Разработка технологии получения метаматериалов - ауксетиков из порошкового сплава TiNi с помощью метода селективного лазерного плавления тема диссертации и автореферата по ВАК РФ 00.00.00, кандидат наук Фарбер Эдуард Михайлович

• Фарбер Эдуард Михайлович
• кандидат наук
• 2023

Оглавление диссертации кандидат наук Фарбер Эдуард Михайлович

ВВЕДЕНИЕ

ГЛАВА 1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Интеллектуальные материалы

1.2 Никелид титана - сплав с памятью формы

1.3 Применение никелида титана

1.4 Никелид титана в аддитивных технологиях

1.5 Изделия со сложной геометрии и перспективы их применения

1.6 Проблемы современных имплантатов и пути их решения

1.7 Метаматериалы - Ауксетики

1.7 Выводы по главе

1.8 Постановка задачи

ГЛАВА 2 МАТЕРИАЛЫ И МЕТОДЫ ИССЛЕДОВАНИЯ

2.1 Исследуемые порошки

2.2 Численное компьютерное моделирование

2.3 Изготовление образцов методом СЛП

2.4 Определение пористости образцов метаматериалов

2.5 СЭМ

2.6 Исследование микроструктуры

2.7 Рентгеноструктурный анализ

2.8 Дифференциальная сканирующая калориметрия

2.9 Испытания на сжатие до разрушения

2.10 Определение коэффициента Пуассона

2.11 Циклирование на сжатие

ГЛАВА 3 ИССЛЕДОВАНИЕ ТЕХНОЛОГИИ ПОЛУЧЕНИЯ ПЛОТНЫХ ОБРАЗЦОВ ИЗ ПОРОШКОВЫХ СПЛАВОВ ТШ1 МЕТОДОМ СЛП

3.1 Построение таблицы экспериментов

3.2 Изготовление образцов и анализ используемых режимов

3.3 Исследование причин деформирования образцов из порошка

3.4 Исследование влияния процесса СЛП на свойства плотного бездефектного образца А4/1

3.5 Выводы по главе

ГЛАВА 4 РАЗРАБОТКА ТЕХНОЛОГИЧЕСКИХ ОСНОВ ПОЛУЧЕНИЯ МЕТАМАТЕРИАЛОВ - АУКСЕТИКОВ ИЗ ПОРОШКОВОГО СПЛАВА Т1Ж

4.1 Выбор топологий единичных ячеек и построение моделей образцов метаматериалов

4.2 Механические характеристики моделей образцов с определенными топологиями единичных ячеек

4.3 Изготовление образцов с определенными топологиями единичных ячеек методом СЛП

4.4 Испытание образцов на сжатие до разрушения

4.5 Определение коэффициента Пуассона образцов метаматериалов с топологией единичной ячейки Тип5

4.6 Определение коэффициента Пуассона образцов метаматериалов с топологией единичной ячейки Тип5у2

4.7 Верификация результатов численного компьютерного моделирования

4.8 Анализ механических свойств полученных образцов метаматериалов с учетом свойств костной ткани человека

4.9 Анализ характеристик образцов метаматериалов - ауксетиков с топологиями Тип 5 и Тип 5у2

4.10 Выводы по главе

4.11 Способ изготовления метаматериалов - ауксетиков из порошкового сплава Т1М методом СЛП

ГЛАВА 5 ИССЛЕДОВАНИЕ ФУНКЦИОНАЛЬНЫХ СВОЙСТВ ОБРАЗЦОВ МЕТАМАТЕРИАЛОВ, ПОЛУЧЕННЫХ МЕТОДОМ СЛП ИЗ ПОРОШКОВОГО СПЛАВА Т1М

5.1 Циклирование образцов метаматериалов с топологией единичной ячейки Тип

5.2 Циклирование образцов метаматериалов - ауксетиков с топологией единичной ячейки Тип

5.3 Циклирование образцов метаматериалов - ауксетиков с топологией единичной ячейки Тип 5у2

5.4 Анализ функциональных свойств образцов метаматериалов

5.5 Выводы по главе

ВЫВОДЫ ПО РАБОТЕ

Список литературы

ВВЕДЕНИЕ

Современные технологии, в частности технологии аддитивного производства раскрывают возможности по решению задач и проблем, недоступных для решения с помощью классических технологий за счет расширения возможностей по получению материалов с нестандартными или необычными свойствами. Проблемы такого рода существуют как в промышленности, так и в медицинской сфере. Одной из проблем, наблюдаемой в настоящий момент в медицинской сфере, является высокая жесткость материалов имплантатов различного назначения, в сравнении с жесткостью кости человека. Имплантат с высокой жесткостью несет на себе значительную часть нагрузки тела, снижая нагрузку на окружающую кость, что ведет к резорбции кости на границе взаимодействия кость-имплантат, попаданию частиц износа между имплантатом и костью, с последующим воспалением, постепенному расшатыванию, отслоению и полному отказу имплантата. Кроме того, имеется проблема отслоения имплантатов в процессе их использования, при наличии положительного коэффициент Пуассона на всем протяжении имплантата, когда одна сторона имплантата всегда будет прижиматься к кости, а вторая -отводиться от кости (ввиду растяжения). Сторона, отводящаяся от кости, более восприимчива к повреждению поверхности раздела и проникновению частиц износа в пространство между имплантатом и костью, что заставляет иммунную систему пациента реагировать на инородное тело и вызывает воспалительную потерю костной массы.

В качестве решения проблемы высокой жесткости имплантатов рассматривается использование биосовместимых металлов и сплавов с низкими значениями модуля упругости, близкими к таковым у костей человека. Одним из таких материалов является сплав с эффектом памяти формы Т1№, известный так же как Нитинол или никелид титана, и способный проявлять как эффект памяти формы, так и сверхупругость. Однако и его значение модуля упругости превышает уровень жесткости как трабекулярной, так и кортикальной костей человека. Кроме того, снижение жесткости материала не решает вторую

описанную проблему - отслоение имплантатов ввиду положительного коэффициента Пуассона.

Снижение модуля упругости никелида титана до уровня жесткости костной ткани человека можно достичь путем разработки материала на основе никелида титана с определенной упорядоченной геометрией, состоящей из повторяющихся единичных ячеек с определенным уровнем пористости. Использование определенной целенаправленно спроектированной геометрии или топологии единичных ячеек, обладающей отрицательным коэффициентом Пуассона, позволит, в свою очередь, решить проблему отслоения имплантата, путем получения материалов с отрицательным коэффициентом Пуассона, т.е. ауксетиков.

Фактически, описанный подход подразумевает разработку механических метаматериалов на основе никелида титана. Механические метаматериалы, исходя из научных работ, опубликованных проф. A.A. Zadpoor (TU Delft, Netherlands), проф. E.L. Thomas (Rice University, Houston, Texas, USA), проф. Mahdi Bodaghi (Nottingham Trent University, UK), представляют собой инженерные материалы, рационально спроектированные для достижения необычных механических свойств (сверхвысокая жесткость, нулевой модуль сдвига, отрицательный коэффициент Пуассона (ауксетик)). Изготовление метаматериалов из сплава TiNi возможно только с помощью аддитивных технологий, а конкретно - методом СЛП, ввиду высокой сложности топологии их единичных ячеек. При этом, ввиду множества факторов влияния в процессе обработки порошка сплава TiNi методом СЛП и особенностей самого метода, требуется разработка полноценной технологии получения метаматериалов на основе порошкового сплава TiNi методом СЛП. Это позволит приблизиться к решению вышеописанных проблем имплантатов и расширить перспективы применения порошкового сплава TiNi в других областях науки и техники.

Актуальность работы подтверждается наличием по данной тематике научного проекта РФФИ № 20-38-90031, за счет средств которого выполнялись исследования.

Соответственно, целью данной работы является разработка технологических основ получения метаматериалов - ауксетиков с пониженной жесткостью, соответствующей костной ткани человека, из порошкового сплава Т1М с помощью численного компьютерного моделирования и метода селективного лазерного плавления.

В соответствие с целью работы, были определены следующие задачи:

1. Отработать технологические режимы изготовления сплава ТМ методом СЛП, выявить факторы влияния процесса СЛП на свойства получаемого сплава;

2. Разработать топологии единичных ячеек образцов метаматериалов -ауксетиков, для получения из порошкового сплава ТМ, провести расчет предполагаемых характеристик метаматериалов посредством численного компьютерного моделирования эксперимента на сжатие, проанализировать зависимость предполагаемых характеристик метаматериалов от изменения топологии единичных ячеек и их пористости;

3. Изготовить образцы метаматериалов из порошкового сплава ТМ с определенными топологиями единичных ячеек методом СЛП, экспериментально определить характеристики изготовленных образцов метаматериалов;

4. Экспериментально подтвердить получение образцов метаматериалов - ауксетиков с пониженным значением модуля Юнга методом СЛП, исследовать изготовленные образцы метаматериалов на возможность проявления сверхупругости.

Научная новизна диссертационной работы заключается в следующем:

1. Установлено влияние технологических параметров СЛП на свойства

-5

сплава Т1М. Выявлено, что режим с объемной плотностью энергии 87 Дж/мм ,

-5

позволяет получать сплав Т1М с плотностью 6,45 г/см , уровень испарения никеля из сплава при этом составляет 0,18 ат.%.

2. Установлено влияние топологии единичной ячейки и ее пористости на свойства метаматериалов из порошкового сплава Т1М. Показано, что за счет использования определенных топологий единичных ячеек можно получать

метаматериалы с различным уровнем жесткости (от 0,33 ГПа до 23,4 ГПа) и различным значением коэффициента Пуассона (от -0,47 до 0,68).

3. На основе выполненного комплекса теоретических и экспериментальных исследований установлена принципиальная возможность изготовления метаматериалов - ауксетиков из порошкового сплава Т1М методом СЛП, с коэффициентом Пуассона равным V = - 0,04 и V = - 0,003, модулем упругости равным 0,818 ГПа и 0,32 ГПа, соответствующим интервалу значений модуля упругости трабекулярной кости человека, и условным пределом прочности в 21,67 МПа и 31,32 МПа, выше, чем у трабекулярной кости человека. Установлено, что изготовленные метаматериалы - ауксетики способны проявлять сверхупругость при цикличных нагрузках;

Практическая значимость работы:

1. Разработаны технологические режимы изготовления сплава ТМ методом СЛП, выявлены факторы влияния процесса СЛП на свойства получаемого сплава ТМ;

2. Разработаны модели топологий единичных ячеек метаматериалов, способные к проявлению свойств, характерных для метаматериалов - ауксетиков, экспериментально подтверждена возможность регулирования свойств получаемых метаматериалов из порошкового сплава ТМ за счет изменения топологий единичных ячеек и их пористости;

3. Подтверждена возможность использования численного компьютерного моделирования с помощью пакета конечно-элементного анализа ANSYS 2019 Я2 SpaceQaim в качестве инструмента прогнозирования характеристик метаматериалов;

4. Получены метаматериалы - ауксетики из порошкового сплава Т1М со значением модуля упругости Е = 0,818 Гпа и Е = 0,32 Гпа, находящимися в интервале значений модуля упругости трабекулярной кости человека, условным пределом прочности в 21,67 МПа и 31,32 МПа и коэффициентом Пуассона V = -0,003 и V = - 0,04. Экспериментально подтверждена способность полученных

образцов метаматериалов - ауксетиков проявлять сверхупругость без разрушения при предельных нагрузках;

Основные положения, выносимые на защиту:

1. Влияние технологических параметров СЛП на получение сплава ТМ и его свойства;

2. Факторы, влияющие на свойства метаматериалов на основе сплава ТМ, установленные по результатам численного компьютерного моделирования эксперимента на сжатие;

3. Особенности изготовления и свойств метаматериалов - ауксетиков, полученных методом СЛП из порошкового сплава ТМ.

