CN113102774A - TiNi-Ti3Sn复合材料激光增材加工方法及应用 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种TiNi‑Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法及应用。该加工方法包括：1)预置TiNi‑Ti₃Sn合金粉末形成待处理层，TiNi‑Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；3≤c≤12；49+c≤a≤51+c；49‑2*c≤b≤51‑2*c；2)根据打印工艺参数对待处理层进行激光增材处理，形成目标层；3)重复执行步骤1)‑步骤2)，形成TiNi‑Ti₃Sn合金件；激光增材处理中，激光功率为20‑150W，激光扫描速度为100‑450mm/s，激光扫描间距为20～120μm。该加工方法不仅能保证加工件的精度，而且使加工件具有良好的力学和阻尼性能。

Description

TiNi-Ti3Sn复合材料激光增材加工方法及应用

技术领域

本发明涉及激光增材制造领域，特别涉及一种TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法及应用。

背景技术

当今，随着人们对深空、深海与极地等极端环境的探测与开发，越来越需要高精密仪器进行探测和开发，为保障高精密仪器运行的平稳与安全，设计与制造具高强度、高阻尼的阻尼器件成为未来重要的技术之一。

目前，Ti₃Sn合金在0.1-200Hz的宽频率范围内均具有高阻尼性能，其损失角正切值tanδ可达0.2，远高于MnCu、FeCr、MgZr等常用阻尼合金。然而，Ti₃Sn合金为Do₁₉六方结构，滑移系匮乏，塑性差，导致其实际应用受到严重制约。TiNi形状记忆合金因特殊的微观点阵切变变形机制，是极好的具有相变增韧能力的复合组元材料；同时，马氏体状态下的TiNi合金具有良好的阻尼特性与机械性能。近年来，有学者利用Ni-Ti-Sn的共晶反应，铸造成型了超细片层原位自生TiNi-Ti₃Sn复合材料，其具有3.0GPa的屈服强度、33％的断裂应变与0.08的阻尼正切值，被认为在高强高阻尼器件制造领域具有极高的应用潜力。然而，该TiNi-Ti₃Sn复合材料加工性能差，仅能通过铸造实现简单形状的制造，难以实现复杂构型的零件制造，难以满足阻尼器件的实际性能要求，如需调整刚度、响应频率以及轻质化等要求。

选区激光熔化(Selective Laser Melting，SLM)是一种以数字模型为基础，将金属、陶瓷或聚合物等粉末或丝材逐层堆积制造实体物品的增材制造技术。SLM技术具有制造零件尺寸精度高、表面质量好、制造周期短等优点，因而，有望实现复杂结构TiNi-Ti₃Sn复合材料的制造。然而，因增材制造特殊的加热、凝固机制与循环热历史，适宜增材制造的材料通常需要具有特定的物理化学性质。但是，目前适宜增材制造的TiNi-Ti₃Sn复合材料的化学成分尚不清楚。同时，TiNi与Ti₃Sn合金都是特殊的金属间化合物，其力学、相变以及阻尼性能等对其化学成分与微观组织结构均非常敏感，因而目前适合TiNi-Ti₃Sn复合材料的增材制造工艺也从未开发出来。

发明内容

本发明提供一种TiNi-Ti₃Sn复合材料的激光增材加工方法，该加工方法能够以TiNi-Ti₃Sn合金粉末为对象，进行激光增材加工，不仅能够保证加工件的精度，更能够使加工件具有良好的力学性能和阻尼性能。

本发明还提供一种TiNi-Ti₃Sn合金件，该合金件具有优异的精度、力学性能和阻尼性能。

本发明提供一种TiNi-Ti₃Sn复合材料的激光增材加工方法，包括以下步骤：

1)预置TiNi-Ti₃Sn合金粉末形成待处理层，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；3≤c≤12；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c；

2)根据打印工艺参数对所述待处理层进行激光增材处理，形成目标层；

3)重复执行步骤1)-步骤2)，形成TiNi-Ti₃Sn合金件；

所述激光增材处理中，激光功率为20-150W，激光扫描速度为100-450mm/s，激光扫描间距为20～120μm。

如上所述的加工方法，其中，所述激光增材处理为条带旋转扫描模式；

其中，条带的宽度为2～8mm，逐层旋转角度为θ，40°＜θ≤100°且不能被360°整除。

如上所述的加工方法，其中，所述激光增材处理中，光斑直径为50-100μm。

如上所述的加工方法，其中，所述待处理层的厚度为d和所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D90满足以下要求：

1≤d/(D90*k)≤2.5；

其中，k为0.4～0.6，D₉₀是所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒度分布数达到90％时所对应的粒径。

如上所述的加工方法，其中，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径为10-70μm，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D₉₀为20-60μm。

如上所述的加工方法，其中，所述待处理层的厚度d为30-50μm。

如上所述的加工方法，其中，所述激光增材处理中，激光功率为20-120W，激光扫描速度为100-350mm/s，激光扫描间距为20-100μm。

如上所述的加工方法，其中，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；4≤c≤10；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c。

如上所述的加工方法，其中，所述激光增材处理包括选区激光熔化处理和直接激光金属烧结处理中的至少一种。

本发明还提供一种TiNi-Ti₃Sn合金件，根据上述任一项所述的加工方法得到。

本发明的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法，通过对激光增材处理的工艺参数进行限定，能够在不需要模具开发、铸造、锻造、轧制和焊接等复杂的加工过程下，以TiNi-Ti₃Sn合金粉末为对象，通过激光增材技术加工出复杂结构的零部件、成型精度高、表面质量好、内部缺陷少、具有优异压缩断裂强度和压缩断裂应变、以及宽温域范围内具有高阻尼的TiNi-Ti₃Sn合金件。该加工方法填补了目前无法有效利用TiNi-Ti₃Sn复合材料加工得到高精度高强度构件的技术空白，适用于航空航天领域和军工领域的高精度复杂结构零件的加工制造。

本发明提供的TiNi-Ti₃Sn合金件，由于采用特殊工艺参数下的激光增材成型得到，因此不仅能够呈现出几何复杂度高、精度高的特点，更是进一步优化了TiNi-Ti₃Sn合金粉末间的熔化、凝固过程从而达到更为紧密的冶金结合效果，最终使得TiNi-Ti₃Sn合金件具有优异的压缩断裂强度和压缩断裂应变，以及在宽温域范围内具有高阻尼，能够满足航空航天领域和军工领域对高精度复杂结构零件的需求。

附图说明

为了更清楚地说明本发明实施例或相关技术中的技术方案，下面对本发明实施例或相关技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。

图1为本发明一些实施方式中TiNi-Ti₃Sn复合材料粉末的扫描电子显微镜(SEM)图；

图2为本发明实施例1中TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩应力应变曲线；

图3为本发明实施例1中TiNi-Ti₃Sn合金样件的动态热机械分析(DMA)测试曲线；

图4为本发明实施例2中TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩应力应变曲线；

图5为本发明实施例3中TiNi-Ti₃Sn合金样件的DMA测试曲线。

具体实施方式

为使本发明的目的、技术方案和优点更加清楚，下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其它实施例，都属于本发明保护的范围。

本发明提供一种TiNi-Ti₃Sn复合材料的激光增材加工方法，包括以下步骤：

1)预置TiNi-Ti₃Sn合金粉末形成待处理层，TiNi-Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；3≤c≤12；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c；

2)根据打印工艺参数对待处理层进行激光增材处理，形成目标层；

3)重复执行步骤1)-步骤2)，形成TiNi-Ti₃Sn合金件；

激光增材处理中，激光功率为20-150W，激光扫描速度为100-450mm/s，激光扫描间距为20～120μm。

本发明提供的加工方法，是通过激光增材技术对原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；3≤c≤12；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c，的TiNi-Ti₃Sn合金粉末进行加工，得到TiNi-Ti₃Sn合金件的方法。其中，TiNi-Ti₃Sn合金粉末可以是TiNi-Ti₃Sn预合金粉末、TiNi与Ti₃Sn的混合粉末或机械合金化的TiNi-Ti₃Sn粉末，本发明优选TiNi-Ti₃Sn预合金粉。该方法的执行主体可以使用目前本领域常规的激光增材金属打印机，激光增材金属打印机通过控制预置TiNi-Ti₃Sn合金粉末和对该TiNi-Ti₃Sn合金粉末进行熔化、冷却处理实现上述步骤1)-3)，最终得到TiNi-Ti₃Sn合金件。

