CN117026010A - 一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本申请公开了一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法，其中钛合金元素质量百分比如下：Al：4.8%‑5.2%、V：7.3‑7.8%、Si：0.3‑0.5%、Mo：0.8‑1.1%，余量为Ti和杂质元素，且Al、V、Mo、Si元素的质量百分比需满足如下关系：；其制备方法包括：按照上述成分配比进行配料，并通过熔炼得到初始钛合金铸锭；将初始钛合金铸锭进行多道次热轧处理，得到钛合金轧板；将钛合金轧板进行真空加压校平处理、去应力退火处理、固溶处理及时效处理得到最终的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金。本发明首先加入适量的Mo元素，再通过多道次小变形量的变温轧制工艺和多级热处理制度，获得多层次的α相以提升合金的变形协调能力和冲击韧性。
Description
技术领域
本发明属于钛合金组织调控技术领域，具体涉及一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法。
背景技术
钛是 20世纪 50年代发展起来的一种重要的金属材料。因钛合金具有密度小、比强度高、耐腐蚀性好、抗疲劳和蠕变性好等优异的性能，被誉为继钢铁、铝材之后处于发展中的“第三金属”和“战略金属”。目前，钛合金已在航空航天、船舶、石油化工、兵器、电子、医疗等军事工业及民用领域得到了广泛的应用。
随着现代战场的流动性提高，需要武器装备具有快速响应、快速部署、快速投入使用的能力。因此，实现武器装备轻量化对于提高装备机动性等具有重要的意义。其中，材料的轻量化可以科学、合理、高效地减轻装备的质量，极大地提高装备部署和机动能力，也有利于该型装备向其他领域的作战平台进行拓展。在进行材料轻量化选材时，钛合金是较为理想的轻质高强材料，可以考虑用其代替密度较高的传统合金材料应用于武器装备结构件的制造，以实现轻量化的要求。
军事装备领域的结构件材料需要具备较为优异的强韧性，以及良好的塑性。为了满足结构件材料对力学性能方面的需求，需要同时兼顾强-塑-韧之间的匹配。目前我国应用的高强韧α+β型钛合金TC21的抗拉强度能够大于1200MPa，断后延伸率可达12%以上，但其冲击韧性普遍不超过25 J/cm2。通常情况下，为了使钛合金零部件具备优良的强韧性，需要通过适当的热加工工艺获得理想的显微组织。
发明内容
本发明针对应用中一些常用标号的钛合金在强韧性等综合力学性能方面的不足，基于成分改性和热变形工艺强化的原理，设计了一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金及其制备方法。
具体的，本发明第一方面提供了一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，所述钛合金元素质量百分比如下：Al：4.8%-5.2%、V：7.3-7.8%、Si：0.3-0.5%、Mo：0.8-1.1%，余量为Ti和杂质元素，且Al、V、Mo、Si元素的质量百分比需满足如下关系：
；
其中，WAl、WSi、WV、WMo分别指代Al、Si、V、Mo元素的质量百分比。
进一步地，所述钛合金的抗拉强度大于1250MPa，屈服强度大于1150MPa，断后延伸率大于8%，冲击韧性大于35J/cm2。
进一步地，所述钛合金组织中包括等轴αp相、棒状α片层和β转变基体，且所述β转变基体中包含细小的次生α相。
进一步地，所述等轴αp相的体积分数为15%~25%，所述棒状α片层体积分数为34%~45%。
本发明第二方面提供一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，包括：
根据上述高强高韧双相钛合金的成分配比进行配料，并通过熔炼得到初始钛合金铸锭；
将所述初始钛合金铸锭进行多道次热轧处理，得到钛合金轧板；
将所述钛合金轧板进行真空加压校平处理、去应力退火处理、固溶处理及时效处理得到最终的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金。
进一步地，所述多道次热轧处理包括：
