石墨烯调控3D打印功能钛的组织和性能

多孔钛有耐磨性、耐蚀性、良好的生物相容性、较大的比表面积和优良的吸附性，使其在催化剂载体、生物医用、电极材料[1]和航空航天[2]等领域受到了极大的关注 但是，“超轻高强”多孔钛的制备和研究仍处于起步阶段 选区激光熔化(SLM)技术具有设计自由度高、近净成型和零件结构可设计等优点，得到了广泛的应用[3] 添加增强相如TiC和稀土等，可提高多孔Ti及其合金的力学性能 Attar等[4]用SLM技术制备TiB2/Ti复合材料，在制备过程中TiB2与Ti基体发生反应生成的TiB颗粒可使晶粒细化，显著提高复合材料的力学性能 张美丽等[5]用粉末冶金法制备Nb/Ti多孔材料，研究了Nb含量对多孔结构性能的影响，发现Nb含量为30%的多孔材料综合性能最好 Chen等[6]用粉末冶金法制备Ti/Ag合金，发现随着Ag含量的提高其力学性能和耐蚀性能都显著提高

石墨烯(Gr)，是一种以sp2杂化连接的碳原子紧密堆积成单层二维蜂窝状晶格结构的新材料[7] 已有研究表明[8]，这种独特的二维结构使石墨烯具有优异的电学、热学和力学性能 在材料基体中加入石墨烯少量就可提高复合材料的性能，但是过多的石墨烯则易团聚，影响材料的性能 罗军明等[9]用微波烧结法制备石墨烯-Cu/TC4复合材料，发现镀铜石墨烯的加入使材料的力学性能显著提高 胡增荣等[10]用激光烧结法制备Gr/Ti复合材料，石墨烯的加入使Gr/Ti复合材料的耐蚀性能大幅提高 Mu等[11]用放电等离子烧结(SPS)技术制备出Gr/Ti复合材料，发现Ti和石墨烯界面处的碳化物对提高其拉伸性能起关键作用 Q Yan等[12]用SLM技术制备出超高强Gr/Ti复合材料，发现其综合性能优于用放电等离子烧结工艺制备的Gr/Ti复合材料 Lin等[13]研究了球磨时间对石墨烯在SLM成型过程中分散程度的影响，并制备出抗拉强度更高的Gr/TC4复合材料 沈建明等[14]用激光熔化沉积技术制备出Gr/TC4复合材料，发现石墨烯的加入使材料晶粒明显细化 本文以石墨烯作为增强相用SLM技术制备多孔Gr/Ti复合材料，研究石墨烯对其孔结构、物相、微观组织和力学性能的影响

1 实验方法1.1 实验用材料

实验用原料有钛粉和多层石墨烯纳米片 钛粉的化学成分列于表1 粉体颗粒的形貌如图1a所示，可见钛粉的纯度高、球形度良好，粒径范围为30~60 μm 多层石墨烯纳米片的基本性能，列于表2 图1b给出了石墨烯纳米片(Graphene nanoplatelets [GNPs])的SEM形貌 可以看出，石墨烯纳米片的宽度较大，厚度很薄

Table 1

表1

表1纯钛粉的化学成分

Table 1Chemical composition of pure titanium powders (mass fraction, %)

Alloy element	Fe	O	H	N	C	Ti
Value	0.040	0.061	0.001	0.010	0.008	99.880

图1



图1钛粉和石墨烯纳米片的SEM形貌

Fig.1SEM images of raw materials (a) Ti powders; (b) GNPs

Table 2

表2

表2石墨烯纳米片的基本性能

Table 2Properties of GNPs

Purity / %	Thickness / nm	Conductivity / S·m-1	Oxygen content / %	Sulphur content / %	Impurity content / %	specific surface area / m2·g-1
>95	30~50	105	0.50	0.50	0.01	100~300

