鎳鈦粉材質：Ni 50.83 Ti 49.17 D10=16.7μm、D50=31.5μm、D90=56.6μm
L-PBF參數：直徑140mm圓形316L基板，氬氣保護。 6個樣品的激光功率、層厚、掃描速度和體積能量密度如下：
SEM 顯微照片顯示了不同體積能量密度下 3D 打印樣品的形態。 (a)33.33J/mm3； (b) 35.56 焦耳/毫米3； (c) 44.44 焦耳/毫米3； (d) 50焦耳/毫米3； (e)66.67焦耳/毫米3； (f) 是(c) 中發現的微裂紋的放大圖。
上圖中，a和d的掃描速度分別為800 mm/s和1200 mm/s，a的表面孔隙率和粗糙度較高。 這是處理過程中每單位時間給予特定點的能量差異的結果。 經過較高 VED 處理的樣品通常會產生較小的表面粗糙度。
L-PBF 構建中的每個點都會經歷多次熔化和凝固循環，當沉積在其附近時會成為熱影響區 (HAZ)。 這通常會導致樣品中產生殘余應力，從而導致裂紋。 在一些樣品的表面觀察到存在縱向裂紋和微裂紋。 NiTi在部分激光熔化過程中，熔化區會產生凝固裂紋，因此未凝固的液態部分在凝固過程中被捕獲時會產生殘余拉應力。 另一方面，液化裂紋（熱裂紋）確實發生在熱影響區，通常會發現低熔點相，例如化學偏析和共晶區域。
由于重點是描述趨勢，因此省略了作業號 002 的計算過程。經計算，在 66.67 J/mm 3 處理的樣品中產生的熱應力大約是在 44.44 J/mm 3 處理的樣品中產生的熱應力的 4 倍。 3 個樣品（假設存在的任何其他相的影響可以忽略不計）。
下面的 XRD 圖顯示，在 66.67 J/mm3 下處理的樣品與其他樣品之間的峰強度和 FWHM 存在巨大差異。 此外，對于在 33.33 J/mm 下處理的樣品，42° 和 47° 之間 2θ 角的峰值形狀（紅色圓圈）明顯不同。 應變以及混合相的存在是可能導致觀察到的差異的兩個因素，這表明 NiTi 相可以通過 L-PBF 工藝參數進行控制。 例如，使用 44.44 J/mm 和 66.67 J/mm 的體積能量密度分別導致馬氏體和奧氏體 NiTi 相的形成。 直觀上，較高的體積能量密度通常會導致鎳消耗增加。
該樣品并非簡單地由 316L 基底上的 NiTi 合金組成，而是包含具有不同性能的多層（區域）的復雜微觀結構。 下圖中，區域1是316L未受影響的區域。 區域2表示最接近接口區域的316L區域。 區域3為界面區域，區域4為最靠近界面區域的NiTi區域，區域5為奧氏體區域，區域6為最頂層，含有馬氏體、奧氏體、NiTi 2 混合相等。區域 6 取決于所使用的處理參數。
根據所使用的 L-PBF 工藝參數，在橫截面樣品上觀察到兩種類型的微觀結構。 為簡單起見，這些微觀結構由加工過程中計算的體積能量密度（VED）表示。 一種類型表示所使用的 VED 在 NiTi 合金和 316L 零件之間創建界面區域（三明治）。 在另一種類型中，VED 不會導致微觀結構中出現界面區。 VED低于50 J/mm 3 導致樣品沒有界面層，而VED≥50 J/mm 3 導致樣品有界面區域。 在打印過程中觀察到的這種行為與樣品的相和層厚度無關。
一般來說，NiTi界面區以上的微觀結構比較復雜。 例如，下圖比較了兩個樣品的微觀結構。
