Die Effizienz des Trommelfinishens als abschließender Beitrag

Wissenschaftliche Berichte Band 13, Artikelnummer: 4602 (2023) Diesen Artikel zitieren

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Es wurde eine hybride Nachbehandlung entwickelt, die das Trommelfinish als letzten Schritt nach dem Kugelstrahlen und der Wärmebehandlung kombiniert, um die nachteiligen Auswirkungen interner und Oberflächendefekte auf die Ermüdungsleistung von AlSi10Mg-Proben mit Laserpulverbettschmelzverfahren zu mildern. Die Auswirkungen jeder Nachbehandlung wurden einzeln und synergetisch auf Mikrostruktur, Oberflächenmorphologie und -rauheit, Härte, Eigenspannungen, Porosität und rotierendes Biegeermüdungsverhalten von AlSi10Mg-Proben mit V-Einkerbung untersucht. Die Ergebnisse zeigen, dass das Trommelschleifen die Oberflächenrauheit um 28 bzw. 32 % im Vergleich zum Bau- und Wärmebehandlungszustand reduzieren kann und gleichzeitig eine zusätzliche Härtung der Oberflächenschicht und Druckeigenspannungen hervorruft. Durch die hybride Nachbehandlung aus Wärmebehandlung + Kugelstrahlen + Trommelfinish konnte die Ermüdungslebensdauer der Proben im Vergleich zur As-Built-Serie deutlich um das über 500-fache gesteigert werden.

Die laserbasierte Pulverbettschmelzung von Metall (PBF-LB/M) hat als beliebte additive Fertigungstechnologie (AM) große Aufmerksamkeit für die Herstellung von Teilen mit komplexen Geometrien auf sich gezogen1,2,3. Es ist jedoch bekannt, dass PBF-LB-Materialien aufgrund der komplexen thermophysikalischen Phänomene während des schichtweisen Schmelz- und Erstarrungsprozesses mehrere interne und Oberflächendefekte aufweisen4,5,6. Die im Bauzustand befindlichen Materialien zeichnen sich durch inhomogene Mikrostrukturen7, verschiedene Arten von Porositäten, die durch eingeschlossenes Gas gebildet werden, mangelnde Fusion und Schlüssellocheffekte8,9,10, Zugeigenspannungen11,12 und Oberflächenunregelmäßigkeiten13 aus. Die Hauptursachen für Oberflächenfehler sind die Bildung von ungeschmolzenem und teilweise geschmolzenem Pulver, Spritzern und Kugelbildungsdefekten14,15,16. Diese Unvollkommenheiten beeinträchtigen möglicherweise die Leistung von PBF-LB-Materialien, z. B. Verschleiß, Kratzer, Korrosionsbeständigkeit und Ermüdungsverhalten17,18,19. Typischerweise wirken Oberflächendefekte als lokale Spannungskonzentrationszonen, die eine frühe Rissbildung und damit Ermüdungsbrüche verursachen2,20,21,22. Daher wurden verschiedene Nachbearbeitungsmethoden vorgeschlagen, um diese Probleme zu überwinden und die Herausforderungen zu bewältigen, die mit den mechanischen Eigenschaften von PBF-LB-Materialien verbunden sind23.

Im Zusammenhang mit Nachbearbeitungsmethoden wird die Wärmebehandlung (HT) üblicherweise verwendet, um einige der internen Defekte von PBF-LB-Materialien zu modulieren. HT kann zur Homogenisierung der Mikrostruktur konzipiert werden, um die Anisotropie zu beseitigen und die Eigenspannungen abzubauen. Darüber hinaus wird berichtet, dass Duktilität und Dehnung der PBF-LB-Materialien mit geeignetem HT24,25 verbessert werden können, was ein verbessertes Ermüdungsverhalten gewährleistet26,27.

Betrachtet man Nachbehandlungen zur Modulation von Oberflächenfehlern ohne Materialentfernung, strahlenbasierte Oberflächenbehandlungen wie Kugelstrahlen (SP)28,29,30, Ultraschallstrahlen (UP)31, Kavitationsstrahlen (CP)32,33, schweres Vibrationsstrahlen ( SVP)34 und Laser Shock Peening (LSP)35,36,37 können die Oberflächenunregelmäßigkeiten weitgehend entfernen und die Oberflächenmorphologie der Rohmaterialien homogenisieren. Darüber hinaus können viele der oben erwähnten Nachbehandlungen eine bemerkenswerte Kornverfeinerung der Oberflächenschicht und hohe Druckeigenspannungen hervorrufen, die zu einer weiteren Verbesserung des Ermüdungsverhaltens beitragen38,39,40,41,42. Beispielsweise verringerte sich die Oberflächenrauheit von PBF-LB AlSi10Mg-Proben, ausgedrückt als Ra30, von 9 auf 4,5 µm, wenn durch das SP-Verfahren starke plastische Oberflächenverformungen mit einer Almen-Intensität von 10 A [0,001 Zoll] und 100 % Bedeckung mit Stahlmedien angewendet wurden. Der kombinierte Effekt aus reduzierter Oberflächenmorphologie, Oberflächenhärtung sowie maximalen Druckeigenspannungen von bis zu − 155 MPa im Vergleich zum Bauzustand mit Zugspannungen von 70 MPa führte zu einer bemerkenswerten Steigerung der Ermüdungsfestigkeit von 36 MPa im Bauzustand auf 176 MPa nach SP-Behandlung. In einer anderen Studie führte die Anwendung von UP mit einer Frequenz von 17 kHz, einer Leistung von 1000 W und einer Amplitude von 80 µm auf PBF-LB AlSi10Mg zu einer bemerkenswerten Verringerung der Porosität und Oberflächenhärtung und induzierte im Vergleich zur anfänglichen Zugspannung auch eine hohe Oberflächendruckeigenspannung Belastung, die zu einer deutlichen Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit führt31. Die Anwendung von LSP mit einer Laserstrahlenergie von 4,5 J, einer Laserenergiedichte von 9 GW/cm2 und einer Pulsüberlappung von 50 % auf PBF-LB AlSi10Mg-Proben mit V-Einkerbung ergab einen erheblichen Porenverschluss bis zu einer Tiefe von 380 µm im Vergleich zu den herkömmlichen Proben. Bauzustand. Die anfängliche Oberflächenrauheit in Bezug auf Ra im Kerbenwurzelbereich wurde nach dem Auftragen von LSP von 4,34 µm auf 3,98 µm reduziert. Darüber hinaus wurden 25 % Oberflächenverfestigung und kompressive Oberflächeneigenspannung ab einer Anfangsspannung von – 11 bis – 178 MPa induziert, was die Ermüdungslebensdauer im Vergleich zum Bauzustand um das bis zu 200-fache verbesserte37.

