Прямая печать с джоулевым нагревом: электрический метод аддитивного производства для изготовления конструкций в космосе

Потребность в производстве непосредственно в космосе стимулирует разработку компактных и энергоэффективных технологий аддитивного производства (АП) металлов. В этой работе предложен и исследован новый процесс аддитивного производства с джоулевым нагревом (Joule-Heating Additive Manufacturing, JHAM), основанный на эффекте Джоуля-Ленца и предназначенный для прямого формирования металлических конструкций. Для моделирования многослойного осаждения проволоки из нержавеющей стали 304 разработана полностью связанная термоэлектромеханическая конечно-элементная модель. Она раскрывает эволюцию характерного температурного поля в форме бивня, а также влияние силы тока, скорости и ширины контакта. Экспериментально изготовлены однопроходные пятислойные стенки; систематически изучено влияние параметров процесса на макроструктуру, геометрию (ширину, высоту и коэффициент перекрытия), шероховатость поверхности (Ra, Rz) и твердость поперечного сечения. Наилучшее макроскопическое качество получено при токе 120 А, скорости 200 мм/мин и ширине контакта 1,0 мм. С увеличением тока ширина формируемого валика и коэффициент перекрытия возрастают, а высота уменьшается. Увеличение скорости, напротив, снижает ширину и перекрытие, но увеличивает высоту. Шероховатость поверхности и твердость изменяются немонотонно; минимальное значение Ra составило 0,142 мкм. Расчетные и экспериментально измеренные напряжения хорошо согласуются, подтверждая корректность мультифизической модели: расхождение не превышает 10%. Благодаря низкому энергопотреблению (менее 1 кВт) и простой архитектуре JHAM представляет интерес для орбитального изготовления металлических компонентов.

Введение

Развитие длительных космических экспедиций и создание внеземных поселений требуют перехода от наземного производства к изготовлению изделий на орбите и по мере необходимости [1-4]. Такой переход необходим из-за жестких ограничений на массу и объем полезной нагрузки, а также связанных с запуском затрат. Аддитивное производство широко рассматривается как одна из ключевых технологий этого перехода, поскольку позволяет ремонтировать, перерабатывать и изготавливать критически важные компоненты непосредственно на месте [5-9].
Космические агентства, включая NASA, ESA и Китайское агентство пилотируемых космических полетов, ведут программы по адаптации АП к условиям космоса [10, 11]. Общая цель состоит в переходе от принципа «доставить все необходимое» к принципу «изготовить необходимое на месте» [12, 13]. В исследованиях уже рассматривались разные космические применения АП – от электронно-лучевого свободного формообразования и микрокапельной струйной печати до формования полимеров при переменной гравитации и изготовления космических ферм [14-20].
Распространенные наземные источники тепла для металлического АП – лазеры [21-26], электрические дуги [27-32], электронные пучки [33-38] и плазменные дуги [39, 40] – создают трудности при использовании в космосе, включая высокое энергопотребление, сложную оптику и требования к вакууму. Для устранения этих ограничений мы предлагаем технологию аддитивного производства с джоулевым нагревом (JHAM). В соответствии с законом Джоуля-Ленца электрическое сопротивление самой металлической проволоки используется как источник тепла для плавления. Такой подход отличается простотой, низким энергопотреблением, компактностью и независимостью от силы тяжести.
Предыдущие исследования аддитивного производства на основе резистивного нагрева были посвящены механизмам плавления проволоки, переноса капель и формирования одиночного слоя. Однако мультифизические явления, определяющие многослойное осаждение, включая динамическое тепловыделение, сложную тепловую историю и их влияние на геометрию, качество поверхности и механические свойства, остаются изученными недостаточно. Численное моделирование процесса осложняется движущейся зоной контакта и сильной связью электрического, теплового и механического полей.
В нашей предыдущей работе [41] была показана возможность переноса капель одного слоя за счет джоулева нагрева, но не рассматривались накопительные тепловые эффекты и устойчивость конструкции, необходимые для трехмерного производства. Настоящее исследование развивает этот подход: основное внимание уделено многослойному осаждению, а в качестве инструмента горячего накатывания непосредственно в процессе используется непрерывно движущийся ролик (рис. 1).

