Разработка и исследование процесса выращивания тонкостенных элементов изделий из нержавеющих сталей коаксиальным лазерным плавлением тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Мианджи Захра

• Мианджи Захра
• кандидат наук
• 2022

Оглавление диссертации кандидат наук Мианджи Захра

Введение

Глава 1. ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ КОАКСИАЛЬНОГО ЛАЗЕРНОГО ГАЗОПОРОШКОВОГО ВЫРАЩИВАНИЯ

1.1. Влияние параметров процесса коаксиального лазерного плавления на геометрию деталей

1.2. Особенность микроструктуры после коаксиального лазерного плавления

1.3. Механические свойства и механизмы деформации

1.4. Пористость и несплавления при коаксиальном лазерном наплавлении

1.5. Вывод по главе

Глава 2. ИСПОЛЬЗУЕМОЕ ОБОРУДОВАНИЕ, МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДИКИ ИССЛЕДОВАНИЙ

2.1. Состав и характеристики оборудования лазерного технологического комплекса

2.2. Методики подготовки управляющей программы

2.3. Оборудование и методики исследования и анализа порошковых материалов, используемых в работе

2.4. Материалы и методики металлографических исследований

2.5. Измерения микротвердости

2.6. Оборудование для неразрушающего контроля

2.7. Оборудование и метод для измерения шероховатости

2.8. Методика исследования формы ванны расплава

2.9. Исследование механических свойств

Глава 3. МОДЕЛИРОВАНИЕ ПРОЦЕССА ВЫРАЩИВАНИЯ ТОНКОСТЕННОЙ ГЕОМЕТРИИ МЕТОДОМ КОАКСИАЛЬНОГО ЛАЗЕРНОГО ПЛАВЛЕНИЯ МЕТАЛЛИЧЕСКИХ ПОРОШКОВ

3.1. Исследование влияния технологических факторов на формирование последнего валика в тонкостенных структурах при методе коаксиальной лазерной плавления

3.1.1. Математическая обработка экспериментальных результатов

3.1.2. Анализ уравнений регрессии

3.2. Моделирование процесса выращивания

3.3. Физические описание процесса коаксиального лазерного плавления

3.4. Входные параметры модели

3.5. Допущения, использованные при моделировании

3.6. Условия теплового моделирования

3.7. Распределение температуры

3.8. Исследование форм ванн расплава при прямом лазерном выращивании

3.9. Выращивание тонкой стенки с переменной мощностью лазерного излучения

3.10. Выращивание криволинейной тонкостенной детали с переменной мощностью лазерного излучения

3.11. Влияние переменной мощности на геометрические характеристики тонкостенных изделий при коаксиальном лазерном наплавлении

3.11.1. Качество боковой поверхности

3.11.2. Выращивание тонкой стенки

3.11.3. Выращивание тонкостенного цилиндра

3.11.4. Выращивание полой криволинейной детали

3.11.5. Шероховатость поверхности

3.12. Вывод по главе

Глава 4. ВЛИЯНИЕ ДОПОЛНИТЕЛЬНОГО ОПЛАВЛЕНИЯ ВЫРАЩЕННЫХ СЛЕВ НА ГЕОМЕТРИЧЕСКИЕ ХАРАКТЕРИСТИКИ И

МЕХАНИЧЕСКИЕ СВОЙСТВА ТОНКОСТЕННЫХ СТРУКТУР

4.1. Дополнительное оплавление выращенного слоя

4.2. Качество боковой поверхности тонких стенок при дополнительном оплавлении слоев

4.3. Структура металла тонкостенных конструкций при оплавлении слоев

4.4. Термические циклы при коаксиальном лазерном наплавлении с дополнительным переплавлением слоя

4.5. Исследование микротвердости образцов

4.6. Исследования механических свойств образцов

4.7. Технологические рекомендации по выращиванию методом коаксиального лазерного плавления тонкостенных изделий из аустенитных нержавеющих сталей

4.7.1. Требования к оборудованию и технологической оснастке

4.7.2. Требования к основным и вспомогательным материалам

4.7.3. Требования к подготовке материалов перед выращиванием

4.7.4. Рекомендуемые технологические параметры лазерного выращивания из порошков указанных нержавеющих сталей толщиной

до 2 мм

4.7.5. Тебования к качеству выращенных изделий

4.7.6. Техника безопасности

4.8. Выводы по главе

ОБЩИЕ ВЫВОДЫ И ЗАКЛЮЧЕНИЕ

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

Введение

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка и исследование процесса выращивания тонкостенных элементов изделий из нержавеющих сталей коаксиальным лазерным плавлением»

Актуальность работы

Высокая сложность современных деталей для нужд машиностроения обуславливает дороговизну и трудоемкость технологических операций их производства. Поэтому в настоящее время достаточно интенсивно развиваются аддитивные технологии. Использование технологии прямого лазерного выращивания позволяет существенно сократить себестоимость и время изготовления при единичном и мелкосерийном производстве деталей со сложной геометрией, а также сокращает потери материала при механической обработке.

Одним из наиболее распространенных способов прямого лазерного выращивания является коаксиальное лазерное плавление (КЛП). КЛП — это процесс объемной лазерной наплавки, при котором деталь формируется последовательным путем послойного нанесения металла по заданному контуру. Этот метод позволяет изготавливать детали практически любой конфигурации из широкого спектра порошковых материалов.

В сравнении с технологией селективного лазерного плавления, технология коаксиального лазерного плавления (КЛП) уступает в возможности получения высокой геометрической точности и детализации выращенного изделия, но обладает существенно большей производительностью, возможностью наращивания элементов на готовые поверхности и одновременного использования нескольких разнородных материалов в разных концентрационных соотношениях. В связи с этим актуальными являются исследования, направленные на повышение геометрических и прочностных характеристик тонкостенных элементов, являющихся составными частями габаритных изделий, получаемыми методом КЛП.

Существует широкий спектр металлов и сплавов, которые в виде порошка или проволоки можно использовать в 3D-печати [1]. К ним относятся алюминий, кобальт, никель, нержавеющая сталь и т.д. По сравнению с другими металлами

нержавеющая сталь обладает хорошей свариваемостью, механическими свойствами и коррозионной стойкостью, благодаря чему она часто используется в производственном оборудовании, химической, аэрокосмической и медицинской областях промышленности [2]. В качестве объекта исследования были выбраны тонкостенные конструкции из нержавеющей стали 316L, получаемые

методом коаксиального лазерного сплавления порошка.

Численное моделирование позволяет рассчитать значения максимальных температур, термические циклы и геометрические характеристики ванны расплава в процессе выращивания детали, что существенно уточняет и упрощает определение оптимальных параметров режима процесса. Для широкого спектра аддитивных технологий и материалов существует множество моделей [3]. При выращивании тонкостенных конструкций по мере отдаления зоны лазерного воздействия от теплоемкой подложки приходится сталкиваться со сложностью подбора параметров режима процесса в условиях изменяющейся тепловой обстановки. Особенно важно обеспечение стабильности толщины тонкой стенки при ее наращивании на поверхность детали. В этом случае применение адекватной модели, характеризующей процессы теплопереноса, позволит рассчитать оптимальные режимы обработки и получить математические зависимости, по которым их следует изменять по мере роста высоты тонкостенной конструкции.

