黃 丹，朱志華，耿海濱，熊江濤，李京龍，張賦升

(1 西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072； 2 西北工業(yè)大學(xué) 摩擦焊接陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072； 3 北京航天動(dòng)力研究所，北京 100076)

5A06鋁合金TIG絲材-電弧增材制造工藝

黃 丹1,2，朱志華3，耿海濱2，熊江濤2，李京龍2，張賦升2

(1 西北工業(yè)大學(xué) 凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072； 2 西北工業(yè)大學(xué) 摩擦焊接陜西省重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，西安 710072； 3 北京航天動(dòng)力研究所，北京 100076)

選用φ1.2mm的5A06鋁焊絲為成形材料，研究TIG絲材-電弧增材制造工藝。以TIG焊機(jī)為電源(交流模式)，以四軸聯(lián)動(dòng)數(shù)控機(jī)床為運(yùn)動(dòng)機(jī)構(gòu)，研究單層和多層成形時(shí)預(yù)熱溫度和電流對(duì)成形形貌的影響，觀察成形件微觀組織，并測(cè)試其力學(xué)性能。建立了單層單道基板預(yù)熱溫度和電弧峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)，以保證良好成形。結(jié)果表明：成形件的高度從第一層的3.4mm急劇下降，直到第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。層間組織為細(xì)小的樹(shù)枝晶和等軸晶；層間結(jié)合處組織最粗大，為柱狀樹(shù)枝晶；頂部組織最細(xì)小，由細(xì)小的樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶。成形件的力學(xué)性能各向同性，抗拉強(qiáng)度為295MPa，伸長(zhǎng)率為36%。

TIG；絲材-電弧增材制造；5A06鋁合金；成形；微觀組織；力學(xué)性能

絲材-電弧增材制造(WAAM)是以電弧為熱源，以氬氣等惰性氣體作保護(hù)，通過(guò)填充焊絲逐層沉積堆敷，從而獲得近凈成形的制造技術(shù)[1,2]。相比粉末-激光增材制造，即激光立體成形技術(shù)(Laser Solid Forming, LSF)，WAAM是一種快速、低成本制造技術(shù)，適用于航空、航海、能源等領(lǐng)域復(fù)雜構(gòu)件大尺寸、小批量制造[3]；同時(shí)，由于激光在鋁合金表面的反射率達(dá)80%以上，沉積效率低，因此，WAAM在鋁合金增材制造中具有顯著技術(shù)優(yōu)勢(shì)。WAAM實(shí)際上是將氣體保護(hù)電弧焊方法應(yīng)用到了增材制造領(lǐng)域，主要分為熔化極和不熔化極。熔化極包含長(zhǎng)弧和短弧兩種工藝，前者為熔滴自由過(guò)渡的MIG(metal inert-gas)電弧，后者為熔滴短路過(guò)渡的冷金屬過(guò)渡(Cold Metal Transfer, CMT)電弧。不熔化極為T(mén)IG電弧[4]，焊絲側(cè)向送進(jìn)，熔滴過(guò)渡采用搭橋過(guò)渡。劉望蘭[5]采用TIG-WAAM研究了工藝參數(shù)對(duì)5356鋁合金單道成形宏觀形貌和微觀組織形態(tài)的影響，結(jié)果表明，成形組織為α固溶體上彌散分布大量β(Mg5Al8)相，焊接間隔時(shí)間為2～5min時(shí)成形良好。Ouyang等[6,7]采用TIG-WAAM工藝成形了4043和5356鋁合金零件，研究指出，獲得良好成形的關(guān)鍵在于基板的預(yù)熱、焊接弧長(zhǎng)的監(jiān)控和焊接熱輸入的精確控制。姜云祿[8]基于CMT研究了5356鋁合金的快速成形工藝，研究表明，層間冷卻一定時(shí)間可以保證成形效率和成形精度，試樣平行于成形方向上的力學(xué)性能高于垂直成形方向上的力學(xué)性能，但并未解釋力學(xué)性能各向異性的原因，且CMT設(shè)備成本較高，TIG設(shè)備則相對(duì)簡(jiǎn)單，成本低。Wang等[9]和Baufeld等[10-12]的研究表明，TIG-WAAM成形的鈦合金零件在平行和垂直于成形方向上的力學(xué)性能同樣存在各向異性，這是由于初生的β相貫穿整個(gè)試樣外延生長(zhǎng)，組織存在各向異性所導(dǎo)致。由于鋁合金易氧化、熱導(dǎo)率高、強(qiáng)度不高的特性，決定了它的成形工藝不同于鈦合金與鎳基高溫合金[13-15]等。