1.2 试样的制备

将多层石墨烯纳米片和纯钛粉放入QF-WL-4L行星式球磨机中进行球磨混合，使用真空球磨罐以防钛粉氧化，分散剂为酒精(用量为粉体体积的1.5%)，球料比为5∶1，转速300 r/min，球磨时间3 h，得到石墨烯的质量分数为1%的石墨烯/钛混合粉体 然后将混合粉体放入温度为70℃的烘箱中烘干2 h

因为蜂窝状六边形结构具有良好的力学性能，将多孔结构设计为蜂窝状并进行仿制 图2给出了孔隙率为80%的多孔骨架设计结构，其中OZ方向为打印方向 用SLM制备多孔体的工艺参数，列于表3 在制备过程中充入氩气作为保护气体 制备完成后得到蜂窝状多孔钛 用线切割机从基板上截取试样

图2



图2多孔骨架模型

Fig.2Model of porous skeleton model (a) unit cell; (b) unit combination; (c) schematic of the porous structures

Table 3

表3

表3选区激光熔化工艺参数

Table 3SLM process parameters

Laser power / W	Laser scan speed / mm·s-1	Layer thicknessmm / μm	Hatch spacing / μm	Beam diameter / μm
70 W	800	25	60	45

将纯钛粉以600 MPa的压力冷压成直径为11 mm、长度为10 mm的粉末冶金(PM)致密钛坯块，将其放入GSL1700X真空管式炉在氩气保护下烧结，在1200℃保温120 min，然后随炉冷却至室温

1.3 组织和性能表征

用OLYMPUS-GX71型研究级倒置金相显微镜察组织形观貌，腐蚀液是HF∶HNO3∶H2O=2∶4∶94 用扫描电镜(JSM-7800F)及附带的能谱仪(EDS)表征所制材料的微观结构、断口形貌及组成元素 用透射电镜(JEM-3010)表征多孔Gr/Ti复合材料的界面及形貌 根据阿基米德定律，使用ESJ200-4精密电子天平测量并计算多孔体材料的孔隙率 用TUKON 2100型维氏显微硬度计测量材料的硬度，载荷选用0.98 N，保压时间15 s，在试样上随机测量5个点，每个点的误差不超过2.0%，取其结果的平均值 使用X射线衍射仪(XRD7000型) 分析试样的物相，采用铜靶Kα 线(L=0.15406 nm)，管压为40 kV，管流为40 mA，扫描速度为3 (°)/min，扫描范围为20°~90° 使用高分辨率拉曼光谱仪(JobinYvon Lab Ram HR Evolution)进一步确定多孔Gr/Ti复合材料内是否存在石墨烯，拉曼光谱仪激发光波长为λ=532 nm，扫描范围为100~4000 cm-1 使用万能试验机(HT-2402)进行材料沿打印方向(Z向)的压缩实验，压缩速度为0.5 mm/min，尺寸5 mm×5 mm×7 mm

使用P400电化学工作站三电极体系测定试样的极化曲线和阻抗谱，以评价SLM制备多孔Gr/Ti复合材料的耐腐蚀性 辅助电极为铂电极，参比电极为饱和甘汞电极，反应电解质为Ringers模拟体液溶液[15](成分见表4)，溶液的pH值为7.2，测试温度为37℃ 将试样放入Ringers模拟体液溶液1 h后极化，扫描范围为-2 V，扫描速度为10 mV/s 测试电化学阻抗谱的频率为104 Hz~0.1 Hz，振幅为0.1 V

Table 4

表4

表4Ringers模拟体液的成分

Table 4Chemical composition of ringers solution

CaCl2 / g	KCl / g	NaCl / g	H2O / L
0.25	0.42	9	1

2 结果和讨论2.1 石墨烯调控3D打印多孔钛的宏微观组织

图3给出了添加石墨烯前后3D打印多孔钛的宏观形貌 可以看出，采用SLM制备的多孔材料孔隙结构清晰，为连通的蜂窝状，没有明显的孔隙堵塞、变形和封闭等缺陷 多孔Gr/Ti复合材料与多孔钛的宏观形貌没有明显的不同，其孔形状、外形轮廓等均与预设模型基本一致

