鎳鈦合金增材制造工藝圖的預(yù)測分析建模與實驗驗證（2）

來源：江蘇激光聯(lián)盟

導(dǎo)讀：本文探討了鎳鈦合金增材制造工藝圖的預(yù)測分析建模與實驗驗證,。本文為第二部分,。

3. 結(jié)果和討論
3.1. 熔池尺寸的分析預(yù)測
圖3（a）顯示了溫度等值線圖和熔池邊界（由黑線表示）的示例,，其中250 W激光功率和1250 mm / s掃描速度產(chǎn)生的熱輸入,。根據(jù)E-T模型解析解的熱結(jié)果,，可以計算熔池尺寸,。熔池寬度和長度作為激光功率（P）和掃描速度（v）的函數(shù)分別如圖3（b）和（c）所示,。可以看出,，熔池的寬度和長度隨著激光功率的增加或掃描速度的降低而增加（圖3（b）和（c））,，這意味著P和v都是對熔池構(gòu)型和各激光軌跡內(nèi)的熱場有顯著影響的參數(shù)。

圖 3（a）溫度等值線（用g繪制）和熔池邊界（用黑色實線表示）的橫截面圖來自 E-T 模型;（b）熔池寬度和（c）長度作為激光功率和掃描速度的函數(shù),。

為了驗證E-T模型的準(zhǔn)確性,，進行了實驗驗證。圖4（a）說明了E-T模型在預(yù)測熔池寬度方面的適用性,，而圖4（e）–（h）顯示了熔池寬度的實驗結(jié)果,，可以看出，該結(jié)果與從分析溶液中獲得的值非常匹配,。熔池寬度的最小和最大預(yù)測誤差分別為~3%和~9%,，這表明E-T模型預(yù)測熔池寬度的合理準(zhǔn)確性。圖4（b）顯示,，E-T模型（帶有實心桿符號的紅色虛線）低估了熔池深度,。由于Eagar-Tsai模型旨在描述傳導(dǎo)模式激光熔化并假設(shè)恒定的熱物理性質(zhì)，如果L-PBF從熱傳導(dǎo)變?yōu)殒i孔模式,，則很難獲得準(zhǔn)確的熔池深度估計,，特征為高能輸入條件。如圖4（b）所示,，G-S模型（帶有開放圓圈的紫色虛線）在預(yù)測熔池深度方面比E-T模型具有更好的精度,。G-S模型預(yù)測的深度與實驗測量的深度之間的最大偏差約為23%,，這大大低于E-T預(yù)測深度的約50%的偏差。因此,，G-S 模型進一步用于預(yù)測熔池深度,。由G-S模型預(yù)測的具有各種激光功率和掃描速度的熔池深度如圖4（c）所示。

圖4 E-T模型和G-S模型預(yù)測的熔體池(a)寬度和(b)深度的實驗測量比較;(c)基于G-S模型,，熔池深度與激光功率和掃描速度的關(guān)系;(d)匙孔誘導(dǎo)的孔隙形成過程圖;(e)-(h)用相同的激光功率和不同的掃描速度制備的L-PBF鎳鈦諾的截面,，顯示熔池特性。

由于難以測量熔池長度,，并且缺乏文獻中的可用數(shù)據(jù),，因此很難在計算結(jié)果和實驗結(jié)果之間進行直接比較。正如Prompoppatum等人報道的那樣,，如果在E-T模型中僅使用室溫?zé)釋傩�,，并且溫度與熱擴散率之間存在正相關(guān)關(guān)系,，則熔池長度將被高估,。他們提出了一個校正因子來補償缺乏溫度依賴性屬性，從而提高了熔池長度的預(yù)測精度,。遵循類似的策略,，并考慮到熔池周圍的粉末具有接近熔點的事實，在E-T模型中使用了鎳鈦諾的高溫（接近熔點的1500 K）熱特性來提高預(yù)測準(zhǔn)確性,。熔池長度的驗證將結(jié)合球狀現(xiàn)象在第3.3節(jié)中進一步討論,。

３．２．處理地圖和實驗驗證

如上所述，該分析方法可以合理準(zhǔn)確地估計熔池尺寸和匙孔的發(fā)生,。因此,，結(jié)合2.1節(jié)介紹的缺陷形成準(zhǔn)則和分析方法預(yù)測的熔體池尺寸，可以繪制出鎳鈦合金L-PBF的加工圖,。圖5描述了具有四種線性能量密度條件的處理圖,。不同加工條件下制備的Nitinol試樣的實驗結(jié)果見表2，如圖5所示,。