Диссертация состоит из введения, пяти глав, выводов и списка литературы, содержит 160 машинописных листов, включая 102 рисунка, 23 таблицы, 134 наименования библиографических ссылок.

Во введении обоснована актуальность темы исследований, сформулированы цель и задачи диссертационной работы, показана научная новизна и практическая значимость, сформулированы основные положения, выносимые на защиту.

В первой главе работы на основании литературных данных проведен анализ современного состояния вопроса исследования и использования интеллектуальных материалов, а именно - никелида титана, представлены основные свойства данного сплава и текущие сферы его применения. Проведен краткий анализ используемых способов получения изделий из данного сплава с помощью аддитивных технологий и метода селективного лазерного сплавления и его влияния на свойства сплава Т1№ при получении изделий. Кроме того, рассмотрен существующий опыт получения образцов со сложной геометрической структурой из порошкового сплава Т1М методом СЛП, проанализированы существующие на данный момент времени варианты топологий единичных ячеек, в том числе, используемые для получения имплантатов различного назначения. Подробно описаны существующие на данный момент времени проблемы имплантатов, и возможные методы их решения. Описаны новейшие метаматериалы - ауксетики, способные к проявлению специализированных

свойств, приведены варианты геометрий, позволяющие получать данные метаматериалы.

Во второй главе приводится описание используемых в работе исходных порошковых сплавов, процесс построения моделей топологий единичных ячеек, самих образцов и проведения численного моделирования компьютерного эксперимента на сжатие, исследовательского оборудования и методик исследования.

Третья глава посвящена отработке технологических режимов изготовления сплава Т1М методом СЛП из имеющихся коммерческих порошковых, выбору порошкового сплава и технологического режима изготовления для дальнейшего исследования, анализу влияния процесса СЛП на свойства получаемого сплава.

В четвертой главе представлены разработанные топологии единичных ячеек, результаты численного компьютерного моделирования эксперимента на сжатие и их анализ, результаты изготовления и испытания метаматериалов с выбранными топологиями, анализ полученных результатов испытаний, верификация моделирования, оценка свойств полученных метаматериалов в сравнении с костной тканью человека, сформулированы основные положения способа изготовления метаматериалов - ауксетиков из порошкового сплава Т1М методом СЛП.

В пятой главе представлены результаты циклирования полученных метаматериалов на сжатие при различном количестве циклов и анализ полученных результатов.

Личный вклад автора состоит в подготовке таблицы отработки технологических режимов изготовления сплава методом СЛП, разработке и построении моделей топологий единичных ячеек, в том числе позволяющих получать метаматериалы - ауксетики, проведении численного компьютерного моделирования эксперимента на сжатие, подготовке моделей образцов для изготовления методом СЛП, подготовке изготовленных образцов метаматериалов для исследований, подготовке необходимой оснастки для проведения испытаний,

исследований свойств и характеристик полученных образцов, а так же в анализе и изложении результатов исследований, подготовке их к публикации.

Самостоятельно и в соавторстве по теме диссертации опубликовано 9 публикаций, в том числе 5 публикаций в рецензируемых научных журналах, входящих в наукометрическую базу Scopus.

Основные результаты работы докладывались и обсуждались на следующих международных конференциях: 30th Anniversary International Conference on Metallurgy and Materials, (Брно, Чехия, 2021 г.); Современные материалы и передовые производственные технологии (СМППТ-2021, Санкт-Петербург, 2021 г.), Современные материалы, передовые производственные технологии и оборудование для них (СМППТО - 2023, Санкт-Петербург, 2023 г.).

ГЛАВА 1 ЛИТЕРАТУРНЫЙ ОБЗОР

1.1 Интеллектуальные материалы

Сплавы с памятью формы представляют собой одну из нескольких групп известных науке интеллектуальных материалов - материалов, способных обратимо реагировать на внешнее немеханическое воздействие, такое как изменение температуры, магнитного поля, интенсивности света, электрического потенциала и др. Функциональные возможности сплавов с памятью формы проявляются из-за изменений в микроструктуре сплава при внешнем немеханическом воздействии - изменении температуры или магнитного поля. Термочувствительные сплавы с памятью формы (изменяющиеся под действием температуры) реализуют обратимые бездиффузионные термоупругие фазовые превращения между двумя фазами - высокотемпературной аустенитной и низкотемпературной мартенситной. Это явление термоупругого превращения позволяет данным сплавам реализовывать эффект памяти формы и сверхупругость [1].

Эффект памяти формы в общем представлении является способностью сплава возвращаться к заданной (исходной) форме после предварительного деформирования при нагревании выше определенной характеристической температуры. В свою очередь, сверхупругость (псевдоупругсти) представляет собой способность сплавов восстанавливать большие деформации (около 8%) после разгрузки при температуре деформации [1,2].

Исследования сплавов с памятью формы начались еще в начале 20 века. В 1932 году впервые было описано «резино-подобное» поведение сплава золота и кадмия (AuCd), что является первым описание сверхупругости в современной науке [2]. Далее, в 1938 году, было описано проявление эффекта памяти формы у медных сплавов - ^^п и ^^п [3]. Позднее, в пятидесятых годах, было описано сразу несколько сплавов с возможностью проявления эффекта памяти формы -AuCd [4], МП и ^-^-№[2]. Однако, в тот момент сплавы с памятью формы не снискали интереса и широкого практического применения.

Ситуация резко изменилась с открытием и последующим патентованием в 1965 году бинарного сплава эквиатомного состава никелида титана (ТьМ), получившего коммерческое название NiTiNOL[2,5]. Уже в 1969 году данный сплав получил первое практическое применение - из него были изготовлены соединительные муфты, действующие на основе эффекта памяти формы, для термомеханического соединения трубопроводов гидравлических систем истребителя F-14. А в 1975 году впервые нитинол был применен в ортодонтии для установки брекетов [3,5].

Дальнейшее развитие и исследования в сфере сплавов с памятью формы повлекло за собой новых сплавов способных к проявлению памяти формы. Помимо сплавов на основе меди - Си^п-Л1, Cu-Zn-Ga, Си^п^п, Си^п^, Си-Al-Ag, Cu-Al-Mn, на основе железа - Fe-Pt, Fe-Mn-Si, Fe-Ni-C, и на основе Нитинола, легированного различными элементами, преимущественно железом, медью, марганцем и др., были открыты высокотемпературные сплавы с памятью формы [1,6,7]. Такие сплавы могут проявлять свои функциональные свойства при температурах от 200 до 900 и более градусов Цельсия. К ним относятся система ТМ, легированная различными элементами - ТьМ-Р1:, Ti-Ni-Pd, ТьМ-Щ ТьМ-Zr, сплавы титана с различными драгоценными металлами - ТьР^ Ti-Pd, ТьАи, и множество других сплавов - Ru-Ta, Ru-Nb, и-ИЪ и другие [1,8,9].

Не смотря на большое количество существующих сплавов с памятью формы, полноценное и достаточно объемное коммерческое применение на данный момент нашли лишь несколько из них - сплавы на основе меди Си-А1-М и Си^п-А1, и, наиболее известный, Нитинол (никелид титана, М-Т или Ть№), отличающийся наилучшими характеристиками эффекта памяти формы, высокой биосовместимостью и устойчивостью к коррозии. Такие характеристики позволили никелиду титана занять достаточно серьезное место в сфере практического применения в различных отраслях промышленности -аэрокосмической и автомобильной, в медицинской сфере и проч., в качестве термоисполнительных элементов различного назначения [2,3].

Появление и активное развитие технологии аддитивного производства изделий из различных материалов так же не обошли стороной сплавы с памятью формы. Аддитивные технологии позволяют получать практически любые изделия с геометрией высокой сложности с меньшими затратами времени и материалов, в сравнении с классическими методами производства. Это серьезно расширяет перспективы практического применения таких изделий, в том числе и сплавов с памятью формы. На текущий момент в научной литературе уже имеется определенное количество научных работ, посвященных возможностям получения сплавов с памятью формы, в первую очередь никелида титана, методами аддитивных технологий [10,11]. Далее более подробно рассмотрим сплав никелид титана.

1.2 Никелид титана - сплав с памятью формы

Никелид титана является эквиатомным сплавом между титаном и никелем, т.е. с содержанием никеля и титана по 50 ат. %. Данный сплав является термочувствительным и реализует обратимые бездиффузионные термоупругие фазовые превращения между двумя фазами под влиянием температуры, что позволяет ему проявлять эффект памяти формы и сверхупругость. В качестве фаз выступают соответственно мартенситная низкотемпературная фаза и аустенитная высокотемпературная фаза. Высокотемпературная аустенитная фаза имеет упорядоченную кубическую кристаллическую структуру В2. Мартенситная фаза является не-кубической моноклинной структурой В19', в связи с чем, она может обладать несколькими вариантами ориентаций - двойниковый мартенсит и раздвойникованный (detwinned) или переориентированный мартенсит. Пример структур аустенита и мартенсита представлен на рисунке 1.1 [1].

Л li sten i to

* High temperature phase

• Cubic crystal structure

ЧЫ,

Martensite

Г^'1'l

Monoclimc (В 19')

Self acconiadatcd Martens ite Single variant Martcsnite

(TWinned Mattesnite) (Detwinned Martensite)

• Low temperature phase

• Monoclinic .■■ Body Centered Tetragonal (BCT) crystal structure

Рисунок 1.1 - Пример структур аустенита и мартенсита[1]

Фазовые превращения между представленными на рисунке 1.1 фазами мартенсита и аустенита проходят при определенных температурах трансформации: Ms - начало формирования мартенсита, Mf - окончание формирования мартенсита, As - начало формирования аустенита, Af - окончание формирования аустенита. Разница между температурами Af и Ms называется гистерезисом. Графический пример определения температур превращений с помощью дифференциальной сканирующей калориметрии (DSC) представлен на рисунке 1.2. При отсутствии нагрузки в процессе охлаждения до температуры Ms начнется фазовое превращение аустенита в двойниковый мартенсит, что так же называется прямым превращением. Процесс превращения завершится после охлаждения до температуры Mf, когда в сплаве будет полностью сформировавшийся двойниковый мартенсит. При нагревании такого сплава до температуры As наоборот начнется фазовая трансформация двойникового мартенсита в аустенит, что называется обратным превращением. Превращение завершится по достижению температуры Af соответственно [12].

