RU2760699C1 - Method for obtaining nitinol-based composite material - Google Patents
Method for obtaining nitinol-based composite material Download PDFInfo
- Publication number
- RU2760699C1 RU2760699C1 RU2021101556A RU2021101556A RU2760699C1 RU 2760699 C1 RU2760699 C1 RU 2760699C1 RU 2021101556 A RU2021101556 A RU 2021101556A RU 2021101556 A RU2021101556 A RU 2021101556A RU 2760699 C1 RU2760699 C1 RU 2760699C1
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- layer
- powder
- laser
- nitinol
- niti
- Prior art date
Links
- 229910001000 nickel titanium Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 50
- HLXZNVUGXRDIFK-UHFFFAOYSA-N nickel titanium Chemical compound [Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ti].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni].[Ni] HLXZNVUGXRDIFK-UHFFFAOYSA-N 0.000 title claims abstract description 22
- 239000002131 composite material Substances 0.000 title claims abstract description 16
- 238000000034 method Methods 0.000 title abstract description 23
- 239000000843 powder Substances 0.000 claims abstract description 58
- 239000000463 material Substances 0.000 claims abstract description 42
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 27
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims abstract description 23
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims abstract description 23
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 13
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 13
- 238000002156 mixing Methods 0.000 claims abstract description 11
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims abstract description 9
- 238000013532 laser treatment Methods 0.000 claims abstract description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 abstract description 18
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 abstract description 17
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 abstract description 10
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 abstract description 5
- 239000000126 substance Substances 0.000 abstract description 4
- 238000003786 synthesis reaction Methods 0.000 abstract description 4
- 238000004663 powder metallurgy Methods 0.000 abstract description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 abstract description 2
- 239000010955 niobium Substances 0.000 description 20
- PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N Nickel Chemical compound [Ni] PXHVJJICTQNCMI-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N niobium atom Chemical compound [Nb] GUCVJGMIXFAOAE-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 239000000047 product Substances 0.000 description 16
- 239000012071 phase Substances 0.000 description 9
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 9
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 8
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 8
- KHYBPSFKEHXSLX-UHFFFAOYSA-N iminotitanium Chemical compound [Ti]=N KHYBPSFKEHXSLX-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000008569 process Effects 0.000 description 5
- 230000005855 radiation Effects 0.000 description 5
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000005245 sintering Methods 0.000 description 4
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001257 Nb alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910004337 Ti-Ni Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910011209 Ti—Ni Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000009471 action Effects 0.000 description 3
- 238000004090 dissolution Methods 0.000 description 3
- 239000007791 liquid phase Substances 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 238000000844 transformation Methods 0.000 description 3
- HZEWFHLRYVTOIW-UHFFFAOYSA-N [Ti].[Ni] Chemical compound [Ti].[Ni] HZEWFHLRYVTOIW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 229910002056 binary alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000001875 compounds Chemical class 0.000 description 2
- 238000005094 computer simulation Methods 0.000 description 2
- 238000002425 crystallisation Methods 0.000 description 2
- 230000008025 crystallization Effects 0.000 description 2
- 238000009792 diffusion process Methods 0.000 description 2
- 230000008020 evaporation Effects 0.000 description 2
- 238000001704 evaporation Methods 0.000 description 2
- 239000012850 fabricated material Substances 0.000 description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 2
- 238000010309 melting process Methods 0.000 description 2
- 230000003446 memory effect Effects 0.000 description 2
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 2
- 239000011148 porous material Substances 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 229910001285 shape-memory alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000007704 transition Effects 0.000 description 2
- ZKRFOXLVOKTUTA-KQYNXXCUSA-N 9-(5-phosphoribofuranosyl)-6-mercaptopurine Chemical compound O[C@@H]1[C@H](O)[C@@H](COP(O)(O)=O)O[C@H]1N1C(NC=NC2=S)=C2N=C1 ZKRFOXLVOKTUTA-KQYNXXCUSA-N 0.000 description 1
- 101000669513 Homo sapiens Metalloproteinase inhibitor 1 Proteins 0.000 description 1
- 102100039364 Metalloproteinase inhibitor 1 Human genes 0.000 description 1
- 229910010380 TiNi Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 239000000654 additive Substances 0.000 description 1
- 230000000996 additive effect Effects 0.000 description 1
- 230000006399 behavior Effects 0.000 description 1
- 210000000988 bone and bone Anatomy 0.000 description 1
- 230000008859 change Effects 0.000 description 1
- 238000007596 consolidation process Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000008878 coupling Effects 0.000 description 1
- 238000010168 coupling process Methods 0.000 description 1
- 238000005859 coupling reaction Methods 0.000 description 1
- 238000000113 differential scanning calorimetry Methods 0.000 description 1
- 239000003814 drug Substances 0.000 description 1
- 239000013013 elastic material Substances 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000007943 implant Substances 0.000 description 1
- 238000011065 in-situ storage Methods 0.000 description 1
- 239000011261 inert gas Substances 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- 238000011089 mechanical engineering Methods 0.000 description 1
- 239000000320 mechanical mixture Substances 0.000 description 1
- 239000011812 mixed powder Substances 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000004881 precipitation hardening Methods 0.000 description 1
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000000110 selective laser sintering Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 239000013077 target material Substances 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F10/00—Additive manufacturing of workpieces or articles from metallic powder
