电弧增材5356铝合金微观组织结构及耐腐蚀行为

Microstructure and corrosion resistance properties of 5356 aluminum alloy fabricated by wire and arc additive manufacturing

摘要

电弧增材制造铝合金材料微观组织调控以及耐腐蚀性是其工程应用过程中需要重点研究的问题。采用冷金属过渡（cold metal transfer，CMT）电弧增材制造技术制备5356铝合金堆积体，借助金相显微镜、X射线衍射仪、扫描电子显微镜以及显微硬度计等对其微观组织结构进行表征和硬度测试，并通过电化学工作站、慢应变速率应力腐蚀试验机等研究其耐腐蚀行为。结果表明：5356铝合金CMT电弧增材制造样件微观组织结构为α-Al基体+β（Al₃Mg₂）相，沉积层中晶粒为长径比≤2的柱状晶，β（Al₃Mg₂）相以弥散细小颗粒状为主，结合层晶粒为较细小的再结晶化等轴晶，β（Al₃Mg₂）相以大块不连续沿晶分布为主，晶粒内部细小颗粒状β（Al₃Mg₂）相分布较少，基体强化作用减弱。沉积层自腐蚀电流密度为结合层的23%，这主要与其内部β（Al₃Mg₂）相的含量以及形态有关。5356铝合金电弧增材制造样件慢应变速率应力腐蚀敏感指数为0.57，在硅油和3.5%NaCl介质中均断裂失效于结合层，这是由于结合层基体强度较低，且大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相在硅油惰性介质中对基体有割裂作用，在3.5%NaCl腐蚀性介质中大块β（Al₃Mg₂）相优先溶解，试样在拉应力作用下加速沿晶腐蚀开裂。

Abstract

The microstructure control and corrosion resistance of aluminum alloys fabricated by wire and arc additive manufacturing（WAAM） are important issues that must be studied in engineering applications. The 5356 deposited part is produced by a CMT （cold metal transfer） system. The microstructure and hardness are characterized by metallurgical microscope， X-ray diffractometer （XRD）， scanning electron microscope （SEM） and micro-hardness tester， and the corrosion resistance behavior is studied by using electrochemical workstation， slow strain rate stress corrosion testing machine. The results show that the microstructure of 5356 WAAM aluminum alloy is composed of α-Al matrix and β（Al₃Mg₂） phase. The grains in the deposition layer are columnar crystals with an aspect ratio of ≤2， and the β（Al₃Mg₂） phase exists mainly as finely dispersed particles， while the grains in the interface layer are recrystallized equiaxed grains with smaller size， and the β（Al₃Mg₂） phase is predominantly distributed in large discontinuous blocks along the grain boundaries， with fewer fine granular β（Al₃Mg₂） phase within the grains， leading to a reduction in the matrix strengthening effect. The self-corrosion current density of the deposited layer is 23% of that of the interface layer， which may be caused by the content and morphology of β（Al₃Mg₂） phase. The stress corrosion sensitivity index at a slow strain rate of 5356 WAAM aluminum alloy is 0.57， and samples experience fracture and failure at the interface layer in both silicone oil and 3.5%NaCl solution medium. This is attributed to the lower strength at the interface layer matrix and shearing effect played by large intergranular β（Al₃Mg₂） phase in silicone oil inert medium， while the β（Al₃Mg₂） phase dissolves preferentially in the 3.5%NaCl aqueous solution， and intergranular corrosion propagation is accelerated under tensile stress.

Graphical abstract

关键词

5356铝合金 / 电弧增材 / 微观组织结构 / 极化曲线 / 应力腐蚀

Key words

5356 aluminum alloy / wire and arc additive manufacturing / microstructure / polarization curve / stress corrosion