将所述初始钛合金铸锭放入800℃~830℃的热处理炉中，随炉加热至930℃~970℃后立即对所述初始钛合金铸锭轧制两道次，道次间回炉保温5min~8min，而后使所述初始钛合金铸锭随炉冷却至880℃~900℃，待保温5min~10min之后，再轧制三道次并最终淬火，道次间回炉保温5min~8min，轧制变形量总计70%~80%。
进一步地，所述去应力退火处理为在560℃~600℃下进行3h~5h去应力退火。
进一步地，所述固溶处理为将去应力退火处理后的轧板在850℃~870℃下进行1h固溶处理后空冷。
进一步地，所述时效处理为将固溶处理后空冷后的轧板在800℃~830℃下保温0.5h后随炉冷却至760℃~790℃空冷，然后在500℃~550℃下进行5h~8h时效处理后空冷。
与现有技术相比，本发明具有以下有益的技术效果：
本发明首先基于成分改性原理，通过加入适量的Mo元素，细化组织，提升合金的强度，增加Mo当量；再通过多道次小变形量的变温轧制工艺和多级热处理制度，运用钛合金在热力耦合条件下再结晶和相变的交互作用机制，获得多层次的α相以提升合金的变形协调能力和冲击韧性。
综上，本申请提供的钛合金拥有较为优异的强韧性和较为出色的综合力学性能，将在工业的各领域中拥有较为广阔的应用前景和开发潜力。
附图说明
图1为本申请实施例1所得的钛合金组织SEM图。
图2为本申请实施例1所得的钛合金组织高倍SEM图。
图3为本申请实施例1钛合金拉伸断口形貌图；其中，图3(a)为拉伸断口低倍SEM图；图3(b)为拉伸断口高倍SEM图。
图4为本申请实施例2所得的钛合金组织SEM图。
具体实施方式
下面将结合本发明实施例中的附图，对本发明实施例中的技术方案进行清楚、完整地描述，显然，所描述的实施例仅仅是本发明一部分实施例，而不是全部的实施例。基于本发明中的实施例，本领域普通技术人员在没有做出创造性劳动前提下所获得的所有其他实施例，都属于本发明保护的范围。
在钛合金中，αp和αs的体积分数、尺寸、分布与形貌极大影响冲击韧性等力学性能。热加工过程使α相球化，也会改善综合力学性能；因此，获得多层次α相组织会对提升钛合金的综合力学性能有至关重要的意义。综上所述，如果能够通过设计新成分并结合热加工工艺调控组织，开发出一种具有多层次α相组织的新型高强高韧α+β双相钛合金作为新型武器装备结构件的材料，则有望推动钛合金在多领域军事装备中的普及。
基于以上考虑，本申请针对应用中一些常用标号的钛合金在强韧性等综合力学性能方面的不足，基于成分改性和热变形工艺强化的原理，设计了一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，钛合金的元素质量百分比如下：Al：4.8%-5.2%、V：7.3-7.8%、Si：0.3-0.5%、Mo：0.8-1.1%，余量为Ti和杂质元素，且Al、V、Mo、Si元素的质量百分比需满足如下关系：
；
其中，WAl、WSi、WV、WMo分别指代Al、Si、V、Mo元素的质量百分比。
上述具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，例如可以由以下质量百分比的成分组成：Al：5.16%、V：7.47%、Si：0.47%、Mo：0.93%，余量为Ti和杂质元素。
上述具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，例如可以由以下质量百分比的成分组成：Al：5.07%、V：7.62%、Si：0.42%、Mo：0.95%，余量为Ti和杂质元素。
上述具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，包括如下步骤：
S101：根据上述高强高韧双相钛合金的成分配比进行配料，并通过熔炼得到初始钛合金铸锭。
具体的，可以按照元素质量百分比称取海绵钛、高纯铝块、高纯钒片、高纯硅颗粒和海绵锆配制配料，采用真空非自耗电弧炉熔炼六道次后（后三道次采用磁搅拌），得到初始钛合金铸态圆锭。
S102：将所述初始钛合金铸锭进行多道次热轧处理，得到钛合金轧板。
