激光选区熔化Cu-10Sn合金组织和性能研究.pdf

新技术新工艺 2 0 2 3年 第7期 6 8 新技术新工艺 试验与研究激光选区熔化C u-1 0 S n合金组织和性能研究*任 政,曹明轩,王 敏,苏康境,劳子彬(五邑大学 智能制造学部,广东 江门 5 2 9 0 0 0)摘 要:激光选区熔化(S e l e c t i v e l a s e r m e l t i n g,S LM)作为一种新型的增材制造技术,在铜合金的生产中越来越受到重视。采用S LM的方法成形了C u-1 0 S n合金试样,研究了工艺参数(激光功率、扫描速度、扫描间距)对S LM成形件致密度的影响,分析了不同工艺参数下的微观组织演变及力学性能变化规律。经过工艺参数优化,获得了最高致密度为9 9.2 6%的试样,并研究了其在退火热处理前后的组织演变和力学性能差异。结果表明,S LM成形铜锡合金的显微组织由-C u相及其亚稳相和极少的相组成,热处理后亚稳相高温分解,使得显微微观组织更加均匀化。铜锡合金的力学性能随着退火热处理温度的升高有所降低,但其塑性增强较为明显。该研究结果为分析热处理对S LM成形铜锡合金材料的显微组织和性能的影响提供了实验依据,对该材料的应用有一定的参考价值。关键词:激光选区熔化;铜锡合金;热处理;显微组织;力学性能中图分类号:T N 2 4 9 文献标志码:AR e s e a r c h o n C u-1 0 S n A l l o y S t r u c t u r e a n d P r o p e r t i e s o f L a s e r S e l e c t i v e M e l t i n gR E N Z h e n g,C AO M i n g x u a n,WAN G M i n,S U K a n g j i n g,L AO Z i b i n(F a c u l t y o f I n t e l l i g e n t M a n u f a c t u r i n g,W u y i U n i v e r s i t y,J i a n g m e n 5 2 9 0 2 0,C h i n a)A b s t r a c t:S e l e c t i v e l a s e r m e l t i n g(S LM),a s a n e w a d d i t i v e m a n u f a c t u r i n g t e c h n o l o g y,h a s b e e n p a i d m o r e a n d m o r e a t-t e n t i o n i n t h e p r o d u c t i o n o f c o p p e r a l l o y s.T h e C u-1 0 S n a l l o y s a m p l e s w e r e f o r m e d b y S LM m e t h o d,i t w a s s t u d i e d t h a t t h e e f f e c t s o f t h e p r o c e s s p a r a m e t e r s(l a s e r p o w e r,s c a n n i n g s p e e d,s c a n n i n g d i s t a n c e)o n t h e d e n s i t y o f t h e S LM f o r m i n g p a r t s,a n d t h e m i c r o s t r u c t u r e e v o l u t i o n a n d m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s u n d e r d i f f e r e n t p r o c e s s p a r a m e t e r s w e r e a n a l y z e d.T h e m i c r o s t r u c t u r e e v o l u t i o n a n d m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s o f t h e s a m p l e s w i t h t h e h i g h e s t d e n s i t y o f 9 9.2 6%w e r e s t u d i e d a f t e r t h e p r o c e s s p a r a