Wang等[16]研究了SLM成形Inconel 718合金沉积态和热处理(heat treatment，HT)态的组织结构和力学性能，发现热处理对提高合金性能有较大的影响。Divya等[17]对SLM成形CM247LC镍基高温合金的沉积态、HT态的组织结构和析出相进行了研究，发现沉积态合金中的位错主要分布于亚晶界上，合金内部存在较大应力。Holland等[18]利用多尺度表征手段研究了SLM和SLM+HT态Inconel 718合金的组织和性能，发现HT可以均匀化组织结构，进而提高合金的硬度和耐磨性。同时，还发现在SLM+HT态Inconel 718合金中存在再结晶和孪晶。Li等[19]对SLM Inconel 625进行了研究，发现沉积态合金具有较高的硬度和较大的晶格畸变，且在成形方向上具有<001>织构。热处理后晶粒呈2种不同形态，且在晶粒边界处有碳化物析出。Kunze等[20]研究了SLM IN738LC沉积态和热处理态的组织和性能的各向异性，发现SLM成形件在沉积方向和激光扫描方向上普遍存在立方织构。Davies等[21]研究了激光成形C263镍基高温合金成形方向以及热处理制度对组织的影响，发现不同的热处理制度对合金织构产生不同的影响，适宜的热处理制度能够消除合金的织构。热处理后，合金晶界类型与晶界析出物对合金高温力学性能有影响。
虽然科研人员对高温合金材料的SLM制备进行了较多研究，但对粉末高温合金的SLM制备研究较少。传统工艺制备粉末高温合金FGH4096M时，其流程长且过程相对复杂，最终产品受各工艺环节要求制约，无法有效实现结构件轻量化的设计，且合金内部存在原始颗粒边界等问题。本工作通过SLM技术制备了FGH4096M合金，对SLM沉积态和热处理态FGH4096M合金的组织和性能进行研究，以期为后续粉末高温合金的SLM制备和轻量化设计，及提高航空发动机推重比提供数据参考。
1 实验方法
采用真空感应气雾化法制备FGH4096M高温合金粉末，粉末平均粒径约为25 μm，其化学成分(质量分数，%)为：C 0.033，Cr 15.84，Co 13.3，Mo 4.12，W 4.08，Ti 3.79，Al 2.26，Nb 0.78，Zr、B、Mg微量，Ni余量。
采用Concept Laser SLM设备制作FGH4096M高温合金沉积态试样。该设备采用单模光纤激光器，最大功率95 W，光斑直径45 μm，激光最大扫描速率7000 mm/s，成形空间90 mm×90 mm×80 mm。设备利用Ar气作为保护气体，以保持成形腔内O含量在100×10-6以下。制备时的激光功率为95 W，上下相邻两层采用旋转90°的扫描策略，扫描速率1300 mm/s，扫描间距30 μm，铺粉厚度25 μm，制备10 mm×10 mm×10 mm方块进行形貌检测，制备标距尺寸为25 mm×4 mm×2 mm试样进行拉伸测试。
对SLM沉积态试样进行热处理。热处理分为3种方式：直接时效(direct ageing，DA)、固溶+时效(solid solution+ageing，SSA)和双固溶+时效(double solid solution+ageing，DSSA)。DA：760 ℃保温20 h，空冷。SSA：分为1050和1130 ℃ 2种固溶处理方式，分别保温4 h、水冷，而后再760 ℃保温20 h、空冷。DSSA：首次固溶处理为1170 ℃保温4 h、水冷，二次固溶处理为1050 ℃保温4 h、水冷，而后760 ℃保温20 h、空冷。热处理过程中加热速率均为10 ℃/min。
对SLM沉积态和热处理态的试样组织和性能进行表征。对各状态下的试样进行研磨、抛光后，使用10 g CuCl2+100 mL HCl+100 mL C2H5OH试剂进行腐蚀，并在XTX-200光学显微镜(OM)下观察样品组织形貌。对各状态下的SLM试样进行研磨、抛光后，采用30 V直流电源在20%H2SO4+80%CH3OH (体积分数)试剂中电解抛光45 s，然后采用5 V直流电源在9 g CrO3+90 mL H3PO4+30 mL CH5OH试剂中电解腐蚀10 s。在JSM-6701F冷场发射扫描电子显微镜(SEM)下观察样品组织，并利用配备的能谱仪(EDS)进行微区成分检测。在WDW200D万能试验机上对各状态下的SLM试样进行室温拉伸性能测试，试样拉伸方向平行于沉积方向。用EVO-18 SEM观察样品断口形貌，通过电子背散射衍射(EBSD)系统获取晶体取向信息，步长1 μm。利用HKL Channel 5软件对数据进行分析。使用U900多功能硬度计测量Brinell硬度，压头直径2.5 mm，施加力1838.75 N。采用Archimedes排水法测量各状态合金致密度。
2 实验结果
图1
图1
FGH4096M合金粉末形貌及粒径分布
Fig.1
Morphology (a) and distribution of particle size (b) of FGH4096M alloy powder
