镍钛粉材质：Ni 50.83 Ti 49.17 D10=16.7μm、D50=31.5μm、D90=56.6μm
L-PBF参数：直径140mm圆形316L基板，氩气保护。 6个样品的激光功率、层厚、扫描速度和体积能量密度如下：
SEM 显微照片显示了不同体积能量密度下 3D 打印样品的形态。 (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) 中发现的微裂纹的放大图。
上图中，a和d的扫描速度分别为800 mm/s和1200 mm/s，a的表面孔隙率和粗糙度较高。 这是处理过程中每单位时间给予特定点的能量差异的结果。 经过较高 VED 处理的样品通常会产生较小的表面粗糙度。
L-PBF 构建中的每个点都会经历多次熔化和凝固循环，当沉积在其附近时会成为热影响区 (HAZ)。 这通常会导致样品中产生残余应力，从而导致裂纹。 在一些样品的表面观察到存在纵向裂纹和微裂纹。 NiTi在部分激光熔化过程中，熔化区会产生凝固裂纹，因此未凝固的液态部分在凝固过程中被捕获时会产生残余拉应力。 另一方面，液化裂纹（热裂纹）确实发生在热影响区，通常会发现低熔点相，例如化学偏析和共晶区域。
由于重点是描述趋势，因此省略了作业号 002 的计算过程。经计算，在 66.67 J/mm 3 处理的样品中产生的热应力大约是在 44.44 J/mm 3 处理的样品中产生的热应力的 4 倍。 3 个样品（假设存在的任何其他相的影响可以忽略不计）。
下面的 XRD 图显示，在 66.67 J/mm3 下处理的样品与其他样品之间的峰强度和 FWHM 存在巨大差异。 此外，对于在 33.33 J/mm 下处理的样品，42° 和 47° 之间 2θ 角的峰值形状（红色圆圈）明显不同。 应变以及混合相的存在是可能导致观察到的差异的两个因素，这表明 NiTi 相可以通过 L-PBF 工艺参数进行控制。 例如，使用 44.44 J/mm 和 66.67 J/mm 的体积能量密度分别导致马氏体和奥氏体 NiTi 相的形成。 直观上，较高的体积能量密度通常会导致镍消耗增加。
该样品并非简单地由 316L 基底上的 NiTi 合金组成，而是包含具有不同性能的多层（区域）的复杂微观结构。 下图中，区域1是316L未受影响的区域。 区域2表示最接近接口区域的316L区域。 区域3为界面区域，区域4为最靠近界面区域的NiTi区域，区域5为奥氏体区域，区域6为最顶层，含有马氏体、奥氏体、NiTi 2 混合相等。区域 6 取决于所使用的处理参数。
根据所使用的 L-PBF 工艺参数，在横截面样品上观察到两种类型的微观结构。 为简单起见，这些微观结构由加工过程中计算的体积能量密度（VED）表示。 一种类型表示所使用的 VED 在 NiTi 合金和 316L 零件之间创建界面区域（三明治）。 在另一种类型中，VED 不会导致微观结构中出现界面区。 VED低于50 J/mm 3 导致样品没有界面层，而VED≥50 J/mm 3 导致样品有界面区域。 在打印过程中观察到的这种行为与样品的相和层厚度无关。
一般来说，NiTi界面区以上的微观结构比较复杂。 例如，下图比较了两个样品的微观结构。
A和B中样品的相分别为马氏体和奥氏体。 这些马氏体组织是细、粗针状和板状显微组织的组合。 从图C中可以看出，精细结构主要出现在靠近界面层的区域。 与构建的顶层相比，第一层（即最接近 316L 基材的区域）的熔池温度较高。 这些层间温差导致样品在较高熔池温度区域获得细小的马氏体显微组织，在低温水平区域获得粗大的马氏体显微组织。 因此，可以假设本研究中使用的样品中靠近界面的区域和界面区域比其余区域更温暖。 这可以解释靠近界面区域存在细小的马氏体微观结构（图 C）。
