Acta Metallurgica Sinica, 2017, 53(2): 239-247
doi: 10.11900/0412.1961.2016.00356
热处理对连续点式锻压激光快速成形GH4169合金组织与拉伸性能的影响

Effect of Heat Treatment on Microstructure and Mechanical Properties of Consecutive Point-Mode Forging and Laser Rapid Forming GH4169 Alloy
席明哲, 周玮, 尚俊英, 吕超, 吴贞号, 高士友

摘要:

研究了热处理对连续点式锻压激光快速成形GH4169合金显微组织和拉伸性能的影响。结果表明,980STA热处理未能使连续点式锻压激光快速成形GH4169合金发生再结晶,合金的拉伸性能达不到锻件标准。经1020STA热处理后,合金发生完全再结晶,等轴晶晶粒尺寸分布均匀,平均晶粒尺寸约为12.8 μm,Laves相未被完全固溶,合金的强度和塑性超过锻件标准。1050STA热处理合金的再结晶平均晶粒尺寸约为25.3 μm,Laves相完全固溶消失,与1020STA热处理合金相比,合金的强度下降而塑性上升,强度和塑性超过锻件标准。经1080STA热处理后,合金再结晶晶粒尺寸分布不均匀程度明显增大,平均晶粒尺寸约为123.6 μm,与1020STA和1050STA热处理合金相比,合金的强度和塑性都大幅度下降,仅与锻件标准相当。

关键词: 连续点式锻压 ; 激光快速成形 ; GH4169显微组织 ; 拉伸性能

Abstract:

To transform the columnar grain in the as-deposited GH4169 alloy to the exquiaxed grain and get better mechanical properties, a block sample of GH4169 alloy has been formed by using a technology of consecutive point-mode forging and laser rapid forming (CPF-LRF). During the process of CPF-LRF, GH4169 alloy was deposited by laser rapid forming firstly and then the deposited GH4169 alloy was deformed by consecutive point-mode forging. Both consecutive point-mode forging and laser rapid forming were alternately carried out until the completion of the forming of an objective part. The effects of heat treatment on the microstructures and mechanical properties of CPF-LRF GH4169 alloy have been investigated. The result shows that 980STA heat treatment fails to lead to recrystallization of CPF-LRF GH4169 alloy, and the tensile properties of 980STAed CPF-LRF GH4169 alloy can't meet the wrought standards. After the 1020STA heat treatment, the average recrystal grain size of GH4169 alloy is about 12.8 μm, and Laves phase can not be dissolved completely. The tensile properties of the 1020STAed CPF-LRF GH4169 alloy is superior to the wrought standards. Compared to the 1020STAed CPF-LRF GH4169 alloy, the tensile strength of 1050STAed CPF-LRF GH4169 alloy drops and its ductility increases due to complete dissolution of Laves phase and grain size increasing to 25.3 μm. The average grain size of the 1080STAed CPF-LRF GH4169 alloy is about 123.6 μm. Compared to 1020STAed and 1050STAed CPF-LRF GH4169, the tensile properties of 1080STAed CPF-LRF GH4169 has fallen substantially, which just satisfy the wrought standards.

Key words: consecutive point-mode forging ; laser rapid forming ; GH4169 alloy ; microstructure ; tensile property

GH4169合金是以奥氏体为基,以γ"为主要强化相,并辅以γ'强化的镍基高温合金,由于其具有优异的力学性能、良好的热工艺和焊接性能,广泛应用于航空、航天、石油、化工及能源等各个领域[1~7]

GH4169合金锻件为等轴晶组织,且晶粒细小、成分均匀,锻件综合力学性能优异。但是,由于GH4169合金变形抗力大、塑性加工能力低,锻造温度高、道次变形量小,锻造工艺复杂,并且机加工难度大,因此,传统锻造+机加工方法制造具有复杂形状、结构的GH4169合金的成本很高、周期很长。

金属零件激光快速成形技术[8~13]是基于激光快速熔凝,以逐点逐层沉积方式增材制造复杂金属零件的新型数字化成形技术,具有材料适应范围广、零件制造周期短、生产成本低、不受成形零件形状和结构复杂程度限制等特点,特别适用于航空、航天、核工业等先进工业领域通过传统工业技术难以加工成形的贵重金属材料复杂零件的制造。

