CN102634707B - 一种超高强铝锂合金及热处理工艺 - Google Patents
一种超高强铝锂合金及热处理工艺 Download PDFInfo
- Publication number
- CN102634707B CN102634707B CN201210143411.7A CN201210143411A CN102634707B CN 102634707 B CN102634707 B CN 102634707B CN 201210143411 A CN201210143411 A CN 201210143411A CN 102634707 B CN102634707 B CN 102634707B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- alloy
- aging
- strength
- lithium
- room temperature
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Cell Electrode Carriers And Collectors (AREA)
Abstract
一种超高强铝锂合金，包括下述组分按重量百分比组成：Cu：4～4.5，Li：1.3～1.4，Mg：0.3～0.5，Ag：0.2～0.4，Zr：0.05～0.2，余量为Al。其制备方法是按设计组分配比取铝锂合金各组分，在氩气保护下熔化后，浇注得到铸锭，铸锭经均匀化处理、挤压后得到挤压坯；将挤压坯加热至495℃～515℃均温0.5-1.5h，水淬后在50℃～120℃时效3h～96h；或者，水淬后150℃～200℃时效2h～10h后转50℃～120℃时效3h～96h。本发明的Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金克服传统铝锂合金高强度但低塑性的缺点，成功在保证较高室温拉伸强度的同时显著提高合金室温塑性，并且超过了传统铝锂合金的性能，而且通过降低合金Cu/Li比，降低合金的密度，显著提高合金的比强度。
Description
技术领域
本发明涉及一种超高强铝锂合金及热处理工艺，特别是指有效提高超高强铝锂合金室温塑性的热处理工艺。属于高性能金属结构材料制备技术领域。
背景技术
航空发动机，航天制造业及各国空间计划的开展，对传统结构材料提出更高的要求，不仅要求提高其抗拉强度，还需要考虑其制造成本和使用成本。在铝合金中添加锂元素已经引起越来越多的研究关注，因为铝锂合金与传统铝合金如2000系和7000系相比，具有更低的密度，更高的比强度，及更高的抗损伤容限。
但是铝锂合金的大规模商品化生产在过去的很长一段时间内都无法实现，主要原因在两方面：一，铝锂合金的塑韧性差；二，铝锂合金的断裂韧性差。过去的四十年，全球范围内都在开展改良铝锂合金的研究。一系列的铝锂合金（不同的锂和铜元素的含量）已经研究出，并且具备更优良的加工性能。有研究发现每提高铝锂合金中锂的加入量1%，可以降低合金密度3%，增加弹性模量6%。尽管锂的加入可以有效地提高合金的性能，并且抗拉强度与锂元素的加入量紧密相连，但是，锂元素的加入存在极限值。当超过极限值后，合金表现出恶化的性能。
Lagan和Pickens等人发现：当锂元素的加入量超过合金总重的1.3%时，合金的屈服强度和抗拉强度都下降。当锂元素的含量控制在1.1-1.3%时，合金强度达到最大值。也有研究指出，在Al-Li-Cu合金中加入Zr，Ag，Mg，及稀土元素都可以使得合金表现出强度和韧性的优异结合。正因如此，具有高Cu/Li元素比，名义合金成分为Al-6.3Cu-1.3Li-0.4Ag-0.4Mg-0.14Zr的WeldaniteTM 049合金成功开发，其具备良好的加工性能及优异的焊接性能。有相关文献记载型号：2094合金，Cu/Li元素比约为5的铝锂合金，T6及T8态室温拉伸性能为，抗拉强度568.4Mpa和610.9Mpa，屈服强度为518Mpa和573Mpa，延伸率分别为8.5%和7%，而降低Cu/Li比可以有效的降低合金密度，大幅提高合金比强度性能，减轻材料总重。但提高合金中锂元素含量影响合金的室温塑性。主要由于提高熔炼中锂元素含量，不可避免的造成合金氢元素含量偏高，提高合金氢脆倾向，晶界强度降低，易发生沿晶断裂，合金塑性差。目前，国外采用高真空熔炼，延长熔炼时间，氢元素溢出熔体，降低合金氢脆倾向，但存在锂元素易从熔体挥发，熔炼设备价格昂贵，造成合金成本偏高等问题。而采用原有氩气保护氛围熔炼条件，通过改善合金元素含量配比，利于合金基体共格、半共格析出相弥散分布，适当减少非共格增强相数量，增加塑性变形中位错总滑移程，大幅提高合金塑性却鲜有行之有效的热处理工艺。因此研究高性能低铜锂比铝锂合金，开发有效的热处理制度改善合金的室温强度，尤其是提高室温塑性，对拓展铝锂合金应用领域至关重要。
