·1104 工程科学学报，第43卷，第8期 分析见于图5(d),可见单个晶粒内部由于急速冷 仍可被看作阝相体心立方结构的6×6×6超结构 凝也出现了Sn富集与贫化区，而含较多Sn的纳 晶胞P.因此，从固溶体a-Cu(Sn)合金中析出8相 米颗粒析出物主要出现在Sn富集区， 晶体学上的路径可以表达如下：FCC(a相)→BCC 为方便阐述分析，分别作出相转变所涉及各 (B相)→Y相→δ相.该系列转变并不涉及原子长 相的单胞(001)面示意图，如图6所示（为展示各 程扩散，SLM急速冷凝造成了不同尺度界面及晶 超点阵结构相之间的结构关联，图中原子与晶胞 内Sn富集现象，为促进上述转变提供了充分的动 大小未按实际比例作图).其中高温下稳定的B相 力学条件.并且，上述转变路径中面心立方结构变 (BCC)有序化后可形成具有D03超结构的y相(cF16), 为体心立方结构的过程与马氏体相变结构转化相 Y相继续有序化后可形成超点阵结构8相(cF416)2, 似.包含有点阵扭转，因此推断认为本研究涉及的 由此可见δ相可被看作是Y相D03结构的3×3×3 超点阵相析出更应倾向于选择晶界作为形核点， 超结构晶胞，同时虽然从体心立方点阵角度看某 这与透射观察结果（图5）相当吻合，而在前期研究 些位置上的原子存在系统性缺失及偏离，但δ相 或文献中6,252未曾报道 Ordered Ordered Cu 9 -Sn a(FCC) B(BCC) Y(D0) 8(y-brass superstructure) 图6a相、B相、Y相、8相单胞(001)面示意图 Fig.6 Schematic of (001)faces for lattice of a,B,y,and 8 phases 2.3激光选区熔化成形合金的力学性能 400 为比较SLM成形组织对力学性能的影响，分 别对合金铸锭、SLM成形块体顶面(Y面)与侧面 S300 Cu-5%Sn,thickness:3 mm (YZ面)进行维氏硬度检测，结果显示Cu-5%Sn铸 -Cu-5%Sn,thickness:I mm 锭硬度平均值约为HV79.8,而SLM成形样品顶 200 面和侧面的硬度平均值分别为HV133.83与HV 129.42.为考察SLM成形尺寸对Cu-5%Sn合金力 100 一6m 学性能的影响，还分别对厚度为1与3mm的SLM 成形合金拉伸试样进行准静态力学测试，所获工 0 5 10 15 20 Engincering strain/ 程应力-应变曲线如图7所示.其中1mm厚拉伸 图7Cu-5%Sn合金SLM成形样品准静态拉伸试验工程应力-应变 试样的屈服强度为326MPa,抗拉强度387MPa, 曲线图 断裂总延伸率18.9%：3mm厚拉伸试样屈服强度 Fig.7 Engineering stress-strain curves of the SLM-built Cu-5%Sn 为316MPa,抗拉强度为384MPa,断裂总延伸率 alloy using quasistatic tensile tests 22.7%.可见在本文SLM成形优化技术条件下，凝 固成形过程稳定，合金产品厚度变化对其强度与 增多，位错运动将受到更多阻碍，同时各晶粒内部 塑性影响较小.图7中显示了3mm厚合金拉伸样 弥散分布着纳米尺寸析出物，在细晶与析出综合 品断口韧窝形貌，可看出其韧窝尺寸小（直径1~ 作用下合金强度得到有效提升.其次，SLM快速 2m)且深，韧窝边缘较为锋利，表现出合金SLM 冷却凝固过程使成形样品中存在较大残余应力， 成形件具有优良的塑性 诱发位错形成并在运动中得到增殖，进而导致晶 上述SLM成形Cu-5%Sn合金显微硬度值与 粒内部形成高密度位错.此外，所获Cu-5%Sn SLM 力学性能明显高于同成分合金铸锭的数值.这是 合金的力学性能优于文献中SLM成形态C-4%Sn2、 因为与铸锭粗大枝晶组织比较，SLM成形冷速快， Cu-4.3%Sn2合金（含Sn量较低）的数值，这是由 细晶效果显著，晶粒大小均为微米尺度：晶界相应 于较高S固溶量会使品格畸变应力场增大，位错分析见于图 5（d），可见单个晶粒内部由于急速冷 凝也出现了 Sn 富集与贫化区，而含较多 Sn 的纳 米颗粒析出物主要出现在 Sn 富集区. 为方便阐述分析，分别作出相转变所涉及各 相的单胞 (001) 面示意图，如图 6 所示（为展示各 超点阵结构相之间的结构关联，图中原子与晶胞 大小未按实际比例作图）. 