激光立體成形TC4鈦合金的力學(xué)特性與破壞機理

周 平，郭偉國，李鵬輝，黃衛(wèi)東，林 鑫

(1.西北工業(yè)大學(xué) 航空學(xué)院，陜西 西安 710072；2.西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國家重點實驗室，陜西 西安 710072)

1 前 言

激光立體成形(Laser Solid Forming，LSF)是一項能夠?qū)崿F(xiàn)高性能復(fù)雜結(jié)構(gòu)金屬零件無模具、快速、近凈成形的制造技術(shù)，具有廣闊的應(yīng)用前景。該技術(shù)結(jié)合了快速原型技術(shù)和激光熔覆技術(shù)，可用于兼顧高性能和復(fù)雜結(jié)構(gòu)金屬零件的制造和修復(fù)[1]。

TC4鈦合金因其良好的綜合性能被廣泛應(yīng)用于航空航天等領(lǐng)域。隨著激光立體成形技術(shù)的提出和發(fā)展，國內(nèi)外針對利用該技術(shù)制備的鈦合金材料進行了諸多研究。壓縮方面，Biswas等[2]研究了孔隙率對激光近形制造TC4鈦合金在室溫準靜態(tài)和動態(tài)壓縮載荷作用下變形和斷裂行為的影響，認為絕熱剪切帶可能是導(dǎo)致材料失效的機理，而初始孔洞則是剪切帶形成的源頭。李鵬輝等[3]對3D激光沉積TC4鈦合金在應(yīng)變率為1000s-1和5000s-1，溫度為298～1173K時的動態(tài)壓縮力學(xué)行為進行研究，探究該材料在動態(tài)載荷下的斷裂破壞機理，并建立描述壓縮塑性流動行為的本構(gòu)模型。

拉伸方面，高士友等[4]研究了激光快速成型TC4鈦合金的抗拉強度、屈服強度等靜力學(xué)性能，分析了低溫退火和熱等靜壓處理對力學(xué)性能的影響。楊健等[5]開展了激光快速成形TC4鈦合金的靜態(tài)拉伸實驗，發(fā)現(xiàn)該材料的室溫和高溫強度均超過鍛件水平，塑性接近鍛件水平，且拉伸斷口具有典型的塑性斷裂特征。李靜等[6]采用實驗研究的方法，對比分析了激光立體成形TC4鈦合金不同熱處理狀態(tài)下的室溫靜載性能和拉伸斷口，結(jié)果表明：去應(yīng)力退火處理對強度和塑性提高較少，固溶時效處理則能顯著提高綜合力學(xué)性能；固溶時效態(tài)為韌性斷口，而沉積態(tài)和去應(yīng)力退火態(tài)則為混合型斷口。

剪切方面，周平等[7]采用改進的雙剪切試樣和微型霍普金森壓桿裝置，分析了不同取向的激光立體成形沉積態(tài)TC4鈦合金的高應(yīng)變率(104s-1量級)剪切性能。鄒道星等[8]研究了選區(qū)激光融化技術(shù)制作的鈦合金零件的粘接強度，發(fā)現(xiàn)其剪切強度小于普通不銹鋼零件。Ullah等[9]同樣采用選區(qū)激光融化技術(shù)制備TC4鈦合金蜂窩芯材，力學(xué)試驗表明其剪切和壓縮性能都超過了航空航天標準。