电弧增材制造（wire and arc additive manufacturing，WAAM）凭借其制造成本低、沉积速率高、材料和热源能量利用率高等特点，特别适用于结构复杂、大尺寸及快速近成型结构件^［1-4］。随着航空航天、国防兵器以及轨道交通等领域的零部件向着高性能、轻量化、低成本等方面的发展，典型构件越来越多采用轻量一体化设计，大大推动了轻质合金在这些领域的应用^［5-6］。铝合金作为全球应用率最高和低成本的轻质金属材料，凭借其低密度、高比强度以及抗腐蚀性等优点，成为WAAM的首选材料。铝合金电弧增材技术在过去的10年取得了持续性进展，引起研究机构的广泛关注，目前已先后对Al-Cu，Al-Mg，Al-Cu-Mg和Al-Mg-Si等多个系列合金的微观组织结构和力学性能开展了系统的研究工作^［7-8］。Kumar等^［9］采用CMT增材制造6061铝合金，得到了较为稳定的焊缝组织。孙佳孝等^［10］研究了钨极惰性气体（tungsten inert gas，TIG）保护焊堆焊的5356增材铝合金，发现其沉积方向组织各向异性导致力学性能差异。吴东江等^［11］发现，TIG焊增材制造2024铝合金层中区域共晶组织颗粒和Mg元素分布均匀性较好，层间区域存在网状共晶组织和元素局部聚集。杨光等^［12］研究了CMT 增材制造5356铝合金热处理工艺，通过经均匀化退火改善元素分布均匀性。随着铝合金电弧增材制造应用的拓展，其耐腐蚀性问题开始引起研究人员关注。这主要是由于，电弧增材制造过程中复杂的热循环作用促使高强铝合金发生冶金转变，从而导致合金化学性质的不均一性，如偏析、金属间化合物和析出相等情况的出现^［13-14］。赵洪磊^［15］研究了磁场辅助机器人TIG增材制造2319铝合金在3.5%（质量分数，下同）NaCl溶液浸泡下的耐腐蚀行为，结果表明，磁场辅助增材制造可以改善第二相尺寸、减少腐蚀倾向。赵海洋等^［16］研究了电弧增材制造航空AA2024铝合金在3.5%NaCl溶液浸泡下的耐腐蚀行为，发现熔池边界区析出相脱合金化以及Cu元素再分部可促进铝基体阳极溶解。沈志胤^［17］对电弧增材制造ZL114A铝合金不同热处理工艺下腐蚀电位以及阻抗谱等特征进行研究，实现了提高堆积体耐腐蚀性的目的。

基于增材制造铝合金的广泛应用前景以及现代装备服役的复杂环境，研究WAAM铝合金材料的耐腐蚀行为对于推进和完善WAAM铝合金技术具有重要意义。当前国内外学者大多对增材制造构件的工艺调控、微观组织结构以及力学性能等进行了系统研究，对于耐腐蚀性目前以盐水浸泡后观察腐蚀形貌为主，深层次探讨尚处于起步阶段^［18］，尤其是对应力加载条件下的耐腐蚀行为鲜有报道。5356合金作为Al-Mg合金，具有良好的耐腐蚀性和可焊性等，实际应用范围更广，但是其在沉积过程中存在明显的沉积层和结合层以及气孔缺陷和第二相的聚集^{［10，12，19-21］}，这种合金化学性质的不均一性会导致耐腐蚀性能降低及腐蚀介质中承载能力变差。本工作选用ER5356铝合金焊丝作为沉积原材料，成功制备出形貌较好的薄壁件，重点研究沉积方向不同部位的微观组织结构、硬度分布、电化学腐蚀特性以及慢应变速率应力腐蚀行为，并结合断口微观形貌分析等进一步揭示其腐蚀机制，为电弧增材5356铝合金材料耐腐蚀性提升以及工程应用提供理论支持。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

选用直径为1.2 mm的ER5356铝合金焊丝为实验材料，厚为10 mm的5083-O为基板，两种材料的化学成分如表1所示。堆积前使用钢丝刷将基板表面打磨至露出金属光泽，并用丙酮擦拭基板表面进行脱脂，再将清洁后的基板和焊丝放入80 ℃干燥箱保温3 h。

实验用WAAM系统的焊机为Fronius CMT Advanced 4000R，采用单道多层堆积成型的方法制备出40层的5356铝合金堆积体，其尺寸约为200 mm（长）×8 mm（宽）×150 mm（高），堆积过程和工艺参数如图1和表2所示，保护气体选用99.999%高纯氩气。

1.2 实验方法

本工作主要研究堆积方向的微观组织结构及耐腐蚀性能，慢应变速率应力腐蚀试样标距段大致位于堆积第15~25层之间，为便于对比分析，其他试样也均取自该区域。采用DK7720电火花数控线切割机床从目标区域取样。