示例性地，激光增材金属打印机包括仓储单元、预置单元、平台单元、激光单元，其中，预置单元用于将存储于仓储单元中的激光增材合金粉末预置平铺在平台表面形成待处理层，激光单元用于根据打印工艺参数对待处理层进行激光熔化以形成目标层。每形成一层目标层后，平台单元会在高度方向上下降一定距离，从而能够进行包括预置TiNi-Ti₃Sn合金粉末形成待处理层和激光熔化形成目标层的下一循环，如此往复N个循环(N＞1)，当N个目标层在高度方向上逐层累积叠加后，即形成了TiNi-Ti₃Sn合金件。

一般的，激光增材处理均在无氧环境下进行，因此在本发明的加工方法进行之前需要对利用保护气对用于形成待处理层和目前层的环境进行保护。示例性地，保护气可以为氩气。

步骤1)中，对TiNi-Ti₃Sn合金粉末预置形成待处理层，一般的，待处理层是具有一定厚度且各处厚度均一的层状结构。

步骤2)中，根据打印工艺参数对步骤1)中的待处理层进行激光增材处理。此处的打印工艺参数是指利用切片软件对欲得到的三维模型进行切片，之后利用数据处理器将切片数据进行转换之后得到的数据。打印工艺参数一般包括用于表示欲得到的TiNi-Ti₃Sn合金件的形状的信息，因此打印工艺参数能够控制激光源的扫描路径对待处理层进行有目的有路线的激光增材，进而得到目标层。

按照上述步骤1)-2)形成一个目标层之后，重复执行上述步骤1)-2)，即在前一个目标层表面继续形成待处理层、对待处理层进行激光增材形成新的目标层。多个目标层依次叠加，形成TiNi-Ti₃Sn合金件。该TiNi-Ti₃Sn合金件的形状和欲得到的三维模型的形状一致。

如前述，TiNi-Ti₃Sn合金粉末具有高屈服强度等性能优势，但是其成型极其困难，可加工性差。但是本发明通过限定特殊的工艺参数对TiNi-Ti₃Sn合金粉末进行激光增材加工，能够克服TiNi-Ti₃Sn合金粉末难以成型的缺陷并且使TiNi-Ti₃Sn合金件具有优异的力学性能。具体地，本发明的加工方法中，激光功率为20-150W，激光扫描速度为100-450mm/s，激光扫描间距为20-120μm。其中，激光扫描速度是指激光移动的速度，激光扫描间距是指相邻的两条激光扫描线之间的距离。

据此，发明人推测实现上述效果的原因可能在于：当对激光增材处理中的激光功率、激光扫描速度和激光扫描间距进行上述限定后，TiNi-Ti₃Sn合金粉末会在整个激光增材处理的过程中经历具有一定周期的包括熔化和凝固的循环，进而使TiNi-Ti₃Sn合金粉末的冶金组织受到一定程度的影响。以待处理层中某点的TiNi-Ti₃Sn合金粉末为例，当该TiNi-Ti₃Sn合金粉末在受到具有上述激光功率和上述扫描速度的第一激光扫描线的激光扫描后时，TiNi-Ti₃Sn合金粉末会发生熔化；随后第一激光扫描线会-离开该点，此时熔化的TiNi-Ti₃Sn合金粉末会发生第一凝固；接着，与第一扫描线具有上述激光扫描间距的第二扫描线会以上述激光功率和扫描速度再次对该TiNi-Ti₃Sn合金粉末进行扫描，之前发生第一凝固的TiNi-Ti₃Sn合金粉末又会再次熔化，之后发生第二凝固。如此往复，该点的TiNi-Ti₃Sn合金粉末会在上述激光扫描速度和激光扫描间距下以一定的频率经历一定周期的包括熔化-凝固的循环，且熔化程度会受到上述激光功率和激光扫描速度的限定，因此TiNi-Ti₃Sn合金粉末的冶金组织也会受到一定的影响，在该影响下，用于形成同一个目标层的TiNi-Ti₃Sn合金粉末之间的结合和相邻目标层之间的TiNi-Ti₃Sn合金粉末的结合效果会显著增强，进而不仅克服了TiNi-Ti₃Sn合金粉末难以成型的缺陷，也会使最终形成的TiNi-Ti₃Sn合金件内部无明显气孔或裂缝，从而具有优异的压缩断裂强度、压缩断裂应变和阻尼性能。