傳統(tǒng)工藝制備鈦合金的力學(xué)特性研究更為深入廣泛。Nemat-Nasser等[10]系統(tǒng)比較了商用和熱等靜壓TC4鈦合金在應(yīng)變率為10-3～7000s-1，溫度為77～1000K時的力學(xué)響應(yīng)，并建立了基于物理概念的本構(gòu)模型。Seo等[11]利用霍普金森壓桿實驗裝置和鹵素燈，分別研究了TC4鈦合金在應(yīng)變率為700s-1和1400s-1，溫度為25～1000℃時的應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系，發(fā)現(xiàn)改進的Johnson-Cook本構(gòu)模型更適合描述再結(jié)晶溫度附近該材料的動力學(xué)行為。劉新芹等[12]研究了TC4鈦合金高應(yīng)變率下的絕熱剪切行為，并分析了材料熱物理性能和力學(xué)性能對其絕熱剪切敏感性的影響。周永峰等[13]研究了不同工藝電子束焊接TC4鈦合金板材的疲勞性能，發(fā)現(xiàn)氣孔和冷隔作為應(yīng)力集中源起作用而易成為裂紋源。

針對激光立體成形TC4鈦合金力學(xué)特性方面的研究，目前在常溫低應(yīng)變率下的壓縮、拉伸、疲勞等方面文獻報道較多，而對高溫、高應(yīng)變率極端環(huán)境下以及各種復(fù)雜載荷作用下的力學(xué)行為與變形機制、破壞機理的研究相對較少。本研究對該材料在不同溫度和不同應(yīng)變率下的壓縮、拉伸和剪切力學(xué)性能進行了系統(tǒng)研究，分析了加載前后的微觀特征，并探究了動態(tài)壓縮下材料的斷裂機理。

2 實驗材料與研究方法

2.1 實驗材料

實驗材料的制備由激光立體成形系統(tǒng)完成。該系統(tǒng)由CO2橫流激光器、四軸聯(lián)動數(shù)控工作臺、惰性氣氛保護箱、高精度送粉器和側(cè)向送粉噴嘴組成。所用材料包括純鈦基板和100～150μm的TC4鈦合金球形粉末，粉末質(zhì)量分數(shù)(%)為：6.02 Al，4.00 V，0.098 Fe，0.033 Si，0.025 C，0.04 N，0.008 H，0.16 O，其余為Ti。整個成形過程在惰性氣氛保護箱內(nèi)進行，以防止鈦合金被O，N，H等雜質(zhì)元素污染。側(cè)向送粉噴嘴保護氣和載粉氣均采用純氬。所采用的主要工藝參數(shù)如表1所示。

表1 激光立體成形工藝參數(shù)Table 1 Parameters of Laser Solid Forming

制備的毛坯試塊尺寸為53(X向，垂直于激光掃描方向)×80(Y向，沿激光掃描方向)×60mm(Z向，沿激光成形增高方向)。試樣的加載方向分別沿Y向和Z向。

激光立體成形TC4鈦合金的典型微觀結(jié)構(gòu)如圖1所示，從圖中可觀察到分層現(xiàn)象，每層厚度約為1～3mm。分層現(xiàn)象的出現(xiàn)是由于材料加工時反復(fù)的熔融-固化過程。從圖1(a)中還可觀察到貫穿多個沉積層呈外延生長的粗大柱狀β晶，晶粒主軸略向光束掃描方向傾斜，晶粒間的平均間隔約為300～500μm，晶粒長度可達數(shù)毫米。由圖1(b)、(c)可見β晶粒的微觀組織由一些針狀α相、片狀α相及大量魏氏α板條組成，組織均勻細密。

2.2 實驗方法

圖1 激光立體成形TC4鈦合金的初始微觀結(jié)構(gòu) (a-b)Y-Z面；(c)X-Y面Fig.1 Initial microstructure of TC4 alloy(LSF)in：(a-b)Y-Z plane and(c)X-Y plane

準靜態(tài)壓縮實驗和動態(tài)壓縮實驗均采用直徑為5mm，高度為4mm的圓柱形壓縮試樣。對于應(yīng)變率為0.001s-1，溫度為293～1173K的靜態(tài)實驗，采用CRIMS DNS100電子萬能材料試驗機；對于應(yīng)變速率為1000～5000s-1，溫度為173～1173 K的高應(yīng)變率實驗，采用可進行高溫高應(yīng)變率耦合的、帶有同步組裝系統(tǒng)的分離式Hopkinson壓桿(SHPB)裝置[14]。在高溫實驗中，入射桿和透射桿遠離試樣，僅對試樣加溫。