Для повышения конкурентоспособности метода КЛП при производстве дорогостоящих и трудоёмких изделий необходима разработка методов достижения высоких механических свойств тонкостенных конструкций, а также высокого качества их боковой поверхности. Для решения этих задач необходимо обеспечить равномерную мелкозернистую структуру по всему объёму выращиваемой геометрии, а также стабилизацию теплового поля в процессе выращивания по всей высоте изделия.

Цель исследования - Разработка технологических мероприятий для повышения точности геометрических характеристик и механических свойств

тонкостенных объектов, изготовленных методом коаксиального лазерного плавления порошков нержавеющей стали.

Предмет исследования - взаимосвязь между параметрами режима, геометрией валиков и размерами полученных объектов. Влияние параметров на производительность и эффективность использования материала. Задачи исследования

1. Исследование взаимосвязи количества слоёв в процессе выращивания тонкостенной конструкции с геометрическими характеристиками валиков и параметрами процесса.

2. Определение наиболее значимого параметра режима процесса для регулирования объёма ванны расплава в процессе выращивания тонкостенной конструкции.

3. Разработка математической модели процесса выращивания и экспериментальная проверка её адекватности.

4. Определение закона управления объёмом ванны расплава в процессе выращивании.

5. Экспериментальный анализ влияния на геометрические характеристики и качество боковой поверхности применения модели управления объёмом ванны расплава.

6. Определение условий образования краевого дефекта при выращивании и изыскания методов борьбы с ним.

7. Исследование влияния дополнительного оплавления слоя при выращивании тонких стенок на геометрические характеристики и качество боковой поверхности.

8. Исследование структуры и механических свойств при выращивании тонких стенок с дополнительным переплавлением каждого слоя без подачи порошка.

9. Разработка технологических рекомендаций по выращиванию лопатки на поверхности колеса турбины.

Научная новизна (проект)

1. На основании расчетов и экспериментального исследования установлена зависимость толщины тонкой стенки от количества наплавленных слоёв при её выращивании из порошков нержавеющей стали, согласно которой толщина стенки возрастает от начального до 20 слоя не менее, чем на 65 % и далее не изменяется.

2. Показано, что послойное изменение мощности по закону, полученному в результате моделирования, на начальном этапе формирования тонкой стенки методом КЛП позволяет получить равномерное по толщине поперечное сечение тонкой стенки. Установлено, что применение переменной мощности лазерного излучения при выращивании тонких стенок позволяет снизить шероховатость их боковой поверхности более чем в 2 раза.

3. Применение лазерного оплавления каждого слоя без добавления порошка на мощности, составляющей 60% от основного режима обработки, позволяет исключить краевой эффект утолщения стенки на торцах, а также, за счёт выравнивания микроструктуры по всему объёму стенки, увеличить предел прочности на 20 %, пластичность на 45 %.

Практическая значимость

1. На основе комплексного анализа влияния параметров режима выращивания на формирование тонкой стенки при коаксиальном лазерном плавлении частицами нержавеющих сталей диаметром от 53 до 150 мкм определены их рациональные диапазоны: мощность лазерного излучения от 425 до 800 Вт, скорость обработки от 800 до 1000 мм/мин, расход порошка от 6,20 до 9,93 г/мин.

2. Получены уравнения регрессии, устанавливающие значения параметров лазерного излучения в зависимости от количества слоев и радиуса кривизны траектории движения лазерной головки, которые обеспечивают стабильное формирование поперечного сечения тонкой стенки.

3. Разработаны технологические рекомендации по выращиванию лопаток из нержавеющей стали на поверхности колеса турбины.

Методы исследования включали в себя стандартные теоретические и экспериментальные методы. Моделирование проводилось с использованием стандартных программных продуктов COMSOL 5,6. Все образцы единичных сплавленных дорожек, сплошных образцов и образцов на механические испытания выращены в одинаковых условиях на установке для коаксиального лазерного плавления «КЛП-400». Исследования микроструктуры проводились с применением оптических микроскопов по стандартным металлографическим методикам. Исследования боковой поверхности и формы поперечного сечения в сплошных образцах проводилось на метрологическом компьютерном томографе GE PHOENIX V. Исследование форм ванн проводилось по известному и ранее апробированному для процесса сварки методу с использованием нового разработанного оборудования.

Достоверность подходов к численному моделированию процессов лазерного плавления подтверждается использованием современного верифицированного программного обеспечения и проверкой его применимости. В полученных результатах отсутствуют нефизические значения. Сравнение рассчитанных параметров с экспериментом показало хорошее соответствие. Полученные результаты обеспечивается корректным применением основных положений естественных наук при проведении расчётных исследований, осуществлением измерений на поверенном оборудовании по стандартным методикам и использованием ранее проверенных принципов при создании новых испытательных приспособлений. Достоверность подтверждается

экспериментальными данными, обработанными с помощью методов статистического анализа. Положения, выносимые на защиту:

1. Установлены зависимости размеров ванны расплава от количества слоёв и параметров режима прямого лазерного выращивания тонкостенных деталей.

2. Результаты исследования влияния режимов дополнительного оплавления слоёв на механические свойства тонкостенных деталей.

3. Установлены диапазоны оптимальных технологических режимов выращивания тонкостенных деталей с качественной боковой поверхностью из стали ЛШ 316 L.

Апробация работы:

1. Третья международная конференция «Электронно-лучевая сварка и смежные технологии Материалы» (Москва, 2019)

2. Всероссийская школа-конференция с международным участием «Аддитивные технологии в цифровом производстве: металлы, сплавы, композиты» (Москва, 2019)

3. Всероссийская конференция молодых ученых и специалистов «Будущее машиностроении России» (Москва, 2020).

4. Х1У Королевские академические чтения по космонавтике (Москва,

2021)

Глава 1. ОСОБЕННОСТИ ТЕХНОЛОГИИ КОАКСИАЛЬНОГО ЛАЗЕРНОГО ГАЗОПОРОШКОВОГО ВЫРАЩИВАНИЯ

Аддитивные технологии являются одним из самых перспективных направлений развития производства современной техники. Суть этих технологий заключается в прямом синтезе объекта из трёхмерной компьютерной модели. С помощью аддитивных технологий появляется возможность создавать новые или восстанавливать изношенные детали, а также выращивать изделия сложной конфигурации [4,5].

Применение лазера в аддитивных технологиях обусловлено уникальными характеристиками излучения, которые позволяют сплавлять практически любые материалы, независимо от их свойств и особенностей [6]. При этом лазерные аддитивные технологии являются экономически выгодными за счет высокой производительности и коэффициента использования материала[7].

Среди лазерных аддитивных технологий выделяют два наиболее популярных процесса [8]:

• селективное лазерное плавление, где лазерный луч воздействует выборочно на заданную часть слоя порошка; отличается высокой точностью и низкой производительностью;

• прямое лазерное выращивание (или коаксиальное лазерное плавление -КЛП), где наплавка происходит за счёт совместной подачи порошка и излучения в рабочую зону.