Экспериментальная установка

Однопроходные пятислойные стенки изготавливали из проволоки нержавеющей стали 304 диаметром 0,3 мм. Верхним электродом служил ролик из медного сплава с наружным диаметром 12 мм, внутренним диаметром 6 мм и толщиной 8 мм. Пружинная система натяжения поддерживала постоянное механическое контактное усилие 0,3 Н в течение всего осаждения. Это обеспечивало стабильную электропроводность и одновременно описанный выше эффект выглаживания непосредственно в процессе.
В табл. 4 приведены дискретные значения параметров, использованные в первоначальном конечно-элементном моделировании для определения технологического окна. При экспериментальной проверке исследовали более широкий непрерывный диапазон параметров, чтобы систематически проследить изменение морфологии. Установка включала вакуумную камеру, механизм подачи проволоки и источник питания (рис. 2a). Шероховатость поверхности измеряли конфокальным лазерным сканирующим микроскопом Keyence VK-X200 (Япония) в точках, обозначенных на рис. 2b.

Численное моделирование

Для моделирования послойного осаждения пяти слоев металлической проволоки разработана нестационарная трехмерная конечно-элементная модель (рис. 3a). Сетка показана на рис. 3b. Процесс разбит на семь этапов анализа: приложение давления, выдержка, подача тока, движение ролика (осаждение), отключение тока, охлаждение и снятие давления (рис. 3c). Модель учитывает температурную зависимость свойств материалов (табл. 1-3) и контактное сопротивление. Параметры процесса приведены в табл. 4.

Для корректного описания плавления и затвердевания проволоки из стали 304 фазовый переход и соответствующая скрытая теплота учитывались методом эквивалентной теплоемкости. Скрытая теплота плавления L = 260 кДж/кг распределена по температурному интервалу между солидусом и ликвидусом – от T_s = 1400 °C до T_l = 1450 °C. Это обеспечивает сохранение энергетического баланса при переходе из твердого состояния в жидкое в расчетах температурного поля.
Контактное сопротивление на границах ролик-проволока и проволока-подложка играет ключевую роль в джоулевом тепловыделении. Как показано в табл. 3, электрическое контактное сопротивление задано как температурно-зависимая величина. По мере роста локальной температуры оно постепенно уменьшается, что физически соответствует размягчению материала, увеличению фактической площади контакта при постоянном давлении и последующему плавлению на границе раздела.
Поскольку моделировалась космическая вакуумная среда, конвективный теплообмен полностью исключен. Отвод тепла происходит только за счет теплопроводности в твердых телах и теплового излучения в окружающую среду. Граничное условие излучения по закону Стефана-Больцмана задано на всех свободных поверхностях при температуре окружающей среды 20 °C. Коэффициент излучения ε принят равным 0,4 для нержавеющей стали и 0,6 для медного ролика. В механической постановке нижняя поверхность подложки полностью закреплена, а верхний ролик создает динамическое механическое давление.
Перед основными расчетами для обеспечения точности при приемлемых вычислительных затратах проведена проверка сходимости сетки. Для зоны осаждения оценили три плотности сетки. Уменьшение минимального размера элемента ниже 0,1 мм изменяло максимальную температуру менее чем на 5%. Поэтому в зоне осаждения использовали сетку с минимальным размером элемента 0,1 мм, достаточную для точного описания локальных крутых температурных градиентов.

Таблица 1. Механические свойства материалов.

Таблица 2. Теплофизические параметры материалов.

Таблица 3. Контактные коэффициенты для пар нержавеющая сталь-нержавеющая сталь и нержавеющая сталь-медный сплав.

Таблица 4. Параметры, выбранные для моделирования JHAM.

