新型Mg-Bi-Al-Zn變形鎂合金的微觀組織與力學(xué)性能

孟帥舉，余 暉, 4，崔紅衛(wèi)，張 靜，趙維民，王志峰，秦春玲

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新型Mg-Bi-Al-Zn變形鎂合金的微觀組織與力學(xué)性能

孟帥舉1，余 暉1, 4，崔紅衛(wèi)2，張 靜3，趙維民1，王志峰1，秦春玲1

(1. 河北工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，天津 300130；2. 山東理工大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，淄博 255049；3. 江蘇科技大學(xué)冶金與材料學(xué)院，張家港 215600；4. 韓國材料科學(xué)研究院輕合金組，韓國昌原 51508)

基于開發(fā)低成本非稀土型變形鎂合金的目的，利用XRD、SEM、EDS、TEM和EBSD等檢測(cè)手段對(duì)新型Mg-7Bi-1Al-1Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，BAZ711)合金的微觀組織進(jìn)行相關(guān)表征，同時(shí)采用萬能試驗(yàn)機(jī)測(cè)試了其鑄態(tài)及擠壓態(tài)試樣的力學(xué)性能。結(jié)果表明：鑄態(tài)BAZ711合金中粗大的Mg3Bi2相呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于-Mg枝晶晶界處，其平均二次枝晶臂間距約為50 μm；擠壓態(tài)BAZ711合金發(fā)生完全再結(jié)晶，平均晶粒尺寸減小為3 μm，微米級(jí)Mg3Bi2相沿?cái)D壓方向呈條帶狀斷續(xù)分布，同時(shí)，基體中彌散分布有大量50~200 nm的近球狀或短桿狀Mg3Bi2相；擠壓后合金表現(xiàn)出典型擠壓織構(gòu)特征。由于組織細(xì)化和微/納雙尺度第二相的綜合強(qiáng)化作用，擠壓態(tài)合金力學(xué)性能較鑄態(tài)顯著提高，其拉伸屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和伸長率分別達(dá)到244 MPa、305 MPa和14%。

鎂合金；熱擠壓；微觀組織；力學(xué)性能

鎂及其合金作為輕質(zhì)金屬結(jié)構(gòu)材料的代表，具有比剛度比強(qiáng)度高、鑄造加工性好、易切削加工及易于回收利用等一系列優(yōu)點(diǎn)，廣泛應(yīng)用于汽車、軌道交通、電子通訊和航空航天等領(lǐng)域[1?2]。特別是Mg-Al系合金，諸如AZ91、AZ80、AM60等因具備良好加工成形性能及室溫力學(xué)性能而得到廣泛應(yīng)用[3?4]，但這些高鋁含量合金中的主要強(qiáng)化相為Mg17Al12相，其熔點(diǎn)較低，使得合金在溫度高于150 ℃的環(huán)境中因強(qiáng)度和蠕變性能急劇降低而極大地限制了其應(yīng)用[5]。

近年來，Bi元素被加入AZ91[6]、AZ80[7]、AZ81[8]和ZK60[9]等商用鎂合金中用以改善合金的顯微組織并提高其室溫和高溫力學(xué)性能。特別是有研究[10?11]指出，Bi在Mg-Al合金中不但可細(xì)化Mg17Al12相并抑制其在時(shí)效過程中的不連續(xù)析出行為，同時(shí)，高熔點(diǎn)Mg3Bi2第二相(823 ℃)的存在還可提高合金抗蠕變性能，呈現(xiàn)出與添加稀土元素相媲美的效果。依據(jù)Mg-Bi二元相圖[12]，Bi在Mg中固溶度隨溫度下降而大幅降低，故Bi在鎂合金中是一種典型的可沉淀強(qiáng)化元素[13]?；诖耍瑖鴥?nèi)外研究者[14?21]將Bi元素作為主要合金化元素，嘗試開發(fā)Mg-Bi系新型合金。其中以快速凝固復(fù)合擠壓法制備高延展性Mg-5Bi-1Ca和Mg-5Bi-1Si(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)[20]和可熱處理強(qiáng)化Mg-6.4Bi-1.3Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)[21]兩類三元合金為典型代表。

