选区激光熔融工艺参数对Cu-Al-Ni合金组织和力学性能的影响

Effect of selective laser melting processing parameters on microstructure and mechanical properties of Cu-Al-Ni alloy

摘要

选区激光熔融（selective laser melting，SLM）技术凭借独特凝固行为，可突破传统熔铸合金晶粒粗大难题。为实现SLM制备Cu-A1-Ni合金的晶粒细化，并提高其力学性能，研究了关键工艺参数激光功率和扫描速度对SLM制备Cu-A1-Ni合金垂直于打印方向和打印方向上微观组织和力学性能的影响。结果表明，样品垂直于打印方向呈现搭接完整的熔覆道，样品打印方向则为逐层累积的柱状晶，两个方向均观察到了板条状马氏体组织。当激光功率不变，扫描速度增加，或扫描速度不变，适当降低激光功率时，熔覆道变窄，晶粒和马氏体变细。当激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s时，所制备合金的熔覆道最窄，晶粒和马氏体最细，力学性能最佳，其打印方向的硬度和压缩强度分别达到251.2HV和1465 MPa，垂直于打印方向的这两个指标则分别达到245.7HV和1189 MPa。晶粒和马氏体的细化归因于SLM提供的高冷却速率，力学性能的提升主要来自细晶强化机制，而样品打印方向细的柱状晶、致密的马氏体和孪晶导致合金内部界面密度更高，对位错滑移的阻碍作用更强，因此力学性能更佳。

Abstract

Selective laser melting （SLM） technology， with its unique solidification characteristics， can overcome the issue of coarse grain size in conventionally cast alloys. To achieve grain refinement and improve the mechanical properties of Cu-Al-Ni alloy prepared by SLM， the effects of key process parameters， including laser power and scanning speed， on the microstructure and mechanical properties perpendicular to and along the building direction are studied. The results show that fully overlapping melt tracks are present perpendicular to the building direction， in contrast， parallel to the building direction， it shows columnar grains that have grown epitaxially layer by layer. Both directions primarily consist of lath martensite. With increasing scanning speed at constant laser power， or with slightly decreasing laser power at fixed scanning speed， the melt tracks become narrower， and both the grains and martensite are refined. At a laser power of 280 W and a scanning speed of 850 mm/s， the resulting alloy exhibits the narrowest melt tracks， the finest grain size and martensitic structure， and the best mechanical properties. The hardness and compression strength measured along the building direction reach 251.2HV and 1465 MPa， respectively， while these perpendicular to the building direction reach 245.7HV and 1189 MPa， respectively. The refinement of grains and martensite is attributed to the high cooling rate inherent to SLM， and the improvement of mechanical properties is mainly due to grain refinement strengthening. The fine columnar grains， dense martensite and presence of twinning along the building direction result in higher interface density， which provides stronger resistance to dislocation slip， thereby leading to superior mechanical properties.

Graphical abstract

关键词

Cu-Al-Ni合金 / 选区激光熔融 / 微观组织 / 力学性能

Key words

Cu-Al-Ni alloy / selective laser melting / microstructure / mechanical property

增材制造（additive manufacturing， AM）技术通过计算机辅助设计将三维模型切片分层，逐层累加材料直接成形实体零件，从而实现“自下而上”的自由制造^［1-3］。与传统减材制造技术相比，增材制造技术可高效制备复杂内部空腔、点阵结构等传统工艺难以加工的构件，能够显著降低资源消耗，缩短小批量定制化生产周期^［4-5］。该技术在航空航天、智能制造、能源与电子等高端装备制造领域持续发挥作用，尤其在复杂结构定制、轻量化设计、生物医疗领域展现出不可替代性，正在有力推动制造业向“设计驱动性能”范式转型^［6-8］。基于粉末床熔融法的金属增材制造技术——选区激光熔融（selective laser melting， SLM）通过高能激光束逐层熔化金属粉末，直接成形复杂三维零件，能够突破传统加工几何限制，材料利用率高，并可实现设计、制造一体化，核心优势非常明显^［9-13］。随着设备成本的降低、多激光协同扫描等技术的突破，SLM技术正逐步突破成本与尺寸瓶颈，向大规模产业化迈进，展现出广阔的应用前景。

