0. 引言

選區激光熔化（selective laser melting，SLM）是一種相對成熟的增材制造工藝，具有生產周期短，可成形復雜結構件等優點[1-2]，但其快速加熱和冷卻的成形特點會使熔池形成較高的溫度梯度，導致材料內部產生較高的殘余應力[3]。在腐蝕環境中服役時，在外部應力與內部殘余應力的共同作用下，工件會在毫無征兆的情況下發生應力腐蝕開裂（stress corrosion cracking，SCC）[4]而失效。因此，研究SLM成形工件的應力腐蝕行為具有重要意義。

UJJWAL等[5]通過慢應變速率拉伸試驗（slow strain rate tensile，SSRT）發現，增材制造成形ER4043鋁合金試樣中高殘余應力的存在使其在0.6mol·L−1NaCl溶液中的斷后伸長率和抗拉強度相較于在空氣中明顯下降，應力腐蝕敏感性提高，這是腐蝕環境和殘余應力共同作用的結果。CHASSE等[6]研究發現：增材制造成形7050-T73鋁合金試樣在高氧環境的NaCl溶液中的失效應變顯著降低，殘余應力可能作為裂紋萌生的輔助驅動力，引發合金的晶間SCC。ZHANG等[7]研究了SLM成形304L不銹鋼在高溫富氫水中的抗應力腐蝕開裂能力，發現成形件中較低含量硅和錳以及較高位錯密度能夠加速溶質原子擴散，降低晶間氧化傾向，從而提高抗SCC能力。

工業純鐵具有體心立方晶格結構，相比于多元合金，不存在多種元素相互作用和復雜相變對腐蝕與應力相互作用的干擾，因此是研究殘余應力對SCC作用機制的理想材料。作者以SLM成形工業純鐵試樣為研究對象，通過不同溫度固溶+400℃時效處理以調控殘余應力，研究了殘余應力對成形試樣應力腐蝕行為的影響，擬為SLM成形工藝在多元合金應力腐蝕特性方面的研究提供理論參考。

1. 試樣制備與試驗方法

試驗原料為四川荃躍公司提供的工業純鐵粉末，粒徑在20~50μm，其形貌見圖1，呈球狀和橢球狀，大顆粒表面吸附著小顆粒；其化學成分（質量分數/%）為0.008Ni，0.029Cr，0.041Co，0.001Mo，0.0038Ti，0.042W，0.012Mn，0.0001Si，0.0038C，0.0546O，0.0024N，余Fe。

圖 1工業純鐵粉末的微觀形貌

Figure 1.Micromorphology of industrial pure iron powder

采用MLAB cusing R型金屬零件3D打印機進行SLM成形，采用氬氣保護以防止熔融金屬氧化，激光系統為100W連續光纖激光器，光斑直徑為100μm，粉層厚度為25μm，掃描速度為800mm·s−1，試驗溫度為20℃，掃描方式為棋盤式；分別成形出尺寸為8mm×8mm×11mm的塊狀試樣和長45mm、寬14mm、標距35mm的拉伸試樣（GB/T 6397—1986《金屬拉伸試驗試樣》），成形方向（z向）為試樣厚度方向。在GSL-1700X型真空管式高溫燒結爐中對試樣進行固溶+時效處理：在大氣環境中將試樣在1h內分別加熱至650，800，950℃，保溫0.5h固溶，在1h內降溫至400℃，保溫0.5h時效，爐冷。

將塊狀試樣用240#~2000#SiC砂紙逐級打磨，拋光，用體積分數4%硝酸乙醇溶液進行腐蝕，采用HIROX KH-1300型數字式三維視頻顯微鏡觀察表面顯微組織；將試樣沿z向從表面向下拋磨至深度分別為0.25，0.50，0.75，1.00mm，腐蝕后觀察不同深度處的顯微組織。

采用Xstress-3000-G2型殘余應力X射線衍射儀進行殘余應力測試。為了得到沿z向的殘余應力變化，使用飽和NaCl溶液對塊狀試樣進行電解拋光剝層，每次剝層深度為0.25mm，測試不同深度處試樣中心位置的x向（試樣長度方向）和y向（試樣寬度方向）殘余應力。

用砂紙打磨拉伸試樣標距段表面，用無水乙醇超聲清洗后冷風干燥，根據GB/T 228.1—2010《金屬材料 拉伸試驗 第1部分：室溫試驗方法》，采用WDW-50E型微機控制電子式萬能試驗機在空氣和NaCl溶液中分別進行慢應變速率拉伸試驗，NaCl溶液中NaCl質量分數分別為3.5%，5.0%，10.0%，應變速率控制在6×10−6s−1。引入綜合差值率系數來綜合評估應力腐蝕敏感性差異，計算公式如下：