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图2a所示为SLM沉积态FGH4096M合金的EBSD取向分布图，利用标准反极图(图2a嵌入图所示)在沉积方向Z的颜色来表示合金晶粒取向(后续EBSD取向分布图采用相同方式)。由图可以看出，沉积态合金内晶粒呈棋盘式分布，且多为不规则形状。在棋盘的每个方格中间，存在尺寸较大的晶粒；而在方格边缘，存在尺寸较小的晶粒，这些晶粒多为等轴状或长条状，在沉积方向Z上呈现出较强的<100>织构。图2b所示为沉积态组织的OM像，显示出规则排列的激光熔池轨迹，图中不同的晶粒衬度也不同。图2c为图2b中1区域的放大图，可以看出，合金晶粒内部存在具有相同生长方向的树枝结构和等轴结构，且在同一晶粒内的亚结构晶体取向近似相同，这种组织结构类似于铸造和定向凝固的组织结构[13,16,22,23]，形成这种组织形貌主要归因于SLM的层层叠加原理和其较快的凝固速率(>103 K/s)[22]。较快的凝固速率使得树枝结构和等轴结构的平均宽度为0.5 μm，如图2d所示，合金以呈等轴结构或树枝结构的奥氏体基体γ相为主，在等轴结构边界处存在白色精细的MC碳化物[17,24]，如图中A处MC碳化物所示，其能谱如图2e中的Point A，对比基体B处的能谱(如图2e中Point B)，A处的C、Ti含量高4倍，而Nb的含量高近8倍。图2d中尺寸在50~100 nm的MC碳化物多在多个等轴结构边界的交汇处析出，而尺寸在50 nm以下的MC碳化物基本在相邻2个等轴结构共用的边界上析出。这说明在等轴结构的边界交汇处存在较高的原子混合熵，不规则的原子排列提供了较多的扩散通道[25]，因此有利于偏析元素的快速扩散，使得该处析出的碳化物尺寸较大。在等轴结构内部存在数量较少的球形γ'相，尺寸小于100 nm[13,17,22]。
图2
图2
选区激光熔化(SLM)沉积态FGH4096M合金的组织形貌、EBSD像及EDS分析
Fig.2
Morphologies, EBSD and EDS analyses of SLM FGH4096M alloy (SLM—selective laser meling)
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(a) EBSD orientation map indicating grain morphology and texture (Inset is the standard inverse pole figure (IPF) relative to the building direction Z,
(b) OM image (c) enlarged view of zone 1 in Fig.2b showing grain morphology(d) equiaxed structures (e) EDS analysis of points A and B in Fig.2d
图3为SLM+DA FGH4096M合金的组织形貌与EBSD分析。图3a中合金晶粒仍呈棋盘式分布，晶粒多为不规则形状。棋盘方格中心以较大晶粒为主，但是边沿的细晶数量相对沉积态要少得多，且方格内较多的大晶粒在成形方向Z具有<100>织构。时效后，合金的晶粒形貌与图3a一致(图3b)，合金晶粒内的树枝结构和等轴结构形貌(图3c)，较沉积态合金并没有发生较大变化，亚结构平均宽度为0.5 μm。时效后，等轴结构内部和边界处析出大量纳米级γ'相(图3d)，平均尺寸在30 nm，呈近球形或椭球形，等轴结构边界处γ'相数量较内部多。γ'相如此分布的主要原因是SLM FGH4096M合金在较高的凝固速率下，树枝结构和等轴结构边界处存在较多的位错等缺陷[25,26,27,28,29]，而在时效过程中，Al、Ti等强化元素较多聚集在树枝结构和等轴结构边界处，进而促进γ'相的析出。
图3
图3
SLM+DA (直接时效) FGH4096M 合金组织形貌与EBSD分析
Fig.3
Microstructures and EBSD analysis of SLM+DA FGH4096M alloy (DA－direct ageing)
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(a) EBSD orientation map indicating the grains morphology and texture
(b) OM image (c) grains morphology (d) equiaxed structures
