CN103757571B - 片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 - Google Patents
片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN103757571B CN103757571B CN201410038402.0A CN201410038402A CN103757571B CN 103757571 B CN103757571 B CN 103757571B CN 201410038402 A CN201410038402 A CN 201410038402A CN 103757571 B CN103757571 B CN 103757571B
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- deformation
- tial alloy
- gamma
- lamellar
- preferred orientation
- 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.)
- Expired - Fee Related
Links
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title claims abstract description 86
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 85
- 229910006281 γ-TiAl Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 71
- 238000002360 preparation method Methods 0.000 title claims abstract description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 claims abstract description 50
- 230000008569 process Effects 0.000 claims abstract description 22
- 230000002159 abnormal effect Effects 0.000 claims abstract description 8
- 238000012545 processing Methods 0.000 claims abstract description 6
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 54
- 238000001125 extrusion Methods 0.000 claims description 23
- 239000000243 solution Substances 0.000 claims description 20
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 claims description 14
- 241000446313 Lamella Species 0.000 claims description 10
- 230000007704 transition Effects 0.000 claims description 8
- 238000010275 isothermal forging Methods 0.000 claims description 7
- 230000008859 change Effects 0.000 claims description 4
- 238000005242 forging Methods 0.000 claims description 4
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 4
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 claims description 2
- 230000008520 organization Effects 0.000 claims description 2
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 abstract description 3
- 229910000765 intermetallic Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 239000000835 fiber Substances 0.000 description 5
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 4
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 4
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 4
- 241000222065 Lycoperdon Species 0.000 description 3
- 241000768494 Polymorphum Species 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 2