Последний процесс характеризуется высокой производительностью, но высокой сложностью достижения геометрической стабильности формирования слоев [9].

Процесс прямого лазерного выращивания делится на два типа: с коаксиальной подачей порошка и с боковой подачей порошка [10]. Технологии коаксиальной подачи порошка для обработки деталей характеризуется большей точностью в сравнении с боковой подачей порошка [11] за счёт возможности получения тонкого газопошкового потока и диаметра пятна до 0,3 мм диаметра пятна.

В технологии коаксиального лазерного плавления (КЛП) нанесение материала осуществляется за счет плавления подаваемого порошка лазерным лучом, который, попадая на подложку, сплавляется с ней и образует наплавленный слой [12]. Высокие скорости перемещения луча лазера обеспечивают быстрое охлаждение подложки в результате теплообмена. Ванна расплава, находящаяся на поверхности валика, застывает и образует наплыв с сечением в виде полукруга. Ванна расплава движется вместе с лазерным лучом с одинаковой скоростью, образуя полость сферической формы в виде капли [13]. Инертный газ, подаваемый из полости внутреннего сопла, дополнительно защищает ванну расплава от окисления. Поскольку температура плавления многих металлов относительно высока, то они очень подвержены окислению во время процесса КЛП и нуждаются в газовой защите [4,5]. В качестве таких газов обычно используется аргон, азот, гелий.

Процесс КЛП выбран для рассмотрения ввиду высокой производительности нанесения слоев и минимального теплового воздействия на основной металл детали. К преимуществам КЛП можно отнести [10]:

• существенное сокращение времени изготовления и себестоимости при единичном и мелкосерийном производстве;

• сокращение потерь материала при механической обработке;

• возможность изготовления объектов высокой сложности геометрии;

• возможность изготовления объектов из нескольких материалов.

1.1. Влияние параметров процесса коаксиального лазерного плавления на

геометрию деталей

При решении практических задач создания деталей методом КЛП следует добиваться максимальной производительности процесса, которая определяется объемом наплавляемого металла в единицу времени. При этом важно получить оптимальную геометрию формообразующего валика в сочетании с минимальным подплавлением нижележащего слоя. Это наиболее значимо при выращивании

тонкостенных объектов в условиях быстро меняющейся тепловой обстановки. Поэтому для определения оптимальных параметров режима лазерного выращивания необходимы сведения о взаимосвязи параметров режима процесса с размерами и формой наплавленного валика.

Значительный объем публикаций посвящен анализу влияния технологических параметров на геометрию формообразующих валков и их свойства. В данных исследованиях наплавлялись порошки на основе железа различного фазового состава [7,14-16], никеля [17-19], кобальта[20-22], титана [23,24], цветных металлов и сплавов [25,26].

В работе [27] было показано, что наибольшее влияние на размеры ванны расплава по сравнению с другими параметрами процесса имеет мощность лазера. Так, объем ванны расплава практически линейно зависит от значения используемой мощности лазера [7]. Также было отмечено влияние массового расхода порошка на размеры ванны расплава при постоянном погонной энергии: установлено, что с увеличением расхода порошка, растет толщина валика при неизменной глубине ванны расплава. Кроме того, ванна расплава существенно увеличивается при нанесении на предварительно подогретую подложку, что особенно важно для описания процессов при создании полых деталей или тонких структур, в которых наблюдается неравномерный нагрев во время процесса КЛП [27].

Множество работ [4,28,29] посвящено оптимизации основных параметров процесса, таких как мощность и скорость перемещения лазерного источника, расход порошка и защитного газа при построения многослойного объёма. Например, авторы работы [28] изучая сталь марки 316L, изменяли мощность лазерного излучения в диапазоне от 700 до 900 Вт, что приводило к росту высоты валика из-за увеличения доли расплавляемого порошка. Также было показано, что с повышением расхода порошка высота также увеличивалась, опять же из-за увеличения доли плавящегося порошка. С увеличением расхода коаксиального газа до значений в диапазоне от 4 до 6 л/мин высота уменьшалась. Это происходило потому, что при увеличении скорости потока коаксиального газа

количество порошка, достигающего ванны расплава, уменьшилось. Увеличивая скорость движения до значений в диапазоне от 650 до 1050 мм/мин, высота слоев уменьшалась, поскольку снижалось количество подводимого тепла, что ограничивало время существования ванны расплава, и объем подаваемого на единицу длины валика порошка [28].

Авторы работы [30] исследовали влияние расхода порошка на ширину единичных валиков с использованием порошка нержавеющей стали 316Ь. Результаты показали, что ширина валика зависит от диаметра пятна и расхода порошка. Кроме того было установлено, что изменение скорости выращивания не влияет ширину валика [30].

В работе [31] было установлено, что при выращивании на постоянной скорости (16.9 мм/сек) и расходе порошка (28 г/мин) ширина и глубина проплавления увеличиваются с повышением мощности лазера (Рис 1.1). При этом большее влияние мощность оказывает на рост ширины ванны расплава, чем глубины проплавления. Оказалось, что ширина ванны расплава более чувствительна к мощности лазера, чем глубина проплавления. Толщина каждого слоя практически не менялась, потому что высота поднятия наплавочной головки была неизменна [31].

Погоная энергия (дж/мм)

| 0.2

250 ЗОО 350 400 450 500 550

Мощность (Вт)

Рис 1.1. Зависимость геометрических параметров слоя от мощности [31].

В диссертации [29] было исследовано влияние расхода порошка нержавеющей стали 316Ь и скорости его нанесения на геометрические характеристики единичных валиков. В работе было показано, что глубина проплавления не зависит от скорости, но при увеличении расхода порошка уменьшается, а при уменьшении скорости и увеличении расхода порошка получаются растет высота нанесенного слоя [29]. Авторы работы [32] исследовали влияние скорости выращивания на формирование тонкой стенки с использованием порошка нержавеющей стали 316Ь. В работе показано, что наилучшую геометрию возможно получать на высоких скоростях выращивания [32], кроме того отмечено влияние скорости перемещения на глубину проплавления [18]. На Рис 1.2 для разных скоростей перемещения показана зависимость измеренной высоты стенки от номера слоя при единичном вертикальном смещении лазерной головы, установленном на значении 0,25 мм. установлена линейная зависимость между измеренной высотой и количеством слоев, которую можно записать виде Нп = пх Нт, где п - количество слоев.

Рис 1.2. Взаимосвязь высоты стенок и количеством слоев при разных скоростях обработки. Мощность - 180 (Вт), расход порошка - 0.05 (г/мин) [32].

Авторы работы [33] исследовали сечение наплавленных дорожек из порошка марки стеллит-6, и установили, что высота валика растет с увеличением расхода порошка и снижается с увеличечнием скорости наплавки. Также было

определено влияние мощности, скорости перемещения и подачи порошка на особенности формирования валиков. Выявлено наибольшее влияние скорости перемещения на высоту и ширину валика, и глубину проплавления, и незначительное влияние мощности на высоту и расхода порошка на ширину валика.

