发布日期：2025-10-5 16:10:18
基于TA15钛合金优良特性和武器装备轻量化战术指标，TA15 钛合金舱段逐渐应用于炮弹､导弹､装甲和高声速飞行器等高冲击､高膛压等恶劣､极端服役工况 [1-3]｡但TA15钛合金复杂舱段传统机加方式加工难度大､效率低､材料利用率低､产品合格率低，严重制约其生产进度及成本控制｡选区激光熔化 (Selective Laser Melting,SLM) 技术是一种以激光为能量源的增材制造技术，具有高个性化制造､近净成型､致密度高和力学性能优异等优点 [4-6]｡目前针对增材制造TA15钛合金的研究主要集中在组织及静态力学性能，索叶龙 [7] 等人利用 SLM 技术制备了TA15沉积样并研究了拉伸温度对TA15钛合金准静态力学性能的影响，研究表明随着拉伸温度升高，合金强度下降，断后伸长率提高，500℃时抗拉强度､屈服强度和断后伸长率分别为 890MPa､745MPa 和 11%｡王志敏 [8] 等人利用 SLM 技术制备了TA15钛合金试样，研究了不同热处理温度对TA15组织及性能影响，研究表明沉积态横向 / 纵向试样抗拉强度和延伸率分别为 1259MPa/1095MPa 和 7.3%/2.6%, 表现出一定的各向异性｡随着热处理温度的升高，试样抗拉强度降低延伸率升高，力学性能的各向异性得到明显改善｡牟健伟 [9] 等人研究了激光增材连接TA15钛合金结构样件结合区的组织及力学性能，研究表明连接区显微组织与母体基本一致，为网篮组织｡结合区的室温拉伸､冲击和断裂韧性与母材相当｡目前对 SLM 技术制备的TA15钛合金舱段不同位置下的力学性能尤其是动态力学研究极少，有必要对其高冲击动态力学性能进行深入研究，为未来 SLM 制备TA15合金在高冲击环境下的广泛应用提供理论基础｡因此，本文以TA15钛合金粉末为原材料制备舱段毛坯，经真空退火热处理后从毛坯周身取样，通过准静态拉伸力学试验和 SHPB 实验，研究不同取样位置及方向在不同应变率 ((10⁻²/s ~ 10³/s)) 下的动态响应，得到不同取样位置试样在 1000/s 下的应力 - 应变曲线､屈服强度等关键力学参数，并对准静态力学和 SHPB 实验后的试样进行断口形貌和金相组织分析，进而为增材制造TA15钛合金舱段生产提供理论指导｡
1、试验方法
1.1 试验材料及设备
本实验所用TA15钛合金粉末采用 EIGA 气雾化方法制备，由中国兵器科学研究院宁波分院生产，粉末化学成分如表 1 所示，所用粉末粒度为 20-63μm, 粉末粒度呈正态分布，其 SEM 形貌如图 1 所示，粉末球形度较高，但仍有部分卫星粉的存在｡为保证粉末流动性，实验前在 80℃真空条件下干燥粉末 2h; 同时用除湿机将环境湿度降至 45% 以下，以避免粉末干燥处理后取出时再次吸潮｡
表 1TA15钛合金粉末化学成分
Tab.1 Chemical composition ofTA15titanium alloy powder
| 化学成分 | Al | V | Zr | Mo | Fe | Si | C | N | H | O | Ti |
| 含量 (wt %) | 6.22 | 1.71 | 1.94 | 1.25 | 0.045 | 0.010 | 0.012 | 0.011 | 0.0045 | 0.110 | Bal. |