圖5 鎳鈦諾l - ppbf的處理圖,，顯示了不同處理參數(shù)制作的樣品的實驗數(shù)據(jù)的位置。

根據(jù)這些加工窗口（圖5）,，激光功率應(yīng)在50-320 W的范圍內(nèi),，以允許制造全致密的鎳鈦諾零件。除了創(chuàng)建無缺陷零件外,，還應(yīng)考慮構(gòu)建率（BR）,。

根據(jù)第2.1節(jié)中介紹的缺陷標(biāo)準(zhǔn)，鎖孔引起的孔隙和球體主要取決于熱輸入相關(guān)參數(shù)（激光功率,，掃描速度和激光束大�,。┖蜔嵛锢硇再|(zhì),。對于鎳鈦諾和恒定的激光束直徑為80μm，鎖孔誘導(dǎo)的孔隙和球的制度可以通過激光功率和掃描速度來確定,。因此,，鎖孔誘導(dǎo)的孔（左上角）和球狀（右上角）有固定的機制，如圖5所示,。

熔融的缺乏取決于熔池尺寸（與激光功率和掃描速度有關(guān)）,、艙口距離和層厚度。因此,，這些參數(shù)可用于確定處理圖中缺乏融合邊界（如圖5所示）,。

圖5（a）顯示，隨著艙口距離的增加（從100到140μm）,，完全致密區(qū)域變窄,，同時保持30μm的恒定層厚度，樣品A1,，A2和A3在加工圖中共享相同的位置（圖5（a））,，因為它們是用相同的激光功率250 W和1250 mm / s的掃描速度制造的。圖5（a）接近球狀和缺乏融合的邊界,。

圖5（b）顯示了樣品A4,、A5和A9的處理圖，其艙口距離從120到187μm不等,，掃描速度較低,，為800 mm/s（與圖5（a）中的1250 mm/s相比）�,？梢钥闯�,，全致密區(qū)域隨著艙口距離的增加而減小。樣品A9屬于缺乏融合狀態(tài)（圖5（b）中黑色虛線包圍的純綠色區(qū)域）,。

如圖5（c）所示,，一旦選擇了剖面線距離和層厚度，就可以確定完全致密區(qū)域（純綠色區(qū)域）的邊界,。A3,、A5 和 A7 的位置取決于施加的線性能量密度。

圖5（d）顯示了與艙口距離和層厚度同時變化相對應(yīng)的處理圖,。h = 120和t = 75μm的完全致密區(qū)域由藍線表示（圖5（d））,，h = 140和t = 60μm的區(qū)域由黑色破折號線表示（圖5（d））。樣品 A6 和 A8（在加工圖中共享相同位置,，并以白色標(biāo)記）以 250/500 （J/mm）的高線性能量密度制造,，并且都容易受到鎖孔誘導(dǎo)的孔隙形成的影響（圖 5（d））。

第一種成球現(xiàn)象的示意圖，其特征是由有限的液體形成引起的粗球形燒結(jié)團,。

液相的形成量取決于燒結(jié)系統(tǒng)的工作溫度,，在單線掃描時，由激光功率和掃描速度兩個主要參數(shù)控制,。在一定的掃描速度下,，超固相燒結(jié)溫度隨著激光功率的降低而降低，導(dǎo)致液相的生成量減少,。因此,，液固混合物的粘度變得相當(dāng)高，妨礙了液體流動和顆粒重排,。這反過來又降低了液體與固體顆粒結(jié)合時的整體流變性能,。因此，每個光點輻照區(qū)的熔融物質(zhì)傾向于聚集成一個單獨的粗化球體,，其直徑約為激光束的直徑,。這種球化現(xiàn)象的起始過程如上圖所示。在這種情況下,，相鄰球之間無法獲得有效的結(jié)合,，因為有限的液體量阻止了金屬團聚體之間燒結(jié)頸的充分生長。另一方面,，低激光功率導(dǎo)致熔體過冷度受限,。因此,，這些固化球的表面層形成了粗化,、不連續(xù)的枝晶結(jié)構(gòu)，這是激光燒結(jié)粉末的固有弱點,。

