Cu-15Ni-8Sn合金具有优良的力学性能和优异的抗应力松弛性能,同时耐磨性能和耐腐蚀性能也非常优异,是最有潜力的铍铜替代材料。不仅在电子、电工行业中极具应用前景,而且飞机起落装置、重载运输车辆、海洋工程装备等大型装备中的应用前景也十分广阔,是当前备受关注的一类高性能铜合金材料。然而,目前该合金的强韧性等还难以全面达到铍铜合金的水平。随着我国重大装备的发展,该合金的综合性能也难以满足大型装备中关键零部件制造的迫切需求。因此,提升该合金的强韧性对满足国家重大需求、拓展其应用具有重要促进作用。本文以制备高强韧的Cu-15Ni-8Sn合金为核心,从微合金化、成形工艺和热处理工艺等方面开展了系统深入的研究,分析了添加微量Si,Ti对合金微观组织及力学性能的影响。采用金相显微镜（Optical microscopy,OM）、扫描电镜（Scanning electron microscopy,SEM）、透射电镜（Transmission electron microscopy,TEM）、X射线衍射（X-ray diffraction,XRD）、小角中子散射（Small angle neutron scattering,SANS）及三维原子探针（Three-dimensional atom probe,3DAP）等材料表征手段深入分析了研制合金的微观组织演变。此外,采用激光选区熔化（Selective laser melting,SLM）技术进行了制备Cu-15Ni-8Sn合金的探索。论文的主要结论如下:（1）Cu-15Ni-8Sn合金（原始合金）中单独添加Si或Ti时,合金内形成针状Ni₃Ti或颗粒状Ni₃Si第二相;同时添加Si及Ti时,合金内形成颗粒状的Ni₁₆Si₇Ti₆相。这些难熔第二相有效细化了铸态合金中的树枝晶组织,并在随后的热挤压过程中促进均匀再结晶组织的形成。当微量元素Si和Ti的含量超过0.3%（质量分数,下同）时,第二相发生粗化,加剧了其对基体的割裂作用,导致合金塑性的降低。当Si及Ti含量分别为0.3%和0.1%时,合金的综合力学性能最佳,其抗拉强度、屈服强度分别为909 MPa、708 MPa,延伸率为29.6%。（2）基于热压缩变形模拟实验构建了Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的应变补偿本构方程,并绘制了热加工图,合金在应变量为0.9时最佳热加工工艺参数范围是:变形温度825～925°C,应变速率1×10^-3～0.6 s^-1。微量的Si和Ti在合金热变形前形成了约100nm的Ni₁₆Si₇Ti₆颗粒,其在热变形过程中促进了合金动态再结晶的形核过程。同时,微米级的Ni₁₆Si₇Ti₆和γ((Cu_x,Ni_1-x)₃Sn)相产生了颗粒促进形核（Particle stimulated nucleation,PSN）效应,加速了合金的动态再结晶过程。在热挤压后的空冷过程中,合金内析出了平均直径为16 nm的弥散Ni₁₆Si₇Ti₆相,显著抑制空冷阶段再结晶晶粒长大。（3）Cu-15Ni-8Sn-0.3Si-0.1Ti合金的部分Si固溶于γ相,提高了γ相的热稳定性,显著抑制了固溶及时效过程中的晶粒长大。基于小角中子散射及三维原子探针分析发现,Si和Ti的添加强烈抑制了时效过程中调幅分解及有序相转变的发生,导致合金达到时效强化峰值的时间显著推迟,而且显著改善时效合金的塑性。合金在400°C时效4小时后可获得很好的强韧性匹配,其抗拉强度、屈服强度、延伸率分别达到1117 MPa,967 MPa和16.4%。在时效后期,Cu-15Ni-8Sn合金中形成了为层片状的（α’+δ）不连续沉淀组织,δ相为正交结构,其晶格常数为a=0.449 nm,b=0.529 nm及c=0.430 nm。Si和Ti的加入使得晶界附近形成了无锡区,降低了不连续沉淀反应的驱动力。同时,晶界处的Ni₁₆Si₇Ti₆和γ相颗粒占据不连续沉淀相的形核位置,抑制了不连续沉淀前沿界面的移动。合金中不连续沉淀反应被完全抑制,时效200小时后仍未出现明显的不连续沉淀区域。（4）采用SLM技术制备的高致密Cu-15Ni-8Sn合金消除了传统铸造中的反偏析现象。SLM制备合金主要由细小的等轴晶粒及柱状晶组成,在熔池心部形成细小弥散的γ相,在熔池重叠区域形成较高的位错密度。相对于传统铸造合金,SLM制备合金的力学性能得到显著的提高。SLM制备合金的强化机制主要是细化强化和高位错密度引起的位错强化。