m e t e r s w e r e o p t i m i z e d.T h e r e s u l t s s h o w e d t h a t t h e m i c r o s t r u c t u r e o f S LM f o r m e d C u-S n a l l o y w a s c o m p o s e d o f -C u p h a s e,m e t a s t a b l e p h a s e a n d v e r y l i t t l e p h a s e,a n d t h e m e t a s t a b l e p h a s e d e c o m p o s e d a t h i g h t e m p e r a t u r e a f t e r h e a t t r e a t m e n t,w h i c h m a d e t h e m i c r o s t r u c t u r e m o r e u n i f o r m.T h e m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s o f C u-S n a l l o y d e c r e a s e d w i t h t h e i n-c r e a s e o f a n n e a l i n g t e m p e r a t u r e,b u t i t s s h a p e e n h a n c e m e n t w a s o b v i o u s.T h e r e s u l t s p r o v i d e d a n e x p e r i m e n t a l b a s i s f o r t h e e f f e c t o f h e a t t r e a t m e n t o n t h e m i c r o s t r u c t u r e a n d p r o p e r t i e s o f S LM f o r m e d C u-S n a l l o y m a t e r i a l s,a n d h a d a c e r t a i n r e f e r-e n c e v a l u e f o r t h e a p p l i c a t i o n o f t h e m a t e r i a l.K e y w o r d s:l a s e r s e l e c t i v e m e l t i n g,C o p p e r-T i n a l l o y,h e a t t r e a t m e n t,m i c r o s t r u c t u r e,m e c h a n i c a l p r o p e r t i e s1 引言激光选区熔化(S e l e c t i v e l a s e r m e l t i n g,S LM)是一种利用高能量的激光束,按照预定的扫描路径,扫描预先铺覆好的金属粉末,将其完全熔化,再经冷却、凝固后成形的一种技术,是目前工业上主流的金属增材制造(A d d i t i v e M a n u f a c t u r i n g,AM)技术。S LM具有生产复杂结构零件的能力和极高的设计自由度,最大限度地节省了材料,成形的产品具有高尺寸精度和优秀的表面光洁度1-2。许多工程材料,包括 钢3、镍 合 金4、钴 合 金5、钛 合 金6、铝 合金7-8、高熵合金9等,均已运用S LM技术成功制备,性能可与传统工艺路线媲美。铜是一种在S LM成形工艺中具有挑战性的材料。铜的热导率和激光反射率高,造成了明显的热损失和粉末熔化不足,导致1 0成形质量较差。研究发现,与纯 铜相比,通过 增材制造铜 合金相对容易1 1-1 2。在铜中加入合金元素可以显著降低其导电性,增大其凝固范围,降低熔化吉布斯能。因此,将有足够的时间使熔融金属均匀地扩散到前一层,以实现良好的结合与低孔隙率。D.T i b e r t o等1 3对比了理想条件下成形的纯C u和C u-N i-3 S i合金的孔隙率,结果表明,凝固范围较大、熔化吉布斯能较低的合金C u-N i-3 S i的孔隙率最低约为5.5%,相较纯C u约2 5%的孔隙率明显降低。在几种铜基合金中,铜锡合金具有高强度、优异的抗腐蚀性能和优异的耐磨性。铜锡合金的性能差异是由S n元素的含量不同而造成的。