可見，若對(duì)Mg-Bi基合金進(jìn)行合理合金化設(shè)計(jì)并輔以塑形加工變形手段，有望通過晶粒細(xì)化和沉淀強(qiáng)化作用開發(fā)出強(qiáng)度較高的新型鎂合金。本文作者在Mg-Bi二元合金基礎(chǔ)上添加少量Al和Zn元素用于增強(qiáng)合金的固溶強(qiáng)化效果和塑性變形性能，通過合金熔煉，均勻化熱處理和熱擠壓加工，成功制備出Mg-7Bi-1Al-1Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%，BAZ711)合金，并詳細(xì)對(duì)比研究了其擠壓前后的微觀組織演化規(guī)律和力學(xué)性能提高的主要原因。

1 實(shí)驗(yàn)

實(shí)驗(yàn)采用純度均大于99.9%的純Mg、Bi、Al和Zn為原料。合金熔煉采用不銹鋼坩堝在井式電阻爐中進(jìn)行，熔煉過程中采用SF6+CO2混合氣氛保護(hù)，熔煉溫度為760 ℃，待純Mg熔化后加入純Bi、純Al和純Zn，攪拌并靜置20 min使熔體均勻。除渣后于熔體降至720 ℃時(shí)澆注到預(yù)熱至200 ℃的金屬模具中，獲得尺寸為62 mm×180 mm合金鑄錠。采用ICP法測(cè)量所得BAZ711鑄錠合金的實(shí)際成分為Mg-7.08Bi- 1.12Al-1.02Zn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。鑄錠在500 ℃下保溫5 h并溫水淬火獲得固溶態(tài)合金后機(jī)加工成60 mm×150 mm的待擠壓坯料。隨后熱擠壓工藝參數(shù)為擠壓溫度300 ℃、擠壓速度1.5 m/min、擠壓比36，最終制得10 mm的棒材。

鑄態(tài)樣品和固溶態(tài)樣品經(jīng)不同號(hào)砂紙粗磨后依次采用粒徑為3、l和0.5 μm的金剛石膏進(jìn)行拋光。拋光后樣品經(jīng)腐蝕液(10 mL醋酸+4.2 g苦味酸+70 mL乙醇+10 mL蒸餾水)腐蝕，采用INSPECTS50掃描電鏡(SEM)進(jìn)行微觀組織觀察；通過SmartLab型X射線衍射儀(XRD)和裝配在SEM上的EDAX-TSL型能譜儀(EDS)對(duì)物相組成及合金元素進(jìn)行分析。利用TecnaiG220透射電鏡(TEM)觀察擠壓樣品內(nèi)的動(dòng)態(tài)析出相，透射電鏡試樣采用金剛石刀片低速切割為l~2 mm厚薄片，機(jī)械研磨至約100 μm并沖成3 mm圓片后在電解雙噴儀上進(jìn)行減薄(0 ℃，20 V；電解液為600 mL甲醇+300 mL丙三醇+100 mL硝酸)，試樣在離子減薄儀(Gatan PLPS 691)減薄15~20 min后上機(jī)觀察。電子背散射衍射(EBSD)試樣在前述拋光步驟基礎(chǔ)上采用自動(dòng)拋光機(jī)輔以O(shè)PS懸濁液拋光40 min，酒精清洗表面后移至SU?6600場發(fā)射掃描電鏡采集相關(guān)數(shù)據(jù)，通過TSLOIM7軟件對(duì)置信度(CI)大于1的數(shù)據(jù)進(jìn)行相關(guān)分析。

力學(xué)性能試樣按照ASTM E8標(biāo)準(zhǔn)加工成拉伸試棒，引伸計(jì)標(biāo)距25 mm，直徑6 mm；利用SUNS?UTM5105X電子萬能型拉伸試驗(yàn)機(jī)在拉伸速度為1 mm/min條件下測(cè)試鑄態(tài)和擠壓態(tài)BAZ711合金樣品的室溫(RT)拉伸性能。