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 2
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 2
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 2
- 238000011160 research Methods 0.000 description 2
- 238000013459 approach Methods 0.000 description 1
- 230000009286 beneficial effect Effects 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 1
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 1
- PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N gold Chemical compound [Au] PCHJSUWPFVWCPO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000010931 gold Substances 0.000 description 1
- 229910052737 gold Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000009413 insulation Methods 0.000 description 1
- 238000009940 knitting Methods 0.000 description 1
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 1
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 1
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 1
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 1
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 1
Landscapes
- Forging (AREA)
Abstract
本发明涉及属于γ‑TiAl基合金金属间化合物领域，尤其是一种片层界面择优定向的γ‑TiAl合金细小全片层组织制备方法。该方法基于γ‑TiAl合金在热变形与后续热处理过程中的组织织构演变而得到片层界面择优定向的细小全片层组织。技术特点为：a.采用热变形工艺加工γ‑TiAl合金；b.γ‑TiAl合金变形组织中α2相具有强烈的变形织构；c.对变形组织进行α单相区固溶处理，控制固溶时间以避免α晶粒异常长大而得到细小全片层组织。本发明方法可有效解决γ‑TiAl合金全片层组织室温塑性差的问题，得到片层界面择优定向、承载方向综合力学性能优异的γ‑TiAl合金细小全片层组织。
Description
技术领域
本发明涉及属于γ-TiAl基合金金属间化合物领域，尤其是一种片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法。
背景技术
γ-TiAl合金具有低密度、高比强度、高比模量、良好的阻燃性和抗氧化性等特点，其在航空航天、汽车上的高温结构部件有着广泛的应用前景。γ-TiAl合金高温结构应用一般采用高温力学性能优异的全片层组织，但该组织较差的室温塑性制约了其实际应用。
已有研究表明，全片层组织室温塑性可通过热变形细化片层晶粒尺寸提高。此外，γ-TiAl合金PST晶体研究表明，片层组织的室温塑性还可通过控制片层界面取向加以改善。片层界面平行于加载方向的PST晶体具有可观的室温拉伸性能，并且该方向的综合力学性能也优于其他方向，如：室温断裂韧性、高温疲劳性能和蠕变性能等。因此，研究者试图通过定向凝固技术得到片层界面与承载方向一致的全片层组织来提高其力学性能，主要方法有：
（1）籽晶法。采用特定成分的γ-TiAl合金作为籽晶来控制片层界面取向，但该方法工艺流程复杂、籽晶成分要求苛刻，特别是近年发展的γ-TiAl合金成分日趋复杂，籽晶法更凸显出其局限性。
（2）无籽晶法。通过β相完全包晶转变得到，但该方法较难得到单一取向的全片层组织，易出现大角度取向片层晶粒，并且组织存在较严重的微观成分偏析。
从上述分析可知，定向凝固技术工艺流程复杂，晶体生长速率慢。同时，该方法制备的PST晶体沿片层界面垂直方向的室温塑性和断裂韧性非常差，相应通过该技术制备的γ-TiAl合金零部件存在加工装配困难的缺点。
发明内容
本发明的目的在于提供一种片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，该方法可有效解决γ-TiAl合金全片层组织室温塑性差的问题，得到片层界面择优定向、承载方向综合力学性能优异的γ-TiAl合金细小全片层组织。
为达到上述目的，本发明的技术方案为：
