Page 91 - 机械工程材料2025年第三期
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汪 良，等：激光能量密度和固溶处理对激光选区熔化NiTi合金显微组织和性能的影响
金属液体的飞溅，并且过高的热输入导致金属气化，
气体来不及逸出而形成孔隙，因此合金的相对密度
也较低 ［13-14］ 。
2.2 沉积态合金的成分与相变温度
当镍和钛的原子比接近1∶1时，镍原子分数每下
［15］
降1%，NiTi合金的相变温度便升高90~100 ℃ ；镍
［16-17］
原子分数每增加1%，相变温度大约降低80 ℃ 。
由于不同激光能量密度下镍、钛元素的挥发量存在
图 4 不同激光能量密度下沉积态 NiTi 合金的 XRD 谱
差异，因此NiTi合金中镍与钛的原子比也会发生明 Fig. 4 XRD spectra of deposited NiTi alloys under different
显变化，从而影响合金的相变温度，进而影响显微 laser energy densities
组织。原始合金粉末中的镍质量分数为56.09%，而 加，合金的相变温度升高，因此B2奥氏体相减少，对
26.61，50.00，111.11 J · mm −3 激光能量密度下SLM 应B19'马氏体相增多。
成形NiTi合金中的镍质量分数分别为 55.82%， 2.4 沉积态和固溶态合金的显微组织
55.78%，55.59%。可见，相比于原始合金粉末， 由图5和图6可以看出： 沉积态NiTi合金垂直于
SLM成形NiTi合金中的镍含量显著降低，且随着激 成形方向的组织为等轴晶组织，晶界呈棋盘状，这是
光能量密度的增加，镍含量持续降低。这是因为镍 由于SLM的多次扫描造成晶体反复出现熔化再结
元素的沸点（2 732 ℃）较低，钛元素的沸点（3 287 ℃） 晶的过程，使得成形晶体呈独特S形，整体晶界呈现
较高，SLM成形过程中的温度约为2 700 ℃，在SLM 棋盘状 ［18］ ；平行于成形方向的组织为柱状晶，这是由
成形过程中部分镍元素会因蒸发而损失，因此镍含 于在SLM过程中激光斑点总在最上层，成形方向是
量减少 ［17］ 。 温度梯度最大的方向 ［19］ 。随着激光能量密度的增加，
原始合金粉末的M s （马氏体相变开始温度）和 晶粒逐渐从不规则形状变为规则形状。不同激光能
A f （奥氏体相变终止温度）分别为−10.20，44.71 ℃， 量密度下合金内部的缺陷均匀分布，未出现聚集现
−3
26.61，50.00，111.11 J · mm −3 激光能量密度下SLM 象；当激光能量密度较小（33.33 J · mm ）时，缺陷
以未熔合孔隙为主，形状不规则，而在较大激光能量
成形NiTi合金的M s 分别为4.36，7.82，10.93 ℃， A f
分别为54.98，70.30，81.52 ℃。可见，相比于原始金 密度（83.33 J · mm ）下，缺陷以规则圆形气孔为主；
−3
金粉末，SLM成形合金的A f 和M s 相变温度升高，且 当激光能量密度为50.00 J · mm −3 时，合金内部缺陷
随着激光能量密度的增加进一步升高。 较少，致密性良好，与相对密度的结果相吻合。
2.3 沉积态合金的物相组成 由图7可以看出，沉积态NiTi合金内部均存在
由图4可以看出：沉积态NiTi合金中存在B2奥 析出相，随着激光能量密度的增加，析出相数量增
氏体相和少量B19'马氏体相，随着激光能量密度的 加，但分布变得不均匀。在SLM成形过程中，熔化
增加，B2奥氏体相含量降低，而B19'马氏体相含量 过程的升温速率较快，温度过高，镍原子蒸发，同时
增加。相变温度越低，成形NiTi合金室温组织中单 熔池的冷却速率很快，影响了钛原子的扩散。由于
一的B2奥氏体相含量越高；随着激光能量密度的增 镍原子的蒸发和钛原子扩散受限，在凝固过程中二
图 5 不同激光能量密度下沉积态 NiTi 合金垂直于成形方向的显微组织
Fig. 5 Microstructures of deposited NiTi alloy perpendicular to forming direction under different laser energy densities
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