2 結(jié)果與分析

2.1 合金物相分析

圖1所示為Mg-Bi和Mg-Al二元合金的平衡相圖。由圖1可以看出，Mg-Bi相圖與Mg-Al相圖的左半部分相似，553 ℃時(shí)Bi在Mg中的固溶度為8.87%，其隨溫度的降低急劇減小，在200 ℃時(shí)降至1%以下，呈現(xiàn)典型可沉淀強(qiáng)化特點(diǎn)。由Mg-Bi相圖可見：Mg-Bi(0＜＜85%)合金的室溫組織均由-Mg和Mg3Bi2相組成，與Mg-Al合金中強(qiáng)化相Mg17Al12(437℃)[12]相比，Mg3Bi2(823 ℃)具有更高的初溶溫度。故固溶處理時(shí)需采用較高的溫度，基于前期試驗(yàn)探索，確定BAZ711合金的固溶處理工藝為(500 ℃，5 h)。

圖2所示為BAZ711合金鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)XRD譜。由圖2可見，鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)合金物相組成相同(JCPDS-Mg: #65?3365; Mg3Bi2: #65?1909)，因Mg3Bi2相具有高熱穩(wěn)定性與熔點(diǎn)，固溶處理并未將其完全固溶。其中，擠壓態(tài)試樣與鑄態(tài)、T4態(tài)在衍射峰相對(duì)強(qiáng)度上有所區(qū)別，比值由鑄態(tài)、固溶態(tài)約1.0變?yōu)閿D壓態(tài)0.25，說明擠壓態(tài)合金中的晶粒取向與鑄態(tài)和固溶態(tài)相比發(fā)生了顯著變化，即晶粒基面傾向于與擠壓方向一致，后續(xù)背散射電子衍射(EBSD)實(shí)驗(yàn)結(jié)果也驗(yàn)證了此變化。

圖2 鑄態(tài)、固溶態(tài)和擠壓態(tài)BAZ711合金的XRD譜

2.2 不同狀態(tài)下合金的顯微組織分析

2.2.1 鑄態(tài)與固溶態(tài)合金微觀組織

圖3(a)和(b)所示為BAZ711合金鑄態(tài)的掃描電鏡組織。由圖3(a)和(b)可知，鑄態(tài)BAZ711合金組織由等軸樹枝狀基體和呈連續(xù)網(wǎng)狀分布于枝晶晶界上的金屬間化合物構(gòu)成，合金平均二次枝晶間距約為50 μm。鑄態(tài)BAZ711合金中晶界處存在的大量硬脆相會(huì)割裂基體并限制合金的變形能力，故對(duì)其進(jìn)行固溶處理。

圖3(c)和(d)所示為BAZ711合金固溶態(tài)的微觀組織。由圖3(c)和(d)可知，其顯微組織與鑄態(tài)組織相比，固溶處理后部分晶間呈連續(xù)網(wǎng)狀分布的第二相固溶進(jìn)基體中且體積分?jǐn)?shù)相應(yīng)下降，未固溶進(jìn)基體的第二相多呈短桿狀或粒狀斷續(xù)分布于基體上。連續(xù)網(wǎng)狀第二相的消除有利于減少其對(duì)合金的割裂作用并降低第二相對(duì)晶界移動(dòng)的阻礙作用，從而有助于合金的擠壓 成形。

由圖3(e)和(f)對(duì)應(yīng)圖3(d)的能譜分析結(jié)果。由圖3(e)和(f)可知，金屬間化合物含有較多Bi元素；結(jié)合前述XRD譜可知，此第二相為Mg3Bi2相；基體則為固溶有Al、Zn和Bi元素的-Mg，此結(jié)論與文獻(xiàn)[21]報(bào)道一致。

圖3 BAZ711合金鑄態(tài)和固溶態(tài)SEM像及EDS譜

2.2.2 擠壓態(tài)合金微觀組織

固溶態(tài)坯料經(jīng)擠壓的顯微組織如圖4(a)和(b)所示，水平方向?yàn)閿D壓方向(ED)。由圖4(a)和(b)可見，原始粗大晶粒在擠壓后均轉(zhuǎn)變?yōu)榧?xì)小等軸晶，截線法測(cè)量得到其平均晶粒尺寸約為3 μm，晶粒細(xì)化歸因于動(dòng)態(tài)再結(jié)晶。其中，未完全固溶于基體的硬質(zhì)第二相在擠壓過程中被破碎，并沿?cái)D壓方向呈斷續(xù)條帶狀分布，形成清晰的擠壓變形帶[22]。一方面，這些微米級(jí)第二相可通過顆粒激發(fā)形核(PSN)機(jī)制[23]促進(jìn)動(dòng)態(tài)再結(jié)晶；另一方面，根據(jù)“Zener效應(yīng)”[24]，微米級(jí)Mg3Bi2相還可有效地阻礙再結(jié)晶晶粒生長過程中的晶界移動(dòng)，從而細(xì)化晶粒。

除上述未固溶進(jìn)基體的Mg3Bi2相在熱擠壓過程中被破碎成微米級(jí)顆粒外，固溶于基體中的Bi元素也會(huì)隨固溶度下降而在擠壓過程中發(fā)生動(dòng)態(tài)析出[12?13]。

圖4(c)~(f)所示分別為擠壓態(tài)BAZ711合金的TEM明場像及相應(yīng)微區(qū)成分分析結(jié)果。由圖4(c)~(f)可見，擠壓態(tài)BAZ711合金中還存在大量細(xì)小第二相(50~200 nm)，呈短棒狀或近球狀彌散分布在動(dòng)態(tài)再結(jié)晶晶粒的內(nèi)部及其晶界處。結(jié)合微區(qū)能譜成分分析結(jié)果可知，這些襯度較大的納米級(jí)析出相由Mg和Bi構(gòu)成，而其周邊基體則主要由Mg、Al和Zn組成，結(jié)合前述XRD譜及SEM/EDS分析結(jié)果可判斷這些析出相為Mg3Bi2相，此結(jié)果與有關(guān)報(bào)道[20?21]的研究結(jié)果一致，而Al和Zn元素仍固溶在基體中，這與Al和Zn元素在Mg中固溶度較大有關(guān)[12]。

圖4 擠壓態(tài)BAZ711合金的微觀組織及EDS分析結(jié)果

文獻(xiàn)[25?26]指出，在熱擠壓過程中，由于塑性變形產(chǎn)生的位錯(cuò)可以為第二相顆粒提供形核位置，并增加合金元素的擴(kuò)散能力。從而增加第二相的析出動(dòng)力，可見，大量細(xì)小Mg3Bi2顆粒的形成是擠壓過程中過飽和溶質(zhì)元素以第二相形式動(dòng)態(tài)析出的結(jié)果。這些納米級(jí)Mg3Bi2相可釘扎位錯(cuò)與再結(jié)晶晶粒晶界，從而阻礙再結(jié)晶晶粒長大。其與上述微米級(jí)Mg3Bi2相的共同作用是擠壓態(tài)BAZ711合金獲得細(xì)小均勻再結(jié)晶晶粒組織的主要原因。

2.2.3 擠壓態(tài)合金微觀織構(gòu)

圖5(a)所示為擠壓態(tài)BAZ711合金縱截面(沿?cái)D壓方向)的EBSD顯微組織重構(gòu)圖。由圖5(a)可見，擠壓態(tài)合金發(fā)生了完全再結(jié)晶，平均晶粒尺寸約為2.9 μm，與前述SEM觀察結(jié)果一致。相應(yīng)的反極圖(見圖5(b))表明，擠壓態(tài)合金呈現(xiàn)出典型的擠壓纖維織構(gòu)[27?28]，其中大部分晶粒表現(xiàn)出基面取向特征，即晶粒的基面平行于擠壓方向，最大織構(gòu)強(qiáng)度為3.1。此織構(gòu)的形成與擠壓過程中基面滑移的塑性變形機(jī)制和動(dòng)態(tài)再結(jié)晶有關(guān)[29]。部分相似變形鎂合金的織構(gòu)強(qiáng)度如表1[26, 30]所示，與已有研究結(jié)果報(bào)道相比，由于本試驗(yàn)中合金在擠壓時(shí)發(fā)生了完全再結(jié)晶，再結(jié)晶晶粒取向隨機(jī)化導(dǎo)致其織構(gòu)強(qiáng)度較弱，這有助于改善合金的各向異性。

圖5 擠壓態(tài)BAZ711合金的EBSD顯微組織重構(gòu)圖及對(duì)應(yīng)的反極圖

2.3 合金的鑄態(tài)與擠壓態(tài)室溫拉伸性能

鑄態(tài)和擠壓態(tài)合金的室溫拉伸性能總結(jié)于表1。其中，擠壓態(tài)BAZ711合金的屈服強(qiáng)度s，抗拉強(qiáng)度b和伸長率分別為244 MPa、305 MPa和14%，與鑄態(tài)合金(s=81 MPa，b=120 MPa，=3.5%)相比，顯著提升。此外，新型低成本非稀土型BAZ711合金與部分已報(bào)道的Mg-Sn基擠壓鎂合金[26, 30]相比，具有與其接近的力學(xué)性能指標(biāo)，特別是比相同條件下的商用AZ31鎂合金具有更高的強(qiáng)度。

基于前述組織與織構(gòu)演化規(guī)律分析可知，BAZ711合金力學(xué)性能提高的主要原因在于晶粒度變化和和微納雙尺度第二相的綜合作用所致，具體可作如下分析：

1) 根據(jù)Hall-Petch(H-P)公式，=0+?1/2(其中0是摩擦應(yīng)力，是Hall-Petch系數(shù)，為晶粒尺寸)可知合金的屈服強(qiáng)度與其晶粒尺寸(或者二次枝晶間距)的二次方根成反比，鑄態(tài)合金的平均二次枝晶臂間距為50 μm，而擠壓加工后合金的晶粒尺寸細(xì)化為3 μm，必然導(dǎo)致合金屈服強(qiáng)度大大提高。此外，還應(yīng)指出上述H-P公式中的常數(shù)項(xiàng)0與Hall-Petch系數(shù)具有取向(織構(gòu))依賴性[31?32]，纖維織構(gòu)強(qiáng)度越大(基面滑移處于硬取向)，則0和越大，相應(yīng)屈服強(qiáng)度也越高，故具有典型纖維織構(gòu)的擠壓態(tài)BAZ711合金與具有隨機(jī)取向的鑄態(tài)合金相比亦對(duì)強(qiáng)度提高有所貢獻(xiàn)；

2) 微納雙尺度第二相的彌散強(qiáng)化與析出強(qiáng)化作用也不容忽視，由圖4微觀組織的對(duì)比觀察可發(fā)現(xiàn)固溶處理后BAZ711合金中依然有少量高熔點(diǎn)和高熱穩(wěn)定性微米級(jí)Mg3Bi2相未完全溶入基體，其在擠壓中被破碎并沿著擠壓方向分布，這些尺寸大小不一的微米級(jí)硬質(zhì)相廣泛的分布于較軟的-Mg基體上，可阻礙變形過程中位錯(cuò)的運(yùn)動(dòng)，進(jìn)而提高合金的強(qiáng)度。與此同時(shí)，彌散分布于基體上的近球狀納米尺度Mg3Bi2顆粒的存在會(huì)致使位錯(cuò)在基體上第二相間滑動(dòng)時(shí)需克服Orowan應(yīng)力[13]，從而提高合金的強(qiáng)度。