針對應(yīng)變率為0.001/s，溫度為293～1173K的準靜態(tài)拉伸實驗，采用標準拉伸試樣和電子萬能材料試驗機。試樣按照國家標準[15]進行設(shè)計，并對標距段尺寸進行控制，標距段尺寸為Φ5×25mm。對于應(yīng)變率為1000s-1，溫度為293～1073K的動態(tài)拉伸實驗，則采用改進的拉伸試樣(外形尺寸見圖2(a))和帶有快速鉤掛的分離式 Hopkinson拉桿(SHTB)裝置[16]。與準靜態(tài)拉伸試樣相比，動態(tài)拉伸改進試樣的標距段橫截面由圓形改為矩形，且標距段橫截面積和長度相對較小，尺寸為8×6×1.2mm。

靜態(tài)和動態(tài)剪切實驗均采用帽形試樣，如圖2(b)所示。靜態(tài)剪切實驗的溫度為室溫(293 K)，同樣采用電子萬能材料試驗機進行壓縮加載，加載方向沿試樣軸線方向。動態(tài)剪切實驗的溫度分別為173、293和573 K，采用SHPB實驗裝置，應(yīng)變率達105s-1量級。

為研究材料力學(xué)各項異性，加載方向分別沿Y向和Z向。實驗結(jié)束后，采用電火花線切割機床將試樣沿縱截面切開，再用金相砂紙打磨、拋光，并用Kroll腐蝕液(46 ml H2O+3ml HNO3+1ml HF)進行腐蝕，最后采用光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡進行微觀組織觀察。

3 實驗結(jié)果

3.1 力學(xué)特性

3.1.1 壓縮載荷下的力學(xué)特性 為研究激光立體成形TC4鈦合金的壓縮性能，開展了應(yīng)變率分別為0.001、1000和5000s-1，溫度為173～1173K的壓縮實驗，得出的應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖3所示。從圖可見，該材料的壓縮力學(xué)性能具有負溫度敏感性。此外，盡管加載方向不同，但壓縮力學(xué)性能并沒有明顯的各向異性。其原因是所用材料的激光加工功率為7k W，屬于高功率激光，成形過程中反復(fù)重熔的速率變高、熔覆層厚度變薄，且熱影響區(qū)在高溫下停留時間短、冷卻速度快，使得該合金中的β晶粒不易因為過熱而產(chǎn)生急劇變形生長，從而導(dǎo)致熔覆層間的層帶減小，合金組織較為均勻細密，因此各向異性并不明顯。

TC4鈦合金是一種對絕熱剪切相當敏感的材料，在高應(yīng)變率加載條件下，容易產(chǎn)生絕熱剪切帶[17，18]。Grady[19]推導(dǎo)了剪切帶擴展時單位面積上的耗散能(Γs)表達式：

圖2 試樣幾何形狀和尺寸 (mm)：(a)改進拉伸試樣；(b)帽形試樣Fig.2 Geometrical shape and dimensions of specimens(unit：mm)：(a)improved tensile specimen and(b)hat-shaped specimen

式中，ρ為材料密度，Cp為比熱，χ為熱擴散系數(shù)，α為熱軟化系數(shù)，τy為應(yīng)變率為γ·時的流動應(yīng)力。對于不同加載方向的激光立體成形TC4鈦合金試樣，它們的密度、比熱、熱擴散系數(shù)和熱軟化系數(shù)是相同的。又由圖3可知，相同應(yīng)變率下流動應(yīng)力基本相等，因此剪切帶耗散能幾乎相同，即在兩種不同加載方向下試樣發(fā)生絕熱剪切變形的敏感性基本相同。

圖3 激光立體成形TC4合金在不同溫度和應(yīng)變率下沿Y向和Z向加載時的壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.3 Compression stress-strain curves along Y-direction and Z-direction at selected temperatures and strain rates

