Nature子刊：侧分支在激光粉末床熔合显微组织形成中的作用

互推小编 2023-07-31

长三角G60激光联盟导读

本文对侧分支在激光粉末床熔合显微组织形成中的作用研究。

摘要：通过增材制造(例如3D打印)制造高质量的产品需要深入了解微观结构的进展。本文报道了侧分支在激光粉末床熔合合金组织发展中的调控作用。我们发现，细胞(或树突)侧面的扰动有助于晶体随局部热通量的变化而沿正交方向发生侧枝化，从而改变生长方向。连续的外延生长导致细长的柱状晶粒局限在熔池的中心线，而熔池两侧频繁发生的侧分支使晶体能够跟随相邻熔池的热梯度的剧烈变化，从而导致晶粒的大幅拓宽。扫描模式的变化可以中断垂直柱状组织，但促进层内和层外的侧分支，特别是导致层间旋转67°的棋盘式组织螺旋生长。

简介

增材制造(AM)，也被称为3D打印，被认为是第四次工业革命的关键推动者。AM在制造复杂结构方面提供了巨大的优势，将设计师从几何限制中解放出来，为开发新材料铺平了道路，这些新材料的构建模块可以精心构造，以实现前所未有的性能。然而，通过AM制造高性能和可靠的产品存在重大挑战，特别是在金属部件方面。这些挑战本质上与孔隙度的形成和凝固过程中复杂组织的发展有关。

为了应对这些挑战，除了在深入了解加工现象方面做出许多努力外，还必须深入了解从单轨道到多层沉积的凝固过程中复杂的组织发展，以及在AM中孔隙率对组织发展的影响，以增加裁剪组织的信心，从而提高合金性能。经常有报道称，晶体的外延生长是3D打印合金组织发展的最主要现象，导致几乎所有打印合金(如钢，Inconel 718, Ti6Al4V, Al合金，高熵合金)都能观察到柱状晶粒组织。

然而，以往的研究大多没有揭示外延生长如何影响单轨到多轨沉积微观组织的形貌和空间分布。虽然经常报道具有优选取向(通常为[001]//构建方向)的柱状微观结构，但空间晶体取向要复杂得多。

例如，Piglione等人报告说，实际上有两个主要的首选方向(具有非常独特的形态)是交替的，并位于特定的位置，用于双向扫描，而不需要在层之间旋转。导致这些形态、空间分布和晶体取向的潜在机制尚不清楚，需要理解，因为这将使微观结构更好地控制在AM中的特定位置。

许多关于铸造和焊接凝固组织的研究表明，关键的热参数如热梯度和等温线速度控制着晶体的生长，从而控制着组织的形态、空间分布和取向。特别是，Rappaz等人进行了一项基础研究，揭示了在单晶衬底上的单次沉积中热剖面、外延生长和晶体取向之间的详细联系。然而，AM需要在多晶衬底上进行多次沉积循环。因此，研究多晶衬底上的微观结构在空间上是如何从单轨向多轨层发展的仍然很重要。

特别是，AM在改变工艺参数方面具有强大的能力，可以有效地改变熔池的热参数，从一层到另一层，从一层到另一层，使材料微观结构能够剪裁到特定位置，以实现所需的机械性能。此外，重要的是要强调扫描策略在控制优选纹理和最小化已制成部件的柱状晶粒、残余应力和开裂行为以实现所需力学性能方面的影响作用。利用扫描策略来调整微观结构，从而调整力学行为的机会，重申了在扫描策略的变化下，研究从单轨沉积到多轨沉积层外延生长过程中微观结构的晶体取向、形貌、空间分布和长度尺度的细节的必要性。

本研究通过检测凝固组织(形貌、长度尺度和晶体取向)，并将其与局部热参数联系起来，研究了单轨和多层轨熔体特定位置上微观组织发展的潜在机制，从而解释了扫描策略变化下微观组织的空间分布和塑性各向异性。

结果

凝固组织和热剖面

x射线衍射表明，这两种合金在接收的粉末和LPBF制备的材料中都由单一面心立方相组成(补充图1)。通过扫描电镜和EBSD扫描的电子显微镜观察，通过透射电子显微镜检测到纳米级氧化物，支持了单一FCC相的观察。

图1a, b是横切于单个扫描轨迹的横截面，图1a, b显示熔池由多个柱状细胞域组成，这些柱状细胞域是由衬底中现有的多颗粒外延生长而来，在细胞从衬底开始生长的位置，它们的细胞轴紧密垂直于融合线(图1b)。此外，细胞方向与细胞轴平行<001>(见图1a中所示的单位细胞线框)。由于融合边界处的局部热梯度(G)也垂直于边界(图2a-c)，细胞的生长轴和<001>方向均与G(最大热流)对齐，这与以往的研究结果吻合良好。图1c显示了合金中细胞的横截面(图1c的顶部和底部区域)和纵向视图(图的左侧和右侧区域)。打印的HEA的算术平均细胞间距约为0.61 μ m。

图1:单层HEA和多层HEA的凝固组织。沿构建方向(BD)的EBSD逆极图(IPF)图和HEA单轨道细胞的二次电子图像。c远离构建物/底物界面区域的细胞。d - f在316L熔池中制备的316L凝固组织，e和f分别为熔池内胞域的横截面和纵截面。

图2:316L熔池的热剖面。a相邻两个熔池示意图(虚线为熔点前沿，实线为凝固前沿);其中，Vb、vi分别为光束速度和凝固前沿速度;Δt为激光束的脉冲时间。b两个连续熔池的侧视图(与沉积轨迹平行):内实线和外实线分别为当前熔池的液相线和固相温度，虚线为最近的熔池)。向量的方向和长度表示G. c . a - a断面横于沉积轨迹的方向和大小(注:熔池右侧的曲结等温线是为了模拟未熔化粉末的存在而故意引入的局部热传导变化所致)。d G(实线)和vi(虚线)沿液线锋从熔池底部到顶部的变化。e单元间距的变化:图1d所示单元的实验测量(误差条表示不确定度的一个标准偏差)与沿熔池底部的距离拟合。

类似地，在AM 316L中形成的现有晶体外延生长的多个细细胞畴(图1d)。图1e中316L细胞的平均间距为0.63 μm，与HEA中的细胞几乎相同。在这两种合金中，沿两层连续熔池中心线的晶胞在两个熔池中保持外延生长而不改变生长方向。这些细胞的轴也与熔池包膜底部的熔合线紧密垂直，证实了细胞的生长方向与热梯度反平行(图2c)，这与先前的研究一致。

图1d, e表明细胞具有棒状结构。细胞区域纵向视图的高倍放大图像显示，杆状细胞具有起伏的表面。由于细胞只能在化学蚀刻后才能看到，因此化学扰动导致表面波动。这表明，虽然较高的冷却速率可以阻止二次臂的形成，但在与初级生长方向正交的方向上，固液界面仍然存在不稳定性。这种侧不稳定性的存在表明细胞正处于从细胞生长到树突生长的过渡阶段，类似于激光和电子焊接。

由于HEA和316L是立方晶体，所有相同结构域的细胞都沿<001>方向生长，这与先前的研究一致。为了更好地了解细胞从外延生长位置到熔池顶部的空间发育情况，图1d所示的细胞区域内细胞间距的局部变化是熔池底部位置的函数。在该位置测量的间距从接近底部的0.43 μ m增加到接近熔池顶部的0.59 μ m。在5ms−1高速电子束焊接的低Cr/Ni不锈钢中，测量到的靠近底部的间距与报道的初级枝晶臂间距一致。

对于给定的合金成分，微观组织发展的控制因素(包括长度尺度)是(i)液体中热梯度的方向和大小G，以及(ii)液相线等温线的速度vi。因此，G和vi是沿着液相线计算的，并在FEA模拟的稳态熔池内(图2a-d)。在匹配熔池尺寸的基础上，对FEA模拟进行了验证(Supplementary Note 1)。此外，熔合线处的热梯度G方向与熔合线呈法向关系，如图2b、c所示，与前人研究一致20，证实了热通量与细胞生长方向的关系。由于每个熔池都是垂直沉积的，因此中心的G方向是垂直的，不向熔池顶部变化。相反，熔池两侧的G在接近熔池中心时逐渐改变方向(图2c)。

孔隙对微观结构发育的影响

3D打印部件通常含有孔隙率，这可能导致局部热场的变化，从而改变凝固组织。在AM中，根据形成机制，可将孔隙度分为三种类型:小孔、包裹气体和缺乏融合5。当在熔化材料时使用了过大的功率密度，导致功率束深入到下层时，就会发生钥匙孔。在3D打印构建中，锁孔的崩溃导致熔池底部的孔隙。虽然雷尼肖am250制造的316L最顶层熔池的尺寸测量(补充图2)表明316L主要是在传导模式下制造的，但在构件的次表面经常观察到小孔孔(图3a)，这可能是由于转弯10时梁的减速和加速。由于包裹气体形成的孔隙(无论是由于粉末内部存在的气体，还是由于融合过程中蒸发的物质)通常是球形的，通常小于锁孔孔和缺乏融合的孔隙(图3b)。

当没有足够的熔融金属流动来填充间隙(特别是熔池之间)时，就会发生熔合不足，导致不规则的孔隙(图3c)。孔隙的存在为观察细胞的三维形态提供了机会。图3b显示，凝固组织呈层状排列，每层由许多平行的棒状细胞组成。气孔的存在会导致晶体生长的中断，这取决于气孔的大小。图3b中，小气泡的夹持并没有引起凝固组织的明显变化，而图3c中大的未融合孔导致组织的尺寸和形貌发生了显著变化。细细胞存在于孔隙下方的区域，而粗糙的微观结构存在于孔隙上方的区域。大孔隙的重要作用在于大孔隙可以起到保温作用，导致孔隙以上区域G和vi的降低。

图3c中孔隙导致的冷却速率降低估计约为两个数量级(补充注2)。有趣的是，在远离缺乏融合孔隙的第一个融合线(图3c的顶部区域)，粗胞状枝晶被大量细化(图3d)。长度尺度的巨大变化表明，一旦沉积了新的熔池，冷却速度又会很高。在两个良好固结的焊缝珠之间的熔合线上通常观察到细胞细化，没有气孔存在(例如，图3e)。这与图2e中电池间距变化的结果相似，其中熔池底部的电池更细，因为熔池底部的vi−0.25 G−0.5低于熔池顶部。

图3:AM 316L的孔隙率和凝固组织。一个锁眼孔。b在含有细小球形包裹气体孔隙的区域内的细细胞层。c缺乏融合孔周围的凝固组织。d在c的中心顶部的放大区域，显示单元格间距的急剧变化。e在两条连续的融合线上发生两次细胞细化。

连续外延而不改变方向

在采用调制和连续激光曝光策略制备的316L合金中，两种FCC合金中的细胞都可以在不改变方向的情况下沿多个边界生长。4a和概念激光图。分别为4e)和HEA构建(图5d)。由于沿熔池中心线的G是垂直的，因此这种槽通常局限在熔池中心并且垂直(即与BD平行)。高G/vi(补充图3)表明柱状生长(在生长的细胞阵列之前没有明显的形核)是有利的，外延生长在微观结构的进化中占主导地位，这在文献8中经常报道。从补充图4可以看出，如果现有固体中细胞的生长方向与细胞生长的局部G很好地对齐(在30°以内)，晶体将继续外延生长到新的熔池中而不改变方向。

图4:AM 316L中由于连续生长和侧分支而导致的组织发展。在双向扫描中，细胞沿中心线沿熔池连续生长(由黑色箭头突出显示)。b-d侧分支在所有扫描策略中都经常出现在熔池两侧。b(3)中的细胞外延生长自(2)中的细胞，而(1)中的细胞则外延生长自(2)中的细胞，c为a中区域TD1上对应的逆极图。d细胞在融合边界处发生侧分支。e连续生长和f侧分支(区域1)和尖端分裂(区域1和2)。注:316L钢采用a-d调制激光束(Renishaw)和e - f连续波激光束(Concept laser)制备;b和c中的虚线表示熔池边界;b和c在AIP Publishing提供的许可下被重用。

图5:后续层无旋转线性双向扫描制备的316L和HEA显微组织a由雷尼绍AM250和概念激光器在316L中观察到的晶体学方向的极图。b, c分别由Renishaw AM250和Concept Laser在316L中制备的晶体学取向沿建筑物方向的逆极图。d由Reninshaw AM250制造的HEA从变形钢基板上沉积的第一层到顶部的微观结构变化。e侧分支主要发生在HEA构建中相邻的熔体轨道之间。

侧支

在316L和HEA中经常可以看到，如果现有晶体的生长方向不是很好地与G对齐，细胞仍然可以外延生长，但生长方向发生了变化(图4b-d，图4f和5b中的区域1)。图4b显示了细胞的三个区域(标记为(1)，(2)和(3))。(1)的细胞已存在且与(1,2)融合线切向，(3)的细胞不在平面上。图4c中的晶体学取向图显示，(1)中的细胞沿<001>晶体学方向(例如[100])生长，并倾斜于BD。(2)中的细胞沿垂直<001>方向生长，例如[010];(3)中的细胞沿第三个垂直方向生长，[001]。

对于立方合金，三个方向对称等效，均属于<001>族，使得胞元(1)、胞元(2)和胞元(3)由于外延生长而属于同一晶粒，但生长方向发生90°变化。事实上，从图4b、c可以看出，(2)中的细胞从(1)中已有的细胞侧面分支出来。图4d可以更清楚地显示出侧面分支，左下熔池中的细胞从右上区的细胞侧面分支出来，导致生长方向发生90°的变化。由于新熔池熔合线处的局部G垂直于熔合线，生长方向的变化是由热流的变化驱动的。与局部G的变化一起，图4d强调了小扰动对细胞的重要性，因为这些扰动为响应热流通量变化的侧分支提供了现成的位置，即使侧分支更容易发生。

熔池形成后，由于G的变化，熔合线常发生侧分支。然而，即使在熔池内，G也因位置而显著不同。熔池形状和熔融金属动力学的复杂性会导致热廓线的更多扰动。细胞可能最初成长的易磁化方向平行于初始局部G,但是随着他们的成长,不同地区的一个新的本地G细胞增长不再是可取的,甚至促进侧支的细胞内熔池(补充图5 a, b)。侧支的单个细胞内熔池导致复杂的增长路径,例如纵横交错,平面结构的细胞(补充图。5 c),因此复杂的颗粒形态。值得注意的是，当通过EBSD映射在2D横截面上观察时，熔池内的侧分支可以导致柱状细胞呈现等轴状。因此，对EBSD晶粒组织映射的解释需要谨慎进行。

应该注意的是，在调制激光系统(图4a-d)和连续激光系统(图4e, f)中，连续生长、尖端分裂和侧分支被认为是主要的，并负责微观结构的发展，导致统计上相同的微观结构(图5a, b和c):例如，在不旋转的双向扫描中，细长([001]//BD)-沿熔池中心线的晶粒和([101]//BD)-横跨在熔池两个轨道之间的晶粒(图5b, c)。

只有一些小的区别:Renishaw 316L具有更长的柱状晶粒(图5b, c)，因为更高的功率强度(180 W)导致更深的熔池。在Renishaw和Concept构建中看到的相同的底层机制并不令人惊讶，因为曝光时间(60µs)和光点间距(60µm)非常短。Hooper表明，当光束位于下一个点时，前一个点仍然是液体，而相邻点开始熔化，使调制光束成为伪连续的。有限元模拟证实，相邻熔池有效地在约1mm的长度尺度上形成了一个伪连续熔池，尽管激光光束的调制导致熔池在熔点之间的瞬态分布不同(补充视频1和2)。此外，在316L钢中看到的潜在机制也在HEA中观察到。例如，沿中心线的持续生长和熔池两侧频繁的侧分支也导致HEA中分别出现两组细晶粒和宽柱状晶粒(图5d, e)。

扫描策略在显微组织发育中的作用

在本节中，我们利用在前几节中获得的理解来演示在各种扫描策略中侧分支外延生长在微观结构发展中的影响作用。由于所有讨论的晶体生长的潜在机制都可以在316L和HEA中看到，本节只讨论HEA中微观结构的发展对扫描策略变化的响应。在扫描策略1中，后续层双向不旋转，该策略主要导致HEA中两组交替的柱状方向(图5d, e)，这在之前的研究中报道过。其中一组非常纤细，局限在熔池中心，三个<001>方向与BD -构建方向，TD1(即扫描方向)和TD2(与BD和TD1正交)很好地对齐(集合1，图5)。

另一组(集合2，图5d)有两个<001>与BD和TD2对齐约45°，而第三个几乎平行于TD1。第2组位于两个相邻熔池的两侧，比第1组厚得多。集合1是由于熔池底部中心的晶胞倾向于沿着熔池中心线与G很好地对齐(图2c和4a)，形成<001>垂直并平行于BD，晶体沿熔池方向连续外延生长而产生的结果;因此，另一个<001>与扫描方向- TD1紧密平行，使得三个<001>与样品(BD, TD1, TD2)坐标很好地对齐。这种扫描策略导致熔体轨迹垂直排列的堆叠顺序，促进熔池中心线的细胞在不改变细胞方向的情况下保持垂直生长，从而产生所观察到的薄柱状晶粒。

虽然熔池中心线上的晶胞不受同一层上新相邻熔池沉积的影响，但凝固珠两侧现有的晶胞倾向于靠近相邻熔池的切线，促进侧分支进入相邻熔池，如图4b-d和图5e所示，导致集合2的晶粒变宽。虽然集合2的晶粒呈柱状且垂直取向，但它们由<001>取向和细胞生长方向与BD不平行的细胞组成，而是相对于BD倾斜约45°，这是由于两个相邻沉积轨迹之间的交替侧分支(图5e)。

此外，可以看到，与第一个轨迹相似(图1a)，在构建物和衬底之间的界面处的第一层沉积由更细的晶粒组成(图5a底部)。熔融金属的再沉积导致晶粒的竞争性生长。由细胞组成的颗粒，如果在熔体/再熔体循环过程中与局部热梯度排列良好，将超过不受欢迎的细胞。值得注意的是，在重复沉积过程中，侧分支使得凝固颗粒侧面的细胞可以很容易地在新的熔池中跟随热梯度，大大拓宽相邻两个扫描轨迹上的晶粒(图5a, b)。换句话说，侧分支在竞争性生长中起着重要作用。由于颗粒试图跟随光束方向，集合2的<001>方向之一与扫描方向紧密平行，类似于第一组方向。

在层之间旋转扫描模式的扫描策略改变了熔体轨迹的对齐，并扰乱了沿构建方向的热剖面，促进了更多随机的晶体方向。一种常用的随机化晶体方向和减少残余应力的策略是棋盘扫描策略(左下插图，图6a)。本研究中使用的棋盘策略也显著改变了晶粒的微观结构。在简单策略1中所见的垂直长柱状晶粒结构不再存在(图5与图6)。

晶粒仍然被拉长，但大幅度缩短。大多数颗粒都倾向于BD:图6a中顶部中间的嵌入立方体显示，绿色颗粒的两个<001>方向几乎以45°与BD对齐，即颗粒具有与集合2相同的方向(图5a)。这些颗粒不仅能够在多个层内熔体轨道上变宽，而且还能在多个层上变宽，这表明侧分支发挥了重要作用。为了理解晶体如何能够在不同扫描岛的熔体轨迹之间的边界上外延生长，分别在图6b和c中展示了一个熔体轨迹的热分布图和一个由两个相邻岛屿(I1和I2)组成的区域的EBSD IPF-BD地图。

熔池中的热梯度G收敛到最热的区域，即光束位置(图6b)。图6b显示G(因此谷物-图。6c)靠近融化轨道的开始和结束与中心线很好地对齐。快速移动的光束使熔体轨迹后部两侧的热梯度G几乎垂直于熔体轨迹的中心线(图6b)，使得晶粒向内生长并几乎垂直于中心线。这意味着，在新相邻的平行熔体轨道上，凝固轨道两侧现有的细胞与G很好地对齐，为在同一岛的相邻熔体轨道(例如T1, T2和T3)上连续外延生长提供了良好的条件。然而，在熔体轨迹的开始和结束区域，G更平行于中心线(图6b)，这使得凝固轨迹两侧现有的晶粒很容易外延生长，越过岛屿边界，生长到相邻岛屿上新相邻但垂直的熔体轨道上。

因此，通过岛边界扫描方向90°的变化促进了相邻岛之间的层内外延生长，如图T1和T4之间的区域所示(图6c)。一旦颗粒外延生长到邻近的岛屿上，它们很容易在同一岛屿内从熔点生长到熔点，使颗粒向更远的岛屿内部渗透。图6c中的晶粒相当小，因为它们位于最顶层(即只经历了一次熔体)-较小的晶粒组织类似于现有基底上沉积的第一层(下图5d);随后的再熔炼会由于侧面分支而使晶粒变宽。此外，旋转67°会导致连续层之间出现一些相同岛屿的重叠(左下插图，图6a)。

重叠促进了细胞从一层到另一层呈螺旋状的层外侧分支，使细胞(因此，颗粒)倾向于BD，例如图6a，左上的绿色颗粒。值得注意的是，EBSD是晶粒方向的2D映射，因此螺旋生长的晶粒出现拉长并向BD倾斜，如图6a所示。因此，棋盘扫描策略中的优选晶粒呈螺旋状生长，导致晶粒方向对齐，如图垂直于BD的截面的2D EBSD映射所示(图6e)。

图6:采用棋盘扫描策略制备的高熵合金中晶粒的螺旋生长。沿着HEA BD的一段IPF-BD图，由棋盘图案构建，每个后续层旋转67°(左下插图)。方向的大颗粒(如右侧立方体所示)可以穿过同一层中的几个熔池，也可以穿过多个层(虚线突出了一些熔池的边界)。b有限元模拟预测的熔体轨迹热廓线俯视图;比例尺单位为K度。c由两个岛I1和I2组成的区域的IPF-BD，垂直于BD, b和c中的箭头表示激光束的移动方向。c中的白色虚线表示熔体轨迹之间的边界。d, e垂直于bd的剖面的光学图像和EBSD图(分别)-注意:该剖面并不完全平行于单层沉积，有助于揭示多层晶粒的螺旋微结构(由白色虚线突出显示)。

采用策略1和策略2打印后的极点图分别如图7a、b所示。扫描策略1的(001)极点图显示了两个首选方向，反映了图5d中方向的交替集1和2。与两组主导方向相反，图7b显示与棋盘图案相关的<001>方向相当均匀地围绕构建方向角旋转，沿最外层圆形成环。同样地，在<1¯10>的(110)和(111)杆图中也可以看到环，并与BD很好地对齐，确认了首选角度纹理的存在。

这与图6所示的层内和层外侧分支的螺旋外延生长相一致，证实了侧分支在不同扫描策略时对微观组织发展的影响。这种影响作用也解释了在层间90°旋转的双向线性扫描中强大的立方体纹理。立方体织构中所有三个<001>都与BD、TD1和TD2(图7c)很好地排列在一起，这与之前对立方晶体的研究一致。每层扫描方向90°旋转，导致沉积沿TD1和TD2交替出现层外侧枝，形成两个<001>方向，与TD1和TD2对齐，从而得到所观察到的立方体纹理。

图7:与三种不同扫描策略相关的晶体学取向和塑性各向异性。策略1:不旋转的双向扫描，策略2:旋转67°的棋盘，策略3:旋转90°的双向扫描，制作HEA样品的极点图(注:X平行于TD1, Y平行于TD2, BD位于极点图的中心)。d加载方向平行和垂直于BD时的硬度测量(误差条的上限和下限分别代表测量值的第25和第75百分位)。

优选晶体结构对塑料各向异性行为的影响最大，这被认为是增材制造的主要问题之一。测量的硬度清楚地反映了不同扫描策略对塑性各向异性的影响。90°的双向扫描(策略3)表现出最各向同性的行为:z切片上的测量硬度与x切片上的硬度相似(图7d)。<001>取向与(BD, TD1和TD2)的对齐意味着立方晶体在BD, TD1和TD2中表现相同，导致与先前研究一致的最常见的各向同性。相比之下，策略(1)和策略(2)中不同的外延生长导致不同的晶体结构和强的各向异性:z层的硬度明显低于x层(图7d)。在图7a-c所示的纹理基础上，使用MTEX对策略1(和2)平行于BD (Z段)和垂直于BD (X段)的加载方向测量的泰勒因子分别为3.20(和3.61)和3.75(和3.83)。Taylor因子越高，宏观测量的应力也越高，这就解释了为什么两种策略下Z截面的硬度比X截面的硬度低(图7d)。

讨论

研究了立方合金粉末床熔合过程中微观组织的发展与局部热梯度G和等温线速度vi的关系，以解释不同扫描策略下微观组织的变化。目前的研究表明，经常发生不改变方向的晶体生长，并且局限于熔池中心线，形成长柱状但细长的畴。现有晶胞与G之间的错位促进了从现有晶胞侧面扰动到垂直<001>的侧分支，导致细胞生长方向改变的外延生长。侧分支的作用是有影响的，因为它会导致“纵横交错”的层微观结构，并在3D打印合金的后续沉积中扩大晶粒。特别是，当改变扫描策略时，侧分支负责组织的发展。最有趣的是，层间旋转67°的棋盘策略破坏了垂直柱状晶粒组织，但同时促进了层内外延生长和层外侧分支，导致螺旋外延生长。研究表明，微观组织长度尺度的变化与vi−0.25 G−0.5有很好的相关性，大孔隙由于其局部隔热作用导致微观组织的大量粗化。

补充表1：材料组成(单位:wt.%)

补充表2:导热系数和比热容

补充表3:用于有限元模拟的参数标识值

补充图1:垂直于建造方向的截面上的x射线衍射。

补充图2:雷尼绍制造的316L建筑顶部的熔池。测量的尺寸深度为90±20µm，宽度为145±30µm。

补充图3:与连续激光束相关联的热廓线，与正文图2相同的初始条件和边界条件。(a)熔池侧视图(与沉积轨迹平行):内外虚线分别为当前熔池的液相线和固相温度。(b)横于沉积轨迹的a - a截面(注:熔池右侧的弯弯曲曲等温线是为了模拟未熔化粉末的存在而故意引入的局部热传导变化)。(c) G(实线)和vi(虚线)沿液线锋从熔池底部到顶部的变化。(d) G/vi从熔池底部向

调制模式的顶部与连续模式的顶部进行比较。