图3



图3不同方向3D打印多孔钛和石墨烯/多孔钛复合材料的宏观形貌

Fig.3Macrographs of porous Ti and porous Gr/Ti composite (a) parallel to the print direction; (b) perpendicular to the printing direction

图4给出了多孔Ti及多孔Gr/Ti复合材料的SEM照片 可以看出，无论是沿打印方向还是垂直于打印方向，多孔钛(图4a和b)和多孔Gr/Ti复合材料(图4c和d)都没有出现孔洞、融合不良以及裂纹等缺陷，且与设计结构吻合较好 放大后发现，多孔钛的表面有较多的球状“颗粒物”，且侧面的“凸出物”比较明显；而多孔Gr/Ti复合材料的表面则比较“光滑” 还可见，在激光进行“勾边”加工时，多孔Gr/Ti的熔道宽度比多孔Ti增大了10 μm 其原因是，当激光扫描粉体时，粉体间气体的迅速膨胀使粉末或熔滴飞溅，飞起的粉末和熔滴在重力的作用下粘附在试样表面，还可能是没完全熔化的粉末发生了球化[16] 而石墨烯的熔点较高且导热性良好的[17]，在激光功率相同的条件下激光吸收率更高，使熔池的温度升高而提高了熔池中液相的流动性，使熔道更宽，使石墨烯与钛液产生良好的浸润，从而制备出致密的多孔Gr/Ti复合材料 图4b给出了多孔钛沿打印方向SEM照片 可以看出，多孔钛上的悬梁出现熔池坍塌[18] 其原因是，激光扫描上层粉末时激光束的能量穿透至相邻的下层粉末，从而使两层之间产生良好的冶金结合 但是下层粉末的散热较慢加之熔池变大，当下层粉末不足以支撑熔池重量时熔体则在重力和毛细管力的作用下流动至更下层的粉末中，从而增大了横梁的厚度和下沿粘粉量 从图4d可见，添加石墨烯极大地改善了上悬梁熔体的坍塌 其原因是，激光扫描时熔点较高的石墨烯不熔化而是填充在粉体之间，使熔体受到支撑

图4



图4不同方向3D打印的多孔Ti及Gr/Ti的孔结构SEM形貌

Fig.4SEM images of the fabricated samples by SLM (a) porous Ti along the printing direction; (b) porous Ti perpendicular to the printing direction; (c) porous Gr/Ti along the printing direction; (d) porous Gr/Ti perpendicular to the printing direction

图5给出了用PM制备的致密Ti、SLM制备的多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织照片 可以看出，用PM制备出的致密Ti中少量孔洞并没有完全闭合(图5a)，而SLM制备的多孔钛和多孔Gr/Ti的致密度较高(图5b、c) 其原因是，在PM制备的固相烧结过程中，逐渐长大的烧结颈使孔隙不断球化和变小，少量的变成了封闭的孔隙[19]；而在SLM过程中高能量密度的激光对粉体进行区域熔炼，使基体间形成良好的冶金结合，减少了孔洞等缺陷，从而提高了材料的致密度 从图5还可以看出，PM制备的致密钛的显微组织为白色粗大等轴晶(α-Ti)和灰色不规则块状组织(β-Ti) 其原因是，在烧结过程中β相区的保温时间较长，在随炉冷却过程中温度低于同素异构转变温度时β-Ti转变为α-Ti且逐渐长大，但是少量β-Ti未完全转变而保留在材料中[19] SLM制备的多孔结构的显微组织为晶粒尺寸较小等轴晶，还有一些针状马氏体α'-Ti(图5b中箭头所示) 其原因是，SLM过程中的熔池较小，在凝固过程中冷却速率较高并产生温度梯度，温度降低到马氏体转变温度以下时β-Ti相不能通过扩散转变成α-Ti，只能发生切变相变而产生α稳定元素过饱和的马氏体α'[20] 从图5c可以看出，加入石墨烯使晶粒更加细小且析出细小的第二相(图c圆圈处和后文的TEM照片)，与铸态组织类似[21] 其原因是，在高温下Ti基体与石墨烯发生反应生成TiC 弥散分布的TiC阻碍了Ti基体晶粒的迁移而使晶粒细化