科研人员[14~20]研究了热处理、扫描路径、成形气氛、原始粉末等对激光快速成形GH4169合金的组织和性能的影响。Zhang等[21]和Wang等[22]研究了选择激光熔化GH4169合金热处理组织和性能。与锻造工艺相比,激光快速成形技术在成形复杂形状GH4169合金零件方面具有明显优势,但由于激光快速成形过程中始终伴随着激光熔化-凝固-沉积,并不涉及外力施加产生的塑性变形,因此,所成形零件组织和锻件组织有明显的不同。

为了既能充分发挥激光快速成形的技术优势,又能使激光快速成形的零件发生塑性变形,本课题组提出了连续点式锻压激光快速成形技术[23],该技术将连续点式锻压与激光快速成形相结合,以交替实施连续点式锻压和激光快速成形的方式,使每一激光熔化沉积层在连续点式锻压的作用下发生塑性变形,直至零件的近终成形。之后,通过热处理使连续点式锻压激光快速成形金属零件组织发生再结晶,从而获得具有锻件组织与性能的复杂金属零件。

本工作研究了不同热处理对连续点式锻压激光快速成形GH4169合金显微组织和力学性能的影响,以期为连续点式锻压激光快速成形技术制造形状复杂、力学性能优异的GH4169合金零件奠定一定的研究基础。

1 实验方法

连续点式锻压激光快速成形实验在连续点式锻压激光快速成形系统上完成,系统组成主要包括:5000W CO2激光器、四轴激光成形及数控压力机成形系统、双路同轴送粉头、送粉器、惰性气氛保护箱、进口在线氧分析仪。激光快速成形GH4169合金工艺参数为:激光功率2200 W,扫描速率4 mm/s,光斑直径3 mm,每层高度方向增量0.3 mm,搭接率40%,送粉速率8 g/min。连续点式锻压工艺参数为:压头直径5 mm,每沉积2层,实施一次连续点式锻压,压下量0.25 mm,压头移动搭接率30%。基材采用45钢(100 mm×50 mm×8 mm),所用粉末为等离子旋转电极法制备的GH4169球形粉末,粒度150 μm,其化学成分及AMS 5663标准如表1所示。

表1 GH4169粉末的化学成分
Table 1 Chemical composition of GH4169 powders (mass fraction / %)
Powder Fe Cr Ti Al Mo Nb C Ni
GH4169 18.4 19.7 1.04 0.64 3.0 5.17 0.33 Bal.
AMS:5663 16~20 17~21 0.65~1.15 0.1~0.8 2.8~3.3 4.75~5.5 0.08Max Bal.

表1 GH4169粉末的化学成分

Table 1 Chemical composition of GH4169 powders (mass fraction / %)

表2 连续点式锻压激光快速成形GH4169合金热处理工艺
Table 2 Heat treatments for CPF-LRF GH4169 alloy
Designation Heat treatment
980STA 980 ℃, 1 h, AC+720 ℃, 8 h 2 h620 ℃, 8 h, AC
1020STA 1020 ℃, 1 h, AC+980 ℃, 1 h, AC+720 ℃, 8 h2 h620 ℃, 8 h, AC
1050STA 1050 ℃, 1 h, AC+980 ℃, 1 h, AC+720 ℃, 8 h2 h620 ℃, 8 h, AC
1080STA 1080 ℃, 1 h, AC+980 ℃, 1 h, AC+720 ℃, 8 h2 h620 ℃, 8 h, AC

Note: AC—air cooling, CPF-LRF—consecutive point-mode forging and laser rapid forming

表2 连续点式锻压激光快速成形GH4169合金热处理工艺

Table 2 Heat treatments for CPF-LRF GH4169 alloy

图1 连续点式锻压激光快速成形技术过程示意图

Fig.1 Schematic of technical process of CPF-LRF

为防止GH4169合金在激光快速成形过程中氧化,惰性气氛箱内气氛O含量小于8×10-5。实验采用4种热处理,如表2所示。金相试样采用标准金相试样制备方法,腐蚀剂为HCl+H2O2水混合液(H2O∶H2O2∶HCl=1∶1∶2,体积比),用Axiovert 200 MAT金相显微镜分析样品显微组织。在Insekt100 Table型微机控制试验机上测试样品力学性能,拉伸时采用位移控制,加载速率1 mm/min。采用S3400型扫描电镜(SEM)及附件能谱仪(EDS)进行试样拉伸断口形貌观察和相分析。用FM-ARS9000型全自动Vickers显微硬度计测试样品显微硬度,所用载荷为200 g,加载时间20 s。试样显微组织观察为x-z截面(图1),试样拉伸方向与基板平行。

