გმადლობთ, რომ ეწვიეთ Nature.com-ს. თქვენს მიერ გამოყენებულ ბრაუზერის ვერსიას CSS-ის შეზღუდული მხარდაჭერა აქვს. საუკეთესო გამოცდილებისთვის გირჩევთ გამოიყენოთ განახლებული ბრაუზერი (ან გამორთოთ თავსებადობის რეჟიმი Internet Explorer-ში). ამასობაში, მხარდაჭერის უწყვეტი უზრუნველყოფის მიზნით, საიტს სტილებისა და JavaScript-ის გარეშე ვაჩვენებთ.
შემოთავაზებულია წარმოების პროცესში პროდუქტების მიკროსტრუქტურის კონტროლისთვის შერჩევითი ლაზერული დნობის საფუძველზე შექმნილი ახალი მექანიზმი. მექანიზმი ეფუძნება გამდნარი მასალის აუზში მაღალი ინტენსივობის ულტრაბგერითი ტალღების გენერირებას რთული ინტენსივობით მოდულირებული ლაზერული დასხივების გზით. ექსპერიმენტული კვლევები და რიცხვითი სიმულაციები აჩვენებს, რომ ეს კონტროლის მექანიზმი ტექნიკურად განხორციელებადია და მისი ეფექტურად ინტეგრირება შესაძლებელია თანამედროვე შერჩევითი ლაზერული დნობის აპარატების დიზაინში.
რთული ფორმის ნაწილების დანამატური წარმოება (AM) ბოლო ათწლეულების განმავლობაში მნიშვნელოვნად გაიზარდა. თუმცა, დანამატური წარმოების პროცესების მრავალფეროვნების მიუხედავად, მათ შორის შერჩევითი ლაზერული დნობის (SLM)1,2,3, ლითონის პირდაპირი ლაზერული დეპონირების4,5,6, ელექტრონული სხივის დნობის7,8 და სხვა9,10, ნაწილები შეიძლება დეფექტური იყოს. ეს ძირითადად განპირობებულია გამდნარი აუზის გამყარების პროცესის სპეციფიკური მახასიათებლებით, რომლებიც დაკავშირებულია მაღალ თერმულ გრადიენტებთან, მაღალ გაგრილების სიჩქარესთან და მასალის დნობისა და ხელახალი დნობის დროს გათბობის ციკლების სირთულესთან11, რაც იწვევს ეპიტაქსიურ მარცვლების ზრდას და მნიშვნელოვან ფორიანობას.12,13 კვლევებმა აჩვენა, რომ წვრილი თანაბარღერძიანი მარცვლოვანი სტრუქტურების მისაღწევად აუცილებელია თერმული გრადიენტების, გაგრილების სიჩქარისა და შენადნობის შემადგენლობის კონტროლი, ან სხვადასხვა თვისებების გარე ველებით, როგორიცაა ულტრაბგერა, დამატებითი ფიზიკური დარტყმების გამოყენება.
მრავალი პუბლიკაცია ეხება ვიბრაციული დამუშავების გავლენას გამყარების პროცესზე ჩვეულებრივი ჩამოსხმის პროცესებში14,15. თუმცა, გარე ველის მოცულობით დნობაზე გამოყენება არ იწვევს სასურველი მასალის მიკროსტრუქტურის წარმოქმნას. თუ თხევადი ფაზის მოცულობა მცირეა, სიტუაცია მკვეთრად იცვლება. ამ შემთხვევაში, გარე ველი მნიშვნელოვნად მოქმედებს გამყარების პროცესზე. განხილულია ინტენსიური ბგერითი ველები16,17,18,19,20,21,22,23,24,25,26,27, რკალური მორევა28 და რხევა29, ელექტრომაგნიტური ეფექტები პულსირებული პლაზმური რკალების დროს30,31 და სხვა მეთოდები32. მიმაგრება სუბსტრატზე გარე მაღალი ინტენსივობის ულტრაბგერითი წყაროს გამოყენებით (20 kHz-ზე). ულტრაბგერით გამოწვეული მარცვლის დახვეწა მიეწერება კონსტიტუციური ქვეგაგრილების ზონის ზრდას ტემპერატურის გრადიენტის შემცირებისა და ულტრაბგერითი გაძლიერების გამო, რათა წარმოიქმნას ახალი კრისტალიტები კავიტაციის გზით.
ამ ნაშრომში ჩვენ გამოვიკვლიეთ აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადების მარცვლოვანი სტრუქტურის შეცვლის შესაძლებლობა გამდნარი აუზის სონიკაციით თავად დნობის ლაზერის მიერ გენერირებული ბგერითი ტალღებით. სინათლის შთამნთქმელ გარემოზე დაცემული ლაზერული გამოსხივების ინტენსივობის მოდულაცია იწვევს ულტრაბგერითი ტალღების გენერაციას, რომლებიც ცვლის მასალის მიკროსტრუქტურას. ლაზერული გამოსხივების ეს ინტენსივობის მოდულაცია ადვილად შეიძლება ინტეგრირდეს არსებულ SLM 3D პრინტერებში. ამ ნაშრომში ექსპერიმენტები ჩატარდა უჟანგავი ფოლადის ფირფიტებზე, რომელთა ზედაპირები ექვემდებარებოდა ინტენსივობით მოდულირებული ლაზერული გამოსხივების ზემოქმედებას. ამრიგად, ტექნიკურად, ლაზერული ზედაპირის დამუშავება ხორციელდება. თუმცა, თუ ასეთი ლაზერული დამუშავება ხორციელდება თითოეული ფენის ზედაპირზე, ფენა-ფენა აწყობის დროს, მიიღწევა ეფექტები მთელ მოცულობაზე ან მოცულობის შერჩეულ ნაწილებზე. სხვა სიტყვებით რომ ვთქვათ, თუ ნაწილი ფენა-ფენა აგებულია, თითოეული ფენის ლაზერული ზედაპირის დამუშავება ექვივალენტურია „ლაზერული მოცულობითი დამუშავებისა“.