图5



图5致密Ti、多孔Ti和多孔Gr/Ti的显微组织

Fig.5Microstructures of three material (a) bulk titanium; (b) porous Ti; (c) porous Gr/Ti

图6给出了PM致密钛、SLM制备的多孔钛以及多孔Gr/Ti的XRD谱和Raman光谱 从图6a可见，石墨烯纳米片的谱中出现两个特征峰，分别位于26.4°(002)和43.3°(101)[22]，纯钛粉的三强峰位于34.9°(100)、38.7°(002)、40.4°(101) PM制备的致密钛和SLM制备的纯钛的衍射峰与纯钛粉原料衍射峰的位置一致，均对应α-Ti相，但是三强峰的相对强度差异较大 其原因是，选区激光熔化制备过程是一个层层叠加过程，晶粒沿着温度梯度方向生长[23]；而在粉末结晶过程中不存在方向性，因此未出现明显的择优取向[24] 而烧结温度高于钛的同素异构转变温度(835.9℃)后，在随炉冷却过程中当温度低于同素异构转变温度时体心立方结构(bcc)的β-Ti转变为密排六方结构(hcp)的α-Ti 由于α-Ti和马氏体α'-Ti的晶格常数相差较小，很难根据XRD图谱来分辨两者[12]，且马氏体的产生使衍射峰的强度减弱[25] 文献[26] 表明，位于38.7°的衍射峰包含β-Ti，与显微组织分析吻合 对比Gr/Ti复合材料与纯Ti的衍射峰位置可见，Gr/Ti复合材料的XRD衍射谱中出现了与纯钛衍射峰位置相同的衍射峰，但并未出现明显的石墨烯峰，而是在36.2°与41.9°出现了碳化钛衍射峰 其原因，一方面是石墨烯与钛发生反应生成了碳化钛，在激光的高温作用下石墨烯中碳原子扩散而与熔化的钛液发生反应[27]；另一方面，本文的实验中石墨烯添加量较少，低于XRD的检测下限

图6



图6Ti粉、石墨烯片和不同钛材料的XRD谱和Raman光谱

Fig.6XRD pattern (a) and Raman spectra (b) of Ti powders, GNPS and different Ti material

为了分析添加的石墨烯是否完全反应生成碳化钛，对多孔Gr/Ti复合材料进行拉曼光谱分析(图6b) 在Gr/Ti的拉曼光谱中出现了多层石墨烯纳米片的三个特征峰，分别对应D峰(1341.3 cm-1)、G峰(1587.3 cm-1)以及2D峰(2719.85 cm-1)[28] 同时，在1517.3 cm-1、1733.3 cm-1、2462.9 cm-1出现了TiC的特征峰[29] 这些结果表明，石墨烯纳米片未与钛完全反应而保留了少量石墨烯相 SLM是一个快速凝固的成型过程，冷却速率高达5.11×106 K/s[30]，选区内的粉末在激光的扫描下熔化 光源移开时快速降温到碳化钛的反应温度以下，阻止了碳化钛的继续生成 同时，本文实验选用的石墨烯为多层石墨烯，不会完全反应生成碳化钛而保留了部分高强度的石墨烯相