Результаты и обсуждение

Эволюция температурного поля

Рассчитанная эволюция температурного поля показывает характерный профиль в форме бивня (рис. 4). Во время движения ролика зона максимальной температуры не остается неподвижной: сначала она возникает на границе контакта нового, пятого, и предыдущего, четвертого, слоя, а затем смещается назад относительно движения ролика. Асимметричный профиль формируется под действием конкурирующих механизмов теплопереноса. Медный ролик служит мощным теплоотводом и вызывает быстрое охлаждение в передней части контакта. В вакууме отсутствие конвективного теплообмена принципиально меняет характер отвода тепла. Спереди основным теплоотводом остается медный ролик, а сзади тепло удаляется только излучением и теплопроводностью через выращенную стенку. Из-за этого за движущимся роликом локально накапливается тепло, что и формирует асимметричное бивнеобразное поле. Направленный тепловой поток стабилизирует осаждение, препятствуя повторному расплавлению ранее затвердевших слоев. Под роликом изотермические поверхности расположены плотно из-за быстрого отвода тепла, а позади него – реже из-за остаточного тепла, что создает вытянутый асимметричный профиль.
Бивнеобразное температурное поле связано с увеличением числа слоев проволоки. Если теплоперенос и излучение не учитывать, тепло выделяется только в зоне контакта под роликом и перемещается вместе с ним (рис. 5a). Если учесть теплоперенос и излучение, но исключить теплообмен между роликом и подложкой, температурное поле отстает от движения ролика (рис. 5b). При учете теплообмена ролик-подложка (рис. 5c) большой объем ролика приводит к тому, что зона A отдает ему большую часть тепла и оказывается холоднее зоны тепловыделения. Зона C теплее зоны A благодаря суммарному воздействию ранее накопленного и текущего тепла. Зона B, несмотря на аналогичное комбинированное нагревание, отдает ролику больше тепла, чем передает вниз, поэтому она холоднее зоны C. Зона D расположена ближе к источнику тепла и немного теплее зоны C. В результате температуры располагаются в порядке A < B < C < D, образуя поле, показанное на рис. 5d.
Параметрическое исследование количественно определило влияние тока I, скорости V и ширины контакта W на максимальную температуру и протяженность зоны расплава (рис. 6, табл. 4). В исследованном диапазоне увеличение тока на каждые 10 А повышало максимальную температуру примерно на 300 °C. Увеличение скорости на 100 мм/мин снижало ее примерно на 150 °C, поскольку уменьшалось время нагрева единицы длины. Увеличение ширины контакта на 0,2 мм снижало максимальную температуру приблизительно на 200 °C из-за уменьшения плотности тока при неизменной силе тока.
Моделирование позволило определить технологические окна, в которых нагрев достаточен для расплавления и соединения слоев, но не настолько велик, чтобы вызвать обрушение конструкции или чрезмерное повторное плавление нижних слоев.

Анализ макроструктуры и геометрии

На рис. 7 показан макроскопический вид сверху однопроходных пятислойных стенок, изготовленных при разных параметрах: токе 100-140 А, скорости 100-300 мм/мин и ширине контакта 0,6-1,4 мм. Наилучшее макроскопическое качество – плоская поверхность без деформаций и зазоров – получено при токе 120 А, скорости 200 мм/мин и ширине контакта 1,0 мм. Отклонения от этих значений заметно ухудшали качество формирования. Изменение тока или ширины контакта влияло на степень расплавления проволоки: при недостаточном расплавлении ухудшалось сцепление, а при чрезмерном происходило обрушение. Изменение скорости осаждения нарушало стабильность формирования слоев и приводило к неоднородному качеству поверхности.
Влияние тока, скорости и ширины контакта на морфологию поперечного сечения, размеры и коэффициент перекрытия однопроходных многослойных стенок показано на рис. 8a-c. В определенном диапазоне постепенное увеличение тока увеличивает ширину стенки и одновременно уменьшает ее высоту. Изменение ширины выражено значительно слабее изменения высоты, а коэффициент перекрытия постепенно растет из-за усиления тепловыделения при большем токе. Физически увеличение тока повышает джоулево тепловыделение Q = I²Rt и температуру ванны расплава. При этом уменьшаются вязкость и поверхностное натяжение жидкого металла, улучшаются его текучесть и смачиваемость. Расплав легче растекается по подложке, формируя более широкий валик меньшей высоты.
Увеличение скорости заметно снижает степень соединения слоев: ширина уменьшается, а высота возрастает. Причиной служит снижение погонной энергии, то есть числа джоулей на миллиметр. При меньшей тепловой энергии на единицу длины объем ванны расплава сокращается, а затвердевание ускоряется. Металл затвердевает до того, как успевает полностью растечься в стороны, поэтому формируется более узкий и высокий валик. Увеличение ширины контакта повышает только высоту; ширина стенки и коэффициент перекрытия при этом уменьшаются. Особенно заметный эффект наблюдался при переходе от 0,9 к 1,0 мм: коэффициент перекрытия снизился на 38,71% относительно предыдущего значения. Это связано с увеличением площади контакта и снижением плотности тока, из-за чего тепловыделение распределяется по большей площади, а степень расплавления проволоки уменьшается.