მაშინ, როდესაც ულტრაბგერითი რქის ბაზაზე დაფუძნებული ულტრაბგერითი თერაპიის დროს, მდგომი ბგერითი ტალღის ულტრაბგერითი ენერგია ნაწილდება მთელ კომპონენტში, ხოლო ლაზერით გამოწვეული ულტრაბგერითი ინტენსივობა ძლიერ კონცენტრირებულია იმ წერტილთან ახლოს, სადაც ლაზერული გამოსხივება შეიწოვება. SLM ფხვნილის საწოლის შერწყმის აპარატში სონოტროდის გამოყენება რთულია, რადგან ლაზერული გამოსხივების ზემოქმედების ქვეშ მყოფი ფხვნილის საწოლის ზედა ზედაპირი უნდა დარჩეს სტაციონარული. გარდა ამისა, ნაწილის ზედა ზედაპირზე არ არის მექანიკური სტრესი. ამიტომ, აკუსტიკური სტრესი ნულთან ახლოსაა და ნაწილაკების სიჩქარეს აქვს მაქსიმალური ამპლიტუდა ნაწილის მთელ ზედა ზედაპირზე. მთელ გამდნარ აუზში ხმის წნევა არ შეიძლება აღემატებოდეს შედუღების თავის მიერ წარმოქმნილი მაქსიმალური წნევის 0.1%-ს, რადგან უჟანგავი ფოლადის 20 კჰც სიხშირის ულტრაბგერითი ტალღების ტალღის სიგრძეა \(\sim 0.3~\text {m}\), ხოლო სიღრმე ჩვეულებრივ ნაკლებია \(\sim 0.3~\text {mm}\). ამიტომ, ულტრაბგერის გავლენა კავიტაციაზე შეიძლება იყოს მცირე.
უნდა აღინიშნოს, რომ ინტენსივობით მოდულირებული ლაზერული გამოსხივების გამოყენება ლითონის პირდაპირ ლაზერულ დეპონირებაში კვლევის აქტიურ სფეროს წარმოადგენს35,36,37,38.
ლაზერული გამოსხივების გარემოზე დაცემის თერმული ეფექტები წარმოადგენს მასალების დამუშავების თითქმის ყველა ლაზერული ტექნიკის 39, 40 საფუძველს, როგორიცაა ჭრა 41, შედუღება, გამკვრივება, ბურღვა 42, ზედაპირის გაწმენდა, ზედაპირის შენადნობა, ზედაპირის გაპრიალება 43 და ა.შ. მასალების დამუშავების ტექნოლოგიას და წინასწარი შედეგები შეჯამებულია მრავალ მიმოხილვასა და მონოგრაფიაში 44, 45, 46.
უნდა აღინიშნოს, რომ გარემოზე ნებისმიერი არასტაციონარული მოქმედება, მათ შორის შთამნთქმელ გარემოზე ლაზერული მოქმედება, იწვევს მასში აკუსტიკური ტალღების აგზნებას მეტ-ნაკლები ეფექტურობით. თავდაპირველად, ძირითადი ყურადღება გამახვილებული იყო სითხეებში ტალღების ლაზერული აგზნებაზე და ხმის სხვადასხვა თერმული აგზნების მექანიზმებზე (თერმული გაფართოება, აორთქლება, მოცულობის ცვლილება ფაზური გადასვლის დროს, შეკუმშვა და ა.შ.)47, 48, 49. მრავალი მონოგრაფია50, 51, 52 გვთავაზობს ამ პროცესის თეორიულ ანალიზს და მის შესაძლო პრაქტიკულ გამოყენებას.
ეს საკითხები შემდგომში სხვადასხვა კონფერენციაზე განიხილეს და ულტრაბგერითი გამოსხივების ლაზერულ აგზნებას გამოყენება აქვს როგორც ლაზერული ტექნოლოგიის სამრეწველო გამოყენებაში53, ასევე მედიცინაში54. ამრიგად, შეიძლება ჩაითვალოს, რომ ჩამოყალიბებულია იმ პროცესის ძირითადი კონცეფცია, რომლითაც იმპულსური ლაზერული სინათლე მოქმედებს შთამნთქმელ გარემოზე. ლაზერული ულტრაბგერითი შემოწმება გამოიყენება SLM-ით წარმოებული ნიმუშების დეფექტების გამოსავლენად55,56.