為評估塑性流動應(yīng)力對應(yīng)變率的敏感性，對比了激光立體成形和傳統(tǒng)鍛造TC4鈦合金[10]在室溫和不同應(yīng)變率下的應(yīng)力-應(yīng)變關(guān)系曲線(圖4)。由圖可見：流動應(yīng)力對應(yīng)變率具有正敏感性(室溫時應(yīng)變率敏感系數(shù)為0.0739)，即溫度相同時，應(yīng)變率越高應(yīng)力越大；兩種不同工藝制造的鈦合金具有相同的塑性流動趨勢，但數(shù)值不同。激光立體成形TC4鈦合金的強度低于鍛造TC4鈦合金(室溫和真應(yīng)變?yōu)?.15條件下，應(yīng)變率為0.001、1000和5000s-1時分別低50、145和151MPa，分別降低4.1%、9.9%、8.8%)，尤其是在高應(yīng)變率加載條件下，下降幅度更大，其原因是激光立體成形TC4鈦合金內(nèi)部存在初始的微觀缺陷(如孔洞等)[20]。

圖4 激光立體成形和鍛造TC4鈦合金的流動應(yīng)力比較Fig.4 Flow stress comparison between the LSFed and forged TC4 alloys

3.1.2 拉伸載荷下的力學(xué)特性 在不同應(yīng)變率(0.001s-1，1000s-1)、不同溫度(298～1073K)條件下激光立體成形TC4鈦合金的拉伸和壓縮應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖5所示。圖中可見：該合金的拉伸力學(xué)性能同樣沒有明顯的各向異性；流動應(yīng)力隨溫度升高而降低，即具有負溫度敏感性；力學(xué)行為具有拉-壓不對稱的特點(相同條件下拉伸應(yīng)力較壓縮應(yīng)力低約19%～35%)。激光立體成形TC4鈦合金的拉-壓不對稱性是由于激活滑移系的不同[21]，另一個原因可能是由于材料內(nèi)部初始微觀缺陷(如初始孔洞和融合不良等)在拉伸或壓縮載荷作用下的行為不同。初始缺陷在拉伸載荷(尤其是動態(tài)拉伸載荷)作用下容易擴展，而在壓縮載荷作用下則傾向于閉合。

圖5 激光立體成形TC4鈦合金在拉伸和壓縮載荷作用下塑性流動行為的比較：(a)Y向；(b)Z向Fig.5 Comparison of plastic flow behavior between compress and tensile loading：(a)Y-direction；(b)Z-direction

3.1.3 剪切載荷下的力學(xué)特性 通過光學(xué)顯微鏡和掃描電鏡觀測可知，絕熱剪切帶極窄(25.6～36.4μm)，因此在動態(tài)剪切載荷作用下激光立體成形TC4鈦合金帽形試樣的名義剪切應(yīng)變率極高，達到了4.40×105～6.64×105s-1。圖6所示為在靜態(tài)、動態(tài)剪切載荷作用下的切應(yīng)力-位移曲線。從圖中可見，在三種不同的試驗溫度下，沿Y向和Z向的切應(yīng)力幾乎相等(切應(yīng)力差值最大不超過8.3%，約45.7MPa)，說明剪切力學(xué)性能也沒有各向異性。當試驗溫度為573K時，最大剪切應(yīng)力約為600MPa，而溫度為173K時最大切應(yīng)力則約為800MPa，增大了25%。這一結(jié)果說明隨著溫度的降低，切應(yīng)力增大，即該合金在剪切載荷作用下具有明顯的負溫度敏感性。

圖6 激光立體成形鈦合金的切應(yīng)力-位移曲線Fig.6 Shear stress-displacement curves of TC4 alloy(LSF)