ТетрегаЦ1ге ° С

Рисунок 1.2 - Графический пример определения температур мартенситных

превращений с помощью DSC[1]

При приложении к сплаву с фазой двойникового мартенсита при низкой температуре (не выше М^ определенного уровня напряжения, может начаться процесс раздвойникования мартенсита путем реориентации. Это приведет к появлению раздвойникованного или переориентированного мартенсита, представленного на рисунке 1, который сохранится и после снятия нагрузки. Уровень напряжения, необходимый для начала процесса реориентации называется начальным напряжением раздвойникования (а8). Уровень напряжения, при котором мартенсит будет полностью реориентирован, называется окончательным напряжением раздвойникования (о^[12].

Соответственно, при приложении напряжения не менее а8, можно получить сплав с фазой реориентированного мартенсита. При дальнейшем нагревании сплава до температуры не менее значения произойдет обратная трансформация реориентированного мартенсита в аустенит, что повлечет за собой полное восстановление формы - фактическое проявление эффекта памяти формы. При дальнейшем охлаждении сплава без приложенного напряжения, произойдет прямая трансформация - аустенит в двойниковый мартенсит, без изменения формы [12].

На рисунке 1.3 в общем виде представлен график напряжения - деформации - температуры, характеризующий классический процесс реализации

однонаправленного эффекта памяти формы в сплавах системы TiNi, где а -одноосное напряжение в образце, ввиду приложенной нагрузки, s - деформация сплава - изменение длинны образца по оси приложения нагрузки, T -температура, в градусах Цельсия. На участке AB происходит охлаждение образца с фазовой трансформацией из аустенита в двойниковый мартенсит. На участке BC, при приложенной нагрузке, происходит реоириентация мартенсита с появлением раздвойникованного мартенсита с одновременной деформацией материала. В точке С нагрузка снимается, и материал упруго разгружается на участке CD. Далее, на участках DE и EF идет нагревание материала, при этом в точке E достигается температура As, и начинается фазовая трансформация раздвойникованного мартенсита в аустенит, которая заканчивается в точке F по достижении температуры Af. В точке А материал полностью восстановил форму (восстановил деформации). Деформация, которая была восстановлена в процессе фазового превращения раздвойникованного мартенсита в аустенит, называется деформацией превращения или трансформации (transformation strain (st))[12].

ТСС)

Рисунок 1.3 - Кривая напряжения - деформации - температуры характеризующая проявление эффекта памяти формы в сплавах ТМ[12]

Стоит сразу отметить, что при наличии постоянной приложенной нагрузки на сплав, при охлаждении и фазовом переходе из аустенита в мартенсит, под

i L СТ(МРа)

■ ■

Detwinned Martensite

Detwinned Martensite

6% С -I—►

нагрузкой будет сразу образовываться раздвойникованный мартенсит. Кроме того, характеристические температуры мартенситных превращений напрямую зависят от уровня нагрузки на материал. Значения температур увеличиваются с увеличением приложенной нагрузки, вне зависимости от ее характера. Более наглядно это показано на рисунке 1.4, где представлен график термически индуцированных фазовых превращений под постоянной нагрузкой. Как видно из указанного графика, при наличии постоянно одноосной растягивающей нагрузки а, температуры трансформаций повышаются, и обозначаются как M0s, A0f, A0s. При этом переход из аустенита при охлаждении идет сразу в раздвойникованный мартенсит, а не в двойниковый мартенсит, как при отсутствии нагрузки [12].

Мг м, 4 Аг ТетрегаШге, Т

Рисунок 1.4 - График термически индуцированных фазовых превращений под

постоянной нагрузкой [12]

Помимо термически индуцированных фазовых превращений, сплав ТМ может так же реализовывать фазовые превращения при приложении высокого уровня нагрузки сплаву в аустенитной фазе при температуре выше А^ При определенном высоком уровне нагрузки произойдет фазовый переход из аустенита в раздвойникованный мартенсит. При дальнейшей разгрузке без изменения температуры произойдет фазовая трансформация мартенсита в

аустенит и восстановление исходной формы сплава. Данное явление называется сверхупругостью. Уровни нагружения, при которых начинается и заканчивается фазовая трансформация аустенита в мартенсит при нагружении, обозначаются как и ам соответственно. Уровни напряжения, при которых происходит обратная фазовая трансформация в аустенит при разгрузке сплава обозначаются соответственно. Схематически пример нагружения сплава для реализации сверхупругости представлен на рисунке 1.5. Отдельно отметим, что при нагружении - разгружении сплава при температуре больше М8 но меньше А^ восстановление формы будет не полным [12].

М1 М, А, ТетрегаШге, Т

Рисунок 1.5 - График напряжение - температура, характеризующий сверхупругое

поведение сплава ТМ [12]

Температуры мартенситных превращений сплава ТМ являются одними из важнейших показателей, так как именно они определяют возможности практического применения сплава в тех или иных температурных условиях. Помимо численных значений самих температур, существует показатель гистерезиса - разница между температурами начала трансформации при нагревании и охлаждении (А8-М8). На практике часто гистерезис рассчитывают как разницу между температурами, при которых материал на 50% трансформировался в аустенит при нагревании и на 50% трансформировался

обратно в мартенсит при охлаждении [13]. Данный показатель, фактически, показывает скорость реализации эффекта памяти формы в сплаве: при маленьком гистерезисе скорость трансформации будет высокой, и наоборот, при большом, широком гистерезисе, скорость восстановления формы материалом будет ниже. Это необходимо учитывать при практическом применении сплавов [3].

Стоит отметить, что изменение химического состава сплава достаточно серьезно влияет на температурные интервалы мартенситных превращений (ТИМП). В первую очередь стоит отметить влияние содержания непосредственно основных элементов - титана и никеля, и их соотношения. Известно, что увеличение содержания никеля в сплаве системы ТМ ведет к сильному снижению ТИМП и их переходу в отрицательные температурные значения. В научной литературе отмечается, что увеличение концентрации никеля в сплаве на 0,1 ат.% от исходного 50/50 ат.% ведет к снижению температур трансформаций примерно на 10 К [14]. На рисунке 1.6 представлены графики зависимости температуры М<5 от содержания никеля из работы [15] и работы [14].

150

№ске1Шагпит Яайо

100

О

я ф

о. Е ,а>

50

-50

-100

-150

1

• * Ь

• Нагпэоп е1 а1 V V

• Нап1оп е! а1. 1 1 1 > ■ ■ • | |

47 48 49 50 51 52 53 1\Пске1 Согнет (А1отю %)

а)

б)

Рисунок 1.6 - Графики зависимости температуры М<5 от содержания никеля из

Введение диссертации (часть автореферата) на тему «Разработка технологии получения метаматериалов - ауксетиков из порошкового сплава TiNi с помощью метода селективного лазерного плавления»

работы [15] и работы [14]

Как видно из рисунка 6, наблюдается тенденция в изменении температуры Ms: при содержании менее 50 ат.% никеля температура трансформации не подвержена сильному изменению; однако при увеличении доли никеля в сплаве

более 50 ат.% происходит резкое падение значения температуры, с переходом в отрицательные значения. При этом такие резкие изменения наблюдаются в интервале содержания никеля от 50 до 51 ат. %. Помимо непосредственно содержания никеля и титана, серьезное влияние на температуры мартенситных превращений в сплавах системы TiNi оказывают различные легирующие элементы. В качестве легирующих элементов могут выступать Pt, Pd, Fe, Cu, Co, Cr, W, Mn, Mo, Ag, Au, Nb, Hf, Zr, Ta, Re, Ir, Ru, V, Si и некоторые другие элементы[6,8,23-29,12,16-22]. В большинстве случаев легирование приводит к снижению температур трансформаций сплава. Исключением является легирование благородными металлами, такими как Pt, Pd, Au, при содержании которых более 10-12 ат. % в сплаве происходит рост температур мартенситных превращений [6].

Помимо температур, существует группа показателей, характеризующих проявление эффекта памяти формы в сплавах системы TiNi, такие как восстанавливаемая деформация (recoverable strain) и коэффициент восстановления формы (shape recovery rate). Для их описания рассмотрим процесс реализации однонаправленного ЭПФ без постоянного напряжения с точки зрения деформирования образца. При приложении определенного напряжения, образец деформируется до определенного уровня - начальной суммарной деформации (st). При разгрузке образца часть деформации упруго восстановится (упругая деформация, (se)), до уровня индуцированной деформации или деформации после разгрузки (si). При последующем нагревании, часть деформации будет восстановлена в процессе реализации эффекта памяти формы, а часть деформации может остаться - остаточная деформация (sf). Основываясь на описанных параметрах, можно определить восстанавливаемую деформацию (sr), как разницу между деформацией после разгрузки и остаточной деформацией. В свою очередь, коэффициент восстановления формы материала рассчитывается как отношение значения восстанавливаемой деформации к индуцированной деформации, в процентах[2].

Отметим так же, что в некоторых научных работах показатель восстанавливаемой деформации (reversible strain), определяемый как (srev), включает в себя не только деформацию, восстановленную в процессе нагревания, но и упруго восстановленную деформацию[30,31].

Еще один показатель, обладающий серьезной практической важностью, это напряжение восстановления (recovery stress). Данный показатель характеризует напряжение, создаваемое сплавом в интервале температур As-Af (обратная мартенситная трансформация), когда непосредственная возможность восстановления формы ограничена или блокируется с помощью внешнего противодействия[2], т.е. нагрев для реализации ЭПФ проводится без снятия нагрузки, необходимой для предварительного деформирования. Для сплавов системы TiNi значение напряжения восстановления обычно находится в пределах 400 - 600 МПа[2].

В таблице 1.1 представлена группа некоторых характеристик никелида титана, как функциональных, так и некоторых механических.

Таблица 1.1 - Характеристики сплава никелид титана [1-3]

Наименование характеристики Значение

Предел текучести (Yield Strength), Мпа

- мартенсит 70-140

-аустенит 165-690

Модуль упругости (Юнга),Гпа

- мартенсит 30-40

-аустенит 80

Предел упругости, (Elastic limit) Мпа

-мартенсит 50-150

-аустенит 150-600

Плотность, 10Л3 кг/м3 6,4-6,5

Предел прочности, Мпа 800-1800

Максимальное удлинение, % 40-50

Максимальное напряжение восстановления, Мпа 300-1500

Максимальная восстанавливаемая деформация, % 6-8

Температуры трансформаций, С -200 +120

Гистерезис, As-Ms, C 20-40

1.3 Применение никелида титана

Первое промышленное использование никелида титана началось в 1969 году - в качестве соединительных муфт для термомеханического соединения трубопроводов гидравлических систем истребителя Б-14[3,5]. Принцип действия таких муфт основывается на ЭПФ сплава: в охлажденном состоянии, при температуре ниже температуры использования, муфты дорнуют, увеличивая их внутренний диаметр; далее концы труб, требующих соединения, вставляются в муфту, и муфта подвергается естественному нагреву, в процессе которого происходит восстановление формы и уменьшение внутреннего диаметра, что позволяет зажать концы труб и получить прочное и герметичное соединение. Схематический пример действия муфты для термомеханического соединения представлен на рисунке 1.7 [32].