ლაზერით გენერირებული დარტყმითი ტალღების მასალებზე ზემოქმედება ლაზერული დარტყმითი ტალღების შეღწევადობის საფუძველია57,58,59, რომელიც ასევე გამოიყენება დანამატებით წარმოებული ნაწილების ზედაპირული დამუშავებისთვის60. თუმცა, ლაზერული დარტყმითი ტალღების გაძლიერება ყველაზე ეფექტურია ნანოწამიან ლაზერულ იმპულსებსა და მექანიკურად დატვირთულ ზედაპირებზე (მაგ., სითხის ფენით)59, რადგან მექანიკური დატვირთვა ზრდის პიკურ წნევას.
სხვადასხვა ფიზიკური ველების შესაძლო ეფექტების შესასწავლად ჩატარდა ექსპერიმენტები გამყარებული მასალების მიკროსტრუქტურაზე. ექსპერიმენტული სისტემის ფუნქციური დიაგრამა ნაჩვენებია ნახაზ 1-ში. გამოყენებული იქნა პულსირებული Nd:YAG მყარი მდგომარეობის ლაზერი, რომელიც მუშაობს თავისუფლად მომუშავე რეჟიმში (იმპულსის ხანგრძლივობა \(\tau _L \sim 150~\upmu \text {s}\ )). თითოეული ლაზერული იმპულსი გადის ნეიტრალური სიმკვრივის ფილტრების სერიასა და სხივის გამყოფი ფირფიტების სისტემაში. ნეიტრალური სიმკვრივის ფილტრების კომბინაციიდან გამომდინარე, სამიზნეზე იმპულსის ენერგია მერყეობს \(E_L \sim 20~\text {mJ}\)-დან \(E_L \sim 100~\text {mJ}\)-მდე. სხივის გამყოფიდან არეკლილი ლაზერული სხივი მიეწოდება ფოტოდიოდს მონაცემთა ერთდროული მიღებისთვის და ორი კალორიმეტრი (ფოტოდიოდები, რომელთა რეაგირების დრო აღემატება \(1~\text {ms}\)\) გამოიყენება სამიზნეზე დაცემული და სამიზნედან არეკლილი სხივის დასადგენად, ხოლო ორი სიმძლავრის მრიცხველი (ფოტოდიოდები მოკლე რეაგირებით). ჯერ\(<10~\text {ns}\)) ინციდენტური და არეკლილი ოპტიკური სიმძლავრის დასადგენად. კალორიმეტრები და სიმძლავრის მრიცხველები დაკალიბრდა აბსოლუტურ ერთეულებში მნიშვნელობების მისაცემად, თერმოპილური დეტექტორის Gentec-EO XLP12-3S-H2-D0 და ნიმუშის ადგილას დამონტაჟებული დიელექტრიკული სარკის გამოყენებით. სხივი ფოკუსირებულია სამიზნეზე ლინზის გამოყენებით (ანტიარეკლილი საფარი \(1.06 \mu \text {m}\), ფოკუსური მანძილი \(160~\text {mm}\)) და სხივის წელის სამიზნის ზედაპირზე 60– \(100~\mu \text {m}\).
ექსპერიმენტული სისტემის ფუნქციური სქემატური დიაგრამა: 1 — ლაზერი; 2 — ლაზერული სხივი; 3 — ნეიტრალური სიმკვრივის ფილტრი; 4 — სინქრონიზებული ფოტოდიოდი; 5 — სხივის გამყოფი; 6 — დიაფრაგმა; 7 — დაცემული სხივის კალორიმეტრი; 8 — არეკლილი სხივის კალორიმეტრი; 9 — დაცემული სხივის სიმძლავრის მრიცხველი; 10 — არეკლილი სხივის სიმძლავრის მრიცხველი; 11 — ფოკუსირების ლინზა; 12 — სარკე; 13 — ნიმუში; 14 — ფართოზოლოვანი პიეზოელექტრული გადამყვანი; 15 — 2D გადამყვანი; 16 — პოზიციონირების მიკროკონტროლერი; 17 — სინქრონიზაციის ბლოკი; 18 — მრავალარხიანი ციფრული აღების სისტემა სხვადასხვა შერჩევის სიხშირით; 19 — პერსონალური კომპიუტერი.
ულტრაბგერითი დამუშავება შემდეგნაირად ხორციელდება. ლაზერი მუშაობს თავისუფალი რეჟიმით; შესაბამისად, ლაზერული იმპულსის ხანგრძლივობაა \(\tau _L \sim 150~\upmu \text {s}\), რომელიც შედგება დაახლოებით \(1.5~\upmu \text {s}\) ხანგრძლივობის მრავალი ხანგრძლივობისგან. ლაზერული იმპულსის დროითი ფორმა და მისი სპექტრი შედგება დაბალი სიხშირის გარსისა და მაღალი სიხშირის მოდულაციისგან, საშუალო სიხშირით დაახლოებით \(0.7~\text {MHz}\), როგორც ეს ნაჩვენებია ნახაზ 2-ში. სიხშირის გარსი უზრუნველყოფს მასალის გათბობას და შემდგომ დნობას და აორთქლებას, ხოლო მაღალი სიხშირის კომპონენტი უზრუნველყოფს ულტრაბგერით ვიბრაციებს ფოტოაკუსტიკური ეფექტის გამო. ლაზერის მიერ გენერირებული ულტრაბგერითი იმპულსის ტალღის ფორმა ძირითადად განისაზღვრება ლაზერული იმპულსის ინტენსივობის დროითი ფორმით. ის მერყეობს 7-დან (2-დან MHz)-მდე, ხოლო ცენტრალური სიხშირეა 0.7 MHz. ფოტოაკუსტიკური ეფექტით გამოწვეული აკუსტიკური იმპულსები ჩაიწერა პოლივინილიდენის ფტორიდის ფირებისგან დამზადებული ფართოზოლოვანი პიეზოელექტრული გადამყვანების გამოყენებით. ჩაწერილი ტალღის ფორმა და მისი სპექტრი ნაჩვენებია ნახაზ 2-ში. უნდა აღინიშნოს, რომ ლაზერული იმპულსების ფორმა ტიპიურია თავისუფალი რეჟიმის ლაზერისთვის.
