摘要：本文提出了一种新型水下原位丝材激光增材制造（ULAM）技术，用于核电站水下部件的在役修复。采用材料表征和测试方法对在大气环境和水下环境中获得的双相不锈钢（DSS）进行了分析。研究了水下增材制造环境对试样微观组织演变、力学性能和耐腐蚀性的影响。结果表明，在水下激

长三角G60激光联盟导读）（全文摘要）

本文提出了一种新型水下原位丝材激光增材制造（ULAM）技术，用于核电站水下部件的在役修复。采用材料表征和测试方法对在大气环境和水下环境中获得的双相不锈钢（DSS）进行了分析。研究了水下增材制造环境对试样微观组织演变、力学性能和耐腐蚀性的影响。结果表明，在水下激光增材制造过程中，激光热输入用于平衡水冷基材的热损失，导致熔池的热输入减少。水下试样呈现两相平衡，铁素体晶界角度较小，因而具有更好的拉伸强度和耐腐蚀性。激光再热处理会导致微观组织发生相变，可提高显微硬度和拉伸强度。该水下原位丝材激光增材制造系统能够满足实际工程对熔覆层的要求。

文章亮点Highlights：

基于局部干法研制了一套水下激光增材制造工程样机。

利用水下激光增材制造系统成功制备了双相不锈钢试样。

分析了水下多层多道试样的微观组织演变和性能。

双相不锈钢（DSS）因其优异的强度、延展性、耐腐蚀性和良好的焊接性，被广泛应用于核工业领域，包括用作乏燃料池（SFP）钢衬里、换料水池、主冷却剂管道等 [参考文献 1]。它是一种具有铁素体 - 奥氏体双相结构的高性能不锈钢，成本较低。用氮替代镍可以在降低成本的同时提高力学性能和耐腐蚀性 [参考文献 2]。双相不锈钢钢衬里在服役期间会受到高温、腐蚀和辐射的影响，从而产生各种缺陷，如应力腐蚀开裂（SCC）、点蚀、热老化、辐射损伤、蠕变等 [参考文献 3，参考文献 4]。这些缺陷会带来核废液泄漏的风险 [参考文献 5]。因此，有必要对双相不锈钢衬里进行修复，以确保其正常运行。

目前，核电站钢衬里的修复方法是在反应堆停堆后排空乏燃料池中的液体介质，随后在干燥环境中采用焊接方法对缺陷部位进行修复。然而，这种方法会延长维护时间并增加成本。水下原位修复方法因节省时间、经济性好且能保持结构完整性而被视为一种很有前景的方法 [参考文献 6]，它可以在核电站运行期间对乏燃料池钢衬里的缺陷进行修复，也适用于水下应急维修。因此，在确保力学性能和耐腐蚀性的同时实现受损表面的水下修复，对于水下修复工作至关重要。

水下焊接修复方法包括湿法、局部干法和高压干法 [参考文献 7]。其中，湿法焊接的修复质量低于母材性能 [参考文献 8，参考文献 9]，而高压干法设备的适应性较差 [参考文献 10，参考文献 11]。局部干法水下焊接适用于核电站水池内部受限空间的修复任务，且修复质量符合施工标准 [参考文献 12]。乏燃料池的水质要求更为严格 [参考文献 13]，水下电弧焊受水压影响较大 [参考文献 14，参考文献 15]，并且会产生更多的焊接烟尘 [参考文献 16]。为了解决其高洁净度、高质量和高精度的水下修复问题，本文提出了局部干法水下原位丝材激光增材制造（ULAM）修复方法。激光熔覆沉积技术具有激光远程传输、能量集中、热影响区小、非接触操作以及在压力环境下制造稳定等优点 [参考文献 17]。因此，它适用于高精度的远程水下修复 [参考文献 18]。

