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        低Cu含量Al-Mg-Si-Cu合金的T78雙級時效

        2018-08-29 05:40:32王芝秀朱凡鄭凱李海
        航空學(xué)報 2018年8期
        關(guān)鍵詞:實驗

        王芝秀,朱凡,鄭凱,李海,*

        1. 常州大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院, 常州 213164 2. 江蘇省材料表面科學(xué)與技術(shù)重點實驗室, 常州 213164

        時效硬化型6000系鋁合金(Al-Mg-Si和Al-Mg-Si-Cu)具有低密度、中等強(qiáng)度以及良好的成形性、耐蝕性、焊接性等特點,在航天航空、汽車制造、軌道交通等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用[1-2]。為了降低飛機(jī)自重,國內(nèi)外陸續(xù)開發(fā)出6013、6056、6A60和1370等6000系鋁合金,以代替密度較大的2000系鋁合金(例如2024合金)。為了達(dá)到2024(T4合金強(qiáng)度,上述合金中通常添加了0.6~1.2 Cu (質(zhì)量百分?jǐn)?shù)),以產(chǎn)生強(qiáng)的時效硬化效果。然而,添加Cu使得合金具有強(qiáng)烈的晶間腐蝕(Intergranular Corrosion,IGC)傾向[3-8]。為了抑制6056合金的IGC傾向,國外開發(fā)出一種稱為T78的雙級過時效工藝[9]:170~190 ℃低溫預(yù)時效+200~220 ℃高溫再時效。與峰時效(T6)相比,T78雙級時效能夠提高合金IGC抗力,但強(qiáng)度有所降低[10-12]。為了不降低6000系鋁合金強(qiáng)度并提高IGC抗力,李海等[13]提出高溫預(yù)時效+低溫時效+高溫再時效的三級時效方法;王勝強(qiáng)等[14]提出低溫預(yù)時效+高溫回歸+低溫再時效的三級時效方法。然而,與T78雙級時效相比,三級時效存在處理周期長、工藝繁瑣等缺點。

        為了降低6000系鋁合金IGC傾向,同時保持較高強(qiáng)度,本文在6056合金(0.6~1.2 Mg,0.7~1.3 Si,0.5~1.1 Cu,0.4~1.0 Mn,<0.5 Fe,0.1~0.7 Zn,0.07~0.2 Zr,余量Al)[15]基礎(chǔ)上提出一種實驗合金:Si、Mg含量設(shè)定在1.0%~1.2%,接近6056合金成分上限;Cu含量設(shè)定在0.2%~0.4%,略低于6056合金成分下限。研究已表明[3-4,16-17],6000系鋁合金IGC傾向主要取決于Cu含量,并隨之增加而增大;相比之下,Mg、Si含量對合金IGC傾向影響較小。與6056合金相比,實驗合金選擇較低的Cu含量,可以減輕IGC傾向;同時,因Cu含量降低造成的強(qiáng)度下降,則通過適當(dāng)提高Si、Mg含量加以彌補。

        本文主要研究T78雙級時效工藝參數(shù)對實驗合金拉伸性能和IGC傾向的影響規(guī)律,優(yōu)化出能夠兼顧高強(qiáng)度和耐蝕性的時效溫度與時間;進(jìn)一步采用透射電鏡觀察合金基體與晶界的時效析出特征,從而揭示雙級時效合金強(qiáng)度和耐蝕性的變化規(guī)律。

        1 實驗材料及方法

        材料為實驗室自制的厚2 mm冷軋板材,化學(xué)成分為1.02 Mg,1.11 Si,0.25 Cu,0.58 Mn,0.1 Fe,0.2 Zn,0.12 Zr,余量為Al(質(zhì)量百分?jǐn)?shù))。采用純Al、Mg、Zn錠、Al-50Cu、Al-20Si、Al-3Zr、Al-10Mn中間合金進(jìn)行配料,置入石墨坩堝內(nèi)在井式爐中加熱至740 ℃熔煉,經(jīng)六氯乙烷精煉后靜置10 min,澆入鑄鐵模中得到250 mm×120 mm×20 mm扁錠。鑄錠經(jīng)530 ℃/24 h均勻化處理后降溫至420 ℃,首先在?350雙輥軋機(jī)上熱軋至8 mm厚,進(jìn)行420 ℃/2 h中間退火后,再室溫冷軋至2 mm。冷軋板材經(jīng)550 ℃/1 h固溶處理和室溫水淬后,預(yù)先在180 ℃分別時效2、4、6、8 h,然后再在190、200、210 ℃分別時效2、4、6 h。