По мнению авторов вышеперечисленных публикаций, наиболее важными факторами роста валиков являются мощность, скорость перемещения и расход порошка. Как видно, большинство работ посвящено исследованию особенностей формирования первого валика на подложке. Однако, следует отметить, что при нанесении порошка на подложку, также плавится часть подложки, и в ванне расплава происходит смешивание зачастую разнородных материалов порошка и подложки [34]. На формирование первого валика на холодной массивной подложке требуется несоизмеримо большее количество теплоты, чем на верхних слоях тонкостенной конструкции.

В ряде публикаций наблюдаются противоречия. Так в статьях [29, 30] установлено, что при наплавке порошка из стали Л181316Ь ширина формообразующего валика обуславливается только диаметром пятна и скоростью подачи порошка, но не зависит от скорости [30], как и степень проплавления нижележащего слоя [29]. В работе [31] указывается на мощность лазерного источника, как на наиболее значимый фактор, влияющий на степень проплавления нижележащего слоя и ширину валика, при этом наиболее значимым является влияние мощности на ширину. В отличие от [29], авторы [33] указывают прямую взаимосвязь глубины проплавления нижележащего слоя и скорости перемещения лазерной головы, указав на существенное снижение степени подплавления подложки с ростом скорости наплавки. Таким образом, данные расхождения усложняют определение необходимых параметров режима процесса КЛП.

1.2.

Особенность микроструктуры после коаксиального лазерного

плавления

В процессе КЛП, условия фазовых превращений и кристаллизации расплава в основном зависят от следующих параметров процесса: мощности лазера, скорости выращивания, расхода порошка, температуры подложки или температуры предыдущего слоя. Например, использование высокой мощности при низких скоростях выращивания продлевает время взаимодействия подаваемого порошка, снижает скорость затвердевания из-за увеличения ванны расплава, а также переплавляет подложку или предыдущий слой [5,35,36].

Затвердевание обычно начинается на дне ванны расплава. При движении лазерного луча фронт затвердевания перемещается от начального положения к поверхности валика. Для сплавов с определенным составом микроструктура, образующая после затвердевания, зависит от локальных параметров, таких как скорость кристаллизация (Я) и градиент температур между твердой и жидкой фазами (О). Градиент температур (О) на дне ванны расплава имеет самое высокое значение и уменьшается по мере того, как затвердевание достигает поверхности. Если О и Я известны, то можно установить соотношение , которое представляет собой параметр морфологии затвердевания, а С X Я - скорость охлаждения [4,5,32,34,37-39]. В нижней части валика скорость кристаллизация (Я) мала [20], потому что вектор движения лазера V почти перпендикулярен нормали фронта затвердевания. Поэтому коэффициент высокий и

наблюдается рост столбчатых дендритов. В верхней части валика R достигает своего максимального значения, равному скорости движения лазера V, что

приводит к низким значения коэффициента [5,20,32]. Влияние скорости

охлаждения на размер микроструктуры показан на Рис 1.3. Соотношение градиента температуры и скорости кристаллизации, является критическим фактором при определении микроструктуры после затвердевания (плоскостной, ячеистая, дендритная, полиэдрическая). С X Я же в свою очередь определяет

скорость охлаждения контролирует размер микроструктуры. Поэтому из-за снижения скорости охлаждения от нижней до верхней части ванны расплава наблюдается незначительное увеличение длины зерна [38,39].

Скорость кристализация , R

Рис 1.3. Карта затвердевания, показывающая влияние градиента температуры G и скорости кристаллизации R на морфологию и размер микроструктуры

затвердевания [40].

На Рис 1.4 условно показаны низкие разориентированные равноосные кристаллы (ячеистая структура) (fEG) в области поверхности ванны расплава и большие столбчатые кристаллы (дендритная структура) (Jcg) в нижней части ванны расплава, максимальная глубина равноосных кристаллов (dEG), глубина переплава до нижележащего слоя (dPM) и зона термического влияния. Если зерно растет из зоны термического влияния, то оно принадлежит к столбчатому дендритному зерну. В то время как зерно, растущее в ванны расплава принадлежит к полиэдрическому зерну [5,30]. Авторы работы [41] показали, что при очень низком расходе порошка, равном приблизительно 6 г/мин, на небольшой узкой поверхности существует только несколько ячеистых зерен, а все остальные представляют собой большие столбчатые дендритные зерна выросшие из исходных крупных зерен. Когда расход порошка увеличивается до очень высокого значения, равного приблизительно 55-59 г/мин, рост ячеистых зерен от

исходных зерен на дне ванны расплава существенно замедляется, но ячеистые зерна все равно составляют более 80% от зерен всего нанесенного слоя. Хотя зерна в узкой полосе чуть выше линии ванны расплава действительно имеют геометрические особенности короткостолбчатой или «оливковой» морфологии, большинство из них не являются продуктом роста исходных зерен. Вероятнее всего, они неоднородно зародились в процессе быстрого охлаждения в ванне расплава. С увеличением расхода порошка максимальная толщина приповерхностного слоя йЕС увеличивается, а максимальная глубина проплавления до нижележащего слоя йРМ заметно уменьшается [41].

Рис 1.4. Разориентированные равноосные кристаллы (fEG), столбчатые кристаллы (Zcg) глубина равноосных кристаллов (dEG), глубина переплава до нижележащего слоя (dPM) и ЗТВ в поперечном сечении валика [41].

Авторы работы [39] наблюдали сочетание относительно крупных и удлиненных столбчатых зерен и меньших зерен неправильной или почти равноосной формы, как показано, например, в Рис 1.5. Нерегулярные/равноосные зерна, которые обычно обнаруживаются в межслоевых областях, могли возникнуть в результате переплавки верхней части ванны расплава во время выращивания нового слоя. Различные ориентации столбчатых зерен возникают из-за того, что они растут в направлении, перпендикулярном фронту затвердевания и противоположному основному пути теплоотвода. Поскольку направление теплового потока изменяется от почти вертикального в нижней части ванны расплава (где фронт затвердевания расположен горизонтально) до почти горизонтального в верхней части (где фронт затвердевания вертикальный),

столбчатые зерна принимают разные ориентации относительно их точки происхождения в ванне расплава, и все они растут к центру ванны расплава [39].

Рис 1.5. Схематическое изображение поперечного сеченого образца [39].

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Мианджи Захра, 2022 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Materials for Additive Manufacturing | News of additive technologies and 3D printing [Electronic resource] // additiv-tech.ru. 2018.

2. Zhan M.J. et al. Numerical and experimental investigation on laser metal deposition as repair technology for 316L stainless steel // Opt. Laser Technol. 2019. Vol. 118, № November 2018. P. 84-92.

3. Хоменко, М Д. Сопряженные процессы теплопереноса , конвекции и формирования микроструктуры при лазерной наплавке с коаксиальпой подачей металлических порошков // авто. ...канд. физ.-мат.наук. Москва. 2019. P. 18.

4. Григорьянц А.Г. et al. Лазерные аддитивные технологии в машиностроении. Moscow: МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2019. 280 p.

5. Shojarazavi R. Additive construction with direct laser deposition. First. Tehran: Malek-Ashtar University of Technology, 2019. 422 p.