本工作以φ1.2mm的5A06(Al-6Mg-Mn-Si)鋁焊絲作為實(shí)驗(yàn)材料，研究單層單道良好成形時(shí)基板預(yù)熱溫度和峰值電流規(guī)范帶判據(jù)，以及多層成形中每層高度變化的規(guī)律及原因。采用金相顯微鏡觀察成形件在不同部位的組織特征，同時(shí)測(cè)試其力學(xué)性能。

1 實(shí)驗(yàn)材料及方法

實(shí)驗(yàn)選用φ1.2mm的5A06鋁合金為焊絲，以AA6061為基板，基板尺寸為300mm×200mm×15mm，采用400#砂紙打磨，用丙酮和酒精清洗，固定于水冷板上，焊絲和基板名義化學(xué)成分如表1所示。WAAM成形裝置由TIG電源和四軸聯(lián)動(dòng)數(shù)控機(jī)床構(gòu)建而成，TIG焊機(jī)為EWM Tetrix 521 Synergic AC/DC焊接電源，配備EWM TETRIX drive 4L送絲機(jī)，送絲速率為0～4m/min。

表1 5A06焊絲和AA6061基板的名義化學(xué)成分(質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%)

采用純度為99.99%的氬氣作為保護(hù)氣體，氣體流量為10L/min。沉積過(guò)程中，基板隨數(shù)控機(jī)床在成形方向運(yùn)動(dòng)，焊槍則固定于數(shù)控機(jī)床上，僅上下移動(dòng)，焊絲位于焊槍前方，沿著同一方向逐層堆敷。焊接速率為250mm/min，送絲速率為2m/min，弧長(zhǎng)為5mm。實(shí)驗(yàn)選用脈沖交流電流，脈沖頻率為50Hz，峰值電流占比為50%。單層單道的峰值電流大于240A，基值電流為200A；隨后的2～8道次過(guò)渡階段電流每道次減小10A，直至穩(wěn)定階段峰值/基值電流恒定在160/80A。采用k-型熱電偶在焊道起始部位測(cè)量基板溫度及層間溫度，控制層間溫度為60℃。

實(shí)驗(yàn)沉積了多層單道試樣A和B。試樣A沉積12道，尺寸為180mm×15mm×7.3mm，其橫截面經(jīng)剖切、打磨、拋光、Keller試劑(HF∶HCl∶HNO3∶H2O=1∶1.5∶2.5∶95)腐蝕15s后，采用光學(xué)金相顯微鏡(OLYMPUS)觀察各部分組織形貌。試樣B沉積210道，尺寸為180mm×350mm×6.2mm，分別在其不同部位各取3個(gè)垂直(即沿焊槍運(yùn)動(dòng)方向，z方向)和平行(即機(jī)床運(yùn)動(dòng)方向，x方向)于成形方向的拉伸試樣。由于成形件較薄，拉伸試樣是非標(biāo)準(zhǔn)的，其尺寸示意圖如圖1所示。在INSTRON 3382拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行拉伸實(shí)驗(yàn)，加載速率為2mm/min;采用掃描電子顯微鏡(SEM，SUPRA-55)觀察斷口形貌。

圖1 拉伸試樣尺寸示意圖Fig.1 Diagram of tensile specimen

2 結(jié)果與討論

2.1 沉積工藝與形貌

圖2為不同預(yù)熱次數(shù)下獲得的單道沉積層形貌?；逦搭A(yù)熱時(shí)(基板溫度為20℃)，其成形形貌呈現(xiàn)非連續(xù)特征?；孱A(yù)熱一次后，保持起弧處溫度為50℃，成形初期仍呈一定長(zhǎng)度的不連續(xù)形貌，隨后在熱積累作用下可連續(xù)成形，但表面波動(dòng)起伏仍較大。當(dāng)基板預(yù)熱兩次后，控制起弧處溫度達(dá)100℃，其成形表面質(zhì)量良好，可以看到均勻的魚(yú)鱗紋。