由于复杂的热历史会导致不均匀的固态相变，双相不锈钢的增材制造与连接面临着巨大挑战 [参考文献 19]。不适当的焊接条件和不平衡的奥氏体 / 铁素体相比例会导致凝固裂纹、腐蚀敏感性增加和延展性降低 [参考文献 20]。在复杂的水下环境中进行双相不锈钢焊接尤其具有挑战性。J 等人采用水下湿法焊条电弧焊，发现焊接电弧难以稳定，导致焊缝出现气孔、裂纹和未熔合缺陷 [参考文献 21]。Shi 等人研究了双相不锈钢水下湿法药芯焊丝电弧焊（FCAW），发现较低的焊接速度会延长高温停留时间，有利于熔池中的气体逸出，从而减少焊缝气孔 [参考文献 22]。然而，水下湿法焊接修复技术仍然无法完全避免焊缝中的气孔缺陷。You 等人研究了采用水下湿法激光焊接对双相不锈钢的可修复性。通过添加焊剂辅助，可以增加激光熔深，但焊缝仍存在气孔缺陷 [参考文献 23，参考文献 24]。Hu 等人研究了采用水下药芯焊丝电弧（FCA）焊对 S32101 双相不锈钢的焊接性。结果表明，焊缝金属具有优异的塑性和韧性，但存在表面不连续和飞溅现象 [参考文献 25，参考文献 26]。Hu 等人发现，在 0.45 MPa 压力环境下，焊接接头根部会形成更多的 γ2 相，并出现严重的局部腐蚀现象。焊接接头的局部腐蚀行为是由 γ2 相和 Cr2N 引起的 [参考文献 27]。目前关于双相不锈钢水下焊接的研究主要集中在水下湿法焊接和局部干法水下电弧焊，无法满足核能水下修复的需求。因此，结合局部干法和激光增材制造的优势以提高水下修复质量，并探究双相不锈钢局部干法水下原位丝材激光增材制造过程中的微观组织演变机制很有必要。

在局部干法水下激光沉积的研究中，Sun 等人研究了水下同轴送粉激光熔覆。他们完成了对海洋工程用高强低合金钢（HSLA）、高氮钢、NV E690 钢等钢材的模拟缺陷修复研究 [参考文献 28 - 32]。熔覆过程中粉末材料的颗粒形态、喷嘴几何形状、载气流动条件和送粉量会影响粉末沉积过程中喷嘴与基材之间的颗粒浓度分布，这会严重影响进入熔池的粉末质量。同轴送粉激光熔覆工艺的粉末利用率较低，通常低于 50%[参考文献 33，参考文献 34]，未熔化的粉末会严重污染水环境。原位修复条件要求远距离送粉，深水修复需要较大的排水流量和压力，且粉末流动受气流和压力影响较大 [参考文献 35，参考文献 36]。因此，目前的局部干法送粉熔覆沉积修复方法不适用于核电站高洁净水环境下的工程修复作业。Guo 等人研究了侧轴送丝水下激光熔覆沉积 [参考文献 37]，成功在水下制备了 304 不锈钢堆焊和对接焊接接头，以及薄壁 Ti - 6Al - 4V 试样，并对成形性能、晶粒生长和组织转变进行了机理分析 [参考文献 38，参考文献 39]。

因此，迫切需要创新一种遥控、低污染的水下维护技术，以有效应对核电站水下环境中的原位维护挑战。为应对这一挑战，我们在过去四年中开发了基于水下激光熔覆填充金属丝的水下原位丝材激光增材制造系统。与以往的研究报告 [参考文献 23 - 28，参考文献 34 - 35] 相比，本文开发的水下原位丝材激光增材制造系统的所有驱动部件均可在水下环境中使用，这使该技术更接近在核电站水下环境中的工程应用。此外，“推拉丝解决方案” 将岸上送丝机与水下拉丝电机相结合用于送丝，能够在 20 米范围内实现连续、稳定的填丝。水下激光头配备同轴摄像头，可实现修复位置的精确定位，并对排水过程和修复过程进行实时监控。大功率激光熔覆沉积工艺可以提高修复效率，缩短修复周期，这对于水下环境中的高质量、高精度和高效率修复具有重要意义。

Figure 1.The microstructure of S32101: (a) EBSD phase map; (b) Grain boundary angle data.

本研究使用自主研发的水下原位丝材激光增材制造（ULAM）系统来制造双相不锈钢（DSS）部件。如图 2 所示，该 ULAM 系统由激光器（锐科，RFL-C6000X）、光纤、控制系统、岸上送丝机（福尼斯，KD7000）、ULAM 装置、水下三轴数控机床以及水箱组成。ULAM 装置包括激光焊接头、电荷耦合器件（CCD）、拉丝电机、水密外壳和排水喷嘴，所有部件均采用机械密封方法进行防水密封。CCD 可用于定位修复位置，并监测增材制造过程中的熔池情况，以提高修复质量。ULAM 装置和水下三轴数控机床放置在深度为 600 毫米的水箱中，ULAM 实验在水深 300 毫米处进行，并通过控制系统进行远程控制。排水喷嘴通入保护气体，将排水装置工作区域内的水排出，在 S32101 双相不锈钢板表面形成局部干燥区域。图 2（c）和图 2（d）分别展示了初始增材制造过程和堆焊增材过程，两个过程中激光光斑尺寸均保持恒定。堆焊增材位置并非平面，激光在先前增材层形成的斜坡上进行加工。这降低了熔池的流动性，从而减小了堆焊区域的面积。

Figure 2.Schematic diagram of the wire-feed ULAM experiment system: (a) ULAM system; (b) Additive area after drainage; (c) Real-time melt pool morphology of the first additive manufacturing; (d) Real-time melt pool morphology of overlay additive.

排水喷嘴通过带有小孔阵列的环形进气管通入氩气。氩气既作为熔池的保护气体，又作为排水气体，从而保护熔池不被氧化，并将板材表面的水排走。图 3（b，c）分别展示了有无内置环形管时的排水状态。实验表明，通过添加环形管，将气流方向从切向改为垂直向下，在焊接部位形成了局部干燥腔。这满足了水下原位丝材激光增材制造（ULAM）所需的环境条件。填充方法是通过送丝机将直径 1.2 毫米的 ER2209 实心焊丝以 45° 角送入熔池位置。排水喷嘴内部安装了温湿度传感器和气压传感器，能够实时监测腔内环境的温度、湿度和气压。

Figure 3.ULAM device structure diagram: (a)Structural diagram; (b)Drainage state without tube; (c)Drainage state with tube.

Figure 4.Single-pass ULAM process drainage device cavity environment monitoring data

Figure 5.(a) Diagram of the laser additive manufacturing strategy; (b) Drawing of the dimensions of the tensile specimen; (c) Drawing of the sampling position.

图 7（a，b）展示了在相同工艺参数下，两种环境中制备的修复试样的横截面形貌。修复试样可分为四个区域，即熔覆层、熔合区（FZ）、热影响区（HAZ）和母材，如图所示。测量了两种环境下顶部熔覆层的熔合高度 HSH、熔合区深度 HFR、熔合宽度 W 和熔合深度 D，如图 7（c）所示。水下熔覆层（UCL）的熔合高度 HSH 为 3.83 毫米，比大气环境熔覆层（ACL）高 0.22 毫米；熔合区深度 HFR 为 1.72 毫米，比大气环境熔覆层小 0.64 毫米。两种环境下的熔合区宽度均为 3.10 毫米，水下熔覆层顶层熔合区深度为 2.63 毫米，比大气环境熔覆层小 0.65 毫米。水下熔覆层的角度 θ 为 69.7°，比大气环境熔覆层大 7.2°。水下熔覆层搭接位置的白色高亮区域比大气环境熔覆层的大。基于以上分析可知，与大气环境熔覆层相比，水下熔覆层的热影响区、熔合区、单道熔覆层深度和激光加热面积均减小。部分激光热输入用于平衡水冷基材的热量，导致水下增材制造过程中熔池的热输入减少。熔覆层快速冷却使其凝固速度加快，熔池流动性降低且体积变小。

Figure 7.Cross-sections of specimens: (a) in the air; (b) underwater; (c)Dimensional infographic of the cladding layer.

图 8（a）和图 9（a）展示了未经激光热处理的水下熔覆层（UCL）和大气环境熔覆层（ACL）顶层的微观组织。由于顶层未受到后续沉积过程的热影响，该区域呈现出原始沉积组织特征，由铁素体（F）相和形状不规则的奥氏体相组成，其中奥氏体相包括晶界奥氏体（GBA）、魏氏奥氏体（WA）、晶内奥氏体（IGA）和二次奥氏体（γ2）[参考文献 40，参考文献 41]。与大气环境熔覆层相比，水下熔覆层的原始沉积层奥氏体含量更高，铁素体相区域更小，晶界奥氏体和晶内奥氏体含量更高，魏氏奥氏体较少。

Figure 8.Typical microstructure of YOZ sections of ACL. (a–c) top layer of ACL, respectively; (d), (f), middle layer of ACL, respectively; (g), (i) bottom layer of FZ, respectively; (h) HAZ.

Figure 9.Typical microstructure of YOZ sections of UCL. (a–c) top layer of UCL, respectively; (d), (f), middle layer of UCL, respectively; (g), (i) bottom layer of FZ, respectively; (h) HAZ.

图 8（b）和图 9（b）展示了水下熔覆层（UCL）和大气环境熔覆层（ACL）顶部搭接区域的微观组织。由于原始沉积金属受到反复热作用以与新沉积金属实现熔合，该区域位于光斑边缘，热输入相对较低，导致 γ2 含量较高且晶粒尺寸较小。γ2 在水下熔覆层中分布集中，在大气环境熔覆层中分布分散，且水下熔覆层中的 γ2 含量高于大气环境熔覆层。大气环境熔覆层中晶界奥氏体（GBA）、晶内奥氏体（IGA）和魏氏奥氏体（WA）的含量高于水下熔覆层。

图 8（c）和图 9（c）展示了激光加热后水下熔覆层和大气环境熔覆层顶层沉积区域的微观组织；水下熔覆层中魏氏奥氏体、晶内奥氏体和 γ2 的含量明显高于大气环境熔覆层，而晶界奥氏体的含量相近，且大气环境熔覆层中出现更多粗晶铁素体。在一个激光加热循环的作用下，水下熔覆层中晶界奥氏体、魏氏奥氏体和铁素体的含量变得相近。γ2 含量降低，在晶界奥氏体包围的区域出现与 γ2 交织的细晶铁素体。经过六个激光加热循环后，水下熔覆层中层 D 区域的魏氏奥氏体、晶内奥氏体、γ2 和晶界奥氏体含量明显高于大气环境熔覆层，且大气环境熔覆层中出现大量铁素体。水下熔覆层还在晶界奥氏体晶界内析出等轴铁素体，内部夹杂 γ2，如图 8（d）和图 9（d）所示。

图 8（f）和图 9（f）展示了 b3、b4、a2、a3 熔道的搭接区域，这些区域呈现出与晶界奥氏体晶界明显不同的搭接路径。多道搭接区域出现大量 γ2。水下熔覆层的奥氏体含量高于大气环境熔覆层，水下熔覆层中 γ2 和晶内奥氏体的含量高于大气环境熔覆层，晶界奥氏体含量相近。大气环境熔覆层中魏氏奥氏体的含量高于水下熔覆层。B 区域主要受横向热作用影响，晶界奥氏体主要呈纵向和横向排列。F 区域主要受四道搭接的热作用影响，晶界奥氏体呈交错分布，而区域中部以魏氏奥氏体、晶内奥氏体和 γ2 的形式分布。

图 8（g）和图 9（g）展示了熔合区上部区域的微观组织分布，在该区域填充焊丝的一些合金元素渗入并熔化。该区域主要由晶界奥氏体、魏氏奥氏体和晶内奥氏体组成，与熔覆层相比奥氏体含量更高，而大气环境熔覆层在此处析出 γ2。图 8（i）和图 9（i）描绘了熔合区下部区域的微观组织分布，该区域靠近热影响区。在此位置存在两种合金元素，奥氏体主要由晶界奥氏体、魏氏奥氏体和晶内奥氏体组成，含有少量 γ2。

图 8（h）和图 9（h）展示了大气环境熔覆层和水下熔覆层的热影响区。大气环境熔覆层的热影响区宽度大于水下熔覆层，两者均析出等轴铁素体，且根据温度梯度分布着不同尺寸的晶粒。大气环境熔覆层的铁素体分布面积大于水下熔覆层，水下熔覆层热影响区的铁素体晶粒尺寸明显小于大气环境熔覆层。水下熔覆层的顶层、中层、熔合区和热影响区的奥氏体百分比均高于大气环境熔覆层，且水下熔覆层中形成的奥氏体更细小，这归因于水下熔覆层过程的冷却速度更快，其特点是熔化过程中的热输入较低。多层多道增材制造经历了多次热循环，导致双相不锈钢中的魏氏奥氏体发生固态相变 [参考文献 42] ，其中晶内奥氏体转变为等轴铁素体相。t8/5 时间相对较短 [参考文献 43]，表明没有转变为奥氏体。此外，晶界奥氏体相在固态变形下相对稳定。

如图 10 所示，母材、大气环境熔覆层和水下熔覆层的 X 射线衍射图谱显示，主要物相为 α 相和 γ 相，水下原位丝材激光增材制造（ULAM）过程后未形成新相。尽管大气环境熔覆层和水下熔覆层中的物相相同，但其相对体积分数不同。值得注意的是，大气环境熔覆层中的（200）α 峰更强。在大气环境熔覆层形成过程中，随着热输入增加，针状（211）α 发生回复再结晶，转变为低能量的低指数面铁素体。此外，部分（220）γ 相通过固态相变转变为铁素体，铁素体优先沿（200）α 析出。

Figure 10.X-ray diffraction patterns for the BM, ACL and UCL.

为了揭示增材制造试样的相比例、晶粒特征、晶界角度和成分，如图 11 所示，采用电子背散射衍射（EBSD）对顶部区域进行了表征和分析。图 11（a）和（d）分别展示了 ACL 和 UCL 的反极图（IPF），结果表明顶部区域的铁素体晶粒缺乏择优取向。奥氏体的形态差异显著，ACL 的顶部主要由大角度晶界奥氏体（GBA）和小角度晶界奥氏体（IGA）组成，而 UCL 的顶部则表现出更多的 IGA、孪晶奥氏体（WA）和 γ2 相，GBA 的比例有所降低。在空气环境中制备的双相不锈钢（DSS）的相比例为 A:F = 21.6:78.4（图 11（b）），而在水下环境中制备的 DSS 的相比例为 A:F = 44.6:55.4（图 11（e））。这些相比例与 DSS 制备过程中的热循环和冷却速率密切相关。

Figure 11.EBSD analysis of Additive Manufacturing specimens: (a–c) EBSD Inverse Pole Figure (IPF); phase map and Grain boundary angle map of ACL; (d–f) EBSD Inverse Pole Figure (IPF); phase map, and Grain boundary angle (GBA) map of UCL.

Figure 12.Ferrite and austenite grain boundary misorientation angle distributions: (a) ACL; (b) UCL.

了确定修复试样的主要取向，计算了铁素体和奥氏体的极图（PF），如图 13 所示。在两种环境下，铁素体相具有相同的微观织构成分，即 R-CubeND {001} 立方织构。在两种环境下，奥氏体相具有不同的微观织构成分；UCL 表现出更强的 R - 铜织构 {112} 与较弱的 R 织构 {124} 混合；而 ACL 表现出立方织构 {001} 和高斯织构 {110}。

Figure 13.001, 101 and 111 PF of ACL: (a) austenite; (c) ferrite; and UCL: (b)austenite; (d)ferrite.

图 14 (a) 和 (b) 分别描绘了从基体到 ACL 和 UCL 表面的纵截面的显微硬度测量结果。其中，ACL 的基体和熔覆层的平均显微硬度分别为 283.3 HV 和 324.6 HV，热影响区的显微硬度为 308.7 HV。UCL 的基体和熔覆层的平均显微硬度分别为 283.8 HV 和 326.3 HV，热影响区的显微硬度为 298.9 HV。两种环境下熔覆层的 γ2 区域具有最高的显微硬度，分别为 336.1 HV（在空气中）和 340.1 HV（在水下环境中）。显微硬度结果表明，UCL 的硬度略高于 ACL。ACL 中热影响区的铁素体显微硬度比 UCL 高 9.8 HV。两种环境下熔覆层的最大显微硬度出现在 γ2 区域。两种环境下基体、热影响区和熔覆区的显微硬度差异归因于不同的微观结构和化学成分。

Figure 14.Microhardness distribution in different environments:(a) ACL; (b)UCL.

图 15 (a) 显示了 ACL 的拉伸试验结果，其中 1# 和 2# 代表熔覆层的位置，3# 代表熔合区（FZ），4# 代表母材（BM）。1# 和 2# 熔覆层试样的抗拉强度值分别为 840、863MPa，断裂后的伸长率分别为 30.7% 和 30.0%。FZ 中的 3# 试样的抗拉强度值为 870MPa，伸长率约为 31.7%，而母材的抗拉强度约为 733MPa，断裂后的伸长率约为 42.8%。图 15 (b) 显示了 UCL 的拉伸试验结果，其中 1# 和 2# 代表熔覆层的位置，3# 代表熔合区，4# 代表母材。1# 和 2# 试样的抗拉强度值分别为 846、913MPa，断裂后的平均伸长率分别为 29.9% 和 30.8%。熔合区的 3# 试样的抗拉强度值为 913MPa，伸长率约为 32.0%，而母材的抗拉强度约为 749MPa，断裂时的伸长率约为 43.0%。ACL 和 UCL 试样在拉伸试验中均表现出韧性断裂。

Figure 15.Tensile property results in different environments: (a) ACL, (b)UCL.

两种环境下的抗拉强度变化与其各自对应的显微硬度分布相对应。超低碳（UCL）和亚稳奥氏体（ACL）熔覆层的抗拉强度均高于母材（BM），在超低碳 2# 试样中观察到最高抗拉强度为 913MPa。此外，超低碳熔覆层和超低碳熔合区（FZ）的抗拉强度高于亚稳奥氏体熔覆层和亚稳奥氏体熔合区。然而，超低碳和亚稳奥氏体熔覆层的伸长率接近 30%，低于母材。

亚稳奥氏体和超低碳在同一位置的断口形貌分布相似。分析了超低碳（1#、3#、4#）试样的原始微观结构、断裂位置微观结构和断口形貌。1# 的断裂位置显示出较高的钨含量（WA）、钨晶粒变形更严重以及晶间奥氏体（IGA）和粒状贝氏体奥氏体（GBA）有不同程度的变形。在断裂位置出现了具有较小韧窝和细晶断裂的区域，最初判断为粒状贝氏体奥氏体。由于超低碳的晶粒尺寸小、铁素体晶界角小、位错密度高以及奥氏体与铁素体的比例接近 1，熔覆层在断裂位置的晶粒变形最小，如图 16（b）所示。3# 的断裂位置包含等轴铁素体、粒状贝氏体奥氏体、晶间奥氏体，晶粒有不同程度的变形。在断裂位置出现了较小韧窝的区域，根据晶界的边界形状和大小，最初判断为等轴铁素体，如图 16（f）所示。结合抗拉强度数据，表明等轴铁素体增强双相不锈钢增材制造试样的抗拉强度。4# 试样为 S32101 双相不锈钢，在断裂位置显示出大规模的晶粒变形尺度，断裂位置周围有扭转奥氏体晶粒，铁素体晶粒滑移。双相不锈钢的断口形貌表现出韧带状凹坑尺寸分布不均匀，如图 16（g - i）所示。

Figure 16.Original microstructure, fracture location microstructure and Fracture surface of UCL.

在两种环境下增材制造修复的动电位极化曲线和电化学阻抗谱（EIS）曲线如图 17（a，b）所示。电化学参数通过塔菲尔线性外推法计算。结果表明，水下局部干法激光熔覆（UCL）的自腐蚀电位（Ecorr）（–362 mV）高于大气激光熔覆（ACL）的自腐蚀电位（–489 mV）。ACL 的自腐蚀电流密度（Icorr）为 2.35 μA/cm²，而 UCL 的 Icorr 为 1.86 μA/cm²。实验结果表明，UCL 的腐蚀速率低于 ACL，这表明通过局部干法水下激光熔覆可以制备出更好的耐腐蚀熔覆层。

Figure 17.Polarisation curves of ACL and UCL: (a) Polarisation curves; (b) Impedance spectra.