        時效后,采用電火花線切割技術(shù)沿板材軋向加工出標(biāo)距長40 mm、寬8 mm的板狀樣品,并在WDT-30型電子試驗機(jī)上進(jìn)行拉伸性能測試,拉伸速度為2 mm/min。樣品的抗拉強(qiáng)度σb、屈服強(qiáng)度σ0.2、延伸率δ均以3個平行樣品的平均值給出。

        依據(jù)GB/T 7998—2005《鋁合金晶間腐蝕測定方法》評價不同時效樣品的IGC傾向。從板材加工出長40 mm、寬20 mm的板狀樣品,經(jīng)除油、酸洗、堿洗后,在約35 ℃的30 g/L NaCl+10 mL/L HCl水溶液中浸泡24 h。之后,取出腐蝕樣品,截取橫截面進(jìn)行機(jī)械拋光,利用XJG-05型金相顯微鏡進(jìn)行腐蝕行為評價。

        利用TECNAI G220型透射電鏡(Transmission Electron Microscopy,TEM)觀察不同時效樣品的基體與晶界析出特征,操作電壓為200 kV。TEM薄膜樣品按如下方法制備:首先將樣品研磨至厚約100 μm,沖出直徑為3 mm薄片,然后利用MTP-I型電解儀進(jìn)行雙噴減薄,電解液為約-20 ℃的30% HNO3+70% CH3OH (體積百分?jǐn)?shù)),電壓約為12 V。

        2 實驗結(jié)果

        2.1 單級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型

        表1給出了180 ℃/2~8 h單級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型。可以看出,隨著時效時間由2 h增加至6 h,合金強(qiáng)度逐漸上升。180 ℃時效2 h,合金σb、σ0.2、δ分別為414 MPa、393 MPa、17.4%;時效6 h,合金達(dá)到峰時效狀態(tài)(T6),此時σb、σ0.2、δ分別為425 MPa、408 MPa、14%。如果時效至8 h,合金強(qiáng)度開始下降,處于輕微過時效狀態(tài),此時σb、σ0.2、δ分別為420 MPa、404 MPa、13.8%。張海鋒等[11]報道,190 ℃/4 h峰時效的6156合金σb、σ0.2、δ分別為374 MPa、348 MPa、14.7%。對比可知,盡管實驗合金Cu含量(0.25%)低于6156合金(1.04%),卻能夠獲得更高的強(qiáng)度。

        圖1給出了180 ℃/2~8 h單級時效合金經(jīng)IGC測試后的橫截面金相照片??梢钥闯?,4種時效合金發(fā)生IGC,并且腐蝕層沿著橫向連續(xù)分布。當(dāng)180 ℃時效2 h增至4、6 h,最大腐蝕層深度由150 μm(圖1(a))分別增至190 μm(圖1(b))和240 μm(圖1(c))。即使經(jīng)180 ℃/8 h輕微過時效,合金仍有較強(qiáng)IGC傾向,只是最大腐蝕層深度降至190 μm (圖1(d))。由表1和圖1(c)可知,盡管實驗合金僅含0.25Cu,峰時效后仍難同時獲得高強(qiáng)度與高IGC抗力。

        表1 180 ℃單級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型

        圖1 180 ℃時效不同時間的合金橫截面腐蝕形貌Fig.1 Cross-sectional corrosion morphologies of alloy after ageing at 180 ℃ for different time