TA15 钛合金舱段打印所用设备为易加三维科技有限公司的 EP M650H 金属打印机，打印所用基板材料为 TC4 钛合金｡使用前用丙酮对基板表面进行去油污处理并吹干｡TA15 钛合金舱段经 780℃真空退火热处理后进行周身解剖取样，所取试样进行室温准静态和动态压缩力学测试｡常温准静态拉伸力学实验所用设备为 E45.105 微机控制电子万能材料试验机，检测标准为 GB/T228.1-2021, 试样平行段测试尺寸为Ф5mm×25mm; 室温动态压缩所用设备为Ф16mm 霍普金森压杆，检测标准为 GB/T 34108-2017｡如图 2 所示，SHPB 设备压杆材料为高强合金钢，撞击杆长度为 300mm, 入射杆和透射杆长度均为 1200mm, 撞击杆存在炮管内｡试验所用应变率为 800/s~1600/s, 检测试样尺寸为Ф6mm×5mm 的圆柱｡测试时将试样放在入射杆和透射杆之间，试样沉积方向与试验加载方向一致，通过调节气体压力改变撞击杆速度，实现高应变率加载｡利用 EP-30P 型扫描电子显微镜对实验后的断裂试样进行断面形貌观察，将 SHPB 试样沿圆柱轴线方向剖开，利用 Keller 试剂腐蚀剖面后，利用 ZEISS Axio observer 金相显微镜进行微观组织观察｡
1.2 试验方法
如图 3 所示，SLM 制备的TA15钛合金舱段毛坯外径 158 mm, 高 620 mm, 壁厚 8~15 mm｡TA15 钛合金舱段取样如图 4 所示，为研究打印舱段的各向异性，需要从TA15钛合金舱段中取横向沉积和纵向沉积试样｡另外，侧壁与隔板连接处存在结构应力集中，属于危险截面｡结合准静态力学试样尺寸及动态力学试样尺寸，在舱段侧壁剖切纵向沉积试样､隔板上剖切横向沉积试样 (试样编号 1-J~9-J) 用于准静态力学测试，在侧壁､隔板､侧壁与隔板连接处取横向和纵向沉积试样 (试样编号 0-D~5-D) 用于动态压缩力学测试｡
2、结果与讨论
2.1 准静态力学性能分析
表 2 为TA15钛合金舱段剖切准静态力学试样室温拉伸性能，所有试样伸长率均大于 10%, 屈服强度最大为 1114MPa, 位于舱段 584mm 高度的侧壁纵向沉积试样；屈服强度最小为 1066MPa, 位于舱段 330mm 高度的隔板横向沉积试样，两者屈服强度相差为 48MPa｡所有试样屈强比在 0.96~0.98 之间，屈服强度标准差为 14.71, 力学性能达到锻件水准｡
横向沉积试样伸长率 / 断后收缩率平均值 11.67%/34%, 纵向沉积试样伸长率 / 断面收缩率平均值 13.75%/33.5%; 纵向沉积试样在强度和塑性方面略优于横向沉积试样，与文献 [10] 中的纵向沉积试样较横向沉积试样强度差而塑性好的规律不同｡其原因如下：对于文献中的试样，其打印方式如图 5 (a) 所示｡沿横向沉积的试样与基板的接触面积大于沿纵向沉积的试样，横向沉积试样产生了更高的温度梯度，成形过程中产生的热量在横向沉积试样中比纵向沉积试样中更有效地通过基板传导｡而对于本实验中的试样，打印方式如图 5 (b) 所示，隔板试样为横向沉积试样，侧壁试样为纵向沉积试样｡在打印过程中，为了更好地完成构件打印，需要在隔板下方添加支撑，支撑一侧连接到侧壁上，支撑下方为粉末，这导致隔板并未直接与基板接触，隔板下方的支撑和粉末导热性差，成形过程中产生的热量无法有效通过基板传导｡而侧壁下方直接与基板接触，在打印过程中侧壁产生了更高的温度梯度，产生的热量可更好地通过基板传导，冷却速率大于隔板试样，这导致纵向沉积试样较横向沉积试样产生更多细针状 α' 马氏体，马氏体内存在大量位错与孪晶，因此侧壁试样具有更高的强度 [10,11]｡此外，侧壁试样中的 β 晶粒长轴平行于拉伸载荷，拉伸裂纹的传播路径在穿过不同 β 晶粒时会产生偏移并消耗更多能量，拉伸过程中裂纹扩张较隔板试样困难，容易沿晶断裂，进而表现出更好的塑性｡因此侧壁 (纵向沉积试样) 的强度和塑形均优于隔板 (横向沉积试样)｡