发明目的
本发明的目的在于克服现有技术之不足而提供一种合金成分设计合理、制备的合金密度小、热处理工艺简单、热处理后合金比强度高、室温塑性好的超高强铝锂合金及热处理工艺。
本发明一种超高强铝锂合金，包括下述组分按重量百分比组成：
Cu：4～4.5，
Li：1.3～1.4，
Mg：0.3～0.5，
Ag：0.2～0.4，
Zr：0.05～0.2，余量为Al。
本发明一种超高强铝锂合金的热处理工艺是采用下述方案实现的：按设计组分配比取铝锂合金各组分，在氩气保护下熔化后，浇注得到铸锭，铸锭经均匀化处理、挤压后得到挤压坯；将挤压坯加热至495℃～515℃保温0.5-1.5h，水淬，然后在50℃～120℃时效3h～96h；或者，水淬，然后150℃～200℃时效2h～10h后转50℃～120℃时效3h～96h。
本发明一种超高强铝锂合金的热处理工艺中，所述浇注时采用水冷方式得到铸锭。
本发明一种超高强铝锂合金的热处理工艺中，所述均匀化处理的工艺参数为：430℃～460℃保温15h～20h+480℃～510℃保温5h～10h后空冷。
本发明一种超高强铝锂合金的热处理工艺中，所述挤压的工艺参数为：开坯温度440℃～470℃，挤压模具温度430～460℃，挤压速率为0.2-0.4mm/min，挤压比为25-30。
发明的优点和积极效果
本发明由于采用上述组分配比，有利于控制合金化程度，尤其是大幅减少如Mn、Zn、Ti等重元素及Si、Fe杂质元素的含量，控制Cu/Li比在2.8～3.5，有效降低合金密度，利于合金主要增强相δ’和T1相大量弥散析出，保证合金室温条件下优异的力学性能，较2094、2095、平均名义成分的WeldaniteTM 049合金的密度都要低，材料的比强度最高可以提高2.58%。本发明的热处理工艺与传统铝锂合金热处理工艺重大区别在于：传统热处理工艺采用固溶淬火后，经高温160℃～220℃单级时效快速析出主要强化相，获得较高的力学性能，或双级时效即高温160℃～220℃时效后转长时间低温130℃～150℃时效，但都无法解决控制析出相长大以及晶界连续析出等问题。本发明摒弃传统工艺，结合理论模拟实验数据，采用固溶后直接转低温短时间时效，及高温时效后转低温短时间时效，对合金性能的影响主要是通过对δ’(Al3Li)和T1(Al2CuLi)等强化相的影响来实现，δ’相粒子和T1相的尺寸、大小和分布情况直接影响合金的强度和塑性。单级低温50℃～120℃短时时效，合金中过饱和的铜含量促进时效过程Li原子从固溶体中析出,在时效初期Al3Li即δ’相开始长大,Li原子与空位结合加快δ’相生长,低温时效时形成的δ’相极为细小，弥散。δ’相的析出消耗了大量的Li原子，与之相结合的空位因此得到释放。这些与Li原子结合的空位被释放出来与铜原子结合,有利于Cu原子扩散,晶内空位浓度增加，为T1相的析出提供了更多的非均匀形核点。合金低Cu/Li比，较高的Li含量，为溶质原子的扩散提供了高扩散通道，从而加快了低温下T1相的析出速度，抑制T1相长大速度，T1相无明显粗化长大。同时，低温短时间时效过程中，较高的晶内空位浓度削弱“贫空位机制”引起的无沉淀析出带（PFZ），晶界连续分布析出的平衡相数量锐减，细小弥散分布的δ’相及尺寸小，数量多的T1相对位错运动构成的一定阻碍，合金表现为较高的强度，塑性无明显降低。双级时效，即高温150℃～200℃时效转低温短时时效主要通过高过饱和浓度合金中T1相在G.P区强化形核生成,高温对Cu、Li原子扩散起促进作用，非常有利于基体T1相形核长大，合金主要强化相T1相弥散析出，立即转低温时效，有效避免T1相晶界粗化分布。同时，低温50℃～120℃时效3h～96h，合金强化相δ’相基体再析出，由于时效温度低，时效时间短，这些δ’相质点与基体共格，非常细小，分布均匀，在加工变形过程中强烈钉扎位错和亚晶界，增加位错滑移时的临界分切应力，提高合金的强塑性，并使合金变形时更加均匀，改善合金的强度及塑性。
开发出能有效的控制铝锂合金中两种主要增强相δ’和T1相的析出体积分数，并结合热加工工艺的合金热处理工艺。能够获得理想抗拉强度和屈服强度，同时使合金的室温塑性大幅提高：T6态塑性由不足4%提高至10%，抗拉强度不低于630Mpa，屈服强度不低于520Mpa。
本发明的Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金克服传统铝锂合金高强度但低塑性的缺点，成功在保证较高室温拉伸强度的同时显著提高合金室温塑性，并且超过了传统铝锂合金的性能，而且通过降低合金Cu/Li比，降低合金的密度，显著提高合金的比强度。
附图说明
附图1为实施例1-1的合金试样处理后的断口形貌；
