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作者：張勇哄避，王斌斌，劉琛誉简，李斌強，趙俊波盟广，李志文闷串，李哲筋量，趙春志烹吵，王亮，蘇彥慶
工作單位：
哈爾濱工業(yè)大學材料科學與工程學院金屬精密熱加工國家重點實驗室
哈爾濱工業(yè)大學空間環(huán)境與物質科學研究院
中國船舶集團有限公司第七0三研究所
哈爾濱工業(yè)大學鄭州研究院
來源：焊接切割聯(lián)盟
金屬增材制造（Metal additive manufacturing桨武，MAM）因其高度的工藝靈活性、廣泛的材料適用性和充分的材料利用率呀酸，自20世紀80年代增材制造的概念化開始凉蜂，便受到了國內外各領域研究者的廣泛關注。
相較常規(guī)“鑄造/鍛造+減材”的金屬零部件制備方法跃惫，增材制造在產品研發(fā)、復雜結構制造和多材料集成制造方面表現(xiàn)出突出的優(yōu)勢顿储，使其成為現(xiàn)代工業(yè)也必將是未來工業(yè)中的關鍵戰(zhàn)略技術。歷經四十多年的快速發(fā)展济问，MAM技術逐漸成熟，國內外已形成相關的標準吝殖，且已具備較大的市場規(guī)模戳酒。
近年來，包括以復雜構型制備及大型工件修復為目的的MAM技術在海洋工程領域得到應用，特別是MAM技術受到了海軍的關注肮渣。海水作為含氧高鹽度電解質溶液，對常見金屬材料存在較強的腐蝕作用名挪，這使得腐蝕成為MAM所制備合金材料需要面臨的問題距肯。
針對MAM所制備合金材料的腐蝕行為，已有相關綜述文獻進行了總結討論绵笆，并形成了一些普遍性的觀點棺衬，可概括如下：增材制造通過“點-線-面-體”的方式實現(xiàn)工件的成型，材料經歷快速凝固并受到復雜熱歷史的影響时鸵，導致MAM所制備合金材料往往表現(xiàn)出微觀組織細化胶逢、介觀結構分層和宏觀各向異性的現(xiàn)象，另外初坠，MAM所制備合金材料還存在高濃度晶體缺陷、化學成分不均勻彭雾、非平衡相組成碟刺、熱應力累積和孔隙缺陷等問題冠跷。這些組織結構特征改變了合金的腐蝕行為南誊，并且，多種微觀結構特征間還存在相互耦合作用蜜托。
然而，金屬材料的腐蝕行為與腐蝕環(huán)境存在密切關系橄务，當涉及海水環(huán)境時幔托，熱力學角度上，海水作為含氧的中性或弱堿性腐蝕介質王庐，易導致金屬材料發(fā)生吸氧腐蝕，而不利于析氫腐蝕的發(fā)生毫例。
動力學角度上谒酌，一方面，海水作為強電解質溶液惹捡，大量的鹽離子通過提高電導率，增加了電化學反應的速率男赴，即促使腐蝕速率的增加曾负；另一方面，海水中豐富的氯離子通過與金屬形成金屬氯化物加速電化學反應的進行往蝉，并且氯離子在金屬表面的局部聚集還會導致點蝕的發(fā)生稻猜。然而，隨著金屬材料在海水中腐蝕的進行堡扣，會在金屬表面形成氧化物膜，將導致其腐蝕熱力學和動力學條件發(fā)生改變协怒。
熱力學角度涝焙，氧化物膜的形成使金屬的電極電位正移，從而降低了金屬氧化的傾向孕暇；動力學角度，氧化物膜的形成限制了腐蝕介質與金屬基體的直接接觸妖滔，從而降低了金屬材料的腐蝕速率隧哮。由此可見，海水環(huán)境賦予了金屬材料特定的熱力學和動力學條件座舍，因此，非常有必要針對MAM所制備合金材料的海水耐蝕性開展研究曲秉。
氧化物鈍化膜的保護性通常是海洋工程用金屬材料抵抗海水腐蝕的主要機制采蚀。在各種金屬氧化物中，鉻（Cr）榆鼠、鈦（Ti）和鋁（Al）元素所形成的氧化物保護膜致密、穩(wěn)定漠盔，具有卓越的海水腐蝕抵抗性规倚，因此而具有優(yōu)異耐海水腐蝕性能的典型合金材料包括不銹鋼、鈦合金和鋁合金评贫。
在諸多合金材料體系中，奧氏體不銹鋼祷燥、雙相不銹鋼枕调、沉淀硬化馬氏體不銹鋼翁乌、Ti6Al4V鈦合金和AlSi10Mg鋁合金在海洋環(huán)境中被廣泛應用络骤，且其對應的MAM所制備合金材料得到了較多的海水耐蝕性或類海水環(huán)境（3.5% NaCl溶液）耐蝕性的研究，因此本文將圍繞這幾種合金材料展開討論摹院。
MAM工藝通過影響金屬材料的組織結構導致MAM所制備合金材料不同于常規(guī)合金的耐蝕性，而不同的MAM方法所制備合金同樣存在組織結構差異众巷，因此關于MAM所制備合金耐蝕性的討論需要區(qū)分MAM方法彼硫。
粉末床熔融（Powder bed fusion, PBF）和定向能量沉積（Direct energy deposition，DED）是最常見的MAM方法凌箕，其中，PBF增材包括激光粉末床熔融（Laser powder bed fusion, LPBF）和電子束粉末床熔融（Electron beam powder bed fusion, EB-PBF）兩種方法牵舱，通過逐層選擇性熔化預置粉末實現(xiàn)工件制備串绩，所形成熔池體積微小，冷卻速度可達105~107 K/s芜壁。
相較PBF技術，DED技術通過向熔池區(qū)同軸送材的方式實現(xiàn)工件的制備慧妄，通常使用更高的熱源功率顷牌，形成既深又寬的熔池，因此冷卻速率低于PBF技術塞淹，但依舊可達103~104 K/s，高于鑄造合金的冷卻速率饱普。
DED技術可使用粉末或絲材作為原材料迄咸，當使用粉末時，以激光作為熱源杉源，稱為激光金屬沉積（Laser metal deposition, LMD）。當使用絲材時惦知，可以使用激光承副、電子束和電弧作為熱源，分別稱為絲材激光增材制造（Wire laser additive manufacturing, WLAM）爪辟、電子束自由成形（Electron beam freeform fabrication, EBF3）和絲材電弧增材制造（Wire arc additive manufacturing, WAAM）。
本文圍繞MAM技術在海洋工程領域的潛在應用既权，選取了奧氏體不銹鋼荚砍、雙相不銹鋼、沉淀硬化馬氏體不銹鋼酌沥、Ti6Al4V鈦合金和AlSi10Mg鋁合金共五種廣泛應用于海洋工程的合金材料作為研究對象，全面探討了MAM所制備合金材料在海水或模擬海水環(huán)境（3.5% NaCl溶液）中的耐蝕性能呵扛。分別對PBF和DED兩類工藝所制備合金材料的微觀組織結構與海水中腐蝕行為之間的關系進行深入研究每庆，同時還詳細考察了熱處理工藝對MAM所制備合金材料在海洋環(huán)境下耐蝕性的影響筐带。最后，綜合分析了MAM所制備合金材料在海水耐蝕性方面的研究進展和潛在問題伦籍，并對未來的發(fā)展趨勢進行了展望。
不銹鋼
MAM工藝過程涉及一系列復雜的物理和化學現(xiàn)象腮出，包括高能束的作用帖鸦、快速熔凝、熔池流動作儿、物相轉變和元素揮發(fā)等。這些現(xiàn)象不僅對MAM所制備合金材料的微觀組織結構產生影響馋劈，還直接決定了產品的成形質量攻锰。
孔隙和表面粗糙度是MAM所制備合金材料中常見的成形質量缺陷，對合金的海水耐蝕性具有不利影響侣滩。具體而言，孔隙是點蝕形核和縫隙腐蝕的敏感位置相询，隨著時間的推移逐嗅，孔隙處會逐漸形成閉塞腐蝕電池，通過自催化過程來加速合金的腐蝕褒谒。此外，點蝕坑的形成與增長易造成應力集中奕喻，從而促使裂紋的萌生與擴展您奶，因此，孔隙的存在還會降低構件的應力腐蝕抗力和腐蝕疲勞強度摧篱。
MAM所制備合金材料的表面粗糙度與熔池流動、粉末粘連和階梯效應等因素有關松苹，其存在增加了試樣的表面積摘链，并且容易隱藏潛在的點蝕核心缺陷，從而降低了MAM所制備合金的海水耐蝕性丘多。
當今岗努，孔隙和表面粗糙度對MAM所制備合金材料的耐蝕性已不再構成明顯威脅谢鹊，這歸功于眾多研究者在降低孔隙率和表面粗糙度方面的不懈努力算吩。對于孔隙問題，當使用優(yōu)選的工藝參數(shù)時佃扼，目前的MAM技術在制備多種合金材料時均可輕松實現(xiàn)高達99.9%的致密度蔼夜，包括不銹鋼、鈦合金和鋁合金等压昼。至于表面粗糙度挎扰，機械拋光和化學拋光等方法能夠獲得極為光滑的表面。
因此巢音，MAM合金在海水環(huán)境下的腐蝕行為主要由其微觀組織控制尽超，這包括物相組成官撼、元素分布、晶體結構似谁、晶粒形態(tài)和組織尺寸傲绣。為了深入探討微觀組織對MAM所制備不銹鋼在海水中腐蝕性能的影響钓赛，下面重點討論奧氏體不銹鋼待鲤、雙相不銹鋼和沉淀硬化馬氏體不銹鋼這三種主要合金材料。
奧氏體不銹鋼
對于常規(guī)合金的研究表明勃说，點蝕是奧氏體不銹鋼在海水環(huán)境下耐腐蝕性能的主要挑戰(zhàn)。因此痒塞，奧氏體不銹鋼的點蝕電位在一定程度上反映了其海水耐蝕性佣各。圖1整理了相關文獻中不同狀態(tài)MAM所制備316L不銹鋼及鍛態(tài)合金在近3.5% NaCl溶液中的點蝕電位數(shù)據(jù)『榭模可以發(fā)現(xiàn)PBF所制備316L不銹鋼的點蝕電位高于鍛態(tài)合金指胡，而DED所制備316L不銹鋼的點蝕電位與鍛造合金相當晋丑。這表明PBF所制備316L不銹鋼具有優(yōu)異的海水耐蝕性橘忿，而DED所制備316L不銹鋼可以作為鍛態(tài)合金的代替品。
奧氏體不銹鋼的點蝕問題與MnS夾雜及其周圍形成的Cr元素耗盡區(qū)密切相關嚼债。在PBF過程中，熔融金屬迅速凝固碟嘴，可有效地抑制MnS夾雜物的形成溪食，如圖2(a)和(c)所示，并避免Cr元素耗盡區(qū)的產生娜扇。這有助于提高合金的抗點蝕性能，并對PBF所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性產生積極影響雀瓢。正如圖2(d)所示枢析，不同狀態(tài)下的316L不銹鋼的動電位極化曲線表明玉掸，PBF制備的316L不銹鋼具有明顯更高的點蝕電位，同時具有更低的鈍化電流密度司浪，這說明它在海水中擁有更優(yōu)越的耐腐蝕性。
當然饮睬，盡管PBF技術的快速冷卻作用可以有效地抑制MnS夾雜物的形成堤酿，但并不總能完全避免其產生。但是卦瘤，在PBF制備的奧氏體不銹鋼中镇评，MnS夾雜物的尺寸遠遠小于鍛造合金瑰氨，且其濃度較低牺鱼，這不足以觸發(fā)點蝕的發(fā)生。因此特血，PBF工藝仍然對提高奧氏體不銹鋼的海水耐蝕性有積極作用跪晕。
熱處理通常被用于微觀組織結構的調控渣么，以提高合金的耐蝕性脐拄。然而，針對PBF制備的奧氏體不銹鋼蛋鸡，研究表明各種熱處理方式并未明顯提高其海水耐蝕性醇樱，反而可能導致耐蝕性嚴重下降弓候，如圖1和2(d)所示郎哭。
具體來說，在650 ℃下的退火處理對點蝕電位有輕微的積極影響菇存，這被認為與消除殘余應力有關夸研。然而依鸥，固溶處理則導致點蝕電位降低亥至，且隨著固溶處理溫度的降低，點蝕電位呈下降趨勢贱迟。固溶處理對PBF所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性影響主要在于夾雜物的再次形成和生長姐扮，如圖2(a)和(b)所示衣吠。
熱作用促使元素擴散茶敏，導致原本被抑制的富錳和富鉻夾雜物重新形成和增長壤靶，進而降低合金的耐蝕性。此外惊搏，熱處理還可能導致PBF制備的316L不銹鋼中的孔隙擴大，進一步降低了合金的抗腐蝕性减点。
在提高PBF所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性方面饥猴，研究者已采用不同方法取得了顯著進展。例如街粟，Vukkum等通過添加CrN成功抑制了MnS等夾雜物的形成锉纹，從而提高了合金的點蝕電位今天。此外，Sun等通過PBF制備了一種晶體層狀微結構的奧氏體不銹鋼腌棒，其點蝕電位高達1.2 V置悦，已接近氧化鉻熱力學不穩(wěn)定的過渡態(tài)。這些方法為改善PBF所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性提供了有希望的途徑捂旨。
與PBF所制備奧氏體不銹鋼具有精細的全奧氏體結構不同，DED制備的奧氏體不銹鋼具有相對較粗的組織結構素矛，這是由于其較慢的冷卻速度和后續(xù)沉積對先前沉積層施加的較高熱輸入憨琅。
此外，DED奧氏體不銹鋼通常還包括鐵素體相叙谨、富鉻σ相和碳化物，如圖3(a)和(b)所示保屯。這些現(xiàn)象會導致合金化學成分的微觀偏析手负，損害鈍化膜的均勻性和完整性，降低了合金在海水環(huán)境下的耐蝕性姑尺。
如圖1所示切蟋，DED所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性與鍛造合金相當统捶，但低于PBF制備的合金。如圖3(c)所示柄粹，LDED奧氏體不銹鋼的點蝕電位為571 mV喘鸟，略高于鍛態(tài)合金（499 mV），但遠低于LPBF合金（1155 mV）镰惦。這是因為LDED合金的組織結構特征尺寸大約是LPBF合金的10倍迷守，但比鍛態(tài)合金要精細犬绒。
值得注意的是脯纽，Ron等在關于WAAM制備316L不銹鋼的研究中發(fā)現(xiàn)等吝，與鍛造合金中均勻分布的點蝕不同，增材合金的腐蝕侵蝕主要發(fā)生在鐵素體與奧氏體之間的界面處尽架。