在一些实施例中，多道次热轧处理过程具体包括：将所述初始钛合金铸锭放入800℃~830℃（例如可以为800℃、810℃、820℃、830℃等等）的热处理炉中，随炉加热至930℃~970℃（例如可以为930℃、940℃、950℃、960℃、970℃等等）后立即对所述初始钛合金铸锭轧制两道次，道次间回炉保温5min~8min（例如可以为5min、6min、7min、8min等等），而后使所述初始钛合金铸锭随炉冷却至880℃~900℃（例如可以为880℃、890℃、900℃等等），待保温5min~10min（例如可以为5min、7min、8min、10min等等）之后，再轧制三道次并最终淬火，道次间回炉保温5min~8min（例如可以为5min、6min、7min、8min等等），轧制变形量总计70%~80%（例如可以为70%、73%、76%、80%等等）。
上述热处理炉优选为箱式炉；上述两道次热轧优选在在两辊式轧机上进行；上述两道次热轧累计变形量优选为30%；上述三道次热轧累计变形量优选为50%。
S103：将所述钛合金轧板进行真空加压校平处理和去应力退火处理。
具体的，去应力退火处理为在560℃~600℃（例如可以为560℃、570℃、580℃、600℃等等）下进行3h~5h（例如可以为3h、4h、5h等等）去应力退火。
在一些实施例中，真空加压校平及去应力退火处理具体包括：将轧板放入真空扩散焊炉中，抽真空，待真空度达到1×10-3Pa后，升温至580℃，加压2T并保温4h，对轧板进行校平处理和去应力退火，炉冷后取出。
S104：将钛合金轧板进行固溶处理及时效处理得到最终的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金。
所述固溶处理为将去应力退火处理后的轧板在850℃~870℃（例如可以为850℃、860℃、870℃等等）下进行1h固溶处理后空冷。所述时效处理为将固溶处理后空冷后的轧板在800℃~830℃（例如可以为800℃、810℃、820℃、830℃等等）下保温0.5h后随炉冷却至760℃~790℃（例如可以为760℃、770℃、780℃、790℃等等）空冷，然后在500℃~550℃（例如可以为500℃、510℃、520℃、530℃、540℃、550℃等等）下进行5h~8h（例如可以为5h、6h、7h、8h等等）时效处理后空冷。
上述固溶处理及时效处理优选在箱式炉中进行。
本申请首先基于成分改性强化α+β两相钛合金的强度和韧性。Mo元素作为重要的同晶型β稳定化元素，可以显著提高钛合金的室温和高温强度，增强热稳定性。通常来说，Mo元素的含量越高，钛合金的淬透性就越好，高强钛合金、高温钛合金等都含有大量的Mo元素。但Mo元素含量过高的话，在钛合金中易形成Mo偏析或Mo夹杂。适量的添加Mo元素可以较好地实现钛合金的强韧性结合，提升其冲击韧性。Mo元素在钛合金中可以起到细化晶粒、细化组织的作用，可以促进其生成交叉分布排列的α片层，使变形过程中抗裂纹扩展的能力得到提高，提升其冲击韧性。因此本申请通过加入0.8%~1.1%左右的Mo元素，在达到细化组织、实现细晶强化的同时，适当的提高了钛合金的Mo当量，提升其淬透性，为后续的固溶时效处理提供强化依据。此外，本申请还通过实验验证和经验公式总结出Al元素、Si元素、Mo元素和V元素需满足的质量百分比关系式：
；
通过该公式的标定，将加入钛合金中的合金化元素含量控制在一定的区间内，可以较好的调节双相钛合金中α相和β相的变形协调关系，最终达到各项性能之间的平衡。
其次，通过跨相区多道次小变形量的变温轧制工艺结合后续的多级热处理制度获得多层次的α相提升合金变形协调能力。熔炼得到的钛合金初始铸锭存在组织不均匀、成分偏析、晶粒粗大等缺陷。通过先将铸锭加热至β单相区进行两道次热轧，可以使粗大的β晶粒被压扁和破碎，并沿金属变形流动方向被拉长，消除铸态组织不均匀对其后续力学性能的影响，同时也降低其轧制过程中的变形抗力和裂纹开裂倾向。铸锭在β单相区完成两道次轧制后，迅速放回炉中，使其随炉冷却至880℃~900℃，再进行三道次轧制并淬火。铸锭在炉中冷却过程析出的晶界α相和晶粒内析出的片状α相在随后的两相区轧制过程中继续承受变形。片状α相发生扭折、碎化并沿变形方向排列，此过程中产生动态再结晶，在晶界上和晶粒内形成球状的α晶粒。而后将淬火后的轧板进行真空加压校平处理，方便后续机加工出标准的力学性能试样。因合金在轧制过程中积累了大量的应变能，所以需在560℃~600℃下进行3h~5h的去应力退火以释放部分应变能。随后将轧板在850℃~870℃下进行1h的固溶处理，使等轴α相进一步球化和适当长大，同时控制等轴α相的体积分数。再将轧板在800℃~830℃下保温0.5h后炉冷至760℃~790℃，以促进部分α片层粗化，使其成为棒状αS相。最后在500℃~550℃下对轧板进行5h~8h的时效处理，以使β基体中析出更为细小的片状α，形成β转变基体。通过以上各步骤的共同作用，最终获得一种由等轴αp相、棒状的α片层和β转变基体中细针状α相组成的具有三级α相组织的高强高韧双相钛合金，其中，等轴αp相的体积分数为15%~25%，棒状α片层体积分数为34%~45%。