金相试样切割面使用碳化硅水磨砂纸打磨后进行机械抛光，然后对其进行腐蚀和阳极覆膜处理。腐蚀采用体积分数为20%的HF水溶液腐蚀10 s，阳极覆膜采用DPF-20电解抛光腐蚀仪，介质为体积分数为43%的H₃PO₄和38%的H₂SO₄水溶液，电压30 V，时间1 min，使用AXIO Observer.A1m研究级智能数字材料显微镜对显微组织形貌和晶粒形貌（偏光模式）进行观察。使用Smartlab X射线衍射仪对未腐蚀状态下的样品进行物相分析，扫描范围为10°~90°，扫描速率为5 （°）/min。使用HVS-1000A显微维氏硬度计对金相样品硬度进行测试，压头载荷为0.98 N，保载时间为15 s，相邻压痕间隔0.5 mm，并记录压痕位置。

电化学测试试样取自3个部位：垂直于堆积方向的堆积层、结合层以及沿着堆积方向的复合层，试样尺寸为6 mm（直径）×3 mm（高度）。使用电烙铁和锡焊丝将试样与铜导线进行连接，再用树脂对非工作面进行包覆，待凝固后用砂纸进行打磨处理，最后一道打磨工序使用1000目的砂纸，试样暴露出直径6 mm的工作面积，在测试前借助金相显微镜确认测试层为沉积层还是结合层。使用PGSTAT302N电化学工作站对样品进行动电位极化曲线测试，采用标准的三电极系统，参比电极和辅助电极分别为饱和甘汞和铂片，工作电极为试样，实验介质溶液为3.5%NaCl水溶液，扫描范围为-0.8~0.8 V，扫描速率为1 mV/s，步长为1 mV。

慢应变速率应力腐蚀试样尺寸图如图2所示，表面用1000目砂纸沿试样长度方向打磨，经丙酮清洗干燥后装入YYF-50慢应变速率应力腐蚀试验机容器内。腐蚀介质为3.5%NaCl水溶液，惰性介质为硅油，介质温度为50 ℃，每种介质3个样品，应变速率为10^-6 s^-1，预加载150 N后进行测试，依据GB/T15970.7—2017和HB 7235—95计算腐蚀敏感性以及慢应变速率（slow strain rate testing，SSRT）应力腐蚀敏感指数I_SSRT，并用TESCAN VEGA钨灯丝扫描电子显微镜对断口形貌进行观察分析，用布鲁克能谱仪对元素进行EDS分析。

2 结果与分析

2.1 微观组织结构

图3为5356铝合金WAAM堆积体微观组织结构和晶粒形貌。由图3（a）的显微组织形貌可知，试样组织为明显的沉积层和结合层，并伴随个别气孔。从XRD谱图（图4）可知，5356铝合金WAAM堆积体物相以α-Al相为主，存在少量的β（Al₃Mg₂）相。Mg的原子半径（0.145 nm）比Al的原子半径（0.118 nm）大，根据Al-Mg二元相图，Mg在Al中的固溶度随着温度降低而迅速减少，室温下仅为1.9%，故Mg原子易于以β（Al₃Mg₂）相的形式从过饱和固溶体析出^［22］。所以，图3（a）所示沉积层组织为具有不明显相界的α-Al基体以及黑色细小颗粒状的β（Al₃Mg₂）相，沉积层下侧为结合层，结合层组织为α（Al）基体和细小颗粒以及大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相。结合层中大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相是由于上层金属沉积过程中加热和冷速较快，热输入不足以使下层沉积金属中的β（Al₃Mg₂）相完全固溶，反而在冷却过程中促使Mg元素进一步析出，并以离异共晶β（Al₃Mg₂）相的形态聚集长大。

图3（b）为5356铝合金WAAM堆积体阳极覆膜后偏光下呈现的晶粒形貌。可以看出，沉积层呈柱状晶形态，长宽比≤2，较其他焊接方式产生的柱状晶长径比小^［21］，这主要是由于CMT焊接方式散热速度快，降低晶粒单方向生长动能；结合层呈尺寸细小的等轴晶，这主要是因为，一方面，焊接热影响促使下层沉积金属发生再结晶，另一方面，离异共晶β（Al₃Mg₂）相在晶界聚集析出抑制晶粒长大。从晶粒颜色上看，主要有黑、白、灰3种颜色，沉积层白色晶粒数量偏少且呈等轴晶，黑色和灰色晶粒数量较多且呈柱状晶；而结合层晶粒3种颜色占比无明显差异，这主要是由于5356铝合金凝固过程中，晶粒在（fcc）〈100〉方向容易沿温度扩散方向优先成长，结合层则由于发生再结晶作用使得晶粒无明显取向。由此可以推断，当前阳极覆膜图片中呈黑灰色的柱状晶粒取向为（fcc）〈100〉。因此，结合层是由熔合区以及再结晶区域组成。