含S n量大于1 0%的铜锡合金具有高强度(由于固溶强化)和耐磨性(由于金属间化物第二相颗粒),因此广泛应 试验研究 新技术新工艺 试验与研究6 9 用于轴承、发动机和螺旋桨部件。这些合金通常以铸造形态被使用,因此其性能取决于凝固过程中形成的组织。S.S c u d i n o等利用S LM方法成功制备了致密度超过9 9%的铜锡合金样品,与铸态样品相比,S LM成形样品具有更好的相和(+)共析组织。由于S LM成形是一个逐层制造的过程,成形件在此过程中经历了复杂的热循环。S LM的快速冷却特征导致非平衡凝固,增加了固溶度,细化了晶粒尺寸1 7。此外,较高的热梯度和局部不均匀的热-冷循环形成了具有高位错密度和胞状结构的非均质组织1 8-1 9。与常规加工相比,S LM加工过程中形成的独特显微组织结构能够促进高性能材料的发展。在本研究中采用正交试验设计方法,对不同加工参数下的C u-1 0 S n进行了S LM成形试验,建立了加工参数与成形件致密度之间的关系,并通过二阶线性曲线拟合得到了能量密度与致密度之间的关系。在L P=2 0 0 W,H S=0.0 6 mm,S S=4 0 0 mm/s(此时E=1 6 6.7 J/mm3)的加工参数下,获取了近乎全致密度(9 9.2 6%)的成形件,此条件下成形的试样内部缺陷显著减少,性能优异。经过退火热处理后的试样其力学性能有较大变化,整体表现为强度降低,但塑性能力增强,这是由于退火热处理可以有效分解S LM成形C u-1 0 S n产生的第二相,并使得组织粗 化 均 匀。本 文 的 研 究 结 果 为 热 处 理 过 程 对S LM成形铜锡合金材料的显微组织和性能提供了实验依据,对该材料的工程应用具有广泛的参考价值。2 实验流程2.1 实验材料与设备本实验的原材料为苏州玖春新材料科技有限公司的C u-1 0 S n合金粉末,粉末的扫描电镜形貌图如图1所示。a)5 0 0b)2 5 0 0图1 C u-1 0 S n合金粉末的扫描电镜(S EM)图由图1 a可以看到,粉末大多呈球形,周围附着有部分较为不太规则的卫星颗粒,但球形度尚可,可认为具有合理的流动性和较高的表观密度2 0。采用马尔文m s 3 0 0 0激光粒度仪测得粉末的粒径分布如图2所示,粉末粒径分布为1 5 5 3 m,平均粒径为3 5 m。图2 C u-1 0 S n粉末的粒径分布S LM设备采用商用金属3 D打印机H I TM 2 9 0(哈特三维科技,中山),配备的Y b光纤激光器最大功率为5 0 0 W,工作波长为1 0 7 0 n m,最大扫描速度为8 m/s,最大成型尺寸为2 7 0 mm2 7 0 mm4 0 0 mm,整机精度为0.1 mm。2.2 实验方法本实验成形的试样尺寸为1 0 mm1 0 mm8 mm,设计三因素四水平的正交试验L 1 6.4.3,工艺参数选择见表1。实验过程全程通入高纯度氩气,保证氧含量低于0.1%,防止C u-1 0 S n合金粉末发生氧化反应。每组工艺参数下制取试样3个。表1 工艺参数取值工艺参数取值范围激光功率(L P)/W1 5 0、2 0 0、2 5 0、3 0 0扫描速度(S S)/mms-12 0 0、4 0 0、6 0 0、8 0 0扫描间距(HS)/mm0.0 6、0.0 9、0.1 2、0.1 5铺粉厚度(t)/m5 0扫描策略层间旋转6 7 新技术新工艺 2 0 2 3年 第7期 7 0 新技术新工艺 试验与研究 使用真空管式炉(G R.T F 6 0/1 4)对样件进行退火热处理,加热至3 5 0和5 2 0,并在该温度下保温4 h,空冷。2.3 测试与表征本实验使用电子天平采用阿基米德排水法测量致密度。在室温下每个样品至少测试5次,求其平均值,样品实际密度按式1进行计算,其中,m空为样件在空气中测得的质量,m水为样件在蒸馏水中测得的质量,水为蒸馏水室温下的密度,取C u-1 0 S n的理论密度理论为8.8 g/c m3,按式2可计算得相对密度(r e l a t i v e d e n s i t y,R D)。=m空水m空-m水(1)R D=理论1 0 0%(2)采用标准金相法经打磨、抛光后制得微观组织检测的最佳试样,按F e C l3(1 g)+H C L(2 0 m L)+H2O(1 0 0 m L)配置腐蚀液,腐蚀后采用倒置金相显微镜(M-5 X C)进行观察,再利用扫描电镜(G e m i n i S E M 3 0 0)对金相显微组织进行观察2 1。利用X射线衍射仪(B r u k-e r D 8 a d v a n c e)进行相成分的检测。采用WH V-1 M D T维氏硬度计对被测面打3个压痕,加载载荷5 0 0 g,加载时长1 5 s,通过3次对角长度计算平均值求出被测样的H V值。