ლაზერული იმპულსის ინტენსივობის (ა) და ხმის სიჩქარის (ბ) დროითი განაწილება ნიმუშის უკანა ზედაპირზე, ერთი ლაზერული იმპულსის (გ) და ულტრაბგერითი იმპულსის (დ) სპექტრები (ლურჯი მრუდი) საშუალოდ 300 ლაზერულ იმპულსს (წითელი მრუდი) უდრიდა.
ლაზერული იმპულსის დაბალი სიხშირის გარსისა და მაღალი სიხშირის მოდულაციის შესაბამისი აკუსტიკური დამუშავების დაბალი და მაღალი სიხშირის კომპონენტების მკაფიოდ გარჩევა შეგვიძლია. ლაზერული იმპულსის გარსით გენერირებული აკუსტიკური ტალღების ტალღის სიგრძეები აღემატება \(40~\text {სმ}\); შესაბამისად, მოსალოდნელია აკუსტიკური სიგნალის ფართოზოლოვანი მაღალი სიხშირის კომპონენტების ძირითადი ეფექტი მიკროსტრუქტურაზე.
SLM-ში ფიზიკური პროცესები რთულია და ერთდროულად მიმდინარეობს სხვადასხვა სივრცით და დროით მასშტაბებზე. ამიტომ, SLM-ის თეორიული ანალიზისთვის ყველაზე შესაფერისია მრავალმასშტაბიანი მეთოდები. მათემატიკური მოდელები თავდაპირველად მრავალფიზიკური უნდა იყოს. შემდეგ შესაძლებელია ინერტული აირის ატმოსფეროსთან ურთიერთქმედების მქონე მრავალფაზიანი გარემოს „მყარი-სითხე“ მექანიკისა და თერმოფიზიკის ეფექტურად აღწერა. SLM-ში მატერიალური თერმული დატვირთვების მახასიათებლები შემდეგია.
გათბობისა და გაგრილების სიჩქარე \(10^6~\text {K}/\text {s}\) /\text{-მდე, რაც განპირობებულია \(10^{13}~\text {W} სმ}^2\)-მდე სიმძლავრის სიმკვრივის მქონე ლოკალიზებული ლაზერული დასხივებით.
დნობა-გამყარების ციკლი გრძელდება 1-დან 10 ms-მდე, რაც ხელს უწყობს დნობის ზონის სწრაფ გამყარებას გაგრილების დროს.
ნიმუშის ზედაპირის სწრაფი გაცხელება იწვევს ზედაპირულ ფენაში მაღალი თერმოელასტიური დაძაბულობის წარმოქმნას. ფხვნილის ფენის საკმარისი (20%-მდე) ნაწილი ძლიერ აორთქლდება63, რაც ლაზერული აბლაციის საპასუხოდ ზედაპირზე დამატებით წნევის დატვირთვას იწვევს. შესაბამისად, ინდუცირებული დეფორმაცია მნიშვნელოვნად ამახინჯებს ნაწილის გეომეტრიას, განსაკუთრებით საყრდენებთან და თხელ სტრუქტურულ ელემენტებთან ახლოს. იმპულსური ლაზერული გახურებისას მაღალი გაცხელების სიჩქარე იწვევს ულტრაბგერითი დეფორმაციის ტალღების გენერაციას, რომლებიც ზედაპირიდან სუბსტრატზე ვრცელდება. ლოკალური დაძაბულობისა და დეფორმაციის განაწილების შესახებ ზუსტი რაოდენობრივი მონაცემების მისაღებად, ტარდება სითბოს და მასის გადაცემასთან დაკავშირებული ელასტიური დეფორმაციის პრობლემის მეზოსკოპიული სიმულაცია.
