激光選區熔化顆粒增強鈦基復合材料的抗壓性能

彭斌意，劉 洋,*，鄭曉董，李治國，李國平，胡建波，王永剛

(1 寧波大學 機械工程與力學學院，浙江 寧波 315211；2 寧波大學 沖擊與安全工程教育部重點實驗室，浙江 寧波315211；3 中國工程物理研究院 沖擊波物理與爆轟物理重點實驗室，四川 綿陽 621999)

隨著我國航空航天事業的發展，對航空航天用結構材料的要求集中于輕質、高強、高韌及高剛度等方面，為適應這一發展趨勢，作為高性能輕質的鈦及鈦合金成為當前高技術新材料領域備受重視的結構材料之一[1]。鈦由于具有低密度、高比強度、耐高溫等優點，被廣泛應用在航空航天、兵器工業等領域的關鍵構件上[2]。由于服役環境苛刻，這些鈦合金構件經常會承受高速強動載荷的作用。因此，要求其在規定的沖擊載荷下能保證結構的完整性和連續性，即具有足夠的動態承載能力。但是由于鈦合金屬于絕熱剪切敏感的材料，在高應變率沖擊載荷下，材料表現出變形高度局部化、承載能力衰減嚴重等特征[3]。

為了提升鈦合金在高速強動載條件下的性能，學者們提出向鈦合金中添加顆粒增強相合成鈦基復合材料(titanium matrix composites，TMCs)的方法[4-5]。當前，顆粒增強金屬基復合材料的制備方法主要有粉末冶金[6]、機械合金化[7]、自蔓延高溫合成[8]、激光熔覆[9]以及近二十年才發展起來的激光增材制造(additive manufacturing，AM)技術[10]等。激光選區熔化(selective laser melting，SLM)作為一種典型的增材制造技術，采用細小的高能激光束通過逐層累積的方式，逐層熔化金屬粉末而獲得三維零件。在這個過程中，每一個細小的高溫熔池都相當于一個微熔鑄過程，因此保證了微米乃至納米級的顆粒增強相在基體中形成[11]。

由于具有特殊的物理化學性能，稀土元素能夠與基體材料中的氧元素反應生成高熔點化合物，彌散分布在基體合金中起到彌散強化的作用[12]。此外，這些高熔點化合物作為非均質形核位點，可以在晶體結構的界面上分離出來，從而阻礙晶粒的長大[13]。因此，在SLM成形鈦合金中加入稀土元素可以細化晶粒、降低各向異性，被認為是鈦合金中極有應用前景的增強相。Barriobero-Vila等[14]發現在鈦合金中加入La元素后，改變了α相與β母相的晶體位向關系，從而生成了等軸晶，削弱了SLM成形鈦合金的各向異性。Liu等[13]發現，加入La元素后，電子束選區熔化(EBM)成型的Ti-6Al-4V的β柱狀晶變窄、馬氏體晶粒細化、織構強度降低，從而降低了EBM成形Ti-6Al-4V合金的各向異性。Bermingham等[15-16]等發現加入LaB6納米顆粒后，激光近凈成形(LENS)鈦合金的熔池表面張力增大，從而降低了微小熔池內的Marangoni對流，使得成形熔道形狀不規則，成形致密度偏低。