为了进一步保证TiNi-Ti₃Sn合金件的压缩断裂强度和压缩断裂应变，可以将镍钛合金基板作为TiNi-Ti₃Sn合金件的承载基板，即在镍钛合金基板表面进行待处理层的预置以及目标层的形成，成型之后将TiNi-Ti₃Sn合金件与镍钛合金基板分离。需要指出的是，为了避免由于热应力场不均导致TiNi-Ti₃Sn合金件出现裂纹的情况发生，可以在步骤1)前对镍钛基板预热至100-250℃。

在本发明的一些实施方式中，本发明的激光增材处理为条带旋转扫描模式；

其中，条带的宽度为2～8mm，逐层旋转角度为θ，40°＜θ≤100°且不能被360°整除。

其中，条带模式是将待处理层分成数个条带区域，然后根据层切片数据对每个条带区域进行激光扫描，而每个条带区域的宽度即为条带宽度。本发明一些实施方式中TiNi-Ti₃Sn复合材料的激光增材加工方法过程包括以下：在加工过程中，在该第一目标层至第j目标层依次层叠形成的TiNi-Ti₃Sn合金件的中间态上依次层叠第(j+1)目标层、第(j+2)目标层。该加工方法中的激光增材处理即为条带旋转扫描模式，其中，第(j+1)待处理层中分为F个条带，F≥1，每个条带的条带宽度相等，即为d，在第(j+1)待处理层中激光按照箭头所指方向依次从第一个条带扫描至第F个条带得到第(j+2)目标层。随后，在第(j+1)目标层上按照层叠方向预置第(j+2)待处理层，第(j+2)待处理层中分为M个条带，M≥1。需要注意的是，第(j+2)待处理层相对于第(j+1)待处理层发生了旋转，并且旋转角度为θ，40°＜θ≤100°且不能被360°整除，例如可以是44°、57°、93°等不能被360°整除的角度。

这种条带旋转扫描模式有利于进一步促进TiNi-Ti₃Sn合金粉末的结合，从而使得到的TiNi-Ti₃Sn合金件的力学性能得到进一步的改善。

进一步地，激光增材处理中，光斑直径为50-100μm。

具体地，当待处理层的厚度d和TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D90满足以下要求时，能够进一步保证激光增材处理的有效性。

1≤d/(D90*k)≤2.5；

其中，k为0.4～0.6，D₉₀是TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒度分布数达到90％时所对应的粒径，即粒度小于此粒径的TiNi-Ti₃Sn合金粉末的体积占全部NiTi合金粉末总体积的90％。

在本发明的一些实施方式中，TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径为10-70μm，TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D₉₀为20-60μm。其中，TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径为10-70μm是指TiNi-Ti₃Sn合金粉末可以是该范围内的任一粒径的集合体或者多个不同粒径的集合体。当使用该参数下的TiNi-Ti₃Sn合金粉末时，有利于进一步保证粉末被激光完全熔化，提高其凝固后样品的强度。

进一步地，待处理层的厚度d可以为30-50μm。在该厚度下，能够保证待处理层中的在激光扫描路线上的TiNi-Ti₃Sn合金粉末均能够受到足够的激光能量而实现冶金组织的改变，进而提升易加工度和力学性能。