6. Земляков Е.В. et al. Формирование поверхностных слоев при лазерной наплавке с использованием мощных волоконных лазеров // Научно-технические ведомости СПбГПУ. Физико-математические науки. P. 231236.

7. Григорьянц А.., Мисюров А.., Третьяков Р.. Анализ влияния параметров коаксиальной лазерной наплавки на формирование валиков // Технология машиностроения. 2011. Vol. 113. P. 19-21.

8. Kotoban D., Nazarov A., Shishkovsky I. Comparative Study of Selective Laser Melting and Direct Laser Metal Deposition of Ni3Al Intermetallic Alloy // Procedia IUTAM. The Author(s), 2017. Vol. 23. P. 138-146.

9. Ставертий А. Разработка и исследование технологии выращивания объектов методом коаксиального лазерного плавления порошковых материалов. дис. ... канд. наук. МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2017. 153 p.

10. Третьяков Р.С. Технологиеские особенности процесса лазерной модификации поверхностей с коаксиальной подаей порошковых материалов.

дис. ... канд. наук. МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2014. 156 p.

11. Асютин Р.., Самарии П.. Экспериментальное исследование газопорошкового потока при лазерной наплавке композиционных покрытий системы AL-SIC. 2014.

12. He X., Mazumder J. Transport phenomena during direct metal deposition // J. Appl. Phys. 2007. Vol. 101, № 5.

13. Li C. et al. Numerical simulation and experimental study of cladding Fe60 on an ASTM 1045 substrate by laser cladding // Surf. Coatings Technol. Elsevier, 2019. Vol. 357, № October 2018. P. 965-977.

14. Wang Q. et al. A high strength low alloy steel fabricated by direct laser deposition // Vacuum. Elsevier Ltd, 2019. Vol. 161. P. 225-231.

15. Li W. et al. Ti-Fe intermetallics analysis and control in joining titanium alloy and stainless steel by Laser Metal Deposition // J. Mater. Process. Technol. Elsevier B.V., 2017. Vol. 242. P. 39-48.

16. Григорьянй А.Г. et al. Исследование влияния режима генерации лазерного излуение на структуру и свойства инструментальной стали при газопорошковой наплавке // Sci. Educ. Bauman MSTU. 2012. Vol. 12, № 7. P. 11-20.

17. Zhang C. et al. Understanding phase stability of Al-Co-Cr-Fe-Ni high entropy alloys // Mater. Des. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 109. P. 425-433.

18. Caiazzo F. Laser-aided Directed Metal Deposition of Ni-based superalloy powder // Opt. Laser Technol. The Author, 2018. Vol. 103. P. 193-198.

19. Babu S.S. et al. Additive Manufacturing of Nickel Superalloys: Opportunities for Innovation and Challenges Related to Qualification // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. Springer US, 2018. Vol. 49, № 9. P. 3764-3780.

20. Gan Z. et al. Numerical simulation of thermal behavior and multicomponent mass transfer in direct laser deposition of Co-base alloy on steel // Int. J. Heat Mass Transf. Elsevier Ltd, 2017. Vol. 104. P. 28-38.

21. Zhang Z., Kong F., Kovacevic R. Laser hot-wire cladding of Co-Cr-W metal cored wire // Opt. Lasers Eng. Elsevier Ltd, 2020. Vol. 128, № June 2019. P.

105998.

22. Григорьянц А.Г. et al. Сравнение коррозионной стойкости покрытий из кобальтовых и никелевых сплавов, наплавленных лазерным излуением // Машиностраение. 2012. P. 174-180.

23. Azarniya A. et al. Additive manufacturing of Ti-6Al-4V parts through laser metal deposition (LMD): Process, microstructure, and mechanical properties // J. Alloys Compd. Elsevier B.V, 2019. Vol. 804. P. 163-191.

24. Gharbi M. et al. Influence of various process conditions on surface finishes induced by the direct metal deposition laser technique on a Ti-6Al-4V alloy // J. Mater. Process. Technol. Elsevier B.V., 2013. Vol. 213, № 5. P. 791-800.

25. Siva Prasad H. et al. Laser metal deposition of copper on diverse metals using green laser sources // Int. J. Adv. Manuf. Technol. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2020. Vol. 107, № 3-4. P. 1559-1568.

26. Caiazzo F., Caggiano A. Laser direct metal deposition of 2024 al alloy: Trace geometry prediction via machine learning // Materials (Basel). 2018. Vol. 11, № 3.

27. Ocylok S. et al. Correlations of melt pool geometry and process parameters during laser metal deposition by coaxial process monitoring // Phys. Procedia. Elsevier B.V., 2014. Vol. 56, № C. P. 228-238.

28. Oh W.J. et al. Repairing additive-manufactured 316L stainless steel using direct energy deposition // Opt. Laser Technol. Elsevier Ltd, 2019. Vol. 117, № April. P. 6-17.

29. Vadaee P. Designing, construction and characterization of laboratory additive manufacturing system DMD laser -based powdered to produce three -dimensional metal parts. thesis Isfahan university of technology, 2018.

30. Rahman Rashid R.A. et al. Metallurgical and geometrical characterisation of the 316L stainless steel clad deposited on a mild steel substrate // Surf. Coatings Technol. Elsevier B.V, 2017. Vol. 327. P. 174-184.

31. Zheng B. et al. On the evolution of microstructure and defect control in 316L SS components fabricated via directed energy deposition // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2019. Vol. 764, № December 2018. P. 138243.

32. El Cheikh H. et al. Direct Laser Fabrication process with coaxial powder projection of 316L steel. Geometrical characteristics and microstructure characterization of wall structures // Opt. Lasers Eng. 2012. Vol. 50, № 12. P. 1779-1784.

33. Гладуш Г.Г., Смуров И.Ю. Физические основы лазерной обработки материалов. Москва: Физико-математическая литература, 2017. 592 p.

34. Saboori A. et al. An investigation on the effect of powder recycling on the microstructure and mechanical properties of AISI 316L produced by Directed Energy Deposition // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2019. Vol. 766, № August. P. 138360.

35. Цветкова Е.В. Особенности формирования структуры и свойств аустенитной стали 03Х17Н14М3 в процессе селективного лазерного плавления и последующей термической обработки. дис. ... канд. наук. МГТУ им.Н.Э. Баумана, 2017. 138 p.

36. Weng F. et al. A novel strategy to fabricate thin 316L stainless steel rods by continuous directed energy deposition in Z direction // Addit. Manuf. Elsevier, 2019. Vol. 27, № November 2018. P. 474-481.

37. Saboori A. et al. An investigation on the effect of deposition pattern on the microstructure, mechanical properties and residual stress of 316L produced by Directed Energy Deposition // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2020. Vol. 780, № January. P. 139179.

38. Akbari M., Kovacevic R. An investigation on mechanical and microstructural properties of 316LSi parts fabricated by a robotized laser/wire direct metal deposition system // Addit. Manuf. Elsevier, 2018. Vol. 23, № June. P. 487-497.