Der Schwerpunkt liegt auf Oberflächennachbehandlungen zur Behebung von Oberflächendefekten durch Materialabtrag. Das Tumble-Finishing (TF), das auch als Tribo-Finishen oder Trommelfinishen bekannt ist, wird bei AM-Materialien zur Reduzierung der Rauheit und Glättung der Oberfläche angewendet. Bei TF rotiert eine Mischung aus Teilen und abrasiven Medien (manchmal mit chemischen Verbindungen) mit einstellbarer Geschwindigkeit in einem Zylinder. Durch die Erzeugung von Reibung, indem Teile gegen das Schleifmittel geschleudert werden, kann mit diesem Verfahren eine deutliche Reduzierung der Oberflächenrauheit erreicht werden. TF kann durch Parameter im Zusammenhang mit Größe, Form und Zusammensetzung des Schleifmaterials sowie der Rotationsgeschwindigkeit und -dauer gesteuert werden. Das Auftragen von TF mit Keramikmedien auf PBF-LB Ti6Al4V-Proben reduzierte die Oberflächenrauheit in Bezug auf Sa von 21,5 auf 18,9 µm43. Die Ergebnisse zeigten eine deutliche Verbesserung der Ermüdungslebensdauer um bis zu 60 % nach TF bei einer festen Maximalspannung von 300 MPa. In einer anderen Studie, die die Auswirkungen von TF auf die Oberflächenrauheit und das Ermüdungsverhalten von PBF-LB Ti6Al4V untersuchte, zeigte sich eine verringerte Oberflächenrauheit von 6,83 µm in Bezug auf Ra auf 4,96 µm, was zu einer Verbesserung der Ermüdungsgrenze um etwa 40 % führte44.

In unseren früheren Studien haben wir die Auswirkungen von HT- und SP-Nachbearbeitungsmethoden und deren Kombination auf die Ermüdungsfestigkeit von PBF-LB-AlSi10Mg-Proben mit V-Kerbe untersucht45. Eine Kombination aus T6-Wärmebehandlung und SP mit einer Almen-Intensität von 5 A [0,001 Zoll] und 100 % Abdeckung mit Keramikmedien sorgte für eine deutliche Verbesserung der Ermüdungsfestigkeit von bis zu 110 MPa gegenüber 6 MPa im Bestand. Mit dem Ziel, die Ermüdungsleistung weiter zu verbessern und die Oberflächenrauheit besser zu modulieren, haben wir das elektrochemische Polieren (ECP) als letzten Nachbearbeitungsschritt in Kombination mit HT und SP46 untersucht. Diese Kombination führte zu einer mehr als vierfachen Verbesserung der Ermüdungslebensdauer im Vergleich zu den Bestandsproben. In Anlehnung an unsere bisherigen Arbeiten wird die Wirkung von TF als kostengünstiger letzter Schritt der Nachbehandlung einzeln und in Kombination mit HT und SP auf das Ermüdungsverhalten von PBF-LB AlSi10Mg-Proben mit V-Kerbe untersucht. An den fertigen und behandelten Proben werden verschiedene experimentelle Tests durchgeführt, darunter mikrostrukturelle Charakterisierung, Oberflächenmorphologie- und Rauheitsanalysen sowie Härte- und Eigenspannungsmessungen und rotierende Biegeermüdungstests, um die Leistung trommelbehandelter Serien zu analysieren.

Zylindrische PBF-LB-AlSi10Mg-Proben mit V-Einkerbung, hergestellt im PBF-LB-Verfahren; Die Einzelheiten der PBF-LB-Prozessparameter und der Scanstrategie werden in früheren Artikeln erwähnt45,46. Auf die Proben wurden Nachbehandlungen mit HT, SP und TF sowie deren Kombination angewendet. T6 HT wurde auf die Hälfte der Proben gemäß den in 30 angegebenen Temperaturen und Zeitintervallen angewendet, um die Mikrostruktur zu homogenisieren und die unerwünschten Zugeigenspannungen abzubauen. Die SP-Behandlung wurde mit Keramikkugeln mit einem Durchmesser von 0,15 mm und einer Härte von 62 HRC mit einer Almen-Intensität von 5 A [0,001 Zoll] und einer Abdeckung von 100 % durchgeführt45,46. Das SP-Verfahren wurde angewendet, um eine veränderte Oberflächenmorphologie, eine Kornverfeinerung der Oberflächenschicht, eine Oberflächenhärtung und die Erzeugung von Druckeigenspannungen zu erreichen. TF hingegen wurde unter Verwendung zylindrischer Keramikmedien mit 3 mm Durchmesser und 4 mm Länge in einem 70-L-Fass durchgeführt, das 60 Minuten lang mit einer Amplitude von 6 mm vibrierte (TF wurde durch REM-Oberflächentechnik aufgetragen). Schematische Darstellungen der SP- und TF-Prozesse sind in Abb. 1a bzw. b dargestellt. Abbildung 1c zeigt die Form und Größe der zylindrischen V-gekerbten PBF-LB AlSi10Mg-Probe mit Morphologien, die verschiedenen Proben im Rohzustand (AB), kugelgestrahlt (AB + SP) und trommelbearbeitet (AB + TF) entsprechen. Unter Berücksichtigung wärmebehandelter (AB + HT) Proben ergeben sich insgesamt acht Probensätze bestehend aus AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP und AB + HT + SP + TF wurden eingesetzt, um die Auswirkungen der angewendeten Nachbehandlungen einzeln und synergetisch zu untersuchen.

Schematische Darstellung der (a) SP- und (b) TF-Behandlungen (c) Form und Größe der V-gekerbten PBF-LB AlSi10Mg-Probe mit unterschiedlichen Morphologien in Bezug auf verschiedene Proben von AB, AB + SP und AB + TF.