為評估激光立體成形TC4鈦合金的剪切性能，對比了室溫下三種不同工藝制備的TC4鈦合金的動態(tài)切應(yīng)力-位移曲線(圖7)，其中擠壓成形TC4鈦合金的剪切數(shù)據(jù)來自公開文獻[22]。由圖可見：鍛造和擠壓成形TC4鈦合金的最大切應(yīng)力分別為800和830MPa，而激光立體成形TC4鈦合金則僅為640MPa，說明該鈦合金的剪切強度低于另外兩種傳統(tǒng)工藝制備的鈦合金(低約20%～23%)；隨著應(yīng)變增加，切應(yīng)力差值也隨之增大。

圖7 三種不同工藝制備的TC4鈦合金的動態(tài)剪切力學(xué)行為比較Fig.7 Comparison of dynamic shear response among TC4 alloys produced by three different processes

3.2 微觀特征

3.2.1 壓縮試樣的微觀特征 壓縮試樣在溫度為293K、應(yīng)變率為5000s-1時發(fā)生絕熱剪切破壞，剪切裂紋發(fā)生在與載荷軸線呈45°傾角的平面上，如圖8所示。在剪切裂紋前方，有一直徑約為4μm的孔洞。初始孔洞呈圓形或橢圓形，尺寸約1～10μm，該孔洞的形狀尺寸與剪切裂紋前端孔洞相似，但初始孔洞在材料內(nèi)部的分布位置極為隨機[23]。絕熱剪切帶(adiabatic shear bands，ASB)形狀細長，寬度約為8μm。

圖8 溫度293K和應(yīng)變率5000s-1時壓縮試樣的微觀照片F(xiàn)ig.8 SEM micrograph of the specimen tested at 293K and 5000s-1

與相同應(yīng)變率(5000s-1)但較低溫度(273K)下的實驗相比，壓縮試樣在高溫(1173K)條件下加載后，內(nèi)部α板條變得更為細小，且沒有出現(xiàn)絕熱剪切帶，如圖9所示。鈦合金容易產(chǎn)生絕熱剪切帶的原因主要有兩個：一是滑移面較少，二是導(dǎo)熱性能較差。高溫對鈦合金絕熱剪切局部化具有抑制作用，其原因主要有以下兩方面：一是高溫時材料流動應(yīng)力降低，塑性功的功率減小，單位時間內(nèi)轉(zhuǎn)化的熱量降低，在剪切帶產(chǎn)生的初期不利于熱量的局部聚集，因此可以延緩剪切局部化的產(chǎn)生；二是在接近相變溫度(TC4鈦合金為995℃)時鈦合金發(fā)生了部分從HCP結(jié)構(gòu)到BCC結(jié)構(gòu)的相變，由于BCC結(jié)構(gòu)滑移系更多，更易發(fā)生均勻塑性變形[24]，從而不利于變形局部化。因此在動態(tài)載荷作用下，雖然熱軟化是產(chǎn)生絕熱剪切局部化的主要原因，但是整體環(huán)境溫度的升高不會促進反而會抑制絕熱剪切帶的產(chǎn)生。

圖9 溫度1173K和應(yīng)變率5000s-1時壓縮試樣的微觀照片F(xiàn)ig.9 SEM micrograph of the specimen tested at 1173K and 5000s-1

3.2.2 拉伸試樣的微觀特征 拉伸試樣在室溫(293K)和準靜態(tài)(0.001s-1)的條件下加載后，斷口表現(xiàn)為混合性形貌，由纖維區(qū)和剪切唇組成，如圖10所示。纖維區(qū)較為平坦且分布有解理臺階，解理臺階面和側(cè)壁上分布有撕裂棱和較淺的韌窩。

圖10 溫度293K和應(yīng)變率0.001s-1時拉伸試樣斷口的微觀照片F(xiàn)ig.10 SEM micrograph of the tensile fracture at 293K and 0.001s-1