为了确认样品不同区域中存在的相熔化和凝固，进行了电子背散射衍射 (EBSD) 研究。 (a) 50 J/mm3 样品横截面的相位图，以 60 µm 的层厚度扫描； (b) 66.67 J/mm3 样品横截面的相位图像，以 60 µm 的层厚度扫描； (c) (a) GROD 图的放大图显示了 NiTi 奥氏体相的变形； (d)(b)的放大截面的相图显示了靠近界面的NiTi马氏体相和316L马氏体相的混合物。
可以观察到界面上方相主要为奥氏体； 然而，夹在该奥氏体相和界面区之间的是含有马氏体相和316L相的层。 图中的GROD图(c)显示了样品的变形程度（参考水平颜色代码）。 晶粒内的变形主要在奥氏体相上观察到。 这表明奥氏体相的形成机制与L-PBF加工过程中产生的热机械过程有关。 考虑到 L-PBF 工艺的性质，这是可以理解的，该工艺涉及使用高度局部化的激光热源重复扫描表面，从而产生大的热梯度。
NiTi 合金中合金元素的存在以及镍的贫化/过量对其机械和功能性能有不同的影响。 最常见的影响通常是马氏体转变温度和路径的变化。 例如，对于富镍NiTi和二元NiTi合金，马氏体相变类型可以从B2→B19′变为B2→R→B19′只需添加Fe并在适当的温度下进行热处理即可诱导Ti 3 Ni 4 析出材料或者通过冷加工然后退火（例如，在 673 K 下）。 这些将导致样品中出现高密度的重排位错。 上一小节中的 EBSD 结果表明，Fe 有助于界面层和界面层上方后续区域的相形成和演化，因为在这些区域中发现了 Fe。 可以假设，在这些区域中也可以发现其他元素，如 Cr、Ti 和 Ni，其比例与其原始母体浓度和成分不同。 在这里，EDX 线扫描用于研究 Ni、Ti、Fe 和 Cr 在样品横截面的扩散，以了解它们对相和微观结构形成和演化的影响。
38.89 J/mm 3 处理后的样品各区域Fe、Cr、Ti、Ni的扩散曲线如下：
50 J/mm 3 处理后的样品各区域Fe、Cr、Ti、Ni的扩散曲线如下：
66.7J/mm 3 处理后的样品各区域Fe、Cr、Ti、Ni的扩散曲线如下：
对这些样品的扩散曲线的研究得出结论：（1）使用38.89 J/mm 3 导致没有界面层，而使用50或66.67 J/mm 3 则产生厚度分别为51 µm和62 µm的界面层； (2) 在样品的每个区域中可以观察到不同的扩散行为（为了清楚起见，区域以颜色突出显示）。 因此，可以预期扩散的原子将经历不同的化学环境； 因此应该具有不同的扩散系数。 (3)Ni和Ti的扩散曲线表现出相似的趋势。 Fe 和 Cr 的分布也可以观察到类似的趋势。 因此，为简单起见，使用Ti和Fe进行扩散分析； (4) 使用的 VED 与扩散影响区宽度 194 µm、195 µm 和 260 µm 之间似乎存在相关性，表明较高的能量输入有利于扩散过程； (5)在界面区域，Fe的浓度水平高于Ti的浓度水平。 这表明Fe和Cr对界面层形成的贡献高于Ti和Ni。 因此，界面区的化学和机械性能预计与316L不锈钢基材有些相似； (6) 界面区(从316L区到NiTi区，反之亦然)内Ni、Ti、Fe和Cr的浓度分布相对恒定，分别为50和66.67 J/mm 3 ，这也意味着该区域内元素的扩散率是相同的。