Cu-Al-Ni合金作为铜基形状记忆合金（shape memory alloy， SMA）中的一种合金体系，凭借其高温稳定性、高阻尼性能、优异的形状记忆效应和超弹性，以及低成本，在航空航天、汽车工业等领域潜力显著，成为智能材料领域的研究热点^［14-15］。然而其晶粒粗大，易发生晶间断裂，严重削弱力学性能的问题已成为限制其进一步发展和应用的“瓶颈”问题^［16-17］。SLM技术通过极高的冷却速率可实现晶粒细化，稳定马氏体相变，抑制脆性相析出，从而能够提升力学性能^［18-19］。另外，SLM技术能满足复杂结构制造，成为突破传统局限的一种关键路径。近年来，研究人员在采用SLM技术制备SMA方面取得了显著的成果^［20-25］。Zhang等^［23］通过条纹旋转扫描策略，使用SLM技术成功制备得到了具有优异力学性能和记忆效应的Ni-Ti SMA，其抗拉强度和拉伸应变可达到（690±15） MPa和（15.2±0.8）%，当预变形为4%和6%时，其形状恢复率分别高达（97.7±1.2）%和（92.5±2.0）%。也有学者发现，采用SLM技术可以成功制备成形Cu-Al系SMA。王博^［24］研究发现，激光扫描速度会影响Cu-Al-Fe SMA的成形质量，当扫描速度为700 mm/s时，能够获得细小的组织、最优的合金硬度、压缩强度和抗拉强度。党明珠等^［25］运用SLM技术成功制备了Cu-Al-Mn-La SMA，成形过程中合金粉末逐层叠加，并经历快速熔化凝固的过程，使得合金的组织与铸造合金不同，性能得到了改善，试样的纳米硬度可达到（4.33±0.17） GPa，杨氏模量可达到（122±8） GPa。

综上所述，采用SLM技术可制备得到具有良好力学性能的SMA，但目前对于SLM制备Cu-Al-Ni合金的报道还比较少，激光功率和扫描速度在SLM技术中通过调控熔池热力学行为和凝固动力学，直接影响所制备合金的微观组织和性能，对最终成形件的质量和性能有重要的影响。因此，本工作采用SLM技术制备Cu-Al-Ni合金成形件，研究了激光功率和扫描速度对所制备合金不同构建方向上微观组织和力学性能的影响，并探究了相关机制，以期为应用SLM技术制备Cu基SMA提供实验参考和理论依据。

1 实验材料与方法

1.1 实验材料

实验用原材料为按照所设计成分（Cu、Al、Ni的质量分数分别为82.5%、13.5%、4%）配比购买的雾化Cu-Al-Ni合金球形粉末，其实际成分如表1所示。采用 Mastersizer 3000 激光粒度仪对粉末粒径进行测定，测试结果如表2所示，合金粉末粒径分布集中在22~53 μm，平均粒径为34.9 μm，符合SLM工艺需求。

图1（a）~（c）所示为Cu-Al-Ni合金粉末的微观形貌，图1（d）~（f）和表3所示为图1（a）对应的EDS面扫元素分布图和结果。由图可知，Cu-Al-Ni合金原料粉末均为球形，分布均匀，没有局部团聚现象，发现有少量的小颗粒即卫星球黏附在球形颗粒表面，这是由于在雾化制粉过程中，小粉末与大颗粒碰撞并黏附在大颗粒表面所致^{［20，26］}。由Cu-Al-Ni合金粉末EDS面扫结果和元素分布可知，Cu、Al和Ni元素分布均匀，质量分数分别为82.31%，13.57%，4.12%，接近设计的Cu-Al-Ni SMA的成分比例。

1.2 实验方法

1.2.1 样品制备

为保证SLM制备过程中粉末的干燥度，在使用之前先将Cu-Al-Ni合金粉置于温度为80 ℃、气压低于0.1 MPa的真空烘干箱（DZF-6065）中干燥处理12 h，然后利用SLM设备（CR-PBFM130）制备Cu-Al-Ni合金样品。实验过程中，所用基板为316不锈钢，尺寸为150 mm×150 mm×20 mm，使用前先采用铣床对基板表面进行清铣。SLM制备Cu-Al-Ni合金的成形原理、所制备成形件的形貌，以及压缩性能测试取样位置如图2所示。SLM制备Cu-Al-Ni合金的具体工艺参数如表4所示，其中激光能量密度（E）的表达式见式（1）^［27］：