მოდელის მმართველი განტოლებები მოიცავს (1) არასტაბილურ სითბოს გადაცემის განტოლებებს, სადაც თბოგამტარობა დამოკიდებულია ფაზურ მდგომარეობაზე (ფხვნილი, დნობა, პოლიკრისტალური) და ტემპერატურაზე, (2) ელასტიური დეფორმაციის რყევებს უწყვეტი აბლაციისა და თერმოელასტიური გაფართოების განტოლების შემდეგ. სასაზღვრო მნიშვნელობის ამოცანა განისაზღვრება ექსპერიმენტული პირობებით. მოდულირებული ლაზერული ნაკადი განისაზღვრება ნიმუშის ზედაპირზე. კონვექციური გაგრილება მოიცავს გამტარ სითბოს გაცვლას და აორთქლების ნაკადს. მასის ნაკადი განისაზღვრება აორთქლებადი მასალის გაჯერებული ორთქლის წნევის გაანგარიშების საფუძველზე. ელასტოპლასტიკური დაძაბულობა-დეფორმაციის ურთიერთობა გამოიყენება, სადაც თერმოელასტიური სტრესი პროპორციულია ტემპერატურის სხვაობისა. ნომინალური სიმძლავრისთვის (300~\text {W}\), სიხშირე (10^5~\text {Hz}\), წყვეტილი კოეფიციენტი 100 და ეფექტური სხივის დიამეტრის (200~\upmu\text {m}\).
სურათი 3 გვიჩვენებს გამდნარი ზონის რიცხვითი სიმულაციის შედეგებს მაკროსკოპული მათემატიკური მოდელის გამოყენებით. შერწყმის ზონის დიამეტრი არის ≤200~≤ ... {s}\) ზედაპირის ტემპერატურა პიკს აღწევს \(4800~\text {K}\). მასალის ძლიერმა აორთქლებამ შეიძლება გამოიწვიოს ნიმუშის ზედაპირის ჭარბი წნევა და აშრევება.
316L ნიმუშის ფირფიტაზე ერთჯერადი ლაზერული იმპულსური გახურების დნობის ზონის რიცხვითი სიმულაციის შედეგები. იმპულსის დასაწყისიდან გამდნარი აუზის მაქსიმალური მნიშვნელობის მიღწევამდე დრო არის \(180~\upmu\text {s}\). იზოთერმა\(T = T_L = 1723~\text {K}\) წარმოადგენს საზღვარს თხევად და მყარ ფაზებს შორის. იზობარები (ყვითელი ხაზები) შეესაბამება ტემპერატურის ფუნქციის სახით გამოთვლილ დენადობის ზღვარს შემდეგ ნაწილში. ამიტომ, ორ იზოხაზს (იზოთერმები\(T=T_L\) და იზობარები\(\sigma =\sigma _V(T)\)) შორის არსებულ დომენში, მყარი ფაზა ექვემდებარება ძლიერ მექანიკურ დატვირთვებს, რამაც შეიძლება გამოიწვიოს მიკროსტრუქტურის ცვლილებები.
ეს ეფექტი უფრო დეტალურად არის ახსნილი ნახაზ 4ა-ში, სადაც გამდნარ ზონაში წნევის დონე გამოსახულია ზედაპირიდან დროისა და მანძილის ფუნქციის სახით. პირველ რიგში, წნევის ქცევა დაკავშირებულია ზემოთ მოცემულ ნახაზ 2-ში აღწერილ ლაზერული იმპულსის ინტენსივობის მოდულაციასთან. დაახლოებით 10~\text {MPa}\ მაქსიმალური წნევა დაფიქსირდა დაახლოებით 10-ზე. მეორეც, საკონტროლო წერტილში ადგილობრივი წნევის რყევას აქვს იგივე რხევის მახასიათებლები, რაც 500~\text {kHz}\ სიხშირეს. ეს ნიშნავს, რომ ზედაპირზე წარმოიქმნება ულტრაბგერითი წნევის ტალღები, რომლებიც შემდეგ ვრცელდება სუბსტრატზე.
დნობის ზონასთან ახლოს დეფორმაციის ზონის გამოთვლილი მახასიათებლები ნაჩვენებია ნახ. 4ბ-ში. ლაზერული აბლაცია და თერმოელასტიური დაძაბულობა წარმოქმნის ელასტიური დეფორმაციის ტალღებს, რომლებიც ვრცელდება სუბსტრატში. როგორც ნახაზიდან ჩანს, დაძაბულობის წარმოქმნის ორი ეტაპი არსებობს. \(t < 40~\upmu \text {s}\) პირველ ფაზაში, მიზესის დაძაბულობა იზრდება \(8~\text {MPa}\)-მდე ზედაპირული წნევის მსგავსი მოდულაციით. ეს დაძაბულობა წარმოიქმნება ლაზერული აბლაციის გამო და საკონტროლო წერტილებში თერმოელასტიური დაძაბულობა არ დაფიქსირებულა, რადგან საწყისი სითბოს ზემოქმედების ზონა ძალიან მცირე იყო. როდესაც სითბო იფანტება სუბსტრატში, საკონტროლო წერტილი წარმოქმნის მაღალ თერმოელასტიკურ დაძაბულობას \(40~\text {MPa}\)-ზე მეტს.
მიღებული მოდულირებული დაძაბულობის დონეები მნიშვნელოვან გავლენას ახდენს მყარი-სითხე ინტერფეისზე და შესაძლოა წარმოადგენდეს გამყარების გზის მარეგულირებელ კონტროლის მექანიზმს. დეფორმაციის ზონის ზომა 2-3-ჯერ აღემატება დნობის ზონის ზომას. როგორც ნაჩვენებია ნახაზ 3-ში, შედარებულია დნობის იზოთერმის მდებარეობა და დენადობის ზღვართან ტოლი დაძაბულობის დონე. ეს ნიშნავს, რომ იმპულსური ლაზერული დასხივება უზრუნველყოფს მაღალ მექანიკურ დატვირთვებს ლოკალიზებულ ადგილებში, ეფექტური დიამეტრით 300-დან 800-მდე მილიმეტრამდე, მყისიერი დროიდან გამომდინარე.