附图2为实施例1-2的合金试样处理后的断口形貌；
附图3为实施例1-3的合金试样处理后的断口形貌；
附图4为实施例1-4的合金试样处理后的断口形貌；
附图5为实施例2-1的合金试样处理后的断口形貌；
附图6为实施例2-2的合金试样处理后的断口形貌；
附图7为实施例2-3的合金试样处理后的断口形貌；
附图8为实施例2-4的合金试样处理后的断口形貌；
附图9为实施例3-1的合金试样处理后的断口形貌；
附图10为实施例3-2的合金试样处理后的断口形貌；
附图11为实施例3-3的合金试样处理后的断口形貌；
附图12为实施例3-4的合金试样处理后的断口形貌。
从图中可以看出：采用单级低温短时间时效，如实施例1-1、实施例1-2、实施例2-1、实施例3-1、实施例3-2、实施例4-1、实施例4-2的典型拉伸断口扫描，断口形貌表现为细层状穿晶断裂，断裂面存在很多穿晶小平面，主要沿滑移带开裂区，与塑性台阶连接，扫描形貌可见较多二次裂纹，为典型韧性穿晶断裂，有别于合金层状沿晶断裂模式。合金塑性大幅提高。采用双级时效，如实施例1-3、实施例1-4、实施例2-3、实施例2-4、实施例3-3、实施例3-4、实施例4-3、实施例4-4的典型拉伸断口扫描，由于主要强化相T1细化和弥散化分布，增强了其抑制共面滑移的能力，虽晶内难以变形，晶界弱化明显，导致长距离滑移和剪切开裂，但在较大穿晶断裂平面之间通过晶体扭转，以沿晶断裂方式连接，断口形貌呈梯形混合断裂模式；转低温短时间时效，析出与基体共格δ’相及晶界无沉淀析出带软化，晶界面上出现明显的韧窝，为延性沿晶断裂。结合滑移机制和延性穿晶断裂的塑性变形较单纯沿晶断裂相比塑性有较大提高。
具体实施方式
结合本发明的方法提供以下实施例及对比例,设计Al-Cu-Li-Mg-Ag-Zr合金，每一个实施例及对比例处理后的铝锂合金性能参数见表1。
实施例1：
合金成分为：3.97%Cu，1.31%Li，0.29%Mg，0.20%Ag，0.05%Zr，余量为Al。
挤压棒材采用“氩气保护氛围”熔炼成合金圆铸锭，经过430℃/20h+480℃/5h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度440℃，控制挤压筒和挤压模具温度430℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为25的φ10mm棒材。
实施例1-1
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在50℃进行人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为637.5±1.3Mpa，屈服强度为573.5±6.3Mpa，延伸率为6.52±0.19%。
实施例1-2
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在100℃进行人工时效。时效时间48h。室温力学性能：抗拉强度为638.4±1.9Mpa，屈服强度为510.5±12Mpa，延伸率为10.2±0.8%。
实施例1-3
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温50℃人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为570.8±7.4Mpa，屈服强度为503.5±26.9Mpa，延伸率为6.67±2.43%。
实施例1-4
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温100℃人工时效。时效时间48h。室温力学性能：抗拉强度为631.9±1.3Mpa，屈服强度为553±4.3Mpa，延伸率为7.20±3.10%。
实施例2：
合金成分为：4.28%Cu，1.33%Li，0.40%Mg，0.38%Ag，0.14%Zr，余量为Al。
挤压棒材采用“氩气保护氛围”熔炼成合金圆铸锭，经过450℃/16h+495℃/8h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度460℃，控制挤压筒和挤压模具温度430℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为27的φ10mm棒材。
实施例2-1
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在50℃进行人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为652.2±2.9Mpa，屈服强度为587.5±3.5Mpa，延伸率为6.76±0.94%.