Mikrostrukturanalysen wurden mit dem optischen Mikroskop Nikon Eclipse LV150NL und einem hochauflösenden Feldemissions-Rasterelektronenmikroskop Zeiss Sigma 500 VP mit Rückstreubeugung (EBSD) durchgeführt. Zur Vorbereitung der Proben für EBSD wurde zunächst ein mechanisches Polieren in Betracht gezogen, gefolgt von einem chemisch-mechanischen Polieren unter Verwendung einer 0,05 µm kolloidalen Siliciumdioxidsuspension. Anschließend wurde das Vibrationspolieren unter Verwendung eines ATM SAPHIR VIBRO-Geräts mit 150 ml einer 0,05 µm kolloidalen Silica-Suspension und einer Pad-Vibrationsfrequenz von 90 Hz unter Anwendung von 190 g zusätzlichem Gewicht für die Dauer von 90 Minuten durchgeführt47. Die EBSD-Analysen wurden mit einer Beschleunigungsspannung von 20 kV, einer Probenneigung von 70°, einer Schrittgröße von 1 µm, 10 erkannten Bändern, einer Kamera-Binning-Modusgeschwindigkeit von 311 × 256 Pixeln und einer Kamerabelichtungszeit von 40,96 ms durchgeführt. Die EBSD-Ergebnisse wurden von der AZtecHKL-Software weiterverarbeitet. Die Proben wurden in Längs- und Querschnitte in Bezug auf die Baurichtung geschnitten und die polierten Querschnitte wurden 20 s lang in Kellers Reagenz chemisch geätzt. Die Oberflächenmorphologie der glatten Proben wurde mit dem Zeiss EVO50 S analysiert. Ein konfokales Alicona Infinite Focus-Mikroskop analysierte die Oberflächenrauheit im Kerbbereich mit einer lateralen Auflösung von 0,10 μm und einer vertikalen Auflösung von 10 nm. Zur Ermittlung der Oberflächenrauheitswerte als arithmetisches Mittel (Ra) und quadratischer Mittelwert (Rq) wurde die Norm ISO 25178-245,48 befolgt.

Mikrohärtetests wurden an polierten Längsquerschnitten (in Bezug auf die Baurichtung) auf der yz-Ebene mit dem Mikro-Vickers-Härteprüfgerät Leica WMHT30A mit einer Last von 25 gf und einer Verweilzeit von 15 s für jede Vertiefung unter Berücksichtigung eines Abstands von 50 µm durchgeführt. Für jede Probe wurden drei Pfade von der Oberfläche durch das Innere bis zu einer Tiefe von 740 μm verwendet. Röntgenbeugung (XRD) wurde verwendet, um die Verteilung der Eigenspannungen mithilfe des tragbaren Röntgendiffraktometers AST X-Stress 3000 mit CrKα-Strahlung, λK alpha 1 = 2,2898 Å, einer bestrahlten Fläche von 4 mm Durchmesser und unter Berücksichtigung von sin2 zu ermitteln (ψ)-Methode. Beugungswinkel (2θ) von 139° entsprechend {311}-Reflex, gescannt mit insgesamt 7 Chi-Neigungen zwischen 45° und − 45° entlang drei Drehungen von 0°, 45° und 90° mit einer konstanten Schrittgröße von 0,028° wurden in Erwägung gezogen. Die Messungen wurden von der Oberfläche bis zum Kernmaterial bis zu einer Tiefe von 700 µm unter Berücksichtigung eines senkrecht zur Baurichtung verlaufenden Pfads durchgeführt. Elektrochemisches Polieren (ECP) wurde verwendet, um in jedem Schritt eine dünne Materialschicht mit einer Lösung aus Essigsäure (94 %) und Perchlorsäure (6 %) bei einer Spannung von 40 V zu entfernen. Die Ergebnisse der detaillierten Restanalyse Spannungsmessungen wurden mithilfe des von Moore und Evans49 beschriebenen Ansatzes mathematisch korrigiert, um die durch Materialentfernung verursachte Spannungsrelaxation zu berücksichtigen.

Porositätsmessungen wurden mittels Röntgentomographie unter Verwendung eines Nikon XTH 225ST Mikro-CT bei 190 kV Spannung, 40 µA Strom, 25 W Durchgangsleistung und 3900 ms Belichtungszeit durchgeführt. Für die Datenerfassung wurde eine isotrope Voxelgröße von 5 µm verwendet. Zur Analyse der Tomographieergebnisse wurde die DRAGONFLY-Software eingesetzt.

Das Ermüdungsverhalten der fertigen und behandelten Proben wurde mit einem rotierenden Biegeermüdungstestgerät von Italsigma bei einer Spannung mit fester Amplitude von 110 MPa und einer Auslaufgrenze von 9 × 106 Zyklen für alle Sätze mit einem Spannungsverhältnis von R = − 1 bewertet Drehzahl ca. 2500 U/min. Für jeden Satz wurden drei Proben getestet und die durchschnittliche Ermüdungslebensdauer angegeben. Darüber hinaus wurde eine fraktografische Beurteilung der gebrochenen Proben mit dem Zeiss EVO50 REM durchgeführt.

Die mikrostrukturelle Charakterisierung erfolgte über verschiedene Ansätze der optischen Mikroskopie (OM) und der Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FESEM) mit EBSD-Analysen. Abbildung 2a stellt die OM-Bilder von AB- und AB + HT-Proben auf den beiden Abschnitten der xy-Querebene und der yz-Längsebene dar, die senkrecht bzw. parallel zur vertikalen Baurichtung verlaufen. In der AB-Probe wurde beobachtet, dass die inhomogene Mikrostruktur aufgrund der Scanstrategie in der xy-Ebene für Schmelzbadspuren relevant ist, die entlang der 67°-Rotation ausgerichtet sind; Die Schmelzbadmorphologien wurden entsprechend der Aufbaurichtung in der yz-Ebene verlängert. Die Schmelzbadspuren und -grenzen wurden nach der Mikrostrukturhomogenisierung in der AB + HT-Serie sowohl in der xy- als auch in der yz-Ebene größtenteils unsichtbar oder halbsichtbar.

(a) OM-Bilder von AB- und AB + HT-Proben in zwei Abschnitten der xy-Transversalebene und der yz-Längsebene in Bezug auf die Aufbaurichtung von Z. (b) GND-Karten, die aus der EBSD-Analyse für AB- und AB + HT-Proben in yz erhalten wurden Flugzeug.