能够理解，即使TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径和待处理层的厚度满足上述要求时，当激光增材处理采用不同的参数时，也会对最终得到TiNi-Ti₃Sn合金件的力学性能和加工过程中的可加工性产生不同的影响。因此大致而言，当D₉₀为20-60μm，且d为30-50μm，TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径为10-70μm时，控制激光功率为20-120W，激光扫描速度为100-350mm/s，激光扫描间距为20-100μm时，可基本保证TiNi-Ti₃Sn合金粉末的可加工性能最佳。尤其当采用分子式为Ti_aNi_bSn_c的合金粉末，其中，a+b+c＝100；4≤c≤10；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c，得到的TiNi-Ti₃Sn合金的压缩断裂强度、压缩可回复应变和阻尼性能更为优异，例如压缩断裂强度可以为1500-2200MPa，压缩可回复应变可达3％以上，在-120-20℃的宽温域范围内tanδ可超过0.06。

本发明对激光增材处理的具体方式不做特别限定，在本发明的一些实施方式中，激光增材处理包括选区激光熔化处理和直接激光金属烧结处理中的至少一种。本发明中，优选激光融化处理。

本发明提供的TiNi-Ti₃Sn复合材料的激光增材加工方法，能够以TiNi-Ti₃Sn合金粉末为原料进行零部件的加工，无需模具开发、铸造、锻造、轧制和焊接等复杂的加工过程便可以实现复杂机构零部件的制作，工艺周期短，原材料的利用率高，并且加工精度高、原材料利用率高，更为重要的是获得的零部件具有优异的力学性能和阻尼性能，微观上无明显匙孔、裂纹等缺陷。尤其适用于航空航天领域和军工领域中零部件的加工。

本发明还提供一种TiNi-Ti₃Sn合金件，该合金件通过上述的加工方法得到。该TiNi-Ti₃Sn合金件微观上无明显匙孔、裂纹等缺陷，且压缩断裂强度不低于1500MPa，阻尼性能好(-120-20℃范围内tanδ≥0.06)。

该TiNi-Ti₃Sn合金件尤其能够满足航空航天领域和军工领域中对零部件高复杂度、高精度、高阻尼以及高力学性能的需求。

以下，通过具体实施例对本发明的加工方法进行介绍。

实施例1

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法包括以下步骤：

1)将原子百分比为Ti₅₈Ni₃₄Sn₈的铸锭，感应熔炼5根，每根12公斤，利用旋转电极法制作成TiNi-Ti₃Sn合金粉末。图1为本发明一些实施方式中TiNi-Ti₃Sn复合材料粉末的扫描电子显微镜(SEM)图。如图1所示，选取粒径为15-53μm、D90为46.7μm的TiNi-Ti₃Sn预合金粉作为增材制造用粉末；

2)分别构建3×3×6mm³和4×2×60mm³方块状样件的三维模型，然后分别对其进行切片处理并确定层切片数据并将其输入SLM机器加工控制系统；

3)在成型腔内安装等原子比的镍钛基板并预热至180℃，将步骤1)中的粉末放入粉料缸并在镍钛基板上均匀预置形成第一待处理层，然后向成型腔内通入氩气，使成型腔室内部氧含量低于500ppm；

4)按照层切片数据中的第一层切片对第一待处理层进行激光熔化处理形成第一目标层，随后粉料缸自动上升，基板自动下降(上升和下降高度均为第二待处理层的厚度)后在目标层上预置第二待处理层，再按照层切片数据中的第二层切片数据对第二待处理层进行激光熔化处理形成第二目标层，如此循环往复，直到TiNi-Ti₃Sn合金样件加工完成。

其中，激光功率为50W，光斑直径为70μm，扫描速度为150mm/s，扫描间距为20μm，所有待处理层的厚度均为40μm；所选用的扫描模式为条带旋转扫描模式，其中，条带宽度为4mm，逐层旋转角度为67°；

5)将残余粉末清理干净后取出镍钛基板，利用线切割将TiNi-Ti₃Sn合金样件与镍钛基板分离，分别得到尺寸为3×3×6mm³和4×2×60mm³的TiNi-Ti₃Sn合金样件。

取尺寸为3×3×6mm³的TiNi-Ti₃Sn合金样件作为测试样品，测试其室温下的压缩应力应变曲线。图2为本发明实施例1中TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩应力应变曲线。从图2可知：该TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩强度可达1900MPa以上，断裂应变可达7％以上。