隨著激光增材制造產品在航空航天、尖端武器等領域得到越來越多的應用，特別是近年來，各國對武器裝備防護、太空飛行器安全(火星探測器著陸、空間碎片對飛行器的安全威脅)等問題的重視程度越來越高，對增材制造零部件的動態承載性能也提出越來越高的要求，相關問題如高速沖擊等極端情況下的材料動態響應、微觀組織響應、破壞失效機理等也不斷被研究[17-20]。Mohammadhosseini等[17]研究電子束選區熔化(EBM)成形Ti-6Al-4V合金的抗沖擊性能，發現材料具有明顯的應變率強化效應，但是沖擊載荷下的斷裂應變比準靜態條件下的小。Liu等[18]通過熱處理調控激光選區熔化Ti-6Al-4V合金的組織，在不犧牲較多強度的前提下大幅提升了材料的韌性。Alaghmandfard等[19-20]研究不同加載應變率條件下EBM成型Ti-6Al-4V合金的抗沖擊強度，基于獲得的數據和Chang-Asaro硬化方程建立EBM成形Ti-6Al-4V合金的動態本構方程。但是由于增強顆粒改變材料的組織、織構等特征，金屬基復合材料在高應變率載荷下的力學響應，如強度、韌性、本構、動態損傷等性能發生很大變化，但是目前仍缺乏對激光增材制造復合材料的抗沖擊性能的研究。因此，本工作選用LaB6顆粒作為增強相，采用激光選區熔化工藝制備鈦基復合材料，研究不同能量密度下成形試樣的冶金缺陷形成、致密化行為和顯微組織特征，研究不同工藝條件下復合材料的承壓性能，為SLM成形高性能顆粒增強鈦基復合材料動態抗壓性能提供實驗數據和理論基礎。

1 實驗材料與方法

1.1 試樣材料制備

本實驗采用的氣霧化球形Ti-6Al-4V粉末的平均粒徑為38.5 μm、不規則LaB6顆粒的平均粒徑為500 nm，鈦合金粉末化學成分如表1所示，兩種材料的質量比為99.5∶0.5，通過采用行星式高能球磨機將硬度較高、細小的納米級增強體均勻分散且鑲嵌在硬度較低、粒徑較大的鈦粉末顆粒表面以獲得鈦基復合粉體，球磨參數為轉速350 r/min、球磨時間4 h、球料質量比4∶1,圖1(a)，(b)為Ti-6Al-4V粉末和LaB6粉末的SEM圖，圖1(c)為球磨后的復合粉體形貌，由圖可知，在該參數下制備的混合粉體基本維持原始Ti-6Al-4V粉末較好的球形度，這就保證了粉體良好的流動性，同時還可以看到，LaB6增強顆粒隨機均勻分布于Ti-6Al-4V粉體表面，適合于SLM成形制造。圖1(d)為復合材料粉末經球磨后的X射線能譜(EDS)，可以看到在此球磨參數下，La元素較均勻地分布在Ti-6Al-4V顆粒表面，說明LaB6粉末能較好地隨機均勻黏附在Ti-6Al-4V顆粒表面。

表1 Ti-6Al-4V合金的化學成分(質量分數/%)

圖1 原始材料及復合材料SEM圖和EDS圖

1.2 試樣制備

本實驗所采用的激光選區熔化設備型號為Concept Laser Mlab 100R，該設備采用100 W連續光纖激光器，激光光斑直徑為50 μm，此外該設備裝備了保護氣氛填充裝置和循環凈化裝置，以防止加工過程中金屬材料氧化。在實驗前，先采用烘干機烘干混合粉末，往成形腔體中充入氬氣，保證成形腔體中的氧含量低于10-9。利用鋪粉裝置將粉末均勻地鋪放在基板上，激光束在計算機系統的控制下，按照二維切片的輪廓信息，選擇性地在粉末上進行掃描。完成掃描后，重復上述步驟，直至完整加工。

有文獻報道[10]，由于通過球磨的方式加入少量增強顆粒會改變粉末的形態和粒度分布。片狀粉末較球形粉末會增加激光對外部空氣的反射以及更寬的粉末粒度降低激光在相鄰粉末之間的多次反射，從而減少納米復合粉末的激光吸收，進而更高的能量來成型復合材料試樣[21-22]。因此，為了確定最優參數，在本實驗中，將鋪粉厚度固定為30 μm、掃描間距固定為70 μm，首先使用大范圍激光功率為65～95 W和掃描速度為600～1000 mm/s進行單一因素實驗。試樣尺寸分別為15 mm×10 mm×5 mm的塊狀試樣(用于硬度測試)及φ5 mm的圓柱試樣(用于抗壓性能測試)，成形試樣如圖2所示。