2 实验结果
2.1 显微组织

图2为经980STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织。由图2a可见,组织由穿越多个熔覆沉积层的外延生长柱状枝晶组成,柱状枝晶趋于沿沉积高度方向生长,由于连续点式锻压塑性变形,枝晶组织发生了弯曲变形。此外,在枝晶间区域还存在一些不规则的颗粒(图1b),由EDS分析可知,该颗粒中Nb的原子分数平均为14.51% (图2c),从文献[18]可知,Laves相中的Nb原子分数通常大于10%,因此推断该不规则颗粒为Laves相。由于对合金进行了980 ℃、1 h、AC的δ相时效处理,在Laves相附近可看到有白色针状相析出,EDS分析结果显示,该针状白色颗粒中Nb的原子分数平均为8.8% (图2d),由于δ相中Nb的原子分数为6%~8%[18],判断该白色针状相为δ相。

图2 经980STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织和EDS分析

Fig.2 Microstructures and EDS analyses of CPF-LRF GH4169 alloy heat treated by 980STA
(a) columnar crystals (b) Laves phase and δ phase
(c) EDS analysis of Laves phase pointed by arrow 1 in Fig.2b
(d) EDS analysis of δ phase pointed by arrow 2 in Fig.2b

图3为经过1020STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织和析出相。连续点式锻压使激光熔化沉积GH4169合金产生塑性变形,在1020 ℃、1 h、AC固溶处理过程中,变形的GH4169合金发生再结晶,使连续点式锻压激光快速成形GH4169合金原始状态中的定向枝晶组织转变为等轴晶组织(图3a),等轴晶晶粒细化,晶粒尺寸分布均匀,平均晶粒尺寸约为12.8 μm,同时在图3a中还可看到退火孪晶组织。高温固溶处理可以消除枝晶间的合金元素偏析,但是图3c中不规则颗粒的EDS分析结果显示,该颗粒中Nb的原子分数平均为15.5% (图3d),推断该颗粒为Laves相,表明1020 ℃、1 h、AC固溶处理不能使Laves相完全固溶。δ相时效处理促使细小针状δ相沿晶界(图3b)析出,而在晶内析出的δ相呈圆形颗粒状(图3c)。

图3 经1020STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织和EDS分析

Fig.3 Microstructures and EDS analysis of CPF-LRF GH4169 alloy heat treated by 1020STA
(a) equiaxed crystals and annealing twins (b) precipitation of δ phase
(c) Laves phase and δ phase (d) EDS analysis of Laves phase pointed by arrow in Fig.3c

图4为分别经过1050STA和1080STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织。与图3a所示的等轴组织相比,经1050 ℃、1 h、AC固溶处理后,GH4169合金再结晶晶粒尺寸明显变大,晶粒尺寸分布变得不均匀,平均晶粒尺寸约为25.3 μm (图4a),1050 ℃、1 h、AC固溶处理使Laves相完全固溶消失。由图4b可以看出,经δ相时效(980 ℃、1 h、AC)后,大量针状δ相沿晶界析出,而细小、圆形白色颗粒状δ相在等轴晶内部析出,但由于晶粒尺寸明显变大,单位面积上的晶界数量相应减少,与图3b相比,单位面积上δ相析出数量明显减少。从图4c可以看出,GH4169合金经1080 ℃、1 h、AC固溶处理后,再结晶晶粒尺寸进一步变大,平均晶粒尺寸约123.6 μm,比锻件晶粒尺寸大了许多,并且晶粒尺寸均匀程度变得更加不均匀,同时由于晶粒尺寸变得更大,所以,经δ相时效后,与图4b相比,单位面积上δ相析出数量进一步减少(图4d)。

图4 经1050STA和1080STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的显微组织

Fig.4 Microstructures of equiaxed crystals (a, c) and precipitation (b, d) of δ phase of CPF-LRF GH4169 alloy heat treated by 1050STA (a, b) and 1080STA (c, d)