- B22F10/20—Direct sintering or melting
- B22F10/28—Powder bed fusion, e.g. selective laser melting [SLM] or electron beam melting [EBM]
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22F—WORKING METALLIC POWDER; MANUFACTURE OF ARTICLES FROM METALLIC POWDER; MAKING METALLIC POWDER; APPARATUS OR DEVICES SPECIALLY ADAPTED FOR METALLIC POWDER
- B22F3/00—Manufacture of workpieces or articles from metallic powder characterised by the manner of compacting or sintering; Apparatus specially adapted therefor ; Presses and furnaces
- B22F3/10—Sintering only
- B22F3/105—Sintering only by using electric current other than for infrared radiant energy, laser radiation or plasma ; by ultrasonic bonding
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y10/00—Processes of additive manufacturing
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B33—ADDITIVE MANUFACTURING TECHNOLOGY
- B33Y—ADDITIVE MANUFACTURING, i.e. MANUFACTURING OF THREE-DIMENSIONAL [3-D] OBJECTS BY ADDITIVE DEPOSITION, ADDITIVE AGGLOMERATION OR ADDITIVE LAYERING, e.g. BY 3-D PRINTING, STEREOLITHOGRAPHY OR SELECTIVE LASER SINTERING
- B33Y70/00—Materials specially adapted for additive manufacturing
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/25—Process efficiency
Abstract
Description
Изобретение относится к порошковой металлургии, в частности к технологии лазерного синтеза методом селективного лазерного плавления. Способ может найти применение в машиностроении, медицине для изготовления имплантатов, фиксаторов, датчиков, муфтовых соединений, исполнительных элементов и т.д., функциональных устройств со сложной геометрической формой, с возможностью изменения формы под воздействием температуры.The invention relates to powder metallurgy, in particular to the technology of laser synthesis by the method of selective laser melting. The method can be used in mechanical engineering, medicine for the manufacture of implants, clamps, sensors, couplings, actuators, etc., functional devices with a complex geometric shape, with the ability to change shape under the influence of temperature.
Технология селективного лазерного плавления относится к группе аддитивных технологий и позволяет создавать из металлических порошков трехмерные объекты путем их послойного формирования за счет локального плавления порошков и нижележащего слоя материала. Металлический порошок загружается в устройство для нанесения порошкового слоя установки селективного лазерного плавления, на металлическую платформу наносится порошковый слой, затем в атмосфере инертного газа лазерный луч обрабатывает порошковый слой по траектории, соответствующей определенному сечению компьютерной модели изделия. После лазерной обработки одного порошкового слоя платформа опускается на толщину одного слоя и поверх наносится новый слой металлического порошка. Далее осуществляется лазерная обработка порошкового слоя по траектории, соответствующей следующему слою компьютерной модели изделия. Процесс повторяется до тех пор, пока не будут обработаны все слои.The selective laser melting technology belongs to the group of additive technologies and allows you to create three-dimensional objects from metal powders by means of their layer-by-layer formation due to local melting of the powders and the underlying material layer. The metal powder is loaded into the device for applying the powder layer of the selective laser melting unit, the powder layer is applied to the metal platform, then, in an inert gas atmosphere, the laser beam processes the powder layer along a trajectory corresponding to a certain section of the computer model of the product. After laser processing one layer of powder, the platform is lowered to the thickness of one layer and a new layer of metal powder is applied on top. Next, the laser processing of the powder layer is carried out along the trajectory corresponding to the next layer of the computer model of the product. The process is repeated until all layers have been processed.
Нитинол является одним из наиболее известных сплавов с эффектом памяти формы. Сплав на основе соединения NiTi и применяется в аэрокосмической, механической, электронной, биомедицинский и других областях. Основными характеристическими параметрами реализации ЭПФ для нитинола являются температурные интервалы мартенситных превращений (ТИМП), которые ограничиваются определенными точками. Реализация ЭПФ объясняется фазовым переходом в твердом состоянии, который называют мартенситным термоупругим превращением. Такой фазовый переход во многом зависит от химического состава, в частности, отмечают влияние содержания никеля, склонному к испарению при повышенных температурах и образованию обогащенных никелем вторичных фаз, приводящих к смещению температурных интервалов мартенситных превращений в сторону увеличения температуры, что в свою очередь, приводит к снижению проявления эффекта памяти формы. В ряде случаев температурный гистерезис мартенситного превращения бинарного сплава NiTi является недостаточным для обеспечения надежности соединительных конструкций или температурный интервал мартенситного превращения является недостаточно низким для работы элементов с эффектом памяти формы. Кроме того, механические характеристики бинарного сплава нитинол в ряде случаев являются недостаточными для обеспечения прочности изделий.Nitinol is one of the best known shape memory alloys. The alloy is based on a NiTi compound and is used in aerospace, mechanical, electronic, biomedical and other fields. The main characteristic parameters of the SME realization for nitinol are the temperature ranges of martensitic transformations (TIMP), which are limited to certain points. The implementation of the SME is explained by the phase transition in the solid state, which is called the martensitic thermoelastic transformation. Such a phase transition largely depends on the chemical composition, in particular, the effect of the nickel content, which is prone to evaporation at elevated temperatures and the formation of nickel-enriched secondary phases, leading to a shift in the temperature ranges of martensitic transformations towards an increase in temperature, is noted, which in turn leads to reducing the manifestation of the shape memory effect. In some cases, the temperature hysteresis of the martensitic transformation of the NiTi binary alloy is insufficient to ensure the reliability of the connecting structures, or the temperature range of the martensitic transformation is not low enough for the operation of shape memory elements. In addition, the mechanical characteristics of the nitinol binary alloy in some cases are insufficient to ensure the strength of the products.
