工程科学与技术，国际期刊42（2023）101413激光辅助制备机械化学稳定的Ti3Au金属间化合物放大图片作者：AugustineN.S. 阿皮亚a，玛尔塔瓦拉b，阿尼尔昆瓦尔a，安娜沃兹尼亚克a，Paweirm M.Nuckowskia，Wojciech Simkab，Peter Råbackc，Marcin Adamiakaa西里西亚理工大学机械工程学院，Konarskiego Str. 18 A，44-100 Gliwice，波兰b西里西亚理工大学化学系，B。克日武斯特戈海峡6，44-100 Gliwice，波兰cCSC-IT科学中心，Keilaranta 14，P.O. Box 405，FIN-02101 Espoo，Finland阿提奇莱因福奥文章历史记录：2022年11月20日收到2023年3月20日修订2023年4月10日接受保留字：Ti_3Au激光微合金化电沉积有限元法纳米压痕腐蚀测试A B S T R A C TTi3Au等金属间化合物的特征在于改善了机械性能并降低了对腐蚀的敏感性。本研究综合运用有限元模拟、光学显微镜、扫描电子显微镜、能谱分析和X射线结构分析等技术对Au-Ti系界面金属间化合物（IMC）进行了用电化学方法在钛表面可变性包括激光束功率和光束进给速率。实验结果证实，金属间化合物Ti3Au相的形成是可能的。采用有限元法对激光处理过程中金钛界面的瞬态温度进行了数值计算。当激光功率为100 W，扫描速度为1.5 mm/s时，界面温度达到高于Ti熔点的温度值的时间小于5.0 ms。扫描速度降低到1.0 mm/s的恒定P，增加了这一持续时间高达97.0毫秒，其中都提供了足够的能量对流为基础的反应在界面上。通过纳米尺度的分子动力学模拟，它已被揭示，在纳米压痕，Ti和Au原子的Ti3Au IMC施加更大的阻力压头相比，纯Ti材料的原子。IMC材料不仅在压痕过程中提供更稳健的机械响应，而且在腐蚀测试中表现出优于纯钛材料的优势。©2023 Karabuk University. Elsevier B.V.的出版服务。这是CCBY-NC-ND许可证（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。1. 介绍根据世界卫生组织最近的数据[1]，心血管疾病仍然是全球死亡的主要原因，约占全球死亡率的30%。尽管多年过去，但这种状况没有令人满意地改善，因此需要持续深入地开发慢性心血管疾病的方法和治疗。这些仪器主要是为了在心脏衰竭时增强心脏的泵血能力而设计的。故障 是 心室 辅 助 装 置 （VAD ） （ 脉动 和 旋 转 血 泵） 和 全 人 工 心脏（TAH）装置。除上述应用外，在其他医学领域，如耳鼻喉科（中耳假体）或神经外科（脑动脉瘤夹闭）中也需要使用高度生物相容性材料[2在最初几天后将装置植入血流中的患者主要暴露于血栓-*通讯作者。电子邮件地址：oktawian. polsl.pl（O. Bialas）。姐由此产生的凝块破裂成更小的血管，阻挡了流动的光线，导致缺血性中风。血栓形成可以用Virchow三联征来解释：淤滞、内皮损伤和高凝状态。作为血液系统的一部分，与天然异物相关的异物具有血栓形成性，并通过因子XII激活凝血系统，从而导致血小板沉积。已经表明，血小板沉积在瓣膜的涤纶环上通常发生在第一次植入后24小时。非生理性血流的特征是存在高剪切应力或低速/停滞区域，有利于血小板活化和血栓形成。人工机械装置的每个单独设计都具有特征性血流模式[5长期以来用于此类医疗器械的主要金属材料是钛及其合金，但由于钛上钝化层的不稳定形成及其低机械性能，因此已应用了许多表面处理解决方案[9在众多显著提高钛在生物医学中可用性的https://doi.org/10.1016/j.jestch.2023.1014132215-0986/©2023 Karabuk University.出版社：Elsevier B.V.这是一篇基于CC BY-NC-ND许可证的开放获取文章（http://creativecommons.org/licenses/by-nc-nd/4.0/）。可在ScienceDirect上获得目录列表工程科学与技术国际期刊杂志主页：www.elsevier.com/locate/jestchO. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014132---在实际应用中，黄金作为一种贵金属似乎是一个非常好的选择，有可能进一步扩大其用途这是可能的，因为金除此之外，金纳米颗粒的使用可以利用其抗氧化作用，导致细胞核的内化[13从假体应用和性能的角度来看，黄金的最大缺点是其高密度dau= 19.3 g/ cm3，因此其重量和低硬度。此外，黄金的杨氏模量（约81 GPa）低于钛（约102 GPa）。为了改变金的机械性能，其他金属作为合金添加剂加入到纯金中[16]。多年来，金合金中的常用添加剂一直是并且仍然是钯Pd和铂Pt，它们增加固相线温度，以及诸如铟或锡的非贵重元素，其被添加以提高硬度并调节假体的陶瓷部件的热膨胀系数。Ti基金属间化合物在生物医学器件应用中的重要性日益增加[17在这类Ti基金属间化合物中，当涉及到机械性能的研究时，与二元Ti-Au系统相对应的金属间化合物（IMC）特别令人感兴趣[18]。除了机械性能外，不仅需要评估这种IMCS的腐蚀性能，还需要设计可行的制造路线。由于激光设备提供的非接触方法、精密制造和局部应用能量等优点[20，21]，激光加工已被视为非常受欢迎的制造技术。激光处理的局部表面达到极高温度的可能性使得该制造技术能够用于采用具有高熔点的材料例如Ti（熔化温度= 1941K）的系统中。Olejnik等人[21]已经实施了激光去湿技术来制造Au-Ti葡萄糖传感电极。他们工作中激光处理的目的是将Au纳米颗粒（直径= 60-90 nm）插入Ti箔的纳米尺寸的空腔中。在他们的工作中，对于30-据我们所知，还没有任何工作发表的主题，激光为基础的制造钛-金金属间化合物的一个系统，包括金膜沉积在钛基板。激光处理Au/Ti系统，使Au膜和Ti膜在界面附近熔化，可以加速界面金属间化合物的生长。在Ti-Au系统的激光加工过程中，对流起着主要作用作用，并且可以通过选择影响相形成动力学的特定参数套件（功率、光束速度和激光源的散焦）来控制[22]。这一发现表明了Ti-Au系统中尚未被发现的巨大潜力。由Sundgren等人[23]进行的先前研究表明，蛋白质在钛和疏水性金表面上的吸附存在显著差异。主要区别在于金表面倾向于形成薄而致密的蛋白质层，这在时间上是恒定的，而在钛表面上形成了扩展的松散堆积的蛋白质层，具有随时间变化的趋势。除其他外，钝化钛的不稳定氧化层增强了这种现象[24]。TiAu金属间化合物的使用可能会控制蛋白质层，从而影响凝血系统，最大限度地减少血流模式和人工材料的影响[23，25]。Fur-1，Kodama et al.研究表明，使用跨-由抗磁性元素（例如Au）和顺磁性元素（例如Pt）组成的金属化合物（IMC）减少了由于金属和周围活组织之间的磁化率差异而导致的成像目标附近的干扰磁场产生的伪影[26]。由于Au-Ti对也是抗磁性和顺磁性对（如Au-Pt），因此含有这些元素的涂层的表面应用对于需要高磁场的应用来说可能是更便宜的替代品。目前，常规使用的磁共振成像（MRI）的标准是1.5至3.0 T的磁感应值，对于小解剖结构的精确成像，需要>3.0 T的磁感应值[3，27]。知道活组织的磁感应强度在11至7ppm的范围内，Kodama等人[26].获得了接近9 ppm值的方法（在Ti-Pt合金中），这（除了铜的组织毒性）不会发生在任何其他已知的金属材料中。这使得MRI期间的伪影显著减少，特别是在高磁激励的情况下。鉴于Ti-Au对也是抗磁性-顺磁性的，可以假设我们生产的涂层也将以降低的材料成本呈现类似的特性。Ti-Au对还满足植入物的所有其他材料要求，特别是-无毒、高耐腐蚀性、高导电性。上述文献报告使我们决定进行用于生物医学和防腐蚀应用的新型TiAu金属间多层膜的激光辅助制造我们提出的涂层有可能取代目前现有的涂层，因为与钛相比，钝化层的控制更好，文献中描述的良好机械性能和仍然相对良好的经济比（薄金层，而不是铂）。 图1中给出了与所提出的解决方案的主要缺点相关的材料和工艺的协同使用的潜在优点的分析。以下研究旨在确定在钛基材料上产生激光辅助TiAu涂层在钛上电化学沉积的金涂层在宽范围的参数下进行激光处理，以产生金属间相，这是由于施加足够的能量来激发Ti和Au界面，作为对流运动的结果。通过有限元分析（FEA）计算过程中达到的所需温度的初始确定值其次，所获得的模拟结果允许开始对在激光束加工的工艺参数范围内获得的结果进行经验评估。在通过光学显微镜（外部部分）和扫描电子显微镜（SEM）（在横截面上）进行初始评价之后，进行目标涂层的制备（具有覆盖未有效熔化区域的重叠的逐线激光扫描），并通过能量色散光谱（EDS）和结构X射线衍射XRD评价所得在使用开路电位测量（Eocp）和在林格溶液中的动电位测试期间，评价了耐腐蚀性在与天然生理液体环境类似的行为中测试样品的主要目标是忠实地再现物质在相关生物隔室内的体内行为，并且该目标将根据暴露、施用、或生物个体的易位，这使得整个过程复杂，迫使研究人员在-通过不同的方法进行深入分析，以检查材料在生物体中的生物反应。在以下研究过程中获得的结果允许生产-测试，b-Ti3Au相的鉴定，以及所获得的材料，这允许进一步选择工艺参数以优化其并在一系列实用性能测试中测试涂层。O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014133××Fig. 1.实验方法与应用程序产生的改进性能，（a）原始钛样品，（b）电沉积样品（直流电流），和（c）激光处理的样品。2. 材料和方法2.1. 材料制备来自商业纯钛-II级（cp Ti）的样品以100 30 mm棒（Wolften，Wrocketaw，Poland）的形式交付，并通过在车床上切割切成薄片。该材料的特征在于ASTM b348/b348 m标准，化学组成见表1。将棒切割成7mm厚的切片并准备用于涂覆。根据金相程序制备每个切片样品：用sic纸研磨粒度分级依次：220、800、1200，每个梯度时间t = 4分钟，并使用0.04μm胶态二氧化硅进行机械抛光。过程是执行使用的研磨抛光机tergamin-30（Struers，Willich，Germany）。方法的一般步骤如图所示。1.一、2.2. 金层电沉积对钛样品进行清洗和脱脂，然后在沸腾的盐酸（HCl）溶液中进行蚀刻。对于电沉积过程，使用Kikusui PWR 800 H（Kikusui，Yokohama，Japan）电源以电流密度为0.3A/dm2的恒电流模式阴极极化样品。铂网充当阳极。用于镀金的商业电解浴由波兰Zabrze的Kiesow Polska公司提供调整了流程，金层的最终厚度为~21μm，这是在贵金属涂层的使用、所需的材料粗糙度（不超过1μm）和将以令人满意的效果覆盖天然材料同时仍具有足够的Ti3Au以有效地形成Ti3Au层。2.3. 仿真电沉积样品的激光加工与温度的时空变化有关。互扩散和界面相形成动力学在很大程度上取决于域的温度因此，有必要了解激光加工过程中Ti-Au界面的温度演变。图2（a）显示了金涂覆的Ti样品。如图1的示意图所示。 2（b），薄Au膜（厚度约为2l m）涂覆在钛圆柱体(base直径= 30 mm，高度= 7 mm）。Ti-Au界面是数值分析的感兴趣区域，因此图1中所示的代表性体积元（RVE）。2（a）将被视为有限元分析的计算域。钛基金属将由尺寸为30030050lm3，厚度为2lm的Au薄膜，计算放置在钛立方体上。在Ti-Au样品的激光加热期间，样品相的部分可能经历熔化，并且因此计算域将同时具有固体和液体区域。本文实现了基于焓的表观热容或有效热容法，实现了Ti-Au样品的熔化模拟。材料i（纯Au或纯Ti或Ti-Au）的焓表1实验中使用的II级钛的化学成分[28，29]。TiFeOCNH99.650.020.180.100.00960.0290O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）10141341/2/3·我ð Þif;i@s图二、（a）中的图像对应于实验激光处理Au-Ti样品。该样品中的激光加工的示意图在（b）中示出由于微观结构分析的关注领域是界面区域，因此（c）中所示的草图可以是有限元分析期间样品的代表性体积单元（RVE）为了使涂覆的薄膜能够适当地可视化，示意性草图（b）-（c）不是按照比例的，并且在这些草图中垂直长度比水平长度夸大得多。合金）在给定温度（t）下的热稳定性由以下表达式[30]定义：2.6. x射线衍射使用X'pert pro X射线衍射仪进行相分析HTZT.QCQL @fdT仪器（Panalytic，Almelo，荷兰），配备有1由方程式在公式（1）中，符号Qi，Cp，i和LF，i分别是材料的密度、比热容和熔化潜热2.4. 激光微合金化对样品进行激光处理，激光处理的形式为线，参数见表2。实验使用基于1030 nm波长连续激光器的Trumph Trudisk 3302（Trumph，Ditzingen，Germany）完成。该系统提供的能量，允许重熔的材料。获得的激光器的最大能量为3.3千瓦。2.5. 显微镜分析通 过 金 相 光 学 显 微 镜 轴 向 观 察 器 （ Zeiss ， Oberkochen ，Germany）在外部分上进行激光微加工效果的初步评估使用配有EDS 光 谱 分 析 仪 的 SEM EVO MA 10 （ Zeiss ， Oberkochen ，Germany）测定横截面处存在的Ti-Au金属间化合物的相分布，EDS光谱分析仪能够确定表面织构和化学组成。表2实验所用的激光参数。激光功率（P）扫描速度（Vs）焦点散焦100w150w200w1毫米/秒+ 10 mm100w150w200w1.5毫米/秒根据Bragg-Brentano几何进行。为了精确确定重熔层的相组成并补偿对基体材料的影响，采用掠入射衍射（GID）几何结构。通过具有专用无机晶体结构数据库- ICSD（Fiz，Karlsruhe，Germany）的X 'perthigh score plus软件（v.3.0e）分析获得的衍射图2.7.电化学研究采用Tafel法研究了试样的耐腐蚀使用由nova软件（v.1.1）控制的 autolab302n 恒 电 位 仪 （ MetrohmAG ， Herisau ，Switzerland）和三电极系统（Pt线-首先，在60 min内测量每个样品的开路电位（Eocp），然后从初始电位（Eint = Eocp对每种供试变体进行3次试验极化速率等于lmV/s。所有电化学测试均在250 ml林格氏溶液（NaCl - 8.6 g/cm 3，KCl - 0.3 g/cm 3，CaCl 2 2 H 2 O -0.33 g/ cm 3）中于37 ± 1 ℃和pH 7.4下进行3. 结果3.1. 实验样品在光学显微镜的图像中（图3），观察到激光跃迁，导致涂层与基底材料以不同的比例熔化在一起。在加工变体p = 100，vs = 1 mm/s的情况下，在100 ℃下观察到树枝状结构。p;i钴灯X射线源（XRD）。将灯设置为40 KV，并使用30 mA电流。X射线相位衍射测量-O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014135图三. 实验样品参数的外部部分的光学显微镜图像。熔体的中心，这表明材料加热和冷却循环的高动力学。此外，对于p =150 W和200 W的所有加工变体，显示出颗粒状结构，表明大的晶粒尺寸分布。在图4所示的SEM下，在样品的横截面中揭示的重熔性质表明，在涉及p = 150 wP = 200 W。过深重熔导致钛基质中金的浓度过低，这不允许Ti3Au相的结晶。在激光功率P = 150 W和P = 100 W时，元素浓度与离表面距离的函数如图所示。 5 a）-d）。这些结果表明，即使在P = 150W时，浓度也太低而不能在涂层内形成所需的相。图四、激光处理样品的横截面SEM图像明亮着色区域的垂直深度的长度随着激光功率的增加而增加（对于给定的扫描速度），并且随着扫描速度而减小（对于给定的功率）。O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014136图五.激光处理样品横截面的EDS微量分析结果;（a）样品P = 150 W，Vs = 1.5 mm/s的微量分析区域图像，显示具有元素原子含量结果的感兴趣区域，b）测量点（a）-1的散射X射线分散能（EDS）图，（c）样品P = 100 W，Vs = 1.5 mm/s的微量分析区域图像，显示具有元素原子含量结果的感兴趣区域，（d）测量点（c）-1的散射X射线分散能（EDS）图图4所示的结果使我们得出结论，对于所获得的涂层表面条件，有用的激光功率为100 w。此外，由于使用背散射衍射（BSE）技术进行SEM成像的事实-图像越亮，化合物的分子量越高，并且可以得出结论，在变体的情况下，P = 100 W Vs = 1 mm/s和P = 100 W Vs = 1.5mm/s时，我们可以区分出至少两个在较重元素（Au）的浓度方面彼此明显不同的相。此外，应当注意，对于参数P = 100 W Vs = 1.5mm/s，相的相互贡献最均匀。此外，该参数的特征在于外截面中结构的最大均匀性（图1）。 3）。图 5显示了每个区域中元素原子含量的差异。图5a中所示的变体在近表面区域中仅以原子形式存在2.5%的Au，这证实了对流混合太多对于高于150 W的变体，因此不可能产生能够显著改善生物材料性质的涂层。该情况与图5c完全不同，其中EDS分析显示Au与Ti的倒数比约为1：3，这可能表明在该阶段在区域1中形成了Ti3Au相。另一方面，在区域2中，我们观察到金浓度急剧下降至11%。鉴于上述结果，决定对变体P = 100 W Vs = 1.5 mm/s进行XRD研究。为了确认假定相的存在，进行X射线衍射定性分析。在图6中，在a）2H Bragg-Brentano和b）掠入射衍射中的XRD测量。（GID）。在环境温度下进行的测量证实了金固溶体以及在立方晶系中结晶的a-Ti、二氧化钛（II）、二氧化钛（IV）和b-Ti3Au金属间相和双空间群Pm-3m和Pm-3n。由于X射线辐射的穿透有限，GID方法的结果（图6b）未显示Pm-3 m相变体。这意味着Ti 3Au Pm-3 n变体晶体-从金的一面开始，因此被识别。由于在钛侧结晶，Pm-3 m变体位于更深处，在GID中未识别。3.2. 激光加工样品中的温度分布使用100 W的恒定激光功率，并且对于引导到Au-Ti系统的电沉积Au 表面上的激光系统采用两个扫描速度值 AuTi 代表性体积元（RVE）中的温度变量的计算是使用有限元分析完成的材料系统的网格如图8（a）所示。虽然在图8（a）（i）中示出了整个网格，但插图即图8（a）（ii）突出显示了在Au薄膜和基底Ti材料之间的界面区域四面体网格单元用于表示计算域中的在对应于薄Au膜的体积的几何区域网格由169，505个网格元素和29，402个节点组成。Au-Ti系统的初始温度为298 K（富Au顶层膜和Ti底层均为固态阶段）。在将材料系统的顶层暴露于光斑直径为245μ m的激光束时，金膜主要吸收入射的热通量并发生热传递如将从数学上看，传导和对流是系统中主要的传热方式。Ti-Au合金的热力学CALPHAD数据库来自Xiong等人[31]，并使用OpenCalphad软件[32]计算Au（纯）和Ti（纯）的热力学常数作为温度的函数。Au和Ti的H（T）计算值见图7。在金属或合金的熔点（Au为1337K，Ti为1941 K），焓曲线在图中显示为垂直线焓值的跳跃O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014137@t见图6。样品P = 100 W，Vs = 1.5 mm/s的XRD分析结果：（a）2H Bragg-Brentano角，（b）掠入射衍射（GID），（c）使用VESTA软件制作的XRD中表征的元素晶胞模型。见图7。（a）金和（b）钛的焓表示为温度的函数。焓曲线的垂直线在T轴上的投影是这些材料的熔化状态。如H-T曲线的熔化状态下的垂直线的长度所示，是熔化潜热（Lf）。的部分qiC app;i.@T！u：rTkir2TQ激光ð2Þ垂直线左侧的曲线对应于固相，而右侧的部分是液相。AuTi计算域中传热过程的偏微分方程（PDE）（图1）。 8（a））进行激光加工，给出如下[30]：其中i = Au，Ti。在上面的等式中，T是温度变量，t是时间。材料i的密度和热导率分别表示为qi和ki。材料的表观/有效热容（Capp;i）为其焓（@Hi）的函数，由以下表达式定义O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014138/DT不图8.第八条。如（a）所示，具有四面体网格单元的整个计算域（体积= 300lm× 300lm× 52lm）在（a）（i）中示出，并且（a）（ii）中的插图是域的部分的放大图像如（b）所示，50μm厚的Ti基底具有粗网格，而Au薄膜（2μm）具有相对较细的网格。的来自激光器的热量将从顶部Au表面进入介质。对于P = 100 W和Vs = 1.0 mm/s的激光，在t = 0.04 s时计算域中的平均速度幅值如（b）所示在这个阶段，只有部分Au膜被熔化，并且Au下面的Ti仍然处于固态。研究了激光器扫描速度对激光器工作特性的影响在（c）中描绘了在表面下方2μm的界面点（位于激光束的起始点）处的T的时间演变图案上的给定100 W功率的（d）中的图像揭示了在不同时间由以（d）的扫描速度移动的100 W激光源加热的3D计算域上的热分布轮廓，(i)Vs = 1.0 mm/s，以及（d）（ii）Vs = 1.5 mm/s。扫描速度越低，Au-Ti体系的表面和界面温度越高，且持续时间越长qCeff@Hi=@ t¼@T=@tð3Þ熔池中流体流动的动力学由不可压缩的Navier-Stokes方程描述：在目前的工作中，术语Q激光器由平坦的顶部热源[33]，并由以下表达式定义：r：！