圖2 SLM成形試樣圖

1.3 試樣表征與分析

利用Hitachi SU5000的掃描電子顯微鏡(SEM)、X射線能譜分析(EDS)對復合材料粉末的混合情況進行觀察。采用線切割方法將成形后的試樣從基板上切下，利用儀器電子密度儀SD-200L(Archimedes排水法)測定試樣的致密度，并通過VHX-S50型光學金相顯微鏡(OM)分析成形試樣致密化行為。采用Kroll試劑對試樣進行腐蝕。利用高氯酸∶冰醋酸=1∶19在電壓55 V、電流1.95 A的環境下進行電解拋光。使用光學金相顯微鏡、掃描電子顯微鏡、步長為0.2 μm的電子背散射衍射(EBSD)對垂直于試樣成形方向的側表面形貌和顯微組織進行表征分析。采用HXD-1000TMC顯微硬度計測定成形試樣的硬度值，載荷為10 N，加載時間為60 s。采用MTS810材料試驗機對試樣進行準靜態(10-3s-1)壓縮測試，采用分離式霍普金森壓桿設備進行動態沖擊測試，設備的具體性能和參數詳見參考文獻[18]。

2 結果與分析

2.1 增強顆粒對致密性及顯微組織的影響

2.1.1 LaB6顆粒對致密度與熔池形貌的影響

圖3為成形試樣的相對密度與體能量密度的關系。結果表明，在激光功率為65～95 W、掃描速度為600～1000 mm/s的范圍內，當激光功率保持不變時，掃描速度越低，試樣的密度越大；當掃描速度保持不變時，激光功率越高，試樣的密度越大。然而，過高的能量密度(過高的激光功率或過低的掃描速度)導致試樣產生微裂紋。這是因為過高體能量密度導致微小熔池內的溫度增加，使得在內部形成較大的熱應力，這些熱應力會在最終凝固的成形試樣中釋放，導致形成宏觀可見的微裂紋。因此，在以上研究的基礎上進一步縮小工藝參數范圍，確定功率為72.5 W，掃描速度分別為600 mm/s (TMC1)，700 mm/s (TMC2)，800 mm/s(TMC3)和900 mm/s (TMC4)的四組參數進行后續研究，并采用72.5 W和700 mm/s的參數加工Ti-6Al-4V合金作為對比。

圖3 SLM成形試樣相對密度圖

圖4為Ti-6Al-4V和TMC2試樣的XRD圖。可以發現，加入LaB6顆粒后，材料的物相組成沒有發生較大改變，這是由于添加的增強顆粒含量過少(0.5%，質量分數，下同)而導致XRD無法檢測出其中準確的增強相。此外，從局部XRD譜圖可知，加入增強顆粒后，晶面指數為(101)的主衍射峰的衍射角減小，原因是La原子比合金中的原子半徑都要大，當La原子作為溶質原子固溶到固溶體時誘導晶格發生畸變，根據布拉格定律，晶面間距增大，則衍射角減小。圖5為TMC2試樣中增強顆粒的EDS點掃描結果。根據掃描結果中La，B，O，Ti元素的原子分數，認為LaB6未與Ti發生反應，仍以LaB6顆粒的形式存在于復合材料中。圖6為不同掃描速度下復合材料的縱截面的微觀組織形貌。可以發現，在較低能量密度下(TMC4)，試樣存在很多大尺寸的不規則孔洞和較多的未完全熔化的粉末，這些孔洞多分布在熔道搭接處，這是由于激光能量密度不足導致溫度偏低、熔池尺寸偏小、熔體黏度偏大，從而使溶體的潤濕性嚴重下降，溶體流動性降低而致。當能量密度增大到43.2 J/mm3(TMC3)時，熔道搭接處僅剩微量細小孔洞、未熔粉末基本消失不見，但是熔道界線仍然清晰可見。當能量密度增大到49.3 J/mm3(TMC2)時，孔洞和未熔粉末均消失不見，熔池之間連續、搭接穩定，此時試樣有較好的致密度，相對致密度達到99.3%左右。隨著能量密度繼續增加到57.5 J/mm3(TMC1)，孔洞再次出現且觀察到因為能量密度過大而產生的熱裂紋，試樣致密度下降到了98.9%左右。