综上所述，本申请首先基于成分改性原理，通过加入适量的Mo元素，细化组织，提升合金的强度，增加Mo当量；再通过多道次小变形量的变温轧制工艺和多级热处理制度，运用钛合金在热力耦合条件下再结晶和相变的交互作用机制，获得多层次的α相以提升合金的变形协调能力和冲击韧性。通过力学性能测试表明，该型钛合金的抗拉强度大于1250MPa，屈服强度大于1150MPa，断后延伸率大于8%，冲击韧性大于35J/cm2。该型钛合金拥有较为优异的强韧性和较为出色的综合力学性能，将在工业的各领域中拥有较为广阔的应用前景和开发潜力。
下面结合具体的实施例进行说明：
实施例1
本实施例中的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，由以下元素质量百分比组成：Al：5.16%、V：7.47%、Si：0.47%、Mo：0.93%，余量为Ti和一些杂质元素。
本实施例中的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其制备过程如下：
按照元素质量百分比称取海绵钛、高纯铝块、高纯钒片、高纯硅颗粒和海绵锆配制配料，采用真空非自耗电弧炉熔炼六道次后（后三道次采用磁搅拌），得到初始铸态圆锭。
将圆形铸锭放入800℃的箱式炉中，随炉加热至940℃后不进行保温处理，立即在两辊式轧机上对圆锭进行两道次热轧，道次间回炉保温5min，两道次热轧累计变形量为30%。待前两道次热轧结束后，迅速将圆锭放回箱式炉中，重新设置炉温参数，使其随炉降至880℃保温10min，而后继续在两辊式轧机上对圆锭进行三道次热轧，道次间回炉保温5min，三道次热轧累计变形量为50%。前后五道次热轧的总变形量共计为80%。最后得到长约70mm，宽50mm，高6mm的轧板。对热轧后的轧板进行水淬。
将轧板放入真空扩散焊炉中，抽真空，待真空度达到1×10-3Pa后，升温至580℃，加压2T并保温4h，对轧板进行校平处理和去应力退火，炉冷后取出。
将轧板放入箱式炉中，在870℃下进行1h固溶处理后空冷。再将轧板放入箱式炉中，在820℃下保温0.5h后随炉冷却至780℃空冷。最后在550℃箱式炉中进行6h时效处理后空冷。
在轧板上的中间位置进行线切割取料，分别机加工出拉伸试样和冲击试样。拉伸试样为板状试样，截面尺寸为2mm×1.5mm，试样的标距段为8mm。冲击试样为V口冲击试样，尺寸为55mm×10mm×2.5mm。在经过以上步骤的热变形加工及后续热处理之后，本实施例中的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的室温力学性能经拉伸和冲击测试分别为：抗拉强度1263MPa，屈服强度1152MPa，断后延伸率7.9%，冲击韧性34.8/cm2。
图1是本实施例制备得到的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的微观组织SEM图，其组织为一种三态组织，由等轴αp相、棒状的α片层和β转变基体中细针状α相组成的三级α相组织。其中，等轴αp相的体积分数约为15.89%，粗化后的棒状α片层体积分数约为45.76%，其余部分的组织为β转变基体，β转变基体中析出更为细小的次生α相。球状αp相与粗化后的α片层群落的不规则分布起到协调变形、增加裂纹扩展路径的作用，可以显著提升钛合金的冲击韧性。
图2 是本实施例制备得到的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的微观组织高倍SEM图。经过测量，等轴αp相的平均尺寸约为4.48μm，粗化后的α片层平均长度约5.27μm。通过热变形及后续热处理工艺形成的一定长宽比的片层α相可以提高合金的断裂韧性和裂纹扩展能力。