作為對比，分析了試樣在室溫(293K)和高應(yīng)變率(1000s-1)條件下的拉伸斷口(見圖11)。與準靜態(tài)斷裂不同，在動態(tài)拉伸斷口面上分布著大量韌窩但沒有解理臺階，此外還存在許多細小平坦的臺階面以及少量二相粒子。在相同溫度(293K)下，動態(tài)和準靜態(tài)拉伸斷口形貌不同的原因在于：隨著應(yīng)變率的提高，材料的韌性降低。

圖11 溫度293K和應(yīng)變率1000s-1時拉伸試樣斷口的微觀照片F(xiàn)ig.11 SEM micrograph of the tensile fracture at 293K and 1000s-1

3.2.3 剪切試樣的微觀特征 試樣在室溫(293K)和準靜態(tài)剪切載荷作用下發(fā)生破壞后的微觀形貌如圖12所示，很明顯，該試樣是由于剪切斷裂而導(dǎo)致失效破壞。由圖可知，剪切并沒有導(dǎo)致絕熱剪切帶的產(chǎn)生，而只是使試樣的初始微觀結(jié)構(gòu)發(fā)生變形。在剪切裂紋前端，有一些不連續(xù)的孔洞。在靜態(tài)剪切載荷作用下，材料內(nèi)部剪切區(qū)的薄弱點通常出現(xiàn)圓形或橢圓形孔洞，隨后這些孔洞開始連接，沿剪切線(見圖2(b))形成裂紋。此外，在剪切區(qū)內(nèi)和裂紋附近還隨機分布著一些初始孔洞。

圖12 溫度293K和準靜態(tài)剪切載荷作用下試樣的微觀形貌Fig.12 Microstructure of failed specimen under isostatic shear with temperature of 293K

盡管實驗溫度不同(173，293和573K)，但試樣在動態(tài)剪切加載后的微觀特征都很相似，在試樣內(nèi)部沿著剪切線有一條明顯的絕熱剪切帶，剪切帶長而窄，兩端還有裂紋產(chǎn)生。這一現(xiàn)象說明，在本文研究的溫度范圍內(nèi)(173～573K)，實驗溫度對材料微觀結(jié)構(gòu)演化的影響并不顯著。試樣在室溫(293K)和極高應(yīng)變率(6.13×105s-1)時剪切破壞的微觀形貌如圖13所示，絕熱剪切帶的寬度沿長度方向有所不同，最寬處約34μm，此外剪切帶前端并不在晶界上。剪切帶內(nèi)組織特征不同于基體，帶內(nèi)晶粒明顯細化，以至于在掃描電鏡下無法分辨。在剪切帶前方，有一橄欖形顆粒，該顆粒長約16.5μm，寬約8μm。由該顆粒的形狀尺寸以及微觀成分判斷，該顆?？赡苁遣牧显诔尚坞A段出現(xiàn)的微觀缺陷——熔融不良。

圖13 溫度293K和應(yīng)變率6.13×105 s-1時剪切試樣的微觀形貌Fig.13 SEM micrograph of the specimen tested at 293K and 6.13×105 s-1

4 討 論

若壓縮試樣與霍普金森壓桿之間無摩擦，則軸向力為壓力且徑向力和環(huán)向力為零。當試樣與壓桿之間存在界面摩擦時，則在試樣圓柱面中部將出現(xiàn)環(huán)向力且該環(huán)向力為拉力，同時試樣將發(fā)生側(cè)鼓變形[25，26]。隨著軸向應(yīng)變和/或界面摩擦的增加，試樣圓柱面中部的環(huán)向力隨之增大[26]。從試樣中部到試樣兩端，拉伸環(huán)向應(yīng)力逐漸減小而壓縮徑向力和剪切應(yīng)力則逐漸增大。

在高應(yīng)變率加載條件下，激光立體成形TC4鈦合金試樣的嚴重塑性變形將導(dǎo)致極高的溫升，而溫升又將引起熱軟化效應(yīng)和絕熱剪切帶的產(chǎn)生。絕熱剪切帶本身并不是一種失效模式，但會導(dǎo)致材料失去吸能和承載能力[27]，因此常被認為是材料失效的先兆。