圖2 不同預(yù)熱次數(shù)下單層單道沉積形貌 (a)未預(yù)熱，20℃；(b)預(yù)熱一次，50℃；(c)預(yù)熱兩次，100℃Fig.2 Morphologies of single layer deposited under different preheating times(a)no preheat,20℃;(b)preheat once,50℃;(c)preheat twice,100℃

觀察發(fā)現(xiàn)，當(dāng)基板不預(yù)熱時(shí)，電弧陽(yáng)極斑點(diǎn)常常出現(xiàn)粘連現(xiàn)象，即電弧釘扎在一個(gè)點(diǎn)燃燒，使該處堆高增大。隨著工件的移動(dòng)，電弧被拉長(zhǎng)、傾斜，陽(yáng)極斑點(diǎn)又突然跳到電弧的下方，并繼續(xù)釘扎在該處燃燒。這樣就形成一個(gè)個(gè)的山峰狀焊縫形貌。以上現(xiàn)象說(shuō)明陽(yáng)極斑點(diǎn)隨工件的移動(dòng)是不均勻的，呈現(xiàn)一種被動(dòng)跳躍前進(jìn)的現(xiàn)象。這在基板溫度較低時(shí)或使用的電流較小時(shí)表現(xiàn)明顯。陽(yáng)極斑點(diǎn)跳動(dòng)的本質(zhì)，是熔池移動(dòng)失穩(wěn)的結(jié)果。電弧需要低電離電位的金屬蒸汽(即Al)補(bǔ)充到陽(yáng)極區(qū)和電弧弧柱區(qū)充當(dāng)電弧介質(zhì)，以實(shí)現(xiàn)最小的能量消耗，這就是陽(yáng)極斑點(diǎn)穩(wěn)定在熔池上的原因。當(dāng)熔池的連續(xù)移動(dòng)受到阻礙時(shí)，就發(fā)生陽(yáng)極斑點(diǎn)的粘連、釘扎現(xiàn)象。熔池的移動(dòng)停止，是由于熔池向前潤(rùn)濕鋪展受到了阻礙，其中熔池的冷卻速率過(guò)快，是導(dǎo)致固壁表面不潤(rùn)濕的常見(jiàn)原因，如同焊接中的咬邊現(xiàn)象。增大電弧的熱輸入可以部分解決這一問(wèn)題，而提升基板和層間溫度才是解決問(wèn)題的根本方法。由此可以理解，當(dāng)沉積到多道次后，層間達(dá)到了一定的溫度，反而使焊縫成形改善。由此說(shuō)明，在沉積最初幾道次時(shí)，需要基板或?qū)娱g達(dá)到一定的預(yù)熱溫度，如50～100℃。

峰值電流會(huì)影響熱輸入，從而影響基板或?qū)娱g溫度。圖3是單層單道基板溫度-峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)。曲線右上方(大電流、高預(yù)熱溫度)為良好成形區(qū)域，即能形成良好形貌沉積層規(guī)范區(qū)域，單層單道成形表面波動(dòng)較小，呈圓滑過(guò)渡。曲線左下方為不連續(xù)成形區(qū)域。該判據(jù)圖呈雙曲線規(guī)律，暗示了電弧的峰值電流(即熱輸入)與基板預(yù)熱溫度的互補(bǔ)匹配關(guān)系，從而建立穩(wěn)定的熔池溫度場(chǎng)；并且，該溫度場(chǎng)所建立的沿沉積方向移動(dòng)的溫度梯度存在一個(gè)最大值的極值判據(jù)，小于這一極值才能夠保證熔池的連續(xù)潤(rùn)濕鋪展移動(dòng)。

圖3 單層單道基板預(yù)熱溫度-峰值電流成形判據(jù)Fig.3 Single layer forming criterion of correlated between substrate preheating temperature and peak current