利用抗拉强度差比 (TDR)､屈服强度差比 (YDR) 和伸长率差比 (EDR) 表征试样的各向异性，计算公式如下｡本文所有试样的 TSDR､YSDR 和 EDR 的范围分别为 1.68%~2.71%､1.82%~4.50% 和 7.69%~50%｡本文试样在强度方向上的各向异性不明显，但在塑性方向上的各向异性较大，这主要是舱段的热处理温度和保温时间较文献相比较低，且隔板存在热应力集中现象｡
式中，TS､YS 和 EL 分别代表抗拉强度､屈服强度和伸长率，H 和 V 代表横向沉积和纵向沉积方向｡
表 2TA15钛合金舱段解剖件准静态力学性能
Table 2 Quasi-static mechanical properties ofTA15titanium alloy cabin section specimens
| 编号 | 沉积方向 | 抗拉强度 Rm (MPa) | 屈服强度 Rp0.2 (MPa) | 伸长率 A (%) | 断面收缩率 Z (%) |
| 1-J | 横向 | 1134 | 1101 | 11 | 31 |
| 2-J | 纵向 | 1121 | 1088 | 12 | 31 |
| 3-J | 横向 | 1110 | 1069 | 13 | 37 |
| 4-J | 纵向 | 1120 | 1088 | 13.5 | 34 |
| 5-J | 纵向 | 1120 | 1088 | 13.5 | 34 |
| 6-J | 横向 | 1109 | 1066 | 11 | 34 |
| 7-J | 纵向 | 1117 | 1085 | 16.5 | 37 |
| 8-J | 纵向 | 1115 | 1081 | 15 | 32 |
| 9-J | 纵向 | 1139 | 1114 | 12 | 33 |
| 锻件 GJB2744A-2007 | - | 930~1130 | ≥855 | ≥10 | ≥25 |
图 6 为TA15钛合金舱段解剖件准静态力学试样拉伸断裂宏观形貌及断口微观形貌，图 6 (a) 中宏观试样有明显颈缩现象，图 6 (b)､(c) 中断口微观韧窝密集，裂纹扩展途径曲折，属于韧窝聚集型断裂，图 6 (d) 存在极少量未熔粉末，激光能量密度适当增加可减少未熔合､欠熔合粉末或球化现象的发生 [13]｡但由于 SLM 工艺成形过程能量输入的特点，此现象难以避免｡
2.2 动态力学性能分析
图 7 为舱段动态压缩断裂试样，试样在高应变率下呈现剪切破坏，剪切破坏方向与压缩载荷方向的夹角约为 45°, 该方向是试样承载的剪应力的最大方向 [14-16]｡
图 8 为TA15钛合金舱段解剖试样在应变率 1000/s 时的动态屈服强度，图中屈服强度最大为 1494MPa, 位于舱段 584mm 高度的隔板纵向沉积试样 (试样编号 4-D); 屈服强度最小为 1090MPa, 位于舱段 229mm 高度的隔板纵向沉积试样 (试样编号 2-D), 两者相差 395MPa｡与准静态下的试样拉伸屈服强度相比，试样动态屈服强度性能提高，表现出明显的应变率强化效应｡所有试样动态屈服强度标准差为 115.98, 相较于准静态屈服强度数据波动性变大｡编号 1-D 和 2-D 的隔板与侧壁连接处纵向沉积试样均破碎，这主要是隔板与侧壁连接处存在一定结构应力集中现象，即使相同工艺不同结构下的动态力学性能存在一定差异｡为减小该处应力集中，提高整体性能一致性，应在打印工艺设计时加大该连接处的圆角｡