根据G B/T 2 2 8.12 0 1 0 金属拉伸试验试样相关规定设计拉伸试样,采用Z w i c k Z 2 5 0电子万能试验机在室温下进行拉伸试验检测。3 结果与讨论3.1 工艺参数对致密度的影响在对1 6组参数试样的测定后,计算出各样品的实际致密度,结果见表2。可以看到,在激光功率(L P)为2 0 0 W,扫描速度(S S)为4 0 0 mm/s,扫描间 隔(HS)为0.0 6 mm时,致 密 度 最 优,为9 9.2 6%。表2 不同工艺参数下的致密度编号激光功率/W扫描间隔/mm扫描速度/mms-1能量密度/Jmm-3致密度平均值/%11 5 00.0 62 0 02 5 09 8.4 121 5 00.0 94 0 08 3.39 6.0 831 5 00.1 26 0 04 1.79 2.6 341 5 00.1 58 0 02 58 5.8 452 0 00.0 64 0 01 6 6.79 9.2 662 0 00.0 92 0 02 2 2.29 8.0 172 0 00.1 28 0 04 1.79 5.0 682 0 00.1 56 0 04 4.49 5.9 792 5 00.0 66 0 01 3 8.99 8.9 41 02 5 00.0 98 0 06 9.49 7.3 51 12 5 00.1 22 0 02 0 8.39 8.7 11 22 5 00.1 54 0 08 3.39 8.2 81 33 0 00.0 68 0 01 2 59 8.5 91 43 0 00.0 96 0 01 1 1.19 8.2 21 53 0 00.1 24 0 01 2 59 9.1 31 63 0 00.1 52 0 02 0 09 9.0 2 不同工艺参数对致密度的影响如图3所示。图3 不同工艺参数对致密度的影响 试验研究 新技术新工艺 试验与研究7 1 图3(a)为致密度与功率间的关系。当L P=1 5 0 W时,致密度最小,在激光功率较低时,粉末未能完全熔化,成形表面会出现黑色未熔颗粒,表面会变得凹凸不平,成形过程中的层层积累而形成内部孔隙,缺陷的累积导致试样成形致密度较低;当L P 为1 5 02 0 0 W时,致密度随激光功率的升高提升速率最快;当L P为2 0 03 0 0 W时,致密度上升速率有所减慢,这是因为当激光功率增加时,粉末吸收到足够多的能量,进而能够充分熔化,成形熔道光滑连续,表面平整,试样的致密度增大。但随着激光功率的增大,过高的功率使得粉末温度大幅上升,当超过其熔点后会导致沸腾而溅出,使熔池变得更为不稳定,致密度的提升速率越来越慢。图3(b)为致密度与扫描间距的关系。扫描间距的增加会导致致密度降低,原因在于随着扫描间距的增加,搭接率减小,搭接区域的重复熔化度减小,部分区域粉末熔化不充分甚至未熔化,导致道间产生孔隙2 2;扫描间距过大还会引起表面粗糙度增大,导致下一层铺粉不均匀,铺粉太厚的地方也会产生未熔粉末,出现不规则孔洞,从而引起孔隙率增加,致密度下降。根据图3(c)扫描速度对致密度的影响可以看到两种情况:1)样品致密度随着扫描速度的增加而减小;2)当扫描速度为2 0 04 0 0 mm/s时,下降的速率较慢,而当扫描速度为4 0 08 0 0 mm/s时,下降的速率很快。这是因为随着扫描速度的增大,使得粉末吸收能量少,熔池温度低,熔融金属粘度较高,流动性较差,因熔化不充分而聚集在一起,进而出现不规则孔洞。此外熔池存在时间减少,合金液体来不及铺展会使得熔道之间断裂,从而出现裂纹。上述两种因素导致成形试样的致密度较低。此外,当扫描速度为2 0 04 0 0 mm/s时,扫描速度并未增加得很快,粉末能够吸收到足够多的能量去熔化,熔池相较于8 0 0 mm/s时,有比较长的存在时间,熔体铺展情况还是较为顺利,因此合金致密度在扫描速度为2 0 04 0 0 mm/s时,下降的速率较慢。同时4 0 0 mm/s在本实验中是个临界点,一旦超过该速度,粉末就会因吸收的能量过少,未完全熔化造成大量孔洞,导致致密度急速下降,故合金致密度会在扫描速度为4 0 08 0 0 mm/s时,下降的速率很快。上述只是单个因素对合金致密度的影响,而为了更加直观地分析激光功率、扫描间距、扫描速度三者共同对合金致密度的影响,采用能量密度来说明,计算式如下:E=Pvht(3)式中,E为能量密度,即单位体积辐射到粉末上的能量,单位为J/mm3;P为激光功率,单位为W;v为激光扫描速度,单位为mm/s;h为扫描间距,单位为mm;t为层厚,单位为mm。通过式3计算得出能量密度的大小,绘制拟合曲线(见图4)。