圖4 Ti-6Al-4V和TMC2試樣的XRD譜圖

圖5 增強顆粒高倍能譜分析

圖6表面微觀組織OM圖 (a)Ti-6Al-4V;(b)TMC1;(c)TMC2;(d)TMC3;(e)TMC4

圖7微觀組織SEM圖 (a)Ti-6Al-4V；(b)TMC1；(c)TMC2；(d)TMC4

2.1.2 LaB6顆粒對顯微組織的影響

圖7為Ti-6Al-4V，TMC1，TMC2及TMC4試樣的微觀組織SEM形貌。如圖7(a)所示，SLM成形Ti-6Al-4V試樣中能看到明顯β柱狀晶，如白色虛線所示，其寬度幾乎與掃描間距一致。在β柱狀晶內可以觀察到大量細長的α針狀晶，其長寬比在15～20之內，呈現高度一致的方向性。當加入LaB6顆粒后，鈦合金中柱狀晶的痕跡消失，取而代之的是α針狀晶粒雜亂地分布其中，且其尺寸有所減小，如圖7(b)～(d)所示。在復合材料上能看到納米級的LaB6顆粒，其分布相對比較均勻。LaB6顆粒在整個基體中分布主要受初始粉末制備和熔池中Marangoni對流的影響。在SLM成型過程中，微小熔池內的局部溫度梯度造成的表面張力梯度、濃度梯度及其共同決定的Marangoni對流驅動納米顆粒的運動和重新排布，從而減少了增強顆粒由于密度差而形成的漂浮和沉積[15，23]。此外還可以發現，TMC1試樣中存在微裂紋，而TMC4則存在較多圓形的微孔，這主要是由于TMC1中能量密度偏高、TMC4中能量密度偏低引起的，當能量密度較高時，熔池溫度高，熔化的金屬黏度低，流動性好，更容易填補空隙，孔洞數量隨之相應減少，試樣組織缺陷減少。

圖8為SLM成形Ti-6Al-4V，TMC2和TMC4試樣的EBSD反極圖(IPF)和極圖(PF)。結果表明，與Ti-6Al-4V合金相比，LaB6增強顆粒的加入會影響晶粒的形狀與分布。圖8(a-1)中可以明顯看出，Ti-6Al-4V中存在細長的針狀晶粒，且能明顯地觀察到初始β晶粒的晶界，以及β晶界處產生的細等軸晶，各種晶粒之間晶界明顯，與圖7(a)所示的形貌一致。在SLM成形Ti-6Al-4V過程中，β晶粒的生長取向總是優先沿著溫度梯度最大的方向，即成型高度方向生長，導致材料在沿成形方向呈現柱狀結構和強烈的紋理。因為α′和α具有相似的密排六方結構，無法用XRD區分，所以二者都以α相和α晶粒描述[13-14]。隨著溫度的降低，α相從初始β相中析出，且α晶粒更易于在β邊界上成核，根據經典的Burgers取向關系，此時的α晶粒存在一定的擇優取向，并存在一定的各向異性[24]。在圖8(b-1)，(c-1)中仍然存在較多細長的針狀晶粒，但較基體合金明顯減少，且初始β晶粒的晶界已難以辨別出來，另外能看到等軸晶大量增加，且α針狀晶粒的晶界也有一定程度的弱化、模糊。從圖8的IPF圖中可以看出,Ti-6Al-4V試樣的織構強度約4.3，而TMC2和TMC4分別只有3.2和3.1，說明加入稀土化合物能夠弱化甚至消除初始β晶粒的晶界、細化晶粒，使得晶粒取向表現出隨機的分布。其原因是LaB6顆粒在L→β和β→α+β的轉變過程中為α和β晶粒提供了大量的低能異質成核點，從而導致晶粒的結構更窄，最終形成更多的等軸結構[13，16]。增強顆粒在凝固過程中會先于β-Ti相之前形成，因此增強顆粒在微觀結構中的取向不受β-Ti所支配，從而以隨機取向的增強顆粒為異質成核點的晶粒也更具隨機性，因而也弱化了各向異性[25]。