為了定量評價L-PBF NiTi零件的致密化程度,，將相對密度為99%的閾值定義為較好的致密化水平。如圖6所示,，A2和A8樣品的Ev為56 J/mm3, A7樣品的Ev為99 J/mm3,，可以得到較好的致密。這些結(jié)果表明,，體積能量密度可以作為制備致密Nitinol零件的粗略指南,。然而，由于Ev作為描述L-PBF的設(shè)計參數(shù)在估算L-PBF零件相對密度方面的精度較低,，其適用性受到限制,。

圖6 測量了不同工藝參數(shù)制作的L-PBF鎳鈦諾樣品的相對密度隨體積能量輸入的函數(shù)(黑色虛線標(biāo)出相對密度99%的閾值，表示較好的致密化水平),。

3.3 球化現(xiàn)象的表征

成球是典型的L-PBF工藝缺陷,。由于L-PBF是逐行逐層進行的。球化會導(dǎo)致激光珠的不連續(xù)性，并阻礙后續(xù)粉末層[22]的均勻沉積,。因此,，在進行工藝優(yōu)化時，應(yīng)仔細考慮影響球化的因素,。

圖7顯示了相同線性能量密度(250/1250 J/mm),，但不同艙口距離的A1-A3樣品的頂表面。A3(開口距離為140µm)(圖7(c))中可以看到小尺寸球化和小間隙的激光軌跡,，這意味著250/1250µm (J/mm)的線能密度和140µm的開口距離接近球化起始邊界,。結(jié)果也與我們的預(yù)測一致(圖5(a))。從而證明了熔池尺寸解析預(yù)測在估算球化效果方面的可行性,。

圖7 (a) 100µm,， (b) 120µm， (c) 140µm,， (d) A1-A3樣品熔體池寬度和高度的重疊率,。

如圖7所示，縮小艙口距離可以很好地緩解成球效應(yīng),。與其他樣品A4-A9相比,，A3試樣在恒定的激光功率(250w)和較高的掃描速度(1250 mm/s)下產(chǎn)生了球化效應(yīng)，導(dǎo)致了熔池的不穩(wěn)定性,，熔體傾向于具有較大的表面能,。因此，形成了由若干個小球組成的粗糙激光軌跡,。

由于重疊比增加（圖7（d））,，通過減少艙口距離誘導(dǎo)，能量輸入增加和先前軌道的重新熔化得到增強,，這可以降低熔體的粘度,。

為了更好地理解L-PBF Nitinol合金中的球化現(xiàn)象，制作了不同開口距離(圖5(b))和線性能量密度(圖5(c))的樣品,。如圖5(b)所示,，采用激光功率為250 W、掃描速度為800 mm/s的加工參數(shù),，可以避免小孔引起的氣孔和球化,。正如預(yù)期的那樣，隨著線性能量密度的增加,，掃描速度的降低(圖8(a) - (f)),，產(chǎn)生了連續(xù)的、無球化的激光軌跡,，這是由于有足夠的液體形成和熔體粘度的降低,。然而,，應(yīng)該注意的是，盡管球化現(xiàn)象被消除,，但裂紋被引入,。與250/1250 (J/mm)線性能量密度制備的Nitinol樣品的球化效應(yīng)相似，250/800 (J/mm)線性能量密度制備的Nitinol樣品的球化效應(yīng)也隨著開口距離的減小而減弱(圖9(a) - (f)),。

但A4試樣仍有裂縫(在El為250/800 (J/mm)時,，缺口距離縮小至120，如圖9(a)和(d)所示),�,？紤]到裂紋對AM零件的嚴(yán)重負面影響，特別是對極限功能性能,、疲勞壽命和斷裂韌性的影響,，應(yīng)盡量避免裂紋。因此,，在目前的工作中,，優(yōu)化了線能密度El為250/1250 (J/mm)，并通過縮小艙口距離來控制成球,。L-PBF Nitinol零件的裂紋形成將在第3.6節(jié)中討論,。

圖8 (a)和(d) El = 250/1250 (J/mm)的A3試樣;(b)和(e) El =250/800 (J/mm)的A5樣品;(c)和(f) El = 250/600 (J/mm)的A7試樣。