图3 是本实施例制备得到的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的拉伸试样断口图。在试样断口处，可以清晰的看到由剪切唇边缘包围的中心区域呈现出较大面积的纤维区，断面整体不平整光滑。放大倍数进一步观察，发现断口处分布有大而深的韧窝，表明试样在拉伸过程中发生了明显的塑性变形。
实施例2
本实施例中的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，由以下元素质量百分比组成：Al：5.07%、V：7.62%、Si：0.42%、Mo：0.95%，余量为Ti和一些杂质元素。
本实施例中的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其制备过程如下：
按照元素质量百分比称取海绵钛、高纯铝块、高纯钒片、高纯硅颗粒和海绵锆配制配料，采用真空非自耗电弧炉熔炼六道次后（后三道次采用磁搅拌），得到初始铸态圆锭。
将圆形铸锭放入800℃的箱式炉中，随炉加热至940℃后不进行保温处理，立即在两辊式轧机上对圆锭进行两道次热轧，道次间回炉保温5min，两道次热轧累计变形量为30%。待前两道次热轧结束后，迅速将圆锭放回箱式炉中，重新设置炉温参数，使其随炉降至880℃保温10min，而后继续在两辊式轧机上对圆锭进行三道次热轧，道次间回炉保温5min，三道次热轧累计变形量为50%。前后五道次热轧的总变形量共计为80%。最后得到长约70mm，宽50mm，高6mm的轧板。对热轧后的轧板进行水淬。
将轧板放入真空扩散焊炉中，抽真空，待真空度达到1×10-3Pa后，升温至580℃，加压2T并保温4h，对轧板进行校平处理和去应力退火，炉冷后取出。
将轧板放入箱式炉中，在870℃下进行1h固溶处理后空冷。再将轧板放入箱式炉中，在820℃下保温0.5h后随炉冷却至780℃空冷。最后在550℃箱式炉中进行6h时效处理后空冷。
在轧板上的中间位置进行线切割取料，分别机加工出拉伸试样和冲击试样。拉伸试样为板状试样，截面尺寸为2mm×1.5mm，试样的标距段为8mm。冲击试样为V口冲击试样，尺寸为55mm×10mm×2.5mm。在经过以上步骤的热变形加工及后续热处理之后，本实施例中的一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的室温力学性能经拉伸和冲击测试分别为：抗拉强度1255MPa，屈服强度1156MPa，断后延伸率8.2%，冲击韧性35.4/cm2。
图4是本实施例制备得到的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的微观组织SEM图，其组织形态也为三态组织。其中，等轴αp相的体积分数约为24.02%，粗化后的棒状α片层体积分数约34.41%，其余组织为β转变基体，在β转变基体中存在低温时效过程中析出的细小α片层。
两个实施例的力学性能测试结果见表1所示。
表1实施例1和实施例2的力学性能测试结果
| 抗拉强度(MPa) | 屈服强度(MPa) | 断后延伸率(%) | 冲击韧性(J/cm2) | |
| 实施例1 | 1263 | 1152 | 7.9 | 34.8 |
| 实施例2 | 1255 | 1156 | 8.2 | 35.4 |
综上所述，通过本申请设计并制备的一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金拥有较为优异的强-塑-韧匹配和较为出色的综合力学性能，可满足各工业领域产品的需求。
需要说明的是，在本文中，诸如术语“包括”、“包含”或者其任何其他变体意在涵盖非排他性的包含，从而使得包括一系列要素的过程、方法、物品或者设备不仅包括那些要素，而且还包括没有明确列出的其他要素，或者是还包括为这种过程、方法、物品或者设备所固有的要素。
尽管已经示出和描述了本发明的实施例，对于本领域的普通技术人员而言，可以理解在不脱离本发明的原理和精神的情况下可以对这些实施例进行多种变化、修改、替换和变型，本发明的范围由所附权利要求及其等同物限定。
Claims (9)
1.一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其特征在于，所述钛合金元素质量百分比如下：Al：4.8%-5.2%、V：7.3-7.8%、Si：0.3-0.5%、Mo：0.8-1.1%，余量为Ti和杂质元素，且Al、V、Mo、Si元素的质量百分比需满足如下关系：