取尺寸为4×2×60mm³的TiNi-Ti₃Sn合金样件作为测试样品，对其进行DMA测试。图3为本发明实施例1中TiNi-Ti₃Sn合金样件的动态热机械分析(DMA)测试曲线。从图3可知：该TiNi-Ti₃Sn合金样件在-120-20℃的温度范围内都具有较高的阻尼性能，其中，该合金样件在-120-20℃内tanδ可达0.11。

实施例2

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法包括以下步骤：

1)将原子百分比为Ti₅₈Ni₃₄Sn₈的铸锭，感应熔炼5根，每根12公斤，利用旋转电极法制作成TiNi-Ti₃Sn合金粉末。选取粒径为15-53μm、D90为46.7μm的TiNi-Ti₃Sn预合金粉作为增材制造用粉末，如图2所示；

2)分别构建3×3×6mm³和4×2×60mm³方块状样件的三维模型，然后分别对其进行切片处理并确定层切片数据并将其输入SLM机器加工控制系统；

3)在成型腔内安装等原子比的镍钛基板并预热至180℃，将步骤1)中的粉末放入粉料缸并在镍钛基板上均匀预置形成第一待处理层，然后向成型腔内通入氩气，使成型腔室内部氧含量低于500ppm；

4)按照层切片数据中的第一层切片数据对第一待处理层进行激光熔化处理形成第一目标层，随后粉料缸自动上升，基板自动下降(上升和下降高度均为第二待处理层的厚度)后在目标层上预置第二待处理层，再按照层切片数据中的第二层切片数据对第二待处理层进行激光熔化处理形成第二目标层，如此循环往复，直到TiNi-Ti₃Sn合金样件加工完成。

其中，激光功率为70W，光斑直径为70μm，扫描速度为150mm/s，扫描间距为80μm，所有待处理层的厚度均为40μm；所选用的扫描模式为条带旋转扫描模式，其中，条带宽度为4mm，逐层旋转角度为67°；

5)将残余粉末清理干净后取出镍钛基板，利用线切割将TiNi-Ti₃Sn合金样件与镍钛基板分离，分别得到尺寸为3×3×6mm³和4×2×60mm³的TiNi-Ti₃Sn合金样件。

取尺寸为3×3×6mm³的TiNi-Ti₃Sn合金样件作为测试样品，测试其室温下的压缩应力应变曲线。图4为本发明实施例2中TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩应力应变曲线。从图4可知：该TiNi-Ti₃Sn合金样件的室温压缩强度可达1600MPa以上，断裂应变可达8％以上。

取尺寸为4×2×60mm的TiNi-Ti₃Sn合金样件作为测试样品，对其进行DMA测试。图5为本发明实施例2中TiNi-Ti₃Sn合金样件的DMA测试曲线。从图5可知：该TiNi-Ti₃Sn合金样件在-120-120℃的温度范围内都具有较高的阻尼性能，其中，合金样件在-120-20℃内tanδ可达0.11。

实施例3

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光功率为30W。

实施例4

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光扫描速度为100mm/s。

实施例5

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例2基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光扫描间距为40μm。

实施例6

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例2基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光扫描速度为200mm/s。

实施例7

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例3基本相同，唯一不同的是：步骤4)中选用的扫描模式为正交不旋转扫描模式。

实施例8

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例3基本相同，唯一不同的是：步骤4)中的逐层旋转角度为60°。

实施例9

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti₅₆Ni₃₈Sn₆。

实施例10

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti₆₀Ni₃₀Sn₁₀。

实施例11

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光功率为140W。

实施例12

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光扫描速度为400mm/s，待处理层的厚度为25μm。

实施例13

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例2基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti_52.5Ni_44.5Sn₃。

实施例14

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例2基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti₆₁Ni₂₈Sn₁₁。

实施例15

本实施例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤1)中D90为58μm，步骤4)中待处理层的厚度为20μm。

对比例1

本对比例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤4)中激光功率为180W。

对比例2

本对比例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例2基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti₅₈Ni₃₆Sn₆。

对比例3

本对比例的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法与实施例1基本相同，唯一不同的是：步骤1)中铸锭的原子百分比为Ti₅₈Ni₃₆Sn₆；