E=P/(v·h·d)（1）

式中：P为激光功率，W；v为扫描速度，mm/s；h为扫描间距，mm；d为铺粉层厚，mm。在制备过程中，为避免氧化，采用高纯氩气作为保护气体。如图2（a）所示，采用相邻层间扫描偏转角为67°的之字形扫描策略，以减少热积累效应对Cu-Al-Ni合金微观结构的负面影响。制备了长×宽×高为12 mm×12 mm×10 mm的块状样品，如图2（b）所示，从宏观上看，样品未出现分层或翘曲现象，整体打印质量良好。为研究样品打印面和建造方向不同位置的组织和力学性能，分别对样品垂直于打印方向和打印方向进行组织表征和硬度测试，采用线切割机从两个面的方向上分别切取直径为5 mm、高度为8 mm的圆柱形样品用于压缩性能测试，如图2（c）所示。

1.2.2 组织表征与性能测试

采用X射线衍射仪（XRD， D8-Discovery，Brucker）测试原始粉末的物相，所用靶材为Cu靶Kα线，2θ范围为20°~90°，扫描速度为6 （°）/min。采用扫描电子显微镜（SEM，Hitachi S-4800）及其配备的能谱仪（EDS）测试原始粉末的形貌和成分。利用线切割机床将样品从基板上切下来，进行磨抛，使用抛光机（MP-2D）对样品抛光至镜面，用酒精进行清洗，吹干后腐蚀，所用腐蚀液为FeCl₃-HCl溶液，腐蚀时间为8 s左右。采用金相显微镜（OM， BX41 M Olympus）、SEM和透射电子显微镜（TEM， Tecnai G2-F30）观察样品的金相和马氏体组织，采用XRD测试所制备合金的物相。采用显微硬度计（HMV-2T）测试样品的硬度，至少选取5个位置测试，根据所测试数据，计算其平均值为样品的硬度值，硬度测试时所用的载荷为1.961 N，保压时间为15 s。采用电子万能试验机（UTM， INSTRON）测试样品的压缩性能，加载速率为 0.5 mm/min，为确保数据的可靠性，每个合金样品至少测试3个试样。每个样品的测试结果显示出相似的趋势和强度水平，表明结果具有良好的重现性，因此本工作中选取了每个样品一条代表性的应力应变曲线，在具体的数据图中加了误差棒，可显示相同参数不同试样之间的力学性能差异，从而更好地说明不同工艺参数的影响。

2 实验结果与分析

2.1 原料粉的形貌和物相分析

图3为Cu-Al-Ni （4%Ni，质量分数，下同） 三元合金相图^［27］，以及Cu-Al-Ni SMA粉末的XRD图谱。图3（a）中标注的蓝色箭头表示Cu-13.5Al-4Ni SMA的凝固路径和相变，由图可知，其理论凝固路径为L→L+β→β→α+NiAl+γ₂。因此，在Cu-Al-Ni SMA从液相缓慢冷却至室温状态后，合金由α相、NiAl相和γ₂相组成，其中，α相是由Al元素与Cu元素形成的面心立方结构的固溶体AlCu₄，NiAl相是金属间化合物，γ₂相则是基于电子化合物的固溶体Al₄Cu₉^［27］。然而，由图3（b）所示的XRD测试结果可知，Cu-Al-Ni SMA粉末检测到的物相为β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}，是继承奥氏体成分的马氏体相，说明雾化的Cu-Al-Ni SMA未发生共析转变，这是由于雾化的超高冷却速率抑制了需要原子扩散的共析转变。

2.2 Cu-Al-Ni SMA的金相组织

图4为采用不同激光功率和扫描速度制备Cu-Al-Ni SMA样品垂直于打印方向的金相图。由图可知，所制备Cu-Al-Ni SMA样品表面的熔覆道明显，搭接成形规整。当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s时，即能量密度为133 J/mm³时，样品的熔覆道较宽。保持激光功率为310 W，随着扫描速度增加至800 mm/s，能量密度为108 J/mm³时，熔覆道变窄。进一步增大扫描速度至850 mm/s，减小激光功率至280 W，能量密度为92 J/mm³时，熔覆道继续变窄。当保持扫描速度为800 mm/s不变时，只减小激光功率至250 W，能量密度为87 J/mm³时，熔覆道反而有所变粗。由此说明，在133 J/mm³的能量密度下，可以保证粉体充分熔化，据文献^［28-30］报道，熔池液态合金的流动主要由表面张力梯度驱动的Marangoni对流所主导，由于熔池中心温度高，Cu合金的熔体黏度低，易受对流支配，导致高温的熔池中心表面张力低于低温的边缘区域，在此张力梯度驱动下，熔体从中心向边缘流动，从而使熔覆道较宽。当增大扫描速度至800 mm/s时，激光作用时间变短，熔池中心温度降低，熔池横向铺展不足，使得熔覆道变窄。而当激光功率降低为250 W时，能量输入减少，熔池浅层温度梯度减弱，熔池流动性变差、润湿性改变，导致熔覆道变宽^［31-32］。因此，在功率较高，同时扫描速度较快，能量密度最佳（280 W，850 mm/s，92 J/mm³）时，熔覆道最细。