实施例2-2
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在100℃进行人工时效。时效时间48h。室温力学性能：抗拉强度为665.7±3.9Mpa，屈服强度为570.1±2.8Mpa，延伸率为9.0±0.26%
实施例2-3
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温50℃人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为593.2±3.8Mpa，屈服强度为513.5±0.7Mpa，延伸率为6.82±1.68%
实施例2-4
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温100℃人工时效。时效时间48h。室温力学性能：抗拉强度为645.5±70Mpa，屈服强度为612±65Mpa，延伸率为5.23±1.58%
实施例3：
合金成分为：4.48%Cu，1.41%Li，0.51%Mg，0.40%Ag，0.2%Zr，余量为Al。
挤压棒材采用“氩气保护氛围”熔炼成合金圆铸锭，经过460℃/15h+510℃/9h的双级均匀化，车削周面，铣除端面。挤压开坯温度470℃，控制挤压筒和挤压模具温度430℃，挤压速率为0.3mm/min，三孔挤压成理论挤压比为29的φ10棒材。
实施例3-1
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在50℃进行人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为658.8±1.1Mpa，屈服强度为587.4±6.4Mpa，延伸率为6.61±0.39%.
实施例3-2
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在100℃进行人工时效。时效时间48h。室温力学性能抗拉强度为672.6±1.9Mpa，：屈服强度为570.5±0.7Mpa，延伸率为8.2±0.8%
实施例3-3
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温50℃人工时效。时效时间96h。室温力学性能：抗拉强度为693.2±3.8Mpa，屈服强度为673±9.8Mpa，延伸率为6.98±0.20%
实施例3-4
热处理工艺为：505℃盐浴固溶1h，室温水中淬火，在190℃进行人工时效7h，水冷转低温100℃人工时效。时效时间48h。室温力学性能：抗拉强度为702.5±15Mpa，屈服强度为677.5±11Mpa，延伸率为5.46±0.55%。
对比例1
合金成为4.59%Cu，0.91%Li，0.42%Mg，0.41%Ag，0.14Zr，0.25Mn,0.25Zn，余量为Al。
对比例2
合金成为5.4%Cu，1.3%Li，0.4%Mg，0.41%Ag，0.14Zr，余量为Al。
对比例1、2的热处理工艺为：对比例1采用单级时效180℃/16h峰值时效,对比例2采用单级时效185℃/12h峰值时效。
表1本发明合金与对比合金的主要热处理制度拉伸性能
从表1可以看出：本发明设计的合金采用本发明热处理工艺处理后，在保持高的室温拉伸强度的同时显著提高合金室温塑性，并且超过了传统铝锂合金的性能，并且通过控制合金较低的Cu/Li比，有效降低合金的密度，从而显著提高合金的比强度。
Claims (4)
1.一种超高强铝锂合金，包括下述组分按重量百分比组成：
Cu：4.28～4.5，
Li：1.3～1.4，
Mg：0.3～0.5，
Ag：0.2～0.4，
Zr：0.05～0.2，余量为Al；
其中Cu/Li为2.8-3.5；
所述超高强铝锂合金的热处理工艺是：按设计组分配比取铝锂合金各组分，在氩气保护下熔化后，浇注得到铸锭，铸锭经均匀化处理、挤压后得到挤压坯；将挤压坯加热至495℃～515℃保温0.5-1.5h，水淬，然后150℃～200℃时效2h～10h后转50℃～100℃时效3h～96h；
得到抗拉强度不低于630MPa，屈服强度不低于520MPa的超高强铝锂合金。
2.根据权利要求1所述的一种超高强铝锂合金，其特征在于：所述浇注时采用水冷方式得到铸锭。
3.根据权利要求2所述的一种超高强铝锂合金，其特征在于：所述均匀化处理的工艺参数为：430℃～460℃保温15h～20h+480℃～510℃保温5h～10h后空冷。
4.根据权利要求3所述的一种超高强铝锂合金，其特征在于：所述挤压的工艺参数为：开坯温度440℃～470℃，挤压模具温度430～460℃，挤压速率为0.2-0.4mm/min，挤压比为25-30。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201210143411.7A CN102634707B (zh) | 2012-05-10 | 2012-05-10 | 一种超高强铝锂合金及热处理工艺 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201210143411.7A CN102634707B (zh) | 2012-05-10 | 2012-05-10 | 一种超高强铝锂合金及热处理工艺 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN102634707A CN102634707A (zh) | 2012-08-15 |
| CN102634707B true CN102634707B (zh) | 2014-08-20 |
Family
ID=46619283
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201210143411.7A Active CN102634707B (zh) | 2012-05-10 | 2012-05-10 | 一种超高强铝锂合金及热处理工艺 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN102634707B (zh) |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN102825092B (zh) * | 2012-08-30 | 2014-09-17 | 郴州市强旺新金属材料有限公司 | 硬铝合金型材的生产工艺 |