图4 致密度随能量密度的变化曲线当E1 0 0 J/mm3时,实验的样品平均致密度为9 4.4 6%,致密度较差,缺陷较多。粉末能否充分熔化始终是影响致密度的关键因素。能量密度低,使得粉末由于未熔化形成的粉体会沾染周围的固溶液,使得表面变得凹凸不平,由于逐层叠加的缘故,使得缺陷不断叠加,最终形成大量孔洞缺陷。当1 0 0 J/mm3E2 0 0 J/mm3时,实验的样品平均致密度为9 8.8 6%,在合适的能量密度下,粉末熔化充分,粉体与粉体之间互相熔化,可以弥补间隙,使得表面平整。同时相对于低能量密度而言,此时所处的能量密度形成的微熔池更宽更深,更容易搭接熔道2 3,因此致密度会显著提升。当2 0 0 J/mm3E2 5 0 J/mm3时,实 验 的 样 品 平 均 致 密 度 为9 8.3 7%,致密度稍微下降。过大的能量密度下,熔化的粉体出现气泡现象,微微的气泡破裂使得表面会有细小的孔,但情况会比未熔化粉体的情况好。同时高能量密度比前一种情况(1 0 0 J/mm3E1 6 6.7 J/mm3时,表面孔洞等缺陷开始增多,这是因为能量的过高输入,粉末球化情况加重(见图8 d和图8 h)。a)顶面E=4 1.7 J/mm3 b)顶面E=1 2 5 J/mm3c)顶面E=1 6 6.7 J/mm3 d)顶面E=2 0 8.3 J/mm3e)侧面E=4 1.7 J/mm3 f)侧面E=1 2 5 J/mm3g)侧面E=1 6 6.7 J/mm3 h)侧面E=2 0 8.3 J/mm3图8 不同能量密度下C u-1 0 S n合金试样的光镜形貌3.4 工艺参数对力学性能的影响3.4.1 拉伸性能的检测与分析图9所示为不同能量密度条件下试样的应力-应变图。可以看到随着能量密度的增加,抗拉强度不断上升,同时试样的断裂伸长率也在不断增加。这是因为在低能量密度时,由于未熔粉末而出现了部分缺陷,断裂时,试样最先从有缺陷的地方开始,进而导致后续断裂的连锁反应,因此在低能量密度下的抗拉强度最低;随着能量密度的增加,致密度增加,缺陷减少,同时-C u4 1S n1 1相的增加,使得样品的抗 拉 强 度 大 幅 提 升。对 于 伸 长 率 而 言,从2 6.2 5%提高到了3 9.2 5%,提升幅度达1 3%,过高的能量密度并未使其下降,反而上升,说明能量密度对伸长率的影响是正相关的,同时高能量密度下粉末完全熔化会使材料延展更好,进而有更高的伸长率。图9 拉伸件的应力-应变图3.4.2 硬度的检测与分析图1 0所示为不同能量密度下顶面的维氏硬度,平均硬度为1 5 4.4 9 HV。可以清楚地看到,顶面硬度随着能量密度的变化而变化,随着能量密度增大,成形件硬度增加,这与拉伸性能相似。当E=2 0 8.3 J/mm3时,硬度达到最大值为1 6 9.7 3 HV;当E=4 1.7 J/mm3时,硬度达到最小值为1 4 0.3 0 HV。最大值与最小值之间相差2 9.4 3 HV,幅度达1 9%,从而可以判断能量密度对硬度的影响显著。能量密度的增加使得晶粒细化更多,晶粒间距减小,硬度增大。图1 0 不同能量密度下的维氏硬度3.5 热处理对C u-1 0 S n合金的组织及性能影响3.5.1 热处理对相成分的影响图1 1和图1 2分别为不同热处理温度下顶面和侧面的X R D图,可以看到热处理后试样的相的衍射峰强度有所降低,同时相的衍射峰强度有所增强。与热处理前的试样的X R D图谱(F o r m a l)比较 新技术新工艺 2 0 2 3年 第7期 7 4 新技术新工艺 试验与研究可知,在晶面上,衍射强度有所增强,且衍射峰的宽度有所减小,这说明晶粒粗化,且相的百分含量也有所增多。分析热处理前后衍射峰所在的位置变化可知,2整体的向左移动(即减小),使得d直径变大,而且相的固溶度有所增加,且S n元素会更多地把C u元素给置换,加深晶格的畸变。图1 1 热处理前后顶面X R D图图1 2 热处理前后侧面X R D图3.5.2 热处理对显微组织的影响图1 3所示为热处理前后C u-1 0 S n试样顶面的显微组织图。对比发现,激光选区成形的C u-1 0 S n试样的热处理的显微组织已经发生比较明显的变化,且在不同温度下也有不同的变化。可以看到晶粒尺寸明显粗化。图1 3 c和图1 3 d表明,经3 5 0 热处理后,在晶粒的顶面还存在小部分浅白色的颗粒物,这是相受热分解后剩下的部分残余。图1 3 e和图1 3 f表明,经5 2 0 热处理后,相明显减少甚至接近消失,这说明硬脆相几乎被完全分解,也说明S n元素在内部被充分扩散,同时晶粒尺寸继续变大,且晶粒形貌发生了较大变化,趋向于等轴化。