图5为采用不同激光功率和扫描速度所制备Cu-Al-Ni SMA样品打印方向的金相图以及横向晶粒尺寸的统计结果。由图5可知，样品打印方向均为逐层累积的柱状晶，当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s时，平均横向晶粒尺寸约46 μm。随着扫描速度增大至800 mm/s，晶粒尺寸变细。当激光功率减小至280 W，扫描速度增加至850 mm/s时，平均横向晶粒尺寸减小至25 μm左右。当扫描速度保持800 mm/s不变，激光功率减小至250 W时，晶粒尺寸略有变粗。分析认为，在SLM工艺中，Cu-Al-Ni SMA样品打印方向形成柱状晶是热流方向性凝固的结果，其核心机制与外延生长、热梯度调控及Cu-Al-Ni合金特性密切相关。SLM过程中，熔池最大温度梯度垂直于熔池边界（指向基板或已凝固层），晶粒沿最大温度梯度反方向，即热量散失最快的方向择优生长，而试样打印方向临近低温环境，形成垂直于打印方向的强径向热流，导致柱状晶垂直打印方向生长^{［29，33］}。当新熔池在已凝固层上形核时，晶格延续下层晶粒取向生长，由此形成贯穿多个熔池层的柱状晶。另外，Cu基合金的导热率显著高于钢/钛等合金，热流方向性更尖锐，柱状晶优势增强^［30］。在SLM技术制备Cu-Al-Ni SMA的过程中，激光功率主要影响熔融温度，扫描速度主要影响区域熔体的冷却速率，当激光功率保证Cu-Al-Ni SMA粉末能够充分熔融均匀时，增大扫描速度可以提供更高的冷却速率，使得合金的晶粒细化。Chang等^［34］采用传统铸造工艺制备的Cu-13.5Al-4Ni SMA的晶粒尺寸约为300 μm，本工作采用SLM技术制备Cu-Al-Ni SMA的晶粒尺寸可达到其1/10左右。在本团队前期的工作中采用传统重力铸造工艺制备的Cu-Al-Ni合金样品的晶粒为柱状晶，其纵向平均晶粒尺寸达到1400 μm，横向晶粒尺寸在200 μm以上^［35］，与本工作采用SLM技术制备Cu-Al-Ni SMA的晶粒尺寸相比也明显粗大，这归因于SLM制备过程中高的冷却和凝固速率^［27］。然而，当扫描速度较快，激光功率较低时，此时能量密度也较低，如King等^［29］所报道，低能量下形成的小而浅的熔池使得热流方向高度垂直于熔池边界，为柱状晶的持续外延生长提供了极其顺畅的通道，同时，低能量时形核驱动力不足，晶粒更容易沿着少数已有的晶粒外延生长而不是重新形核，从而晶粒会有变粗的趋势。

2.3 Cu-Al-Ni SMA的马氏体组织

图6为采用不同激光功率和扫描速度所制备Cu-Al-Ni SMA样品正面的SEM图以及马氏体板条尺寸的统计图。由图可以发现，合金内部的组织为平行，并且取向一定的板条状的马氏体形成的板条束。当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s时，合金中的马氏体板条粗大，板条间距较宽，平均板条尺寸约为2.49 μm。随着扫描速度增大至800 mm/s时，马氏体组织进一步变细。当扫描速度继续增大至850 mm/s，激光功率降低至280 W时，马氏体组织发生了明显的细化，平均板条尺寸约为1.92 μm。然而，当激光功率减小至250 W，扫描速度保持800 mm/s时，马氏体组织没有进一步细化。