39. Mukherjee M. Effect of build geometry and orientation on microstructure and properties of additively manufactured 316L stainless steel by laser metal deposition // Materialia. Elsevier Ltd, 2019. Vol. 7, № May. P. 100359.

40. DebRoy T. et al. Additive manufacturing of metallic components - Process, structure and properties // Prog. Mater. Sci. 2018. Vol. 92. P. 112-224.

41. Wang T. et al. Grain morphology evolution behavior of titanium alloy components

during laser melting deposition additive manufacturing // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2015. Vol. 632. P. 505-513.

42. Guo P. et al. Study on microstructure, mechanical properties and machinability of efficiently additive manufactured AISI 316L stainless steel by high-power direct laser deposition // J. Mater. Process. Technol. Elsevier B.V., 2017. Vol. 240. P. 12-22.

43. Sun G.F. et al. Laser metal deposition as repair technology for 316L stainless steel: Influence of feeding powder compositions on microstructure and mechanical properties // Opt. Laser Technol. 2019. Vol. 109. P. 71-83.

44. Barkia B. et al. On the origin of the high tensile strength and ductility of additively manufactured 316L stainless steel: Multiscale investigation // J. Mater. Sci. Technol. 2020. Vol. 41. P. 209-218.

45. Saboori A. et al. Microstructure and mechanical properties of AISI 316L produced by directed energy deposition-based additive manufacturing: A review // Appl. Sci. 2020. Vol. 10, № 9.

46. Zhang J. et al. A coupled finite element cellular automaton model to predict thermal history and grain morphology of Ti-6Al-4V during direct metal deposition (DMD) // Addit. Manuf. Elsevier B.V., 2016. Vol. 11. P. 32-39.

47. Aversa A. et al. The role of Directed Energy Deposition atmosphere mode on the microstructure and mechanical properties of 316L samples // Addit. Manuf. Elsevier, 2020. Vol. 34, № February. P. 101274.

48. Feenstra D.R. et al. Effect of build height on the properties of large format stainless steel 316L fabricated via directed energy deposition // Addit. Manuf. Elsevier, 2020. Vol. 34, № November 2019. P. 101205.

49. Hofmeister W. et al. Solidification in direct metal deposition by LENS processing // Jom. 2001. Vol. 53, № 9. P. 30-34.

50. Manjaiah M., Hascoët J.Y., Rauch M. Effect of process parameters on track geometry, microstructural evolution on 316L stainless steel multi-layer clads // Mater. Sci. Eng. B Solid-State Mater. Adv. Technol. Elsevier, 2020. Vol. 259, № October 2018. P. 114583.

51. Zhong C. et al. Experimental study of effects of main process parameters on porosity, track geometry, deposition rate, and powder efficiency for high deposition rate laser metal deposition // J. Laser Appl. 2015. Vol. 27, № 4. P. 042003.

52. Jacob G., Jacob G. Prediction of Solidification Phases in Cr-Ni Stainless Steel Alloys Manufactured by Laser Based Powder Bed Fusion Process NIST Advanced Manufacturing Series 100-14 Prediction of Solidification Phases in Cr-Ni Stainless Steel Alloys Manufactured by Laser B.

53. Kocabekir B. et al. An effect of heat input, weld atmosphere and weld cooling conditions on the resistance spot weldability of 316L austenitic stainless steel // J. Mater. Process. Technol. 2008. Vol. 195, № 1-3. P. 327-335.

54. Park J.S. et al. Effect of Energy Input on the Characteristic of AISI H13 and D2 Tool Steels Deposited by a Directed Energy Deposition Process // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. Springer US, 2016. Vol. 47, № 5. P. 25292535.

55. Ma M., Wang Z., Zeng X. A comparison on metallurgical behaviors of 316L stainless steel by selective laser melting and laser cladding deposition // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier, 2017. Vol. 685. P. 265-273.

56. Zhang K. et al. Characterization of stainless steel parts by Laser Metal Deposition Shaping // Mater. Des. Elsevier Ltd, 2014. Vol. 55. P. 104-119.

57. Gale J., Achuhan A. Application of ultrasonic peening during DMLS production of 316L stainless steel and its effect on material behavior // Rapid Prototyp. J. 2017. Vol. 23, № 6. P. 1185-1194.

58. Saeidi K. et al. Transformation of austenite to duplex austenite-ferrite assembly in annealed stainless steel 316L consolidated by laser melting // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2015. Vol. 633. P. 463-469.

59. Ziçtala M. et al. The microstructure, mechanical properties and corrosion resistance of 316 L stainless steel fabricated using laser engineered net shaping // Mater. Sci. Eng. A. 2016. Vol. 677. P. 1-10.

60. Yang N. et al. Process-Structure-Property Relationships for 316L Stainless Steel

Fabricated by Additive Manufacturing and Its Implication for Component Engineering // J. Therm. Spray Technol. 2017. Vol. 26, № 4. P. 610-626.

61. Wang Z., Palmer T.A., Beese A.M. Effect of processing parameters on microstructure and tensile properties of austenitic stainless steel 304L made by directed energy deposition additive manufacturing // Acta Mater. Elsevier Ltd, 2016. Vol. 110. P. 226-235.

62. Boisselier D., Sankare S. Influence of Powder Characteristics in Laser Direct Metal Deposition of SS316L for Metallic Parts Manufacturing // Phys. Procedia. 2012. Vol. 39. P. 455-463.

63. Susan D.F. et al. Quantitative characterization of porosity in stainless steel LENS powders and deposits // Mater. Charact. 2006. Vol. 57, № 1. P. 36-43.

64. King W.E. et al. Observation of keyhole-mode laser melting in laser powder-bed fusion additive manufacturing // J. Mater. Process. Technol. Elsevier B.V., 2014. Vol. 214, № 12. P. 2915-2925.

65. Григорьянц А.Г., Шиганов И.Н., Мисюров А.И. Технологиеские процессы лазерной обработки / ed. Григорьянц А.. Москва: МГТУ им. Н.Э. Баумана, 2006. 332 p.

66. Пересторонин А.В. Технология лазерной поверхностной модификации бандажных сталей карбидом вольфрама. дис. ... канд. наук. МГТУ им.Н.Э. Баумана, 2019. 170 p.

67. G-код (NC-код) [Electronic resource] // https://www.dreambird.ru/useful/definitions/g-code/.

68. AZoM. Stainless steel -Grade 316L-Properties Fabrication and Applicatio (UNS S31603) [Electronic resource] // https://www.azom.com/article.aspx?ArticleID=2382. 2004.

69. Vanta [Electronic resource] // https://www.olympus-ims.com/en/vanta/.

70. Umezawa M., Sugasawa H. the LA-960 Laser Diffraction/Scattering Particle Size Distribution Analyzer // Acta Hortic. 2013. № 242. P. 92-96.

71. Versatile automatic and manual cut-off machine in one [Electronic resource] // http://www.priniotakis.gr/catalog2/manuals/Discotom_6BrochureEnglish.pdf.

2010.

72. The fastest way to mounting and increased productive capacity [Electronic resource] // http://www.priniotakis.gr/catalog2.

73. Grigoryants A.G. et al. A device for removing metal from the weld pool when studying the shape of the weld pool // Weld. Int. Taylor & Francis, 2017. Vol. 31, № 10. P. 814-816.