图4所示为SLM+SSA (1050 ℃) FGH4096M合金的组织形貌与EBSD分析。图4a中的晶粒组织形貌与沉积态变化不大。晶粒棋盘式分布较为明显(图4b)，图4b中1区域的高倍观察(图4c)表明，在棋盘方格内的晶粒内仍可观察到树枝结构和等轴结构，沿着树枝结构方向存在数量较多且规则排列的精细析出物。通过图片衬度可以看出，晶界处析出物尺寸较晶内大。图4d所示为合金内γ'相析出形貌，在晶粒内规则排列着平均尺寸为180 nm的γ'相，形状呈近球形或立方形，通过图3d和图4c的分析可以推测出，晶内γ'相沿树枝结构边界排列析出，由于树枝结构在晶内沿某一方向呈整齐排列，因此晶内γ'相也呈现出相同的趋势。与此同时，晶内沿树枝结构生长的部分γ'相发生融合长大现象，如图4d中虚线圆圈所示。在晶界处析出平均尺寸为400 nm的γ'相，呈不规则形状，从图中可以看出，晶界处的γ'相正在融合长大，其长大方式为不同取向的γ'相相互融合，进而形成不规则形状，如图4d中实线圆圈所示。强化相的融合长大，主要原因是SLM FGH4096M合金在较快的冷却速率下处于过饱和状态，而1050 ℃低于γ'相的完全溶解温度，因此合金在该固溶处理过程中，以γ'相析出为主，而此时温度相对较高，加快了强化元素的扩散，由于等轴结构和树枝结构边界处存在较多位错等缺陷，原子混合熵较高[27,28,29]，与晶界共同成为强化元素偏聚的地方，因而γ'相优先在这些位置析出，随着强化相的快速长大，发生融合长大现象。
图4
图4
SLM+SSA (1050 ℃固溶+时效) FGH4096M合金组织形貌与EBSD分析
Fig.4
Microstructures and EBSD analysis of SLM+SSA (1050 ℃) FGH4096M alloy (SSA—solid solution+ageing)
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(a) EBSD orientation map indicating the grains morphology and texture
(b) OM image (c) enlorged view of zone 1 in Fig.4b showing grains morphology
(d) morphology of γ' phase (The dotted circles: γ' phases fusing in grain; the black circles: γ' phases fusing at grain boundaries)
图5为SLM+SSA (1130 ℃) FGH4096M合金的组织形貌与EBSD分析。图5a中，晶粒组织形貌发生较大变化，晶粒呈随机分布，趋于等轴晶，晶内颜色均匀，说明晶内取向差小，合金晶粒取向随机。图5b表明，晶内树枝结构和等轴结构基本消失，这主要是由于回复和再结晶的发生，促进了亚结构内位错的消失。晶界附近存在精细的再结晶晶粒，这与图5a中EBSD所示晶粒形貌一致。图5c为SLM+SSA (1130 ℃)合金内析出相形貌，晶内γ'强化相呈球形或立方形，平均尺寸为50 nm，晶界处存在极少量尺寸约为280 nm的γ'相，呈不规则形状。这是由于该固溶处理温度高于γ'相的完全溶解温度，在该温度下合金强化元素溶于基体，合金处于过饱和状态，在水冷过程中，由于冷却速率快，只有晶界处少量γ'形核，在后续的时效过程中优先缓慢长大。
图5
图5
SLM+SSA (1130 ℃) FGH4096M合金组织形貌与EBSD分析
Fig.5
Microstructures and EBSD analysis of SLM+SSA (1130 ℃) FGH4096M alloy
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(a) EBSD orientation map indicating the grains morphology and texture
(b) grains morphology(c) morphology of γ'
图6所示为SLM+DSSA FGH4096M合金的EBSD取向分布及组织形貌。可以看出，合金晶粒与图5a中形貌相近，且合金内存在较多孪晶。图6b表明，合金晶粒呈不规则形状，趋于等轴晶，晶界处存在数量较少的再结晶晶粒，晶内树枝结构和等轴结构消失，合金内伴有孪晶的出现，与图6a相符。图6c所示为SLM+DSSA合金内γ'相析出形貌，γ'相呈3种状态：一次γ'相呈不规则形状，分布于晶界，平均尺寸为1 μm；二次γ'相呈立方状或花瓣状，分布于晶内，平均尺寸500 nm；三次γ'相分布于一次和二次γ'相之间，较大的呈立方状、铃铛状或花瓣状，尺寸在150 nm，较小的呈球形，尺寸在几十个纳米。当合金经历第一个固溶温度1170 ℃时，合金处于过固溶状态，固溶元素均匀分布于基体内部，由于SLM沉积态FGH4096M合金具有快速凝固特征，合金内部存在较多空位、位错等缺陷，经过1170 ℃固溶处理后，合金内部仍存在部分缺陷，但在固溶冷却过程中，晶界处优先发生少量γ'相形核。当合金经历第二次固溶处理(1050 ℃)，此时合金处于亚固溶状态，因此合金元素快速扩散，由于晶界处强化相析出能垒低，所以优先在晶界处偏聚，形成一次γ'相。再者，在第一次冷却过程中形核的γ'相开始长大，也形成一次γ'相。在固溶处理中后期，合金元素在晶内空位、位错附近偏聚形成二次γ'相，固溶处理后期，部分三次γ'相开始形核。在时效过程中，一次、二次γ'相尺寸增加，形核后的三次γ'相开始长大，形成尺寸较大的三次γ'相，较小尺寸的三次γ'相开始形核长大。在1050 ℃二次固溶处理时，一次γ'相、二次γ'相开始主要以强化元素的扩散、偏聚进行长大。直到时效过程中，较大尺寸的三次γ'相长大，较小尺寸的三次γ'相形核后，合金基体内强化元素含量较低，此时由于合金内较多二次、三次γ'相，导致合金内部界面能高。系统为降低自身能量，一次、二次γ'相开始吸收其周边三次γ'相进行融合、长大。