        2.2 雙級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型

        表2給出180 ℃/2~8 h+190、200、210 ℃/2~6 h雙級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型??梢钥闯?,提高再時效溫度或延長再時效時間,均降低合金強(qiáng)度。例如,以180 ℃/2 h預(yù)時效為基礎(chǔ),進(jìn)行190 ℃/4 h再時效,合金σb為412 MPa,再時效時間延長至6 h,合金σb降至396 MPa;進(jìn)一步提高溫度進(jìn)行210 ℃/6 h再時效,合金σb繼續(xù)下降至379 MPa。增加180 ℃預(yù)時效時間也會降低合金強(qiáng)度,但下降幅度小于增加再時效溫度或時間帶來的影響。例如,與180 ℃/2 h+190 ℃/4 h時效合金相比,180 ℃/8 h+190 ℃/4 h時效合金σb輕微降至403 MPa??偟膩碚f,實驗合金經(jīng)過180 ℃/2~8 h+190~210 ℃/2~6 h雙級時效,σb為365~425 MPa、σ0.2為330~405 MPa、δ在10%以上(見表2,IGC: 為晶間腐蝕(Intergranular Corrosion); UC:為均勻腐蝕(Uniform Corrosion); PC:為坑蝕(Pitting Corrosion))。與180 ℃/6 h單級時效合金(表1)相比,雙級時效合金強(qiáng)度均有不同程度的下降。

        表2 雙級時效合金的拉伸性能和腐蝕類型Table 2 Tensile properties and corrosion modes of alloy after two step ageing

        圖2給出了雙級時效合金經(jīng)IGC測試后的橫截面金相照片??梢钥闯?,所有180 ℃/2~8 h+190 ℃/2~6 h時效合金發(fā)生IGC,但腐蝕層分布特征有所不同。當(dāng)預(yù)時效和再時效時間較短時,腐蝕層沿著橫向連續(xù)分布,例如180 ℃/2 h+190 ℃/4 h時效合金(圖2(a));延長預(yù)時效和再時效時間,腐蝕層斷續(xù)分布,例如180 ℃/8 h+190 ℃/6 h時效合金(圖2(b))。

        不同于190 ℃再時效,當(dāng)提高再時效溫度至200 ℃或210 ℃,雙級時效合金的腐蝕類型隨時效程度發(fā)生變化。例如,180 ℃/2~8 h+200 ℃/2、4 h時效合金均有IGC傾向。不過,只有180 ℃/2 h+200 ℃/2 h時效合金的腐蝕層為連續(xù)分布(圖2(c)),其余樣品的腐蝕層均為斷續(xù)分布,例如180 ℃/6 h+200 ℃/4 h時效合金(圖2(d))。當(dāng)進(jìn)行180 ℃/2~8 h+200 ℃/6 h或210 ℃/2 h,合金IGC傾向被抑制,僅發(fā)生均勻腐蝕,例如180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金(圖2(e))。如果進(jìn)一步開展180 ℃/2~8 h+210 ℃/4、6 h,合金開始出現(xiàn)坑蝕,例如180 ℃/6 h+210 ℃/6 h時效合金(圖2(f))。

        圖2 雙級時效合金的橫截面腐蝕形貌Fig.2 Cross-sectional corrosion morphologies of alloy after different two-step ageing

        總的來說,隨著雙級時效程度增加,實驗合金強(qiáng)度不斷下降,腐蝕類型按IGC→UC→PC順序變化(表2)。值得注意的是,180 ℃/2~8 h+200 ℃/6 h或210 ℃/2 h時效合金只發(fā)生UC,而IGC和PC均被抑制,合金σb和σ0.2分別為380~395 MPa、365~380 MPa,顯著高于6156-T78(175 ℃/6 h+210 ℃/5 h)合金強(qiáng)度(σb=350 MPa,σ0.2=327 MPa)[11]。由此可見,通過雙級時效工藝參數(shù)優(yōu)化,本文提出的低Cu、高M(jìn)g和Si含量的實驗合金能夠同時獲得高的強(qiáng)度和耐蝕性。