Анализ шероховатости и твердости

Качество контактной поверхности особенно важно для JHAM, поскольку непосредственно влияет на тепловыделение в системе. На рис. 9a-d показаны точки и результаты измерения шероховатости однопроходной многослойной стенки. Из-за ступенчатого эффекта размеры боковой поверхности сильно меняются, поэтому анализ ее шероховатости не является определяющим. Измерения проводили только на верхней поверхности; минимальное значение Ra составило 0,142 мкм. Следует подчеркнуть, что оно относится исключительно к верхней поверхности. Такая гладкость возникает не сама по себе при плавлении проволоки, а благодаря горячему выглаживанию непосредственно в процессе. Медный ролик непрерывно прижимает полурасплавленный металл, выравнивая неровности до окончательного затвердевания и фактически выполняя встроенную финишную обработку. На боковых поверхностях сохраняется ступенчатость, характерная для послойного производства.
На рис. 9e и f показано влияние разных параметров на шероховатость Ra и Rz, а также на твердость поперечного сечения. Во всех трех группах при увеличении параметров Ra и Rz сначала уменьшаются, а затем возрастают. Твердость также изменяется немонотонно: вначале она увеличивается по мере того, как параметры обеспечивают более плотное соединение слоев, но при чрезмерном тепловложении начинает снижаться. Разупрочнение связано с ростом зерна в соответствии с зависимостью Холла-Петча. Длительная выдержка при высокой температуре и замедленное охлаждение в вакууме способствуют укрупнению зерна, уменьшают плотность границ зерен и, следовательно, сопротивление деформации. Детальный EBSD-анализ выходит за рамки этой работы, однако наблюдаемые изменения твердости согласуются с такими термически обусловленными изменениями микроструктуры. Для однозначного сопоставления твердости и эволюции размера зерна в рамках зависимости Холла-Петча необходимы дальнейшие микроструктурные исследования.
Кроме того, трехмерное сканирование поверхности однопроходной многослойной стенки на рис. 9(g) показывает непрерывную и плоскую морфологию без заметных макроскопических дефектов, таких как непроплавленные зазоры или сильное коробление. Эта макроскопическая целостность дополнительно подтверждает технологическую осуществимость процесса JHAM.

Проверка модели

Ключевой этап проверки мультифизической модели – сопоставление электрического отклика. На рис. 9h приведены расчетное и экспериментально измеренное напряжения между роликом и подложкой при осаждении с током I = 120 А и скоростью V = 200 мм/мин. Расчетное напряжение остается стабильным и составляет около 600 мВ, что отражает стационарное контактное сопротивление в модели. Экспериментальное напряжение колеблется вокруг этого уровня, приблизительно в диапазоне 550-650 мВ, что ожидаемо из-за небольших изменений контактного давления и состояния поверхности в реальном времени.
Корректность мультифизической модели подтверждается как электрическими, так и геометрическими характеристиками. Средняя ошибка напряжения остается ниже 10%, а сопоставление расчетных размеров ванны расплава с экспериментальными поперечными сечениями валиков показывает хорошее соответствие геометрических тенденций. Модель правильно предсказывает расширение зоны сплавления с ростом тока и ее сужение с увеличением скорости. Это подтверждает способность модели описывать термомеханическую связь во время осаждения и прогнозировать процесс JHAM.

Заключение

В работе комплексно исследован процесс аддитивного производства с джоулевым нагревом (JHAM) на основе связанного мультифизического моделирования и экспериментальной проверки. Основные выводы:
1. Численная модель успешно предсказывает образование характерного бивнеобразного температурного поля при многослойном осаждении. Оно возникает в результате динамического баланса между локальным джоулевым нагревом, отводом тепла в ролик и накоплением тепла в формируемом валике.
2. Параметры процесса – ток, скорость и ширина контакта – определяют максимальную температуру, размер ванны расплава и, следовательно, геометрическую точность стенки. Для нержавеющей стали 304 оптимальная макроскопическая морфология получена при 120 А, 200 мм/мин и ширине 1,0 мм.
3. Увеличение тока повышает ширину и степень межслойного сплавления, то есть перекрытие, но уменьшает высоту. Увеличение скорости снижает ширину и перекрытие, но может увеличить высоту. Увеличение ширины контакта повышает высоту, одновременно уменьшая ширину и перекрытие.
4. Шероховатость поверхности Ra и Rz и микротвердость поперечного сечения немонотонно зависят от параметров процесса, что указывает на наличие оптимальных технологических окон для качества поверхности и механических свойств. Хорошее совпадение расчетных и экспериментальных сигналов напряжения подтверждает достоверность связанной электротепловой модели.
5. JHAM сочетает низкую мощность – менее 1 кВт, простоту и независимость от силы тяжести, что делает процесс перспективным для производства в космосе. Дальнейшая работа будет посвящена многоматериальной печати, управлению микроструктурой и изготовлению более сложных трехмерных деталей.