圖8 SLM成形試樣的EBSD反極圖(IPF)(1)與極圖(PF)(2) (a)Ti-6Al-4V;(b)TMC2;(c)TMC4

從圖9的晶界圖及晶粒尺寸分布圖中可以發現，加入稀土化合物后，鈦合金的晶粒尺寸也發生了相應的變化，平均晶粒面積由基體合金的4.1 μm2減小到TMC2的2.0 μm2和TMC4的2.1 μm2。在Ti-6Al-4V試樣中，存在較多大于10 μm2的晶粒，最大的晶粒尺寸超過20.0 μm2。而在復合材料中，大晶粒數量明顯減少，幾乎沒有大于10.0 μm2的晶粒。其中TMC2的平均晶粒尺寸要略小于TMC4，且TMC2的晶粒尺寸分布較TMC4更為集中，原因是TMC2的掃描速度更低、能量密度更高，熔池內的對流更劇烈，使得LaB6顆粒作為非均質形核位點分散更均勻，從而限制了晶粒長大。

圖9 SLM成形試樣的晶界圖(1)及晶粒尺寸圖(2) (a)Ti-6Al-4V;(b)TMC2;(c)TMC4

2.2 增強顆粒對抗壓性能的影響

2.2.1 顯微硬度

圖10為Ti-6Al-4V及復合材料的維氏硬度。可以發現，TMC2試樣的硬度(368HV1)明顯高于擁有相近致密度的Ti-6Al-4V(344HV1)。這是由于堅硬的增強顆粒在維氏硬度計壓頭壓入時能承載更高的載荷，且增強顆粒極大減小了晶粒的尺寸，根據Hall-Petch公式，材料的強度、硬度與晶粒尺寸密切相關，也就是晶粒越細，硬度越高[26]。另外，在不同參數下SLM打印的復合材料試樣硬度值與試樣的致密度變化規律有著高度的一致性。隨著能量密度從TMC4提高到TMC2，硬度也隨著相應的增加，當進一步提高能量密度到TMC1時，試樣的致密度開始下降，同時測得的硬度也開始降低，表明致密化在對試樣的硬度方面有著極大的影響。這是因為當致密度較低時，存在較多孔洞，這些孔洞在負載時受力變形更大，以至于壓頭會產生更大的壓痕，使得測出的硬度更低。