Abbildung 2b zeigt die geometrisch notwendigen Versetzungskarten (GND), die aus der EBSD-Analyse für AB- und AB + HT-Proben erhalten wurden. In der AB-Probe wurden die Bildung kleiner gleichachsiger Körner um die Schmelzbadgrenze und das epitaktische Wachstum säulenförmiger Körner in den Schmelzbädern beobachtet, die bei PBF-LB-Materialien 48 vorherrschend sind. In der AB + HT-Probe waren längliche säulenförmige Körner um die halb sichtbare Schmelzbadgrenze herum zu sehen, die eine Kornvergrößerung nach HT50 zeigten.

Darüber hinaus zeigen GND-Karten von AB- und AB + HT-Proben maximale lokale Werte von 5,8 × 1014 m−2 bzw. 3,2 × 1014 m−2, was zeigt, dass die Freisetzung von Versetzungsdichten nach der Anwendung von HT zu einer gleichmäßigeren Mikrostruktur führte. Unsere vorherige Studie zu den Zugeigenschaften von PBF-LB-AlSi10Mg-Proben im Bauzustand und wärmebehandelten Proben zeigte, dass die Dehnung nach T6 HT um bis zu 13 % erhöht werden konnte, verglichen mit 2,5 % Dehnung im Bauzustand. Gleichzeitig reduzierte HT die Zugfestigkeit auf 201 ± 6 MPa im Vergleich zu 273 ± 3 MPa im Bauzustand30. Als Hauptquelle der Verformung in den Proben kann die Bewegung und Anhäufung von Versetzungen angesehen werden. Bei PBF-LB-Materialien ist das Vorhandensein großer und länglicher Körner aufgrund des hohen Wärmegradienten und der schnellen Abkühlzyklen, denen das Material ausgesetzt ist, bemerkenswert. Während der Bildung und Erstarrung der Schmelzbäder werden Versetzungen in den relevanten Bereichen der GNDs eingefangen. Bei der Bildung einer säulenförmigen Struktur wird in den AB-Proben eine hohe Dichte an Großwinkelkorngrenzen und GNDs beobachtet. Gleichzeitig führen unterschiedliche Abkühlraten und mechanische Einschränkungen in verschiedenen Richtungen zu Richtungsschwankungen der GND-Dichte in der Probe. Es wurden Schwankungen der GND-Intensität in horizontaler, vertikaler und schräger Ebene in Bezug auf die Baurichtungen berichtet51. Wenn die während der Produktion verwendete Energiequelle oder die Temperatur der Wärmebehandlung nach dem PBF-LB-Prozess hoch ist, kann dies die Rekristallisation und die Bildung gleichachsiger Körner fördern, was zu einer geringeren Intensität der GNDs52 führt.

Um die Auswirkungen der SP-Behandlung auf die Mikrostruktur von fertigen und wärmebehandelten Proben zu untersuchen, wurden weitere EBSD-Analysen im Kerbwurzelbereich der Proben auf der yz-Längsebene durchgeführt. Abbildung 3 zeigt die Korngrößenverteilungskarten in der Kerbwurzel von AB- und HT-Proben vor und nach der Anwendung des SP-Verfahrens. Aufgrund der Konturierung während der Herstellung der Proben wurden relativ größere Körner im Kerbengrund in die Länge gezogen und folgten der Baurichtung in der AB-Probe. Diese länglichen säulenförmigen Körner waren in der AB + HT-Probe größer (wie auch in den GND-Karten in Abb. 1b gezeigt). Andererseits wurde nach dem Auftragen von SP eine erhebliche Kornverfeinerung der Oberflächenschicht im Kerbwurzelbereich erzielt, insbesondere bei der Probe AB + SP aufgrund ihrer geringeren Duktilität im Vergleich zur Probe AB + HT + SP. Unter Berücksichtigung der gesamten Fläche der Korngrößenkarten ergaben sich mittlere Kornflächen von 18,1, 13,2, 37,9 und 31,3 µm2 für die Proben AB, AB + SP, AB + HT bzw. AB + HT + SP. Korngrenzenkarten, die dem für die Korngrößenanalyse betrachteten Gebiet entsprechen, sind in den Abbildungen dargestellt. 3, 4 und S1 im Zusatzmaterial. Bei PBF-LB-Materialien bestimmt die Gesamtdichte der Kleinwinkelkorngrenzen den Festigkeitszuwachs bei Verformung. Die Bildung von Subkornen anstelle von Korngrenzen mit großem Winkel hat einen erheblichen Einfluss auf die Verformung. Versetzungszellen könnten in diesen Materialien ausschließlich durch eine Erhöhung der Dichte der Unterkörner innerhalb der Korngrenzenzone mit geringem Winkel gebildet werden (Abb. 3, 4 und S1)53. Es ist bemerkenswert, dass in der EBSD-Analyse subkorndominante Nanokristallregionen mit hoher Versetzungsdichte aufgrund der Unfähigkeit des Kikuchi-Musterindex nicht vollständig unterschieden werden konnten; Dies könnte auf das Vorhandensein nanokristalliner oder amorpher Regionen zurückzuführen sein54,55.

Korngrößenverteilungskarten in der Kerbwurzel von AB- und AB + HT-Proben vor und nach der Anwendung von SP in der yz-Längsebene.

(a) EBSD-Ergebnisse in Bezug auf IPF, KAM und SC auf den transversalen Querschnitten (xy-Ebene) und (b) inverse Polfiguren der Textur (in z-Richtung) aller Probensätze.

Die kristallographische Orientierung im Hinblick auf inverse Polfigur (IPF), Rekristallisation, Kernel Average Misorientierung (KAM) und Spannungskonturierung (SC) wurde anhand von EBSD-Daten zur weiteren Untersuchung der plastisch verformten Oberflächenschicht auf den transversalen Querschnitten (xy-Ebene) bewertet . Abbildung 4a zeigt die Ergebnisse der EBSD-Analysen in Bezug auf IPF, KAM und SC. IPF-Karten zeigen die Dominanz der (001)-Orientierung, da sich die Körner in PBF-LB AlSi10Mg aufgrund des epitaktischen Wachstums der Körner56,57 infolge der gerichteten Wärmeübertragung in PBF-LB-Materialien entlang der Aufbaurichtung (Z) verfestigten58. Darüber hinaus ist bei AB- und AB + HT-Proben die Bildung von Oberflächenunregelmäßigkeiten wie Spritzern und teilweise geschmolzenem Pulver zu beobachten. KAM-Karten, die als Index der Spannungskonzentration59,60 verwendet werden können, zeigen höhere Werte in der oberen Oberflächenschicht der AB + SP- und AB + HT + SP-Proben an, insbesondere im Kerbwurzelbereich im Vergleich zu den AB- und AB + HT-Zuständen , bzw. (höhere Vergrößerungen sind in Abb. S2 im Zusatzmaterial dargestellt). Darüber hinaus zeigten SC-Karten höhere Maximalwerte der plastischen Dehnungen in AB- und SP-Proben. Maximalwerte der lokalisierten plastischen Dehnungen von 3,5, 9,2, 2,7 und 5,5 wurden für die Proben AB, AB + SP, AB + HT bzw. AB + HT + SP erreicht. Berichten zufolge führt die Bildung säulenförmiger Körner entlang der Aufbaurichtung in FCC-Metallen61 zur Entwicklung der (001)-Fasertextur im AM-Zustand62. Die in Abb. 4b dargestellten inversen Polfiguren der Textur bestätigen eindeutig das Vorhandensein einer (001)-Orientierung der Fasertexturen in allen Konfigurationen im Bauzustand und nach der Behandlung mit unterschiedlichen Texturintensitäten, obwohl einige der Körner zufällige Richtungen aufweisen.