Литература

1. N. Werkheiser,Overview of NASA initiatives in 3D printing and additive manufacturing. DOD Maintenance Symposium. (M15-4252) (2014).
2. Liu, Y., Zhou, J. & Zhang, X. Application and prospect of additive manufacturing technology in manned space engineering. J. Beijing Univ. Aeronaut. Astronaut. 49(1), 83–91 (2023) ((in Chinese)).
3. Chinese Society of Astronautics. Scientific and technical problems in the field of astronautics in 2020 were published 2020-09-18.
4. 2022 China’s Space Program: A 2021 Perspective. The State Council Information Office of the People’s Republic of China.
5. M. Johnston, M. Werkheiser, K. Cooper,M. Snyder,J. Edmunson, 3D printing in Zero-G ISS technology demonstration. AIAA SPACE 2014 Conference and Exposition, San Diego 4470 (2014).
6. T. Prater,Q. Bean,N. Werkheiser,3D printing in Zero G technology demonstration mission: summary of on-orbit operations, material testing and future work. NASA Technical Reports Server M16- 559 (2016).
7. Prater, T., Werkheiser, N. & Ledbetter, F. Summary Report on Phase I and Phase II Results from the 3D Printing in Zero-G Technology Demonstration Mission (NASA Technical Reports Server, 2018).
8. Prater, T. et al. Analysis of specimens from phase I of the 3D printing in Zero G technology demonstration mission. Rapid Prototyp. J. 23(6), 1212–1225 (2017).
9. Prater, T. et al. 3D printing in Zero G technology demonstration mission: complete experimental results and summary of related material modeling efforts. Int. J. Adv Manuf. Technol. 101(1), 391–417 (2019).
10. G. Musso,G. Lentini,L. Enrietti,C. Volpe,E. P. Ambrosio,M. Lorusso,G. Mascetti,G. Valentini ,Portable on orbit printer 3D: 1st European additive manufacturing machine on international space station 643-655 (2016).
11. Chen, Y. et al. Research progress of spatial 3D printing of composites.. Compos. Sci. Eng. 6, 122–128 (2022) ((in Chinese)).
12. H. Robert,C. Jesse,J. Greg,S. Jeffrey,D. Robert,A. Steve,SpiderFab: Process for on-orbit construction of kilometer-scale apertures: HQ-E-DAA-TN62833,NASA Technical Reports Server (2018).
13. S. Patane, E. R. Joyce, M. P. Snyder ,P. Shestople,Archinaut: In-space manufacturing and assembly for next-generation space habitats 522 (2017).
14. R. Hafley, K. Taminger,R. Bird,Electron beam freeform fabrication in the space environment 1154 (2007).
15. Zocca, A. et al. Enabling the 3D printing of metal components in μ‐gravity.. Adv. Mater. Technol. 4(10), 1900506 (2019).
16. J. Haung,J. Luo,K. Zhang,J. Cui,H. Yi,L. Qi,Development of a metal micro-droplet ejecting equipment for manipulation jetting trajectory,IEEE 101-104 (2018).
17. Wang Zhen, Z., Li, X., Gong, W. & Qi, J. Experimental study on FDM variable gravity forming,. New Technol. New Process. 12, 33–36 (2018) ((in Chinese)).
18. Chen, J., Ding, N., Li, Z. & Wang, W. Organic polymer materials in the space environment. Prog. Aerosp. Sci. 83, 37–56 (2016).
19. Yang, J., Li, J., Wu Wenjie, W. & Yu, N. Research status and prospect of on-orbit additive manufacturing technology for large space truss,. Mater. Rev. 35(03), 3159–3167 (2019).
20. Yan, J. et al. Research of materials and manufacturing technology system for on-orbit manufacturing,E3S web of conferences. EDP Sci. 385, 01015 (2023).
21. Li, E., Zhou, Z., Wang, L., Zou, R. & Yu, A. Particle scale modelling of powder recoating and melt pool dynamics in laser powder bed fusion additive manufacturing: A review. Powder Technol. 409, 117789 (2022).
22. Talignani, A. et al. A review on additive manufacturing of refractory tungsten and tungsten alloys. Addit. Manuf. 58, 103009 (2022).