式中：ISCC為綜合差值率系數；σsol為不同溫度固溶+時效處理后試樣在NaCl溶液的抗拉強度；δsol為不同溫度固溶+時效處理后試樣在NaCl溶液的斷后伸長率；σair，δair分別為沉積態試樣在空氣中的抗拉強度和斷后伸長率。

綜合差值率系數越大，應力腐蝕敏感性越大。

使用手工鋸分離拉伸斷口，進行超聲清洗以去除斷口表面雜質和污染物，干燥，采用Nova NanoSEM450型掃描電子顯微鏡觀察拉伸斷口形貌。

2. 試驗結果與討論

2.1 顯微組織

由圖2可以看出，固溶+時效處理前后SLM成形試樣（垂直于z向）的組織均主要為鐵素體，鐵素體晶界處析出少量三次滲碳體（量少可以忽略不計）。沉積態（固溶+時效處理前）試樣的晶粒尺寸較小，晶界不明顯；650℃固溶+時效處理后，晶粒尺寸增大，并且隨著固溶溫度升高而增大，晶界變清晰。固溶+時效處理后SLM成形試樣由于晶界能下降，晶粒尺寸明顯增大，晶界變得更加清晰，這與BIAN等[8]對316L不銹鋼的研究結果類似。由于SLM工藝通過層層疊加成形，后續成形的熱量會對前期成形層產生類似“熱處理”的作用，使前期成形層發生跨晶界擴展，因此隨深度增加，晶粒尺寸增大并趨于規則化，晶界變清晰。

圖 2不同溫度固溶+400℃時效處理前后SLM成形試樣不同深度處的顯微組織

Figure 2.Microstructures at different depths of specimens formed by SLM before (a, e, i, m, q) and after solution at different temperatures + aging at 400℃ (b–d, f–h, j–l, n–p, r–t)

2.2 殘余應力

由圖3可見：沉積態SLM成形試樣表面和內部存在較大殘余拉應力；固溶+時效處理后殘余拉應力顯著降低，這是因為金屬原子在熱處理過程中受熱激發而發生運動調整，從而促進了應力釋放[8]。隨著固溶溫度升高，試樣表面和內部殘余拉應力下降。當固溶溫度為800℃時，殘余應力接近于0，此時試樣接近無應力狀態；當固溶溫度達到950℃時，殘余應力轉變為壓應力。固溶+時效處理能夠顯著降低試樣內部的殘余應力，且隨著固溶溫度升高，殘余拉應力降低并在950℃固溶+時效后轉變為較小的壓應力，這種轉變使得SLM成形試樣內部具有更好的穩定性[9]。綜合而言，對于此批次試樣，800℃為最優固溶溫度。

圖 3不同溫度固溶+400℃時效處理前后SLM成形試樣x向和y向殘余應力隨深度的變化

Figure 3.Variation ofx-directional (a) andy-directional (b) residual stress with depth of specimens formed by SLM before and after solution at different temperatures + aging at 400℃

2.3 應力腐蝕行為

由圖4可見，在空氣和腐蝕環境中，固溶+時效處理前后SLM成形試樣的應力-應變曲線在彈性變形初始階段趨勢基本一致，進入塑性變形階段后，因殘余應力水平存在差異，曲線出現差異[10]。沉積態SLM成形試樣內部存在較高殘余拉應力，其抗拉強度顯著高于固溶+時效處理后的試樣；經固溶+時效處理后，隨著固溶溫度升高，SLM成形試樣的抗拉強度降低，但斷后伸長率未呈現下降趨勢。

圖 4不同溫度固溶+400℃時效處理前后SLM成形試樣在空氣和不同質量分數NaCl溶液中的應力-應變曲線

Figure 4.Stress-strain curves of specimens formed by SLM before and after solution at different temperatures+aging at 400℃ in air (a) and NaCl solution with different NaCl mass fractions (b–d)

隨著固溶溫度升高，試樣晶粒長大且殘余應力釋放，材料抵抗變形的能力減弱，因此抗拉強度降低，這與黃衛東等[11]對SLM成形TiN/AlSi10Mg合金復合材料組織性能的研究結果類似。隨著NaCl溶液濃度增加，沉積態試樣的斷后伸長率降低，這是因為沉積態試樣晶粒較細且殘余拉應力較大，在外部拉伸力和Cl−腐蝕的綜合作用下高應力區域的點蝕加速。固溶+時效處理后殘余應力得到釋放且晶粒尺寸增大，抗腐蝕應變能力增強，因此試樣的斷后伸長率隨著NaCl溶液濃度增加未呈現明顯下降趨勢。