In PBF-LB/M-Material sind Destabilisierung und Heterogenität in der inneren Struktur weit verbreitet, was auch durch epitaktisches Kornwachstum in Baurichtung gefördert wird. Wie auch in der Literatur berichtet, hat HT eine homogenisierende Wirkung auf die Mikrostruktur und führt häufig zu Kornwachstum37. SC-Karten geben einen Hinweis darauf, wie sich die plastische Verformung regional im Material unterscheidet. Die Oberflächenbehandlungen induzieren eine lokalisierte plastische Spannung in der Oberflächenschicht, was zu einer Gradientenmikrostruktur von der Oberfläche zu den inneren Teilen der Proben führt63. KAM repräsentiert plastische Verformung und Versetzungsdichte im Mikromaßstab. Es hat sich gezeigt, dass hohe KAM-Werte auf niedrigere Korn- und dichte Korngrenzen und Phasenänderungen hinweisen. Gleichzeitig wurden einige Ansätze entwickelt, um die Veränderung der Eigenspannung aufgrund schneller Schmelz- und Abkühlzyklen zu untersuchen64.

Abbildung 5a zeigt REM-Aufnahmen im Zusammenhang mit der Oberflächenmorphologie der gekerbten Bereiche in allen Probensätzen. Bei den AB- und AB + HT-Proben ist eine äußerst schlechte Oberflächenqualität mit verschiedenen Oberflächenfehlern zu erkennen. Bei den Serien AB + SP und AB + HT + SP werden die ungeschmolzenen/teilgeschmolzenen Pulver und Spritzer weitgehend entfernt und die Bildung überlappender Grübchen durch die auftreffenden Keramikkugeln verhindert. Bei den mit TF behandelten Proben kam es jedoch zu einer starken Oberflächenglättung und einer vollständigen Entfernung von Oberflächenfehlern (in den AB + TF- und AB + HT + TF-Proben) und durch SP verursachten Grübchen (in den AB + SP + TF- und AB + HT-Proben). + SP + TF-Proben) wird erhalten.

(a) Oberflächenmorphologie aller Probensätze unter Berücksichtigung der gekerbten Fläche (b) Oberflächenrauheit in Bezug auf Ra und Rq für alle Probensätze.

Messungen der Oberflächenrauheit am Kerbengrund sind in Abb. 5b dargestellt. Bei den behandelten Proben im Originalzustand wurde eine deutliche Reduzierung der Rauheit erzielt. Die Oberflächenrauheit in Bezug auf Ra wurde bei der AB + TF-Probe stark auf bis zu 3,1 µm reduziert, verglichen mit der anfänglichen Rauheit von 4,3 µm bei der AB-Probe, was eine Reduzierung um 28 % ergab. Außerdem wurde die Rauheit der AB + SP-Probe mit Ra von 4,8 µm (was einen leichten Anstieg der Rauheit nach dem Auftragen von SP im Vergleich zum AB-Zustand zeigt) nach dem Auftragen von TF um 27 % auf 3,5 µm reduziert (im AB + SP + TF). Probe). Ein ähnlicher Trend ist bei den anfänglich wärmebehandelten Proben zu beobachten, die Rauheitswerte (in Ra) von 4,3, 2,9, 4,9 und 3,7 µm für AB + HT, AB + HT + TF, AB + HT + SP und AB + aufweisen HT + SP + TF-Proben. Aufgrund der geringeren Festigkeit und höheren Duktilität dieser Sätze wurde bei den wärmebehandelten Proben (im Vergleich zum AB-Ausgangszustand) eine etwas höhere Rauheitsreduzierung erzielt. Der andere untersuchte Oberflächenrauheitsparameter (Rq) zeigte einen ähnlichen Trend wie Ra.

In unserer vorherigen Studie46 wurde ECP nach HT und SP angewendet. Abbildung 6 zeigt den Vergleich der Wirkung von TF und ECP auf die Oberflächenrauheit und Morphologie als letzte Nachbearbeitungsschritte in Kombination mit HT und SP. Die konfokale Beurteilung wurde im Kerbwurzelbereich der betrachteten Proben durchgeführt. Die Oberflächenmorphologie wurde nach SP stark verändert, wobei große Spritzer und teilweise geschmolzene Pulver entfernt wurden und sich überlappende Grübchen in der AB + HT + SP-Probe bildeten. Durch die Anwendung von TF oder ECP wurden die durch SP erzeugten charakteristischen Merkmale entfernt, was zu einer viel glatteren Oberfläche mit stark reduzierter Rauheit führte. Beim Kugelstrahlen entstehen bekanntermaßen grübchenförmige Strukturen auf dem Zielmaterial. Die Tiefe und Ausdehnung jedes einzelnen Grübchens hängt von den Parametern des Kugelstrahlens ab, einschließlich der Kugelgröße, -dichte und -geschwindigkeit, während die Dichte und Überlappung dieser Strukturen hauptsächlich von der Belichtungszeit abhängt das wird als Oberflächenbedeckung quantifiziert. Durch die Anwendung von TF oder ECP wurden die charakteristischen Merkmale, dh die überlappenden Grübchen, die durch SP erzeugt wurden, entfernt, was zu einer viel glatteren Oberfläche mit stark reduzierter Rauheit führte. AB + HT + SP + TF-Proben zeigten eine relativ ebene Oberfläche mit einer Rauheit von 3,1 µm (bezogen auf Ra). Andererseits wurde aufgrund der Bildung einer hierarchischen Rauheit, die durch lokale Korrosion der Oberfläche während der ECP verursacht wurde, eine Rauheit von 3,9 µm erhalten. Dementsprechend zeigen die Ergebnisse, dass TF bei der Reduzierung der Oberflächenrauheit im Kerbwurzelbereich der PBF-LB-Proben effizienter war als ECP.