为了进一步了解石墨烯在多孔钛中的分布状态，图7给出了多孔Gr/Ti复合材料的透射电镜照片和不同组织的分区电子衍射结果 从图7a可以看出，在钛基体中弥散分布着片状、点状和白色条状组织，且两相界面处没有出现明显的孔洞和空隙 将图7a中点状区放大(图7b)，对点状物及条状物进行选区电子衍射分析(见附图)的结果表明其为碳化钛，与文献[31, 32]的结果相同 将图7a中的片状物高倍放大(图7c)并对片状物进行选区电子衍射分析(见附图)，可知其为石墨烯 从图7c可见，石墨烯与Ti基体之间有明显的过渡区 对石墨烯与Ti界面处进行高分辨率透射，如图7d所示，测量出图中条纹的间距为0.24 nm，与TiC的(111)晶面间距相等，表明生成了TiC 这也与文献[11]分析的结果一致 另外，Ti属于强碳化物形成元素，由Ti与C反应方程自由能可知，温度越高其反应生成自由能越低[4](吉布斯自由能越为负数)，越有利于Ti与C反应生成TiC SLM中的温度快速达到2000℃以上，意味着扫描过程中石墨烯与钛基体优先反应生成TiC相而不可能在溶解后析出TiC TiC过渡区的形成使石墨烯和Ti基体的界面形成良好的结合 在距离石墨烯较远的地方出现点状与条状聚集，表明在高温下碳原子扩散后与Ti反应而析出了亚纳米级碳化钛第二相，留下的石墨烯与TiC弥散分布在钛基体中，起弥散强化的作用

图7



图7多孔Gr/Ti复合材料的TEM形貌和SAED图

Fig.7TEM and SAED images of porous Gr/Ti composite (a) micro-zone morphologic; (b) dot-like and strip microstructure; (c) flake microstructure; (d) HRTEM of Lamellar microstructure

2.2 石墨烯调控3D打印多孔钛的性能

用排水法测得多孔Gr/Ti复合材料的孔隙率为58.9%，多孔钛的孔隙率为57.8%，与80%的设计孔隙率相差较大，其原因是激光束宽度和粘粉的影响 激光光斑中心沿孔隙边缘线进行扫描时，激光能使边缘线附近的粉末完全熔化，而远离边缘线区域的粉末因温度降低而不能完全熔化 没完全熔化的粉末粘附在试样表面而使孔隙的尺寸减小，实体部分尺寸增大而降低了多孔结构的孔隙率[33] 而添加石墨烯的多孔体其孔隙率略有提高，因为添加的石墨烯使选区外存在高熔点的石墨烯 高熔点的石墨烯和钛粉支撑着熔体，从而减少上悬梁的熔体通过毛细管力的作用下陷到粉末中，使多孔材料的孔隙率提高

致密钛、多孔钛和Gr/Ti复合材料的显微硬度分别为260HV、236HV和503HV 致密钛的硬度略高于多孔钛，因为在室温下致密钛残留的细小β-Ti使材料强化[34]，也可能在混粉压制过程中粘结剂中部分C元素残留在Ti基体中生成TiC相产生一定的强化作用 添加多层石墨烯纳米片，使多孔结构的显微硬度提高近一倍 根据对显微组织的分析，石墨烯的加入减小了钛基体的晶粒尺寸，产生了细晶强化；同时，具有超高强度的石墨烯和原位生成的硬质第二相碳化钛作为增强相均匀分布在纯钛基体中，阻碍了位错运动而产生了弥散强化[35]

图8给出了用SLM制备的多孔钛、多孔Gr/Ti复合材料及PM制备的致密Ti的压缩应力-应变曲线 从图8可见，PM制备的致密钛只出现弹性变形阶段和塑性变形阶段，而两种多孔材料的压缩应力-应变曲线都出现明显的弹性阶段、应力平台阶段和致密化阶段[36,37] 致密Ti的弹性阶段较长而多孔结构的较短，因为多孔结构使材料的压缩弹性模量降低[38] 但是，石墨烯增强多孔钛则明显增大了多孔结构的弹性模量(直线斜率增大) 在塑性变形阶段，致密Ti发生均匀的塑性变形，而多孔结构在载荷增大到一定高度突然下降，类似于高分子材料聚丙烯的载荷位移曲线，表明其沿着压缩方向发生均匀的塑性变形 随后又出现形变强化(曲线上升)即致密化阶段，因为压缩时靠近受力处的孔隙依次坍塌，表现出均匀变形，而后叠加在一起使变形抗力急剧增大 添加了石墨烯的多孔钛这种现象更加明显，因为石墨烯不仅强化钛基体，也起“纽带”作用将多孔钛有机地链接在一起 致密钛的抗压强度为1308 MPa，多孔Gr/Ti复合材料的抗压强度为316 MPa，比多孔Ti提高了14.1% 致密钛的压缩变形量为10.63%，而多孔Ti和多孔Gr/Ti的压缩变形量分别为41.69%和42.64%，多孔结构的变形量远高于致密钛 其原因是，多孔材料有“弹簧”效应 多孔结构开始变形时受到的应力不变，但是应变不断增加 因此，多孔材料受到载荷时大量的应变能转变成塑性变形，可吸收能量并抵抗破坏[39]

图8



图8三种钛材料的压缩应力应变曲线

Fig.8Compressive stress-strain cures of three Ti material

对致密钛和多孔钛的压缩实验结果表明，三种材料压缩后均在与主轴呈约45°方向发生剪切断裂 其原因是，α-Ti具有独立滑移系较少的密排六方结构，其塑性变形能力较差，且材料的抗压强度大于抗剪切强度，发生压缩变形时其45°方向上的剪切力最大，因此断裂发生在45°方向[40] 多孔结构变形时在支杆处发生弯曲，且断裂发生在多孔结构节点处，孔结构沿压缩方向收缩 其原因是，压缩过程中枝杆处承受主要载荷，变形时枝杆先发生弯曲，达到塑性极限时节点处因应力集中而发生断裂[37] 图9给出了多孔钛、Gr/Ti复合材料和致密钛压缩实验断裂后的断口SEM形貌 可以看出，多孔钛的断口(图9a)出现明显的韧窝和一些撕裂棱，是典型的准解理断裂 多孔Gr/Ti断口中(图9b)石墨烯分布在Ti基体中，断口处出现的解理刻面为解理断裂，而PM制备的致密钛的断口(图9c)表面较为平整且出现河流状花样，为典型的解理断裂

图9



图9多孔纯钛、Gr/Ti复合材料和致密钛的压缩断口形貌

Fig.9Compression fracture morphology of three material (a) porous Ti; (b) porous Gr/Ti composite; (c) bulk titanium

2.3 石墨烯调控3D打印多孔钛的耐腐蚀性能

图10a给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti在Ringer's溶液中的极化曲线 可以看出，两种试样的极化曲线没有明显的区别，都先发生阴极极化然后发生氧化还原反应进入阳极极化 在阳极极化过程中两种材料均表现为钛的活性溶解，随着过电位的增大极化曲线向高电流密度方向移动[22] 阳极过程曲线未出现明显的稳定钝化区，因为在含有卤族元素特别是氯离子的溶液中，钝化膜很容易被击穿而使钝化膜不连续 在0 V~0.5 V之间多孔Gr/Ti复合材料的电流密度小于多孔钛，而其腐蚀电位比多孔Ti的腐蚀电位高，从-0.412 V提高到-0.325 V；同时，腐蚀电流也有所降低，从4.32×10-7 A·cm-2降低到3.28×10-7 A·cm-2 其原因是，在大多数含氧环境中钛及其合金表面自发形成一层抗蚀性良好的二氧化钛钝化膜，从而使其具有较高的耐腐蚀性[41] 同时，石墨烯纳米片与碳化钛在钛基体中均匀分布，使钛基体处于被第二相分割的微观不连续状态，使其腐蚀电流下降[22] 图10b给出了多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti样件的阻抗图谱，附图为阻抗测试拟合分析的等效电路，其中R1为电解质溶液电阻，R2为电荷转移极化电阻，CPE为长相位角元件 可以看出，添加石墨烯前后，样件均具有单一的容抗弧特征[42,43]，且多孔Gr/Ti复合材料的容抗弧半径大于多孔钛 容抗弧的半径越大表明其耐腐蚀性能越好，可见添加石墨烯后材料的耐腐蚀性能相对于纯钛样件显著提高 这与极化曲线的测量结果一致