        2.3 TEM組織

        圖3分別給出了180 ℃/6 h單級時效和180 ℃/2 h+190 ℃/4 h、180 ℃/6 h+200 ℃/4 h、180 ℃/6 h+200 ℃/6 h、180 ℃/6 h+210 ℃/6 h雙級時效合金的基體與晶界TEM照片,其中,基體析出相取自Al<100>帶軸。根據(jù)6000系鋁合金析出相的典型形貌和選區(qū)電子衍射花樣(Selcted Area Electron Diffracton, SAED)特征[18-23],可以看出,發(fā)生連續(xù)IGC(圖1(c))的180 ℃/6 h 時效合金中,基體析出相以針狀β″相為主,板條狀Q′相的數(shù)量較少(圖3(a))。另外,從SAED(圖3(a)插圖)可以看出,清晰的十字形芒線證實針狀β″相的大量存在[22],而對應(yīng)Q′相的(21-31)斑點則很弱[23]。為了反映時效過程中析出相的數(shù)量變化規(guī)律,文中以TEM照片面積計算不同析出相的數(shù)量,從而估算出相應(yīng)的數(shù)密度。根據(jù)圖3(a),180 ℃/6 h時效合金中β″相和Q′相的數(shù)密度分別約為4.8×1015m-2和4×1014m-2。圖3(b)表明180 ℃/6 h時效合金中晶界Q相連續(xù)分布,并在兩側(cè)形成晶界無析出區(qū)(Precipitate Free Zone,PFZ)。

        與180 ℃/6 h時效合金相比,同樣發(fā)生連續(xù)IGC(圖2(a))的180 ℃/2 h+190 ℃/4 h時效合金中,基體Q′相有所增加、β″相減少(圖3(c)),二者數(shù)密度分別約為8×1014m-2和3.2×1015m-2;從圖3(c)中SAED可以看出,對應(yīng)β″相的十字芒線仍然存在,Q′相斑點變得更加明銳。不過,此時晶界Q相仍然是連續(xù)分布的(圖3(d))。相比之下,發(fā)生局部IGC(圖2(d))的180 ℃/6 h+200 ℃/4 h時效合金中,基體析出相仍由β″相和Q′相組成(圖3(e)),但是,β″相數(shù)密度減少至約2.8×1015m-2,而Q′相數(shù)密度增加至約1.2×1015m-2;同時,晶界Q相由連續(xù)分布轉(zhuǎn)變成條狀、斷續(xù)分布(圖3(f))。然而,對于發(fā)生UC(圖2(e))的180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金,基體析出相主要由Q′相組成,β″相顯著減少,并且含有少量β′相(圖3(g));從圖3(g)的SAED可以看出,對應(yīng)β″相的十字芒線難以分辨,而Q′相斑點更加清晰,同時,出現(xiàn)了β′相斑點;經(jīng)估算,β″、Q′和β′相的數(shù)密度分別約為8×1014m-2、1.6×1015m-2和1.6×1015m-2。圖3(h)表明180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金基體中含有一個長約70 nm、寬約20 nm的板條狀第二相粒子,能譜分析表明其主要含有Al、Mg、Si、Cu等元素。根據(jù)尺寸大小特征,可以基本判斷出該粒子應(yīng)該是固溶處理時沒有溶解而殘留下來的結(jié)晶Q相,而非時效析出的Q相,同時,圍繞結(jié)晶Q相的基體中沒有發(fā)現(xiàn)PFZ。由圖3(i)可見,180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金中晶界Q相呈現(xiàn)球狀、斷續(xù)分布。對于發(fā)生PC(圖2(f))的180 ℃/6h+210 ℃/6 h時效合金來說,基體析出相也是由Q′和β′相組成,二者數(shù)密度分別約為1.2×1015m-2和8×1014m-2(圖3(j)),并且,析出相尺寸進(jìn)一步長大、數(shù)量顯著減少;同時,晶界Q相進(jìn)一步粗化、間距繼續(xù)增大(圖3(k))。另外,圍繞結(jié)晶Q相形成了清晰可見的基體PFZ,如圖3(l)所示。

        圖3 不同時效合金的基體和晶界TEM像Fig.3 TEM images of matrix and grain boundaries of alloy after different ageing treatments