Vergleich der Oberflächenmorphologie und Rauheit wärmebehandelter Proben mit verschiedenen Oberflächennachbehandlungen von SP, SP + TF und SP + ECP, ermittelt durch konfokale Bewertung.

Abbildung 7a zeigt die Oberflächen-Mikrohärtedaten aller Probensätze mit Werten von 120, 135, 149, 155, 78, 85, 96 und 103 Hv für AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT-, AB + HT + TF-, AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben. Durch die Anwendung der einzelnen Nachbehandlungen von SP, TF und ihrer Kombination (SP + TF) erhöhte sich die Mikrohärte der Oberfläche um bis zu 12, 24 und 29 % im Vergleich zum Bauzustand. Ein ähnlicher Trend wurde für die oberflächenwärmebehandelten Proben erzielt. Es sollte erwähnt werden, dass die AB + HT-Probe aufgrund der erhöhten Duktilität und verringerten Festigkeit nach der Wärmebehandlung im Vergleich zur AB-Serie eine geringere Härte aufwies. Die Mikrohärteprofile von der Oberfläche bis zur Tiefe von 740 μm für alle Probensätze sind in Abb. 7b dargestellt. Alle Profile weisen eine höhere Mikrohärte an der Oberfläche und eine allmähliche Reduzierung durch das Kernmaterial auf.

(a) Oberflächenmikrohärte, (b) detaillierte Mikrohärteprofile, (c) Oberflächeneigenspannungen und (d) detaillierte Eigenspannungsverteilungen für alle Probensätze.

Abbildung 7c zeigt die Oberflächeneigenspannung in allen Probensätzen. Für AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT wurden Oberflächeneigenspannungen von − 11, − 30, − 65, − 86, − 30, − 35, − 36 und − 49 MPa erhalten , AB + HT + TF-, AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben. Der Anstieg der Oberflächendruckeigenspannungen war bei der behandelten Probe im AB-Ausgangszustand (aufgrund der geringeren Duktilität) im Vergleich zu den HT-Proben viel höher. SP + TF-, SP- und TF-Behandlungen zeigten jeweils die größten Auswirkungen auf die Induktion von Druckeigenspannungen auf der Oberfläche von PBF-LB AlSi10Mg-Proben. Darüber hinaus wurden die Verteilungen der Eigenspannungen von der Oberfläche bis in eine Tiefe von 700 µm gemessen, wie in Abb. 7d dargestellt. Die AB-Probe wies hauptsächlich Zugeigenspannungen auf, die nach der HT-Umwandlung in leichte Druckspannungen freigesetzt wurden. In allen nachbearbeiteten Proben wurden hohe Druckeigenspannungen induziert; Für AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT wurden maximale Druckeigenspannungen von − 36, − 164, − 197, − 41, − 88, − 103 und − 127 MPa erhalten + TF-, AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben. Die Ergebnisse bestätigen die Effizienz von SP bei der Oberflächenhärtung und der Erzeugung von Druckeigenspannungen. Es wurde auch festgestellt, dass TF den SP-Effekt weiter verbessert und die Druckeigenspannungen erhöht. Dies deutete darauf hin, dass die TF-Behandlung allein zusätzlich zu ihrer Fähigkeit, die Oberflächenrauheit aufgrund des Oberflächenkontakts zwischen den Proben und dem Schleifmedium erheblich zu reduzieren, auch die Oberflächenhärtung und die Druckeigenspannungen beeinflussen kann.

Abbildung 8a zeigt die Mikro-CT-Bilder aller Probensätze, die durch Röntgentomographie unter Verwendung schwarzer Farbe zur Angabe der Poren erhalten wurden. Die Bilder zeigen, dass winzige Poren in den Proben inhomogen verteilt sind. Für alle Probensätze wurden durchschnittliche Porositäten zwischen 0,41 und 0,50 % ermittelt; Genauer gesagt wurden Porositäten von 0,47, 0,45, 0,41, 0,42, 0,46, 0,50, 0,42 und 0,41 für AB, AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + HT, AB + HT + TF erreicht. AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben.

(a) Mikro-CT-Bilder aller Probensätze mit Farbcodierung zur Angabe der Porengröße. (b) Repräsentative OM-Bilder von Probenquerschnitten im anfänglichen Bauzustand und nach Nachbehandlungen mit Schwerpunkt auf Porositäten unter der Oberfläche. (c) Verteilung der Poren gegenüber ihrem äquivalenten Durchmesser.

Darüber hinaus deuten die Ergebnisse darauf hin, dass die Hybrid-SP + TF-Behandlung im Vergleich zu einzelnen SP- und TF-Behandlungen beim Porenverschluss unter der Oberfläche wirksamer war. Für AB + TF, AB + SP, AB + SP + TF, AB + wurden Porenverschlusstiefen von etwa 11 ± 4, 20 ± 6, 29 ± 3, 14 ± 5, 25 ± 7 und 36 ± 3 µm ermittelt HT + TF-, AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben. Diese Ergebnisse wurden durch die Analyse der Tomographiedaten erhalten, die auch durch OM-Beobachtungen gestützt werden können. Beispielsweise sind in Abb. 8b repräsentative OM-Bilder von Proben im anfänglichen Bauzustand und nach Nachbehandlungen mit Schwerpunkt auf Porositäten unter der Oberfläche dargestellt. Beim Vergleich mit den Daten zu anderen mechanischen und laserbasierten Oberflächenbehandlungen wird festgestellt, dass SP- und TF-Behandlungen und ihre Kombination eine geringere Effizienz für den Porenverschluss unter der Oberfläche in PBF-LB AlSi10Mg aufwiesen als LSP37, SVP34 und nanokristalline Oberflächenmodifikation mit Ultraschall (UNSM)65 mit etwa 420, 200 bzw. 180 µm Porenverschlusstiefe auf dem gleichen Material. Dies könnte auf das höhere Ausmaß der plastischen Verformung zurückzuführen sein, die durch diese Behandlungen im Vergleich zu SP und TF hervorgerufen wird.