；
其中，WAl、WSi、WV、WMo分别指代Al、Si、V、Mo元素的质量百分比。
2.根据权利要求1所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其特征在于，所述钛合金的抗拉强度大于1250MPa，屈服强度大于1150MPa，断后延伸率大于8%，冲击韧性大于35J/cm2。
3.根据权利要求1所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其特征在于，所述钛合金组织中包括等轴αp相、棒状α片层和β转变基体，且所述β转变基体中包含细小的次生α相。
4.根据权利要求3所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金，其特征在于，所述等轴αp相的体积分数为15%~25%，所述棒状α片层体积分数为34%~45%。
5.一种具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，其特征在于，包括：
根据权利要求1-4中任一项所述的高强高韧双相钛合金的成分配比进行配料，并通过熔炼得到初始钛合金铸锭；
将所述初始钛合金铸锭进行多道次热轧处理，得到钛合金轧板；
将所述钛合金轧板进行真空加压校平处理、去应力退火处理、固溶处理及时效处理得到最终的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金。
6.根据权利要求5所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，其特征在于，所述多道次热轧处理包括：
将所述初始钛合金铸锭放入800℃~830℃的热处理炉中，随炉加热至930℃~970℃后立即对所述初始钛合金铸锭轧制两道次，道次间回炉保温5min~8min；而后使所述初始钛合金铸锭随炉冷却至880℃~900℃，待保温5min~10min之后，再轧制三道次并最终淬火，道次间回炉保温5min~8min，轧制变形量总计70%~80%。
7.根据权利要求6所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，其特征在于，所述去应力退火处理为在560℃~600℃下进行3h~5h去应力退火。
8.根据权利要求6所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，其特征在于，所述固溶处理为将去应力退火处理后的轧板在850℃~870℃下进行1h固溶处理后空冷。
9.根据权利要求8所述的具有多层次α相组织的高强高韧双相钛合金的制备方法，其特征在于，所述时效处理为将固溶处理后空冷后的轧板在800℃~830℃下保温0.5h后随炉冷却至760℃~790℃空冷，然后在500℃~550℃下进行5h~8h时效处理后空冷。
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|---|---|---|---|---|
| CN117400603A (zh) * | 2023-12-13 | 2024-01-16 | 内蒙金属材料研究所 | 一种抗高速冲击叠层钛合金板材及其制备方法 |
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2023
- 2023-08-29 CN CN202311096668.6A patent/CN117026010A/zh active Pending
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN117400603A (zh) * | 2023-12-13 | 2024-01-16 | 内蒙金属材料研究所 | 一种抗高速冲击叠层钛合金板材及其制备方法 |
| CN117400603B (zh) * | 2023-12-13 | 2024-02-09 | 内蒙金属材料研究所 | 一种抗高速冲击叠层钛合金板材及其制备方法 |
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