圖9 掃描電鏡(SEM)顯示了不同開口距離,、恒定線能密度為250/800 (J/mm)的L-PBF Nitinol合金的表面形貌:(a)和(d) h = 120 μ m的A4試樣;(b)和(e) h = 140 μ m的A5樣品;(c)和(f) h = 187 μ m的A9樣品,。

3．4．Keyhole-induced細孔

在3.1節(jié)中，已經(jīng)證明并驗證了小孔誘導(dǎo)孔是在高線性能量密度(即高激光功率和低掃描速度)條件下形成的,。為了估算開口距離和層厚對小孔誘導(dǎo)孔的影響,，制備了不同開口距離和層厚的圓柱形Nitinol樣品，但線性能量密度恒定為250/500 J/mm(在小孔誘導(dǎo)孔區(qū)域,，圖5(d)),。從圖10 (a)、(c),、(e)可以看出，A8試樣中出現(xiàn)了小孔誘發(fā)的孔隙和裂縫,，開口距離為120µm,，層厚為75µm。隨著開口距離增加到140µm,，層厚減少到60µm, A6樣品中仍然可以觀察到小孔誘導(dǎo)的孔隙(圖10 (d)和(f)),。

因此，熱輸入相關(guān)參數(shù)(激光功率和掃描速度)是影響小孔孔隙形成的主要因素,，因此應(yīng)謹(jǐn)慎選擇,。此外，試樣A6雖然開裂程度降低，但球化現(xiàn)象加劇(圖10 (b)),，說明了艙口距離對裂紋形成和球化效應(yīng)的重要性,。基于樣品A6和A8的表征,，進一步證實了加工圖預(yù)測小孔誘導(dǎo)孔隙的可靠性(樣品A6和A8在小孔誘導(dǎo)孔隙狀態(tài)下,，圖5(d))。因此,，小孔誘導(dǎo)孔隙主要依賴于熱輸入相關(guān)參數(shù)(激光功率和掃描速度),，應(yīng)謹(jǐn)慎選擇這些參數(shù)，以避免在熔池中引入過多的能量,。

圖10 (a),、(c)和(e) h = 120µm, t = 75µm; (b)、(d)和(f) h =140µm, t = 60µm,。

3.5. 缺乏融合

如圖7（c）和圖8（a）和（d）所示,在加工參數(shù)為P = 250 W,，v = 1250 mm / s，h = 140μm和t = 30μm的加工參數(shù)制備的樣品A3中發(fā)生缺乏融合,，這與預(yù)測的過程窗口一致,，對應(yīng)于圖5（a）中實心綠色區(qū)域中白色圓圈的位置。

為了更深入地了解缺陷的形成,，圖11中提供了使用各種L-PBF工藝參數(shù)制造的鎳鈦合金樣品的橫截面調(diào)查,。可以看出,，250/1250的情況 J/mm線性能量密度（樣品A2,，填充距離為120 µm（圖11（b））表現(xiàn)出最高的致密化，幾乎沒有缺陷,。A3中較大的填充距離導(dǎo)致不規(guī)則的未熔合（圖11（c））,。這一結(jié)果也與計算的缺乏融合的預(yù)測一致（圖5（a））。與樣品A2相比,，雖然A1中有足夠多的激光軌跡重疊以避免未熔合,，但狹窄的填充距離可能會導(dǎo)致較高的體積能量密度。因此,，蒸發(fā)可能變得嚴(yán)重,，并導(dǎo)致氣泡的形成。一旦氣泡被困在熔池中,，就會形成孔隙,。

圖 11 具有各種加工參數(shù)的L-PBF鎳鈦諾合金橫截面的掃描電鏡。

另一個缺乏融合缺陷的樣品是樣品A9(圖11 (f)),。從加工圖(圖5(b))中可以看出,，A9樣品的位置位于預(yù)期融合不足的區(qū)域(綠色實心區(qū)域為完全致密區(qū)域,，在h = 187, t = 30µm的條件下)。這表明該加工圖能夠較好地估計融合缺失的發(fā)生,。

3.6 L-PBF鎳鈦諾裂紋

除了球化,、鑰匙孔引起的氣孔和熔合不足，l - pbfnitinol零件的裂紋是不可容忍的,。從俯視圖(圖8,、圖9)和截面圖(圖11)可以看出，L-PBF Nitinol試樣在較高的體積能量密度>74j /mm3)下通常存在裂紋,。這些高的體積能量密度要么來自于高的線性能量密度,，要么來自于激光軌跡的大量重疊(圖12 (a)和(b))，這是由相對較低的孵化距離造成的,。