不同層沉積高度的一致性，是衡量WAAM工藝質(zhì)量的重要參量。圖4為每層沉積高度隨道次演變的規(guī)律。第1層沉積高度較大，達(dá)3.4mm；之后的2～8道為過(guò)渡階段，散熱由原來(lái)的厚板三維散熱變?yōu)槎S，散熱逐漸變差，故隨后每道次逐漸減小10A電流，直至所需電流，這樣既能保證尺寸的一致性又能減小熱輸入。直接第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。

因?yàn)槿鄢厣釛l件由三維向二維過(guò)渡，因此過(guò)渡階段的存在一般不可避免。因?yàn)楹附铀俾屎退徒z速率不變，單位時(shí)間、單位長(zhǎng)度上金屬的沉積量是定值，所以，沉積高度的降低暗示了沉積層形貌由瘦高變?yōu)榘?，即沉積寬度增大。這實(shí)際上是熔池的冷卻速率與鋪展速率的競(jìng)爭(zhēng)結(jié)果。然而，第8層后的穩(wěn)定態(tài)沉積高度(1.7mm)僅為第一道次(3.4mm)的1/2，表明上述競(jìng)爭(zhēng)關(guān)系已不明顯，即沉積層的形貌已不受控于二者，此時(shí)熔池的溫度已足夠高(溫度場(chǎng)和緩)，熔池是在自身表面張力、重力和電弧排斥力作用下達(dá)到平衡。這三個(gè)力是相對(duì)穩(wěn)定的量，因此容易達(dá)到穩(wěn)態(tài)，而保證成形尺寸的一致性。

圖4 第1～20層的每道次層高Fig.4 Height of each layer ranging from the 1st to the 20th layer

圖5為成形件正面和側(cè)面的形貌。可知成形件平整度和垂直度較好，表面波動(dòng)小，工藝穩(wěn)定。由于采用了起弧預(yù)熱和熄弧逐漸減小電流的策略，起弧端和收弧端無(wú)翹曲和塌陷現(xiàn)象。

2.2 組織形貌觀察

成形件的微觀組織由熔池及熔池周邊的溫度梯度、冷卻速率所決定。其中，冷卻速率是決定組織形態(tài)、尺寸的最重要因素。由于成形件不同部位經(jīng)歷的熱過(guò)程不同，決定了其組織的差異性。

圖5 成形件正面(a)和側(cè)面形貌(b)Fig.5 Multi-deposited specimen shown by front view(a) and side view(b)

圖6為5A06鋁合金成形件不同位置的組織形貌圖。圖6(a)為層與層之間的宏觀組織形貌圖，虛線為層間結(jié)合處，可以看出不同位置處的組織形貌明顯不同。如圖6(b)中Ⅱ區(qū)所示，層間結(jié)合處是一個(gè)過(guò)渡區(qū)域，其高度約為500μm，組織為粗大的柱狀樹(shù)枝晶，沉淀物析出分布于枝晶間和晶界處。由于熔池底部與已沉積焊道相接觸，熱流由已沉積焊道流向基板方向，該方向?yàn)樽畲鬁囟忍荻确较?，因此，此處組織生長(zhǎng)方向與熱流方向相反，即垂直于基板方向生長(zhǎng)，形成柱狀樹(shù)枝晶。由于熔池冷卻速率很快，溫度梯度較大，致使焊縫處的柱狀樹(shù)枝晶快速生長(zhǎng)。熔池中部溫度梯度逐漸變小，結(jié)晶速率逐漸增大，形成較為細(xì)小樹(shù)枝晶，如圖6的Ⅲ區(qū)所示，晶粒具有一定的方向性。熔池頂部與空氣接觸，溫度梯度小，組織為等軸晶，晶粒生長(zhǎng)無(wú)方向性，如圖6的Ⅲ區(qū)所示(該處為前一道次頂部)。圖6(c),(d),(e)分別為Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ區(qū)的放大組織?？芍獜浬⒌摩孪?Mg5Al8)均勻地分布于α基體上，細(xì)小而致密的β相(Mg5Al8)有利于提高合金性能。圖6(d)中的β相較為粗大，有著明顯的方向性。層間結(jié)合處組織最為粗大，其次是層間組織，頂部組織最細(xì)小。