步骤4)中激光扫描速度为500mm/s。

对实施例得到的TiNi-Ti₃Sn合金样件和对比例的合金件的相关性能进行检测，结果如表1所示。

1、抗压强度和压缩断裂应变的检测

通过对TiNi-Ti₃Sn合金样件进行压缩试验(国标号：GB/T7314-2017)，制作压缩应力-应变曲线，根据压缩应力-应变曲线得到TiNi-Ti₃Sn合金样件的抗压强度和压缩断裂应变。

2、DMA测试

DMA测试参数设置为以下：

循环温度区间和升降温速率为：-120～120℃条件下以5℃/min速率升温测试；

测试夹具为：三点弯曲夹具；

预加力区间范围为：0.05N；

动态力追踪范围为：125％；

振幅范围为：15-25μm；

测试频率为：1Hz与10Hz；

维持时间为：5min。

表1

根据表1可知：

1、本发明的TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法能够实现以TiNi-Ti₃Sn合金粉末为原料的加工，并且得到的TiNi-Ti₃Sn合金件具有优异的力学强度和阻尼性能。

2、通过对激光增材加工方法的工艺参数和/或TiNi-Ti₃Sn合金粉末具体组成进行调整，能够进一步调整TiNi-Ti₃Sn合金件的力学强度和阻尼性能，因此本发明的适用范围广，能够得到不同力学强度和阻尼性能的TiNi-Ti₃Sn合金件，从而满足不同的需求；或者可以以不同组成的原料为加工对象并最终得到满足需求的TiNi-Ti₃Sn合金件。

本说明书中的各个实施例均采用相关的方式描述，各个实施例之间相同相似的部分互相参见即可，每个实施例重点说明的都是与其它实施例的不同之处。

以上仅为本发明的较佳实施例而已，并非用于限定本发明的保护范围。凡在本发明的精神和原则之内所作的任何修改、等同替换、改进等，均包含在本发明的保护范围内。

Claims (10)

1.一种TiNi-Ti₃Sn复合材料激光增材加工方法，其特征在于，包括以下步骤：

1)预置TiNi-Ti₃Sn合金粉末形成待处理层，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；3≤c≤12；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c；

2)根据打印工艺参数对所述待处理层进行激光增材处理，形成目标层；

3)重复执行步骤1)-步骤2)，形成TiNi-Ti₃Sn合金件；

所述激光增材处理中，激光功率为20-150W，激光扫描速度为100-450mm/s，激光扫描间距为20～120μm。

2.根据权利要求1所述的加工方法，其特征在于，所述激光增材处理为条带旋转扫描模式；

其中，条带的宽度为2～8mm，逐层旋转角度为θ，40°＜θ≤100°且不能被360°整除。

3.根据权利要求1或2所述的加工方法，其特征在于，所述激光增材处理中，光斑直径为50-100μm。

4.根据权利要求1-3任一项所述的加工方法，其特征在于，所述待处理层的厚度为d和所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D90满足以下要求：

1≤d/(D90*k)≤2.5；

其中，k为0.4～0.6，D₉₀是所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒度分布数达到90％时所对应的粒径。

5.根据权利要求4所述的加工方法，其特征在于，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的粒径为10-70μm，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的D₉₀为20-60μm。

6.根据权利要求4或5所述的加工方法，其特征在于，所述待处理层的厚度d为30-50μm。

7.根据权利要求5或6所述的加工方法，其特征在于，所述激光增材处理中，激光功率为20-120W，激光扫描速度为100-350mm/s，激光扫描间距为20-100μm。

8.根据权利要求1-7任一项所述的加工方法，其特征在于，所述TiNi-Ti₃Sn合金粉末的原子比分子式为Ti_aNi_bSn_c，其中，a+b+c＝100；4≤c≤10；49+c≤a≤51+c；49-2*c≤b≤51-2*c。

9.根据权利要求1-8任一项所述的加工方法，其特征在于，所述激光增材处理包括选区激光熔化处理和直接激光金属烧结处理中的至少一种。

10.一种TiNi-Ti₃Sn合金件，其特征在于，根据权利要求1-9任一项所述的加工方法得到。

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