由表1結合殘余應力分析可知：沉積態SLM成形試樣因內部存在較大殘余拉應力，其在較高濃度NaCl溶液（NaCl質量分數不小于5.0%）中的應力腐蝕敏感性較大；固溶+時效處理后，試樣內部殘余應力降低，在較高濃度NaCl溶液中的應力腐蝕敏感性降低，這是因為固溶+時效處理后晶粒長大，雖然導致材料強度降低，但韌性提高，從而降低了應力腐蝕敏感性[12]。當固溶溫度為800℃時，試樣內部殘余應力接近0，在較高濃度NaCl溶液中相比殘余應力水平較大試樣，其綜合差值系數更小，應力腐蝕敏感性更低，說明低殘余應力水平有利于提高材料耐高Cl−濃度腐蝕性能；當固溶溫度為950℃時，殘余應力轉變為壓應力，在較高濃度NaCl溶液中的應力腐蝕敏感性增大。隨著NaCl溶液濃度增加，沉積態SLM成形試樣的應力腐蝕敏感性大幅增大，650，950℃固溶+時效處理后試樣的應力腐蝕敏感性變化相對較小，800℃固溶+時效處理后試樣的應力腐蝕敏感性先減小后增大。

2.4 斷口形貌

由圖5可見：沉積態SLM成形試樣拉伸斷口出現大面積解理面和明顯腐蝕凹坑，幾乎無韌窩，斷裂方式以脆性斷裂為主；拉伸斷口上還可見未熔粉末顆粒、孔隙等缺陷，這些缺陷在殘余拉應力和腐蝕介質共同作用下成為裂紋源，加速裂紋擴展，從而降低耐腐蝕性能[12]；斷口表面腐蝕產物堆積嚴重，進一步降低材料的耐點蝕性能[13]。經過固溶+時效處理后，試樣拉伸斷口形貌向韌性特征轉變：650℃固溶+時效處理后，殘余拉應力相較于沉積態顯著下降，拉伸斷口均出現細小淺平韌窩，裂紋沿著晶界擴展，斷裂方式主要為沿晶斷裂，當NaCl質量分數為10.0%時，撕裂棱上附著暗色腐蝕產物，拉伸斷口中存在部分韌窩；800℃固溶+時效處理后試樣內部殘余應力接近于0，斷口出現河流花樣的臺階和解理面，以及大量較深韌窩，韌性斷裂比例增加；950℃固溶+時效處理后殘余應力轉變為壓應力，斷口韌窩數量增多，存在小區域分布的解理面，韌性斷裂比例進一步增加。

圖 5不同溫度固溶+400℃時效處理前后SLM成形試樣在不同質量分數NaCl溶液中的拉伸斷口形貌

Figure 5.Tensile fracture morphology of specimens formed by SLM before (a–c) and after (d–l) solution at different temperatures+aging at 400℃ in NaCl solution with different NaCl mass fractions

綜上所述，殘余拉應力（800℃時殘余應力接近0）降低后，SLM成形試樣的斷后伸長率未呈下降趨勢，應力腐蝕敏感性降低，耐腐蝕性能提升。

3. 結論

（1）沉積態SLM成形工業純鐵中晶粒細小且晶界不明顯，內部存在較大的殘余拉應力；650~950℃固溶+400℃時效處理后，晶粒長大，晶界清晰，殘余應力降低。隨固溶溫度升高，殘余應力下降，當固溶溫度為800℃時殘余應力接近0，當固溶溫度為950℃時轉變為壓應力。

（2）在較高Cl−濃度（NaCl質量分數不小于5.0%）下，高殘余拉應力狀態的沉積態試樣的應力腐蝕敏感性較高，固溶+時效處理后試樣中的殘余應力水平降低，應力腐蝕敏感性降低，殘余應力接近0時試樣的應力腐蝕敏感性小于殘余應力水平相對較高試樣。隨著Cl−濃度增加，沉積態成形試樣的應力腐蝕敏感性增大，650，950 ℃固溶+時效后應力腐蝕敏感性變化小，800 ℃固溶+時效后先減小后增大。

（3）沉積態（高殘余拉應力）試樣的拉伸斷口中出現大面積解理面和腐蝕凹坑，呈脆性斷裂特征；隨著殘余應力降低，斷口出現韌窩，當殘余應力接近0或轉變為壓應力時呈脆韌混合斷裂。

文章來源——材料與測試網