图10



图10多孔Gr/Ti复合材料和多孔Ti的阳极极化曲线和阻抗谱

Fig.10Anodic polarization curves (a) and impedance spectra (b) of corrosion resistance porous Gr/Ti composites and porous Ti

3 结论

(1) 将平均粒径为30~60 μm的球形钛粉与厚度为30~50 nm的石墨烯纳米片充分球磨混合，可增材制备出组织致密、孔隙率为58.9%的蜂窝状多孔Gr/Ti复合材料 石墨烯弥散分布在致密等轴晶Ti基体中，在高温下石墨烯表面C元素与Ti基体部分发生反应生成TiC，使石墨烯和Ti基体的界面结合良好

(2) 用SLM技术制备的多孔Gr/Ti复合材料，具有较高的硬度、抗压强度、压缩率以及较高的耐腐蚀性能

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DOI [本文引用: 1]

为了改善植入物与人体骨的力学相容性,避免应力屏蔽效应,采用选区激光熔化(SLM)技术制备了多孔Ti6Al4V合金 利用扫描电子显微镜对多孔钛试样的孔隙结构进行分析,并且测试了试样的力学性能 结果表明,测得的多孔件孔隙率约为46%,与原始设计相比,孔隙率降低16%;孔隙率降低主要来自激光扫描路径、熔池形状与尺寸以及粘粉等因素的影响;多孔件纵截面(平行于堆积方向)的硬度值高于横截面(垂直于堆积方向)的硬度值;压缩实验显示,其弹性模量为8.8 GPa、屈服强度为348 MPa,力学性能与理论预测值有偏差,但较相同的致密合金与自然骨更为接近

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为了改善植入物与人体骨的力学相容性,避免应力屏蔽效应,采用选区激光熔化(SLM)技术制备了多孔Ti6Al4V合金 利用扫描电子显微镜对多孔钛试样的孔隙结构进行分析,并且测试了试样的力学性能 结果表明,测得的多孔件孔隙率约为46%,与原始设计相比,孔隙率降低16%;孔隙率降低主要来自激光扫描路径、熔池形状与尺寸以及粘粉等因素的影响;多孔件纵截面(平行于堆积方向)的硬度值高于横截面(垂直于堆积方向)的硬度值;压缩实验显示,其弹性模量为8.8 GPa、屈服强度为348 MPa,力学性能与理论预测值有偏差,但较相同的致密合金与自然骨更为接近

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With four different Al-Si alloys Al-12Si, Al-10SiMg, Al-7SiMg and Al-5Si as subjects, we characterized their physical properties of particle morphology, particle size distribution and fluidity. We conducted selective laser melting (SLM) formation experiment and acquired optimized SLM technology parameters. We also analyzed density, microstructure and fracture surface of formed samples. We further investigated the impact of such powder characteristics as particle size, morphology, and distribution on SLM formation properties. Results show that particle morphology, size distribution, flow ability of Al-Si powders will highly affect the SLM formation properties. The better sphericity and fluidity of Al-Si powders are, the less their particle size distribution scope is. The higher the density of SLM formed samples is, the less the defect in their microstructures is. Their formation property is therefore better.

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Research progress in the preparation process of porous titanium materials

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