74. Misiurov A., Perestoronin A. Weldpool shape investigation in fiber laser welding of Cr-Ni-Mn-N austenitic steel // J. Phys. Conf. Ser. 2018. Vol. 1109, № 1.

75. Настольная испытательная машина Quasar 50 [Electronic resource] // https://galdaЫni.m/машины-настольного-исполнения-quasar-50/. 2018.

76. Schoinochoritis B., Chantzis D., Salonitis K. Simulation of metallic powder bed additive manufacturing processes with the finite element method: A critical review // Proc. Inst. Mech. Eng. Part B J. Eng. Manuf. 2017. Vol. 231, № 1. P. 96-117.

77. Adhitan R.K., Raghavan N. Transient Thermo-mechanical Modeling of stress Evolution and Re-melt Volume Fraction in Electron Beam Additive Manufacturing Process // Procedia Manuf. The Author(s), 2017. Vol. 11, № June. P.571-583.

78. Shi Q. et al. Effects of laser processing parameters on thermal behavior and melting/solidification mechanism during selective laser melting of TiC/Inconel 718 composites // Opt. Laser Technol. Elsevier, 2016. Vol. 84. P. 9-22.

79. Захра М. et al. Особенности получения тонкостенных структур из нержавеющей стали методом коаксиального лазерного плавления. 2019. P. 12-15.

80. Рыков В.В. Математиеская статистика и планирование эксперимента. Москва: РГУ нефти и газа им. И.М.Губкина, 2009. 303 p.

81. Сидняев Н.И. Статистический Анализ И Теория Планирования Эксперимента. Москва: МГТУ им. Н. Э. Баумана, 2017. 195 p.

82. Таблица Распределения Стьюдента.

83. Назаров Н.Г. Измерения: планирование и обработка результатов. Москва: М.: Изд-во стандартов, 2000. 304 p.

84. З. Мианджи, М.В. Таксанц, А.А. Холопов А.И.М. Регрессионные модели показателей технологического процесса послойного выращивания изделия из порошка стали 316L методом коаксиального лазерного плавления // Известия выших учебных заведений. Машиностроение. 2021. Vol. 6, № 6 (735). P. 13-22.

85. Liu Y., Zhang J., Pang Z. Numerical and experimental investigation into the subsequent thermal cycling during selective laser melting of multi-layer 316L stainless steel // Opt. Laser Technol. Elsevier Ltd, 2018. Vol. 98. P. 23-32.

86. Pant P. et al. A bottom-up approach to experimentally investigate the deposition of austenitic stainless steel in laser direct metal deposition system // J. Brazilian Soc. Mech. Sci. Eng. Springer Berlin Heidelberg, 2020. Vol. 42, № 2.

87. Baykasoglu C. et al. Predicting Microstructure Evolution during Directed Energy Deposition Additive Manufacturing of Ti-6Al-4V // J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 2018. Vol. 140, № 5.

88. Jayanath S., Achuthan A. A Computationally Efficient Finite Element Framework to Simulate Additive Manufacturing Processes // J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 2018. Vol. 140, № 4.

89. Ning J. et al. Analytical modeling of in-process temperature in powder bed additive manufacturing considering laser power absorption, latent heat, scanning strategy, and powder packing // Materials (Basel). 2019. Vol. 12, № 5. P. 1-16.

90. V. A. Kostin G.M.G. Simulation of the additive process of forming 3D products from HSLA steel 09G2s // E. O. Pat. Electr. Weld. Inst. NAS Ukarine. 2017.

91. Tao W., Lingchao Q., Jiaqi L. Parameter analysis of thermal behavior during laser melting of Ti-6Al-4V alloy powder // Int. J. Adv. Manuf. Technol. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2019. Vol. 104, № 5-8. P. 2875-2885.

92. Tabernero I. et al. Modelling of energy attenuation due to powder flow-laser beam interaction during laser cladding process // J. Mater. Process. Technol. Elsevier B.V., 2012. Vol. 212, № 2. P. 516-522.

93. Foroozmehr A. et al. Finite Element Simulation of Selective Laser Melting

process considering Optical Penetration Depth of laser in powder bed // Mater. Des. Elsevier B.V., 2016. Vol. 89. P. 255-263.

94. Yin J. et al. Simulation of temperature distribution in single metallic powder layer for laser micro-sintering // Comput. Mater. Sci. Elsevier B.V., 2012. Vol. 53, № 1. P. 333-339.

95. Ding L. et al. Investigation on Ti-6Al-4V microstructure evolution in selective laser melting // Metals (Basel). 2019. Vol. 9, № 12.

96. Amine T., Newkirk J.W., Liou F. An investigation of the effect of laser deposition parameters on characteristics of multilayered 316 L deposits // Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2014. Vol. 73, № 9-12. P. 1739-1749.

97. З. Мианджи А.А.Х. Численное и экспериментальное исследования тепловых процессов при выращивании тонкостенных деталей методом коаксиального лазерного плавления металла из нержавеющей стали 316L // Известия выших учебных заведений. Машиностроение. 2021. Vol. 7, № 7 (736). P. 19-29.

98. Zhang C. et al. Additive manufacturing of functionally graded materials: A review // Mater. Sci. Eng. A. Elsevier B.V., 2019. Vol. 764, № May. P. 138209.

99. Gan Z. et al. Surface-active element transport and its effect on liquid metal flow in laser-assisted additive manufacturing // Int. Commun. Heat Mass Transf. Elsevier, 2017. Vol. 86, № June. P. 206-214.

100. Qi H., Mazumder J., Ki H. Numerical simulation of heat transfer and fluid flow in coaxial laser cladding process for direct metal deposition // J. Appl. Phys. 2006. Vol. 100, № 2.

101. Li L., Huang Y. Interaction of Laser beam, Powder Stream and Molten Pool in Laser Deposition Processing with Coaxial Nozzle // J. Phys. Conf. Ser. 2018. Vol. 1063, № 1.

102. Ye Q., Chen S. Numerical Modeling of Metal-Based Additive Manufacturing Using Level Set Methods // J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 2017. Vol. 139, № 7.

103. Gan Z. et al. Modeling of thermal behavior and mass transport in multi-layer laser additive manufacturing of Ni-based alloy on cast iron // Int. J. Heat Mass Transf.

Elsevier Ltd, 2017. Vol. 111. P. 709-722.

104. Liu F.Q. et al. On the varieties of build features during multi-layer laser directed energy deposition // Addit. Manuf. Elsevier, 2020. Vol. 36, № April. P. 101491.

105. Zhang L.J. et al. Effect of the process parameters on the three-dimensional shape of molten pool during full-penetration laser welding process // Int. J. Adv. Manuf. Technol. 2016. Vol. 86, № 5-8. P. 1273-1286.

106. Peyre P. et al. Analytical and numerical modelling of the direct metal deposition laser process // J. Phys. D. Appl. Phys. 2008. Vol. 41, № 2.

107. Amine T., Newkirk J.W., Liou F. Investigation of effect of process parameters on multilayer builds by direct metal deposition // Appl. Therm. Eng. Elsevier Ltd, 2014. Vol. 73, № 1. P. 500-511.