图7为采用不同激光功率和扫描速度制备Cu-Al-Ni SMA样品打印方向的SEM图以及马氏体板条尺寸的统计图。由图可以发现，合金样品的打印方向也是板条状马氏体，当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s时，马氏体板条较粗大，板条间距宽，平均板条尺寸约为4.67 μm。随着扫描速度的增大，马氏体板条变细，板条间距变窄。当激光功率减小至280 W，扫描速度增大至850 mm/s时，马氏体组织最细，更致密，平均板条尺寸约为3.65 μm，并且可以在马氏体板条内部观察到孪晶马氏体，如图7（e）中的箭头所示。由此发现，合金样品打印方向的马氏体组织的变化规律同垂直于打印方向的马氏体组织变化规律一致，而马氏体组织的细化规律同晶粒尺寸的细化规律一致，均呈现逐渐减小后变粗的趋势。分析认为，SLM冷却速率可达到10⁶~10⁷ K/s^［36］，远高于传统铸造工艺的冷却速率，致使β相（高温奥氏体相）被强制过冷至马氏体转变温度（M_s）以下，发生无扩散切变型相变，形成马氏体。而当扫描速度达到850 mm/s时，冷却速率增大，熔池过冷度增加，马氏体形核点密度提高，同时，温度梯度增大，产生一定的热应力促进马氏体变体的多样性，相邻板条以不同变体取向形核，相互阻碍生长，致使板条宽度减小，因此，可获得更细的马氏体组织^［27］。

图8为采用280 W激光功率和850 mm/s扫描速度所制备SLM Cu-Al-Ni SMA样品的TEM观察结果。其中，图8（a）为明场（bright field，BF）图，图8（b）为图8（a）中标记区域的高分辨TEM（high-resolution TEM，HRTEM）图，图8（c）为选区电子衍射图。由图可知，在合金内部观察到了马氏体板条形成了以孪晶界为镜面对称的结构，并且马氏体板条内部也是由孪晶亚结构组成。

2.4 Cu-Al-Ni SMA的物相

图9为激光功率为310 W、扫描速度为650 mm/s以及激光功率为280 W、扫描速度为850 mm/s的两个代表性合金样品垂直于打印方向和打印方向的XRD图谱。由图可以发现，合金中检测到的物相均为β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}相，该物相是继承奥氏体成分和有序性的马氏体相，这与图6~8的结果符合。由此说明，通过SLM技术制备Cu-Al-Ni SMA的过程中，所提供的快速冷却速率可以促使马氏体相的生成，并且可避免冷速不够导致β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}相转变为α相和γ₂相的问题。据文献^［37］报道，当冷却速率大于8.33×10⁴ ℃/s时，该共析转变过程会受到抑制，而SLM技术的冷却速率可达到（2.13~2.97）×10⁶ ℃/s^［38］。因此，结合图3（a）中Cu-13.5Al-4Ni SMA的相图可知，在高的冷却速率下，其凝固路径为L→L+β→β→β₁→β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}，未发生β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}相向α相和γ₂相的转变。通常，采用铸造工艺制备的Cu-Al-Ni SMA需经固溶淬火处理才能完成热弹性马氏体的转变。而马氏体及其相变行为是Cu基SMA记忆效应和阻尼性能的核心来源。因此，本工作更多热弹性马氏体（β{}_{\mathrm{1}}^{\mathrm{\text{'}}}）在室温下得以保留，相较于传统铸造工艺制备的Cu-Al-Ni SMA，本文采用SLM制备得到的Cu-Al-Ni SMA无需后续的固溶淬火处理，便可以直接获得马氏体组织，显著缩短了工艺流程。

2.5 Cu-Al-Ni SMA的硬度

图10为采用不同激光功率和扫描速度所制备Cu-Al-Ni SMA样品垂直于打印方向和打印方向的平均硬度值对比。由图可知，当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s，即能量密度为133 J/mm³时，Cu-Al-Ni SMA样品垂直于打印方向的硬度值约为233.8HV，当扫描速度增加至800 mm/s，能量密度降低至108 J/mm³时，硬度值提升到了约236.2HV。当激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s，能量密度为92 J/mm³时，可以发现Cu-Al-Ni SMA样品的硬度提升至245.7HV左右。减小激光功率至250 W，并保持800 mm/s的扫描速度，即能量密度为87 J/mm³时，硬度值约239.8HV。由此发现Cu-Al-Ni SMA样品打印方向的硬度值与垂直于打印方向的硬度值保持相同的趋势，均随着能量密度的减小，硬度表现出先增后减的趋势，但其硬度值整体高于垂直于打印方向的硬度值，当激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s，能量密度为92 J/mm³时，样品打印方向的硬度提升至251.2HV左右。分析认为，所制备Cu-Al-Ni SMA样品硬度的提升主要归因于合金中晶粒和马氏体组织的细化，促使合金中的晶界、相界面数提升，从而有效阻碍位错滑移^［39］，同时，在最佳的能量密度下，样品的致密度高，成分均匀，显著提升硬度。合金样品打印方向硬度值更高是由于打印方向细化的柱状晶组织，以及致密的孪晶马氏体，增加了板条间界面面积，同时，位错需在孪晶界处分解为不全位错穿过，孪晶界对位错的阻碍效率高于普通晶界，因此，可以进一步阻碍位错滑移，从而高效提升硬度^［40-41］。