图6
图6
SLM+DSSA (双固溶+时效)FGH4096M合金组织形貌与EBSD分析
Fig.6
Microstructures and EBSD analysis of SLM+DSSA FGH4096M alloy (DSSA—double solid solution+ageing)
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(a) EBSD orientation map indicating the grains morphology and texture for SLM+DSSA alloy
(b) grains morphology
(c) morphology of γ' (Inset shows the enlarged view)
图7
图7
SLM FGH4096M合金不同处理状态下的拉伸性能
Fig.7
Tensile properties of SLM FGH4096M at room temperature under different conditions (δ—elongation, Rm—tensile strength, Rp0.2—yield strength)(a) strength and elongation
(b) hardness
(c) relative density
图7b所示为SLM及SLM+HT态FGH4096M合金Brinell硬度。可以看出，SLM+DA和SLM+SSA (1130 ℃) 态合金硬度相对较高，分别为448.87和429.56 HB。而SLM沉积态合金硬度相对较低，为276.67 HB。由硬度对比可以看出，合金内存在大量均匀致密的三次γ'相时，能够有效提高合金硬度，此时合金硬度最高。
图7c所示为SLM及SLM+HT态FGH4096M合金相对致密度的均值。合金的相对致密度趋势呈倒“V”形状，SLM+SSA (1130 ℃)态合金的相对致密度最高，为99.7%。由图可以看出，随着固溶温度的提高，合金致密度增加，这主要是由于SLM合金内存在较高的应力，且在较高的固溶温度下应变的释放及合金元素的扩散，能够促进合金内孔隙的缩小，进而提高合金的致密度。但当合金固溶温度过高且固溶时间增加时，合金致密度会下降。
图8所示为SLM沉积态和3种热处理态FGH4096M合金的室温拉伸断口形貌。可以看出，沉积态合金断口中存在数量较多的韧窝(图8a)，韧窝深，且尺寸相对较大，这也证明了合金具有较高的塑性，与沉积态合金具有较高的延伸率相符。SLM+DA态合金的拉伸断口中存在大量解理断裂的小台阶(图8b)，韧窝少且浅，呈脆性断裂特征。SLM+SSA (1050 ℃)合金的拉伸断口中存在较多韧窝(图8c)，较沉积态韧窝尺寸小、深度浅，但合金仍呈塑性断裂。SLM+SSA (1130 ℃)合金的拉伸断口中存在数量较多的韧窝(图8d)，尺寸相对较小，可观察到少量撕裂棱，撕裂棱的出现是合金延伸率较高的另一表现。SLM+DSSA合金的室温拉伸断口形貌如图8e图所示，合金内韧窝数量少，且断口内存在少量的微裂纹(如图黑色虚线圆圈所示)，合金内部存在较多解理小台阶，呈穿晶断裂。二次裂纹的出现验证了该状态下合金的延伸率降低，同时一定数量二次裂纹的出现也说明合金内存在较高的应力，这与合金内γ'与基体有较大晶格畸变相一致。
图8
图8
SLM FGH4096M合金不同处理状态下室温拉伸断口形貌
Fig.8
Tensile fracture morphologies of SLM FGH4096M alloy at room temperature under different conditions
(a) SLM (b) SLM+DA (c) SLM+SSA (1050 ℃) (d) SLM+SSA (1130 ℃)(e) SLM+DSSA (The dotted circles: secondary cracks)
3 分析讨论
与SLM沉积态合金相比，SLM+DA合金组织没有明显变化，但合金内部析出大量纳米级γ'相。强化相的析出是2种状态合金不同性能表现的主要影响因素。由于SLM沉积态FGH4096M合金具有较高的冷却速率，合金处于过饱和状态，因此在时效过程中γ'强化相均匀、致密地分布于合金内部，导致合金内位错滑移通道大量减少，位错滑移所需外力增加，从而也增加了合金的屈服强度，但强度和硬度增加的同时，由于位错滑移通道减少，位错滑移困难，使得合金延伸率降低。