一种片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，该方法首先采用热变形工艺加工γ-TiAl合金，最终得到α2相具有强烈变形织构的组织；其次对变形组织进行α单相区固溶处理，控制固溶时间以避免α晶粒异常长大，得到片层界面择优定向的细小全片层组织。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，采用包套热挤压、包套近等温锻造或等温锻造等热变形工艺加工γ-TiAl合金。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，γ-TiAl合金经过一次或两次以上热变形，最终变形量较大；其中，挤压变形的挤压比需在6以上，锻造变形压下量需在60%以上，最终变形组织中α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒细小均匀。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，热变形温度不小于1200℃，以得到完好未产生热裂纹的变形组织，相应组织中α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒细小均匀。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，γ-TiAl合金变形组织中，α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒为细小均匀的等轴晶粒或片层晶粒。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al43～48%；Cr0～3%；Nb2～8%；B0～0.15%；Ti余量。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，固溶温度大于Tα，固溶时间需严格控制；其中，Tα代表α相转变温度，其数值随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47时，Tα为1340℃。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，固溶处理温度为Tα+5℃时，保温时间为5～40min；其中，Tα代表α相转变温度，其数值随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47时，Tα为1340℃。
所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，变形组织中α2相晶粒尺寸范围为0.5～40μm，α2相变形织构相对随机强度范围为5～15；最终全片层组织平均晶粒尺寸范围为120～150μm；相应全片层组织的室温力学性能：屈服强度为400～600MPa；延伸率为2.0～3.5%；断裂韧性20～30MPa·m0.5。
本发明的设计思想是：
γ-TiAl合金中高温α相具有密排六方晶体结构，该晶体结构独立滑移系有限，其在热变形中易形成强烈的变形织构。如：挤压变形形成强烈的<10-10>丝织构，锻造变形易形成强烈的<0001>平行于下压方向的丝织构。γ-TiAl合金在α单相区固溶处理中，变形组织中的有序α2相晶粒首先转变为无序α相晶粒；而α晶粒发生基面法向不变的绕<0001>方向旋转30°的定向形核再结晶，并且吞并周边等轴γ晶粒而形成α单相组织；α晶粒在冷却过程中按照Blackburn取向关系相变形成α2+γ片层，即两相片层界面平行于母相α晶粒的{0001}基面。根据前面的分析可知，最终形成的片层晶粒的片层界面平行于初始变形组织中α2相晶粒的{0001}基面。本发明就是利用γ-TiAl合金在上述热变形和后续α单相固溶处理过程中的组织织构转变，首先通过热变形得到α2相具有强烈变形织构的变形组织，而后通过α单相固溶处理制备片层界面择优定向的细小全片层组织。
已有研究表明，单相固溶热处理中，超过一定临界尺寸的晶粒将迅速长大。相应的α单相组织中尺寸较大的α晶粒将吞并周边小晶粒而形成粗大片层晶粒。因此，γ-TiAl合金需经过较大变形量的变形，以得到α2相晶粒细小的变形组织。如：挤压变形的挤压比需在6以上（一般为6～11），锻造变形压下量需在60%以上（一般为60～70%）。较大的变形量可通过一次或两次以上变形达到。热变形温度应不小于1200℃。这是因为：铸锭在该温度以下变形加工难度加大，易产生热裂纹。此外，γ-TiAl合金也可通过引入高温稳定的第二相阻碍α单相固溶处理中的α晶粒长大，如：硼化物和β相。但需严格控制其体积含量，避免α晶粒异常长大和对力学性能的负面影响。
α2相具有变形织构的组织应在α相转变温度Tα以上进行α单相固溶处理，固溶时间应保证α晶粒完全吞并γ晶粒并且不发生α晶粒异常长大。固溶温度为Tα+5℃时，固溶时间为5～40min。固溶时间较长时，α晶粒持续长大并最终形成粗大片层晶粒，相应组织力学性能下降。
试验证明，α2相具有强烈变形织构的组织在α单相区固溶处理一定时间，所得全片层组织中绝大部分细小晶粒的片层界面择优定向排列，并且该组织沿片层界面平行方向的力学性能优异。
本发明的优点及有益效果是：
1、本发明通过热变形和后续α单相固溶处理得到了片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织，工艺简单可行，生产效率高，流程短，避免了定向凝固技术中的复杂工艺流程，可在短周期内得到片层界面定向排列的γ-TiAl合金全片层组织。
2、本发明制备的择优定向γ-TiAl合金全片层组织具有晶粒尺寸细小、多个片层晶粒定向排列的特点，相对于定向凝固技术得到的单一片层晶粒，其力学性能各向异性相对较小，相应制备的γ-TiAl合金部件加工装配难度较小，更有利于γ-TiAl合金的工程化应用。
附图说明
图1为片层界面择优定向γ-TiAl合金细小全片层组织制备工艺过程。