2.2 力学性能

图5为经980STA、1020STA、1050STA和1080STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金沿x方向的显微硬度分布情况。由图可见,随固溶温度的升高,GH4169合金的显微硬度升高。由于显微硬度主要与强化相γ"析出数量相关,γ"析出数量越多,合金显微硬度越高。经980STA热处理后,Laves相仍分布于GH4169合金枝晶间区域(图2b),经δ时效后,在Laves相附近有δ相析出。Laves相中Nb的原子分数在10%以上,而δ相中Nb的原子分数为6%~8%,由于Laves相和δ相对Nb的占用,显然会减少γ"相的析出量,所以,980STA热处理GH4169合金的显微硬度最低。经1020STA热处理后,GH4169合金组织中仍有少量Laves相未被固溶(图3c),又由图3b可知,经δ相时效后,有大量δ相析出。虽然,析出的δ相中Nb原子浓度较高,但由于经1020 ℃、1 h、AC固溶处理后,随绝大部分Laves相固溶消失,更多Nb原子被释放出,所以经双级时效后,合金中有更多数量的γ"相析出,1020STA热处理GH4169合金的显微硬度有所升高。由于合金经1050 ℃、1 h、AC和1080 ℃、1 h、AC固溶处理后,Laves相完全被固溶,与1020 ℃、1 h、AC固溶处理的合金相比,有更多的Nb原子被释放出。由图4b和d可见,随固溶温度升高,合金再结晶晶粒尺寸变大,单位面积上晶界数量相应减少。经δ相时效后,随单位面积上晶界数量减少,沿晶界析出的δ相数量也随之减少,用于γ"相析出的Nb原子数量增多,因此与1050STA热处理合金相比,1080STA热处理GH4169合金的显微硬度更高。

图5 经980STA、1020STA、1050STA 和1080STA热处理后,GH4169合金试样的显微硬度

Fig.5 Microhardness of CPF-LRF GH4169 alloy after 980STA, 1020STA, 1050STA and 1080STA heat treatments

表3为经980STA、1020STA、1050STA和1080STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的拉伸力学性能。由表3可见,980STA热处理GH4169合金塑性低于锻件标准。由图2b可知,枝晶间的Laves脆性相应是导致980STA热处理GH4169合金延伸率较低的主要原因。经1020STA热处理后,GH4169合金再结晶晶粒尺寸约为12.8 μm (图3a),由于晶粒尺寸明显小于锻件晶粒尺寸(<25 μm),所以,1020STA热处理合金的强度和塑性都明显超出锻件下限性能标准。与1020STA热处理合金相比,由于1050STA热处理合金再结晶晶粒尺寸较大(25.3 μm, 图4a),所以,合金的强度有所降低,但又由于1050 ℃、1 h、AC固溶处理完全消除了Laves相,合金塑性又有所提高,1050STA热处理合金的强度和塑性也都明显超出锻件下限性能标准。1080STA热处理合金的再结晶平均晶粒尺寸约为123.6 μm,晶粒尺寸明显大于锻件晶粒尺寸,合金的强度和塑性仅达到了锻件的下限性能标准。

表3 不同热处理的GH4169合金拉伸力学性能
Table 3 Tensile properties of GH4169 alloy under different heat treatments
Heat treatment σs / MPa σb / MPa Elongation / %
980STA 1120.1 1361.3 10.1
1020STA 1301.6 1523.4 16.4
1050STA 1235.4 1447.6 19.8
1080STA 1112.2 1362.1 12.4
Wrought standard (Q/3B 548-1996) 1100.0 1340.0 12.0