        3 分析與討論

        Al-Mg-Si-Cu合金經(jīng)過固溶處理和淬火,形成了富含Mg、Si、Cu溶質(zhì)原子的過飽和固溶體。時效過程中,基體的析出序列為原子團(tuán)簇→GP區(qū)→β″→Q′+β′→Q+β+Si[18-23]。原子團(tuán)簇和針狀β″相與基體完全共格,并且β″相被認(rèn)為是峰時效合金中最重要的強(qiáng)化相;部分共格的β′、Q′亞穩(wěn)相和非共格的β、Q、Si平衡相主要出現(xiàn)在過時效合金中。有時,Cu含量較高的峰時效合金中也經(jīng)常觀察到少量的Q′相。隨著時效狀態(tài)的改變,基體析出相的類型和數(shù)量不斷變化,使得合金強(qiáng)度發(fā)生相應(yīng)改變。圖3(a)表明,實驗合金經(jīng)180 ℃/6 h 時效,基體中析出相以強(qiáng)化效果最佳的β″相為主,并含有少量Q′相,這種析出特征使得合金獲得峰值強(qiáng)度(σb=424 MPa)。相比之下,180 ℃/2 h+190 ℃/4 h時效合金基體中強(qiáng)化效果強(qiáng)的β″相減少,強(qiáng)化效果較弱的Q′相增加,但析出相總量減少(圖3(c)),因而,合金強(qiáng)度降低(σb=412 MPa)。在此基礎(chǔ)上,如果延長預(yù)時效時間或提高再時效溫度和時間,都會造成基體中β″相減少,Q′和β′相增加以及析出相總量減少,因此,析出強(qiáng)化效果不斷減弱,合金強(qiáng)度持續(xù)降低。例如,預(yù)時效時間和再時效溫度均增加的180 ℃/6 h+200 ℃/4 h時效合金中,基體β″相進(jìn)一步減少、Q′相進(jìn)一步增加(圖3(e)),合金強(qiáng)度降低至σb=400 MPa。繼續(xù)延長再時效時間或提高再時效溫度,例如180 ℃/6 h+200 ℃/6 h(圖3(g))和180 ℃/6 h+210 ℃/6 h(圖3(j))時效合金基體中,不僅β″相大幅度減少、Q′相增加,而且開始析出強(qiáng)化效果更弱的β′相,合金強(qiáng)度繼續(xù)降低。進(jìn)一步地,與180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金(σb=390 MPa)相比,180 ℃/6 h+210 ℃/6 h 時效合金基體中β′和Q′相尺寸更大、數(shù)量更少,強(qiáng)度也更低(σb=371 MPa)。

        時效過程中,晶界上通常直接析出平衡相,同時,兩側(cè)基體因發(fā)生溶質(zhì)偏聚而形成晶界PFZ。由于晶界PFZ總是連續(xù)分布的,如果晶界析出相也是連續(xù)分布的,同時,二者存在較大腐蝕電位差時,便能形成連續(xù)腐蝕微電池。進(jìn)一步地,當(dāng)晶界析出相或晶界PFZ能夠發(fā)生連續(xù)陽極溶解時,也就產(chǎn)生了IGC。如果晶界析出相呈現(xiàn)大間距、斷續(xù)分布,那么腐蝕微電池相應(yīng)地呈現(xiàn)斷續(xù)分布,使得陽極溶解無法沿著晶界連續(xù)進(jìn)行, IGC敏感性便能得以抑制。從圖3(b)可以看出,180 ℃/6 h時效合金中晶界Q相與晶界PFZ連續(xù)分布,因而,峰時效狀態(tài)下合金具有嚴(yán)重IGC傾向(圖1(c))。對于雙級時效合金來說,無論延長預(yù)時效和再時效時間或提高再時效溫度,都將造成晶界Q相進(jìn)一步粗化及間距進(jìn)一步增大。與180℃/6 h 時效合金相比,180 ℃/2 h+190 ℃/4 h時效合金晶界Q相也是連續(xù)分布的(圖3(d)),因此,合金仍然具有IGC傾向(圖2(a))。相比之下,當(dāng)延長預(yù)時效時間和提高再時效溫度,進(jìn)行180 ℃/6 h+200 ℃/4 h時效,晶界Q相的分布連續(xù)性有所降低(圖3(f))。因此,雖然180 ℃/6 h+200 ℃/4 h時效合金發(fā)生IGC,但傾向性降低,這點可從IGC腐蝕層由連續(xù)分布(圖2(a)) 轉(zhuǎn)為局部分布(圖2(d)) 加以證實。繼續(xù)延長再時效時間,進(jìn)行180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效,晶界Q相粗化程度更加充分,以大間距、斷續(xù)分布(圖3(h))。此時,晶界Q相與晶界PFZ無法形成連續(xù)腐蝕微電池,因此,180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金IGC傾向得以消除(圖2(e))。