图2为γ-TiAl合金1300℃包套热挤压变形组织。其中，(a)图的挤压比为8，(b)图的挤压比为11。图中，彩色晶粒为α2相，灰色晶粒为γ相。
图3为γ-TiAl合金1300℃包套热挤压变形组织中α2相沿挤压方向反极图。其中，(a)图的挤压比为8，(b)图的挤压比为11。
图4为γ-TiAl合金1300℃包套热挤压变形组织1340℃固溶5min的组织。其中，(a)图的挤压比为8，(b)图的挤压比为11。
图5为γ-TiAl合金1300℃包套热挤压变形组织(挤压比为11)1340℃固溶5min组织中α2相沿挤压方向的反极图。
图6为γ-TiAl合金1250℃(a)和1340℃(b)包套热挤压变形组织(挤压比均为8)。图中，彩色晶粒为α2相，灰色晶粒为γ相。
图7为γ-TiAl合金1250℃(a)和1340℃(b)包套热挤压变形组织(挤压比均为8)中α2相沿挤压方向的反极图。
图8为γ-TiAl合金1250℃(a)和1340℃(b)包套热挤压变形组织(挤压比均为8)1340℃固溶5min的组织。
图9为γ-TiAl合金包套近等温锻造组织(多道次变形，最终压下量为65%)。图中，彩色晶粒为α2相晶粒，灰色晶粒为γ相晶粒。
图10为γ-TiAl合金多道次包套近等温锻造组织(压下量为65%)中α2相沿下压方向的反极图。
图11为γ-TiAl合金锻造组织1340℃保温5min后的显微组织。
具体实施方式
如图1所示，γ-TiAl合金细小全片层组织制备的工艺过程如下：①制备γ-TiAl合金铸锭；②对γ-TiAl合金进行一次或两次以上热变形，变形量大，变形温度不小于1200℃，以得到α2相晶粒细小且具有强烈变形织构的变形组织；③变形组织在α单相区固溶处理，控制固溶时间以避免α晶粒异常长大，得到片层界面择优定向的细小全片层组织。
本发明中，Tα代表α相转变温度，其数值随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47时，Tα为1340℃。按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al43～48%；Cr0～3%；Nb2～8%；B0～0.15%；Ti余量。所得变形组织中α2相晶粒尺寸范围为0.5～40μm，α2相变形织构强度范围为5～15（相对随机强度），固溶处理全片层组织平均晶粒尺寸范围为120～150μm。相应全片层组织的室温力学性能：屈服强度为400～600MPa；延伸率为2.0～3.5%；断裂韧性20～30MPa·m0.5。
本发明片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织的制备方法，该方法首先采用常规方法制备γ-TiAl基合金，合金可含微量B元素；其次对γ-TiAl基合金进行一次或两次以上变形量较大的热变形，得到α2相晶粒细小且具有强烈变形织构的变形组织；最后对变形组织进行限定时间的α单相区固溶处理。其特征在于采用热变形工艺加工γ-TiAl基合金；变形所得组织中α2相具有强烈的变形织构；变形组织在α单相区固溶处理一定时间。具有强烈α2相织构的变形组织通过一次或两次以上变形得到，最终变形量大，变形温度不小于1200℃。α单相区固溶时间限定在高温α相完全吞并γ晶粒，且不发生晶粒异常长大的时间范围内，固溶温度为Tα+5℃时，其值在40min以内（一般为5～40min）。
下面通过实施例对本发明的具体实施方式进一步详细说明。
实施例1-实施例2
制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金，该合金α相转变温度Tα经金相法确定为1340℃。对该合金在1300℃进行包套热挤压变形，挤压比分别为8和11。变形组织如图2所示，相应组织中α2相反极图如图3所示。从图中可看出，变形组织中α2相晶粒细小均匀，为等轴晶粒，组织中α2相具有强烈的<10-10>丝织构。变形组织1340℃单相固溶处理5min后的组织如图4所示，从图中可看出，组织中大多数晶粒的片层界面平行或***行于挤压方向。该组织(挤压比为11)中α2相的反极图如图5所示，从图中可看出，α2相具有强烈的<11-20>丝织构，即片层界面平行于挤压方向。上述变形组织与后续α单相固溶处理全片层组织的组织特征如表1所示。相应全片层组织沿挤压方向的室温塑性均达到3%以上，如表2所示。
实施例3-实施例4
制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金，该合金α相转变温度Tα经金相法确定为1340℃。对该合金在1250℃和1340℃温度进行包套热挤压变形，挤压比为8。最终变形组织和变形组织中α2相反极图分别如图6和图7所示。从图中可看出，变形组织中α2相晶粒细小均匀，分别为等轴晶粒和片层晶粒，组织中α2相具有强烈的<10-10>丝织构。该合金1340℃单相固溶处理组织如图8所示，从图中可看出，组织中大多数晶粒的片层界面平行或***行于挤压方向。上述变形组织与后续α单相固溶处理全片层组织的组织特征如表1所示。相应全片层组织沿挤压方向的室温塑性达到3%以上，如表2所示。
实施例5
制备了Ti-47Al-2Cr-2Nb-0.15B合金，该合金α相转变温度Tα经金相法确定为1340℃。对该合金依次在1300℃、1280℃和1250℃进行三道次包套近等温锻造变形，最终压下量为65%。最终变形组织和变形组织中α2相反极图分别如图9和图10所示。从图中可看出，变形组织中α2相等轴晶粒细小均匀，组织中多数α2相<0001>方向平行于下压方向。该合金1340℃单相固溶处理组织如图11所示，从图中可看出，组织中大多数晶粒的片层界面垂直或近垂直于下压方向。上述变形组织与后续α单相固溶处理全片层组织的组织特征如表1所示。相应组织沿水平方向的室温塑性在2%以上，如表2所示。