A和B中樣品的相分別為馬氏體和奧氏體。 這些馬氏體組織是細、粗針狀和板狀顯微組織的組合。 從圖C中可以看出，精細結構主要出現在靠近界面層的區域。 與構建的頂層相比，第一層（即最接近 316L 基材的區域）的熔池溫度較高。 這些層間溫差導致樣品在較高熔池溫度區域獲得細小的馬氏體顯微組織，在低溫水平區域獲得粗大的馬氏體顯微組織。 因此，可以假設本研究中使用的樣品中靠近界面的區域和界面區域比其余區域更溫暖。 這可以解釋靠近界面區域存在細小的馬氏體微觀結構（圖 C）。
為了確認樣品不同區域中存在的相熔化和凝固，進行了電子背散射衍射 (EBSD) 研究。 (a) 50 J/mm3 樣品橫截面的相位圖，以 60 μm 的層厚度掃描； (b) 66.67 J/mm3 樣品橫截面的相位圖像，以 60 μm 的層厚度掃描； (c) (a) GROD 圖的放大圖顯示了 NiTi 奧氏體相的變形； (d)(b)的放大截面的相圖顯示了靠近界面的NiTi馬氏體相和316L馬氏體相的混合物。
可以觀察到界面上方相主要為奧氏體； 然而，夾在該奧氏體相和界面區之間的是含有馬氏體相和316L相的層。 圖中的GROD圖(c)顯示了樣品的變形程度（參考水平顏色代碼）。 晶粒內的變形主要在奧氏體相上觀察到。 這表明奧氏體相的形成機制與L-PBF加工過程中產生的熱機械過程有關。 考慮到 L-PBF 工藝的性質，這是可以理解的，該工藝涉及使用高度局部化的激光熱源重復掃描表面，從而產生大的熱梯度。
NiTi 合金中合金元素的存在以及鎳的貧化/過量對其機械和功能性能有不同的影響。 最常見的影響通常是馬氏體轉變溫度和路徑的變化。 例如，對于富鎳NiTi和二元NiTi合金，馬氏體相變類型可以從B2→B19′變為B2→R→B19′只需添加Fe并在適當的溫度下進行熱處理即可誘導Ti 3 Ni 4 析出材料或者通過冷加工然后退火（例如，在 673 K 下）。 這些將導致樣品中出現高密度的重排位錯。 上一小節中的 EBSD 結果表明，Fe 有助于界面層和界面層上方后續區域的相形成和演化，因為在這些區域中發現了 Fe。 可以假設，在這些區域中也可以發現其他元素，如 Cr、Ti 和 Ni，其比例與其原始母體濃度和成分不同。 在這里，EDX 線掃描用于研究 Ni、Ti、Fe 和 Cr 在樣品橫截面的擴散，以了解它們對相和微觀結構形成和演化的影響。
38.89 J/mm 3 處理后的樣品各區域Fe、Cr、Ti、Ni的擴散曲線如下：
50 J/mm 3 處理后的樣品各區域Fe、Cr、Ti、Ni的擴散曲線如下：
66.7J/mm 3 處理后的樣品各區域Fe、Cr、Ti、Ni的擴散曲線如下：
對這些樣品的擴散曲線的研究得出結論：（1）使用38.89 J/mm 3 導致沒有界面層，而使用50或66.67 J/mm 3 則產生厚度分別為51 μm和62 μm的界面層； (2) 在樣品的每個區域中可以觀察到不同的擴散行為（為了清楚起見，區域以顏色突出顯示）。 因此，可以預期擴散的原子將經歷不同的化學環境； 因此應該具有不同的擴散系數。 (3)Ni和Ti的擴散曲線表現出相似的趨勢。 Fe 和 Cr 的分布也可以觀察到類似的趨勢。 因此，為簡單起見，使用Ti和Fe進行擴散分析； (4) 使用的 VED 與擴散影響區寬度 194 μm、195 μm 和 260 μm 之間似乎存在相關性，表明較高的能量輸入有利于擴散過程； (5)在界面區域，Fe的濃度水平高于Ti的濃度水平。 這表明Fe和Cr對界面層形成的貢獻高于Ti和Ni。 因此，界面區的化學和機械性能預計與316L不銹鋼基材有些相似； (6) 界面區(從316L區到NiTi區，反之亦然)內Ni、Ti、Fe和Cr的濃度分布相對恒定，分別為50和66.67 J/mm 3 ，這也意味著該區域內元素的擴散率是相同的。