u¼052/P£0q@！你好。！u·r！ur·-pIv.r！你好。r！uTFð6ÞQ激光器pr2Uωe-adz4i@ti i由方程式（4）是Au的吸收系数，如Zhu等.[34]假设其值等于8.5E+07m-1的电流实验使用特定波长的激光。P是激光功率，对于当前型号，其值为100 W。是激发光束波长和荧光强度的函数光量子效率量r0是束斑半径，等于122.5l m。点（x，y）到移动光束的中心（x（t），y0）的径向距离是初始位置光束中心。激光器的扫描速度（Vs）定义为：Vsxtt-x0. 在当前模型中，两个扫描速度值（1 mm/s和1.5 mm/s）。数量U* = U| r 0 -r|将为0，如果|r0-r|为负值，如果为正值，则为1。表达式中的dz是垂直（z方向）的长度通过从激光获得足够的热量（Q激光），激光束光斑附近的表面材料可以熔化并随后以流速（！在熔池中。 如Eq.（2）激光加热Au-Ti介质的两种主要传热方式是传导和对流。对于具有大功率或小扫描速度的激光器，熔融状态可以扩展到表面以下的深度。在动量方程（Eq. （6）），vi是液体的粘度材料Boussinesq近似的表达式内的Fi项，使液体密度的变化，只有在垂直方向上，从而确保在熔池中的流动图1给出了在P = 100 W、Vs= 1.0 mm/s的激光作用下，计算域中数值计算的平均速度幅值的模拟图。 8（b）. 值得注意的是，在激光照射过程中，计算域的温度具有空间和时间变化。密度、导热系数、比热容和粘度等性质随温度的变化而变化。热容量的温度依赖性可以由焓-温度曲线（等式（1））表示。（3））。该模型假定液态Au和液态Ti的粘度与Sn-0.7Cu钎料等其它熔融金属合金的粘度相等，并考虑了液态和半液态Au和Ti材料粘度对于液相Au或Ti，使用Arrhenius方程表示动态粘度[35]。然而，对于糊状区，表观粘度近似等于渐近粘度[35]。固体Au膜或固体Ti块O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）1014139kgkgkgkgMKMK被假定为具有非常大粘度的材料，并且这种考虑将使得这些固体区域在多相系统中具有零速度。图9中绘制了Au和Ti在固态和液态下的密度拟合数据与温度的关系曲线。固体Au的密度来自Ricci等人的报告[36]。图9所示的液态金密度值是从Paradis等人的工作中获得的。[37]。固体Ti的温度相关密度值来自Zhang等人的工作[38]，而液体Ti的密度来自Wang等人的报告[39]。从曲线可以推断，无论是固态还是液态，Au的绝对密度都是Ti例如，在T= 700 K时，Au和Ti都处于固态。从图像上看，他说：q700K 1/18817：6m3和q700K 1/4433：22立方米。在1950 K时，Au和Ti都处于液态，并且从（b）和（d），有可能找到Q，小行星1950 16517：28m3和qTi小行星19501/4127： 93立方米。 Au的密度随时间线性下降，在固体和液体状态下的温度。 固体Ti的密度随温度呈抛物线下降，而液体Ti的密度则呈线性下降。固态Au的热导率数据来自Cook和Van der Meer的工作[40]，液态Au的热导率数据来自Petrov等人的工作[41]。Zhang等人的报告[38]用于推导固体Ti的热导率数据。液态钛的热导率来自Watanabe等人的研究[42]。将k数据与温度进行拟合，如图10所示。kAu降低图10个。Au和Ti在固态和液态下的热导率与温度的关系。比Ti大10倍。例如，在700 K时，从图10可以观察到，kAu= 290：40W，kTi= 17： 33W。固态时随温度的升高而升高，液态时随温度的升高而升高。700Kbps700Kbps另一方面，如图 所 示。 10，k Ti增加，另一方面，在液态下，Au的k值仅为3比Ti大一倍 图11还示出，对于固态和液态。在固体中，kTi曲线是非线性的在液态下，它随温度线性增加的K小行星1950= 153： 42W和kTi小行星1950= 34： 12W。对于给定的温度，kTi的量值比kAu小得多在固态下，Au的热导率大于有限元分析结果如图8（d）（i）所示。对于给定的100 W激光加热功率。图8（d）主要是高-图9.第九条。Au和Ti在固态和液态中密度的温度依赖性。当固体Au（s）、液体Au（l）和液体Ti（l）的密度随温度线性下降时，观察到固体Ti（s）的密度随温度抛物线下降AuTiAuAuO. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）10141310××见图11。用于纳米压痕测试的MD模拟装置的示意图如图（a）所示。球形压头的半径（R）为3nm（=30 nm）。对应于初始构型的板的尺寸表示为lx×ly×lz。对于Ti超晶胞（对于HCP结构的晶胞以正交模式构造），lx=120.28欧姆，lx= 121.96欧姆，和lz= 79.17欧姆。而Ti3Au超晶胞（由简单立方晶胞构成）的尺寸为lx=ly= 122.72 μ m，lz= 81.81 μ m.在这两种纳米结构中，在整个模拟过程中，距离板基底dfx =40 nm的垂直长度内的原子保持固定（b）Ti的模拟结果，以及(c)Ti3 Au纳米结构对应于压头穿过2.5nm（= 25 μ m）深度时的时间步长应当理解，在这些图像中，Ti原子由灰色球体表示，而金原子由黄色球体表示。（d）中的曲线揭示了合成压痕力随压头垂直位移的变化。在两个Vs值处照亮维度计算域中T的时空演化模式。在t = 0.2 s的最终模拟时间，激光焦点仍然在Vs = 1.0 mm/s的计算域内的某个位置，而该点在Vs = 1.50 mm/s时已经达到Au-Ti计算域的末端长度。辐射的强度分布随着离焦点的径向距离呈指数下降，因此当扫描速度对于给定的功率值较小时，Au表面暴露于相对较大的辐照量。因此，与图8（d）（ii）相比，图11 的时间演变T位于起始角下方2lm处的界面点处图2中以图形方式绘出了两种扫描速度下的域。 10个。当P = 100 W，Vs = 1.0 mm/s时，峰值温度为2133 K，而当P =100 W，Vs = 1.50 mm/s时，该界面获得的最高温度约为1969 K。必须强调的是，对于0.2 s的总激光加热持续时间，通过100 W，1.0mm/s的激光器在高于Ti（Tm，Ti）熔点的温度下保持97 ms的总持续时间。s，界面点保持在T > Tm，Ti持续小于因此，用激光以1.0mm/s的较低扫描速度加热介质在界面反应和熔池演化期间引起较大的对流效应。为了通过数值方法获得激光加热过程中Au-Ti材料系统的温度分布，在Elmer多物理学软件中使用有限元法求解与传热和流体流动相对应的耦合偏微分方程组[30，43]。3.3. 压痕试验的数值模拟研究Ti和Ti_3Au板在纳米尺度下的力学响应在这项研究中，原子模拟的Ti和Ti3Au纳米结构的纳米压痕过程中进行了分子动力学（MD）方法。在图11（a）中示出了利用尺寸为1× 1×1×2 的纳米板建立的模拟。 使用Atomsk软件构建Ti和Ti3Au的超晶胞[44]。在Ti材料的背景下，首先构建六方密堆积（HCP）结构的晶胞，然后在所有方向上复制该晶胞以形成由66，912个原子组成的超晶胞。在复制期间实施操作以将其构造为lx = 120.28 μ m、ly = 121.96 μ m和lz = 79.17 μ m的正交超胞。在IMC Ti_3Au中，复制了简单立方结构的晶胞在X、Y和Z方向上形成尺寸为lx= ly = 1的超晶胞。122.72 Ω，lz= 81.81 Ω。Ti3Au IMC的纳米板由总共73，728个原子（55296个Ti原子和18，432个Au原子）组成。 在该模拟设置中，X、Y和Z轴分别沿着[100]、[010]和[001]晶体学方向。如图11（a）所示，纳米压痕模拟域由两个区域组成：顶部活动区域（正在压痕）和底部固定区域。在底部固定区域中，原子在整个模拟时间内不移动，从而为纳米压痕过程提供刚性支撑。固定区域从板的基部跨越到向上的长度dfx =40 μ m，并且有源纳米压痕区域的长度= lz- dfx。内点是一个虚的内点，用半径（R）= 30 μ m的非原子刚性和排斥球来表示。压头最初定位在这样一个位置，即从其中心到平板顶面的距离比R大1 μ m。O. Bialas，Augustine N.S.阿皮亚湾Wala等人工程科学与技术，国际期刊42（2023）10141311A_3对应于初始形状的板的尺寸表示为lx×ly×lz。对于Ti超晶胞（以正交模式构造的HCP结构的晶胞），lx= 120.28 μ m，ly= 121.96 μm，和lz= 79.17 μ m。另一方面，Ti3Au超晶胞（由简单立方晶胞构建）的尺寸为lx= ly = 1。122.72 Ω，lz= 81.81 Ω。在这两种纳米结构中，在整个模拟过程中，距离板基底dfx给出了（b）Ti和（c）Ti3Au纳米结构的模拟结果，对应于压头穿过2.5 nm（=25 nm）深度时的时间步长。应当理解，在这些图像中，Ti原子由灰色球体表示，而金原子由黄色球体表示。（d）中的曲线揭示了合成压痕力随压头垂直位移的变化。压头在与Ti或Ti3Au纳米板的原子接触时施加以下排斥力F（r）：（-K cr-R2;rR<在这项工作中获得的纯钛的压头力（单位：1N）值的范围与文献[1]中给出的值的范围一致。Verkhovtsev 等 人 的 研 究 [50] 。 虽 然 他 们 的 工 作 使 用 经 验 Finnis-Sinclair型势，但本工作使用EAM势来模拟Ti-Ti相互作用，这可以解释结果中的微小偏差。此外，在他们的工作中，使用不同类型的势来讨论压头与Ti原子之间的相互作用。本文对纯钛板的压痕力值与他们的压痕力值相近，验证了模型的正确性。从图11（d）的力-距离曲线可以理解，与纯Ti的原子相比，IMC Ti 3Au的原子对inden施加更大的力。例如，在给定的压痕深度为25 μ m时，压头穿透纯钛板，受到来自相邻Ti原子的0.36lN的力，而由IMC板的Ti + Au原子包围的压头与0.82lN的力相关联。借助这些曲线，可以对这两种材料的硬度进行估计用于纳米压痕过程中，硬度可以理解为关于我们0;rPRð7Þ最大压痕力与接触面积的比值[51]。对于给定的模拟设置与一个相同的压头，由方程式Kc是值为1300eV的指定力常数，并且r是原子到压头中心的距离为了模拟纯Ti板中的Ti-Ti原子相互作用，利用了Zhou等人[45]开发的嵌入原子方法（EAM）势。在金属间化合物Ti 3Au的背景下，使用EAM原子间势[45]对Ti-Ti对和Au-Au对的相互作用进行建模。利用Morse势描述了Ti和Au原子间的相互作用使用LAMMPS软件进行MD模拟[46]。相同的边界条件，时间步长和加载速率（压痕运动）被施加到钛和IMC材料。迭代的时间步长取为1 fs。在X和Y方向上实施周期性边界条件（PBC），而沿Z方向应用沿X和Y方向使用PBC将确保平行于缩进表面的平面中的周期性[47]。模型采用0.5 μ s/ps的压头加载速率用OVITO软件进行纳米实验室的可视化[48]。MD模拟的结果如图所示。 11（b）-（d）。图11（b）和图11（c）中的图像分别描绘了当压头从其初始位置横穿2.5nm的深度时的Ti和IMC Ti3Au缩进的纳米结构正如预期的那样，在两种结构的上下文中，从顶侧可以清楚地看到压痕形状。除了压痕的形状，重要的是要考虑在压痕纳米结构中的位错的存在。 而对应于HCP结构的Ti板的位错（图1）。图11（b））均匀地集中在压痕形状的外围，Ti3Au（图11（c））的那些似乎在整个有源区中更不均匀地发生。两种不同类型的原子- Ti（灰色）和Au（黄色）的存在，以及它们在简单立方结构中的初始排列是在加工过程中产生异质位错的原因位错运动轨迹的建立及其对外加力的响应将对被处理材料结构的力学行为产生决定性的特别令人感兴趣的是连续体尺度材料在加载时实现位错耗尽的趋势[49]图11（d）显示了在纳米压痕测试期间Ti和IMC材料的压痕深度（水平轴）的最大幅度为3nm（=30 nm），因此，结果是针对压头尚未完成整个有源区的时间跨度捕获的。两种系统在临界压痕深度处的接触面积将不会如此不同，并且从这些曲线可以假设IMC Ti3Au将具有更大的硬度值。在Svanidze等人的工作中有实验报告。[18]b-Ti3Au的硬度值比纯Ti的硬度值大约4倍这一事实证实了我们的假设。之间的相互作用Ti和Au原子以及由于在压痕过程的初始阶段期间Au原子在大多数原子内的重新配置而导致的IMC材料中可能的位错耗尽，无疑为压头提供了大的阻力，从而导致其硬度升高。除了硬度的提高，在Svanidze等人的工作中也报道了金属间化合物的更好的磨损性能。[18]这也可以通过表面原子的增强的内聚力来证明，并且当然IMC中存在两种类型的原子在其中起作用。IMC的这种行为使其成为设计更硬和超级生物相容性材料的潜在有利候选者。3.4. 电化学测试对于Ti样品，开路电位值倾向于向更正电性的值移动，而在测试时间内不稳定。对于TiAu 1.5 m
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