圖6 5A06鋁合金成形件不同位置的組織形貌 (a)層與層之間；(b)層間及結(jié)合處；(c)，(d)，(e)Ⅰ，Ⅱ，Ⅲ區(qū)域放大組織Fig.6 Microstructure features in different locations of the deposited 5A06 aluminum alloy(a)build-up of layers;(b)interior of layers and bonding zone;(c),(d),(e)higher magnification of region Ⅰ,Ⅱ,Ⅲ

圖7為成形件頂部組織形貌圖?？芍敳看嬖诿黠@的組織轉(zhuǎn)變，頂層下部(Ⅰ區(qū))為細(xì)小樹(shù)枝晶，逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)轫攲由喜?Ⅱ區(qū))細(xì)小的等軸晶，這是因?yàn)槿鄢厣蠈右后w直接與空氣接觸，散熱較好。與中間道次的沉積不同，頂層由于沒(méi)有經(jīng)歷反復(fù)再熱作用，組織更為細(xì)小。成形過(guò)程中，沉積后一道次時(shí)會(huì)將前一道次金屬重熔，隨后焊絲熔化形成沉積，兩道次之間形成良好的冶金結(jié)合，不存在孔洞、裂紋、夾雜等缺陷。

2.3 力學(xué)性能測(cè)試

對(duì)5A06鋁合金成形件垂直和平行成形方向的試樣進(jìn)行拉伸強(qiáng)度測(cè)試，結(jié)果如表2所示。同時(shí)給出了退火態(tài)鋁合金(5A06-O)的力學(xué)性能數(shù)據(jù)作為參考。成形件在x，z方向的抗拉強(qiáng)度σb分別為295.13MPa和293.37MPa，伸長(zhǎng)率δ分別為36.0%和35.0%，說(shuō)明5A06鋁合金成形件具有較高的強(qiáng)度，同時(shí)塑性較好，平行和垂直于焊接方向的力學(xué)性能無(wú)各向異性。這與鈦合金力學(xué)性能特征明顯不同，鈦合金在平行方向的強(qiáng)度明顯高于垂直方向，但塑性低于垂直方向。

圖7 5A06鋁合金成形件頂部組織Fig.7 Microstructure of top region of 5A06 aluminum alloy specimen

表2 5A06-O和成形件的拉伸性能

造成鈦合金與鋁合金性能差異的原因：當(dāng)溫度從液相線下降至β固相線時(shí)，鈦合金生成柱狀β相，溫度繼續(xù)降低時(shí)發(fā)生固態(tài)相變，α相(片層、網(wǎng)籃狀、針狀等)從β相晶界析出。在沉積下一道次時(shí)，熔池邊界粗大的β相作為形核位置，凝固前向后外延生長(zhǎng)進(jìn)入熔池，新生的β相在先前的β相上繼續(xù)生長(zhǎng)，因此初生柱狀β相貫穿整個(gè)試樣外延生長(zhǎng)，幾乎垂直于焊接方向，如圖8所示。在z方向上，β相晶界平行于拉伸方向，成為裂紋源；在x方向，β相晶界垂直于拉伸方向，阻礙裂紋擴(kuò)展[16,17]。鋁合金則明顯不同，凝固過(guò)程中，首先從液相中生成α相，冷卻過(guò)程中再析出細(xì)小而彌散的β相，為彌散強(qiáng)化。β相的分布不受焊接方向和溫度梯度的影響，雖然存在組織各向異性，但沒(méi)有貫穿整個(gè)試樣的外延晶界。對(duì)比分析圖6(a)和圖8，可發(fā)現(xiàn)兩者組織上的差異。由此導(dǎo)致5A06鋁合金的強(qiáng)度在垂直和平行于焊接方向基本相同，不存在各向異性。

圖8 外延生長(zhǎng)的柱狀初生β相晶界Fig.8 Epitaxial prior-β phase columnar boundary

WAAM成形件全由焊縫逐層堆敷而成，由于焊接熱源的預(yù)熱和再熱作用，成形件得以充分淬透和回火，可消除大型鑄件的不易淬透、宏觀偏析、性能各向異性等問(wèn)題。圖9為成形件在平行和垂直方向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線。成形件具有良好的塑性變形能力，屈服強(qiáng)度較低，存在較長(zhǎng)的加工硬化過(guò)程，沒(méi)有明顯的頸縮現(xiàn)象。成形件的伸長(zhǎng)率為36%，高于退火態(tài)5A06鋁合金的伸長(zhǎng)率，說(shuō)明其塑性較好。圖10為成形件的斷口掃描圖。可見(jiàn)明顯的等軸韌窩，其為韌性斷裂，進(jìn)一步說(shuō)明其塑性較好。