圖12 各樣品熔池寬度和高度的重疊比:(a)孵化距離為140µm,，線性能量密度不同的樣品;(b)線性能量密度恒定為250/800 (J/mm)，孵化距離為120 ~ 187µm的樣品,。

隨著線能密度增加到250/800 (J/mm),，裂縫成為A4試樣(圖9(a)和(d)、圖11 (d))和A5試樣(圖8(b)和(e),、圖11 (e))的主要缺陷,，開口距離分別為120µm和140µm。如預(yù)期的那樣,，隨著線能密度進一步增加到250/600 J/mm,，會產(chǎn)生裂紋，如A7試樣所示(圖8(c)和(f),，圖11 (g)和圖12 (a)),。

在冷卻過程中，熔珠會經(jīng)歷凝固和熱收縮,，結(jié)合相變應(yīng)變,。如果誘導(dǎo)應(yīng)變超過臨界應(yīng)變，材料就會開裂,。因此,，線能密度越大的珠子越容易熱裂。然而,，應(yīng)變速率也影響裂紋的形成,，并取決于冷卻速率，而冷卻速率又取決于線能密度,。較低的應(yīng)變速率與較高的線能密度相關(guān)聯(lián)，可提高抗裂性,。因此,，材料的裂紋敏感性應(yīng)同時考慮總應(yīng)變和應(yīng)變速率,。

需要指出的是，由于Nitinol合金的形狀記憶特性,，殘余應(yīng)力可以觸發(fā)相變和脫孿生,，這給Nitinol合金殘余應(yīng)力的評估帶來了挑戰(zhàn)和復(fù)雜性。雖然這不是本工作的范圍,，但通過實驗測量L-PBF鎳鈦諾零件的殘余三維應(yīng)力來研究這些觀察結(jié)果將是有趣的,。

因此，綜合考慮成球缺陷,、小孔缺陷,、未熔合缺陷和裂紋缺陷，本文研究的工藝組中,，開口距離為120µm的A2試樣質(zhì)量最好,，這與密度測量結(jié)果一致(圖6)。

雖然本文所開發(fā)的可加工性圖沒有顯示裂紋形成的邊界條件,，但它仍然可以成功地應(yīng)用于球化,、鎖孔誘導(dǎo)的孔隙和未熔合(圖5)。此外,，結(jié)合實驗結(jié)果,，研究表明，較低的線性能量密度有助于避免裂紋的形成,。因此,，可以通過在工藝圖的好區(qū)(圖5(a)中好區(qū)被實藍線包圍)中選擇較低的線性能量密度來制備無缺陷的Nitinol樣品。

3.7 硬度,、馬氏體相變溫度和Ni含量

為了評價L-PBF Nitinol合金的加工性能,，重要的是考慮其硬度、形狀記憶效應(yīng)和超彈性等性能,。在這項工作中進行了硬度測量,，因為它可以提供一個快速和直接的評估致密化。除了鎳鈦諾硬度外,，馬氏體起始溫度(Ms)決定了鎳鈦諾合金的工作溫度,。因此，了解Ms與L-PBF處理條件之間的關(guān)系至關(guān)重要,。如圖13所示,，硬度通常隨著體積(從240 HV到190 HV，圖13 (a))和線性能量密度(從240 HV到203 HV,，圖13 (b))的增加而降低,。相反，隨著能量密度(Ev和El)的增加,，Ms從55°C增加到67°C,。高能密度(Ev >56 J/mm3和El >250/1250 J/mm)時,，晶粒尺寸變大[64]，導(dǎo)致硬度下降,。在A3樣品中觀察到一個例外(圖13 (a)),，當(dāng)Ev降低到48 J/mm3時，硬度降低,。A3試樣的低硬度歸因于熔合缺失(圖7(c)和圖11 (c)),。圖13顯示了所有樣品的顯微硬度測量結(jié)果，在190 ~ 240 HV之間變化,�,？偟膩碚f，這些數(shù)值與常規(guī)擠壓法制備Nitinol的硬度(~219 - 227 HV)相當(dāng),。