Die Ergebnisse der Rotationsbiegeermüdungsversuche (R = − 1) unter Berücksichtigung eines konstanten Spannungsamplitudenniveaus von 110 MPa für alle Probensätze sind in Abb. 9a dargestellt. Die Ergebnisse zeigten, dass alle durchgeführten Nachbehandlungen die Ermüdungslebensdauer der Proben in unterschiedlichem Maße verbesserten, basierend auf den Auswirkungen jedes Prozesses auf die Modifikation der Mikrostruktur und Oberflächenmorphologie, der Härtung und der Druckeigenspannungen. Das Ermüdungsverhalten wurde nach der HT aufgrund der Homogenisierung der Mikrostruktur, der Entspannung der Zugeigenspannung und der erhöhten Duktilität im Vergleich zum AB-Zustand verbessert. Andererseits verbesserten einzelne Nachbehandlungen von SP und TF die Ermüdungslebensdauer durch eine Härtung der Oberflächenschicht, die Erzeugung von Druckeigenspannungen und eine Modifizierung der Oberflächenmorphologie (wobei auch die Oberflächenrauheit für TF verringert wurde). Die größte Verbesserung wurde jedoch durch die Hybridbehandlung erzielt. Für AB, AB + TF, AB + SP wurden durchschnittliche Ermüdungslebensdauern von 1,26 × 104, 3,13 × 105, 2,11 × 106, 5,36 × 106, 2,47 × 104, 4,18 × 105, 2,95 × 106 und 7,12 × 106 Zyklen ermittelt. AB + SP + TF-, AB + HT-, AB + HT + TF-, AB + HT + SP- bzw. AB + HT + SP + TF-Proben. Die AB + HT + SP + TF-Probe wies die deutlichste Verbesserung der Ermüdungslebensdauer auf, nämlich 560-mal höher im Vergleich zum Originalzustand, gefolgt von AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + TF-, AB + TF- und AB + HT-Proben mit 422, 233, 167, 32, 24 bzw. 2-fach höherer Verbesserung (siehe Abb. 9b). Es ist interessant festzustellen, dass die Anwendung von ECP als letzte Nachbehandlung auf die AB + HT + SP + ECP-Probe (im gleichen Ermüdungsbelastungszustand) in unserer vorherigen Studie46 zu einer Ermüdungslebensdauer von 5,25 × 106 Zyklen führte ist niedriger als der entsprechende Wert für die Probe AB + HT + SP + TF. Dies ist darauf zurückzuführen, dass ECP als chemische Behandlung im Gegensatz zu TF keine Auswirkungen auf die Oberflächenhärtung hat und keine Druckeigenspannungen induziert. Außerdem war die Rauheit im Kerbwurzelbereich bei den mit ECP behandelten Proben etwas höher als bei denen, die mit TF behandelt wurden. Daher wurde festgestellt, dass die TF-Behandlung bei der Verbesserung des Ermüdungsverhaltens wirksamer ist als ECP, wenn sie als abschließende Nachbehandlungsmethode in Kombination mit HT und SP angewendet wird.

(a) Ermüdungslebensdauern, die durch rotierende Biegeermüdungstests unter Berücksichtigung eines konstanten Spannungsamplitudenniveaus von 110 MPa für alle Probensätze ermittelt wurden, und (b) die entsprechende Verbesserung der Ermüdungslebensdauer bei nachbearbeiteten Proben im Vergleich zum Bauzustand.

REM-Bilder der Bruchflächen sind in Abb. 9c dargestellt. Es ist zu beobachten, dass bei den AB- und AB + TF-Proben die Ermüdungsrisse von der Oberfläche aus entstanden, während sie bei den Serien AB + SP und AB + SP + TF auf das Vorhandensein relativ hoher Druckeigenspannungen und die deutlichere Modifikation zurückzuführen sind der Oberflächenmorphologie, der von der Oberfläche ausgehenden Risse. Andererseits bestätigten die Beobachtungen bei wärmebehandelten Serien, dass das Ermüdungsversagen von mehreren Oberflächenrissen ausging und in vielen Fällen eine gleichmäßige Verteilung der Oberflächeninitiierungsstellen um den kleinsten Querschnitt herum aufwies; Hierbei handelt es sich um ein häufiges Versagensmuster bei gekerbten Teilen, was die dominierende Rolle der geometrischen Kerbe im Gegensatz zum lokalen und Hauptort der Rissinitiierung in den Serien AB und AB + TF unterstreicht. Dieser Unterschied könnte auf die Tatsache zurückgeführt werden, dass der Strahlprozess mit zunehmender Duktilität nach der Wärmebehandlung bei der Beseitigung lokaler Oberflächendefekte effizienter war und somit im Vergleich zur AB-Serie zu einer gleichmäßigeren Oberflächenmorphologie führte. Auf diese Weise gewann der Effekt der geometrischen Kerbe an Bedeutung und die Proben wiesen die typischen mehrfachen Rissinitiierungsstellen auf, die durch die Spannungskonzentration aufgrund des Vorhandenseins der geometrischen Kerbe verursacht wurden. Während bei AB + SP und AB + SP + TF trotz ähnlicher Oberflächenrauheit wie ihre jeweiligen wärmebehandelten Gegenstücke die höheren und tieferen Druckeigenspannungen den Effekt der geometrischen Kerbe überdeckten und die Rissentstehungsstelle in Bereiche unterhalb der Oberfläche verlagerten .