根据 WRC-1992 相分数图，可以根据成分预测铁素体含量（使用 FN 值）和凝固模式 [引用 50，引用 51]。填充焊丝的铬当量（Creq）和镍当量（Nieq）是根据化学成分的比例计算得出的。与 WRC-1992 相分数图相比，填充金属属于 F 凝固模式，铁素体含量在 50-55% 范围内。基于（Cr/Ni）eq 的值，在伪二元图中标出了 S32101 双相不锈钢和 ER-2209 的参考线，如图 18 所示。

Figure 18.Fe-Cr-Ni Pseudo­binary diagram for duplex stainless steels

水下环境主要影响激光增材制造熔池的冷却速度、试样接收的热输入以及焊接热循环。这些因素最终导致制造的双相不锈钢试样的宏观形貌和微观组织分布发生变化。两种环境下的制造过程如图 19 (b,c) 所示。在水下激光增材制造（ULAM）过程中，母材温度升高到 100℃以上，使与其接触的水蒸发，从而消耗了部分激光能量。这导致熔池迅速冷却。因此，ULAM 熔池体积比在空气中的小，热影响区（HAZ）加热面积也比在空气中的小。在 2209 双相不锈钢 ULAM 中，未再结晶区中铁素体组织与奥氏体组织的比例为 55.4:44.6。奥氏体微观结构主要包括 GBA、WA、IGA 和 γ2，如图 19 (a) 中的示意图 A 所示：在空气环境中的高功率激光增材制造中，随着热输入的增加，奥氏体相组成与 UCL 一致。与 UCL 相比，ACL 显示出铁素体相区域增加（出现等轴铁素体晶界）、IGA 含量增加以及 γ2 含量减少，如图 19 (a) 中的示意图 B 所示：在激光增材制造的成型过程中，随着激光热输入的增加，析出的奥氏体相较少。经过六次激光加热循环后，UCL 再加热区中的微观结构 γ2、IGA 和 WA 含量降低，并且在 GBA 晶界内也析出等轴铁素体，其中少量的 γ2 和 IGA 夹杂其中，如图 19 (a) 中的示意图 C 所示：ACL 中的 IGA 和 WA 含量也很低，并且没有发现 γ2，出现大量铁素体，如图 19 (a) 中的示意图 D 所示。可以推断，在高 γ2 含量的区域，经过高功率激光再热处理后，发生 IGA + WA + γ2→L→L + δ→IGA + δ 的相变。由于冷却速率的差异，出现了不同晶粒尺寸的等轴晶体，这与激光重熔现象类似 [引用 55]。

Figure 19.Nucleation mechanism of laser additive manufacturing process and microstructure evolution by different laser heat input: (a) Schematic diagram of microstructure evolution, (b) Schematic diagram of nucleation mechanism in aqueous environment, (c) Schematic diagram of nucleation mechanism in air environment.

在本研究中，通过微观组织表征、力学性能测试和耐腐蚀性测试，系统分析了水环境对激光增材制造过程及双相不锈钢修复试样的影响。结论如下：

开发了基于原位丝材激光熔覆沉积技术的水下原位丝材激光增材制造（ULAM）系统。该 ULAM 装置能够实现远程送丝、修复位置精确定位和实时监控。在水下原位丝材激光增材制造过程中，部分激光热输入用于平衡水冷基材的热损失，导致熔池的热输入减少。

激光再热处理会引发微观组织的相变。据推断，在 γ2 含量较高的区域，高功率激光再热处理会导致相变顺序为 IGA + WA+γ2→L→L+δ→IGA+δ。由于冷却速率的差异，这种转变导致形成了不同晶粒尺寸的等轴晶。

水下熔覆层（UCL）呈现出平衡的两相占比，铁素体晶界角度较小，具有较强的 R - 铜织构 {112} 并混合较弱的 R 织构 {124} 。水下熔覆层的平均拉伸强度比大气环境熔覆层（ACL）高 33 兆帕。此外，水下熔覆层的自腐蚀电位比大气环境熔覆层高 127 毫伏，腐蚀速率更低。因此，与大气环境熔覆层相比，水下熔覆层表现出更优异的力学性能和耐腐蚀性。

文章来源：Microstructure and properties of underwater in-situ wire-based laser additive manufactured duplex stainless steel，Congwei Li，,

Jialei Zhu

,Caimei Wang,

Caiyan Deng

,Lei Cui,

Xiaochun Zhang,

Article: e2401925，Received 22 Jun 2024，Accepted 02 Sep 2024

,Published online: 16 Sep 2024：https://doi.org/10.1080/17452759.2024.2401925

长三角G60激光联盟陈长军转载

热忱欢迎参加我们在2025年5-27-29日举办的两机展和激光在两机（飞机发动机和燃气轮机）及低空经济中的应用大会

来源：江苏激光联盟