Композиционные материалы на основе нитинола являются одними из перспективных конструкционных материалов. Введение в матрицу нитинола тугоплавких элементов, в частности ниобия, используют для снижения температурного интервала мартенситного превращения, а также для повышения предела текучести материала. (Duerig Т. W., Melton К. N. Wide hysteresis NiTiNb alloys //European Symposium on Martensitic Transformations. -EDP Sciences, 1989. - C. 191-198).Composite materials based on nitinol are one of the most promising structural materials. The introduction of refractory elements, in particular niobium, into the nitinol matrix is used to reduce the temperature range of martensitic transformation, as well as to increase the yield stress of the material. (Duerig T. W., Melton K. N. Wide hysteresis NiTiNb alloys // European Symposium on Martensitic Transformations. -EDP Sciences, 1989. - C. 191-198).
Среди традиционных методов изготовления композиционного материала на основе нитинола известен способ (CN 104630525 A, 20.05.2015), включающий перемешивание порошков никеля, титана и ниобия в соотношении, близком к составу нитинола, прессование порошковой смеси и спекание заготовки на твердый раствор при температуре 1000-1140°С. Целью данного способа является получение высокоэластичного материала с узкой петлей гистерезиса, при этом содержащиеся поры сферической формы позиционируются как способ достижения модуля упругости человеческой кости. Недостатком данного способа является низкая прочность материала, вызванная наличием пор, выступающих в качестве концентраторов напряжений.Among the traditional methods of manufacturing a composite material based on nitinol, there is a known method (CN 104630525 A, 05/20/2015), which includes mixing powders of nickel, titanium and niobium in a ratio close to the composition of nitinol, pressing the powder mixture and sintering the workpiece into a solid solution at a temperature of 1000- 1140 ° C. The aim of this method is to obtain a highly elastic material with a narrow hysteresis loop, while the contained spherical pores are positioned as a way to achieve the elastic modulus of human bone. The disadvantage of this method is the low strength of the material caused by the presence of pores that act as stress concentrators.
Известен способ изготовления объемных изделий из широкого спектра материалов (RU 2333076 С1, 10.09.2008), включающий размещение в установке селективного лазерного спекания порошковой смеси исходных компонентов, взятых в соответствии со стехиометрическим составом целевого материала, лазерную обработку послойно формируемого изделия, сопровождающуюся самораспространяющимся высокотемпературного синтезом в магнитном, электрическом или ультразвуковом полях, далее спеканием частиц порошковой смеси и последующее извлечение изделия из установки. Образование материала необходимого состава осуществляют с помощью самораспространяющегося высокотемпературного синтеза в пятне лазерного излучения путем локального нагрева лазерным излучением с одновременным спеканием частиц. Результатом является объемные изделия сложной геометрической формы с анизотропным составом с выходом годных в случае сплавов на основе системы Ti-Ni не менее 80%.A known method of manufacturing bulk products from a wide range of materials (RU 2333076 C1, 09/10/2008), including placing a powder mixture of initial components in a selective laser sintering unit, taken in accordance with the stoichiometric composition of the target material, laser processing of a layer-by-layer formed product, accompanied by self-propagating high-temperature synthesis in magnetic, electric or ultrasonic fields, then by sintering the particles of the powder mixture and then removing the product from the installation. The formation of a material of the required composition is carried out using self-propagating high-temperature synthesis in a laser radiation spot by local heating with laser radiation with simultaneous sintering of particles. The result is bulky products of complex geometrical shape with an anisotropic composition with a yield of at least 80% suitable for alloys based on the Ti-Ni system.
Недостатком данного способа являются высокая пористость материала по причине того, что процесс спекания порошков сопровождается неполной консолидацией порошка, инициируемой источником с недостаточной для полного плавления энергией, и, как следствие, низкая прочность изделий.The disadvantage of this method is the high porosity of the material due to the fact that the sintering process of powders is accompanied by incomplete consolidation of the powder, initiated by a source with insufficient energy for complete melting, and, as a consequence, low strength of the products.
Наиболее близким аналогом к заявляемому способ, выбранным в качестве прототипа, является метод получения сплава Ti-Ni из элементных порошков (Zhang В., Chen J., Coddet С.Microstructure and transformation behavior of in-situ shape memory alloys by selective laser melting Ti-Ni mixed powder // Journal of Materials Science & Technology. - 2013. - T. 29. - № 9. - C. 863-867). Метод включает механическое перемешивание порошков никеля и титана в атомном соотношении 1:1, размещение порошковой смеси в установке селективного лазерного плавления, послойную лазерную обработку формируемого изделия с протеканием плавления материала при мощности лазера 100 Вт, скорости сканирования 50-400 мм/с и толщине порошкового слоя 50 мкм. Материал необходимого состава образуют путем плавления порошковой смеси сфокусированным лазерным излучением с последующей быстрой кристаллизацией. Объемная форма изделия формируется за счет послойной обработки порошковых слоев в соответствии с геометрией отдельных сечений изделия. Результатом известного метода является.The closest analogue to the claimed method, selected as a prototype, is a method for producing a Ti-Ni alloy from elemental powders (Zhang B., Chen J., Coddet C. Microstructure and transformation behavior of in-situ shape memory alloys by selective laser melting Ti -Ni mixed powder // Journal of Materials Science & Technology. - 2013. - T. 29. - No. 9. - C. 863-867). The method includes mechanical mixing of nickel and titanium powders in an atomic ratio of 1: 1, placement of a powder mixture in a selective laser melting unit, layer-by-layer laser processing of the formed product with material melting at a laser power of 100 W, a scanning speed of 50-400 mm / s, and a
Известный метод позволяет изготавливать высокоплотный гомогенный сплав Ti-Ni, в том числе с выделениями фаз Ti2Ni, TiNi3, однако недостатком данного способа являются низкий предел текучести материала и узкий температурный интервал мартенситного превращения.The known method makes it possible to produce a high-density homogeneous Ti-Ni alloy, including with precipitates of the Ti 2 Ni, TiNi 3 phases, however, the disadvantage of this method is the low yield stress of the material and a narrow temperature range of martensitic transformation.
Таким образом, технической проблемой, на решение которой направлено предлагаемое изобретение, является увеличение предела текучести и температурного интервала мартенситного превращения материала на основе нитинола. Это позволяет повысить рабочий ресурс изделий, использовать их при более высоких нагрузках и при более высоких температурах.Thus, the technical problem to be solved by the present invention is to increase the yield stress and the temperature range of the martensitic transformation of the material based on nitinol. This allows you to increase the working life of products, use them at higher loads and at higher temperatures.
Решение данной проблемы достигается за счет того, что проводят механическое перемешивание порошков сплава Ni-Ti с атомным соотношением Ni:Ti 1,04-1,07 и Nb, в количестве NiTi - 83-90 мас.%, Nb - 10-17 мас.%, размещение порошковой смеси в установке селективного лазерного плавления, послойную лазерную обработку формируемого изделия с протеканием плавления материала при мощности лазера 100-300 Вт, скорости сканирования 500-1500 мм/с, толщине порошкового слоя 30-60 мкм, с последующим отжигом изделия при температуре 600-1000°С в течение 1-6 ч.The solution to this problem is achieved due to the fact that mechanical mixing of powders of the Ni-Ti alloy with an atomic ratio of Ni: Ti 1.04-1.07 and Nb, in the amount of NiTi - 83-90 wt.%, Nb - 10-17 wt. .%, placement of the powder mixture in a selective laser melting unit, layer-by-layer laser processing of the formed product with melting of the material at a laser power of 100-300 W, a scanning speed of 500-1500 mm / s, a powder layer thickness of 30-60 μm, followed by annealing of the product at a temperature of 600-1000 ° C for 1-6 hours.
Добавление порошка ниобия к порошку сплава Ni-Ti необходимо для получения композиционного материала. В материале на основе нитинола ниобий присутствует в виде вторичной фазы β-Nb, что приводит к твердорастворному упрочнению материала. При обратном мартенситом превращении деформированного изделия из композиционного материала на основе нитинола протекает эффект памяти формы. При этом для возврата в исходное недеформированное состояние матрица из нитинола преодолевает дополнительные усилия за счет деформации выделений ниобия. Таким образом, достигается технический результат, заключающийся в повышении прочностных свойств и увеличение температурного интервала мартенситного превращения композиционного материала на основе нитинола.The addition of niobium powder to Ni-Ti alloy powder is necessary to obtain a composite material. In the material based on nitinol, niobium is present in the form of a secondary β-Nb phase, which leads to solid solution strengthening of the material. With the reverse martensite transformation of a deformed article made of a composite material based on nitinol, the shape memory effect occurs. In this case, to return to the initial undeformed state, the nitinol matrix overcomes additional efforts due to the deformation of the niobium precipitates. Thus, the technical result is achieved, which consists in increasing the strength properties and increasing the temperature range of the martensitic transformation of the composite material based on nitinol.
Для более подробного раскрытия изобретения к описанию прилагаются иллюстрации:For a more detailed disclosure of the invention, illustrations are attached to the description:
Фиг. 1 - Оптическое изображение структуры материала, полученного по способу;FIG. 1 - Optical image of the structure of the material obtained by the method;
Фиг. 2 - Изображение структуры материала, полученное в результате исследования на сканирующем электронном микроскопе;FIG. 2 - Image of the structure of the material, obtained as a result of examination with a scanning electron microscope;
Фиг. 3 - Рентгенограмма материала, полученного в процессе селективного лазерного плавления;FIG. 3 - X-ray diffraction pattern of the material obtained in the process of selective laser melting;
Фиг. 4 - Изображение структуры материала после отжига согласно способу, полученное в результате исследования на сканирующем электронном микроскопе.FIG. 4 - Image of the structure of the material after annealing according to the method, obtained as a result of examination with a scanning electron microscope.
Предлагаемый способ изготовления изделий из композиционного материала на основе нитинола осуществляют в следующей последовательности:The proposed method of manufacturing products from a composite material based on nitinol is carried out in the following sequence:
1. Проводят механическое перемешивание порошков сплава никель-титан и ниобия в весовом соотношении сплав никель-титан 83-90%, ниобий 10-17% в смесителе типа «пьяная бочка» в течение 3-24 ч за счет многократного пересыпания порошков в объеме цилиндрической емкости, закрепленной под некоторым углом.1. Mechanical mixing of nickel-titanium and niobium alloy powders is carried out in a weight ratio of nickel-titanium alloy 83-90%, niobium 10-17% in a "drunken barrel" mixer for 3-24 hours due to repeated pouring of powders in the volume of a cylindrical container, fixed at a certain angle.
2. Размещают порошковую смесь в установке селективного лазерного плавления, проводят послойную лазерную обработку формируемого изделия с протеканием плавления материала при мощности лазера 100-300 Вт, скорости сканирования 500-1500 мм/с, толщине порошкового слоя 30-60 мкм.2. Place the powder mixture in a selective laser melting unit, carry out layer-by-layer laser processing of the formed product with melting of the material at a laser power of 100-300 W, a scanning speed of 500-1500 mm / s, and a powder layer thickness of 30-60 microns.
3. После завершения процесса селективного лазерного плавления проводят отжиг при температуре 600-1000°С в течение 1-12 ч.3. After the completion of the selective laser melting process, annealing is carried out at a temperature of 600-1000 ° C for 1-12 hours.
Согласно способу осуществляют механическое перемешивание порошка сплава никель-титан с атомным соотношением Ni:Ti 1,04-1,07 и порошка ниобия в количестве NiTi 83-90 мас. %, Nb 10-17 мас. % для получения однородной порошковой смеси. Данное соотношение компонентов порошковой смеси обеспечивает получение композиционного материала на основе нитинола с заданным химическим и фазовым составом, обладающего высоким пределом текучести и высоким температурным интервалом мартенситного превращения. Использование порошка сплава никель-титан вместо порошков отдельных элементов никеля и титана приводит к получению более однородной структуры композиционного материала и более высоким прочностным свойствам.According to the method, mechanical mixing of nickel-titanium alloy powder with an atomic ratio of Ni: Ti 1.04-1.07 and niobium powder in the amount of NiTi 83-90 wt. %, Nb 10-17 wt. % to obtain a homogeneous powder mixture. This ratio of the components of the powder mixture ensures the production of a composite material based on nitinol with a given chemical and phase composition, which has a high yield point and a high temperature range of martensitic transformation. The use of nickel-titanium alloy powder instead of powders of individual elements of nickel and titanium leads to a more uniform structure of the composite material and higher strength properties.
В результате воздействия энергии лазерного луча на слой порошковой смеси сплава никель-титан и ниобия в процессе послойной лазерной обработки в установке селективного лазерного плавления происходит расплавление порошковой смеси с образованием жидкой фазы и ее последующее охлаждение. При этом под действием лазерного луча частицы порошка ниобия расплавляются частично вследствие его более высокой температуры плавления по сравнению со сплавом никель-титан. При охлаждении жидкой фазы под действием капиллярных сил происходит перемешивание компонентов с кристаллизацией жидкой фазы, что приводит к образованию композиционного материала на основе нитинола, состоящего из соединения NiTi с частично растворенным в нем Nb и выделения β-Nb, равномерно расположенные в матрице NiTi. Частичное растворение ниобия в матрице NiTi приводит к твердорастворному упрочнению материала, а наличие в материале β-Nb приводит к дисперсионному упрочнению материала, что повышает предел текучести материала и увеличивает температурный интервал мартенситного превращения. При формировании материала из порошка сплава Ni-Ti и порошка ниобия методом селективного лазерного плавления пористость составляет менее 1%. Вследствие низкой пористости композиционный материал также имеет высокие прочностные свойства.As a result of the action of the laser beam energy on the layer of a powder mixture of nickel-titanium and niobium alloy during layer-by-layer laser treatment in a selective laser melting unit, the powder mixture is melted to form a liquid phase and then cooled. In this case, under the action of the laser beam, the particles of the niobium powder melt partly due to its higher melting point in comparison with the nickel-titanium alloy. When the liquid phase is cooled under the action of capillary forces, the components are mixed with crystallization of the liquid phase, which leads to the formation of a composite material based on nitinol, consisting of a NiTi compound with Nb partially dissolved in it and β-Nb precipitation, uniformly located in the NiTi matrix. Partial dissolution of niobium in the NiTi matrix leads to solid solution hardening of the material, and the presence of β-Nb in the material leads to precipitation hardening of the material, which increases the yield stress of the material and increases the temperature range of martensitic transformation. When the material is formed from Ni-Ti alloy powder and niobium powder by selective laser melting, the porosity is less than 1%. Due to the low porosity, the composite material also has high strength properties.
При послойной лазерной обработке формируемого материала при мощности лазера менее 100 Вт, и/или скорости сканирования более 1500 мм/с, и/или толщине порошкового слоя более 60 мкм энергии лазерного излучения недостаточно для расплавления порошковой смеси, что приводит к получению отдельных областей из никеля, титана и ниобия, и не позволяет получить композиционный материал на основе нитинола. При мощности лазера более 300 Вт, и/или скорости сканирования менее 500 мм/с при лазерной обработке энергия лазерного излучения избыточна, что приводит к испарению компонентов порошковой смеси, что не позволяет получить композиционный материал на основе нитинола. При толщине порошкового слоя менее 30 мкм, сопоставимой с размерами частиц порошка, при лазерной обработке не обеспечивается перемешивание расплавленных компонентов и, соответственно, образование нитинола.With layer-by-layer laser processing of the formed material at a laser power of less than 100 W, and / or a scanning speed of more than 1500 mm / s, and / or a powder layer thickness of more than 60 μm, the laser radiation energy is insufficient to melt the powder mixture, which leads to the production of separate areas of nickel , titanium and niobium, and does not allow to obtain a composite material based on nitinol. At a laser power of more than 300 W and / or a scanning speed of less than 500 mm / s during laser processing, the laser radiation energy is excessive, which leads to the evaporation of the components of the powder mixture, which does not make it possible to obtain a composite material based on nitinol. When the thickness of the powder layer is less than 30 μm, comparable to the size of the powder particles, during laser processing, mixing of the molten components and, accordingly, the formation of nitinol is not ensured.
После завершения процесса селективного лазерного плавления проводится термическая обработка путем отжига при температуре 600-1000°С в течение 1-12 ч. В результате отжига происходит растворение вторичных интерметаллидных фаз и диффузия ниобия, что приводит к более однородному химическому составу, а также повышается предел текучести и температурный интервал мартенситного превращения. При температуре отжига менее 600°С и/или времени отжига менее 1 ч не происходит растворение вторичных интерметаллидных фаз и диффузия ниобия. При температуре отжига более 1000°С и/или времени отжига более 12 ч происходит рекристаллизация материала и рост зерен, что приводит к снижению предела текучести.After the completion of the selective laser melting process, heat treatment is carried out by annealing at a temperature of 600-1000 ° C for 1-12 hours. and the temperature range of the martensitic transformation. At an annealing temperature of less than 600 ° C and / or an annealing time of less than 1 h, there is no dissolution of secondary intermetallic phases and no diffusion of niobium. At an annealing temperature of more than 1000 ° C and / or an annealing time of more than 12 h, recrystallization of the material and grain growth occurs, which leads to a decrease in the yield stress.
Пример реализации:Implementation example:
Были взяты порошки сплава NiTi с атомным соотношением Ni:Ti=T,07 с размером частиц d50=50 мкм в количестве 85 мас. %, порошок ниобия с размером частиц d50=35 мкм в количестве 15 мас. %. Было проведено механическое перемешивание взятых порошков в смесителе типа «пьяная бочка» в течение 12 ч со скоростью вращения смесителя 60 об/мин. Была получена механическая смесь порошков сплава NiTi и ниобия.Were taken powders of the NiTi alloy with an atomic ratio Ni: Ti = T, 07 with a particle size d 50 = 50 μm in an amount of 85 wt. %, niobium powder with a particle size of d 50 = 35 μm in an amount of 15 wt. %. Mechanical mixing of the powders was carried out in a "drunken barrel" type mixer for 12 hours at a mixer rotation speed of 60 rpm. A mechanical mixture of NiTi and niobium alloy powders was obtained.
Полученная смесь порошков была помещена в бункер для порошка установки селективного лазерного плавления. На металлическую платформу установки был нанесен слой смеси порошков с толщиной 50 мкм. С помощью непрерывного лазера при мощности 200 Вт и скорости сканирования 700 мм/с расплавили слой смеси порошков. Затем металлическая платформа была опущена на 50 мкм, нанесен новый слой смеси порошков и расплавлен с помощью лазера. Процесс был повторен для 300 слоев. Пористость материала была определена с помощью металлографического анализа полированной поверхности образца материала, предел текучести материала определяли с помощью универсальной испытательной машины, температурный интервал мартенситного превращения определяли с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии.The resulting mixture of powders was placed in a powder hopper of a selective laser melting unit. A layer of a mixture of powders with a thickness of 50 μm was deposited on the metal platform of the setup. Using a continuous laser at a power of 200 W and a scanning speed of 700 mm / s, a layer of a mixture of powders was melted. Then the metal platform was lowered by 50 microns, a new layer of powder mixture was applied and melted with a laser. The process was repeated for 300 layers. The porosity of the material was determined by metallographic analysis of the polished surface of a sample of the material, the yield stress of the material was determined using a universal testing machine, and the temperature range of martensitic transformation was determined using differential scanning calorimetry.
На фиг. 1 показано оптическое изображение структуры полированной поверхности образца изготовленного материала. На изображении структуры имеются следы от проходов лазера, структура состоит из матрицы из NiTi и отдельных частиц ниобия, распределенных в матрице. Материал имеет низкую пористость менее 0,1% и плотность 6,68 г/см3. На изображения микроструктуры изготовленного материала, полученного с помощью сканирующего электронного микроскопа, видно, что материал состоит из матрицы NiTi с отдельными частицами ниобия, при этом внутренняя пористость отсутствует (Фиг. 2). Результаты рентгенофазового анализа материала подтвердили, что материал состоит из аустенитной матрицы NiTi и ниобия (Фиг. 3). Изготовленный материал был подвергнут термическому отжигу при температуре 850°С в течение 2 часов с охлаждением с печью. В результате отжига произошла диффузия ниобия и растворение вторичных элементов с образованием более однородной структуры и химического состава материала. Микроструктура после отжига состояла из мелкодисперсной эвтектической фазы NiTi+Nb (Фиг. 4). После термического отжига предел текучести материала составил 430 МПа. Температурный интервал мартенситного превращения составил 50°С (от -50 до 0°С).FIG. 1 shows an optical image of the structure of the polished surface of a sample of the manufactured material. The image of the structure shows traces of laser passes, the structure consists of a matrix of NiTi and individual niobium particles distributed in the matrix. The material has a low porosity of less than 0.1% and a density of 6.68 g / cm 3 . In the image of the microstructure of the fabricated material obtained using a scanning electron microscope, it can be seen that the material consists of a NiTi matrix with individual niobium particles, while there is no internal porosity (Fig. 2). The results of X-ray phase analysis of the material confirmed that the material consists of an austenitic matrix NiTi and niobium (Fig. 3). The fabricated material was thermally annealed at a temperature of 850 ° C for 2 hours with oven cooling. Annealing resulted in the diffusion of niobium and the dissolution of secondary elements with the formation of a more homogeneous structure and chemical composition of the material. The microstructure after annealing consisted of a finely dispersed eutectic phase NiTi + Nb (Fig. 4). After thermal annealing, the yield point of the material was 430 MPa. The temperature range of the martensitic transformation was 50 ° C (from -50 to 0 ° C).
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2021101556A RU2760699C1 (en) | 2021-01-25 | 2021-01-25 | Method for obtaining nitinol-based composite material |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2021101556A RU2760699C1 (en) | 2021-01-25 | 2021-01-25 | Method for obtaining nitinol-based composite material |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2760699C1 true RU2760699C1 (en) | 2021-11-29 |
Family
ID=79174072
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2021101556A RU2760699C1 (en) | 2021-01-25 | 2021-01-25 | Method for obtaining nitinol-based composite material |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2760699C1 (en) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN114653941A (en) * | 2022-03-29 | 2022-06-24 | 西北有色金属研究院 | Powder metallurgy preparation method of nickel-titanium alloy gear |
| RU2790493C1 (en) * | 2022-04-27 | 2023-02-21 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ВИАМ) | Method for manufacturing blanks by layer-by-layer laser fusion of metal powders of titanium-based alloys |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2665653C2 (en) * | 2012-11-27 | 2018-09-03 | Сафран Эркрафт Энджинз | Method for layer-by-layer manufacturing of part by selective melting or selective sintering of optimised-compactness powder layers using high energy beam |
| CN107130138B (en) * | 2017-05-19 | 2018-09-04 | 淮阴工学院 | The method of medical high abrasion titanium alloy composite material and 3D printing gradient in-situ nano complex phase anti-attrition medical titanium alloy |
| RU2713255C1 (en) * | 2019-09-23 | 2020-02-04 | федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Самарский национальный исследовательский университет имени академика С.П. Королёва" | Method of forming composite material by selective laser melting of refractory nickel alloy powder on a substrate from titanium alloy |
| DE102019207111A1 (en) * | 2019-05-16 | 2020-11-19 | Universität Stuttgart | Method for manufacturing a component by means of an additive manufacturing method using a laser |
-
2021
- 2021-01-25 RU RU2021101556A patent/RU2760699C1/en active
Patent Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2665653C2 (en) * | 2012-11-27 | 2018-09-03 | Сафран Эркрафт Энджинз | Method for layer-by-layer manufacturing of part by selective melting or selective sintering of optimised-compactness powder layers using high energy beam |
| CN107130138B (en) * | 2017-05-19 | 2018-09-04 | 淮阴工学院 | The method of medical high abrasion titanium alloy composite material and 3D printing gradient in-situ nano complex phase anti-attrition medical titanium alloy |
| DE102019207111A1 (en) * | 2019-05-16 | 2020-11-19 | Universität Stuttgart | Method for manufacturing a component by means of an additive manufacturing method using a laser |
| RU2713255C1 (en) * | 2019-09-23 | 2020-02-04 | федеральное государственное автономное образовательное учреждение высшего образования "Самарский национальный исследовательский университет имени академика С.П. Королёва" | Method of forming composite material by selective laser melting of refractory nickel alloy powder on a substrate from titanium alloy |
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Zhang В. et al. Microstructure and transformation behavior of in-situ shape memory alloys by selective laser melting Ti-Ni mixed powder. Journal of Materials Science & Technology, 2013, т. 29, N. 9, с. 863-867. * |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2800693C1 (en) * | 2022-03-24 | 2023-07-26 | Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом" | Method of additive formation of products with shape memory effect |
| RU2808118C2 (en) * | 2022-03-24 | 2023-11-23 | Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом" | METHOD FOR PRODUCING TiNi ALLOY WITH VARIABLE CHEMICAL COMPOSITION USING ADDITIVE TECHNOLOGIES |
| CN114653941A (en) * | 2022-03-29 | 2022-06-24 | 西北有色金属研究院 | Powder metallurgy preparation method of nickel-titanium alloy gear |
| RU2794908C1 (en) * | 2022-04-15 | 2023-04-25 | Российская Федерация, от имени которой выступает Государственная корпорация по атомной энергии "Росатом" | Method for manufacturing material with high-temperature shape memory effect based on nitinol |
| RU2790493C1 (en) * | 2022-04-27 | 2023-02-21 | Федеральное государственное унитарное предприятие "Всероссийский научно-исследовательский институт авиационных материалов" Национального исследовательского центра "Курчатовский институт" (НИЦ "Курчатовский институт" - ВИАМ) | Method for manufacturing blanks by layer-by-layer laser fusion of metal powders of titanium-based alloys |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| Nagase et al. | Additive manufacturing of dense components in beta‑titanium alloys with crystallographic texture from a mixture of pure metallic element powders | |
| Ren et al. | Microstructure and properties of equiatomic Ti–Ni alloy fabricated by selective laser melting | |
| AlMangour et al. | Densification behavior, microstructural evolution, and mechanical properties of TiC/316L stainless steel nanocomposites fabricated by selective laser melting | |
| Gustmann et al. | Selective laser remelting of an additively manufactured Cu-Al-Ni-Mn shape-memory alloy | |
| Qian et al. | Defects-tolerant Co-Cr-Mo dental alloys prepared by selective laser melting | |
| Fiocchi et al. | Low temperature annealing dedicated to AlSi10Mg selective laser melting products | |
| Saedi et al. | Texture, aging, and superelasticity of selective laser melting fabricated Ni-rich NiTi alloys | |
| Bimber et al. | Anisotropic microstructure and superelasticity of additive manufactured NiTi alloy bulk builds using laser directed energy deposition | |
| Krishna et al. | Laser processing of net-shape NiTi shape memory alloy | |
| Elahinia et al. | Manufacturing and processing of NiTi implants: A review | |
| Khoo et al. | Fabrication of SLM NiTi shape memory alloy via repetitive laser scanning | |
| Baran et al. | Microstructure and properties of LENS (laser engineered net shaping) manufactured Ni-Ti shape memory alloy | |
| Nematollahi et al. | Building orientation-structure-property in laser powder bed fusion of NiTi shape memory alloy | |
| Gargarella et al. | Phase formation, thermal stability and mechanical properties of a Cu-Al-Ni-Mn shape memory alloy prepared by selective laser melting | |
| Pu et al. | Study on the NiTi shape memory alloys in-situ synthesized by dual-wire-feed electron beam additive manufacturing | |
| Saghaian et al. | Effect of hatch spacing and laser power on microstructure, texture, and thermomechanical properties of laser powder bed fusion (L-PBF) additively manufactured NiTi | |
| Shishkovsky et al. | Manufacturing three-dimensional nickel titanium articles using layer-by-layer laser-melting technology | |
| Bayati et al. | Toward understanding the effect of remelting on the additively manufactured NiTi | |
| Hayat et al. | Physical and tensile properties of NiTi alloy by selective electron beam melting | |
| Zheng et al. | Microstructure and mechanical property of additively manufactured NiTi alloys: A comparison between selective laser melting and directed energy deposition | |
| Mohamed et al. | Nickel-titanium shape memory alloys made by selective laser melting: a review on process optimisation | |
| RU2760699C1 (en) | Method for obtaining nitinol-based composite material | |
| Safaei et al. | On the crystallographic texture and torsional behavior of NiTi shape memory alloy processed by laser powder bed fusion: Effect of build orientation | |
| Pricop et al. | Influence of mechanical alloying on the behavior of Fe-Mn-Si-Cr-Ni shape memory alloys made by powder metallurgy | |
| Guo et al. | Heat treatment behavior of the 18Ni300 maraging steel additively manufactured by selective laser melting |