ამგვარად, იმპულსური ლაზერული გახურების კომპლექსური მოდულაცია იწვევს ულტრაბგერით ეფექტს. მიკროსტრუქტურის შერჩევის გზა განსხვავებულია ულტრაბგერითი დატვირთვის გარეშე SLM-თან შედარებით. დეფორმირებული არასტაბილური რეგიონები იწვევს შეკუმშვისა და გაჭიმვის პერიოდულ ციკლებს მყარ ფაზაში. ამრიგად, ახალი მარცვლების საზღვრებისა და ქვემარცვლების საზღვრების ფორმირება შესაძლებელი ხდება. ამიტომ, მიკროსტრუქტურული თვისებები შეიძლება განზრახ შეიცვალოს, როგორც ეს ქვემოთ არის ნაჩვენები. მიღებული დასკვნები იძლევა იმპულსური მოდულაციით გამოწვეული ულტრაბგერითი მართული SLM პროტოტიპის შექმნის შესაძლებლობას. ამ შემთხვევაში, სხვაგან გამოყენებული პიეზოელექტრული ინდუქტორი 26 შეიძლება გამოირიცხოს.
(ა) წნევა, როგორც დროის ფუნქცია, გამოთვლილი ზედაპირიდან 0, 20 და 40-მ სხვადასხვა მანძილზე სიმეტრიის ღერძის გასწვრივ. (ბ) დროზე დამოკიდებული ფონ მიზესის სტრესი, გამოთვლილი მყარ მატრიცაში ნიმუშის ზედაპირიდან 70, 120 და 170-მ მანძილზე.
ექსპერიმენტები ჩატარდა AISI 321H უჟანგავი ფოლადის ფირფიტებზე, რომელთა ზომებია 20-ჯერ 20-ჯერ 5 მმ. თითოეული ლაზერული იმპულსის შემდეგ, ფირფიტა მოძრაობს 50-ჯერ მ, ხოლო ლაზერული სხივის დახრილობა სამიზნე ზედაპირზე დაახლოებით 100-ჯერ მ-ია. მარცვლების დახვეწის მიზნით დამუშავებული მასალის ხელახალი დნობის ინდუცირების მიზნით, ერთი და იგივე ტრაექტორიის გასწვრივ ხორციელდება სხივის ხუთამდე შემდგომი გავლა. ყველა შემთხვევაში, ხელახალი დნობის ზონა დამუშავებულია ულტრაბგერით, ლაზერული გამოსხივების ოსცილაციური კომპონენტის მიხედვით. ეს იწვევს მარცვლის საშუალო ფართობის 5-ჯერ მეტად შემცირებას. სურათი 5 გვიჩვენებს, თუ როგორ იცვლება ლაზერით გამდნარი რეგიონის მიკროსტრუქტურა შემდგომი ხელახალი დნობის ციკლების (გავლების) რაოდენობასთან ერთად.
ქვენახაზები (a,d,g,j) და (b,e,h,k) – ლაზერით გამდნარი რეგიონების მიკროსტრუქტურა, ქვენახაზები (c,f,i,l) – ფერადი მარცვლების ფართობის განაწილება. დაჩრდილვა წარმოადგენს ჰისტოგრამის გამოსათვლელად გამოყენებულ ნაწილაკებს. ფერები შეესაბამება მარცვლების რეგიონებს (იხილეთ ფერის ზოლი ჰისტოგრამის ზედა ნაწილში). ქვენახაზები (ac) შეესაბამება დაუმუშავებელ უჟანგავ ფოლადს, ხოლო ქვენახაზები (df), (gi), (jl) შეესაბამება 1, 3 და 5 ხელახალ დნობას.
რადგან ლაზერული იმპულსის ენერგია შემდგომ გავლებებს შორის არ იცვლება, გამდნარი ზონის სიღრმე იგივეა. ამრიგად, შემდგომი არხი მთლიანად „ფარავს“ წინას. თუმცა, ჰისტოგრამა აჩვენებს, რომ საშუალო და მედიანური მარცვლის ფართობი მცირდება გავლებების რაოდენობის ზრდასთან ერთად. ეს შეიძლება მიუთითებდეს, რომ ლაზერი მოქმედებს სუბსტრატზე და არა დნობაზე.
მარცვლების დახვეწა შესაძლოა გამოწვეული იყოს გამდნარი აუზით65 სწრაფი გაგრილებით. ჩატარდა ექსპერიმენტების კიდევ ერთი ნაკრები, რომლის დროსაც უჟანგავი ფოლადის ფირფიტების (321H და 316L) ზედაპირები ატმოსფეროში (სურ. 6) და ვაკუუმში (სურ. 7) უწყვეტი ტალღის ლაზერული გამოსხივების ზემოქმედების ქვეშ მოექცა. ლაზერის საშუალო სიმძლავრე (შესაბამისად, 300 W და 100 W) და გამდნარი აუზით სიღრმე ახლოსაა Nd:YAG ლაზერის თავისუფალი რეჟიმის ექსპერიმენტულ შედეგებთან. თუმცა, დაფიქსირდა ტიპიური სვეტოვანი სტრუქტურა.