絕熱剪切帶內(nèi)的溫度很高，使得帶內(nèi)的流動應(yīng)力降低。在同樣的試樣和實驗溫度下，剪切帶越窄，帶內(nèi)的溫度越高且應(yīng)力越低。由于剪切帶內(nèi)較低的流動應(yīng)力和試樣圓柱面中部較高的拉伸環(huán)向應(yīng)力，導(dǎo)致試樣中部可能沿絕熱剪切帶發(fā)生斷裂。

壓縮試樣在溫度為873K和應(yīng)變率為5000s-1條件下加載后的微觀形貌如圖14所示。從圖中可以看出剪切裂紋都位于試樣中部，且在裂紋之前有一孔洞，該孔洞較裂紋更為靠近試樣中部。由此說明孔洞首先在試樣中部(高拉應(yīng)力區(qū)域)形成，并隨著裂紋的擴展而在裂紋前方不斷形成[28]。

圖14 溫度873K和應(yīng)變率5000s-1時壓縮試樣的微觀照片F(xiàn)ig.14 SEM micrograph of the specimen tested at 873K and 5000s-1

通過以上分析，認為壓縮試樣的動態(tài)斷裂過程如圖15所示。在高應(yīng)變率加載過程中，當試樣內(nèi)應(yīng)力達到峰值以后，沿著與壓縮載荷呈45°方向形成絕熱剪切帶(圖15(a))。剪切帶內(nèi)高溫所導(dǎo)致的熱軟化效應(yīng)，或/和微觀結(jié)構(gòu)非均勻處(如相界等)嚴重剪切變形所產(chǎn)生的微孔洞，均有可能使孔洞核心在剪切帶形成過程中生成[29]。在試樣中部拉應(yīng)力最大，拉應(yīng)力和切應(yīng)力的聯(lián)合作用導(dǎo)致了孔洞的形成，進而出現(xiàn)裂紋(圖15(b))。對于α/β型鈦合金(如TC4)，最有可能形成孔洞的位置是相界面處[30]。而裂紋一旦出現(xiàn)后，在拉應(yīng)力和切應(yīng)力作用下將沿著剪切帶擴展(圖15(c))，但拉應(yīng)力的作用逐漸減小。激光立體成形TC4合金微觀組織內(nèi)部的α/β相界面處存在界面相，界面相易發(fā)生改變而嚴重影響鈦合金的力學(xué)性能[31]；另外，α相和β相強度不同導(dǎo)致其界面處力學(xué)性能較差，從而使裂紋易在剪切帶內(nèi)α/β相界面處快速擴展。試樣兩端部分的拉應(yīng)力較小而切應(yīng)力較大，導(dǎo)致孔洞核心數(shù)量很少，材料在該區(qū)域則發(fā)生劇烈剪切變形(圖15(d))。

圖15 激光立體成形TC4鈦合金壓縮試樣斷裂形成模型Fig.15 Proposed model for the formation of fracture surface

5 結(jié) 論

1.激光立體成形TC4鈦合金的力學(xué)性能無明顯各向異性，但存在拉伸-壓縮不對稱性；該鈦合金的強度低于傳統(tǒng)鍛造和擠壓成形TC4鈦合金。

2.動態(tài)壓縮和動態(tài)剪切時，該合金易出現(xiàn)絕熱剪切帶；靜態(tài)拉伸時斷口表現(xiàn)為含韌窩和準解理臺階混合性形貌，而動態(tài)拉伸時則存在大量韌窩而沒有解理臺階。

3.在動態(tài)壓縮過程中，由于試樣中部拉應(yīng)力和切應(yīng)力作用，絕熱剪切帶內(nèi)出現(xiàn)孔洞和裂紋；裂紋在剪切帶內(nèi)沿鈦合金α/β相界面處快速擴展，最終導(dǎo)致試樣斷裂。