图 11 为不同应变率下不同取样位置下的试样金相显微组织｡图 11 (a) 表明在应变率 700/s 时，因应变率过小，侧壁横向试样未出现绝热剪切带 (adiabatic shear band,ASB)｡图 11 (b) 表明在应变率 800/s 时，隔板横向试样出现明显的白亮的细带状 ASB, 材料出现热塑失稳 [17]｡ASB 两侧产生严重的非均匀塑性变形，在绝热剪切带内部形成致密细小的再结晶晶粒 [18,19]｡剪切带中间及周围的晶粒在高速冲击下细化，同时边界处的晶粒沿加载方向拉长 [20]｡剪切带宽度在 3~4μm 之间，剪切带与基体之间存在较为明显的边界｡图 11 (c) 中未见明显 ASB, 证明在应变率为 1200/s 侧壁横向试样未出现热塑失稳｡图 11 (b)､(c) 表明侧壁试样较隔板试样更易产生 ASB, 这主要是打印过程中隔板下方主要是TA15钛合金粉末支撑，粉末导热系数仅为实体的百分之一，近似绝热，极易造成热应力集中｡图 11 (d) 中出现沿 45° 裂纹方向和其两侧共 3 条绝热剪切带｡图 11 (e)､(f) 表明，侧壁纵向试样在动态压缩过程中随着应变率的增加，形成 ASB, 应变率继续增大至 1400/s 时，在 ASB 内形成微孔洞，微孔洞扩展连接形成微裂纹和微裂纹合并 [21-23], 最后微裂纹沿 ASB 扩展发生剪切破坏，最终材料剪切断裂｡
图 12 为动态压缩试样断面形貌图，在较高应变率下的试样断口形貌均为大量因被拉长而呈现抛物线状的剪切韧窝，材料发生动态破坏时以韧性断裂为主｡随着应变率的增加韧窝变大，在高应变率的动态压缩过程中，钛合金材料发生剧烈塑性变形，导致材料出现热软化现象，同时在材料内部，其晶粒发生畸变､拉长和细化，孔洞和裂纹等缺陷开始萌生，导致材料热塑失稳最终形成宏观断裂｡
3、结论
本文从 SLM 制备的TA15钛合金舱段周身取样，对试样进行了常温准静态拉伸测试和动态压缩测试，并对动准静态试样断面形貌及动态试样金相进行了检测，结论如下:
1) 室温准静态拉伸下，所有试样伸长率均大于 10%, 屈服强度最大为 1114MPa, 屈服强度最小为 1066MPa, 各向异性较小，所有试样力学性能达到锻件水准｡试样拉伸断面韧窝密集，属于韧窝聚集型断裂｡
2) 在应变率 1000/s 时，屈服强度最大为 1494MPa, 屈服强度最小为 1177MPa, 表现出明显的应变率强化效应｡所有试样动态屈服强度标准差为 115.98, 相较于准静态屈服强度数据波动性变大，只有隔板与侧壁连接处部分试样发生破碎现象，主要是该处位置相较隔板和侧壁存在更大的结构应力｡另外，试样屈服强度增加值随应变率的增加而上下波动｡
3) 应变率 800/s 时，隔板横向试样出现明显的白亮的细带状 ASB, 材料出现热塑失稳；应变率为 1200/s 时侧壁横向试样未出现热塑失稳｡隔板试样较侧壁试样更易产生 ASB, 这主要是打印过程中隔板下方主要是TA15钛合金粉末，近似绝热，造成热应力集中，而侧壁下方主要是实体，导热性相对粉末有极大提高｡侧壁纵向试样在应变率 1400/s 时，在 ASB 内形成微孔洞，微孔洞扩展连接形成微裂纹和微裂纹合并，最后微裂纹沿 ASB 扩展发生剪切破坏，最终材料剪切断裂｡在较高应变率下的试样断口形貌均为大量因被拉长而呈现抛物线状的剪切韧窝｡
4、参考文献
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（注，原文标题：增材制造TA15钛合金复杂舱段的性能研究）
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