Note: σs—yield strength, σb—tensile strength

表3 不同热处理的GH4169合金拉伸力学性能

Table 3 Tensile properties of GH4169 alloy under different heat treatments

图6为经980STA、1020STA、1050STA和1080STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金试样的拉伸断口形貌。如图6a所示,980STA热处理GH4169合金试样断口形貌表现为韧窝主要分布于平行排列的柱状枝晶干中,撕裂棱位于枝晶间,断裂方式为穿晶断裂。图6a所示的断口形貌特征主要与980STA热处理合金中枝晶成分偏析有关,由图2b可知,经980 ℃、1 h、AC热处理后,由于合金枝晶间的Laves相和析出的δ相中含有较高浓度的Nb原子,导致经双级时效后,合金枝晶间γ"相析出数量明显少于枝晶干γ"相析出数量,因此在断裂过程中,合金枝晶间形成的韧窝较少。由图6b可见,1020STA热处理合金试样断口形貌与图6a所示断口形貌特征相似,从图3c可知,由于1020 ℃、1 h、AC未能使Laves相完全固溶,表明经1020 ℃、1 h、AC固溶处理后,合金中元素扩散并不充分,合金中依然存在枝晶成分偏析,枝晶成分偏析是形成1020STA热处理合金断口形貌(图6b)的主要原因。由于1050STA和1080STA热处理完全消除了Laves相,合金中元素在热处理过程中充分扩散,完全消除了枝晶成分偏析,双级时效后,合金各处γ"γ'相均匀析出,合金断裂后,韧窝遍布断口表面,并且韧窝尺寸和起伏都较大,是穿晶韧性断裂,如图6c和d所示。

图6 不同热处理后GH4169合金的拉伸断口形貌

Fig.6 Tensile fracture morphologies of CPF-LRF GH4169 alloy after different heat treatments
(a) 980STA (b) 1020STA (c) 1050STA (d) 1080STA

3 讨论

Liu等[16]研究发现,在1100 ℃以下固溶处理,激光快速成形GH4169合金仅发生部分再结晶,晶粒尺寸分布不均匀,只有在1100 ℃及其以上温度固溶处理,激光快速成形GH4169合金才能发生完全再结晶,并产生退火孪晶组织,使激光快速成形GH4169合金原先粗大的柱状晶组织得到细化;Liu等[14,15]还发现,在1100 ℃固溶处理过程中,残余热应力是诱导GH4169合金发生再结晶的驱动力,残余热应力愈大,再结晶晶粒尺寸愈小。受所成形零件中不均匀残余应力分布的影响,高温固溶处理后,激光快速成形GH4169合金零件各处再结晶晶粒尺寸分布不均匀。

图3a可知,经1020 ℃、1 h、AC固溶处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金发生完全再结晶,平均晶粒尺寸约为12.8 μm。与残余热应力是诱导激光快速成形GH4169合金发生再结晶的驱动力不同,变形能是固溶处理过程中引发连续点式锻压激光快速成形GH4169合金发生再结晶的驱动力,并且由于变形能高、分布均匀,与激光快速成形GH4169合金再结晶组织相比,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金再结晶晶粒尺寸不仅细小而且均匀。

为了使GH4169合金锻件获得优异的疲劳性能,不仅要求GH4169合金锻件晶粒尺寸均匀,而且要求锻件晶粒尺寸达到11.2 μm[24]。要获得晶粒尺寸如此细小的锻件,GH4169合金需要在950 ℃(低于δ相1010 ℃的固溶温度)锻造,总变形量大于50%,锻件只做双级时效热处理,由于锻造难度大,该锻造工艺只能锻造形状简单的GH419合金锻件。1020STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的晶粒尺寸仅为12.8 μm,与11.2 μm的晶粒尺寸要求非常接近,由表3可知,1020STA热处理合金的力学性能超过了锻件标准。

图4a可见,经1050 ℃、1 h、AC固溶处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金再结晶平均晶粒尺寸约为25.3 μm,该晶粒尺寸比HS (high strength)锻造工艺(锻造温度1050 ℃,总变形量~50%,锻件采用980STA热处理工艺)制造锻件晶粒尺寸22.5 μm[24]略大一点。Zhao等[19]、Liu等[16]和Song等[20]研究发现,经1100STA热处理后,激光快速成形GH4169合金的再结晶平均晶粒尺寸大于100 μm,并且尺寸分布不均匀,晶粒尺寸分布在50~200 μm之间,显然,再结晶驱动力较小应是导致激光快速成形GH4169合金再结晶晶粒粗大的主要原因,而连续点式锻压激光快速成形技术由于将连续点式锻压引入激光快速成形,很好地克服了激光快速成形GH4169再结晶驱动力小的问题。