在調控DED所制備奧氏體不銹鋼的耐蝕性方面泽中，通過適當?shù)臒崽幚砜梢匀コ辖鹬械挠泻﹁F素體相和σ相糜罢，從而實現(xiàn)耐蝕性的優(yōu)化熏虱，如圖1所示。
Chen等和Benarji等的研究表明蛹吱，在800~1200 ℃的溫度范圍內浓盐，隨著熱處理溫度的升高和時間的延長晨每，鐵素體的含量減少倚胀，耐蝕性增加。特別是在1100~1200 ℃的條件下所脉，可以消除σ相可款，而在1200 ℃保溫4小時可以去除鐵素體相。
雙相不銹鋼
雙相不銹鋼是一種具有平衡的奧氏體+鐵素體雙相結構的合金闺鲸，這種結構賦予其出色的耐蝕性。為確保其耐蝕性不受嚴重損害埃叭，需要保持雙相結構中小體積分數(shù)的物相在30%以上摸恍。
然而，采用MAM技術制備雙相不銹鋼時赤屋，獨特的熔凝過程可能導致合金中的雙相比例偏離平衡狀態(tài)，同時引發(fā)其他微觀組織上的變化益缎，進而對合金的腐蝕性能產生影響谜慌。
根據(jù)對相關文獻中關于MAM所制備雙相不銹鋼的雙相比例和主要研究結果的總結發(fā)現(xiàn)，PBF所制備雙相不銹鋼的海水耐蝕性不如熱軋合金莺奔，而DED所制備雙相不銹鋼的海水耐蝕性與熱軋合金相當欣范。PBF所制備雙相不銹鋼中鐵素體的比例通常高達95%以上令哟。
嚴重失衡的雙相比被認為是PBF所制備雙相不銹鋼耐蝕性降低的主要原因恼琼。這歸因于PBF所制備雙相不銹鋼中鐵素體較低的耐點蝕當量（PREN，Cr、Mo翼抡、Ni和N元素含量越高鸡蒲，PREN值越大）响奋，以及鐵素體與奧氏體間PREN失衡束咙。奧氏體和鐵素體都具有較高且彼此接近的PREN值是雙相不銹鋼優(yōu)良耐蝕性的關鍵。
如圖4所示救眯，在PBF所制備雙相不銹鋼中览止，鐵素體占比極高，使鐵素體穩(wěn)定元素Cr和Mo在大體積范圍內分布校增，導致鐵素體中Cr和Mo的低濃度，即PBF所制備雙相不銹鋼中鐵素體的低PREN值疾练。PBF所制備雙相不銹鋼中較高的鐵素體含量與PBF技術的快速凝固特征有關茁只。在PBF制備過程中，快速冷卻抑制了雙相不銹鋼中初生相高溫鐵素體向奧氏體的轉變缔莲，并使其保留至室溫。
另外奖慌，PBF過程中的快速凝固還可能促進Cr2N顆粒的形成抛虫，這是因為在快速冷卻速率下，N元素在鐵素體中的溶解度低建椰，從而導致未溶解的N元素與Cr元素結合形成Cr2N顆粒。此外岛马，Cr2N顆粒形成過程中會吸附其周圍的Cr元素棉姐，導致其周圍Cr元素濃度較低，進而影響了鈍化膜的均勻性啦逆。在常規(guī)雙相不銹鋼中伞矩，Cr2N顆粒通常被認為是腐蝕的起始位置夏志，因此這也可能對PBF所制備雙相不銹鋼的耐蝕性不利乃坤。
相較于熱軋合金，PBF技術所制備雙相不銹鋼的點蝕電位并沒有明顯降低兰吁，僅表現(xiàn)為鈍化區(qū)電流密度略微增加驼吓，但與鐵素體不銹鋼相比，仍舊具有明顯的優(yōu)勢配赊。然而母卵，PBF所制備雙相不銹鋼的再鈍化能力較差。如圖4(d)(e)所示积苞，循環(huán)動電位極化曲線表明慈柑，PBF制備的雙相不銹鋼在回掃過程中沒有發(fā)生再鈍化，這與熱軋合金的迅速再鈍化形成鮮明對比歪低。再鈍化能力的降低將導致PBF制備的雙相不銹鋼在點蝕萌生后迅速發(fā)生腐蝕。此外砸镀，PBF所制備雙相不銹鋼耐蝕性的劣化還表現(xiàn)在其臨界點蝕溫度明顯低于熱軋合金盔曼。
為了調整PBF所制備的雙相不銹鋼的物相結構，通常會進行1000 ℃到1100 ℃的熱處理唱逢，以實現(xiàn)相對平衡的雙相比例吴侦，如圖4(b)和(c)所示坞古，溶解Cr2N顆粒备韧，從而提高合金的耐蝕性。
此外痪枫，關于熱處理的保溫時間织堂，Papula等的研究表明，在1000 ℃到1050 ℃保溫5分鐘即可使PBF所制備雙相不銹鋼達到相對平衡的雙相結構（奧氏體占比約43%）易阳，隨著保溫時間延長至1小時，奧氏體的體積分數(shù)增長并不明顯（奧氏體占比約46%）吃粒。
當PBF所制備雙相不銹鋼的兩相比例達到相對平衡后潦俺，合金的再鈍化能力將提高，達到與熱軋合金相當?shù)乃叫觳鐖D4(d~f)所示。此外益侨，隨著奧氏體的體積分數(shù)增加暇寸，使鐵素體與奧氏體的PREN值趨向一致，可以將PBF制備的合金的臨界點蝕溫度提高到與熱軋合金相當?shù)乃健?/span>
DED制備的雙相不銹鋼同樣存在兩相比失衡的組織結構积碍，不過與PBF制備的合金形成近乎全鐵素體不同侣沐，DED所制備合金中奧氏體的體積分數(shù)高于鐵素體，甚至可能形成近乎全奧氏體結構笆低。這是因為DED過程中的熔池冷卻速度較慢肉诚，為奧氏體的形成和生長提供了更多時間，這有利于形成平衡的雙相結構忌挺。
然而痊撤，在DED過程中，先沉積層會受到后續(xù)沉積層更多的熱輸入嫂藏，導致鐵素體向奧氏體的轉變。這種奧氏體通常被稱為二次奧氏體峻胞，并在隨后的快速冷卻過程中保留下來答渔。此外，二次奧氏體的生長會導致Cr元素的排斥侥涵，可能引發(fā)富Cr沉淀相的形成沼撕。然而，通常情況下务豺，DED制備的雙相不銹鋼的兩相比例差異依然在可接受范圍內，而富Cr沉淀相的形成較為有限嗦明，從而使其具有與熱軋合金相當?shù)哪臀g性笼沥。
針對DED所制備雙相不銹鋼耐蝕性的熱處理調控，同樣旨在恢復平衡的兩相比娶牌。通過在1250~1300 ℃范圍內保溫1小時奔浅，可以使DED所制備雙相不銹鋼實現(xiàn)平衡的兩相比诗良，并促進Cr2N的溶解汹桦，進而提高其海水耐蝕性。然而累榜，考慮到DED所制備雙相不銹鋼自身的組織結構對合金的海水耐蝕性危害較小，因此倘封，旨在恢復平衡兩相比的熱處理對其耐蝕性的提升效果并不明顯癣辉，合金的耐蝕性仍然與熱軋合金相當帚萧。
沉淀硬化馬氏體不銹鋼
沉淀硬化馬氏體不銹鋼因具有良好的海水耐蝕性和高力學性能組合传起，而被廣泛應用于海洋環(huán)境中。在其常規(guī)合金的制備過程中赔膳，通常包括均勻化固溶退火和時效處理的必要步驟掺挺，這是其優(yōu)異性能的關鍵。
具體來說诸谨，首先在全奧氏體區(qū)進行保溫，然后快速冷卻以獲得完全的馬氏體結構，最后進行時效處理使二次相析出以實現(xiàn)硬化化团。然而佛岛，MAM技術的非平衡凝固和后熱影響等已知特性會對合金的組織結構產生影響，進而影響合金的海水耐蝕性辐荷。
目前键袱，僅發(fā)現(xiàn)了PBF制備沉淀硬化馬氏體不銹鋼耐蝕性研究的相關報道摹闽，可以發(fā)現(xiàn)PBF所制備沉淀硬化馬氏體不銹鋼的海水耐蝕性與常規(guī)合金相當蹄咖。經過熱處理后合金的耐蝕性有所提高，但依舊保持常規(guī)合金水平付鹿。
對于常規(guī)馬氏體不銹鋼澜汤，其馬氏體相變起始溫度（Ms）和結束溫度（Mf）通常高于室溫，這導致奧氏體在室溫下完全轉變?yōu)轳R氏體倘屹，因此常規(guī)馬氏體不銹鋼在室溫下往往表現(xiàn)為完全的馬氏體結構银亲。PBF過程中的快速冷卻作用通常有利于促使馬氏體相變發(fā)生纽匙。
然而务蝠，有關PBF所制備沉淀硬化馬氏體不銹鋼耐蝕性的研究均報道了馬氏體和殘留奧氏體的組織特征，如圖5(a)和(c)所示烛缔。這歸因于以下多種因素的影響馏段。首先，新熔池的形成會對已經凝固的合金產生熱影響践瓷，導致部分馬氏體受到激光掃描路徑的影響，從而形成回復奧氏體并保留到室溫叶刮。這一點可以從熔池邊界處更多的奧氏體含量得到證明悠蹬。其次，PBF技術的快速冷卻特性改變了合金的殘余應力搓捅、位錯密度和晶粒尺寸跛拌，將合金部分區(qū)域的Ms和Mf溫度降低到室溫以下，導致奧氏體的不完全轉變铆性。此外，在原始粉末制備和PBF過程中通常采用氮氣環(huán)境跨溺，導致N元素溶解到合金中漩判。N元素是奧氏體穩(wěn)定元素，使部分奧氏體被保留下來惩投。
奧氏體的殘留會導致微觀組織結構的不均勻，并可能引發(fā)元素分布的不均勻性轧钓，從而對合金的海水耐蝕性產生不利影響序厉。然而，PBF制備的沉淀硬化馬氏體不銹鋼也具有對合金耐蝕性產生積極影響的特點毕箍。
一方面，快速凝固過程有助于將粉末和PBF作業(yè)環(huán)境中的N元素截留在合金中而柑，從而提高了合金的PREN值文捶。另一方面，PBF制備的沉淀硬化馬氏體不銹鋼有助于形成精細的馬氏體板條組織和更細小的NbC顆粒媒咳，這有利于形成均勻且穩(wěn)定的鈍化膜粹排，如圖5(d)所示，特別是相較常規(guī)合金更細小的NbC顆粒使合金表現(xiàn)出提高的抗點蝕性能涩澡。這些特征有助于抵消奧氏體殘留對合金耐蝕性的不利影響，使PBF制備的沉淀硬化馬氏體不銹鋼在總體上表現(xiàn)出與鍛態(tài)合金相似的耐蝕性汹涯。
恰當?shù)臒崽幚砜梢跃徑釶BF所制備沉淀硬化馬氏體不銹鋼中的殘余奧氏體及其引發(fā)的元素分布不均勻問題今捕，如圖5(a~c)所示，從而改善合金的耐蝕性片侧。相對于鍛態(tài)合金希咒，經過熱處理的PBF合金具有更均勻分布的細小NbC沉淀和更精細的馬氏體板條結構。
此外微悬，PBF制備過程中截留的N元素繼續(xù)發(fā)揮積極作用，使PBF制備的沉淀硬化馬氏體不銹鋼表現(xiàn)出輕微增強的耐蝕性沙诅，如圖5(e)所示些栅。在調控PBF所制備馬氏體不銹鋼的耐蝕性時，一般認為采用標準的H900熱處理是最佳選擇普易，因為高溫度和過長的固溶與時效處理會導致沉淀物的形成臊耳，進而對合金的耐蝕性產生不利影響疾隙。
此外畜股，涉及PBF制備的沉淀硬化馬氏體不銹鋼的應力腐蝕抗力時鸯两，有研究認為熱處理后的合金中第二相顆粒會沿著晶界聚集闷旧，并且合金中可能存在潛在的孔隙缺陷长豁，這可能會降低合金的應力腐蝕抗力，需要進一步的研究來解決這個問題忙灼。
鈦合金（Ti6Al4V）
與不銹鋼相似匠襟，孔隙和表面粗糙度作為MAM所制備Ti6Al4V合金的成形質量缺陷，對合金的耐腐蝕性不利该园。然而酸舍，根據(jù)對MAM所制備Ti6Al4V合金在近海水環(huán)境下的耐腐蝕性能研究的主要成果進行總結可以看出里初，孔隙和表面粗糙度并不是研究合金海水耐蝕性的主要關注點啃勉。相反，馬氏體α’相的存在以及β相含量的減少被認為是影響MAM所制備合金的海水耐蝕性的重要因素双妨。
在PBF制備Ti6Al4V合金的過程中淮阐，快速的熱動力學條件會導致非平衡馬氏體相（α’）的形成，如圖6(a)和(b)所示刁品，這是一個亞穩(wěn)定相泣特，具有較高的自由能凡宅。因此谆威，在腐蝕環(huán)境中容易受到優(yōu)先腐蝕，進而引發(fā)點蝕尚稍。
此外道暑，PBF所制備Ti6Al4V合金具有精細的微觀組織，其中包括更多的α/β或α’/β相界竭珊。這些特征有助于通過電偶腐蝕作用來加速腐蝕進程。相對于常規(guī)變形合金震头，PBF制備的Ti6Al4V合金通常表現(xiàn)出較差的耐腐蝕性能锤镀。特別是當發(fā)生點蝕后，腐蝕介質的持續(xù)侵蝕會導致PBF制備的Ti6Al4V合金的應力腐蝕抗力降低殊青，并加速疲勞損傷的發(fā)生手索。
此外，PBF所制備Ti6Al4V合金的微觀組織結構表現(xiàn)出明顯的各向異性特征酣婶，包括沿構建方向生長的柱狀晶，如圖6(a)所示比驻，以及不同的馬氏體α’相含量该溯。通常情況下，垂直于構建方向的平面具有更好的海水耐蝕性别惦，因為一方面狈茉，沿構建方向的更高冷卻速度易導致更多的馬氏體α’相的形成夫椭，從而降低了耐腐蝕性。另一方面氯庆，垂直于構建方向的平面具有均勻的等軸微觀組織結構蹭秋，如圖6(b)所示堤撵，且密集的晶界更有利于形成穩(wěn)定的鈍化膜仁讨。
此外，PBF制備Ti6Al4V合金可能引發(fā)明顯的織構形成实昨，其中（0002）取向作為Ti6Al4V合金的原子密排面陪竿，被認為具有更好的海水耐蝕性。然而屠橄，隨著沉積高度的增加播窒，冷卻速度逐漸降低，導致織構強度減小挨这，從而引起沿高度方向的耐腐蝕性變化。
關于PBF所制備Ti6Al4V合金海水耐蝕性的熱處理調控胃宰，主要目的是消除有害的α’相嘹冀，并促使其向α和β相轉變。在750~850 ℃的退火熱處理可以實現(xiàn)α’相的完全去除垦适，從而提高PBF所制備Ti6Al4V合金的耐腐蝕性朽突。
此外，通常認為富含釩的β相在耐腐蝕性方面優(yōu)于α相矛塑，因此在高于β相轉變溫度的熱處理過程中析口，除了消除α’相外媳厕，還有助于增加β相的體積分數(shù)乱归，進一步提高合金的耐腐蝕性。然而睬魂，需要注意的是终吼，在高溫下保溫時間不應過長，以免導致微觀組織結構的過度粗化氯哮，對耐腐蝕性產生不利影響际跪。
值得一提的是，Leon等進行了925 ℃的熱等靜壓處理喉钢，持續(xù)3小時，這一過程不僅消除了馬氏體α’相，還有助于孔隙的閉合穴肘，從而提高了合金的耐腐蝕性能和抗應力腐蝕性能。
相對于PBF技術舔痕，DED工藝在制備合金時具有較低的冷卻速率和更多的熱積累作用评抚，這為原子擴散提供了更多的時間，有利于β相向α相的有序轉變伯复。因此慨代，DED所制備Ti6Al4V合金中α’相的含量較低，這有助于提高合金的耐腐蝕性啸如，如圖7所示品昭。