圖10 SLM成形試樣維氏硬度圖

2.2.2 靜態抗壓性能

圖11為Ti-6Al-4V和復合材料在準靜態條件(10-3s-1)下的壓縮性能。在彈性變形階段，基體材料和復合材料趨勢一致，但是在塑性變形階段，TMC2的屈服強度相較于基體材料提高了約150 MPa(分別為1160 MPa和1010 MPa)、極限抗壓強度提高了85 MPa(分別為1520 MPa和1435 MPa)。但在延展性方面有明顯下降，極限壓縮應變從基體的21.2%減少到TMC2的18%，表明LaB6顆粒對鈦合金的強化會降低延展性。此外，隨著致密度的降低，復合材料的屈服強度和極限抗壓強度也相應降低，塑性逐漸提高，這與不同能量密度試樣的致密度密切相關。致密度較低的試樣中存在更多的細小孔洞，當對試樣進行壓縮時，這些孔洞率先被擠壓變形，也擁有更多的變形空間，且孔洞變形對塑性的影響較細小的微納米顆粒更為明顯，導致低致密度試樣的塑性提高、強度降低。將本工作結果與其他參考文獻中的準靜態壓縮性能進行對比，如表2[16,27-28]所示，可以發現相較于其他工藝制備的鈦合金，當引入相同質量分數的增強顆粒時，激光選區熔化成型的LaB6/Ti-6Al-4V復合材料擁有更大的極限壓縮強度。LaB6對Ti-6Al-4V合金壓縮性能的影響主要來自以下幾個方面[29]：一是細晶強化機制，由于增強顆粒的添加使得晶粒細化、晶界增多(如圖9所示)，當試樣發生變形時，晶界通過阻礙位錯的運動進而使試樣的強度增大；二是彌散強化機制，受初始粉末預備和Marangoni對流的影響，增強顆粒彌散分布在基體中，當發生變形時，位錯線不能直接穿過這些微粒，從而增加位錯運動的阻力使試樣的抗力增大；三是負載轉移機制，因為增強相與基體之間穩定且清晰的結合界面，沒有界面反應產物生成，使得試樣在受到外力時，應力能很好地傳遞到增強相上，而LaB6顆粒較基體材料擁有更高的強度和剛度，故復合材料得以強化。

圖11 激光選區熔化成型鈦基復合材料的準靜態抗壓性能 (a)真實應力-應變曲線;(b)屈服強度和極限強度

表2 其他文獻中鈦基復合材料試樣的準靜態壓縮性能與本文結果對比

圖12為Ti-6Al-4V及TMC2試樣的斷裂面的SEM形貌。從圖12(a)的Ti-6Al-4V合金中能觀察到韌窩和光滑剪切區交錯分布，這是典型的韌性斷裂和脆性斷裂共同作用的混合斷裂[30]，在電子束選區熔化Ti-6Al-4V合金中也觀察到同樣的現象[20]，表明此次研究制備的鈦合金韌性較差，這是因為鈦合金α′相本身具有較高的強度和較低的韌性，會表現出一定的脆性[31]，同時因為添加的增強體與基體之間存在非完美結合，如圖5所示，孔隙含量增加，為材料在變形時裂紋的萌生和擴展提供了路徑，所以導致該復合材料在一定程度上表現出脆性的斷裂特性。另外還可以發現韌窩尺寸為2～20 μm，形狀為拉伸狀，這是由45°的剪切應力所致。如圖12(b)所示，TMC2試樣的斷裂面呈準解理斷裂和韌窩型斷裂，其解理臺階密集而均勻，在高倍鏡下可以觀察到解理臺階脆斷的特征，在臺階面附近可以觀察到一些直徑較小的韌窩，大部分都小于1 μm，且分布均勻，這是由于LaB6顆粒能夠在基體材料中分布均勻所致，同時存在細小的韌窩也說明LaB6增強的鈦合金相較于Ti-6Al-4V合金雖然具有更多的脆性特征，但也具有一定的塑性。一般而言，在相同的測試條件下，越大的韌窩意味著局部的穩定性越高，塑性也就越強，這表明Ti-6Al-4V試樣的塑性變形能力更好，與圖11所示的壓縮實驗結果一致。