表1不同工艺制备的全片层组织实施例和对比例的组织特征
表2不同工艺制备的全片层组织实施例和对比例的力学性能
实施例结果表明，本发明方法基于γ-TiAl合金在热变形与后续热处理过程中的组织织构演变而得到片层界面择优定向的细小全片层组织。其技术特点为：a.采用热变形工艺加工γ-TiAl合金；b.γ-TiAl合金变形组织中α2相具有强烈的变形织构；c.对变形组织进行α单相区固溶处理，控制固溶时间以避免α晶粒异常长大而得到细小全片层组织。所得全片层组织中绝大部分细小晶粒的片层界面择优定向排列，并且该组织沿片层界面方向的力学性能优异。
Claims (4)
1.一种片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，该方法首先采用热变形工艺加工γ-TiAl合金，最终得到α2相具有强烈变形织构的组织；其次对变形组织进行α单相区固溶处理，控制固溶时间以避免α晶粒异常长大，得到片层界面择优定向的细小全片层组织；
采用包套热挤压、包套近等温锻造或等温锻造热变形工艺加工γ-TiAl合金；
γ-TiAl合金经过一次或两次以上热变形，最终变形量较大；其中，挤压变形的挤压比需在8以上，锻造变形压下量需在60%以上，最终变形组织中α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒细小均匀；
固溶处理温度为Tα+5℃，保温时间为5min；其中，Tα代表α相转变温度，其数值随Al含量变化而变化，Al原子百分比含量为47时，Tα为1340℃；
变形组织中α2相晶粒尺寸范围为0.5～40μm，α2相变形织构相对随机强度范围为5～15；最终全片层组织平均晶粒尺寸范围为120～150μm；相应全片层组织的室温力学性能：屈服强度为400～600MPa；延伸率为2.0～3.5%；断裂韧性20～30MPa·m0.5。
2.根据权利要求1所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，热变形温度不小于1200℃，以得到完好未产生热裂纹的变形组织，相应组织中α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒细小均匀。
3.根据权利要求1所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，γ-TiAl合金变形组织中，α2相具有强烈的变形织构，并且α2相晶粒为细小均匀的等轴晶粒或片层晶粒。
4.根据权利要求1所述的片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法，其特征在于，按原子百分比计，γ-TiAl合金的成分为：Al 43～48%；Cr 0～3%；Nb 2～8%；B0～0.15%；Ti余量。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201410038402.0A CN103757571B (zh) | 2014-01-24 | 2014-01-24 | 片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| CN201410038402.0A CN103757571B (zh) | 2014-01-24 | 2014-01-24 | 片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN103757571A CN103757571A (zh) | 2014-04-30 |
| CN103757571B true CN103757571B (zh) | 2016-11-23 |
Family
ID=50524885
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CN201410038402.0A Expired - Fee Related CN103757571B (zh) | 2014-01-24 | 2014-01-24 | 片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN103757571B (zh) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN105821470B (zh) * | 2016-04-14 | 2018-09-25 | 南京理工大学 | 一种双重结构TiAl合金及其制备方法 |
| CN109811288A (zh) * | 2019-01-23 | 2019-05-28 | 上海航天精密机械研究所 | 快速制备TiAl合金板材的方法 |
| CN109652677B (zh) * | 2019-01-23 | 2020-10-09 | 上海航天精密机械研究所 | 一种细晶层片组织TiAl合金板材及直接制备其的方法 |
| CN110144536B (zh) * | 2019-06-06 | 2021-07-16 | 南昌航空大学 | 一种具有细小片层组织的TiAl基合金的处理方法 |
| CN112916831B (zh) * | 2021-01-25 | 2022-07-26 | 中国科学院金属研究所 | 一种具有片层界面择优定向及细小层片特征的γ-TiAl合金的制备方法 |
| CN114951522B (zh) * | 2022-06-28 | 2023-08-11 | 中南大学 | 一种单晶TiAl的等温锻造方法 |