უწყვეტი ტალღის ლაზერის ლაზერით დნობის არეალის მიკროსტრუქტურა (300 ვატი მუდმივი სიმძლავრე, 200 მმ/წმ სკანირების სიჩქარე, AISI 321H უჟანგავი ფოლადი).
(ა) ვაკუუმური უწყვეტი ტალღის ლაზერის (მუდმივი სიმძლავრე 100 ვტ, სკანირების სიჩქარე 200 მმ/წმ, AISI 316L უჟანგავი ფოლადი) ლაზერული დნობის ზონის მიკროსტრუქტურა და (ბ) ელექტრონების უკუგაფანტვის დიფრაქციული გამოსახულება (\sim 2~\text {mbar}\).
ამრიგად, ნათლად ჩანს, რომ ლაზერული იმპულსის ინტენსივობის კომპლექსური მოდულაცია მნიშვნელოვან გავლენას ახდენს მიღებულ მიკროსტრუქტურაზე. ჩვენ გვჯერა, რომ ეს ეფექტი მექანიკური ხასიათისაა და ხდება ულტრაბგერითი ვიბრაციების გენერაციის გამო, რომლებიც ვრცელდება დნობის დასხივებული ზედაპირიდან ნიმუშში ღრმად. მსგავსი შედეგები მიღებული იქნა 13, 26, 34, 66, 67-ში გარე პიეზოელექტრული გადამყვანების და სონოტროდების გამოყენებით, რომლებიც უზრუნველყოფენ მაღალი ინტენსივობის ულტრაბგერას სხვადასხვა მასალებში, მათ შორის Ti-6Al-4V შენადნობში 26 და უჟანგავ ფოლადში 34. შესაძლო მექანიზმი შემდეგნაირად არის ვარაუდობული. ინტენსიურმა ულტრაბგერამ შეიძლება გამოიწვიოს აკუსტიკური კავიტაცია, როგორც ეს ნაჩვენებია ულტრასწრაფი სინქროტრონული რენტგენის ვიზუალიზაციის დროს. კავიტაციის ბუშტების კოლაფსი, თავის მხრივ, წარმოქმნის დარტყმით ტალღებს გამდნარ მასალაში, რომელთა წინა წნევა აღწევს დაახლოებით \(100~\text {MPa}\)69. ასეთი დარტყმითი ტალღები შეიძლება იყოს საკმარისად ძლიერი, რათა ხელი შეუწყოს კრიტიკული ზომის მყარი ფაზის ბირთვების წარმოქმნას მოცულობით სითხეებში, რაც არღვევს ფენა-ფენის ტიპურ სვეტოვან მარცვლოვან სტრუქტურას. დანამატის წარმოება.
აქ ჩვენ ვთავაზობთ კიდევ ერთ მექანიზმს, რომელიც პასუხისმგებელია სტრუქტურულ მოდიფიკაციაზე ინტენსიური ულტრაბგერითი დამუშავებით. მასალა გამყარებისთანავე მაღალ ტემპერატურაზეა დნობის წერტილთან ახლოს და აქვს უკიდურესად დაბალი დენადობის ზღვარი. ინტენსიურმა ულტრაბგერითმა ტალღებმა შეიძლება გამოიწვიოს პლასტიკური ნაკადი, რომელიც შეცვლის ახლად გამყარებული ცხელი მასალის მარცვლის სტრუქტურას. თუმცა, დენადობის ზღვარის ტემპერატურული დამოკიდებულების შესახებ სანდო ექსპერიმენტული მონაცემები ხელმისაწვდომია \(T\lesssim 1150~\text {K}\)-ზე (იხ. სურათი 8). ამიტომ, ჰიპოთეზის შესამოწმებლად, ჩვენ ჩავატარეთ AISI 316 L ფოლადის მსგავსი Fe-Cr-Ni შემადგენლობის მოლეკულური დინამიკის (MD) სიმულაციები, რათა შევაფასოთ დენადობის ზღვარის ქცევა დნობის წერტილთან ახლოს. დენადობის ზღვარის გამოსათვლელად, ჩვენ გამოვიყენეთ MD ძვრის სტრესის რელაქსაციის ტექნიკა, რომელიც დეტალურად არის აღწერილი 70, 71, 72, 73-ში. ატომთაშორისი ურთიერთქმედების გამოთვლებისთვის, ჩვენ გამოვიყენეთ ჩაშენებული ატომური მოდელი (EAM) 74-დან. MD სიმულაციები შესრულდა LAMMPS კოდების 75,76 გამოყენებით. MD სიმულაციის დეტალები გამოქვეყნდება სხვაგან. დენადობის ზღვარის MD გაანგარიშების შედეგები, როგორც ფუნქცია ტემპერატურა ნაჩვენებია ნახ. 8-ში არსებულ ექსპერიმენტულ მონაცემებთან და სხვა შეფასებებთან ერთად77,78,79,80,81,82.