其中高温下稳定的 β 相 (BCC) 有序化后可形成具有D03 超结构的γ 相(cF16)， γ 相继续有序化后可形成超点阵结构 δ 相 (cF416)[23] ， 由此可见 δ 相可被看作是 γ 相 D03 结构的 3×3×3 超结构晶胞，同时虽然从体心立方点阵角度看某 些位置上的原子存在系统性缺失及偏离，但 δ 相 仍可被看作 β 相体心立方结构的 6×6×6 超结构 晶胞[24] . 因此，从固溶体 α-Cu(Sn) 合金中析出 δ 相 晶体学上的路径可以表达如下：FCC(α 相) →BCC (β 相) →γ 相→δ 相. 该系列转变并不涉及原子长 程扩散，SLM 急速冷凝造成了不同尺度界面及晶 内 Sn 富集现象，为促进上述转变提供了充分的动 力学条件. 并且，上述转变路径中面心立方结构变 为体心立方结构的过程与马氏体相变结构转化相 似，包含有点阵扭转，因此推断认为本研究涉及的 超点阵相析出更应倾向于选择晶界作为形核点， 这与透射观察结果（图 5）相当吻合，而在前期研究 或文献中[2, 5−6, 25−26] 未曾报道. α (FCC) β (BCC) Ordered Ordered γ (D03 ) δ (γ-brass superstructure) Cu Sn 图 6    α 相、β 相、γ 相、δ 相单胞 (001) 面示意图 Fig.6    Schematic of (001) faces for lattice of α, β, γ, and δ phases 2.3    激光选区熔化成形合金的力学性能 为比较 SLM 成形组织对力学性能的影响，分 别对合金铸锭、SLM 成形块体顶面（XY 面）与侧面 （YZ 面）进行维氏硬度检测，结果显示 Cu‒5%Sn 铸 锭硬度平均值约为 HV 79.8，而 SLM 成形样品顶 面和侧面的硬度平均值分别为 HV 133.83 与 HV 129.42. 为考察 SLM 成形尺寸对 Cu‒5%Sn 合金力 学性能的影响，还分别对厚度为 1 与 3 mm 的 SLM 成形合金拉伸试样进行准静态力学测试，所获工 程应力‒应变曲线如图 7 所示. 其中 1 mm 厚拉伸 试样的屈服强度为 326 MPa，抗拉强度 387 MPa， 断裂总延伸率 18.9%；3 mm 厚拉伸试样屈服强度 为 316 MPa，抗拉强度为 384 MPa，断裂总延伸率 22.7%. 可见在本文 SLM 成形优化技术条件下，凝 固成形过程稳定，合金产品厚度变化对其强度与 塑性影响较小. 图 7 中显示了 3 mm 厚合金拉伸样 品断口韧窝形貌，可看出其韧窝尺寸小（直径 1～ 2 μm）且深，韧窝边缘较为锋利，表现出合金 SLM 成形件具有优良的塑性. 上述 SLM 成形 Cu‒5%Sn 合金显微硬度值与 力学性能明显高于同成分合金铸锭的数值. 这是 因为与铸锭粗大枝晶组织比较，SLM 成形冷速快， 细晶效果显著，晶粒大小均为微米尺度；晶界相应 增多，位错运动将受到更多阻碍，同时各晶粒内部 弥散分布着纳米尺寸析出物，在细晶与析出综合 作用下合金强度得到有效提升. 其次，SLM 快速 冷却凝固过程使成形样品中存在较大残余应力， 诱发位错形成并在运动中得到增殖，进而导致晶 粒内部形成高密度位错. 此外，所获 Cu‒5%Sn SLM 合金的力学性能优于文献中SLM 成形态Cu‒4%Sn[25]、 Cu‒4.3%Sn[26] 合金（含 Sn 量较低）的数值，这是由 于较高 Sn 固溶量会使晶格畸变应力场增大，位错 0 5 10 15 20 0 100 200 300 400 Engineering stress/MPa Engineering strain/% Cu−5%Sn, thickness: 3 mm Cu−5%Sn, thickness: 1 mm 6 cm 图 7    Cu‒5%Sn 合金 SLM 成形样品准静态拉伸试验工程应力‒应变 曲线图 Fig.7     Engineering  stress –strain  curves  of  the  SLM-built  Cu –5% Sn alloy using quasistatic tensile tests · 1104 · 工程科学学报，第 43 卷，第 8 期