同样，与SLM+DA合金相比，SLM+SSA (1050 ℃)合金的强度和硬度增加，但增幅较小，合金延伸率较高。SLM+SSA (1050 ℃)合金经固溶处理，部分γ'相在晶界、树枝结构边界和等轴结构边界上偏聚析出，从而消耗了固溶于基体的强化元素，进而使得合金在后续时效过程中，三次γ'相的析出并不很均匀、致密，增加了位错迁移通道，合金强化元素的偏聚，降低了强化相的析出数量。因此SLM+SSA (1050 ℃)合金强度和硬度虽有所提高，但幅度不明显，延伸率却较SLM+DA态合金高。
图9
图9
不同处理状态下SLM FGH4096M合金局域取向差角和EBSD局域取向差分布图
Fig.9
Curves of local misorientation angles (a) and EBSD local misorientation maps (b~f) of the SLM FGH4096M under the treatments of SLM (b), SLM+DA (c), SLM+SSA (1050 ℃) (d), SLM+SSA (1130 ℃) (e) and SLM+DSSA (f)
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SLM+SSA (1130 ℃)合金和SLM+DSSA合金经过较高的温度进行固溶处理，使得具有较高储存能的沉积态合金晶界快速迁移并产生再结晶，合金晶粒开始向等轴晶趋势发展，与此同时合金伴有快速的回复过程，因此合金组织发生了较大的变化。如图9a所示，经过热处理后，SLM+SSA (1130 ℃)合金和SLM+DSSA合金的局域取向差角降低。图9e和f所示分别为SLM+SSA (1130 ℃)和SLM+DSSA合金的局部取向差分布图，比较图9b~d，合金内部应变大幅降低，且合金应变分布相对均匀。对比SLM+SSA (1130 ℃)合金与SLM+DA合金，SLM+SSA (1130 ℃)合金表现为强度相对较低，但延伸率相对较高的特点，二者区别在于晶粒形貌和局部取向差角的不同；对比SLM+DSSA合金与SLM+SSA (1050 ℃)合金，SLM+DSSA合金表现为强度较高，但延伸率低的特点，二者除了晶粒形貌和局部取向差角不同外，SLM+DSSA合金中二次γ'相和较大尺寸的三次γ'相出现分裂现象。从2组对比实验中可以看出，立方状或花瓣状的γ'相与γ基体存在较高的晶格畸变，也正由于晶格畸变的发生，有效地阻碍了位错的滑移，提高了位错滑移阻力，降低了合金的延伸率，弥散分布的立方状或花瓣状的γ'相同时也提高了合金的强度。这一现象也体现在SLM+DSSA合金屈服强度高于SLM+SSA(1130 ℃)合金。
图9中，SLM、SLM+DA和SLM+SSA (1050 ℃)合金内存在较高的局域取向差，即这3种处理状态的合金内存在较高的应变，而SLM+SSA (1130 ℃)和SLM+DSSA合金中的局域取向差较低，即合金内应变较低。而前三者的微观组织显示合金晶粒内存在树枝结构和等轴结构，后两者中并未观察到这些结构。说明SLM沉积态合金中的树枝结构和等轴结构是应变产生的关键因素，也为合金提供了较高的储存能，是合金在较高温度下发生再结晶的前提。对比SLM+DA合金和SLM+SSA (1130 ℃)合金，SLM+DA合金具有较高的强度，二者主要区别在于局域取向差和晶粒形貌，而树枝结构和等轴结构是局域取向差产生的关键因素。因此可以推断出精细树枝结构、等轴结构和细小的晶粒是提高SLM+DA合金强度的另一影响因素，即精细的组织结构达到细晶强化的效果，具有提高合金强度的作用。
4 结论
(1) SLM沉积态合金晶粒内存在精细的树枝结构和等轴结构，在这些结构边界处存在少量碳化物，内部存在少量γ'相。由于SLM沉积态合金经历较快的凝固速率，合金以γ基体为主，进而SLM沉积态合金有较高的延伸率。
(2) 合金经热处理后，大量的γ'相析出，合金强度提高。γ'相析出数量、尺寸、分布、状态等对合金力学性能产生较大影响。均匀、致密分布的纳米级γ'相，能够有效提高合金的拉伸强度，因此SLM+DA和SLM+SSA (1130 ℃)合金强度相对较高。立方状或花瓣状γ'相与基体发生较大的晶格畸变，进而也能够提高合金强度，这是SLM+DSSA合金屈服强度较高的因素之一。较沉积态而言，4种热处理态合金强度都有较大幅度提高，SLM+DA合金强度最高，SLM+SSA合金在保证较高强度的同时，还具有较高的延伸率。
(3) 合金在相对较低的温度下进行热处理，处理后的合金内仍旧保持树枝结构和等轴结构，合金内应变相对较高；当固溶温度相对较高时，由于回复和再结晶的发生，树枝结构和等轴结构消失，应变降低。在一定程度上，精细的树枝结构和等轴结构，对合金起到细晶强化的作用。