        繼續(xù)提高再時效溫度進(jìn)行180 ℃/6 h+210 ℃/6 h時效,實驗合金同樣不發(fā)生IGC,卻出現(xiàn)較為嚴(yán)重的PC(圖2(f))。圖3(j)表明,180 ℃/6 h+210 ℃/6 h 時效合金中晶界Q相呈現(xiàn)大間距、斷續(xù)分布,因而合金無IGC傾向。鋁合金的PC與第二相粒子的腐蝕電化學(xué)行為密切相關(guān)。當(dāng)?shù)诙嗔W优c周圍基體具有較大腐蝕電位差而形成微電池,導(dǎo)致第二相粒子或基體發(fā)生陽極溶解,從而形成高Cl-濃度、酸性的閉塞孔洞環(huán)境[24-25],使得孔壁無法鈍化而不斷溶解,便形成了PC。顯然,PC的形成取決于2個因素:① 第二相粒子與基體之間具有較大的腐蝕電位差;② 第 二相粒子尺寸必須足夠大,才能腐蝕形成較深的閉塞孔洞。隨著時效程度的增加,實驗合金中不僅發(fā)生小尺寸析出相溶解、大尺寸析出相長大的粗化過程,而且尺寸粗大的結(jié)晶相也會吸收附近的析出相進(jìn)一步長大,從而圍繞結(jié)晶相形成了基體PFZ。例如,時效程度較輕的180 ℃/6 h+200 ℃/6 h時效合金中,結(jié)晶Q相周圍難以觀察到基體PFZ(圖3(h)),而時效程度更大的180 ℃/6 h+210 ℃/6 h 時效合金中,結(jié)晶Q相周圍則出現(xiàn)了明顯的基體PFZ (圖3(l))。與含析出相的基體相比,基體PFZ的腐蝕電位更負(fù)(接近純Al),其與作為陰極的結(jié)晶Q相有著較大的腐蝕電位差,從而構(gòu)成腐蝕微電池。當(dāng)圍繞結(jié)晶Q相的基體PFZ發(fā)生陽極溶解,形成了高Cl-濃度、酸性閉塞孔洞并穩(wěn)定擴(kuò)展時,從而導(dǎo)致嚴(yán)重的PC(圖2(f))。但是,只有圍繞結(jié)晶Q相的基體PFZ長大到一定尺寸,即陽極溶解產(chǎn)生的閉塞孔洞體積滿足一定大小時,才能滿足高Cl-濃度、酸性環(huán)境的形成條件,這也就是實驗合金必須過時效至較高程度時才會發(fā)生嚴(yán)重PC的原因。需要說明的是,實驗合金中粗大的含雜質(zhì)結(jié)晶相(例如AlFeSi)在促進(jìn)PC也有類似的作用。

        4 結(jié) 論

        1) 延長預(yù)時效、再時效時間或提高再時效溫度,均會造成實驗合金強(qiáng)度下降。其中,再時效溫度和時間的影響較大,而預(yù)時效時間影響較小;另外,隨著時效程度增加,實驗合金腐蝕類型按晶間腐蝕→均勻腐蝕→坑蝕順序逐漸變化。

        2) 實驗合金經(jīng)過180 ℃/2~8 h+200 ℃/6 h或210 ℃/2 h雙級時效,抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度和延伸率分別在380~395 MPa、360~380 MPa和12%~15%范圍內(nèi),腐蝕類型為均勻腐蝕,從而實現(xiàn)了高強(qiáng)度與耐蝕性的良好配合。

        3) 雙級時效過程中,實驗合金強(qiáng)度降低與基體析出相數(shù)量減少(β″相減少、Q′相增加)有關(guān);晶間腐蝕傾向的降低與晶界析出相粗化、間距增大有關(guān);坑蝕的產(chǎn)生與圍繞結(jié)晶Q相形成基體無析出區(qū)有關(guān)。

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        記一次有趣的實驗
        有趣的實驗
        小主人報(2022年4期)2022-08-09 08:52:06
        微型實驗里看“燃燒”
        做個怪怪長實驗
        NO與NO2相互轉(zhuǎn)化實驗的改進(jìn)
        實踐十號上的19項實驗
        太空探索(2016年5期)2016-07-12 15:17:55
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