| CN116590637A (zh) * | 2023-04-21 | 2023-08-15 | 武汉理工大学 | 一种改善铸造TiAl合金组织性能的方法 |
Family Cites Families (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5205875A (en) * | 1991-12-02 | 1993-04-27 | General Electric Company | Wrought gamma titanium aluminide alloys modified by chromium, boron, and nionium |
| EP1052298A1 (en) * | 1999-05-10 | 2000-11-15 | Howmet Research Corporation | Creep resistant gamma titanium aluminide |
| CN103409711B (zh) * | 2013-08-26 | 2015-09-09 | 中南大学 | 一种具有细小全层片组织的TiAl基合金的制备方法 |
-
2014
- 2014-01-24 CN CN201410038402.0A patent/CN103757571B/zh not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN103757571A (zh) | 2014-04-30 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| CN103757571B (zh) | 片层界面择优定向的γ-TiAl合金细小全片层组织制备方法 | |
| CN106498318B (zh) | 提高2219铝合金环件综合力学性能的工艺方法 | |
| CN104726746B (zh) | 一种高强亚稳定β型钛合金棒材及其制备方法 | |
| Lu et al. | Enhanced mechanical properties and rolling formability of fine-grained Mg–Gd–Zn–Zr alloy produced by equal-channel angular pressing | |
| CN105331858A (zh) | 高强高韧超细晶铝合金的制备方法 | |
| CN108085627B (zh) | 一种Mg-Al系析出强化型镁合金的形变热处理方法 | |
| CN108179317B (zh) | 一种700℃用高性能易加工钛材的制备方法 | |
| CN107971359B (zh) | 一种可生产细微组织结构6系中铝合金棒材的挤压模具 | |
| CN102251146B (zh) | 一种钛镍铝基高温合金材料及其等温锻造制备方法 | |
| CN105451915A (zh) | 钛铝合金工件制造工艺 | |
| CN107058924B (zh) | 调控lpso结构和纳米沉淀相的高强高塑耐热镁合金及其制备方法 | |
| Wang et al. | Effects of deformation temperature on second-phase particles and mechanical properties of multidirectionally-forged 2A14 aluminum alloy | |
| CN105483587A (zh) | 一种提高tc4钛合金室温塑性的循环热氢处理工艺 | |
| CN104451490A (zh) | 一种利用α″斜方马氏体微结构制备超细晶钛合金的方法 | |
| CN107151755B (zh) | 一种制备密排六方结构的高熵合金的方法 | |
| CN105648376A (zh) | 一种高性能Ti2AlNb粉末合金的热处理工艺 | |
| Liu et al. | Forgeability, microstructure and mechanical properties of a free-forged Mg–8Gd–3Y–0.4 Zr alloy | |
| CN106521241A (zh) | 一种可冷镦的变形锌合金及其应用 | |
| CN104805385A (zh) | 一种超大规格半连续铸造圆锭的均匀化热处理方法 | |
| CN103131926B (zh) | W/TiNi记忆合金复合材料及其制备方法 | |
| CN105695910A (zh) | 一种TiAl基合金板材超塑性成形方法 | |
| CN108048769A (zh) | 一种提高粉末高温合金晶粒尺寸分布均匀性的方法 | |
| CN113373365B (zh) | 纳米硅化物增强难熔高熵合金及其制备方法 | |
| CN101509115B (zh) | 一种Al-Zn-Mg-Sc-Zr合金的热处理方法 | |
| CN104532035B (zh) | 兼具线性超弹和高强度的金属纳米复合材料及其制备方法 |
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 | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee | ||
| CF01 | Termination of patent right due to non-payment of annual fee |
Granted publication date: 20161123 Termination date: 20180124 |