為了可視化樣品中 Ni 含量的影響，下圖顯示了不同區域的 Ni-Ti 比率。
以使用50 J/mm 3 制作的樣品為例，從316L部分（316L上緊靠界面層開始之前的區域）追蹤到NiTi部分，Ni-Ti比為（1.74±0.05）至分別為（0.93±0.00）。 結果表明，在極端處存在富鎳區域和微富鈦區域。 這意味著富鎳區域（靠近界面的區域）的轉變溫度比包含富鈦區域的頂部NiTi層更低。
合金元素（Fe 和 Cr）的濃度從界面向 NiTi 塊體降低。 這些元素的存在會導致三種情況：新相的形成、混合相的反應以及合金元素通過占據位點對母相進行改性。
EBSD 結果表明，界面區（zone1→）中的相既不是 316L，也不是 NiTi。 通過EDX分析，可能形成的相類似于Fe 58.3 Ni 16.5 Cr 15.9 Ti 9.3合金。
在（區域2→3）層中，從EBSD結果中觀察到混合相。 研究表明，在擴散過程中熔化和凝固，Fe會優先取代Ni。 從Ni-Ti相圖中可以觀察到，與平衡條件下的Ti相比，過量Ni在NiTi中的溶解度通常更高（下圖（a））。 這些通常分別導致Fe 2 Ti 和Ni 3 Ti 的形成（下圖12（b））。 EDX結果表明，該區域的相可能是Fe 2 Ti、Ni 3 Ti和NiTi的馬氏體相。 因為在高冷卻速率下，液相在固相線下方立即形成相。 這意味著除了高濃度的脆性相Fe 2 Ti 之外，鐵含量稍高的合金由于高冷卻速率而凝固成γ相。 過量Ni的存在極大地抑制了后續層中Fe 2 Ti的進一步形成。 Fe 2 Ti 的形成可以解釋該區域發現的裂紋。
NiTi的奧氏體相在(區3→4)層中獲得。 該層被認為是由于 NiTi 基體中合金元素占據的位置而產生的。 位置占用會導致晶格動態特性發生顯著變化，從而導致轉變溫度發生較大變化，以補償材料中產生的應力。 這與之前的研究一致，即 NiTi 與 Fe 合金化會導致馬氏體轉變溫度的變化。
隨著樣品厚度的增加，元素Fe和Cr的濃度降低，導致形成略富鎳的層（區域4→5）。 這也導致后續層的轉變溫度降低，正如對于富鎳 NiTi 合金所預期的那樣，從而導致奧氏體相在室溫下保留。
重復該過程直到達到一定厚度，此時轉變溫度不再取決于鎳過量，而是取決于樣品中的變形水平（殘余應變和塑性應變）。 有研究報告指出，高溫下的不可恢復應變可能不僅是由界面處位錯滑移引起的，還可能是由于應力誘導B2→B19′→B2 T馬氏體轉變為孿晶奧氏體和位錯造成的。 錯誤的單據。 在此階段，由于過量Ti的存在而導致脆性NiTi 2 相的析出通常被認為有利于裂紋的萌生。 因此，樣品的熱機械歷史對于樣品室溫相和微觀結構的形成和演化起著重要作用。
下圖（a）Ti-Ni合金的相圖； (b) 1000 °C 的 Fe-Ni-Ti 等溫截面； (c) Fe-Ni-Ti系的液相線投影
3D打印功能梯度材料NiTi-316L界面的微觀結構和相復雜，包括夾層或更多的混合相。 這種復雜性有利于實現良好的粘合。 L-PBF 工藝參數似乎可以控制擴散行為和界面處元素的濃度。 例如，用≥50 J/mm 3 VED 處理的樣品產生了界面區。 除界面層外，樣品中各層間的擴散似乎近似菲克擴散定律。 反應擴散機制使得Fe、Cr、Ni和Ti的擴散通過化學反應與界面層的形成競爭。
由于凝固速率極高，L-PBF 工藝在零件制造過程中會產生高塑性應變。 層間馬氏體和奧氏體相的形成機制與 L-PBF 加工過程中產生的界面化學和熱機械過程有關。 。