图4c可知,经1080 ℃、1 h、AC固溶处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金再结晶平均晶粒尺寸为123.6 μm,晶粒尺寸分布不均匀。Ram等[25]研究发现,原始晶粒尺寸为15.9 μm的GH4169合金锻件经1080 ℃、1 h、AC热处理后,晶粒尺寸长大到127.0 μm,并指出这是由于1080 ℃、1 h、AC热处理完全固溶δ相的结果;研究还发现,尽管1080STA热处理锻件的晶粒尺寸127.0 μm比HS 锻造工艺制造锻件的晶粒尺寸22.5 μm大了很多,但室温拉伸力学性能测试结果表明,1080STA热处理锻件拉伸强度和塑性仍满足GH4169合金锻件标准(Q/3B 548-1996高强)。本工作中,虽然1080STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的平均晶粒尺寸123.6 μm远大于高强锻件晶粒尺寸22.5 μm,但由表3可知,1080STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金达到了GH4169合金锻件标准。文献[19,16,20]研究结果表明,尽管1100STA热处理激光快速成形GH4169合金的平均晶粒尺寸100 μm大于高强锻件晶粒尺寸22.5 μm,且晶粒尺寸分布不均匀,但1100STA热处理激光快速成形GH4169合金的拉伸力学性能与GH4169合金锻件标准相当。但是,Liu等[17]研究发现,由于再结晶晶粒粗大,1100STA热处理激光快速成形GH4169合金的疲劳性能远低于锻件疲劳性能。

上述研究结果表明,尽管在一定晶粒尺寸范围内,具有较粗大晶粒尺寸的激光快速成形GH4169合金能够满足锻件拉伸力学性能标准,但却难以达到锻件的疲劳性能标准。从本工作的研究结果来看,1020STA和1050STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金晶粒尺寸细小,达到了高强锻件晶粒尺寸要求,且2种GH4169合金的拉伸力学性能明显超出了GH4169合金锻件标准。因此,在制造内部组织均匀、晶粒细小,同时具有优异综合力学性能的复杂形状GH4169合金零件方面,连续点式锻压激光快速成形技术+合适的热处理工艺的技术路线具有明显的技术优势。

4 结论

(1) 980STA热处理未能使连续点式锻压激光快速成形GH4169合金发生再结晶,980STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的强度与锻件标准相当,但塑性低于锻件标准。

(2) 1020STA热处理后,连续点式锻压激光快速成形GH4169合金发生再结晶,平均晶粒尺寸约为12.8 μm,但Laves相未被完全固溶,沿晶界析出大量δ相,抗拉强度为1523.4 MPa,屈服强度为1301.6 MPa,延伸率为16.4%,强度与塑性超过锻件标准。

(3) 1050STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的再结晶平均晶粒尺寸为25.3 μm,与高强锻造工艺制造的锻件晶粒尺寸22.5 μm相当,Laves相被完全固溶,抗拉强度为1447.6 MPa,屈服强度为1235.4 MPa,延伸率为19.8%,强度与塑性超过锻件标准。

(4) 1080STA热处理连续点式锻压激光快速成形GH4169合金的再结晶平均尺寸约为123.6 μm,晶粒尺寸分布不均匀。与1020STA和1050STA热处理合金相比,强度和塑性大幅度下降,仅与锻件标准相当。

The authors have declared that no competing interests exist.

参考文献

[1]
[本文引用:]
[2]
[本文引用:]
[3]
[本文引用:]
[4]
[本文引用:]
[5]
[本文引用:]
[6]
[本文引用:]
[7]
[本文引用:]
[8]
[本文引用:]
[9]
[本文引用:]
[10]
[本文引用:]
[11]
[本文引用:]
[12]
[本文引用:]
[13]
[本文引用:]
[14]
[本文引用:]
[15]
[本文引用:]
[16]
[本文引用:]
[17]
[本文引用:]
[18]
[本文引用:]
[19]
[本文引用:]
[20]
[本文引用:]
[21]
[本文引用:]
[22]
[本文引用:]
[23]
[本文引用:]
[24]
[本文引用:]
[25]
[本文引用:]
资源
PDF下载数    
RichHTML 浏览数    
摘要点击数    

分享
导出

相关文章:
关键词(key words)
连续点式锻压
激光快速成形
GH4169显微组织
拉伸性能

consecutive point-mode fo...
laser rapid forming
GH4169 alloy
microstructure
tensile property

作者
席明哲
周玮
尚俊英
吕超
吴贞号
高士友

XI Mingzhe
ZHOU Wei
SHANG Junying
LV Chao
WU Zhenhao
GAO Shiyou