2.2 硬度

图5为5356铝合金WAAM堆积体显微硬度及β相分布图。由图5（a）的硬度分布图可以看出，试样硬度值存在一定波动性，平均值约为70HV_0.1。值得一提的是，部分结合层存在硬度最低点，约为65HV_0.1，这可能是由组织特征决定的。一方面，结合层处受热输入影响组织为等轴状再结晶组织，另一方面，大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相消耗了合金中大量Mg元素，导致晶粒内部细小颗粒β（Al₃Mg₂）相数量减少，如图5（b）所示。当压痕落在晶粒内部时，出现硬度的较低值；当压痕落在晶界上时，质地较硬的大块沿晶分布离异共晶β（Al₃Mg₂）使得硬度值提升。

2.3 电化学实验

图6为5356铝合金WAAM堆积体不同部位的动电位极化曲线，图中E_pp为初步钝化电压（活化-钝化转变的最大值）^［23］，E_corr为自腐蚀电位，i_pass为临界过钝化电流密度，i_crit为钝化转变临界电流密度。可以看到，不同部位的极化曲线均由活化区、钝化区及过钝化区组成。β（Al₃Mg₂）相的自腐蚀电位为-1.24 V，α-Al基体自腐蚀电位为-0.87 V^［24］，当电极电位E_SCE达到试样表面自腐蚀电位后，试样进入活化区，由于β（Al₃Mg₂）相的自腐蚀电位低于α-Al基体，因此其在活化过程中优先溶解，随着电位增加，β（Al₃Mg₂）相溶解加速，电流密度快速增长。当E_SCE达到一定值后，电流密度增速减缓直至趋于稳定，表明试样正在过渡到钝化区。在过渡区内，沉积层试样的电流密度相对稳定，而结合层和复合层的电流密度先增加后降低，然后保持稳定。这是由于，α-Al基体在电流的作用下和水在试样表面生成一层致密且难溶于水的氧化膜Al₂O₃·H₂O^［25-27］，这层致密的氧化膜阻挡铝合金进一步腐蚀；结合层和复合层内含有相对较多的大尺寸沿晶分布β（Al₃Mg₂）相，导致其钝化前腐蚀电流密度比沉积层的高，在α-Al基体表面生成氧化膜时腐蚀进程减慢随后趋于稳定。当E_SCE增加到一定程度后，极化曲线上出现锯齿状波动，表明电位击穿氧化膜且开始出现点蚀，试样进入过钝化区，氧化膜开始溶解，腐蚀继续，电流密度二次增加。

一般来说，腐蚀电位越高表示其腐蚀倾向越小，腐蚀电流密度越低，表明其腐蚀速度越慢。表3为动电位极化过程中试样不同部位对应的腐蚀特征结果，其中E_corr和i_corr由Tafel外推法获得。从自腐蚀电位来看，沉积层自腐蚀电位最高（E_corr=-1.166 V），结合层和复合层自腐蚀电位相当，说明沉积层腐蚀倾向最小；从自腐蚀电流密度来看，结合层自腐蚀电流密度最高（i_corr=9.49 μA·cm^-2），沉积层的自腐蚀电流密度最低（i_corr=2.16 μA·cm^-2），为结合层的23%，复合层自腐蚀电流密度（i_corr=3.54 μA·cm^-2）介于两者之间，说明结合层腐蚀速度最快，沉积层腐蚀速度最慢；从初步钝化电位和钝化转变临界电流密度来看，其趋势与自腐蚀电位和自腐蚀电流密度一致。从过钝化区来看，3处部位的临界过钝化电位相差不大，临界过钝化电流密度有所区别，其中结合层的最高，而沉积层和复合层的相差不大。过钝化电流密度越高，钝化膜越难以形成^［28］。综上所述，不同部位腐蚀性能差异与其组织状态具有重要关系，结合层因聚集低腐蚀电位的大块离异共晶β（Al₃Mg₂）相，耐腐蚀性最差且腐蚀速度最快，是增材制造样件中耐腐蚀性最薄弱的部位。

2.4 慢应变速率应力腐蚀

5356铝合金WAAM堆积体慢应变速率应力腐蚀敏感性F（σ）和F（δ）及I_SSRT如式（1）~（3）所示。

F(\sigma )=\frac{{\sigma }_{\mathrm{a}}-{\sigma }_{\mathrm{w}}}{{\sigma }_{\mathrm{a}}}（1）

F(\delta )=\frac{{\delta }_{\mathrm{a}}-{\delta }_{\mathrm{w}}}{{\delta }_{\mathrm{a}}}（2）