然而侍融，正如圖6(d)所示，DED制備的Ti6Al4V合金仍然存在α’相猜摹，并且相對較少的耐腐蝕β相崇夫，導致其耐腐蝕性仍然不及常規(guī)鍛造合金。此外灿磁，DED制備的Ti6Al4V合金的微觀結構同樣容易表現(xiàn)出各向異性特征缭涣。然而嫁橱，如圖6(a)和(c)所示热阁，與PBF制備的合金相比，DED所制備Ti6Al4V合金中柱狀晶的長寬比較小环起。
另外荡明，有關WAAM制備的Ti6Al4V合金的研究還表明，在WAAM過程中娘扩，過熱的基板導致散熱效果較差尊勿，從而促進了熔池在垂直于構建方向的更高冷卻速度下形成更多的α’相，因此使得垂直于構建方向的平面表現(xiàn)出較差的海水耐蝕性畜侦。
關于對DED所制備Ti6Al4V合金耐蝕性的熱處理調控，在700 ℃/110 min的熱處理可獲得相對優(yōu)異的耐蝕性旋膳，而過高的熱處理溫度雖會進一步降低馬氏體α’相含量澎语，但將導致組織結構的粗化，對合金的耐蝕性不利验懊。
盡管目前尚未發(fā)現(xiàn)熱處理后DED所制備Ti6Al4V合金與常規(guī)合金在近海水環(huán)境下耐蝕性的直接對比擅羞，但根據(jù)已有研究，熱處理去除DED合金中馬氏體α’相后义图，可能表現(xiàn)出與傳統(tǒng)合金相當?shù)哪臀g性减俏。如圖7所示召烂，WAAM所制備合金與常規(guī)合金相近的耐蝕性支持了這一觀點娃承。
另外奏夫，Shalnova等的研究認為，在15% NaCl環(huán)境中倒灰，熱處理后DED所制備合金與常規(guī)軋制合金的耐蝕性相當艳杯，這為上述觀點提供了有力的支持。
鋁合金（AlSi10Mg）
AlSi10Mg合金因其出色的耐腐蝕性茬蓝、高強度和輕質特性而在海洋工程中得到廣泛應用统褂，它是MAM制備鋁合金的典型代表。AlSi10Mg合金的卓越耐腐蝕性得益于鋁氧化層的形成機制以及硅和鎂在協(xié)同作用下桐夭，使合金能夠高效地抵御腐蝕，尤其是在含氯環(huán)境下表現(xiàn)優(yōu)異搅谆。
關于AlSi10Mg合金的MAM制造叨连，迄今僅發(fā)現(xiàn)了PBF技術的應用。在PBF過程中或怜，快速凝固的特性有助于實現(xiàn)細小網格狀硅顆粒的均勻分布矛唤，如圖8(a)和(b)所示，并有抑制含鐵金屬間化合物及Mg2Si沉淀析出的作用归衫。此外怜腊，細小的硅顆粒還有助于減輕合金中的元素偏析，從而減小Al/Si之間的電位差異蔫缸，如圖8(c)和(d)所示腿准，進而降低了微電偶腐蝕的驅動力和敏感性拾碌。這些因素共同有利于形成均勻而穩(wěn)定的鈍化膜吐葱，因此與常規(guī)鑄造合金相比，PBF制備的AlSi10Mg合金在電化學試驗中通常表現(xiàn)出提高的耐腐蝕性校翔，如圖8(e)和(f)所示弟跑。
然而蔫敲，PBF技術對AlSi10Mg合金造成了額外的腐蝕威脅饲嗽。PBF過程中的高熔池能量密度，結合AlSi10Mg合金的低熔點貌虾，導致已成形層容易受到后續(xù)熔池的熱影響蕴莉，這通常導致PBF所制備AlSi10Mg合金在熔池疊加處熱影響區(qū)的硅顆粒網格粗化，如圖9(a)所示革秩。硅顆粒網格的粗化還會增加Al/Si相間的伏安電位差異仓突，如圖9(b)所示，導致在這些區(qū)域的耐蝕性較差舌必。晶間腐蝕試驗揭示了PBF制備的AlSi10Mg合金中存在嚴重的穿透型選擇性腐蝕傾向，如圖9(c)所示车崔。PBF所制備AlSi10Mg合金中的穿透型選擇性腐蝕與殘余應力和硅網格的共同作用有關巫紧。殘余應力導致在硅網格較弱的熱影響區(qū)域產生微裂紋，破壞了硅網格述尊，從而促使腐蝕擴散沿著裂紋擴展。穿透性腐蝕的存在導致無法僅僅通過腐蝕速率來評估PBF制備的AlSi10Mg合金的耐蝕性漠哲。盡管PBF制備的AlSi10Mg合金的腐蝕速率通常低于常規(guī)合金弦密，但穿透性腐蝕對合金構件的腐蝕威脅更大，因為它會顯著降低合金的疲勞強度罪谢。
關于PBF制備的AlSi10Mg合金的熱處理進行了充分的探討耻姥，通常建議在200~300 ℃之間進行退火處理，以減輕殘余應力有咨，從而降低穿透型選擇性腐蝕的風險琐簇。如圖10所示座享，經過300 ℃/2小時的去應力退火處理后婉商，選擇性腐蝕由穿透型轉變?yōu)榘伎有停@有助于提高合金在腐蝕介質中的疲勞性能渣叛。相對地丈秩，在較低溫度（170 ℃）保溫長達6小時未能有效消除殘余應力的影響。在350 ℃和400 ℃的熱處理條件下淳衙，Si顆粒網格會發(fā)生粗化癣籽。進行T6處理（540 ℃）和500 ℃的熱等靜壓處理雖然可以獲得均勻的微觀組織，但會導致Si顆粒的嚴重粗化滤祖，以及Mg2Si沉淀和含F(xiàn)e金屬間相的形成筷狼，從而對合金的耐蝕性產生不利影響。
總結與展望
圍繞奧氏體不銹鋼肿兴、雙相不銹鋼、沉淀硬化不銹鋼赞钧、鈦合金（Ti6Al4V）和鋁合金（AlSi10Mg）五種合金材料體系湖诅，重點討論了PBF和DED兩類MAM方法所誘導微觀組織對合金海水耐蝕性的影響，同時考察了針對MAM所制備合金海水耐蝕性的熱處理工藝凌蝎，主要結論如下：
(1) 對于奧氏體不銹鋼匕伶，PBF方法有利于抑制MnS等夾雜的形成，使所制備合金的海水耐蝕性優(yōu)于常規(guī)鍛態(tài)合金舰缠。然而括樟，熱處理工藝會導致MnS等夾雜的重新形成，對合金海水耐蝕性不利蚣凰。DED方法會導致鐵素體相和富鉻σ相的形成手浙，使所制備合金的海水耐蝕性與常規(guī)鍛態(tài)合金相當坦辟。通過1200 ℃的熱處理可消除額外相刊侯，使合金的海水耐蝕性優(yōu)于常規(guī)鍛態(tài)合金。
(2) 對于雙相不銹鋼锉走，PBF方法會導致近完全鐵素體結構滨彻，使所制備合金的海水耐蝕性低于常規(guī)熱軋合金，而DED方法會導致較多的奧氏體結構挪蹭，使所制備合金海水耐蝕性略低于常規(guī)熱軋合金疮绷。在約1000 ℃對PBF所制備合金熱處理5~10分鐘，在1300 ℃對DED所制備合金熱處理約1小時嚣潜，可使合金兩相比達到相對平衡冬骚，獲得與常規(guī)熱軋合金相當?shù)暮Ｋ臀g性。
(3) 對于沉淀硬化馬氏體不銹鋼懂算，PBF方法一方面導致較多奧氏體相的殘留只冻，對合金海水耐蝕性不利，另一方面促進形成精細的馬氏體板條和NbC顆粒计技，并導致N元素的溶解喜德，有利于提高海水耐蝕性综非，使PBF所制備合金的海水耐蝕性與常規(guī)鍛態(tài)合金相當沪择。H900熱處理可減少殘余奧氏體含量，使合金PBF所制備合金耐蝕性略優(yōu)于常規(guī)鍛態(tài)合金琴偿。
(4) 對于Ti6Al4V合金羞烘，PBF和DED方法均造成針狀馬氏體α’相的形成伴乐，導致合金的海水耐蝕性低于常規(guī)鍛態(tài)合金，其中PBF形成更多的α’相蝉陕，耐蝕性更差擒抠。在700~850 ℃對PBF和DED所制備合金進行約2小時的熱處理，可消除α’相拂极，從而獲得與常規(guī)鍛態(tài)合金相當?shù)哪臀g性瑰跳。
(5) 對于AlSi10Mg合金，PBF方法會導致熔池疊加界面處不均勻的微觀組織猛珍，在殘余應力的耦合作用下砰普，導致腐蝕向合金內部擴展，威脅合金的力學性能陕匿。200~300 ℃退火處理消除殘余應力后可避免腐蝕向合金內部擴展狗准。
近年來，MAM合金的耐蝕性得到了較為充分地討論勺届，然而驶俊，考慮到MAM過程中材料非平衡凝固以及MAM工藝“離散-堆積”成型的特點娶耍，MAM合金的腐蝕行為依舊是不明晰的免姿。需要從以下幾方面進行突破：
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一方面，關于殘余應力榕酒、晶體缺陷和組織結構不均勻等組織特征對MAM合金腐蝕行為影響效應的研究不足胚膊，這受限于這些組織特征在MAM合金中高度共存，很難單獨提取某一種特征對腐蝕行為的影響想鹰，需要對合金的腐蝕行為進行更精細的表征紊婉。
另一方面，MAM方法及其工藝參數(shù)通過影響MAM合金的組織結構辑舷，會對合金的耐蝕性產生重要的影響喻犁，因此需要建立“工藝-組織-耐蝕性”間的聯(lián)系，并且還應綜合耐蝕性與效率之間的協(xié)同何缓，以指導MAM的工程應用。
再一方面黑声，金屬材料在海洋環(huán)境中的使役還會受到外加載荷的作用埂体，通常腐蝕與應力會通過耦合作用加速金屬材料的失效，這要求明晰外加應力對MAM合金腐蝕行為的影響失能。
最后洛续，針對MAM合金在海洋環(huán)境中的應用，恰當?shù)臒崽幚硎潜匾沫h(huán)節(jié)饵臀，用以消除非平衡凝固和層間結構對合金耐蝕性的不利影響绞宿，若同時考慮到零部件的力學性能要求插涛，表面處理是一種優(yōu)異的平衡策略。