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[J].Chronic dopamine (DA) monitoring is a critical enabling technology to identify the neural basis of human behavior. Carbon fiber microelectrodes (CFM), the current gold standard electrode for in vivo fast scan cyclic voltammetry (FSCV), rapidly loses sensitivity due to surface fouling during chronic neural testing. Periodic voltage excursions at elevated anodic potentials regenerate fouled CFM surfaces but they also chemically degrade the CFM surfaces. Here, we compare the dimensional stability of 150 mum boron-doped ultrananocrystalline diamond (BDUNCD) microelectrodes in 1X PBS during 'electrochemical cleaning' with a similar-sized CFM. Scanning electron microscopy and Raman spectroscopy confirm the exceptional dimensional stability of BDUNCD after 40 h of FSCV cycling (~8 million cycles). The fitting of electrochemical impedance spectroscopy data to an appropriate circuit model shows a 2x increase in charge transfer resistance and an additional RC element, which suggests oxidation of BDUNCD electrode surface. This could have likely increased the DA oxidation potential by ~34% to +308 mV. A 2x increase in BDUNCD grain capacitance and a negligible change in grain boundary impedance suggests regeneration of grains and the exposure of new grain boundaries, respectively. Overall, DA voltammogram signals were reduced by only ~20%. In contrast, the CFM is completely etched with a ~90% reduction in the DA signal using the same cleaning conditions. Thus, BDUNCD provides a robust electrode surface that is amenable to repeated and aggressive cleaning which could be used for chronic DA sensing.
Inconel 939 processed by selective laser melting: Effect of microstructure and temperature on the mechanical properties under static and cyclic loading
[J].
Influence of post heat treatments on anisotropy of mechanical behaviour and microstructure of Hastelloy-X parts produced by selective laser melting
[J].
Effect of heat treatment on microstructure and properties of FGH4096M superalloy processed by selective laser melting
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China Superalloys Handbook (Book 2)
[M].