I_{\mathrm{S}\mathrm{S}\mathrm{R}\mathrm{T}}=\mathrm{1}-\frac{{\sigma }_{\mathrm{w}}(\mathrm{1}+{\delta }_{\mathrm{w}})}{{\sigma }_{\mathrm{a}}(\mathrm{1}+{\delta }_{\mathrm{a}})}（3）

式中：F（σ）为基于抗拉强度指标的慢应变速率应力腐蚀敏感性；F（δ）为基于伸长率指标的慢应变速率应力腐蚀敏感性；{\sigma }_{\mathrm{a}}为硅油惰性介质中的抗拉强度；{\sigma }_{\mathrm{w}}为腐蚀介质中的抗拉强度；{\delta }_{\mathrm{w}}为腐蚀介质中的断后伸长率；{\delta }_{\mathrm{a}}为硅油惰性介质中的断后伸长率。

为进一步研究5356铝合金WAAM堆积体应力腐蚀过程机理，对其整个慢应变速率拉伸过程进行分析。图7为惰性和腐蚀介质下5356铝合金WAAM堆积体慢应变速率下的典型应力-应变曲线，表4和图8为惰性和腐蚀介质下的实验数据，表4中σ_p0.2为屈服强度，E为吸收能量，t为实验持续时间。最终获得的F（σ）为0.50，F（δ）为0.88，I_SSRT为0.57。一般来说，式（1）~（3）所获得的结果从0→1，表示应力腐蚀敏感性逐渐增强。值得一提的是，惰性介质中的抗拉强度均值为263.8 MPa，而杨光等^［21］采用CMT方式制成电弧增材样件，其沉积方向的抗拉强度为260.7 MPa，可以看出两者相差不大，说明本工艺沉积的样件力学性能符合当前技术水平，所获得的慢应变速率应力腐蚀敏感性及I_SSRT具有实际意义。

同时发现，惰性和腐蚀介质下的应力-应变曲线在100 MPa以内几乎重合，超过该应力（约为屈服强度的88%）后出现分歧，腐蚀介质/惰性介质中试样持续平均时间t比为15.3%，腐蚀介质/惰性介质中试样吸收能量E（曲线与x轴围成区域的面积）比为6.5%。腐蚀和惰性介质中5356铝合金WAAM堆积体力学行为存在较大差异，导致结果差异主要集中在应力100 MPa以上水平。

目前关于增材制造铝合金材料慢应变速率应力腐蚀敏感性方面的研究报道较少，但有学者研究了铝合金母材及焊接接头的应力腐蚀行为。赵朋成等^［29］研究发现，ER5356焊丝焊接A7N01S-T5铝合金接头在空气和3.5%NaCl溶液中3×10^-6，5×10^-6，7×10^-6 s^-1和9×10^-6 s^-1应变速率下的应力腐蚀敏感指数分别为0.075，0.10，0.25和0.42。张鑫^［30］研究发现，6082铝合金母材和其焊接接头在空气和3.5%NaCl溶液中1×10^-6 s^-1应变速率下的应力敏感指数分别为0.10和0.32。秦志恒等^［31］研究发现6005A-T6铝合金母材和搅拌摩擦焊接头在空气和3.5%NaCl溶液中1×10^-6 s^-1应变速率下的应力敏感指数分别为0.06和0.13。从上述结果可以看到，焊接接头慢应变速率应力腐蚀敏感指数均高于母材，而本工作所用的5356铝合金WAAM堆积体慢应变速率应力腐蚀敏感指数均高于上述材料焊接接头。

图9为硅油介质中5356铝合金WAAM堆积体试样断口形貌及EDS分析。可以看到，试样存在明显的缩颈区域，说明其发生塑性变形。断口呈现韧窝状塑性断裂特征，韧窝内部存在细小颗粒，断口其余部位可见呈颗粒状的气孔及断裂面，经能谱分析点1和点2主要元素为Al和Mg，如图9（c），（d）所示，推断气孔内部以及断口上具有颗粒感的断裂面主要为离异共晶大块β（Al₃Mg₂）相。