从热力学角度可以解释2 5为,溶质S n原子因加热而产生热运动,在材料中从溶质高浓度区向低浓度区扩散迁移,而原子的迁移主要是通过空位进行扩散。S LM成形的C u-1 0 S n试样中存在大量的位错,为原子间的迁移提供了有利的条件。随着退火温度的升高,原子间热运动加剧,S n元素扩散迁移速度变快,表现为相的充分分解。a)热处理前电镜图(5 0 0 0)b)热处理前电镜图(5 0 0 0 0)c)3 5 0 热处理后电镜图(5 0 0 0)d)3 5 0 热处理后电镜图(5 0 0 0 0)试验研究 新技术新工艺 试验与研究7 5 e)5 2 0 热处理后电镜图(5 0 0 0)f)5 2 0 热处理后电镜图(5 0 0 0 0)图1 3 热处理前后试样顶面的电镜形貌图3.5.3 热处理对力学性能的影响图1 4所示为热处理前后试样维氏硬度的变化,可以看到经3 5 0 热处理后,试样的维氏硬度略微提高。但在5 2 0 热处理后,试样的维氏硬度显著降低,可以解释为在同样的保温时间内,由于热处理温度上升,使得S n原子可以取得足够的能量来充分扩散,且使得相分解甚至消失。同样地,热处理温度变高,晶粒的变大速度越快,且晶粒尺寸越大,与此同时,晶界也在变少,所以使得维氏硬度测量时发生塑性变形的程度更大,具体表现为硬度减小。且S LM过程会产生残余应力,通过热处理可以有效减少残余应力,从而使得位错和孪晶等缺陷变少,最终使得在5 2 0 时维氏硬度显著减小。图1 4 不同退火温度下的维氏硬度图1 5所示为热处理前后拉伸试样的工程应力-应变曲线,表3为试样热处理前后强度及伸长率的数值,可以看到热处理后试样的抗拉和屈服强度有所降低,但塑性、延伸率显著提升,且有较大的上升趋向。上述性能变化的原因有如下2个方面。1)强度降低的原因是硬脆相相被分解减少,减缓了位错运动,使得试样的强化能力减弱,而且会导致S n原子充分扩散,晶粒表面变得更加均匀,也使得受外力时变形更加匀称,最终使试样的塑性能力变强。2)根据位错理论,热处理后晶粒粗化,晶界减少,使得晶界处的位错数目变少,试样的加强机制减弱,表现为屈服强度的降低。同时由于热处理过程能降低材料的内应力,在一定程度上能提高材料的塑性能力。图1 5 工程应力-应变曲线表3 热处理前后的拉伸性能变化拉伸试样屈服强度/MP a抗拉强度/MP a延伸率/%S LM试样2 5 43 1 01 3.2S LM+3 5 0 试样1 3 72 3 32 3.8S LM+5 2 0 试样1 5 52 5 32 4.74 结语本文通过设计正交试验,系统地测试工艺参数对S LM成形C u-1 0 S n合金试样致密度的影响,分析了退火热处理前后相成分、显微组织、力学性能的变化,并研究其中的机理,得出如下结论。1)能量密度所导致的粉末熔化程度是影响致密度的重要因素,未完全熔化的粉末会粘黏周围的固液体,造成凹凸不平,形成孔洞、裂纹等缺陷。在经优化的工艺参 数下,即L P=2 0 0 W,HS=0.0 6 mm,S S=4 0 0 mm/s,E=1 6 6.7 J/mm3时,制备了近乎全密度(9 9.2 6%)的S LM C u-1 0 S n样品。2)不同能量 密 度 下C u-1 0 S n成 形 件 由-C u(S n)和-C u4 1S n1 1两相构成。能量密度影响相变 新技术新工艺 2 0 2 3年 第7期 7 6 新技术新工艺 试验与研究的主要原因是固溶扩散度,在一定范围内,温度越高,S n固溶扩散到C u基体就更为充分。能量密度的增加使得晶粒细化,晶粒间距减小,硬度增大。而抗拉强度在一定范围内与能量密度正相关。对于伸长率来说,从2 6.2 5%提高到了3 9.2 5%,提升幅度达1 3%。3)退火热处理可 以有效分解S LM成形C u-1 0 S n产生的第二相,并使得组织粗化均匀。在退火温度不断增加后,相的分解更彻底,且使得晶粒尺寸变大。4)退火热处理会使得S LM成形C u-1 0 S n试样的力学性能有较大变化。在3 5 0 退火热处理后,试样的维氏硬度变化不明显。但在5 2 0 退火热处理后,试样的维氏硬度显著降低。退火热处理后的试样,S n元素充分扩散,位错的数量减少,晶界间隔越来越短,相被彻底分解,最终导致试样的维氏硬度降低,而塑性能力增强。退火热处理后的试样会从细晶与相强化机制转化为固溶强化机制,试样的屈服强度和抗拉强度在退火热处理后不断降低,但其伸长率有显著提升,试样整体塑性有较大的上升趋向。参考文献1 D e b r o y T,M u k h e r j e e T,M i l e w s k i J 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