为了可视化样品中 Ni 含量的影响，下图显示了不同区域的 Ni-Ti 比率。
以使用50 J/mm 3 制作的样品为例，从316L部分（316L上紧靠界面层开始之前的区域）追踪到NiTi部分，Ni-Ti比为（1.74±0.05）至分别为（0.93±0.00）。 结果表明，在极端处存在富镍区域和微富钛区域。 这意味着富镍区域（靠近界面的区域）的转变温度比包含富钛区域的顶部NiTi层更低。
合金元素（Fe 和 Cr）的浓度从界面向 NiTi 块体降低。 这些元素的存在会导致三种情况：新相的形成、混合相的反应以及合金元素通过占据位点对母相进行改性。
EBSD 结果表明，界面区（zone1→）中的相既不是 316L，也不是 NiTi。 通过EDX分析，可能形成的相类似于Fe 58.3 Ni 16.5 Cr 15.9 Ti 9.3合金。
在（区域2→3）层中，从EBSD结果中观察到混合相。 研究表明，在扩散过程中熔化和凝固，Fe会优先取代Ni。 从Ni-Ti相图中可以观察到，与平衡条件下的Ti相比，过量Ni在NiTi中的溶解度通常更高（下图（a））。 这些通常分别导致Fe 2 Ti 和Ni 3 Ti 的形成（下图12（b））。 EDX结果表明，该区域的相可能是Fe 2 Ti、Ni 3 Ti和NiTi的马氏体相。 因为在高冷却速率下，液相在固相线下方立即形成相。 这意味着除了高浓度的脆性相Fe 2 Ti 之外，铁含量稍高的合金由于高冷却速率而凝固成γ相。 过量Ni的存在极大地抑制了后续层中Fe 2 Ti的进一步形成。 Fe 2 Ti 的形成可以解释该区域发现的裂纹。
NiTi的奥氏体相在(区3→4)层中获得。 该层被认为是由于 NiTi 基体中合金元素占据的位置而产生的。 位置占用会导致晶格动态特性发生显着变化，从而导致转变温度发生较大变化，以补偿材料中产生的应力。 这与之前的研究一致，即 NiTi 与 Fe 合金化会导致马氏体转变温度的变化。
随着样品厚度的增加，元素Fe和Cr的浓度降低，导致形成略富镍的层（区域4→5）。 这也导致后续层的转变温度降低，正如对于富镍 NiTi 合金所预期的那样，从而导致奥氏体相在室温下保留。
重复该过程直到达到一定厚度，此时转变温度不再取决于镍过量，而是取决于样品中的变形水平（残余应变和塑性应变）。 有研究报告指出，高温下的不可恢复应变可能不仅是由界面处位错滑移引起的，还可能是由于应力诱导B2→B19′→B2 T马氏体转变为孪晶奥氏体和位错造成的。 错误的单据。 在此阶段，由于过量Ti的存在而导致脆性NiTi 2 相的析出通常被认为有利于裂纹的萌生。 因此，样品的热机械历史对于样品室温相和微观结构的形成和演化起着重要作用。
下图（a）Ti-Ni合金的相图； (b) 1000 °C 的 Fe-Ni-Ti 等温截面； (c) Fe-Ni-Ti系的液相线投影
3D打印功能梯度材料NiTi-316L界面的微观结构和相复杂，包括夹层或更多的混合相。 这种复杂性有利于实现良好的粘合。 L-PBF 工艺参数似乎可以控制扩散行为和界面处元素的浓度。 例如，用≥50 J/mm 3 VED 处理的样品产生了界面区。 除界面层外，样品中各层间的扩散似乎近似菲克扩散定律。 反应扩散机制使得Fe、Cr、Ni和Ti的扩散通过化学反应与界面层的形成竞争。
由于凝固速率极高，L-PBF 工艺在零件制造过程中会产生高塑性应变。 层间马氏体和奥氏体相的形成机制与 L-PBF 加工过程中产生的界面化学和热机械过程有关。 。