23. Sames, W., List, F., Pannala, S., Dehoff, R. & Babu, S. The metallurgy and processing science of metal additive manufacturing. Int. Mater. Rev. 61, 315–360 (2016).
24. Galati, M. & luliano, L. A literature revlew of powder-based electron beam melting focusing on numerical simulations. Addit. Manuf. 19, 1–20 (2018).
25. Chen, H. et al. Powder-spreading mechanisms in powder-bed-based additive manufacturing: experiments and computational modeling. Acta Mater. 179, 158–171 (2019).
26. Gu, D. et al. Material-structure. Performance integrated laser-metal additive manufacturing. Science 372, 1487 (2021).
27. Wu, B. et al. A review of the wire arc additive manufacturing of metals: properties, defects and quality improvement. Manuf. Process. 35, 127–139 (2018).
28. Cunningham, C. R., Flynn, J. M., Shokrani, A., Dhokia, V. & Newman, S. T. Invited review article: Strategies and processes for high quality wire arc additive manufacturing. Addit. Manuf. 22, 672–686 (2018).
29. Li, R., Zhang, H., Dai, F., Huang, C. & Wang, G. End lateral extension path strategy for intersection in wire and arc additive manufactured 2319 aluminum alloy. Rapid Prototyp. 26(2), 360–369 (2020).
30. Li, R. et al. Optimization of the geometry for the end lateral extension path strategy to fabricate intersections using laser and cold metal transfer hybrid additive manufacturing. Addit. Man. 36, 101546 (2020).
31. Li, R. et al. Effect of path strategy on residual stress and distortion in laser and cold metal transfer hybrid additive manufacturing. Addit. Manuf. 46, 102203 (2021).
32. Taşdemir, A. & Nohut, S. An overview of wire arc additive manufacturing (WAAM) in shipbuilding industry. Ships Offshore Struct. https://doi.org/10.1080/17445302.2020.1786232 (2020).
33. Shahedi Asl, M. et al. Formation of Al–Al2O3 core–shell nanosphere chains during electron beam melting of γ-TiAl. Intermetallics 136, 107261 (2021).
34. Gao, R., Peng, H., Guo, H. & Chen, B. An innovative way to fabricate γ-TiAl blades and their failure mechanisms under thermal shock. Scr. Mater. 203, 114092 (2021).
35. Gao, B., Peng, H., Liang, Y., Lin, J. & Chen, B. Electron beam melted TiC/high Nb-TiAl nanocomposite:microstructure and mechanical property. Mater. Sci. Eng. A 811, 141059 (2021).
36. Yue, H. et al. Microstructure and mechanical properties of Y203-bearing Ti-48Al-2Cr-2Nb alloy prepared by selective electron beam melting. Mater. Sci. Eng. A 840, 142960 (2022).
37. Kim, Y. K., Hong, J. K. & Lee, K. A. Enhancing the creep resistance of electron beam melted gamma Ti-48AL-2Cr-2Nb alloy by using two-step heat treatment. Intermetallics 121, 106771 (2020).
38. Kan, W., Chen, B., Jin, C., Peng, H. & Lin, J. Microstructure and mechanical properties of a high Nb-TiAl alloy fabricated by electron beam melting. Mater. Des. 160, 611–623 (2018).
39. Jhavar, S., Jain, N. K. & Paul, C. P. Development of micro-plasma transferred arc (lPTA) wire deposition process for additive layer manufacturing applications. J. Mater. Process. Technol. 214(5), 1102–1110 (2014).
40. Wang, C., Suder, W., Ding, J. & Williams, S. The effect of wire size on high deposition rate wire and plasma arc additive manufacture of Ti-6Al-4V. J. Mater. Process. Technol. https://doi.org/10.1016/j.jmatprotec.2020.116842 (2021).
41. Ma, K. et al. Study on the process characteristics based on Joule heat of sliding-pressure additive manufacturing. Materials 16(5), 2017 (2023).

Оригинал: doi.org/10.1038/s41598-026-46686-5.

Suli Li1, Zhuang Gao1, Jie Xiong1, Heng Zhang1, Laixia Yang1 и Bingheng Lu2
1. Колледж машиностроения, Сианьский университет науки и технологий, Сиань 710054, Китай.

2. Национальный институт инноваций в области аддитивного производства, Сиань 710300, Китай. Для переписки: Lsl15802949318@xust.edu.cn