圖9 成形件在平行和垂直方向的應(yīng)力-應(yīng)變曲線Fig.9 Stress-strain curves of specimens in parallel and vertical direction

圖10 鋁合金試樣拉伸斷口形貌Fig.10 Tensile fracture morphology of aluminum alloy specimen

3 結(jié)論

(1)獲得了5A06鋁合金單層和過(guò)渡層焊道成形工藝。建立了單層單道的基板溫度和峰值電流工藝規(guī)范帶判據(jù)，滿足該判據(jù)能保證成形連續(xù)且平整良好。成形高度從第一道次的3.4mm急劇下降，直到第8層后高度穩(wěn)定在1.7mm。

(2)成形件微觀組織中不存在焊接缺陷，層間組織為細(xì)小樹(shù)枝晶及等軸晶；層間結(jié)合處組織為粗大的柱狀樹(shù)枝晶，晶粒方向垂直于基板，組織最為粗大；頂部組織由樹(shù)枝晶轉(zhuǎn)變?yōu)榈容S晶，組織最為細(xì)小。

(3)成形件的抗拉強(qiáng)度為295MPa，達(dá)到了退火態(tài)5A06鋁合金強(qiáng)度的85%以上，伸長(zhǎng)率為36%。成形件在不同的取樣方向和位置均表現(xiàn)出一致的強(qiáng)度和塑性，斷口為韌性斷裂。

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(本文責(zé)編：王 晶)

TIG Wire and Arc Additive Manufacturing of 5A06 Aluminum Alloy

HUANG Dan1,2，ZHU Zhi-hua3，GENG Hai-bin2XIONG Jiang-tao2，LI Jing-long2，ZHANG Fu-sheng2

(1 State Key Laboratory of Solidification Processing,Northwestern Polytechnical University,Xi’an 710072,China;2 Shaanxi Key Laboratory of Friction Welding Technology,Northwestern Polytechnical University,Xi’an 710072,China; 3 Beijing Aerospace Propulsion Institute,Beijing 100076,China)

Wire and arc additive manufacturing(WAAM) was investigated by tungsten inert gas arc welding method(TIG), in which φ1.2mm filler wire of aluminum alloy 5A06(Al-6Mg-Mn-Si) was selected as deposition metal. The prototyping process was conducted by a TIG power source (working in AC mode) manipulated by a four-axis linkage CNC machine. Backplate preheating temperature and arc current on deposited morphologies of single layer and multi-layer were researched. The microstructure was observed and the sample tensile strength was tested. For single layer, a criterion that describes the correlation between backplate preheating temperature and arc peak current, of which both contribute to the smoothening of the deposited layer. The results show that the layer height drops sharply from the first layer of 3.4mm and keeps at 1.7mm after the 8th layer. Fine dendrite grain and equiaxed grain are found inside a layer and coarsest columnar dendrite structure at layer boundary zone; whereas the microstructure of top region of the deposited sample changes from fine dendrite grain to equiaxed grain that turns to be the finest structure. Mechanical property of the deposited sample is isotropic, in which the tensile strength is approximately 295MPa with the elongation around 36%.

TIG;WAAM;5A06 aluminum alloy;prototyping;microstructure;mechanical property

10.11868/j.issn.1001-4381.2015.000552

TG455

A

1001-4381(2017)03-0066-07

國(guó)家自然科學(xué)基金資助項(xiàng)目(51475376)；西北工業(yè)大學(xué)凝固技術(shù)國(guó)家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室自主研究課題資助項(xiàng)目(109-QP-2014)

2015-05-04；

2016-07-30

李京龍(1964-)，男，教授，博士，從事專(zhuān)業(yè)：摩擦焊與增材制造，聯(lián)系地址：陜西省西安市碑林區(qū)友誼西路127號(hào)西北工業(yè)大學(xué)公字樓(710072)，E-mail:lijinglg@nwpu.edu.cn