Рисунок 1.7 - Схема использования муфты для термомеханического соединения: А - муфта в нормальном состоянии, В - охлажденная муфта после дорнования, С - сборка соединения, Э - реализация ЭПФ и закрепление соединения

Дальнейшее развитие науки и техники расширило сферы применения нитинола в автомобильной, авиакосмической и других отраслях промышленности в качестве термосиполнительных и иных устройств различного назначения [3,3339]. В качестве примера можно отметить терморегуляторы различного назначения и конструкции, где используются пружины из никелида титана. Пример одной из существующих конструкций терморегулятора потока жидкой среды представлен на рисунке 1.8[34]. Здесь представлен регулятор давления масла в системе для автоматической трансмиссии автомобиля. При низкой температуре стальная пружина сдавливает пружину из никелида титана, деформируя ее, и перекрывая поток масла в систему. При повышении температуры пружина из никелида титана восстанавливает свою форму, сдавливая стальную пружину, и открывая проток для масла, увеличивая давление масла в системе [34].

Рисунок 1.8 - Терморегуляторный механизм [34]

Нитинол так же нашел свое применение и в медицине, в различных ее направлениях, благодаря отличной биосовместимости из-за наличия на поверхности оксидных слоев, состоящих в основном из диоксида титана и, соответственно, высокой коррозионной стойкости [12,40-45]. В 2018 году мировой рынок медицинских изделий из никелида титана оценивался почти в 15 миллиардов долларов США, с перспективой роста в 2020-2025 годах[46]. Далее кратко рассмотрим некоторые из существующих медицинских изделий на основе никелида титана.

Первое предложение об использовании проволоки из никелида титана в ортодонтии было опубликовано еще в 1971 году [47]. Данное предположение основывалось на возможности сплава развивать постоянное усилие при различном уровне деформаций, характерное для реализации сверхупругости. А уже в 1975 году были разработаны первые брекеты на основе проволоки из никелида титана[5]. Кроме того отмечено, что поведение сплава при напряжении/деформации при проявлении сверхупругости крайне близко по своим параметрам к таковому у костной ткани человека. На рисунке 1.9 представлены графики напряжения-деформации для костной и сухожильной ткани человека, суперэластичного никелида титана и нержавеющей стали [48]. Такие характеристики сплава, совместно с возможностью реализации ЭПФ в том числе и при температуре тела человека или чуть ниже, повлекли за собой расширение возможностей медицинского применения никелида титана. Сплав начал активно использоваться в ортопедии, стоматологии, кардиологии и других направлениях в качестве имплантатов для лечения различных заболеваний костной системы, брекетов, стентов, искусственных клапанов сердца, кардиостимуляторов и других изделий медицинской направленности [2,3,49,50].

О со СЛ

(Л

Strain

Рисунок 1.9 - Графики кривых деформации для костной и сухожильной ткани человека, суперэластичного нитинола и нержавеющей стали [48]

Возможность проявления ЭПФ при температуре тела человека позволила использовать компрессионные скобы и фиксаторы. В СССР первое использование данных изделий из никелида титана для остеосинтеза отмечалось в 1976 году в челюстно-лицевой хирургии. В дальнейшем зона применения таких изделий расширилась, включая в себя лечение переломов конечностей, заболеваний и повреждений позвоночника и спинного мозга [51,52]. Пример простого фиксатора для остеосинтеза переломов представлен на рисунке 1.10. Принцип действия таких фиксаторов достаточно прост и основывается на ЭПФ никелида титана. Фиксатор охлаждают и деформируют (разжимают), далее устанавливают в заранее подготовленные отверстия в отломках кости, после чего фиксатор нагревается и стягивает кости [47].

Рисунок 1.10 - Фиксатор из проволоки никелида титана [47]

Никелид титана применяется и в кардиологии и сердечно-сосудистой хирургии, за счет возможности реализации ЭПФ при низких температурах и проявления сверхупругости при температуре тела. Впервые предположение об использовании никелида титана в качестве стентов для кровеносных сосудов было опубликовано в нескольких научных работах еще в 1983 году[47,53]. На текущий момент, саморасширяющиеся стенты из никелида титана активно

применяются для лечения различных заболеваний сердечно-сосудистой системы, например - заболеваний периферийных артерий[49,54]. Примеры саморасширяющихся стентов из никелида титана представлены на рисунке 1.11 [55]. Кроме того, существуют публикации, посвященные разработке искусственного миокарда с использованием никелида титана, основанные на возможности проявления ЭПФ [56,57].

Помимо сердечно-сосудистых заболеваний, саморасширяющиеся стенты из никелида титана активно применяются и для лечения заболеваний полых органов пищеварительного тракта, например пищевода при наличии дисфагии[53,58]. Так же, никелид титана применяется и для различных инструментов, с высокой устойчивостью к перегибам и гибкостью, таких как биопсийные щипцы, абляторы тканей, корзин для лапороскопии и проч. [3,39,48,49].

Рисунок 1.11 - Саморасширяющиеся стенты из никелида титана [55]

В целом можно с уверенностью заявить, что применение никелида титана в медицине обладает большими перспективами к дальнейшему развитию и расширению. И появляющиеся новые технологии, в частности - аддитивные технологии, могут эффективно расширить сферы применения никелида титана, в

том числе и в медицине. Информация о возможностях аддитивных технологий в контексте получения образцов и изделий из никелида титана представлена в следующем подразделе.

1.4 Никелид титана в аддитивных технологиях

В соответствие с ГОСТ Р 57558-2017, Аддитивное производство (аддитивный технологический процесс) это процесс изготовления деталей, основанный на создании физического объема по электронной геометрической модели путем добавления материала, как правило, слой за слоем, в отличие от вычитающего (субтрактивного) производства (механической обработки) и традиционного формообразующего производства [59]. Впервые аддитивное производство изделий было реализовано в 1986 году в процессе стериолитографии[60]. На сегодняшний день существует несколько типов процесса аддитивного производства, позволяющего изготавливать различные образцы/изделия из различных материалов, в том числе из металлов и их сплавов [60-63]. С точки зрения использования аддитивного производства для получения изделий из сплава никелида титана, в соответствие с ГОСТ Р 575582017, можно выделить два основных типа процесса: синтез на подложке (powder bed fusion) и прямой подвод энергии и материала (direct energy deposition)[10,64].

Синтез на подложке является процессом, в котором энергия от внешнего источника используется для избирательного спекания/сплавления предварительно нанесенного слоя порошкового материала[59]. К данному типу процесса относится селективное лазерное спекание (SLS), селективное лазерное сплавление (СЛП), селективное электронно лучевое сплавление (SEBM)[10]. Схематическое представление процесса синтеза на подложке представлено на рисунке 1.12[65].

Рисунок 1.12 - Схематическое представление процесса синтеза на подложке [65]

Прямой подвод энергии и материала это процесс, в котором энергия от источника используется для соединения материалов путем их сплавления в процессе нанесения[59]. К данному процессу относятся такие технологии как Laser Engineered Net Shaping (LENS), Laser Cladding (LC), Direct Metal Deposition (DMD) и некоторые другие [10]. Схематическое представление процесса прямого подвода энергии и материала представлено на рисунке 1.13 [65].

Рисунок 1.13 - Схематическое представление процесса прямого подвода энергии

и материала [65]

На сегодняшний день, получение образцов и изделий из никелида титана методами аддитивного производства реализуется как с помощью процессов синтеза на подложке (методы СЛП и SEBM), так и с помощью процесса прямого подвода энергии и материала [10,39,66-68]. При этом, метод СЛП является наиболее распространенным для получения образцов из никелида титана, ввиду обеспечения лучшего качества поверхности и лучшей геометрической точности [66,69,70].

Селективное лазерное сплавление (СЛП) впервые было запатентовано в 1998 году [71]. В соответствие с ГОСТ Р 57558-2017 лазерное сплавление это процесс синтеза на подложке, выполняемый для производства деталей из порошковых материалов с использованием одного или более лазеров для выборочного сплавления частиц на поверхности, слой за слоем, в закрытой камере [59].

Процесс изготовления изделий или образцов методом СЛП состоит из нескольких шагов или этапов. Первоначально, необходимо подготовить компьютерную модель изделия с помощью соответствующей системы автоматизированного проектирования (САПР). Полученная модель в формате .STL должна быть обработана, например, с помощью ПО Magics, с целью добавления поддерживающих структур (поддержек) и разделения исходной модели на слои заданной толщины. Далее, .STL файл со всеми параметрами процесса загружается в установку СЛП. Процесс выращивания изделия начинает с нанесения слоя порошка определенной толщины на строительную платформу с подложкой. Нанесенный слой порошка сканируется высокоэнергетическим лазером в соответствие с геометрией изделия, вызывая плавление порошка. По окончанию сканирования строительная платформа опускается на высоту, равную толщине слоя, после чего снова наносится слой порошка, который так же будет отсканирован лазером в соответствие с геометрией изделия. Цикл повторяется до полного завершения выращивания изделия. По завершению процесса выращивания изделия порошки, окружающие изделие, удаляются из камеры, а

само изделие необходимо будет отделить от подложки путем срезания поддерживающих структур. Схематически процесс изготовления изделия методом СЛП с цикличным повторением описанных выше шагов представлен на рисунке 1.14[10,63,72]. В процессе выращивания изделия, камеру, в которой проводится выращивание, как правило заполняют газообразным азотом или аргоном, для создания нейтральной атмосферы и предотвращения окисления изделия[63].

Помимо подготовки модели и разделения ее на слои, для изготовления изделий методом СЛП необходимо так же вводить определенные параметры процесса. Параметрами процесса СЛП являются мощность лазера (P, Вт), скорость сканирования (scanning speed, и, мм/с), дистанция между проходами лазера (hatch spacing, h, мм), толщина слоя (layer thickness, t, мм) [69,73]. Важным параметром так же является стратегия сканирования. Схематически часть параметров представлена на рисунке 1.15 [63].

Рисунок 1.14 - Схема процесса изготовления изделия методом СЛП[10]

Laser power

Hatch sp;

lacing

-*J

/

/

/

Powder bed

Layer thickness

Preceding layers or substrate plate

Рисунок 1.15 - Схематичное представление параметров процесса СЛП [63] Указанные параметры являются основой для определения объемной

-5

плотности энергии (Еу, Дж/мм ) по формуле 1.1 [69,73]:

Как видно из формулы 1.1, параметры процесса напрямую влияют на объемную плотность энергии процесса СЛП. Кроме того, параметры процесса СЛП могут определенным образом влиять и на итоговые свойства получаемого изделия, такие как плотность и наличие различных дефектов [74].

На сегодняшний день вопрос получения изделий из сплава никелида титана методом СЛП достаточно долго и активно изучается. Имеется большое количество научных работ, посвященных вопросам получения изделий из никелида титана [10] и влиянию процесса СЛП на свойства получаемого сплава. В процессе изготовления, порошки сплава никелида титана подвергаются воздействию лазерных лучей с высокой плотностью энергии, быстро нагреваясь до температуры выше точки плавления или даже кипения. Когда лазерный луч удаляется, расплав быстро затвердевает из-за очень высокой скорости охлаждения. Данный процесс циклически повторяется во время СЛП, и ранее затвердевшие материалы подвергаются циклическому процессу

Ev = P / ( и х h х t)

(1.1)

нагрева/охлаждения, что определенным образом влияет на итоговые характеристики сплава. Схематически описанный процесс представлен на рисунке 1.16 [69].

Рисунок 1.16 - Схема процесса плавления порошка и сопутствующих явлений

[69]

Соответственно, изменения сплава никелида титана ввиду процесса СЛП можно резюмировать следующим образом в нескольких пунктах.

Во-первых, испарение никеля. Испарение никеля в процессе СЛП происходит ввиду разницы между температурами кипения никеля и титана: у никеля температура кипения составляет 2913 °С, в то время как у титана - 3287 Кроме того у никеля более высокое парциальное давление, чем у титана, следовательно, никель более летуч при повышенных температурах. При этом известно, что изменение содержания никеля в сплаве Т№ серьезным образом влияет на значения температур трансформаций сплава. Увеличение содержания никеля на 0,1 ат.% ведет к снижению температур трансформаций на 10 К. Снижение же содержания никеля, наоборот, ведет к росту температур мартенситных превращений. Отмечается так же, что увеличение испарение никеля происходит при увеличении объемной плотности энергии в процессе СЛП [15,31,80-82,66,69,73,75-79].

Во-вторых, захват примесей, в первую очередь кислорода. Захват кислорода в процессе обработки может привести к формированию различных вторичных фаз, таких как TiO2 Ti2NiOx и Ti4Ni2O. Кроме того, возможно формирование вторичных фаз при захвате углерода и азота - Ti(C,N). Формирование указанных вторичных фаз ведет к обеднению матрицы сплава по титану, с последующим ростом температур мартенситных превращений. Отмечается, что захват примесей крайне нежелателен в случае использования изготавливаемых изделий в медицинской сфере, так как их химический состав должен соответствовать определенным стандартам (например, ASTM F2063). Увеличение захвата примесей так же происходит при увеличении объемной плотности энергии процесса СЛП [30,69,81,83-86].

В третьих, может происходить формирование вторичных фаз, характерных для данного сплава. В обогащенных по никелю сплавах никелида титана при температурах от 200 до 700 °С происходит формирование обогащенных по никелю вторичных фаз, таких как М4^3, М3^2 и М3^, с последовательностью формирования М4^3 ^ М3^2 ^ М3^. Формирование данных фаз ведет к обеднению матрицы сплава по никелю и увеличению температур мартенситных превращений, а так же влияет на механические свойства получаемых изделий (улучшение сверхупругости). Кроме того, отмечается так же формирование и обогащенных по титану фаз [30,66,69,80,87-90].

Отдельно можно отметить получение направленной текстуры сплава при выращивании изделий методом СЛП. В процессе выращивания происходит эпитаксиальный рост зерен сплава по направлению вдоль самого высокого температурного градиента, что совпадает с направлением выращивания. Соответственно, получаемые изделия из сплава никелида титана обладают определенной текстурой с ориентацией зерен по направлению выращивания изделия. Это, в свою очередь, может влиять на эффективность проявления функциональных свойств [69,73,80,91,92].

Указанные факторы влияния процесса СЛП на получаемые изделия из сплава никелида титана должны учитываться в процессе разработки и

изготовления изделий, ввиду их влияния на возможности проявления функциональных свойств сплава.

Как уже отмечалось ранее, процесс СЛП позволяет изготавливать изделия с различной геометрией с высокой точностью. Эта возможность позволяет выращивать не только плотные, но и пористые образцы из различных сплавов, в том числе из никелида титана. Более подробно существующие возможности по получению сетчатых конструкций и перспективах их применения представлены в следующем разделе.

1.5 Изделия со сложной геометрии и перспективы их применения

Как уже было отмечено ранее, процесс СЛП позволяет изготавливать образцы и материалы материалы с геометрией различной сложности. Первоначально следует рассмотреть существующие варианты единичных ячеек пористых материалов. Пористые материалы со сложной геометрией, как правило, состоят из элементарных (единичных) ячеек с определенной геометрией (топологией). Элементарные (единичные) ячейки могут быть построены на основе стоек, или на основе поверхности, например - трехпериодические минимальные поверхности (TPMS). Примеры топологий единичных ячеек на основе стоек представлены на рисунке 1.17 и 1.18, а на основе трехпериодичных минимальных поверхностей - на рисунке 1.19 и [93-96]. Можно отметить, что топологии единичных ячеек на основе стоек с точки зрения геометрии несколько проще, чем аналогичные топологии на основе поверхности. Кроме того, помимо топологии единичной ячейки, существует возможность варьирования пористости единичной ячейки, а соответственно и получаемых образцов, за счет изменения толщины стоек (применительно к единичным ячейкам на основе стоек) [95,97].

Далее перейдем к вопросу получения пористых материалов из никелида титана. На текущий момент имеется некоторое количество работ, посвященных получению пористых образцов или структур из сплава никелида титана с помощью метода СЛП.

Рисунок 1.17 - Единичные ячейки на основе стоек: a - BCC, б - BCCz, в - FCC, г - FBCC, д - S-FCC, е - S-FCCz, ж - S-FBCC, з - S-FBCCz [93]

Рисунок 1.18 - Топологии единичных ячеек на основе стоек: a - SC, б - BCC, в -

RBCC, г - OT, д - GAM, е - WG [94]

а) б) в) ^

l&ifr®

Рисунок 1.19 - Единичные ячейки на основе поверхности: a - G (Schoen's Gyroid), б - P (Schwarz's Primitive), в - D (Schwarz's Diamond, г - W (Schoen's iWP), д -Lidinoid (by Sven Lidin), е - Neovius (by Schoen's student Neovius), ж - Octo (by

Schoen), з - Split P [93]

В таблице 1 .2 представлен краткий анализ существующих работ, посвященных выращиванию пористых структур из сплава никелида титана с различными топологиями единичных ячеек и различной пористостью.

Таблица 1.2 - Анализ литературных источников посвященных выращиванию пористых образцов из сплавов системы Т№_

Источник Геометрии структур Пористость, % Модуль Юнга, Гпа

[98] SC (Simple Cubic) BCC (Body-Centered Cubic) ВСС-Z 32, 45, 58 69 65 41.2, 30, 20.5 16,5

[99] SC 32, 45, 58 18, 13, 9

[85] SC 32, 45, 58 16.3, 13.7, 9.9

[100] SC 32, 45, 58 41.2, 30, 20.5

[101] BCC ВСС-Z

[102] Октаэдр Клеточный Гироид Листовой гироид 25.2 25.2 26.6

[103] Ромбо-додекаэдр 76 -

[44] Октаэдр - -

Как видно из таблицы 1.2, наиболее часто встречающаяся топология единичных ячеек из сплавов ^М это SC (квадрат), а так же некоторые другие структуры на основе стоек. При этом наблюдается четкий тренд снижения показателя модуля Юнга пористых структур при увеличении пористости.

В работе [98] выращивались и испытывались пористые образцы из сплава состава ^49.91 - Ni50.1(aт.%). Выращивание проводилось методом СЛП на установке Phenix-PXM. Использовались три топологий единичных ячеек - SC,

BCC, BCC-Z. Линейные размеры ячеек составляли от 2 до 2,33 мм. Пример используемых топологий представлен на рисунке 1.2.

Рисунок 1.20 - Топологии единичных ячеек: a - SC, б - BCC, в - BCC-Z [98]

На основании указанных топологий в работе [98] выращивались пористые образцы с количеством ячеек 4*4*4. Пористость образов с топологией SC составляла 32%, 45%, 48%, BCC - 69%, BCC-Z - 65%. Полученные пористые структуры подвергались испытанию на сжатие до разрушения и термоциклированию под нагрузкой.

По результатам испытаний авторы указали, что повышение пористости ведет к явному снижению модуля упругости с 69 Гпа для плотного образца до 16,5 для образца с топологией единичной ячейки ВСС-Z. Установлено, что механические свойства пористых структур, такие как модуль упругости и пластичность изготовленных СЛП образцов из сплава TiNi, сильно зависят от уровня пористости и топологии единичной ячейки. Отмечается возможность снижения модуля упругости образцов за счет увеличения пористости, при этом сохраняя эффект памяти формы данных образцов [98].

В работе [99] методом СЛП выращивались пористые структуры из порошка сплава TiNi состава Ti49.2 - Ni50.8 (ат.%) с помощью установки PXM Phenix/3D Systems. Использовалась топология единичной ячейки типа SC, линейный размер ячейки - 2 мм. Сетчатые структуры имели размерность 4*4*4 ячейки, с варьированием пористости - 32%, 45% и 58% . Полученные сетчатые структуры подвергались испытаниям на сжатие и термоциклированию.

В результате испытаний отмечено, что все структуры показали эффект памяти формы, и их температуры трансформаций увеличивались с увеличением

напряжения сжатия. С ростом пористости происходит явное снижение модуля упругости - с 47 для плотного образца до 9 Гпа для образца с пористостью 58%. Снижение практически на 80%. Отмечено, что жесткость пористой структуры из сплава ТМ может быть адаптирована к уровню жесткости компактной кости (<20 ГПа) с пористостью всего 32%. Это позволит избежать резорбцию кости, которая обычно возникает на границе соединения кость - имплантат. Авторы работы так же указывают, что уникальная комбинация взаимосвязанных характеристик пор, низкого модуля упругости, высокой прочности и большой сверхэластичной восстановленной деформации делает СЛП ТМ хорошим кандидатом на долговременные, несущие нагрузку имплантаты для костных тканей. Кроме того, механические свойства пористых структур из сплавов ТМ напрямую связаны с характеристиками единичных ячеек, которые могут проектироваться и контролироваться методами СЛП.

Список литературы диссертационного исследования кандидат наук Фарбер Эдуард Михайлович, 2023 год

СПИСОК ЛИТЕРАТУРЫ

1. Rao, A. Design of Shape Memory Alloy (SMA) Actuators / A. Rao, A.R. Srinivasa, J.N. Reddy. - New York: Springer Cham, 2015. - 137 с.

2. Brailovski V. Shape memory alloys: fundamentals, modeling and applications / V. Brailovski, S. Prokoshkin, P. Terriault. - Quebec: ETS, 2003. - 844 p.

3. Mohd Jani J. A review of shape memory alloy research, applications and opportunities / J. Mohd Jani, M. Leary, A. Subic et al. // Materials & Design. - 2014. -Vol. 56. - P. 1078-1113.

4. Otsuka K. Science and Technology of Shape-Memory Alloys: New Developments / K. Otsuka, T. Kakeshita // MRS Bulletin. - 2002. - Vol. 27. - P. 91100.

5. Mantovani D. Shape memory alloys: Properties and biomedical applications / D. Mantovani // JOM. - 2000. - Vol. 52. - P. 36-44.

6. Otsuka K. Physical metallurgy of Ti-Ni-based shape memory alloys / K. Otsuka, X. Ren // Progress in Materials Science. - 2005. - Vol. 50. - P. 511-678.

7. Patel S.K. A brief review of shape memory effects and fabrication processes of NiTi shape memory alloys / S.K. Patel, B. Swain, R. Roshan et al. // Materials Today: Proceedings. - 2020. - Vol. 33. - P. 5552-5556.

8. Ma J. High temperature shape memory alloys / J. Ma, I. Karaman, R.D. Noebe // International Materials Reviews. - 2010. - Vol. 55. - P. 257-315.

9. Yamabe-Mitarai Y. Ti(Pt, Pd, Au) based high temperature shape memory alloys / Y. Yamabe-Mitarai, R. Arockiakumar, A. Wadood et al. // Materials Today: Proceedings. - 2015. - Vol. 2. - P. 517-522.

10. Elahinia M. Fabrication of NiTi through additive manufacturing: A review / M. Elahinia, N. S. Moghaddam, M. Taheri Andani et al. // Progress in Materials Science. - 2016. - Vol. 83. - P. 630-663.

11. Farber E. A review of NiTi shape memory alloy as a smart material produced by additive manufacturing / E. Farber, J. Zhu, A. Popovich et al. // Materials Today: Proceedings. - 2020. - Vol. 30. - P. 761-767.

12. Kumar P.K. Shape Memory Alloys. / P.K. Kumar, D.C. Lagoudas. -Boston: Springer US, 2008. - 436 p.

13. Nemat-Nasser S. Superelastic and cyclic response of NiTi SMA at various strain rates and temperatures / S. Nemat-Nasser, W.G. Guo // Mechanics of Materials. -

2006. - Vol. 38. - P. 463-474.

14. Frenzel J. Influence of Ni on martensitic phase transformations in NiTi shape memory alloys / J. Frenzel, E.P. George, A. Dlouhy et al. // Acta Materialia. -2010. - Vol. 58, № 9. - P. 3444-3458.

15. Horvay K. Development of Nitinol Alloys for Additive Manufacturing / K. Horvay, C. Schade // Contributed Papers from MS&T18. - 2018. - № 1. - P. 63-70.

16. Firstov G.S. High-temperature shape memory alloys Some recent developments / G.S. Firstov, J. Van Humbeeck, Y.N. Koval // Materials Science and Engineering A. - 2004. - Vol. 378, № 1-2. - P. 2-10.

17. Chastaing K. Effect of Cu and Hf additions on NiTi martensitic transformation / K. Chastaing, P. Vermaut, P. Ochin et al. // Materials Science and Engineering A. - 2006. - Vol. 438-440. - P. 661-665.

18. Zarinejad M. Dependence of transformation temperatures of NiTi-based shape-memory alloys on the number and concentration of valence electrons / M. Zarinejad, Y. Liu // Advanced Functional Materials. - 2008. - Vol. 18, № 18. - P. 2789-2794.

19. Noebe R. Properties and potential of two (Ni,Pt)Ti alloys for use as high-temperature actuator materials / R. Noebe, D. Gaydosh, S. Padula et al. // Smart Structures and Materials 2005: Active Materials: Behavior and Mechanics. - 2005. -Vol. 5761. - P. 364-375.

20. Zarnetta R. Combinatorial study of phase transformation characteristics of a Ti-Ni-Pd shape memory thin film composition spread in view of microactuator applications / R. Zarnetta, A.Savan, S. Thienhaus et al. // Applied Surface Science. -

2007. - Vol. 254, № 3. - P. 743-748.

21. Hsieh S.F. Transformation temperatures and second phases in Ti-Ni-Si ternary shape memory alloys with Si<2 at.% / S.F. Hsieh, S.K. Wu, H.C. Lin // Journal of Alloys and Compounds. - 2002. - Vol. 339, № 1-2. - P. 162-166.

22. Hosoda H. Change of Ms temperatures and its correlation to atomic configurations of offstoichiometric NiTi-Cr and NiTi-Co alloys / H. Hosoda, T. Fukul, K. Inoue et al. // Materials Research Society Symposium - Proceedings. - 1997. - Vol. 459. - P. 287-293.

23. Hosoda H. Phase Transformation of Ti-Ni Containing Platinum-Group Metals / H. Hosoda, M. Tsuji, M. Mimura et al. // Materials Research Society Symposium - Proceedings. - 2003. - Vol. 753. - P. 439-444.

24. Da Silva G.Â., Otubo J. Investigation of Ni-and Ti-content influence on microstructure and phase transformation behavior of NiTi SMA alloyed with Ag / G.Â. Da Silva, J. Otubo // MATEC Web of Conferences. - 2015. - Vol. 33. - P. 1-6

25. Hsieh S.F. Transformation sequence and second phases in ternary Ti-Ni-W shape memory alloys with less than 2 at.% W / S.F. Hsieh, S.K. Wu, H.C. Lin et al. // Journal of Alloys and Compounds. - 2005. - Vol. 387, № 1-2. - P. 121-127.

26. Jiang S. et al. Influence of Addition of Nb on Phase Transformation, Microstructure and Mechanical Properties of Equiatomic NiTi SMA / S. Jiang, Y. Liang, Y. Zhang et al. // Journal of Materials Engineering and Performance. - 2016. -Vol. 25, № 10. - P. 4341-4351.

27. Prasad R.V.S. Microstructure and phase transformation behavior of a new high temperature NiTiHf-Ta shape memory alloy with excellent formability / R.V.S. Prasad, C.H. Park, S.W. Kim et al. // Journal of Alloys and Compounds. - 2017. - Vol. 697. - P. 55-61.

28. Cai W. Recent development of TiNi-based shape memory alloys / W. Cai, X.L. Meng, L.C. Zhao // Current Opinion in Solid State and Materials Science. - 2005. - Vol. 9, № 6. - P. 296-302.

29. Young A.W. Effects of Sn Addition on NiTi Shape Memory Alloys / A.W. Young, T. Torgerson, N.A. Ley // Shape Memory and Superelasticity. - 2019. - Vol. 5, № 1. - P. 125-135.

30. Haberland C. On the development of high quality NiTi shape memory and pseudoelastic parts by additive manufacturing / C. Haberland, M. Elahinia, J.M. Walker et al. // Smart Materials and Structures. - 2014. - Vol. 23, № 10. - P. 104-117.

31. Meier H. Structural and functional properties of NiTi shape memory alloys produced by Selective Laser Melting / H. Meier, C. Haberland, J. Frenzel // Innovative Developments in Virtual and Physical Prototyping. - 2011. - Vol. 5. - P. 291-296.

32. Bhavsar R. Intelligence in novel materials / R. Bhavsar, N.Y. Vaidya, P. Ganguly et al. // Oilfield Review. - 2008. - Vol. 20, № 1. - P. 32-41.

33. Oehler S.D. Design optimization and uncertainty analysis of SMA morphing structures / S.D. Oehler, D.J. Hartl, R. Lopez et al. // Smart Materials and Structures. - 2012. - Vol. 21, № 9. - P. 94-110.

34. Stoeckel D. Use of Ni-Ti shape memory alloys for thermal sensor-actuators / D. Stoeckel, T. Waram // Active and Adaptive Optical Components. - 1992. - Vol. 1543. - P. 382-387.

35. Sharma K. Flying smart: Smart materials used in aviation industry / K. Sharma, G. Srinivas // Materials Today: Proceedings. - 2020. - Vol. 27. - P. 244-250.

36. Pepper S. V. Nitinol 60 as a material for spacecraft triboelements / S.V. Pepper, C. DellaCorte, R.D. Noebe et al. // European Space Agency, (Special Publication). - 2009. - Vol. 670, № 1. - P. 1-4.

37. Icardi U. Preliminary study of an adaptive wing with shape memory alloy torsion actuators / U. Icardi, L. Ferrero // Materials & Design. - 2009. - Vol. 30, № 10. - P. 4200-4210.

38. Bellini A. Mechatronic design of a shape memory alloy actuator for automotive tumble flaps: A case study / A. Bellini, M. Colli, E. Dragoni // IEEE Transactions on Industrial Electronics. - 2009. - Vol. 56, № 7. - P. 2644-2656.

39. Sharma N. Fabrication of NiTi alloy: A review / N. Sharma, K.K. Jangra, T. Raj // Proceedings of the Institution of Mechanical Engineers, Part L: Journal of Materials: Design and Applications. - 2015. - Vol. 232, № 3. - P. 250-269.

40. Marchenko E.S. Structure, biocompatibility and corrosion resistance of the ceramic-metal surface of porous nitinol / E.S. Marchenko, G.A. Baigonakova, Y.F. Yasenchuk et al. // Ceramics International. - 2022. - Vol. 48, № 22. - P. 33514-33523.

41. Chen R. et al. Study on Phase Transformation and Electrochemical Corrosion of TiNi Alloy Formed by Laser Solid Forming / // Metals. - 2022. - Vol. 12, № 6. - P. 1024-1031.

42. Nazarov D. Surface modification of additively manufactured nitinol by wet chemical etching / D. Nazarov, A. Rudakova, E. Borisov et al. // Materials. - 2021. -Vol. 14, № 24. - P. 7683-7698.

43. Shishkovsky I.V. Porous biocompatible implants and tissue scaffolds synthesized by selective laser sintering from Ti and NiTi / I.V. Shishkovsky, L.T. Volova, M. V. Kuznetsov et al. // Journal of Materials Chemistry. - 2008. - Vol. 18, № 12. - P. 1309-1317.

44. Dadbakhsh S. Influence of СЛП on shape memory and compression behaviour of NiTi scaffolds / S. Dadbakhsh, M. Speirs, J-P. Kruth et al. // CIRP Annals. - 2015. - Vol. 64, № 1. - P. 209-212.

45. Elahinia M.H. Manufacturing and processing of NiTi implants: A review / M.H. Elahinia, M. Hashemi, M. Tabesh et al. // Progress in Materials Science. - 2012. -Vol. 57, № 5. - P. 911-946.

46. Pelton A.R. Pre-strain and Mean Strain Effects on the Fatigue Behavior of Superelastic Nitinol Medical Devices / A.R. Pelton, B.T. Berg, P. Saffari et al. // Shape Memory and Superelasticity. - 2022. - Vol. 8, № 2. - P. 64-84.

47. Лохов В.А. Сплавы с памятью формы: применение в медицине. обзор моделей, описывающих их поведение / В.А. Лохов, Ю.И. Няшин, А.Г. Кучумов // Российский журнал биомеханики. - 2007. - Vol. 3, № 11. - P. 9-27.

48. Morgan N.B. Medical shape memory alloy applications - The market and its products / N.B Morgan // Materials Science and Engineering A. - 2004. - Vol. 378, № 1-2. - P. 16-23.

49. Stoeckel D. Nitinol medical devices and implants / D. Stoeckel // Minimally Invasive Therapy & Allied Technologies. - 2000. - Vol. 9, № 2. - P. 81-88.

50. Sharifulin R.M. The results of transcatheter mitral valve replacement / R.M. Sharifulin, A.V. Bogachev-Prokofiev, I. Yu. Zhuravleva et al. // Russian Journal of Cardiology. - 2018. - Vol. 23, № 11. - P. 137-144.

51. Гюнтер В.Э. Сплавы с памятью формы в медицине / В.Э. Гюнтер, В.В.Котенко, М.З. Миргазизов и др. - Томск: Издательство Тоского университета, 1986. - 208 с.

52. Давыдов Е.А. Применение Биологически И Механически Совместимых Имплантатов Из Нитинола Для Хирургического Лечения Повреждений И Заболеваний Позвоночника И Спинного Мозга / Е.А. Давыдов, А.Ю. Мушкин, И.В. Зуев и др. // Гений Ортопедии. - 2010. - № 1. - С. 5-11.

53. Гаин Ю.М. Применение материалов с памятью формы из никелида титана в хирургии для неинвазивного расширения просвета полых органов / Ю. М. Гаин, М. А, Герасименко, В. Л. Денисенко и др. // Медицинский журнал. -2016. - Т. 2, № 56. - С. 28-35.

54. Violari E. Endovascular Treatment of Infrainguinal Peripheral Arterial Disease (PAD): Update on Stent Technology / E. Violari, A. Payomo, B.J. Schiro et al. // Techniques in Vascular and Interventional Radiology. - 2022. - Vol. 25, № 3. - P. 100-107.

55. Stoeckel D. Self-expanding Nitinol stents: Material and design considerations / D. Stoeckel, A. Pelton, T. Duerig // European Radiology. - 2004. -Vol. 14, № 2. - P. 292-301.

56. Yambe T. Artificial myocardium with an artificial baroreflex system using nano technology / T. Yambe, Y. Shiraishi, M. Yoshizawa et al. // Biomedicine and Pharmacotherapy. - 2003. - Vol. 57, № 1. - P. 122-125.

57. Shiraishi Y. Morphological Approach for the Functional Improvement of an Artificial Myocardial Assist Device using Shape Memory Alloy Fibres / Y. Shiraishi, T. Yambe, Y. Saijo et al. // 29th Annual International Conference of the IEEE Engineering in Medicine and Biology Society. - 2007. - Vol. 29. - P. 3974-3977.

58. Dua K.S. History of the Use of Esophageal Stent in Management of Dysphagia and Its Improvement Over the Years / K.S. Dua // Dysphagia. - 2017. - Vol. 32, № 1. - P. 39-49.

59. ГОСТ Р 57558-2017 Аддитивные технологические процессы. Базовые принципы. Термины и определения. - М.: Стандартинформ, 2017. - 16 с.

60. Ngo T.D. Additive manufacturing (3D printing): A review of materials, methods, applications and challenges / T.D. Ngo, A. Kashani, G. Imbalzano et al. // Composites Part B: Engineering. - 2018. - Vol. 143. - P. 172-196.

61. Li N. Progress in additive manufacturing on new materials: A review / N. Li, S. Huanga, G. Zhang // Journal of Materials Science and Technology. - 2019. - Vol. 35, № 2. - P. 242-269.

62. Singh S. Material issues in additive manufacturing: A review / S. Singh, S. Ramakrishna, R. Singh // Journal of Manufacturing Processes. - 2017. - Vol. 25. - P. 185-200.

63. Yap C.Y. Review of selective laser melting: Materials and applications / C.Y. Yap, C.K. Chua, Z.L. Dong et al. // Applied Physics Reviews. - 2015. - Vol. 2, № 4. - P. 20-42.

64. Dadbakhsh S. Laser additive manufacturing of bulk and porous shape-memory NiTi alloys: From processes to potential biomedical applications / S. Dadbakhsh, M. Speirs, J. Van Humbeeck // MRS Bull. - 2016. - Vol. 41, № 10. - P. 765-774.

65. Frazier W.E. Metal Additive Manufacturing: A Review / W.E. Frazier // Journal of Materials Engineering and Performance. - 2014. - Vol. 23, № 6. - P. 19171928.

66. Zhang Y. A Review on Design and Mechanical Properties of Additively Manufactured NiTi Implants for Orthopedic Applications / Y. Zhang, S. Attarilar, L. Wang et al. // International Journal of Bioprinting. - 2021. - Vol. 7, № 2. - P. 1-28.

67. Zhou Q. Selective electron beam melting of NiTi: Microstructure, phase transformation and mechanical properties / Q. Zhoub, M. D. Hayat, G. Chen et al. // Materials Science and Engineering A. - 2019. - Vol. 744. - P. 290-298.

68. Halani P.R. Phase transformation characteristics and mechanical characterization of nitinol synthesized by laser direct deposition / P. R. Halani, I. Kaya, Y.C. Shin // Materials Science and Engineering A. - 2013. - Vol. 559. - P. 836-843.

69. Wang X. A Short Review on the Microstructure, Transformation Behavior and Functional Properties of NiTi Shape Memory Alloys Fabricated by Selective Laser Melting / X. Wang, S. Kustov, J. Van Humbeeck // Materials. - 2018. - Vol. 11, № 9. -P. 1683-1697.

70. Wen S. Research status and prospect of additive manufactured nickeltitanium shape memory alloys / S. Wen, J. Gan, F. Li et al. // Materials. - 2021. - Vol. 14, № 16. - P. 4496-4510.

71. Yap C.Y. Review of selective laser melting: Materials and applications / C.Y. Yap, C.K. Chua, Z.L. Dong et al. // Applied Physics Reviews. - 2015. - Vol. 2, № 4. - P. 20-42.

72. Parvizi S. Effective parameters on the final properties of NiTi-based alloys manufactured by powder metallurgy methods: A review / S. Parvizi, S.M. Hashemi, F. Asgarinia et al. // Progress in Materials Science. - 2021. - Vol. 117. - P. 100739.

73. Saedi S. On the effects of selective laser melting process parameters on microstructure and thermomechanical response of Ni-rich NiTi / S. Saedi, N.S. Moghaddam, A. Amerinatanzi et al. // Acta Materialia. - 2018. - Vol. 144. - P. 552560.

74. Khoo Z.X. A Review of Selective Laser Melted NiTi Shape Memory Alloy / Z. X. Khoo, Y. Liu, J. An et al. // Materials. - 2018. - Vol. 11, № 4. - P. 519-531.

75. Dadbakhsh S. Effect of СЛП Parameters on Transformation Temperatures of Shape Memory Nickel Titanium Parts / S. Dadbakhsh, M. Speirs, J.-P. Kruth et al. // Advanced Engineering Materials. - 2014. - Vol. 16, № 9. - P. 1140-1146.

76. Nematollahi M. Building orientation-structure-property in laser powder bed fusion of NiTi shape memory alloy / M. Nematollahi, S.E. Saghaianb, K. Safaei et al. // Journal of Alloys and Compounds. - 2021. - Vol. 873. - P. 1-15.

77. Wang X. Effect of process parameters on the phase transformation behavior and tensile properties of NiTi shape memory alloys fabricated by selective

laser melting / X. Wang, J. Yua, J. Liu et al. // Additive Manufacturing. - 2020. - Vol. 36. - P. 101545.

78. Zhang C. On the effect of scan strategies on the transformation behavior and mechanical properties of additively manufactured NiTi shape memory alloys / C. Zhang, H. Ozcan, L. Xue et al. // Journal of Manufacturing Processes. - 2022. - Vol. 84. - P. 260-271.

79. Saedi S. Thermomechanical characterization of Ni-rich NiTi fabricated by selective laser melting / S. Saedi, A.S. Turabi1, M. Taheri Andani et al. // Smart Materials and Structures. - 2016. - Vol. 25, № 3. - P. 1-8.

80. Bormann T. Tailoring Selective Laser Melting Process Parameters for NiTi Implants / T. Bormann, R. Schumacher, B. Muller et al. // Journal of Materials Engineering and Performance. - 2012. - Vol. 21, № 12. - P. 2519-2524.

81. Ou S.-F. Manufacturing and Characterization of NiTi Alloy with Functional Properties by Selective Laser Melting / S.-F. Ou, B.-Y. Peng, Y.-C. Chen et al. // Metals. - 2018. - Vol. 8, № 5. - P. 342-353.

82. Safaei K. On the crystallographic texture and torsional behavior of NiTi shape memory alloy processed by laser powder bed fusion: Effect of build orientation / K. Safaei, M. Nematollahi, P. Bayati et al. // Additive Manufacturing. - 2022. - Vol. 59.

- P. 103184.

83. Taheri Andani M. Mechanical and shape memory properties of porous Ni 50.1 Ti 49.9 alloys manufactured by selective laser melting / M. Taheri Andania, S. Saedi, A.S. Turabiet al. // Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials.

- 2017. - Vol. 68. - P. 224-231.

84. Ehsan Saghaian S. 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 / S. Ehsan Saghaian, M. Nematollahi, G. Toker et al. // Optics & Laser Technology. - 2022. - Vol. 149. - P. 107680.

85. Walker J.M. Process development and characterization of additively manufactured nickel-titanium shape memory parts / J.M. Walker, C. Haberland, M.

Taheri Andani et al. // Journal of Intelligent Material Systems and Structures. - 2016. -Vol. 27, № 19. - P. 2653-2660.

86. Safaei K. Additive Manufacturing of NiTi Shape Memory Alloy for Biomedical Applications: Review of the LPBF Process Ecosystem / K. Safaei, H. Abedi, M. Nematollahi et al. // JOM. - 2021. - Vol. 73, № 12. - P. 3771-3786.

87. Saedi S. Texture, aging, and superelasticity of selective laser melting fabricated Ni-rich NiTi alloys / S. Saedi, A.S. Turabia, M. Taheri Andani et al. // Materials Science and Engineering A. - 2017. - Vol. 686. - P. 1-10.

88. Saedi S. Thermomechanical characterization of Ni-rich NiTi fabricated by selective laser melting / S. Saedi, A.S. Turabi, M. Taheri Andani et al. // Smart Materials and Structures. - 2016. - Vol. 25, № 3. - P. 35-43.

89. Ma J. Spatial Control of Functional Response in 4D-Printed Active Metallic Structures / J. Ma, B. Franco, G. Tapia et al. // Scientific Reports. - 2017. -Vol. 7, № 1. - P. 46707.

90. Ren D.C. Microstructure and properties of equiatomic Ti-Ni alloy fabricated by selective laser melting / D.C. Ren, H.B. Zhang, Y.J. Liu et al. // Materials Science and Engineering A. - 2020. - Vol. 771. - P. 138-148.

91. Bormann T. et al. Microstructure of selective laser melted nickel-titanium / T. Bormann, B. Müller, M. Schinhammer et al. // Materials Characterization. - 2014. -Vol. 94. - P. 189-202.

92. Dadbakhsh S. Texture and anisotropy in selective laser melting of NiTi alloy / S. Dadbakhsh, B. Vrancken, J.-P. Kruth et al. // Materials Science and Engineering A. - 2016. - Vol. 650. - P. 225-232.

93. Panesar A. Strategies for functionally graded lattice structures derived using topology optimisation for Additive Manufacturing / A. Panesar, M. Abdia, D. Hickman et al. // Additive Manufacturing. - 2018. - Vol. 19. - P. 81-94.

94. Savio G. Optimization of lattice structures for Additive Manufacturing Technologies / G. Savio, R. Meneghello, G. Concheri // Advances on Mechanics, Design Engineering and Manufacturing. - 2017. - № November 2016. - P. 213-222.

95. Xiao Z. Evaluation of topology-optimized lattice structures manufactured via selective laser melting / Z. Xiao, Y. Yang, R. Xiao et al. // Materials and Design. -2018. - Vol. 143. - P. 27-37.

96. Maskery I. Insights into the mechanical properties of several triply periodic minimal surface lattice structures made by polymer additive manufacturing / I. Maskery, L. Sturm, A.O. Aremu et al. // Polymer. - 2018. - Vol. 152. - P. 62-71.

97. Choy S.Y. Compressive properties of Ti-6Al-4V lattice structures fabricated by selective laser melting: Design, orientation and density / S.Y. Choy, C.-N. Suna, K.F. Leong et al. // Additive Manufacturing. - 2017. - Vol. 16. - P. 213-224.

98. Taheri Andani M. Mechanical and shape memory properties of porous Ni 50.1 Ti 49.9 alloys manufactured by selective laser melting / M. Taheri Andania, S. Saedi, A.S. Turabiet al. // Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. - 2017. - Vol. 68. - P. 224-231.

99. Saedi S. Shape memory response of porous NiTi shape memory alloys fabricated by selective laser melting / S. Saedi, S.E. Saghaian, A. Jahadakbar et al. // Journal of Materials Science: Materials in Medicine. - 2018. - Vol. 29, № 4. - P. 1-12.

100. Taheri Andani M. Achieving biocompatible stiffness in NiTi through additive manufacturing / M. Taheri Andani, C. Haberland, J.M. Walker et al. // Journal of Intelligent Material Systems and Structures. - 2016. - Vol. 27, № 19. - P. 26612671.

101. Ashrafi M.J. et al. Shape memory response of cellular lattice structures: Unit cell finite element prediction / M.J. Ashrafi, A. Amerinatanzi, Z. Saebi et al. // Mechanics of Materials. - 2018. - Vol. 125. - P. 26-34.

102. Speirs M. Fatigue behaviour of NiTi shape memory alloy scaffolds produced by Qnn, a unit cell design comparison / M. Speirs, B. Van Hoorewedera, J. Van Humbeeck et al. // Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. -2017. - Vol. 70. - P. 53-59.

103. Bormann T. Assessing the morphology of selective laser melted NiTi-scaffolds for a three-dimensional quantification of the one-way shape memory effect /

T. Bormann, M. de Wild, F. Beckmann et al. // Behavior and Mechanics of Multifunctional Materials and Composites. - 2013. - Vol. 8689. - P. 868914.

104. Rahmanian R. Load bearing and stiffness tailored NiTi implants produced by additive manufacturing: a simulation study / R. Rahmanian, N.S. Moghaddama, C. Haberland et al. // Behavior and Mechanics of Multifunctional Materials and Composites. -2014. - Vol. 9058. - P. 905814.

105. De Witte T.M. Bone tissue engineering via growth factor delivery: From scaffolds to complex matrices / T.M. De Witte, L.E. Fratila-Apachitei, A.A. Zadpoor et al. // Regenerative Biomaterials. - 2018. - Vol. 5, № 4. - P. 197-211.

106. Ahmadi S.M. Fatigue performance of additively manufactured meta-biomaterials: The effects of topology and material Тип / S.M. Ahmadi, R. Hedayati, Y. Li et al. // Acta Biomaterialia. - 2018. - Vol. 65. - P. 292-304.

107. Li Y. Additively manufactured biodegradable porous iron / Y. Li, H. Jahr, K. Lietaert et al. // Acta Biomaterialia. - 2018. - Vol. 77. - P. 380-393.

108. Bobbert F.S.L. Additively manufactured metallic porous biomaterials based on minimal surfaces: A unique combination of topological, mechanical, and mass transport properties / F.S.L. Bobbert, K. Lietaert, A.A. Eftekhari et al. // Acta Biomaterialia. - 2017. - Vol. 53. - P. 572-584.

109. Szcz^sny G. A Review on Biomaterials for Orthopaedic Surgery and Traumatology: From Past to Present / G. Szcz^sny, M. Kopec, D. J. Politis et al. // Materials. - 2022. - Vol. 15, № 10. - P. 3622-3642.

110. Morgan E.F. Bone Mechanical Properties in Healthy and Diseased States / E.F. Morgan, G.U. Unnikrisnan, A.I. Hussein // Annual Review of Biomedical Engineering. - 2018. - Vol. 20. - P. 119-143.

111. Rho J.Y. Young's modulus of trabecular and cortical bone material: Ultrasonic and microtensile measurements / J.Y. Rho, R.B. Ashman, C.H. Turner // Journal of Biomechanics. - 1993. - Vol. 26, № 2. - P. 111-119.

112. Mitsuo N. Mechanical properties of biomedical titanium alloys / N. Mitsuo // Materials Science and Engineering A. - 1998. - Vol. 243, № 1-2. - P. 231-236.

113. Lee Y.T. Young's modulus and damping of Ti6Al4V alloy as a function of heat treatment and oxygen concentration / Y.T. Lee, G. Welsch // Materials Science and Engineering A. - 1990. - Vol. 128, № 1. - P. 77-89.

114. Zadpoor A.A. Mechanical performance of additively manufactured meta-biomaterials / A.A. Zadpoor // Acta Biomaterialia. - 2019. - Vol. 85. - P. 41-59.

115. Kolken H.M.A. Rationally designed meta-implants: A combination of auxetic and conventional meta-biomaterials / H.M.A. Kolken, S. Janbaz, S.M.A. Leeflang et al. // Materials Horizons. - 2018. - Vol. 5, № 1. - P. 28-35.

116. Namvar N. Reversible energy absorption of elasto-plastic auxetic, hexagonal, and AuxHex structures fabricated by FDM 4D printing / N. Namvar, A. Zolfagharian, F. Vakili-Tahami et al. // Smart Materials and Structures. - 2022. - Vol. 31, № 5. - P. 055021.

117. Nespoli A. Damping property of a NiTi auxetic structure fabricated through selective laser melting / A. Nespoli, A.M. Grande, F. Passaretti et al. // International Journal of Advanced Manufacturing Technology. - 2023. - Vol. 126, № 1-2. - P. 519530.

118. Junio R.F.P. Development and Applications of 3D Printing-Processed Auxetic Structures for High-Velocity Impact Protection: A Review / R.F.P. Junio, P. H. P. M. da Silveira, L. de Mendonça Neuba et al. // Eng. - 2023. - Vol. 4, № 1. - P. 903940.

119. Mazur E. Additively Manufactured Hierarchical Auxetic Mechanical Metamaterials / E. Mazur, I. Shishkovsky // Materials. - 2022. - Vol. 15, № 16. - P. 5600-5621.

120. Köllner D. Relation between Structure, Mechanical and Piezoelectric Properties in Cellular Ceramic Auxetic and Honeycomb Structures / D. Köllner, S. Simon, S. Niedermeyer et al. // Advanced Engineering Materials. - 2023. - Vol. 25, № 3. - P. 220-228.

121. Chen X.Y. Conversion of low density polyethylene foams into auxetic metamaterials / X.Y. Chen, O. Hamdi, D. Rodrigue // Polymers for Advanced Technologies. - 2023. - Vol. 34, № 1. - P. 228-237.

122. Xue B.Z. A Study of Negative Poisson's Ratio of 3D Printed Auxetic Structures / B.Z. Xuea, J.W. Lia, R. Huang et al. // Mechanics of Solids. - 2022. - Vol. 57, № 6. - P. 1524-1533.

123. Kolken H.M.A. et al. Mechanical performance of auxetic meta-biomaterials / H.M.A. Kolken, K. Lietaert, T. van der Sloten et al. // Journal of the Mechanical Behavior of Biomedical Materials. - 2020. Vol. 104. - P. 103658.

124. Hassanin H. 4D printing of NiTi auxetic structure with improved ballistic performance / H. Hassanin, A. Abena, M. A. Elsayed et al. // Micromachines. - 2020. -Vol. 11, № 8. - P. 1-19.

125. Nespoli A. Design of complex niti dampers trough subtractive and additive production processes: Three case studies / A. Nespoli1, E. Bassani, A. Mattia Grande et al. // GMM-Fachberichte. - 2021. - Vol. 2021, № 98. - P. 167-170.

126. Gibson L.J. Cellular Solids / L.J. Gibson, M.F. Ashby - Cambridge: Cambridge University Press, 1997. - 503 p.

127. Yuan L. Additive manufacturing technology for porous metal implant applications and triple minimal surface structures: A review / L. Yuan, S. Ding, C. Wen // Bioactive Materials. - 2019. - Vol. 4, № 1. - P. 56-70.

128. Ashby M. Materials. Engineering, Science, Processing and Design / M. Ashby, H. Shercliff, D. Cebon - Cambridge: Butterworth-Heinemann, 2007. - 527 p.

129. Mahmoudi M. On the printability and transformation behavior of nickeltitanium shape memory alloys fabricated using laser powder-bed fusion additive manufacturing / M. Mahmoudia, G. Tapiaa, B. Franco et al. // Journal of Manufacturing Processes. - 2018. - Vol. 35. - P. 672-680.

130. Song B. Differences in microstructure and properties between selective laser melting and traditional manufacturing for fabrication of metal parts: A review / B. Song, X. Zhao, S. Li et al. // Frontiers of Mechanical Engineering. - 2015. - Vol. 10, № 2. - P. 111-125.

131. Kai W.Y. Formation mechanism of Ni2Ti4Ox in NITI shape memory alloy / W.Y. Kai, K.C. Chang, H.F. Wu et al. // Materialia. - 2019. - Vol. 5. - P. 100194.

132. Mentz J. Powder metallurgical processing of NiTi shape memory alloys with elevated transformation temperatures / J. Mentz, J. Frenzel, M.F.X. Wagner et al. // Materials Science and Engineering A. - 2008. - Vol. 491, № 1-2. - P. 270-278.

133. Mentz J. Improvement of Mechanical Properties of Powder Metallurgical NiTi Shape Memory Alloys / J. Mentz, M. Bram, H.P. Buchkremer et al. // Advanced Engineering Materials. - 2006. - Vol. 8, № 4. - P. 247-252.

134. Biffi C.A. Selective Laser Melting of NiTi Shape Memory Alloy: Processability, Microstructure, and Superelasticity / C.A. Biffi, J. Fiocchi, F. Valenza et al. // Shape Memory and Superelasticity. - 2020. - Vol. 6, № 3. - P. 342-353.