如圖14所示,，隨著體積能量密度的增加，Ni含量降低,。這表明,，更明顯的蒸發(fā)發(fā)生在更高的能量密度，這也已報道了之前的研究,。隨著Ni含量的降低,，Nitinol的相變溫度升高，Ms隨能量密度的變化呈上升趨勢,。因此,，Ni含量越低(能量密度越高)，Ms溫度越高(見圖13和圖14),。在本研究中,，在所有研究樣本中，線能量密度最高為250/500 (J/mm)的離群值A(chǔ)6由于Ni蒸發(fā)較高,，Ms溫度相對較高,，如圖14所示。

圖14 Ni含量是體積能量密度的函數(shù),。

值得注意的是,，與Ms溫度總體上升趨勢相比，樣品A3的Ms溫度也表現(xiàn)出異常(圖13 (a)),。A3樣品比A2樣品有140µm的開口距離,。Ma等報道，增加hatch距離可以在Nitinol樣品中引入較高的位錯密度,，由于相變過程中引入更多的局部失配,，導(dǎo)致Ms溫度隨著位錯密度的增加而降低。此外，在L-PBF過程中,，由于較高的加熱和冷卻速率,，殘余應(yīng)力是不可避免的,，可以提高Nitinol合金的轉(zhuǎn)變溫度,。因此，高的位錯密度和殘余應(yīng)力也有助于Ms溫度的升高,。

我們將在后續(xù)的出版物中進一步研究本工作中所研究的樣品的微觀結(jié)構(gòu)和織構(gòu)演化,，以及機械性能和功能性能的表征。

4. 結(jié)論

在這項工作中,，我們證明了解析模型預(yù)測L-PBF鎳鈦諾熔體池尺寸的可行性,。根據(jù)熔池尺寸的解析解和缺陷形成準(zhǔn)則，繪制了鎳鈦合金的L-BPF加工圖,。對不同L-BPF工藝條件下制備的鎳鈦合金鎳鈦合金加工圖進行了可靠性驗證,。本工作的主要結(jié)論如下:

1.利用分析開發(fā)的加工圖譜，可以成功地制備出密度為99%的L-PBF鎳鈦合金零件,。然而,，裂紋應(yīng)單獨考慮，并可以通過采用理想的重疊比例的激光軌跡和線性能量密度抑制,。

2.為了實現(xiàn)無缺陷的激光軌跡,，應(yīng)仔細選擇熱輸入相關(guān)參數(shù)，如激光功率和掃描速度,。當(dāng)激光功率為250w時,，掃描速度應(yīng)大于500mm /s，以避免鎖孔;掃描速度應(yīng)小于1250 mm/s,，以防止鎳鈦諾零件成球,。隨著艙口距離的增加，可減少鎖孔的成球,，但隨著艙口距離和層厚的變化,，對鎖孔幾乎沒有影響。

3.L-PBF鎳鈦合金的硬度和Ms對能量密度(包括能量密度和能量密度)很敏感,。硬度從240 HV下降到190 HV, Ev從56 J/mm3增加到99 J/mm3,。隨著能量密度的增加，Ms呈上升趨勢,，能量密度從55°C增加到67°C,。相變溫度的升高主要是由于L-PBF過程中鎳的蒸發(fā)所致。

因此,，在本工作中,，我們演示了使用所提出的分析方法來開發(fā)和優(yōu)化工藝參數(shù)(包括激光功率、掃描速度、出口距離和層厚),，以制備無缺陷Nitinol合金的L-PBF,。

為了進一步開展這一工作，需要綜合研究工藝參數(shù)對微結(jié)構(gòu),、織構(gòu),、力學(xué)和形狀記憶特性的影響。此外,，除了Ni/Ti化學(xué)成分比外,，Nitinol的形狀記憶性能還取決于晶粒特性和晶體缺陷(空位、位錯和析出相),，而這些缺陷會受到l - ppbf復(fù)雜熱歷史的影響,。我們即將開展的工作將致力于理解L-PBF鎳鈦合金中的這些關(guān)系。


來源：Predictive analytical modelling and experimental validation ofprocessing maps in additive manufacturing of nitinol alloys,，AdditiveManufacturing,，doi.org/10.1016/j.addma.2020.101802
參考文獻：J. Mohd Jani, M. Leary, A. Subic, M.A. Gibson，A review ofshape memory alloy research, applications and opportunities,，Mater. Des.,56 (1980–2015) (2014), pp. 1078-1113