图10为5356铝合金WAAM堆积体试样在3.5%NaCl腐蚀介质中的断口形貌。从图10（a）中可以明显看到，断口表面分为腐蚀裂纹萌生区、腐蚀裂纹扩展区以及塑性断裂区。图10（b）为腐蚀裂纹萌生区和扩展区形貌，试样表面无明显缩颈，裂纹萌生区可见密密麻麻点状腐蚀坑，扩展区存在少量点蚀坑特征，局部可见不同裂纹汇集后撕裂台阶上的韧窝。图10（c）为裂纹扩展区与塑性断裂区形貌，塑性断裂区表面呈现典型韧窝状特征。为进一步分析应力腐蚀状态下裂纹萌生机理，对裂纹萌生区断口形貌进一步放大，如图10（d）所示，可以看到晶界腐蚀空隙以及晶粒表面的点蚀坑，晶界空隙可能是由于沿晶分布的大块β（Al₃Mg₂）相被完全腐蚀而残留下来的，点蚀坑则可能是由于沿晶分布的大块β（Al₃Mg₂）相表面呈颗粒状，经过腐蚀后，原嵌入基体的颗粒状β（Al₃Mg₂）相消失，故在断口表面呈现出空穴状凹坑。

为更直观地研究裂纹萌生和扩展特征，采用体视显微镜观察试样表面形貌，用金相显微镜对试样侧剖面磨抛腐蚀后的组织形貌进行观察分析，如图11所示。图11（b）为体视显微镜下硅油惰性介质中试样表面形貌，可以看到试样表面局部存在个别细小裂纹，经磨抛腐蚀后发现其断裂位置为结合层，如图11（d）所示，其表面存在明显缩颈，与图9（a）一致。图11（e）为图11（d）的局部放大图，其失效模式为沿晶+穿晶复合开裂。5356铝合金WAAM堆积体成型过程中，沉积层的α-Al由于再结晶作用硬度较低，同时结合层容易有气孔等缺陷，再加上结合层处存在大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相，其较α-Al相硬，对于基体有一定的割裂作用，因此容易从结合层开裂，大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相使其局部呈现沿晶开裂特征，在SEM下呈现具有颗粒感的断裂面，与图9（b）一致。

图11（c）为体视显微镜下3.5%NaCl腐蚀介质中试样表面形貌，可以看到存在多处近似等间隔分布的裂纹区，经抛光腐蚀后发现其开裂位置为结合层，且断面相对平整，其他非断口部位的结合层也萌生出沿晶腐蚀裂纹，如图11（f）所示。图11（g）为图11（f）的局部放大图，可以看到其失效模式为沿晶开裂。动电位极化曲线结果中，结合层自腐蚀电位和自腐蚀电流密度均表明该部位耐腐蚀性最差，β（Al₃Mg₂）相的自腐蚀电位低于α-Al基体，在腐蚀介质中容易优先溶解而在试样表面留下孔洞甚至缺口，形成点蚀坑，在大于100 MPa的拉应力作用下加速沿晶腐蚀开裂。

鉴于上述实验结果及分析，5356铝合金电弧增材制造样件具有较强的应力腐蚀敏感性，有必要研究新的工艺调控技术来改善结合层位置的β（Al₃Mg₂）相形态分布和尺寸，或在工程化应用前通过表面处理手段等提升其耐腐蚀性能。

3 结论

（1）5356铝合金CMT电弧增材堆积40层样件成型良好，其组织为α-Al基体+β（Al₃Mg₂）相，有明显的沉积层和结合层。沉积层晶粒为沿热扩散方向长宽比≤2的柱状晶，β（Al₃Mg₂）相主要以细小颗粒状分布在晶粒内部；结合层包括熔合区以及受上层焊道热输入影响的再结晶区，晶粒为较细小的等轴晶，该区域热输入不足以使β（Al₃Mg₂）完全固溶，反而促使Mg元素进一步在晶界偏聚，形成大块不连续沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相，晶粒内部细小颗粒状β（Al₃Mg₂）相含量减少，强化作用减弱，该区硬度较沉积层偏低。

（2）沉积层自腐蚀电流密度为结合层的23%，沉积层耐腐蚀性最好，结合层耐腐蚀性最差，这主要与β（Al₃Mg₂）相在基体中的尺寸以及分布形态有关，β（Al₃Mg₂）相细小弥散分布有利于提升基体耐腐蚀性。

（3）5356铝合金沉积件应力腐蚀敏感指数为0.57，有较强的应力腐蚀敏感性。硅油和3.5%NaCl腐蚀介质中试样均失效于结合层，这是由于结合层处大块沿晶分布的β（Al₃Mg₂）相在硅油惰性介质中对基体有割裂作用，在3.5%NaCl腐蚀性介质中大块β（Al₃Mg₂）相优先溶解，试样在拉应力作用下加速沿晶腐蚀开裂。

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