圖12 壓縮試樣的斷裂形貌 (a)Ti-6Al-4V;(b)TMC2

2.2.3 動態沖擊性能

圖13是不同掃描速度成形的鈦及鈦基復合材料在2500 s-1應變率下的應力-應變曲線。Ti-6Al-4V合金的最大應力和應變分別為1715 MPa和0.105。而復合材料的最大應力、應變與掃描速度有直接的關系，掃描速度為900 mm/s(TMC4)時，試樣取得最小流變應力值1610 MPa，而最大流變應力1823 MPa在掃描速度700 mm/s(TMC2)時取得。圖13(b)顯示，試樣的最大應變的變化規律與流變應力的變化規律一致，都是在900 mm/s時最小，隨著掃描速度的降低而逐漸增大，在700 mm/s時達到最大，當進一步降低掃描速度時最大應變與流變應力都開始減小。這表明掃描速度對材料的動態力學性能存在明顯的影響，其原因是TC4試樣存在較多的孔洞，在沖擊載荷作用下，這些孔洞首先發生應力集中，從而成為斷裂源。有研究表明[32]，增材制造鈦合金的抗壓強度對孔洞的敏感性弱于抗拉強度，這是由于金屬材料的抗沖擊性能對孔洞、裂紋的敏感性比拉伸性能的小[33]，在沖擊載荷作用下，一些挨得較近的孔洞甚至可能會發生塌縮、合并、閉合等，反而會提高材料的斷裂韌度。對比TMC2和鈦合金的動態壓縮性能可以發現，在合適的工藝參數下，可以制備出高質量的復合材料，使得在大幅提高強度的前提下而不削弱材料的塑性。

圖13 激光選區熔化鈦基復合材料的動態壓縮性能 (a)真實應力-應變曲線;(b)屈服強度和極限強度

圖14是TMC2試樣在不同應變率下(約為1300～3300 s-1)的應力應變曲線。在應變率為1300 s-1時，應力和應變取得最小值1548 MPa和0.081，最大值在應變率為3300 s-1時取得，此時試樣開始發生剪切破壞，但應力和應變值仍然達到2008 MPa和0.113。此外，可以發現，復合材料在塑性段表現出明顯的應變硬化現象。圖14(b)顯示，在不同的應變率條件下，TMC2試樣的強度隨著應變率的增加而增加，表明SLM制備的鈦基復合材料同樣具有較強的應變率強化效應。

圖14 激光選區熔化鈦基復合材料(TMC2)在不同應變率下的動態壓縮性能

高速沖擊(2500 s-1)下Ti-6Al-4V和TMC2試樣的斷面形貌如圖15所示。圖15(a)為Ti-6Al-4V合金的斷面SEM形貌，在斷裂面上交替分布著光滑區域和韌窩區域，但是韌窩所占的比例遠遠小于準靜態加載條件下的(圖12(a))，說明在高速沖擊下，鈦合金更傾向于脆性。高倍下的SEM形貌顯示有較多拉長的韌窩，這是由于剪切應力的作用。圖15(b)為TMC2試樣在高速沖擊下的斷面形貌，斷面同樣存在光滑區域和韌窩區域，但是其韌窩尺寸較小。與準靜態加載條件相比，高速沖擊下的試樣(Ti-6Al-4V和TMC2)韌窩的直徑和深度都變小，說明在高應變率沖擊載荷作用下，SLM成型試樣的延展性降低，這個結果與從應力-應變曲線上反映出的斷裂韌度變化規律相吻合。

3 結論

(1)激光工藝參數對激光選區熔化鈦基復合材料的致密度和成形質量有顯著的影響。當激光功率為72.5 W、掃描速度為700 mm/s時，相對致密度達到99.3%左右。

(2)增強顆粒為α和β相提供了大量的低能異質成核點，弱化甚至消除初始β晶粒的晶界，弱化、模糊α針狀晶粒的晶界，使得各向異性有所減弱。復合材料韌窩區域面積及韌窩尺寸大小較純Ti-6Al-4V試樣明顯減小，更趨向于脆性斷裂。

(3)增強顆粒的引入提升復合材料的硬度、強度及高應變率下的應力。復合材料在塑性段表現出明顯的應變硬化現象，且隨著應變率的增加同時也表現出明顯的應變率強化效應。