2.6 Cu-Al-Ni SMA的压缩性能

图11为采用不同激光功率和扫描速度制备SLM Cu-Al-Ni SMA垂直于打印方向的压缩应力-应变曲线，图11（b）为由图11（a）得到的抗压强度和最大压缩应变值，本工作的应变值用于对比不同参数下样品的相对性能。由图可知，当激光功率为310 W，扫描速度为650 mm/s，即能量密度为133 J/mm³时，所制备Cu-Al-Ni SMA的抗压强度约为877 MPa。保持激光功率为310 W不变，扫描速度增大至800 mm/s，能量密度降低至108 J/mm³时，所制备Cu-Al-Ni SMA样品的抗压强度提高至约1059 MPa。当扫描速度增大至850 mm/s，激光功率减小至280 W，能量密度为92 J/mm³时，所制备Cu-Al-Ni SMA样品的抗压强度达到最高，约为1189 MPa。当扫描速度为800 mm/s，激光功率减小至250 W，能量密度降低至87 J/mm³时，所制备Cu-Al-Ni SMA样品的抗压强度约为1163 MPa。其中最大压缩应变的变化规律同强度的变化规律相似，也表现出先增后减的趋势，当强度最高时，应变值最大。

图12（a）为采用不同激光功率和扫描速度制备SLM Cu-Al-Ni SMA打印方向的压缩应力-应变曲线，图12（b）为由图12（a）得到的抗压强度和最大压缩应变值。由图可知，样品打印方向的抗压强度和最大压缩应变值整体高于样品垂直于打印方向的抗压强度和最大压缩应变值，二者的变化规律同样品垂直于打印方向一致，同样是随着能量密度的减小呈现先增大后减小的趋势，当激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s，能量密度为92 J/mm³时，所制备Cu-Al-Ni SMA的抗压强度最高，达到了1465 MPa。这是由于随着能量密度达到最佳窗口，以及合金样品微观组织的逐渐细化，合金的致密度更高，组织更均匀，减少了局部应力集中，延缓了裂纹萌生，合金内部的晶界、马氏体界面、孪晶亚结构界面密度提高，可以有效提升位错运动的阻力，从而提升压缩强度^［41-42］。由此说明，SLM制备Cu-Al-Ni SMA过程中，通过调控激光功率和扫描速度可以实现合金微观组织的显著细化，而晶粒的细化是实现其力学性能提升的有效途径^［42-46］。

3 结论

（1）Cu-Al-Ni合金金相组织在空间上呈现显著各向异性，样品垂直于打印方向为搭接完整的熔覆道，样品打印方向为逐层累积的柱状晶。激光功率不变，随着扫描速度的增加，或扫描速度不变，适当降低激光功率时，熔覆道变窄，晶粒变细。当激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s时，熔覆道最窄，晶粒最细。

（2）马氏体组织在空间上无明显差异，样品垂直于打印方向和打印方向均为板条状马氏体，均随着晶粒尺寸的变细，板条变细。激光功率为280 W，扫描速度为850 mm/s时，马氏体组织最细，最致密，并在其打印方向观察到了孪晶马氏体。相较于传统铸造工艺，SLM提供的快速冷却和凝固速率，可使Cu-Al-Ni SMA直接得到马氏体。

（3）力学性能在不同方向上差异显著，样品打印方向的硬度和压缩力学性能整体高于垂直于打印方向的硬度和压缩力学性能。当晶粒最细时，样品打印方向的硬度和压缩强度分别为251.2HV和1465 MPa，垂直于打印方向的这两个指标分别为245.7HV和1189 MPa。力学性能的提升主要归因于细晶强化机制，而打印方向细的柱状晶、致密的马氏体和孪晶导致界面密度更高，对位错的阻碍作用更强，因此力学性能更佳。

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基金资助

天津市教委科研计划项目(2023KJ187)