| CN105951007B (zh) * | 2016-06-22 | 2018-08-03 | 上海交通大学 | 高锂含量铸造铝锂合金的热处理方法 |
| CN106086732B (zh) * | 2016-07-25 | 2017-12-05 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种铝锂合金产品及加工方法 |
| CN106498319B (zh) * | 2016-12-01 | 2018-08-31 | 南京航空航天大学 | 一种提高铝锂合金电子束焊接头耐蚀性能的焊后热处理方法 |
| CN110423966B (zh) * | 2019-07-29 | 2020-09-22 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种提高铝锂合金产品综合性能的制备工艺 |
| CN111676431B (zh) * | 2020-04-30 | 2022-06-07 | 中南大学 | 一种铝锂合金双级连续时效处理方法 |
| CN111621682B (zh) * | 2020-06-29 | 2021-09-14 | 宁波锦越新材料有限公司 | 一种Al-Li系轻质铝合金及其制备方法 |
| CN112831736A (zh) * | 2020-12-28 | 2021-05-25 | 西南铝业（集团）有限责任公司 | 一种铝锂合金的双级均匀化退火工艺 |
| CN113308653B (zh) * | 2021-05-27 | 2022-11-29 | 江苏豪然喷射成形合金有限公司 | 一种基于喷射成形的铝锂合金热处理制备方法 |
| CN118497559A (zh) * | 2024-06-07 | 2024-08-16 | 江阴沐祥精工科技有限公司 | 一种铝锂合金及其制备方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| GB9424970D0 (en) * | 1994-12-10 | 1995-02-08 | British Aerospace | Thermal stabilisation of Al-Li alloy |
| CN102021457B (zh) * | 2010-10-27 | 2012-06-27 | 中国航空工业集团公司北京航空材料研究院 | 一种高强韧铝锂合金及其制备方法 |
-
2012
- 2012-05-10 CN CN201210143411.7A patent/CN102634707B/zh active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN102634707A (zh) | 2012-08-15 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN102634707B (zh) | 一种超高强铝锂合金及热处理工艺 | |
| WO2021008428A1 (zh) | 一种超高强铝锂合金及其制备方法 | |
| CN109355538B (zh) | 一种高强7系铝合金管材生产工艺 | |
| CN113737068B (zh) | 一种高强韧耐蚀7xxx系铝合金及其加工方法 | |
| CN108425050B (zh) | 一种高强高韧铝锂合金及其制备方法 | |
| CN109666824B (zh) | 高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法 | |
| CN114182147B (zh) | 一种高强高导热镁合金及其制备方法 | |
| CN109371266B (zh) | 一种高强耐蚀可焊Al-Mg-Si系合金挤压材的生产方法 | |
| CN108385007A (zh) | 一种低成本的高性能耐热变形镁合金材料及其制备方法 | |
| CN114277291B (zh) | 一种航空航天用Al-Zn-Mg-Cu系铝合金挤压材及其制备方法 | |
| CN110747365B (zh) | 一种高塑性高强度高导电CuCrZr系铜合金及其制备方法 | |
| CN103966475A (zh) | 一种铜铬钛合金接触线及其制备方法 | |
| CN102534330A (zh) | 高强度铸造镁合金及其制备方法 | |
| CN112458349A (zh) | 一种含钕和钇的低稀土高强度变形镁合金及其制备方法 | |
| CN115652132B (zh) | 铜合金材料及其应用和制备方法 | |
| CN115094283B (zh) | 高强高导铝合金电枢材料及其制造方法和应用 | |
| CN113528900A (zh) | 一种短流程高导电6系铝合金板带材及其制备方法 | |
| CN109161730B (zh) | 母线槽用铝合金导体材料及其制备方法 | |
| CN105483455B (zh) | 一种Al‑Sc‑Zr‑Er铝合金高强高导状态的热处理工艺 | |
| CN106222507B (zh) | 一种低成本高阻尼高强度Mg-Zn-Ce合金及其制备方法 | |
| CN103469039B (zh) | 一种含钙和稀土钐的镁-铝-锌变形镁合金 | |
| CN109097648B (zh) | 一种Mg-Al-Ca-Ce系镁合金及其制备方法 | |
| CN112322949B (zh) | 一种镁合金材料及包含该材料的部件和装置 | |
| CN110184499B (zh) | 一种提高tc4钛合金强度水平的微合金化方法 | |
| CN116065060B (zh) | 一种含AlFeCrCoCu高强高导Al-Mg-Si系合金及制备方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |