CN102665891A - 用于处理包括形状记忆材料在内的材料的方法和系统 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及用于处理材料的方法，所述方法包括：以可控的方式将能量施加于材料的预定部分，从而改变预定部分的局部化学特性以提供预定结果。当材料是形状记忆材料时，预定结果可以是对预定部分提供附加记忆或者改变形状记忆材料的伪弹性。在对形状记忆材料没有必要限制的其它实例中，该方法用来调节表面组分的浓度以在材料表面形成氧化物层从而提供抗腐蚀性；从材料中除去杂质；调节表面结构；或者在材料中生成至少一种附加相粒子从而为晶粒生长提供成核位置，所述晶粒生长反过来能够增强材料。

Description

用于处理包括形状记忆材料在内的材料的方法和系统
本发明要求于2009年8月7日提交的美国临时专利申请61/232,243和于2010年1月5日提交的美国临时专利申请61/292,367的优先权，两者通过引用并入本文。
技术领域
本发明涉及材料的处理，所述材料包括金属、合金和形状记忆材料。形状记忆材料包括形状记忆合金(SMA)和形状记忆聚合物(SMP)。特别是，本发明涉及加工或处理材料的方法和系统来以可控的方式调节预定区域的局部化学特性从而得到预定结果。
技术背景
在几乎所有工业中都使用材料加工来制备不同性质的材料以用于不同应用的产品。在某些领域，仍在开发材料处理的方法。这些领域包括形状记忆材料的领域。
形状记忆材料是在高温时能够被锻造成保持或回到特殊形状并在低温时是可延展的材料。尽管低温时被弯成不同的形状，但当温度升高时材料回到锻造的形状。材料回复至锻造的高温结构时的温度通常称作转变温度。在这些材料中发生的形状记忆效果涉及可逆固态相转变，其中材料随着温度的降低在奥氏体状态与马氏体状态之间转变。在奥氏体状态中，形状记忆材料更容易变形并通常能够在几乎恒定应力水平下适应明显的塑性形变。当形状记忆材料为马氏体状态时，其能够被加热并且热的施用导致金属回复到奥氏体状态。在特殊温度或跨越温度范围可发生转变。形状记忆材料已经是非常公知的并且在许多应用中使用，所述应用例如医疗(例如展伸)、工业、汽车、航天及各种应用。
通常能够将形状记忆材料分为形状记忆金属/合金(SMA)和形状记忆聚合物(SMP)。许多合金可被制成形状记忆材料，包括某些磁性材料和合金。SMA的三个主要类型包括：
1)镍-钛(NiTi)
2)铜-锌-铝-镍
3)铜-铝-镍
其它SMA包括但不限于：
1)Ag-Cd 44/49at.％Cd
2)Au-Cd 46.5/50at.％Cd
3)Cu-Al-Ni 14/14.5wt.％Al和3/4.5wt.％Ni
4)Cu-Sn约15at.％Sn
5)Cu-Zn 38.5/41.5wt.％Zn
6)Cu-Zn-X(X＝Si、Al、Sn)
7)Fe-Pt约25at.％Pt
8)Mn-Cu 5/35at.％Cu
9)Fe-Mn-Si
10)Pt合金
11)Co-Ni-Al
12)Co-Ni-Ga
13)Ni-Fe-Ga
14)各种浓度的Ti-Pd
15)Ni-Ti(～55％Ni)
(at.％＝原子百分比)
SMP的实例包括但不限于：
1)具有离子或液晶组分的聚氨酯基形状记忆聚合物
2)使用马来酸酐交联的聚对苯二甲酸乙二醇酯-聚环氧乙烷(PET-PEO)嵌段共聚物
最常见的形状记忆材料之一是钛镍诺(钛镍诺)(有时称为NiTi)，钛和镍的合金。这种应用关注于SMA，特别是钛镍诺，然而，本领域的技术人员应理解的是，相似的原理能够应用于其它SMA、SMP或形状记忆材料。
SMA通常是能够具有单一转变温度的单片材料。各种因素影响SMA的物理性质包括弹性和硬度，所述因素包括SMA的化学组成和SMA经历的特别处理。特别是，对于具有轻微变化的近等原子比基体金属组成的钛镍诺SMA，Ni对Ti的比率能够明显影响转变温度。
钛镍诺的优异的伪弹性、形状记忆和生物相容性使其成为各种应用的首选，所述应用包括航天、微电子和医疗设备。它的伪弹性能够使钛镍诺经受最高至18％的应变并且随后一旦释放完全回复。由钛镍诺在冷却过程中从刚性高温奥氏体相转变成可延展的低温马氏体相而产生形状记忆效果。一旦将高温形状锻造成处于奥氏体相的钛镍诺加工件，之后它能够被冷却成其马氏体相并进行弹性变形；然而一旦加热，所述材料将转变回奥氏体相并回复成其原始形状。影响转变温度的主要因素包括1)合金元素(即Ni对Ti的比率)、2)形变热加工和3)嵌入金属基体中的沉淀物。
尽管具有一个转变温度的钛镍诺的性质是公知的，但最近为了拓宽SMA的应用范围并使它们在现有的应用中更有用，仍努力制备具有一个以上转变温度的单片钛镍诺。
在发展下，申请人注意到两种材料形成技术旨在用来由基体元件形成单片形状记忆合金以提供具有多种转变温度的SMA。
1)流延成型应用元素粉末的不同组成并将它们烧结形成单片材料。近来，烧结的近等原子比的镍与钛的粉末展现出形状记忆效果。而且，已经显示了改变单片板上的局部组成的尝试。然而，钛氧化的固有本质使其很难控制实际组成，并且该过程能够形成易碎的结构。此外，烧结过程中形成的多孔材料通常导致不良的机械性能。
2)激光近成形(LENS)是可商购获得的快速定型方法，其使用元素粉末通过层结构生成层。通过改变方法参数，可能在加工过程中改良转变温度。然而，与加工有关的复杂性能够使其很难准确设计转变温度。此外，最终产物通常具有粗糙的表面抛光并且需要大量的后续加工。
基于前述，需要改进的用于加工或处理材料特别是形状记忆材料的方法和系统，从而提供具有多个转变温度的材料并试图克服至少某些上述关注点。
发明简述
根据本文的第一方面，提供处理材料的方法，所述方法包括：以可控的方式将能量施加于材料的预定部分，从而改变预定部分的局部化学特性以提供预定结果。
在以可控方式施加能量的过程中，可能仅处理部分材料同时剩下通常没有受到影响的材料的其它部分，并还使之用于更复杂地调节局部化学特性和结构。在SMA的上下文中，在预定位置使记忆或附加记忆设置在材料中并使材料具有全面预定的转变温度。应理解的是，在某些情况中，预定部分可包括材料的所有部分。
在特殊情况中，施加能量包括用激光处理预定部分。在这种情况中，所述方法可包括：选择激光的功率、光束尺寸和运动速度来产生预定的结果；将激光聚焦在所述预定部分的子部分上；以及调节激光与材料的空间关系从而激光光束接触到所有的预定部分。在某些情况中，可以脉冲方式运行激光来提供能量的更短促迸发从而控制能量的施加。
如上所述，通常控制所施加的能量以降低能量对材料的预定部分外的传导。
在各种特殊的情况中，预定或期望的结果可根据材料的期望用途/应用和材料性质而变化。
例如，当材料为形状记忆材料时，所述预定结果是对所述形状记忆材料的预定部分提供附加记忆(即对预定部分提供转变温度，所述转变温度不同于材料剩余部分的转变温度)或改变形状记忆材料的伪弹性从而提供附加的伪弹性区域。
在不必限于形状记忆材料的其它实例中，可计划获得其它结果。
例如，预定部分可为材料的表面或表面层，并且所述预定结果是调节表面或表面层中的组分浓度来在材料表面形成氧化物层从而提供抗腐蚀性。应理解的是，表面层的层厚取决于材料的性质、能量施加的方法、材料的预期用途等。
在另一实例中，预定结果可为从材料中除去杂质。
在另一实例中，预定结果可以是在材料中生成至少一种附加相粒子。附加相中的粒子的形成能够为晶粒生长提供成核位置，所述晶粒生长反过来能够增强材料。
在某些情况中，还可控制材料预定部分的冷却来产生预定结果。例如，可以预定速率来冷却预定部分来改变预定部分的表面结构。
在其它情况中，所述方法可包括加入填充材料从而在施加能量的过程中可利用填充材料。在这种情况中，可加入材料组分的附加量来改变预定部分的成分(例如具体组分的浓度)或可加入其它材料来以其它方式影响预定部分的局部化学特性。
在其它情况中，材料包含两片形状记忆材料，并且预定部分包含两片待结合的区域，以及预定结果包括向所述预定部分提供转变温度，所述转变温度不同于两片中至少一片的转变温度。
根据本发明的另一方面，提供包含至少两个转变温度的形状记忆材料，其中在形成所述材料后施予至少一个转变温度。在特殊的情况中，至少两个转变温度中的至少一个是通过本文所述的方法形成的。
根据本发明的另一方面，提供用于处理材料的系统，所述系统包含：能量模块，用于对材料的预定部分施加能量；定位模块，用于材料和能量模块彼此之间的定位；处理模块，用于控制定位模块和能量模块来处理材料从而改变材料的预定部分的局部化学特性以提供预定结果。
附图说明
为了更好地理解本文所述的实施方式并更清楚地显示这些实施方式是如何实现的，现在仅通过实施例并参考附图来说明实施方式和详细内容，其中：
图1为用于处理材料从而以可控方式改变局部化学特性的方法的实施方式的流程图；
图2为用于处理材料从而以可控方式改变局部化学特性的系统的实施方式的方块图；
图3A显示传导焊接；
图3B显示小孔焊接；
图4A和4B是显示拉伸样品的尺寸的示意图；
图5显示伪弹性的NiTi合金的负载-卸载曲线；
图6A和6B显示处理参数对最小焊接宽度的影响；
图7为变化的脉冲频率的代表性拉伸曲线；
图8为变化的峰值功率输入的代表性拉伸曲线；
图9显示焊接样品中的多个曲线平台；
图10显示第一和第二负载曲线；
图11A和11B显示未焊接的样品和激光焊接的样品的周期负载；
图12A和12B显示沿着垂直和平行焊接轴的微硬度轨迹；
图13显示基体材料和焊接材料的差示扫描量热(DSC)扫描曲线；
图14A和14B显示基体材料和熔融边界微结构的光学显微镜照片；
图15A、15B和15C分别显示与基体金属相比，0.6k W，10pps、0.6kW，1pps和0.9kW，10pps下的焊接上部和底部的X射线衍射数据(XRD)；
图16A、16B和16C是具有多个转变温度的钛镍诺条的照片；
图17A和17B是具有不同转变温度的二维或三维应用的SMA的其它形状的图解；
图18显示对形状记忆元件的不同转变温度的应用的其它图解；
图19显示具有多个转变温度的带状金属材料的预期应力-应变曲线；
图20显示具有多个转变温度的形状记忆元件的实例应用；
图21显示具有多个转变温度的形状记忆元件的另一实例应用；
图22A和22B显示具有多个转变温度的形状记忆元件的另一实例应用；
图23显示含有杂质的本体材料的横截面；
图24显示处理后钛镍诺中的Ti2Ni粒子；
图25A至25D显示经历系列激光脉冲的组成改变的效果；以及
图26为显示第二相转变的相图。
发明详述
应理解的是，为了简单清楚的说明，合适地在附图中重复使用引用数字来表示相应或类似的元件或步骤。此外，为了对本文所述示例性实施方式提供全面的理解，列出许多具体细节。然而，本领域技术人员应理解的是，没有这些具体细节，也可以实施本文所述的实施方式。在其它实例中，没有详细描述已知的方法、步骤和组成，但不会使本文所述的实施方式不清楚。而且，本说明书不视为以任何方式限制本文所述实施方式的范围，但相反仅视为实现本文各种实施方式的描述。
尽管以下讨论一定程度关注于形状记忆合金(SMA)，但应理解的是原理、方法和系统能够相似地应用于其它形状记忆材料。而且，如下文所述，作为受关注的结果，最初开发的与形状记忆材料有关的方法还可应用于其它材料，包括金属。
传统的形状记忆合金(SMA)是批量加工的以制备具有单一转变温度的单片板。由于SMA内的均相组成和结构，这种加工是最合适的。因此，对于给定的“记忆”形状这种加工仅使SMA具有单一的转变温度。
如上所述，已经努力制备具有一个以上转变温度的SMA。为了考察将两片具有不同转变温度的SMA(钛镍诺)连接起来的可能性，本文申请人已经使用焊接技术在钛镍诺上进行了测试。特别是，为了考察两单片钛镍诺的焊接的可能性，申请人使用“平板堆焊”方法进行测试，所述平板堆焊方法其中将钛镍诺(钛镍诺工件)的单片板在单片板的中心点进行激光焊接。在这个方法过程中，实施的能量和由此的温度有时超过常规焊接方法中所使用的那些。有趣的是，在较高温度下，激光的作用是熔融钛镍诺的目标区域从而将钛镍诺的局部部分完全熔融(即钛镍诺经历相转变)但却被熔融的钛镍诺的表面张力固定在其位置上。尽管在某些情况中，会遇到附加的中间相转变(例如钛镍诺中的R相)，但看起来附加的中间相在下文进一步讨论的形状记忆效果中没有起到显著的作用。
在局部应用激光的过程中，局部温度和部分压力作用导致材料或其成分的熔融和所认为的沸腾。尽管在当时没有预期，但随后的测试表明经过激光处理的钛镍诺工件部分在经过处理的部分/区域表现出转变温度的变化。可以看出钛镍诺的熔融和随后的固化引起钛镍诺的局部化学特性的改变。因此，处理的区域展现出附加记忆，而所余下的未处理材料仍展现出其原始性质和记忆。这种出人意料的发展为本文更详细描述的用于处理的系统和方法提供了背景。特别是，所述系统和方法使一种或多种附加记忆嵌入单片形状记忆材料板中。应理解的是具有附加记忆能够提供附加功能用于许多应用。
相信转变温度的变化是由于转变温度对钛镍诺的局部结构和化学特性非常敏感。由于熔融(由于所涉及的温度和部分压力)过程中的蒸发，之前的微结构不稳定直至熔融金属的点随后重固化。特别是，对于钛镍诺，NiTi的初始基体材料通常是均相结构，其用镍(当Ni高于50at.％(原子百分比)时)或钛(当Ti高于50at.％时)饱和。该结构通常通过将合金退火(500至1200摄氏度)然后淬火获得以保持NiTi结构。在特别情况下，合金退火可在约800摄氏度实现。此外，可进行诸如滚压等的机械处理来精制微结构并增加强度。然而，当结构熔融并重固化(例如，使用下文所述的激光)时，可汽化一种或多种成分，同时促使剩下的饱和成分与最终的液体沿着固化前沿进行固化成富集特殊化学特性。然后，该局部区域稳定成金属间化物(即富集Ni:Ni3Ti Ni4Ti3；Ti:Ti2Ni)。当成分中存在不平衡并且还存在所涉及其它机理时，可发生该结果。尽管重固化金属的总体化学特性通常相同(包括基质和金属间化物)，但基质化学组成将与初始基体材料不同。因此，局部区域中的基质将具有不同的转变温度。有趣的是，在某些情况中，峰温度能够保持足够长时间以使局部区域也经历一定程度的后续热处理(例如退火)，所述局部区域可包括热影响区域。
SMA的局部熔融对照于合金/金属的热处理的某些较低温度形式，例如退火，这是由于当这些较低温度处理发生在固体状态而没有发生在熔融液体状态中时，这些处理对内部结构和化学特性没有影响。此外，当合适进行时，熔融处理没有完全破坏处于马氏体状态的SMA的超弹性，尽管其导致了超弹性的变化。再次，如上所示，相比于用于从基体组成形成SMA的处理，该处理能够作用在现有材料上。
基于该意想不到的信息，本文申请人已经开发了用于加工/处理材料的方法和系统来更改或改变区域中的局部化学特性/结构以实现预定结果。一个特殊的结果是提供具有改变性质的形状记忆材料，例如SMA、钛镍诺，特别是单片材料的不同区域中的多种转变温度。
图1显示处理/形成具有多个转变温度的钛镍诺的单板或工件的实例方法100的流程图。应理解的是，如下文所述，该方法可适于处理其它材料来改变局部化学特性/结构来提供理想的结果。
方法100开始于钛镍诺单板的放入。可首先处理钛镍诺的单板或工件从而使特殊形状记忆赋予单板110。钛镍诺的处理来赋予第一形状记忆(和转变温度)是本技术领域公知。然而，还可处理具有充分组成的未处理合金以展现形状记忆效果，其中使用处理100植入第一记忆。然后将已处理的钛镍诺工件移动至用于激光处理的加工台。
所述方法可包括处理仪器等从而基于处理120的期望的转变温度、化学组成或预定结果来自动计算所使用的加工参数。例如在TangW，Thermodynamic Study of the Low-Temperature Phase B 19’and theMartensitic Transformation in Near-Equiatomic Shape Memory Alloys(低温相B19’的热动力学研究和近等原子Ti-Ni形状记忆合金的马氏体转变)，Metallurgical and Materials Transactions A(冶金学和材料处理A)，28A卷，三月，1997，第537-544页中给出了信息种类的实例，包括作为NiTi化学特性的函数的转变温度，其能够用在计算中或用在查表法中等。应理解的是，该实施方式的这个方面可由实际方法的计算机可读说明书组成，当通过计算设备(处理仪器)实施时，该说明书使方法得以实施。
然后，在这种情况下，将钛镍诺工件在试图具有改变的局部化学特性的区域中进行激光处理130来提供不同的转变温度。应理解的是，取决于应用，可移动激光以确保将钛镍诺工件的所需区域进行激光处理，或者可选择地，可相对于激光移动钛镍诺工件。在激光处理130中，将能量施加于钛镍诺的局部区域从而至少发生某些熔融和汽化(基于局部区域的温度和部分压力)。诸如钛镍诺等的SMA的熔点范围受到SMA的化学组成和可发生在加热处理中的化学变化的影响。汽化的速率还受到局部压力的影响，这是本技术领域公知的。对于钛镍诺，在加热至约1,000摄氏度以上的范围后，可得到某些效果。这个温度范围对照于合金/金属的热处理的某些较低温度形式，例如退火，这是由于当这些处理发生在固体状态而没有发生在熔融液体状态中时，这些处理对内部结构没有影响。在另外特别的情况中，可将钛镍诺加热至约1,250至1,280摄氏度。在其它情况中，将钛镍诺加热至约1,300摄氏度以上，例如约1,320或1,340摄氏度。通常讲，选择温度提供充足水平的熔点和汽化发生从而改变化学特性来提供期望的结果，例如另外的转变温度。
优选定位并设定产生热的能量的施加从而定位局部化学特性中的变化并且将不会有任何不期望的效果传播进入SMA板的其它区域。在许多情况中，较快能量施加处理可提供局部化学特性中的明显变化的更好确定的区域或分区，并由此定位转变温度的变化。因此，激光熔融是优选的，但还可使用诸如热阻熔融或等离子体熔融等的其它的加热形式。在激光熔融的情况下，通常能够达到1毫秒以下的合适温度从而进行SMA的非常快的加热和处理。在特别情况中，能够达到少于0.5毫秒的合适温度。甚至，使用热阻或等离子加热，加热实施的时间能够为1秒以下。
无论通过激光加热或其它方式，能量施加处理通常在保护气体存在下进行，所述保护气体例如氩气或类似已知的生产气体。使用保护气体是由于成分或形状记忆材料可与氧反应产生不期望的副产物。
能量源移除后，将迅速发生处理材料的冷却和重固化。能够设定处理参数来提供可控的原位冷却率。在某些情况中，可将钛镍诺工件进行进一步处理140，例如，能够使用更快冷却的冷源(即作为冷却器的铜或冷气)或减慢冷却速率的热台来控制冷却和重固化。额外的处理可包括下文一实例所述的进一步的热处理或用于特殊应用的所准备的其它处理。
图2是用于处理材料以产生局部化学特性/结构的可控改变的系统的实施方式的方块图。在特别优选的实施方案中，系统用于形成具有多个的转变温度的SMA。系统包括投料模块150，其用于向定位模块160提供钛镍诺工件，所述定位模块用于在处理之前和/或在处理过程中调节钛镍诺工件的位置，和移除模块，其用于移动钛镍诺工件用于进一步的加工。系统还包括加热/熔融模块180，其将能量施加于正处于定位模块160处的钛镍诺工件的合适区域。如本文所述，加热/熔融模块180可包括激光或其它设备/材料用于施加能量(通常是热)。系统还包括保护气体模块190，其提供保护气体来避免加热/熔融处理过程中的不期望的反应。在某些实施方式中，系统还包括处理模块200，其能够用来基于输入参数或输入参数的自动计算值来控制定位模块160和加热/熔融模块180。输入参数可与待进行处理类型和/或期望的结果有关。
应理解的是，可在加工台进行一个或多个本文所述的方法和系统并且作为分离加工台的描述可合适地组合。相似地，当描述第一元件被移去时，可移去替换的元件，并且所述第一元件可继续保留在原来的位置，或者两种元件均可除去。例如，可移去激光或钛镍诺工件，或者两者均移去从而提供局部区域处理。还应注意的是，本文所述的系统和方法还预期对诸如NiMnGa等的磁性形状记忆合金起作用。
已经进行了实验通过激光处理成功改变了钛镍诺的局部转变温度。如上所述，相信效果主要基于由于每种元素的蒸气压力不同所引起的选择元素的汽化。而且，在随后的熔融材料重固化的过程中发生的分离能够进一步改变局部化学特性。相信这些效果导致改变重固化部分中的局部化学成分，并反过来改变局部转变温度和形状记忆效果，使单个工件或部分具有多个形状记忆效果。基于所使用的加工参数，局部化学特性的改变能够非常轻微。
在一实验中，使用掺钕钇铝石榴石(Nd:YAG)激光。使用某些主要参数来控制脉冲Nd:YAG激光处理。这些参数包括但不限于：脉冲宽度；峰值功率；频率；激光运动速度(有时称为焊接速度)和散焦距离。还使用脉冲能量和平均功率从而使传输至材料的能量的量概念化。操作者预先设置激光仪器上的峰值功率、脉冲宽度和频率。峰值功率是激光脉冲的瞬时功率并且能够影响材料的温度升高。当存在充足的热来提高工件液相线温度以上的峰值温度时，将熔融初始化。该处理涉及克服由于传导和传送的热损失。脉冲宽度是每个脉冲照射工件的时间。脉冲宽度越大，施加峰值功率的时间越长。最后，脉冲频率是每秒激光脉冲的次数，其能够用来控制脉冲重叠的量和对工件的热输入。在该实验中，使用脉冲激光但这不是本文必需的。
激光移动速度和散焦距离是还能够影响工件的总体加工的参数。对于给定的脉冲频率，激光移动速度影响每个斑大小重叠的量。然而，脉冲频率和激光移动速度通常与实现期望的斑重叠相关。在焊接领域中，斑重叠通常是不同的，对于焊接应用的强度，为约50％，对于焊接旨在形成密封的应用，为80％。
图3A显示以称为传导焊接的方式进行的材料加工及图3B显示小孔焊接方式，其发生在激光处理过程中。在传导模式中，源自激光束210的激光强度可仅足以将工件熔融。焊接池220开始于表面并由于全方向传导而扩大，形成半椭圆形焊接和加热作用区域230。由于材料的上表面仅吸收激光能量，因此材料反射率能够基本上降低热转移的量。
当表面处的峰值温度足以使工件材料汽化时，发生小孔模式。可由汽化压力产生熔融焊接池250中的小孔凹陷。如图3B所示，这导致具有深侵入的窄焊接和热影响区域260。与传导焊接相比，小孔焊接更充分地将热转移至工件。小孔限制激光能量并且小孔内的内部反射能够充当黑体。
可在本实验中可使用可商购获得的0.37mm厚的SE508钛镍诺条。该特别合金的化学组成为55.8wt.％Ni和44.2wt.％Ti，其具有的最大氧和碳含量分别为0.05wt.％和0.02wt.％。将所获得的冷轧材料在800℃加热处理1小时来获得伪弹性。在激光处理以前，使用氢氟酸和硝酸来除去黑色表面氧化物。
使用400μm斑直径和3毫秒脉冲时间进行激光处理。在该实验中，最小标准包括完全穿透和密封条件(80％重叠)。确定的是0.6kW峰值脉冲功率足以用于产生完全穿透。惯例显示熔融斑的80％重叠将产生密封条件。下表1显示所选择的参数、变化的处理参数，包括脉冲频率和峰值功率。使用公式1选择参数，其与包括频率(f)、斑直径(ds)、激光运动速度(V)和百分比重叠(％OL)在内的各种参数有关
f＝100V/(ds)(100-％OL)    [1]
从以上公式，可显示出脉冲频率和激光运动速度直接相关(即较高脉冲频率导致较高的焊接速度)。因此，术语激光运动速度(V)有时也称为脉冲频率(f)。
表1：所选择的焊接参数
Figure BPA00001515839600131
使用线电火花机(EDM)切割来制备拉伸样品从而减小机械变形过程中的毛刺效果。选择横向焊接构型来研究焊接点和基体材料的效果。图4A显示具有规格尺寸的拉伸样品270；选择小尺寸样品以沿着标距长度具有充足的焊接区域。图4B显示焊接位置280的样品。使用具有负载元分解±3N的Instron model 5548微拉伸仪进行测试。所有测试在约室温(25℃)下进行。使用横梁位移速度0.04mm/min进行周期负载以向第一负载周期施加最高达到0.06mm/mm的应变，随后向卸载周期施加最低达到7MPa的应力。对于母体焊接样品和激光焊接样品，相同的周期重复50次(50个周期)。完成50个周期后，将样品在横梁位移速度0.4mm/min下拉伸直至断裂。
图5中显示展现出伪弹性行为的典型NiTi的负载-卸载循环的应力应变曲线的示意图。在该图中限定了伪弹性参数E1、E2和永久残留应变。E1是在一个完整周期中每单位体积分散的能量和E2是负载时每单位体积贮存并在卸载过程中释放可获得的能量。可由公式2表示能量贮存(η)的效率。
η＝E2/(E2+E1)    [2]
使用金相学步骤测得焊接点的尺寸。使用具有连续降低磨料粒度的SiC纸打磨装配的样品。使用1μm金刚石将样品抛光并用14mlHNO3、3ml HF和82ml H2O进行蚀刻。图6A和6B显示最小焊接宽度上的脉冲频率和峰值功率的作用。在图6A所示的示意图中描述了最小焊接宽度。如图6B所示，保持焊接功率的同时，随着脉冲频率增加观察到焊接宽度的很小改变。然而，随着焊接功率增加，随着功率从0.6kW增加至0.9kW，最小焊接宽度从260μm增加至460μm。
脉冲频率和功率输入变化的未焊接和焊接样品的工程应力应变曲线的对比分别显示在图7和图8中。接近0.03mm/mm应变和290MPa应力的线性弹性应变之后的平坦区域(平台)所示，对于基体金属样品，观察到形状记忆合金的典型伪弹性行为。超过0.12mm/mm应变，由于应变硬化发生马氏体的塑性变形并增加负载，随后接近0.90mm/mm应变时断裂。
图7显示对于具有较高脉冲频率(5pps、10pps和15pps)的0.6kW激光焊接样品，延展性和强度明显降低。这是由于在施加足够的应力能够将邻近基体金属转变成马氏体之前的焊接区域的过早断裂。然而，在0.6kW激光焊接中，在最低脉冲频率1pps处观察到延展性和强度的轻微增加(图7)。1pps焊接件能够达到应变，该应变沿着标距长度能够诱导马氏体的塑性形变。对于变化的焊接条件-峰值功率(0.6、0.7、0.8和0.9kW)和恒定的脉冲频率(10pps)，工程应力应变曲线显示在图8中。除0.6kW焊接外，其它条件(0.7、0.8和0.9kW)中的每个条件超过假塑性区域。然而，所有焊接样品的断裂强度和延展性分别小于基体金属的70％和50％。焊接参数的作用显示出随着增加焊接功率，拉伸强度增加。激光焊接NiTi合金的断裂应变的降低归功于某些因素，包括固化过程中的溶解物的偏析和焊接金属中的粗晶粒和树枝晶结构。然而，现在的结果显示焊接参数能够影响机械性能；具体来说，较高能量输入和降低的脉冲频率导致机械性能的改进。
图9详细描述了对于未焊接样品和激光焊接样品，不同焊接功率，从弹性至开始伪弹性转变的应力应变图。对于大多数拉伸样品，在应变(奥氏体-马氏体)过程中观察到由于应力诱导马氏体(SIM)转变所产生的NiTi的通常的伪弹性行为。然而，结果显示焊接样品中的最初屈服的证据，随着增加的峰值焊接功率其变得更显著。这些结果表明在基体金属的通常的伪弹性行为之前在应变过程中焊接区域中发生非弹性变形。负载过程中，在基体金属和焊接金属两者中，横向焊接拉伸样品诱导应力。因此，初始屈服可来自于焊接区域，同时随后的伪弹性性质出现自剩余的基体材料。
初始屈服发生在焊接金属中，在0.015mm/mm至0.022mm/mm应变；然后另外的应变诱导剩余标距长度中的转变。SIM转变解释为反映了基体金属(BM)应力应变曲线。在图9中，焊接样品的屈服发生在较低应力下，这表明焊接件中发生了转变。如在图6中观察，随着增加的峰值功率，屈服的扩大定义归因于增加的焊接宽度。增加的焊接功率导致较大的最小焊接宽度。因此，标距长度内的较大焊接区域经历了初始SIM转变。
已知当在给定温度施加充足的额外应力时，孪生马氏体相的塑性变形的变形是不可逆的。为了进一步详细描述去孪生，室温进行2周期负载测试。图10显示0.9kW和10pps焊接条件的第一和第二负载曲线，其应变最高达到0.06mm/mm。在初始负载过程中，发生屈服所示的焊接金属的去孪生，随后发生基体金属的SIM转变。第二负载周期显示不存在屈服，表明焊接金属内的不可逆的去孪生的发生。
钛镍诺转变温度与SIM转变紧密联系并且能够受到处理路径和技术的影响。激光处理所引起的再熔融改变了基体金属微结构，对于钛镍诺，其能够导致树枝晶或粗晶粒的形成以及晶粒边界的离析。此外，由于激光处理，还可发生钛镍诺中的非正常室温相移动。焊接金属的这些改进可归因于其改变的转变温度。预期需要更详细的焊接金属微结构分析来确定造成改变的转变温度的所有因素。
在图11A和11B中标绘了随着周期次数(N)，能量贮存(η)的效率和永久残余应变的变化。由于0.06mm/mm应变之前发生永久性断裂，因此采用5pps、10pps和15pps，周期负载没有在功率0.6kW激光焊接样品上进行。图11A显示对于基体金属和焊接金属，1个周期至5个周期之间永久残余应变迅速增加。超过5个周期，每个材料达到稳态。通过永久残余应变能够测定卸载后材料重回其原始形状的能力。与BM相比，当应变最高达到0.06mm/mm时，所有焊接样品显示较高的永久残余应变。10个周期以后，基体金属和焊接金属的残余应变的量分别为0.020％何0.026％。图11B显示作为周期(N)的函数的能量贮存(η)的效率。基体材料和焊接材料显示最高达到5个周期的η的增加。在首先的5个周期过程中，焊接材料显示略微提高的效率。超过20个周期，效率稳定接近0.9％。因此，与基体金属相比，在初始5个周期中，焊接样品显示出较高的整体永久残余应变并展现出略微较高的能量贮存效率。
如之前的详细说明，发生在焊接金属中的初始屈服导致冷加工焊接区域。因此，初始负载后，焊接样品的永久残余应变的增加归因于永久SIM转变。此外，在较高功率输入实现的样品中永久残余应变的略微增加能够归因于增加的焊接宽度。已经显示通过冷加工TiNi SMA能够获得提高的η值。因此，诱导非弹性变形的初始周期后，初始周期过程中焊接样品的效率提高可归因于焊接金属的塑性变形。
对于每个焊接样品，断裂发生在拉伸样品的焊接区域。基体金属断裂表面显示出表明是韧性断裂的微凹表面。0.6kW和1pps焊接条件的断裂表面展现出最低拉伸强度。观察到光滑的断裂表面，其显示出焊接件的定向树枝晶固化结构。这是其中在树枝晶界面裂纹扩展的穿晶断裂的指示。相比之下，0.9kW，10pps焊接条件显示相对较粗糙的表面。当仔细观察时，暴露出好的微凹结构，表明是通过熔融区域树枝晶的韧性穿晶断裂。这些结果显示出改变焊接参数能够导致不同的断裂模式；然而，这表明需要详细设计焊接微结构的进一步研究来确定造成断裂模式转变的机理。
图12显示焊接横截面的硬度曲线。沿着x轴，所有样品展现出在熔融区域内的硬度的降低。在最终下降至基体金属的硬度值之前，离开焊接中心线，硬度值逐渐提高。基体金属硬度值接近370-400Hv。在接近250Hv的0.6kW，10pps条件，观察到最小焊接硬度。相比之下，0.6kW，1pps和0.9k W，10pps焊接条件在接近280Hv展现出最小硬度值。事先淬火的材料的焊接中心中的较低硬度可归因于焊接诱导的重固化，这能够导致较大的接近无应变重结晶晶粒。然而，经历软化的主要原因是由于室温下局部相变成较软马氏体。
沿着焊接中心线的y轴的硬度值显示在图12中，并且样品中硬度值相似。与焊接表面相比，0.6kW，10pps焊接底部的硬度值略低。与纵向模式类似，0.6kW，1pps焊接的硬度相对分散跨越中心线。然而，0.9kW，10pps在横向上显示出较恒定的硬度值。
图13显示基体材料和焊接材料的差示扫描量热曲线。奥氏体结束温度(Af)和马氏体开始温度(Ms)低于室温分别为-8.61℃和-33.27℃。这表明室温相主要是奥氏体，因此在拉伸测试中存在伪弹性行为。焊接材料展现出与基体材料相似的热现象，然而，还存在一对较高的温度峰。
在R相转变过程中，在冷加工或老化钛镍诺中通常观察到另外的峰。然而，例如R相转变，中间马氏体转变，在冷却过程中会在奥氏体和马氏体之间产生一个峰值并且这个范围外该焊接材料显示出两个截然不同的转变峰。此外，完全退火的基体材料没有显示任何R相转变的出现，这是由于是通过淬冷至约室温来保留固溶体。因此，这些其它的峰值表明多个相转变的存在，包括低温(＜室温)和高温(＞室温)转变。表2提供了量化的峰开始值。
表2：DSC扫描的峰开始值
Figure BPA00001515839600171
光学显微镜照片完成于焊接横截面。焊接件显示在脉冲Nd:YAG处理过程中每个热循环中产生的典型带状结构。偏光的使用有助于限制偏析相，显示所述偏析相在焊接表面浓缩。脉冲Nd:YAG焊接处理过程中，沿着工件的垂直平面实验的冷却速率中的可能变化能够使上表面是固化的最后的区域。反过来，这能够促进接近焊接件上表面金属间相的形成。然而，需要详细的热分析(使用热电偶)来确定冷却速率梯度的存在和量级。
图14A和14B分别显示基体金属和熔融边界微结构。如期望的，退火处理导致较大晶粒，室温从DSC结果显示为奥氏体NiTi。图14B显示0.9kW，10pps焊接的代表性的熔融边界微结构，其位于再熔融材料和基体材料的界面。临近熔融边界观察到柱状枝晶生长。狭窄热影响区域(HAZ)是脉冲Nd:YAG处理固有的，这是由于其低热输入，因此HAZ在图14B中难以确切表达。
还观察到每个焊接条件的熔融区域微结构。每个条件具有变化的连续微米级偏析的量。0.6k W，10pps焊接显示高密度的连续晶粒间偏析。相比之下，0.6k W，1pps焊接显示相对较低密度的相似的偏析。然而，对于0.9k W，10pps焊接，观察到间歇第二相分布。熔融区域中的偏析相能够充当断裂开始或发展的优选的位置。偏析的变化量能够与图7和图8所示的焊接机械性能有关。密集偏析的0.6kW，10pps焊接展现出低劣的机械性能，而间歇偏析的0.9k W，10pps焊接显示具有相对较好的性能。
图15显示了室温XRD数据，所述XRD数据显示所有条件下的基体金属、焊接表面和焊接底部的指数峰。如由图13中的BM DSC结果所预期的，基体金属峰无疑确定了奥氏体的唯一存在。所有焊接条件显示其中存在高浓度偏析相的焊接表面上的奥氏体相和马氏体相的证据。每个焊接件的焊接底部展现出相的不同类型和相对量。0.6kW，10pps焊接仅展现奥氏体相，同时0.6k W，1pps焊接显示奥氏体和某些马氏体的证据。然而，0.9k W，10pps焊接显示与其上表面相似的奥氏体和马氏体相，其进一步证实了0.9kW，10pps中的硬度趋势。因此，这些结果表明焊接参数能够导致每个焊接件的上部和底部的不同相。
焊接样品中观察到了高温DSC峰能够与XRD结果中所观察到的马氏体相相关联。表2中所示的量化的峰开始值表明该相的Ms温度为60-67℃。因此，焊接金属中所观察到的马氏体相的化学特性可由等原子化学或富集Ti化学引起。这反过来暗示所观察到的熔融区域中的偏析相可能是富集Ti的金属间化物，其中主要观察到Ti2Ni。然而，XRD分析不能够检测到这些金属间化物的存在，可能是由于缺乏形成可探测XRD信号所需的晶粒总数。因此，需要详细的微结构观察(包括TEM)来识别和表征焊接金属内的微米级偏析相。
实验研究脉冲Nd:YAG激光处理的钛镍诺的机械性能。将变化参数的焊接强度、伪弹性和周期负载与基体金属进行比较并且分析断裂表面。此外，使用硬度测试、DSC扫描、金相学检测和XRD分析来分析所选择的焊接条件。主要观察包括：
1)处理参数(峰值功率和脉冲频率)显示出强烈影响微激光处理的NiTi合金的机械性能(拉伸强度和延展性)。较高的峰值功率和较低的脉冲频率形成改进的机械性能。
2)在横向拉伸负载过程中，在焊接样品中观察到初始屈服的证据。拉伸变形(焊接金属和基体金属)过程中，屈服由发生在焊接区域中的去孪生引起的。
3)与基体金属相比，在初始5个周期过程中，激光处理的样品显示出较高的永久残余应变并展现出略微较高的能量贮存的效率。
4)在熔融区域DSC扫描中观察到多个相转变。这些转变发生在低温(低于室温)和高温(高于室温)情况下。
5)微结构观察显示退火基体材料中的大奥氏体晶粒并且柱状枝晶生长在熔融边界处。0.6kW，10pps处理具有大量的偏析并且断裂发生在伪弹性区域之前。相比之下，0.6kW，1pps焊接显示出间歇偏析并展现出更好的机械性能。
6)XRD结果显示对于所有条件，焊接金属在表面含有奥氏体相和马氏体相。然而，焊接底部显示具有变化量的马氏体的奥氏体相，这取决于焊接条件。
尽管在已知的实验中使用脉冲Nd:YAG激光，但应理解的是定位能量/热的其它来源也能够实现相似的结果。在使用激光的情况下，还可施加连续波激光来代替脉冲激光。这包括但不限于二极管、纤维和二氧化碳激光。
图16显示作为以上实验方法的结果，单个钛镍诺带中内含的两个不相关联的记忆。图16A显示变形的“C”形，其能够被加热并变形成如图16B所示的第一记忆形状；额外的加热导致完全变形并形成如图16C所示的记忆形状。
图17显示对2-D(图17A)和3-D(图17B)构型可能施加多个转变温度。在这些实施例中，不同色度的灰色来表示不同转变温度的区域。应理解的是可通过这些不同转变温度获得不同的形状。特别是，通过期望的结果和所使用的材料来指示温度范围，例如对于NiTi为约-150至150摄氏度，对于其它合金，温度更高或更低。
图18显示对驱动器装置300可能施加不同转变温度。在这个实施例中，能够处理三臂驱动器装置300的中心臂使之具有不同于外臂320和330的转变温度。这些不同转变温度可以在两阶段驱动中使用驱动器装置300。在上述方法的其它实施方案中，可进一步加热处理(退火等)驱动器装置300以改变局部结构和化学特性从而沿着中心臂310产生Ni浓度梯度，由此沿着中心臂310提供转变温度的梯度。作为粗略的实施例，如果将驱动器装置300初始处理成具有51原子百分比的Ni浓度和第一转变温度，则可将中心臂处理成具有49原子百分比的Ni浓度和第二转变温度。随后的热处理能够导致Ni原子扩散入中心臂中以沿着中心臂310提供浓度梯度，并由此转变温度的梯度提供光滑的驱动。
应理解的是，赋予材料的额外的转变温度将取决于起始参数和处理参数。因此，能够变化起始参数和处理参数(例如所需要的局部加热/熔融的范围)来适应转变温度。可用的转变温度不限于在医疗设备等中所使用的那些温度，但仅受限于使用中的形状记忆材料的性质。
预期还可使用其它技术或帮助改进局部结构和化学特性从而微调转变温度和带区/区域。这包括使用各种加热处理来诱导熔融，例如：激光重熔融；微弧重熔融；电阻熔融等并且能够单独实施或某些组合实施。特别是，能够调节施加至材料上的能量源从而调节局部结构和化学特性。
可替换的技术还包括使用具有不同组成的其它材料或第二材料，或者填充材料，然后这些技术被包括在材料中作为激光处理或使用组合技术中的一部分。添加材料的实例可包括纯镍、纯钛、钯和铂。组合方法可包括固态扩散粘结/钎焊、激光焊接、电弧焊接、电阻焊接等。在某些情况中，预期通过能量的加入(例如使用本文的方法)能够将具有不同转变温度的形状记忆材料结合在一起以制备单片形状记忆元件，例如在结合点具有第三转变温度的单片形状记忆元件。
对形状金属材料提供多个转变温度(记忆)的形成的局部化学特性改变的另一方面是由此所述材料具有反映多个伪弹性区域的应力应变曲线。图19显示具有多个转变温度的形状记忆材料带所期望的沿着其长度方向的应力应变曲线类型。对于负载曲线，期望材料展现出多个连续的弹性变形随后是伪弹性变形平台。卸载曲线期望受到相同的影响。
本领域的技术人员应理解采取合适的改良能够将本文所述的方法和系统施用于其它SMA和SMP。例如，当用SMP处理时，所需的温度和次数(即脉冲频率等)会不同并且可使用交替能量源或技术来调节SMP的局部结构和化学特性从而提高相似的效果。
本文的方法和系统能够施用于各种工业应用，并且能够将特有的溶液进行特殊的应用。通行应用的实例包括SMA驱动器。当前SMA驱动器通常需要其中将SMA材料缩回原来的位置的偏移。通常使用常规弹簧容易进行该偏移。然而，如果使用具有多个转变温度的SMA，可取消偏移的使用。
具有多个转变温度的形状记忆材料能够在各种应用中，所述应用其中个体需要反应至不同种温度和/或需要逐渐条件个体的形状。特别是，多个转变温度可用于其中仅除了特殊金属的开放或关闭形状之外，基于施加个体的温度能够逐渐开放或关闭的应用。实例包括：诸如挡板阀等的阀门、用于医学或工业应用的隔膜、用于具有多个转变点的温度或单片驱动器、微镊子、移植片固定模和微电子机械系统(MEMS)。作为一个特别实例，多个转变温度可以用于能够延伸然后加热连接的管子的制造。能够将管子的一端成形较大，然后加热以接触较小记忆形状从而连接至另一管子部件。
此外，本方法和系统处理预制的可商购的部分从而加入其它的转变温度，与诸如必需产生完全新的部分的流延成型或LENS相比，其降低了生产成本。而且，由于在本处理中不需要元素钛，因此还避免钛氧化。另外，最终产品通常是无孔的，其具有的机械性能基本上与单一转变温度单片形状记忆材料相同。而且，该产品可还具有较低重量。
图20显示具有多个转变温度的形状记忆材料实例应用。特别是，图20显示可用在各种应用的隔膜。在该实施例中，中心区域400具有高于室温高于支架410的不同转变温度。这使得中心区域400独立在室温从支架410开始变形产生隔膜形状。在该情况下多个转变温度是重要的从而使中心区域400处于弹性或伪弹性状态同时支架410保持非弹性状态。
图21、22A和22B显示具有多个转变温度的形状记忆材料的工业应用的其它实例。在这种情况中，应用为阀门。图21显示第一实例阀门，其中阀门可装配在入口或出口边缘，并且能够使用多个转变温度在两个(以上)不同水平打开流动路径。更具体地，阀门包括挡板臂，其已经内含有多个记忆。挡板臂在一端栓紧并且将另一端定位以覆盖流体流动通路。在第一位置，挡板臂将限制所有或大部分流体流过流体流动通路。取决于在给定温度的期望的反应，该挡板臂通过改变形状对这些多个记忆进行反应从而使或多或少的流体流过流体流动通路。该挡板臂设置可用在加热交换器中从而基于流体的温度调节流体的控制。
图22A和22B显示阀门实例，其中阀门被做成圆顶形状并且将圆顶的部件形成从而使部分可打开使流体在各个方向上通过阀门。通常在不同转变温度形成圆顶的部件，但这可取决于所需的流动方式/路径。应理解的是，圆顶可以各种方式装配在流动路径中，所述方式包括摩擦(即夹在板之间或在管子内等)、结合、紧固等。遍及工业在许多应用中使用阀门。一个具体的实例是在汽车工业中使用阀门来改变发动机冷冻液流动的方向。例如，当启动发动机时，发动机冷冻液不会移动通过热交换器直至冷冻液热得足以需要冷却。因此，温度操作的阀门能够在改变发动机冷冻液流动方向中非常方便。
在本文所述的方法和系统的不断研究中，所述方法和系统的其它方面也已经变得明显。例如，还期望正处理的材料的组成中的局部改变提供抗腐蚀性改进。牢固的氧化物层在实现抗腐蚀性中是关键，并且当存在氧化物稳定元素存在时能够获得牢固的氧化物层。在NiTi情况中，富集钛的合金具有对氧化的较高亲和性，然而其在过量镍存在下很少可能形成氧化物。例如，当存在足够的钛时形成TiO2(或甚至NiTi2O4)氧化物。然而，在通常的NiTi系统中，近等原子组成通常是略微多的富集Ni以利用室温奥氏体相的伪弹性。此外，这种伪弹性是在医疗设备应用中开发的首要功能性质。结果，研究中存在流行趋势来发展对富集Ni的钛镍诺的腐蚀性质的理解。
由于本文所述形状记忆材料的处理局部改进了化学组成，这还能够导致局部抗腐蚀性的改变。更具体地，钛镍诺工件表面处的Ni浓度降低(并且随后Ti含量增加)导致更牢固氧化物层的形成和提高抗腐蚀性。对形状记忆材料施加处理用于抗腐蚀性的某些益处包括但不限于：
1)能够保持本体材料性质，同时仅表面被改良以实现改进的腐蚀性质。例如，能够保持富集Ni的NiTi的伪弹性，同时表面展现出与富集Ti的合金相同的性质。
2)选择工件中能够被处理的位置。例如，在可用其它组分制成电耦合的情况下，可实施处理以形成防腐界面。
3)能够通过调节激光脉冲频率和处理持续时间来精确控制渗透深度，与涂覆技术相比时，其可能使保护层更加牢固。渗透深度可取决于在工业中正在改进的激光功率密度。随着可实现深度50mm的现行技术，尽管纳米范围内的较小最低值也是可能的，不然更深并且可能实现数十微米的最低值。
特别是，通过如上所述的处理方法，将具有较高蒸气压的元素汽化并除去，提高表面上其它元素的浓度并调节材料表面的局部化学特性。而且，通过调节处理深度来调节表面氧化物层的厚度，还可通过本技术领域已知的方法电抛光来控制光学性质。尽管就NiTi材料而言，应理解的是该方法可应用于其它材料，其中材料中存在多种元素，因此元素之间存在蒸气压的不同。
如上所述，在处理过程中，发生超过熔点和高于冷却固化的峰值温度。能够基于实验固化速率来控制表面形态。表面结构(或甚至粗糙度)能够包括光滑(采用缓慢冷却速率实现)、波纹(中间冷却速率)或多孔(由于快速冷却速率陷入)。而且，各种热循环的相互作用能够进一步增强表面形态以得到期望的结构。与这有关的某些优势包括：
1)局部化处理仅能够处理期望的区域。而且，多种表面结构能够嵌入单独组分中或甚至表面结构的梯度中。
2)当与具有变化表面结构的其它处理结果(即抗腐蚀性、形状记忆)组合时，能够进一步调整局部区域，例如，除多孔外，表面将更软并且更防腐。
3)能够相对准确地控制处理深度(设想范围从数十微米至数十厘米)，同时对本体材料影响最小。
对于医疗设备应用，这些改进的益处之一可为骨或细胞生长的放大表面。
本发明的方法和系统的另一方面涉及从材料除去杂质。在材料特别是合金的生产过程中，原材料中可存在杂质或者在生产过程中进入材料中。例如，NiTi合金可含有碳或其他杂质。在某些情况中，杂质还能够导致金属间化物(例如TiC)的形成，其从本体材料中消耗元素并且能够改变总体化学比例。因此，杂质可使获得期望的转变温度变得困难。而且，能够发生机械性能的降低(即由于应力升高经历疲劳)。通过使用本文所述的处理系统和方法，可成功地除去杂质并在处理区域获得纯合金。当使用形状记忆材料处理在NiTi中嵌入其它记忆时已经观察到这种结果。图23显示边缘处中心和本体材料中的处理区域的横截面。在该实施例中，本体材料中的黑点被认为是TiC或其它杂质。处理后，如图23所示，减少或除去杂质。相信处理过程中杂质被汽化并且得到纯的本体材料。如图23所示，当除去杂质时，可存在本体材料中的微小体积变化。再次，将NiTi合金用作实例，然而，应理解的是对于其它合适材料使用本文的方法和系统可实现相似的结果。
在抗腐蚀性处理和除去杂质中，材料可处理的深度通常取决于与激光相关的功率、材料的化学性质及其组成等。现行的测试已经显示对于NiTi可能处理最高至约50mm的深度，但是对于不同的材料，该深度可不同并且可随着所使用的效力更高的激光而增加或可以得到。
在本文方法和系统的另一方面中，确定还能够使用本方法来增强某些材料类型。特别是，在NiTi合金的情况下，使用本文方法除去镍后，观察到小的第二相(Ti2Ni)粒子的形成。图24显示直径粗略为100-150nm一对粒子的扫描电子显微镜(TEM)照片。图24中还可看到具有马氏体相孪生结构的基体材料。相信这些第二相粒子能够通过多个成核位置的生产来进一步增强NiTi合金和其它形状记忆材料的性质。相信至少存在如下两个机理有助于增强性质：
1)第二相粒子能够充当沉淀增强点，很像复合物composites增强复合物材料(或甚至双相钢)；以及
2)在固化过程中，这些第二相粒子能够充当促进晶粒成核并可形成精细晶粒结构(使材料更坚固)的孕育剂。
较小晶粒结构的证据显示在图25A至25D中。在这些图中，应注意所使用的蚀刻剂攻击晶粒边界，并且较黑的区域显示在小晶粒区域中晶粒边界的优先攻击。而且，当施加的激光脉冲数增加，除去镍的量也增加。图25A显示第一个脉冲后的情况并且晶粒尺寸没有显示明显的变化；然而，第二个脉冲图后25B和第三个脉冲后图25C，结构可包括增加的较细的晶粒结构。当第10个脉冲样品图25D进行全面测试时，观察到Ti2Ni相。此外，固化过程中经历的快速冷却可抑制晶粒生长。因此，第二相的形成可促进处理区域内的精细晶粒结构。由于所使用的方法，还可存在质量上的某些变化，但是不可能高于10％。在许多材料中，原子质量的改变不可能高于2％。
如图26所示，通过检测近原子区域附近的部分二元Ni-Ti相图能够预测变化的组成(例如变得更富集Ti)对微结构的影响。如果标记为C0的冷却路径表示合金的原始本体组成(接近50.7at.％)，随着组成变得更富集钛，固化范围变小直至在近原子组成(C1)处获得相合固化。从C1至C2Ni进一步降低可导致固化范围的急剧增加(0至约300℃)直至在984℃发生共晶转变。Ni含量低于C2的组成稳定成双相或多相结构，其包括低于共晶温度的NiTi和Ti2Ni。如图26所示，形状记忆材料处理经历的快速冷却可增加Ti2Ni成核位点并可形成精细晶粒或粒子。再次，该结果可发生在其它合金系统并且应理解不限于NiTi。特别是，期望这种精细晶粒结构适用于任何在固化过程中将形成至少一种附加相的材料。
在实施本文的系统和方法的实施方式中，应理解的是可使用各种组合。在某些情况下，可合适地处理材料的预定部分，例如对SMM增加记忆或处理材料的表面，同时在其它方面，可合适地处理包括所有材料的预定部分，例如从材料中除去杂质。此外，可使用本文实施方式来处理单个材料或结合一种或多种材料(潜在包括填充材料)同时控制在结合点的局部化学特性。
如上所述，多记忆形状记忆合金，特别是使用本文所述方法制成的记忆合金可在广泛区域中应用，包括在现有设备中提供改进的功能性，以及在某些情况下，开发使用常规技术不能实现的设备。为了提供某些实例，可从多记忆形状记忆材料技术获得益处的现行设备包括但不限于：
1)隔膜：现在利用可嵌入形状记忆材料中的两种以上不相关记忆可构建多级隔膜。例如，可在航空航天应用中使用隔膜。
2)驱动器：单片驱动器可利用钛镍诺的形状记忆和伪弹性，使用多记忆形状记忆材料技术能够在钛镍诺装置中给予形状记忆和伪弹性。在MEMS应用中需要这些驱动器。
3)自动张紧装置：自动张紧装置可能够动力改变timing-belt的张力从而当发动机变热时避免打滑和功率损失。该应用会确保将曲轴和凸轮轴正确定时通过宽温度范围。
4)阀门：多级阀门，其根据以上解释的热条件能够精确控制流体流动。
5)阶梯式支架：还能够设计用于医疗用途的阶梯式支架。这将提供改进的功能性，并且在某些情况下，可通过使用超声波加热等甚至远程控制支架的扩张。对于阶梯式支架，预见能够开发形状记忆合金中冷却和加热之间的公知的滞后关系来诱导形状记忆效果。例如，形状记忆合金通常具有加热和冷却转变温度之间的偏移，对于NiTi，偏移能够最高达到50度。在可移植支架的情况下，操作环境接近体温(即37摄氏度)。因此，能够制造阶梯式支架，所述支架通过使用外部能量来源将其远程加热至略微高于体温的温度(即39摄氏度)。该热可暂时施加从而不伤害患者。一旦除去热，支架将不会关闭直至温度基本上降低(对于NiTi，10-50度)，在这种情况下温度改变对于患者是致命的。类似地，当使用磁性SMA时，支架可具有赋予的多个记忆和施加的磁场来实现相似的结果。
前述装置仅是应用类型的样品，所述应用预见可使用本文所述的方法和系统。
应理解的是本领域的技术人员应意识到能够对本文所描述和说明的实例实施方式做出各种变型。

Claims (18)

1.用于处理材料的方法，所述方法包括：
以可控的方式将能量施加于材料的预定部分，从而改变预定部分的局部化学特性以提供预定结果。
2.如权利要求1所述的方法，其中所述施加的能量包括用激光处理所述预定部分。
3.如权利要求2所述的方法，其中所述用激光处理所述预定部分包括：
选择激光的功率、光束尺寸和运动速度以产生预定的结果；
将所述激光聚焦在所述预定部分的子部分上；以及
调节所述激光与所述材料的空间关系从而激光光束接触到所有的预定部分。
4.如权利要求2所述的方法，其中以脉冲方式运行所述激光来提供能量的更短促进发从而控制能量的施加。
5.如权利要求1所述的方法，其中控制所施加的能量以降低所述能量对所述材料的预定部分外的传导。
6.如权利要求1所述的方法，其中所述材料为形状记忆材料并且所述预定结果是对所述形状记忆材料的预定部分提供附加记忆。
7.如权利要求1所述的方法，其中所述预定部分为所述材料的表面并且所述预定结果是调节所述材料组分的浓度以在所述材料表面形成氧化物层从而提供抗腐蚀性。
8.如权利要求1所述的方法，其中所述预定结果是从所述材料除去杂质。
9.如权利要求1所述的方法，其中所述材料为形状记忆材料并且所述预定结果是改变所述形状记忆材料的伪弹性。
10.如权利要求1所述的方法，其中所述预定结果是在材料中生成至少一种附加相粒子从而为晶粒生长提供成核位置。
11.如权利要求1所述的方法，所述方法还包括以预定速率冷却所述预定部分以改变所述预定部分的表面结构。
12.如权利要求1所述的方法，所述方法还包括加入填充材料从而在施加能量的过程中可利用填充材料。
13.如权利要求1所述的方法，其中所述材料包含两片形状记忆材料，以及所述预定部分包含两片材料待结合的区域，并且所述预定结果包括向所述预定部分提供转变温度，所述转变温度不同于两片中至少一片的转变温度。
14.包含至少两个转变温度的形状记忆材料，其中在形成所述材料后施予至少一个转变温度。
15.如权利要求14所述的形状记忆材料，其中至少两个转变温度中的至少一个是通过权利要求1所述的方法形成的。
16.用于处理材料的系统，所述系统包含：
能量模块，用于对所述材料的预定部分施加能量；
定位模块，用于所述材料和所述能量模块彼此之间的定位；
处理模块，用于控制所述定位模块和所述能量模块来处理所述材料从而改变所述材料的所述预定部分的局部化学特性以提供预定结果。
17.用于处理材料的方法，所述方法包括：
以可控的方式将能量施加于所述材料的预定部分，从而改变预定部分的局部化学特性以提供选自以下的至少一种结果：
当所述材料是形状记忆材料时，对所述形状记忆材料的所述预定部分提供附加记忆或改变所述形状记忆材料的伪弹性；
当所述预定部分为所述材料的表面时，调节所述材料组分的浓度以在所述材料表面上形成氧化物层从而提供抗腐蚀性；
从所述材料除去杂质；以及
在所述材料中生成至少一种附加相粒子从而为晶粒生长提供成核位置。
18.如权利要求17所述的方法，所述方法还包括以预定速率冷却所述预定部分来改变所述预定部分的表面结构。
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WO (1) WO2011014962A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106191480A (zh) * 2016-07-05 2016-12-07 大连大学 一种NiMnGa多晶合金表面改性的方法
CN106794284A (zh) * 2014-07-14 2017-05-31 智能合金有限公司 多记忆材料及其系统、方法和应用

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2005211243A1 (en) 2004-02-03 2005-08-18 Atria Medical Inc. Device and method for controlling in-vivo pressure
US9681948B2 (en) 2006-01-23 2017-06-20 V-Wave Ltd. Heart anchor device
US20210161637A1 (en) 2009-05-04 2021-06-03 V-Wave Ltd. Shunt for redistributing atrial blood volume
CA2770122C (en) * 2009-08-07 2021-06-29 Innovative Processing Technologies Inc. Methods and systems for processing materials, including shape memory materials
US11135054B2 (en) 2011-07-28 2021-10-05 V-Wave Ltd. Interatrial shunts having biodegradable material, and methods of making and using same
JP5910036B2 (ja) * 2011-11-30 2016-04-27 株式会社ジェイテクト 回転機用ロータの製造方法
DE102011121545B4 (de) * 2011-12-20 2013-07-11 Eads Deutschland Gmbh Verfahren zur Strukturierung und chemischen Modifikation einer Oberfläche eines Werkstücks
US20130240096A1 (en) 2012-03-16 2013-09-19 Gm Global Technology Operations Llc. Phase change graded sma actuators
US9095891B2 (en) 2013-02-21 2015-08-04 Dusan Milicevic Method of eliminating the heat affected zone in a welded crankshaft
DE102013008396B4 (de) 2013-05-17 2015-04-02 G. Rau Gmbh & Co. Kg Verfahren und Vorrichtung zum Umschmelzen und/oder Umschmelzlegieren metallischer Werkstoffe, insbesondere von Nitinol
US9713696B2 (en) 2013-05-21 2017-07-25 V-Wave Ltd. Apparatus and methods for delivering devices for reducing left atrial pressure
ES2683219T3 (es) * 2013-09-06 2018-09-25 Ormco Corporation Aparatos ortodóncicos y métodos de hacerlos
JP5911939B1 (ja) * 2014-10-14 2016-04-27 ファナック株式会社 共通加減速制御部による任意ブロック間のオーバラップ機能を備えた数値制御装置
CA2905856A1 (en) * 2015-02-10 2016-08-10 Bauer Hockey Corp. Footbed and other wearable articles
US20170224444A1 (en) * 2015-04-06 2017-08-10 Smarter Alloys Inc. Systems and methods for orthodontic archwires for malocclusions
WO2016178171A1 (en) 2015-05-07 2016-11-10 The Medical Research Infrastructure And Health Services Fund Of The Tel-Aviv Medical Center Temporary interatrial shunts
US20160368078A1 (en) * 2015-06-18 2016-12-22 Ford Global Technologies, Llc Method of welding workpieces together while minimizing distortion
US10835394B2 (en) 2016-05-31 2020-11-17 V-Wave, Ltd. Systems and methods for making encapsulated hourglass shaped stents
US20170340460A1 (en) 2016-05-31 2017-11-30 V-Wave Ltd. Systems and methods for making encapsulated hourglass shaped stents
US10426267B2 (en) 2016-09-09 2019-10-01 Steelcase Inc. Office systems with shape memory materials
CN114562435A (zh) 2016-09-14 2022-05-31 智能合金有限公司 具有应变计传感器和位置估计的形状记忆合金致动器及其制造方法
EP3343078A1 (en) 2016-12-29 2018-07-04 L&P Property Management Company Valve with shape memory alloy wire
US11291807B2 (en) 2017-03-03 2022-04-05 V-Wave Ltd. Asymmetric shunt for redistributing atrial blood volume
EP3589238A1 (en) 2017-03-03 2020-01-08 V-Wave Ltd. Shunt for redistributing atrial blood volume
US10596016B2 (en) 2017-09-08 2020-03-24 Cook Medical Technologies Llc Endovascular device configured for sequenced shape memory deployment in a body vessel
RU2677033C1 (ru) * 2017-12-27 2019-01-15 Станислав Викторович Евсеев Способ обработки поверхности сплава никелида титана
US11458287B2 (en) 2018-01-20 2022-10-04 V-Wave Ltd. Devices with dimensions that can be reduced and increased in vivo, and methods of making and using the same
WO2019142152A1 (en) 2018-01-20 2019-07-25 V-Wave Ltd. Devices and methods for providing passage between heart chambers
US10898698B1 (en) 2020-05-04 2021-01-26 V-Wave Ltd. Devices with dimensions that can be reduced and increased in vivo, and methods of making and using the same
WO2019218072A1 (en) 2018-05-16 2019-11-21 Smarter Alloys Inc. Shape memory alloy valve and method for fabrication thereof
CN109648082B (zh) * 2019-01-24 2021-08-06 华南理工大学 一种钛镍形状记忆合金的4d打印方法及应用
US11612385B2 (en) 2019-04-03 2023-03-28 V-Wave Ltd. Systems and methods for delivering implantable devices across an atrial septum
CN114096205A (zh) 2019-05-20 2022-02-25 V-波有限责任公司 用于产生房间分流管的系统和方法
US11234702B1 (en) 2020-11-13 2022-02-01 V-Wave Ltd. Interatrial shunt having physiologic sensor
US11808374B2 (en) 2020-12-30 2023-11-07 Leggett & Platt Canada Co. Fluid management system
WO2022246578A1 (en) * 2021-05-28 2022-12-01 Smarter Alloys Inc. Surgical devices using multiple memory shape memory materials
US11813386B2 (en) 2022-04-14 2023-11-14 V-Wave Ltd. Interatrial shunt with expanded neck region

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5690794A (en) * 1995-06-07 1997-11-25 Fizichesky Institut Imeni P.N./Lebedeva Rossiiskoi Akademii Nauk Method of growing diamond from graphite
US20050242066A1 (en) * 2004-04-29 2005-11-03 Uit. L.L.C. Company Method for modifying or producing materials and joints with specific properties by generating and applying adaptive impulses a normalizing energy thereof and pauses therebetween
CN101054467A (zh) * 2006-04-14 2007-10-17 清华大学 碳纳米管复合材料及其制备方法
WO2008070710A1 (en) * 2006-12-05 2008-06-12 Noble Advanced Technologies Method of manufacturing a welded metal panel having a high quality surface finish
US20080304998A1 (en) * 2007-06-05 2008-12-11 Goodman Christopher R Method of hardening titanium and titanium alloys

Family Cites Families (47)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3615345A (en) * 1968-08-28 1971-10-26 Westinghouse Electric Corp Method for producing ultra-high purity metal
US3909246A (en) * 1972-12-20 1975-09-30 Hughes Aircraft Co Process for removing impurities from zone refined materials
JPS58151445A (ja) * 1982-02-27 1983-09-08 Tohoku Metal Ind Ltd 可逆形状記憶効果を有するチタンニツケル合金およびその製造方法
JPS6059054A (ja) 1983-09-13 1985-04-05 Toshiba Corp 熱応動素子
JPS6196025A (ja) 1984-10-15 1986-05-14 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 部材の非鋭敏化法
US5171383A (en) 1987-01-07 1992-12-15 Terumo Kabushiki Kaisha Method of manufacturing a differentially heat treated catheter guide wire
US4857699A (en) * 1987-01-30 1989-08-15 Duley Walter W Means of enhancing laser processing efficiency of metals
JPS63212083A (ja) 1987-02-27 1988-09-05 Toshiba Corp 形状記憶合金製部材の溶接方法および形状記憶合金製部材の溶接品
US4777799A (en) * 1987-10-02 1988-10-18 Catheter Research, Inc. Memory element
US4888051A (en) * 1988-08-19 1989-12-19 Cominco Ltd. Method for the zone refining of gallium
US4984581A (en) * 1988-10-12 1991-01-15 Flexmedics Corporation Flexible guide having two-way shape memory alloy
US5061914A (en) * 1989-06-27 1991-10-29 Tini Alloy Company Shape-memory alloy micro-actuator
JPH0368721A (ja) 1989-08-08 1991-03-25 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 傾斜材料製造方法
EP0585782A3 (en) * 1992-08-31 1994-05-18 Aichi Steel Works Ltd Composite magnetic component and method of manufacturing the same
US5449536A (en) * 1992-12-18 1995-09-12 United Technologies Corporation Method for the application of coatings of oxide dispersion strengthened metals by laser powder injection
JP2724815B2 (ja) * 1996-03-25 1998-03-09 株式会社トーキン 形状記憶合金コイルばね及びその製造方法
JP3691579B2 (ja) 1996-04-26 2005-09-07 古河電気工業株式会社 形状記憶合金部材及びその製造方法
JPH1017960A (ja) * 1996-07-01 1998-01-20 Fujikura Ltd 超弾性合金テープ
US5846247A (en) 1996-11-15 1998-12-08 Unsworth; John D. Shape memory tubular deployment system
JPH1179791A (ja) 1997-09-01 1999-03-23 Ngk Insulators Ltd ガラス基板のレーザテクスチャ処理方法
JPH11197498A (ja) 1998-01-13 1999-07-27 Japan Science & Technology Corp 無機材料内部の選択的改質方法及び内部が選択的に改質された無機材料
JPH11329141A (ja) 1998-05-15 1999-11-30 Omron Corp 接点用酸化被膜の形成方法
JP2000088146A (ja) * 1998-09-18 2000-03-31 Aichi Prefecture 送液用配管及び管部材
FR2786790B1 (fr) * 1998-12-04 2001-02-23 Ecole Polytech Procede de traitement par laser d'un objet en materiau a memoire de forme
US6427712B1 (en) * 1999-06-09 2002-08-06 Robertshaw Controls Company Ambient temperature shape memory alloy actuator
US6485507B1 (en) 1999-07-28 2002-11-26 Scimed Life Systems Multi-property nitinol by heat treatment
WO2001053559A1 (en) 2000-01-24 2001-07-26 Smart Therapeutics, Inc. Thin-film shape memory alloy device and method
JP2002151773A (ja) 2000-06-29 2002-05-24 General Electric Co <Ge> レーザー及び材料処理方法
US6548013B2 (en) 2001-01-24 2003-04-15 Scimed Life Systems, Inc. Processing of particulate Ni-Ti alloy to achieve desired shape and properties
US6923829B2 (en) 2002-11-25 2005-08-02 Advanced Bio Prosthetic Surfaces, Ltd. Implantable expandable medical devices having regions of differential mechanical properties and methods of making same
JP2004311906A (ja) * 2003-04-10 2004-11-04 Phoeton Corp レーザ処理装置及びレーザ処理方法
US7192496B2 (en) * 2003-05-01 2007-03-20 Ati Properties, Inc. Methods of processing nickel-titanium alloys
DE602006017794D1 (de) * 2005-01-13 2010-12-09 Univ City Hong Kong Oberflächenbehandelte formspeichermaterialien und herstellungsverfahren dafür
JP4737518B2 (ja) * 2005-05-23 2011-08-03 Ｎｅｃトーキン株式会社 Ｔｉ−Ｎｉ−Ｎｂ合金素子
DE102005024812A1 (de) * 2005-05-27 2006-11-30 Emag Laser Tec Gmbh Verfahren und Vorrichtung zur Behandlung von Werkstückoberflächen mittels Laserstrahlung
TWI310326B (en) * 2005-10-11 2009-06-01 Gsi Group Corp Optical metrological scale and laser-based manufacturing method therefor
WO2007045000A2 (en) * 2005-10-14 2007-04-19 Vantus Technology Corporation Personal fit medical implants and orthopedic surgical instruments and methods for making
JP2008119735A (ja) 2006-11-14 2008-05-29 Nagaoka Univ Of Technology 高硬度材料加工方法
JP2008156706A (ja) * 2006-12-25 2008-07-10 Nissan Motor Co Ltd 形状記憶部材の製造方法
US7599048B2 (en) 2007-02-09 2009-10-06 Wafermasters, Inc. Optical emission spectroscopy process monitoring and material characterization
US20090043228A1 (en) * 2007-08-06 2009-02-12 Boston Scientific Scimed, Inc. Laser shock peening of medical devices
US8231612B2 (en) * 2007-11-19 2012-07-31 Amo Development Llc. Method of making sub-surface photoalterations in a material
US8398789B2 (en) * 2007-11-30 2013-03-19 Abbott Laboratories Fatigue-resistant nickel-titanium alloys and medical devices using same
CA2770122C (en) * 2009-08-07 2021-06-29 Innovative Processing Technologies Inc. Methods and systems for processing materials, including shape memory materials
US11211741B2 (en) * 2011-06-03 2021-12-28 Greatbatch Ltd. Removable terminal pin connector for an active electronics circuit board for use in an implantable medical device
US20150230843A1 (en) * 2011-09-22 2015-08-20 Mx Orthopedics, Corp. Controlling the unloading stress of nitinol devices and/or other shape memory material devices
US11672883B2 (en) * 2017-04-28 2023-06-13 Medtronic, Inc. Shape memory articles and methods for controlling properties

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US5690794A (en) * 1995-06-07 1997-11-25 Fizichesky Institut Imeni P.N./Lebedeva Rossiiskoi Akademii Nauk Method of growing diamond from graphite
US20050242066A1 (en) * 2004-04-29 2005-11-03 Uit. L.L.C. Company Method for modifying or producing materials and joints with specific properties by generating and applying adaptive impulses a normalizing energy thereof and pauses therebetween
CN101054467A (zh) * 2006-04-14 2007-10-17 清华大学 碳纳米管复合材料及其制备方法
WO2008070710A1 (en) * 2006-12-05 2008-06-12 Noble Advanced Technologies Method of manufacturing a welded metal panel having a high quality surface finish
US20080304998A1 (en) * 2007-06-05 2008-12-11 Goodman Christopher R Method of hardening titanium and titanium alloys

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106794284A (zh) * 2014-07-14 2017-05-31 智能合金有限公司 多记忆材料及其系统、方法和应用
CN106794284B (zh) * 2014-07-14 2020-11-27 超智能合金公司 多记忆材料及其系统、方法和应用
US11000741B2 (en) 2014-07-14 2021-05-11 Smarter Alloys Inc. Multiple memory materials and systems, methods and applications therefor
CN106191480A (zh) * 2016-07-05 2016-12-07 大连大学 一种NiMnGa多晶合金表面改性的方法
CN106191480B (zh) * 2016-07-05 2018-05-04 大连大学 一种NiMnGa多晶合金表面改性的方法

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Publication number Publication date
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