108. Zheng B. et al. Thermal behavior and microstructural evolution during laser deposition with laser-engineered net shaping: Part I. Numerical calculations // Metall. Mater. Trans. A Phys. Metall. Mater. Sci. 2008. Vol. 39, № 9. P. 22282236.

109. Tang Y.J., Zhang Y.Z., Liu Y.T. Numerical and experimental investigation of laser additive manufactured Ti2AlNb-based alloy // J. Alloys Compd. Elsevier B.V., 2017. Vol. 727. P. 196-204.

110. Zhang Y., Huang W. Comparisons of 304 austenitic stainless steel manufactured by laser metal deposition and selective laser melting // J. Manuf. Process. Elsevier, 2020. Vol. 57, № June. P. 324-333.

111. Wang L., Felicelli S. Process modeling in laser deposition of multilayer SS410 steel // J. Manuf. Sci. Eng. Trans. ASME. 2007. Vol. 129, № 6. P. 1028-1034.

112. Zhang Y., Yu G., He X. Numerical study of thermal history in laser aided direct metal deposition process // Sci. China Physics, Mech. Astron. 2012. Vol. 55, № 8. P.1431-1438.

113. Lee Y. Simulation of Laser Additive Manufacturing and its Applications // Ohio State Univ. 2015. Vol. 0, № 0.

114. Carcel B. et al. <title>Improved laser metal deposition (LMD) of nickel base superalloys by pyrometry process control</title> // XVIII Int. Symp. Gas Flow,

Chem. Lasers, High-Power Lasers. 2010. Vol. 7751, № November 2010. P. 775123-775123-775129.

115. Peng L. et al. Direct laser fabrication of thin-walled metal parts under open-loop control // Int. J. Mach. Tools Manuf. 2007. Vol. 47, № 6. P. 996-1002.

116. Zhu G. et al. The influence of laser and powder defocusing characteristics on the surface quality in laser direct metal deposition // Opt. Laser Technol. Elsevier, 2012. Vol. 44, № 2. P. 349-356.

117. Qi T. et al. Selective laser melting of Al7050 powder: Melting mode transition and comparison of the characteristics between the keyhole and conduction mode // Mater. Des. Elsevier Ltd, 2017. Vol. 135. P. 257-266.

118. Townsend A. et al. Surface texture metrology for metal additive manufacturing: a review // Precis. Eng. Elsevier Inc., 2016. Vol. 46. P. 34-47.

119. Ding Y., Warton J., Kovacevic R. Development of sensing and control system for robotized laser-based direct metal addition system // Addit. Manuf. Elsevier B.V., 2016. Vol. 10. P. 24-35.

120. He W. et al. In-situ monitoring and deformation characterization by optical techniques; part I: Laser-aided direct metal deposition for additive manufacturing // Opt. Lasers Eng. Elsevier Ltd, 2019. Vol. 122, № April. P. 74-88.

121. Liu Z. et al. Effects of deposition variables on molten pool temperature during laser engineered net shaping of Inconel 718 superalloy // Int. J. Adv. Manuf. Technol. The International Journal of Advanced Manufacturing Technology, 2019. Vol. 102, № 1-4. P. 969-976.

122. Fotovvati B. et al. A Review on Melt-Pool Characteristics in Laser Welding of Metals // Adv. Mater. Sci. Eng. 2018. Vol. 2018.

123. Rosa B., Mognol P., Hascoët J. Laser polishing of additive laser manufacturing surfaces // J. Laser Appl. 2015. Vol. 27, № S2. P. S29102.

124. Tian Y. et al. Material interactions in laser polishing powder bed additive manufactured Ti6Al4V components // Addit. Manuf. Elsevier B.V., 2018. Vol. 20. P.11-22.

125. Volpp J. et al. Powder particle attachment mechanisms onto liquid material //

Procedia CIRP. Elsevier B.V., 2018. Vol. 74. P. 140-143.

126. Xin B. et al. Microstructure and mechanical properties of thin-wall structure by hybrid laser metal deposition and laser remelting process // Opt. Laser Technol. Elsevier Ltd, 2020. Vol. 127, № January. P. 106087.

127. Xin B. et al. Effect of laser remelting on cladding layer of inconel 718 superalloy formed by laser metal deposition // Materials (Basel). 2020. Vol. 13, № 21. P. 113.

128. Lambarri J. et al. Laser surface smoothing of nickel-based superalloys // Phys. Procedia. Elsevier Srl, 2013. Vol. 41. P. 255-265.

129. Pfefferkorn F.E. et al. Improving surface finish in pulsed laser micro polishing using thermocapillary flow // CIRP Ann. - Manuf. Technol. CIRP, 2013. Vol. 62, № 1. P. 203-206.

130. Kumstel J., Kirsch B. Polishing titanium- and nickel-based alloys using cw-laser radiation // Phys. Procedia. Elsevier Srl, 2013. Vol. 41. P. 362-371.

131. Morville S. et al. 2D longitudinal modeling of heat transfer and fluid flow during multilayered direct laser metal deposition process // J. Laser Appl. 2012. Vol. 24, № 3. P. 032008.

132. Xi W. et al. Effect of laser re-melting on geometry and mechanical properties of YCF102 cladding layer // Surf. Coatings Technol. Elsevier B.V., 2021. Vol. 408, № December 2020. P. 126789.

133. Du L. et al. Relation of thermal behavior and microstructure evolution during multi-track laser melting deposition of Ni-based material // Opt. Laser Technol. Elsevier Ltd, 2018. Vol. 108. P. 207-217.

134. Batti A.F. et al. Induction Furnace with Rotational Symmetry. P. 1-13.

135. Sun G. et al. Evaluation of defect density, microstructure, residual stress, elastic modulus, hardness and strength of laser-deposited AISI 4340 steel // Acta Mater. Acta Materialia Inc., 2015. Vol. 84. P. 172-189.

136. Вейбулл В. Усталостные испытания и анализ их результатов. Машиностроение, 1964. 275 p.

137. Michaleris P. Modeling metal deposition in heat transfer analyses of additive

manufacturing processes // Finite Elem. Anal. Des. Elsevier, 2014. Vol. 86. P. 5160.

138. Amine T., Newkirk J.W., Liou F. An investigation of the effect of direct metal deposition parameters on the characteristics of the deposited layers // Case Stud. Therm. Eng. Elsevier, 2014. Vol. 3. P. 21-34.

139. Mostafa A. et al. Structure, texture and phases in 3D printed IN718 alloy subjected to homogenization and HIP treatments // Metals (Basel). 2017. Vol. 7, № 6. P. 123.

140. Xu X.X. et al. Adaptation facilitates spatial discrimination for deviant locations in the thalamic reticular nucleus of the rat // Neuroscience. IBRO, 2017. Vol. 365, № September. P. 1-11.

141. Kim T.H. et al. Effect of laser rescanning on microstructure and mechanical properties of direct energy deposited AISI 316L stainless steel // Surf. Coatings Technol. Elsevier B.V, 2021. Vol. 405. P. 126540.