AISI კლასის 316 აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადის დენადობის ზღვარი და მოდელის შემადგენლობა ტემპერატურის მიმართ MD სიმულაციებისთვის. ექსპერიმენტული გაზომვები ლიტერატურიდან: (ა) 77, (ბ) 78, (გ) 79, (დ) 80, (ე) 81. იხილეთ. (ვ)82 არის დენადობის ზღვარ-ტემპერატურის დამოკიდებულების ემპირიული მოდელი ლაზერული დანამატებითი წარმოების დროს ხაზის სტრესის გაზომვისთვის. ამ კვლევაში მასშტაბური MD სიმულაციის შედეგები აღინიშნება როგორც \(\vartriangleleft\) დეფექტების გარეშე უსასრულო ერთკრისტალისთვის და \(\vartriangleright\) სასრული მარცვლებისთვის, ჰოლ-პეჩის დამოკიდებულების მეშვეობით მარცვლის საშუალო ზომის გათვალისწინებით Dimensions\(d = 50~\upmu \text {m}\).
ჩანს, რომ \(T>1500~\text {K}\)-ზე დენადობის ზღვარი \(40~\text {MPa}\)-ზე ეცემა. მეორეს მხრივ, შეფასებები პროგნოზირებს, რომ ლაზერით გენერირებული ულტრაბგერითი ამპლიტუდა აღემატება \(40~\text {MPa}\)-ს (იხ. სურ. 4ბ), რაც საკმარისია ახლად გამყარებულ ცხელ მასალაში პლასტიკური ნაკადის ინდუცირებისთვის.
12Cr18Ni10Ti (AISI 321H) აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადის მიკროსტრუქტურის ფორმირება SLM-ის დროს ექსპერიმენტულად იქნა გამოკვლეული კომპლექსური ინტენსივობით მოდულირებული იმპულსური ლაზერული წყაროს გამოყენებით.
ლაზერული დნობის ზონაში მარცვლის ზომის შემცირება დაფიქსირდა 1, 3 ან 5 გავლის შემდეგ ლაზერული უწყვეტი ხელახალი დნობის გამო.
მაკროსკოპული მოდელირება აჩვენებს, რომ იმ რეგიონის სავარაუდო ზომა, სადაც ულტრაბგერითი დეფორმაცია შეიძლება დადებითად იმოქმედოს გამყარების ფრონტზე, არის \(1~\text {mm}\).
მიკროსკოპული MD მოდელი აჩვენებს, რომ AISI 316 აუსტენიტური უჟანგავი ფოლადის დენადობის ზღვარი მნიშვნელოვნად შემცირებულია 40~\text {MPa}\-მდე დნობის წერტილთან ახლოს.
მიღებული შედეგები გვთავაზობს მასალების მიკროსტრუქტურის კონტროლის მეთოდს რთული მოდულირებული ლაზერული დამუშავების გამოყენებით და შეიძლება გამოყენებულ იქნას როგორც საფუძველი იმპულსური SLM ტექნიკის ახალი მოდიფიკაციების შესაქმნელად.
ლიუ, ი. და სხვ. ლაზერული შერჩევითი დნობის მეთოდით TiB2/AlSi10Mg კომპოზიტების მიკროსტრუქტურული ევოლუცია და მექანიკური თვისებები [J].J. Alloys.compound.853, 157287. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2020.157287 (2021).
გაო, ს. და სხვ. 316L უჟანგავი ფოლადის ლაზერული შერჩევითი დნობის მარცვლის რეკრისტალიზაციის სასაზღვრო ინჟინერია [J]. ჟურნალი „ალმა მატერი“. 200, 366–377. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2020.09.015 (2020).
ჩენ, X. და ციუ, C. ლაზერით გამდნარი ტიტანის შენადნობების ლაზერული ხელახალი გაცხელებით გაძლიერებული პლასტიურობის მქონე სენდვიჩის მიკროსტრუქტურების ადგილზე შემუშავება. მეცნიერება. Rep. 10, 15870. https://doi.org/10.1038/s41598-020-72627-x (2020).
აზარნია, ა. და სხვ. Ti-6Al-4V ნაწილების დანამატური წარმოება ლაზერული ლითონის დეპონირების (LMD) მეთოდით: პროცესი, მიკროსტრუქტურა და მექანიკური თვისებები. J. Alloys.compound.804, 163–191. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2019.04.255 (2019).
კუმარა, ს. და სხვ. შენადნობი 718-ის ლაზერული ლითონის ფხვნილით მიმართული ენერგიის დეპონირების მიკროსტრუქტურული მოდელირება. დამატება.manufacture.25, 357–364.https://doi.org/10.1016/j.addma.2018.11.024 (2019).
ბასი, მ. და სხვ. ლაზერული შოკური პინინგის მეთოდით დამუშავებული დანამატებით წარმოებული ნიმუშების პარამეტრული ნეიტრონ-ბრაგის კიდის ვიზუალიზაციის კვლევა. science.Rep. 11, 14919. https://doi.org/10.1038/s41598-021-94455-3 (2021).
ტანი, X. და სხვ. ელექტრონული სხივური დნობით დანამატებით დამზადებული Ti-6Al-4V-ის გრადიენტის მიკროსტრუქტურა და მექანიკური თვისებები. Alma Mater Journal.97, 1-16.https://doi.org/10.1016/j.actamat.2015.06.036 (2015).