Studien zur Ermüdungsbewertung gekerbter AM-Teile zeigen, dass trotz der Tatsache, dass der Kerbengrund aufgrund der geometrischen Diskontinuität durch eine erhebliche Spannungskonzentration gekennzeichnet ist, Ermüdungsbrüche nicht unbedingt auf der Kerbenwurzelebene auftreten und in den meisten Fällen die Risse durch Oberflächenfehler entstehen der nach unten gerichteten Fläche66. Um diesen Effekt zu berücksichtigen, wird zur Beschreibung der Parameter der relativen Höhe (h/h0) verwendet, der als Verhältnis des Abstands der Fehlerinitiierungsstelle von der Kerbenwurzel (h) zum gesamten Kerbenöffnungsabstand (h0) berechnet werden kann der Zustand der Frakturstelle. Abbildung 10a zeigt die Bruchstellen in allen Probensätzen, die je nach den Auswirkungen der einzelnen Nachbehandlungen variieren. Abbildung 10b zeigt die schematische Darstellung der Bruchstellenbestimmung in der Kerbgeometrie mit einer Kerbschärfe von ξ = 0,3. Abbildung 10c zeigt die erhaltenen Werte der relativen Höhe der Bruchstellen in allen Probensätzen und gibt den Durchschnitt von 15 Messungen an verschiedenen Orten für jede Serie an. Die Ergebnisse deuten darauf hin, dass die Bruchstelle, die bei der AB-Serie zunächst viel höher als die Kerbwurzel (auf der Abwärtsseite) lag, nach der Anwendung von Nachbehandlungen mit HT, SP, TF und deren Kombinationen näher an die Kerbwurzel verschoben wurde. Die Bruchebene für AB + HT + SP + TF-Proben stimmte fast mit der Kerbwurzelebene überein. Die Bruchebene der Proben AB + SP + TF, AB + HT + SP, AB + SP, AB + HT + TF, AB + TF und AB + HT hatte jeweils den geringsten Abstand zur Kerbwurzel. Unter Berücksichtigung der Auswirkungen einzelner Behandlungen hatte SP den größten Effekt auf die Verschiebung der Frakturstelle näher an die Kerbwurzel, gefolgt von TF- und HT-Prozessen.

(a) Lage der Bruchstellen in den Proben (b) die schematische Darstellung der Bruchstellenbestimmung in der gekerbten Geometrie mit einer Kerbschärfe von ξ = 0,3 (c) relative Höhe der Bruchstellen für alle Probensätze mit einem Durchschnitt von 15 Messungen pro Serie.

In dieser Studie wurde die Anwendung des Trommelfinishens als abschließende mechanische Nachbehandlung einzeln und in Kombination mit Wärmebehandlung und Kugelstrahlen untersucht, um die nachteiligen Auswirkungen von inneren und Oberflächenfehlern auf das Ermüdungsverhalten von PBF-LB AlSi10Mg mit V-Kerbe zu untersuchen Proben. Die Proben wurden hinsichtlich Mikrostruktur, Oberflächenmorphologie und -rauheit, Mikrohärte, Eigenspannungen, Porosität und Rotationsbiegeermüdungsverhalten charakterisiert. Basierend auf den erzielten Ergebnissen kann folgende Schlussfolgerung gezogen werden:

Durch Kugelstrahlen können die länglichen Körner des Kerbgrunds stark verfeinert werden, was auch zu einer Kornverfeinerung der Oberflächenschicht und einer um etwa 24 % höheren Mikrohärte der Oberfläche im Vergleich zum Zustand im eingebauten Zustand führt.

Die Trommelbearbeitung kann die Oberflächenrauheit von Proben im Rohzustand und im kugelgestrahlten Zustand erheblich reduzieren, indem die Oberflächenunregelmäßigkeiten und die überlappenden Grübchen, die durch mehrfache Hochenergieeinwirkung der Schüsse entstehen, effizient entfernt werden.

Das Trommelschleifen erhöhte die Härte durch Kaltverfestigung um bis zu 12 bzw. 9 % für Serien im Bauzustand und für wärmebehandelte Serien. Aufgrund des kontinuierlichen Oberflächenkontakts zwischen den Proben und den abrasiven Keramikmedien wurden auch Druckeigenspannungen eingeführt.

Das Kugelstrahlen trägt hauptsächlich zur Entstehung von Druckeigenspannungen in der Oberflächenschicht bei. Eine nach dem Kugelstrahlen angewendete Trommelbearbeitung kann jedoch das Eigenspannungsfeld verbessern. Andererseits führte die Anwendung einer Wärmebehandlung vor dem Kugelstrahlen und der Rändelbearbeitung zu geringeren Endeigenspannungen.

Porositätsanalysen ergaben, dass Kugelstrahlen und Trommelschleifen nur eine geringe Effizienz für den Porenverschluss unter der Oberfläche hatten.

Allein durch das Trommelschleifen konnte die Ermüdungslebensdauer im Vergleich zur Bestandskonfiguration um das bis zu 24-fache erhöht werden. Während die Hybridbehandlung aus Wärmebehandlung + Kugelstrahlen + Trommelbearbeitung die höchste Effizienz bei der Verbesserung der Ermüdungslebensdauer aufwies, mit einer 560-mal höheren Ermüdungslebensdauer im Vergleich zum Bauzustand.

Der Vergleich von Trommelschleifen und elektrochemischem Polieren als letzte Schritte der hybriden Nachbehandlungen aus Wärmebehandlung und Kugelstrahlen ergab, dass Trommelschleifen für die Reduzierung der Oberflächenrauheit und die Härtung der Oberflächenschicht effizienter war.

Abschließend kann gefolgert werden, dass der Haupteffekt der Trommelbearbeitung darin besteht, die Morphologie stark zu verbessern und die Rauheit von PBF-LB zu verringern. Gleichzeitig trägt es zur Entstehung von Druckeigenspannungen bei und erhöht die Härte in der Oberflächenschicht des Materials, was zu einer deutlich verbesserten Ermüdungslebensdauer führt. Daher kann es als geeigneter Kandidat für die Kombination mit anderen Oberflächenbehandlungen als abschließende Nachbearbeitungsbehandlung von PBF-LB-Teilen angesehen werden.

Die während der aktuellen Studie verwendeten und analysierten Datensätze sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

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Fakultät für Maschinenbau, Politecnico di Milano, Mailand, Italien

Erfan Maleki, Sarah Bagherifard, Manoj Revuru und Mario Guagliano

Fakultät für Maschinenbau, Karabuk-Universität, Karabuk, Türkei

Okan Unal

Peen Service Srl, Bologna, Italien

Michael Bandini

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EM, SB, MB und MG konzipierten die Studie und definierten die Methodik. EM, OU und MR führten die Experimente durch. EM und SB haben das Haupttextmanuskript geschrieben. EM hat die Grafiken erstellt. Alle Autoren haben das Manuskript überprüft.

Korrespondenz mit Sara Bagherifard.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Maleki, E., Bagherifard, S., Unal, O. et al. Die Effizienz des Trommelfinishens als abschließende Nachbehandlung zur Ermüdungsverbesserung von gekerbtem Laser-Pulverbettschmelzverfahren AlSi10Mg. Sci Rep 13, 4602 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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Eingegangen: 21. September 2022

Angenommen: 27. Februar 2023

Veröffentlicht: 21. März 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-30660-6

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Die Effizienz des Trommelfinishens als abschließender Beitrag