって明確なYS不変性を示しています。図97(b)に示すように、3つの材料すべてにおいて、ELは多孔度の増加とともに大幅に減少します。

図97 AM Ti-6Al-4V、合金718、AlSixMg（x = 10および12）の正規化。
構築方向に沿った細長い木目に対して (a) 平行、および (b) 垂直の亀裂成長を示す概略図 (二重矢印は適用された荷重の方向を示します)。
粒径と形態も粒界疲労亀裂の成長に影響を及ぼし、AM 材料の疲労特性に異方性をもたらす可能性があります。一般的に、粗い粒子は粒界が大きいため亀裂の成長に対する耐性が高く、結果として亀裂が大きくなります。さらに、異方性の結晶粒成長により結晶粒の形態が細長くなり、さまざまな荷重方向での亀裂成長に影響を及ぼす可能性があります。細長い粒子（つまり柱状）は通常、AM プロセス中に凝固方向に沿って形成され、多くの場合、構築方向とほぼ平行になります。荷重が積層方向（つまり、木目の伸長方向）に対して垂直である場合、上図に示すように、ひび割れは通常、積層方向と平行に成長するため、ひび割れの進路上のたわみが少なくなり、ひび割れ抵抗が低下します。一方、亀裂が建物の方向に対して垂直に成長すると、亀裂の伝播抵抗が高くなることが予想されます。このような亀裂は、より曲がりくねった、偏向した亀裂経路をたどります。

出典: 粉末床溶融金属積層造形における欠陥と異常、Current Opinion in Solid State and Materials Science、doi.org/10.1016/j.cossms.2021.100974

参考文献: レーザー指向性エネルギー堆積積層造形で製造されたインコネル 718 の微細構造と破壊靭性特性に対する後熱処理の影響、Mater. Sci. Eng. A.、798 (2020)、記事 140092。

粉末床溶融金属積層造形における欠陥と異常（9）

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