此外，鑄態(tài)合金的塑性也在擠壓后顯著提高，這主要?dú)w因于以下兩方面原因：

1) 鑄態(tài)合金組織中在晶間呈網(wǎng)狀分布的粗大Mg3Bi2相會(huì)造成第二相和基體之間的不連續(xù)性，當(dāng)進(jìn)行拉伸試驗(yàn)時(shí)，第二相周圍易誘發(fā)位錯(cuò)聚集，導(dǎo)致裂紋源產(chǎn)生并擴(kuò)展，從而降低合金塑性；而熱擠壓后BAZ711合金由于晶界周圍第二相的網(wǎng)狀形態(tài)被破壞，使得其對(duì)基體的割裂作用較鑄態(tài)合金大為降低；

2) 擠壓態(tài)合金中，由于晶粒均勻細(xì)小，晶界數(shù)目急劇增加，在受外力變形時(shí)，晶界附近的應(yīng)力協(xié)調(diào)效應(yīng)可在約束基面滑移的同時(shí)促進(jìn)非基面滑移系，并且波及整個(gè)晶粒[33?36]，繼而有效減少晶界處的應(yīng)力集中，提高伸長率。

表1 鑄態(tài)與擠壓態(tài)BAZ711合金力學(xué)性能與相關(guān)變形合金的對(duì)比

3 結(jié)論

1) 鑄態(tài)BAZ711合金由在晶界呈連續(xù)網(wǎng)狀的Mg3Bi2相和粗大的-Mg基體組成，其平均二次枝晶臂間距約為50 μm。擠壓后的合金組織則以沿?cái)D壓方向斷續(xù)分布的條帶狀Mg3Bi2相和均勻細(xì)小的再結(jié)晶晶粒為基本特征，平均晶粒尺寸約為3 μm，同時(shí)，基體中彌散分布著大量納米尺寸(50~200 nm)的Mg3Bi2相。

2) 與鑄態(tài)合金相比，擠壓態(tài)BAZ711合金的屈服強(qiáng)度，抗拉強(qiáng)度和伸長率都有顯著提升，分別達(dá)到244 MPa、305 MPa和14%。

3) 擠壓加工后合金強(qiáng)度的提升主要是細(xì)晶及微納雙尺度Mg3Bi2相共同強(qiáng)化作用的結(jié)果。塑性的顯著改善則主要是消除晶界網(wǎng)狀分布對(duì)基體的割裂作用和晶粒細(xì)化所致。

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(編輯 何學(xué)鋒)

Microstructure and mechanical properties of new Mg-Bi-Al-Zn wrought magnesium alloy

MENG Shuai-ju1, YU Hui1, 4, CUI Hong-wei2, ZHANG Jing3, ZHAO Wei-min1, WANG Zhi-feng1, QIN Chun-ling1

(1. School of Materials Science and Engineering, Hebei University of Technology, Tianjin 300130, China 2. School of Materials Science and Engineering, Shandong University of Technology, Zibo 255049, China 3. School of Metallurgy and Materials Engineering,Jiangsu University of Science and Technology, Zhangjiagang 215600, China;4. Light Metal Team, Korea Institute of Materials Science, Changwon 51508, Republic of Korea)

In order to develop cost-effective Mg alloy without rare earth (RE) addition, the microstructural evolution of newly developed Mg-7Bi-1Al-1Zn (mass fraction, %, BAZ711) alloy was investigated by XRD, SEM, EDS, TEM and EBSD. The tensile test was also carried out to study corresponding mechanical properties. The results show that the as-cast BAZ711 alloy is consisted of α-Mg matrix with an average second dendrite arm space (SDAS) of about 50 μm and coarse Mg3Bi2phases distributing in the grain boundaries. However, the average grain size is reduced to about 3 μm after extrusion. The extruded BAZ711 alloy with fully dynamic recrystallized (DRXed) grains contains strip-like fragmented Mg3Bi2particles along the extrusion direction (ED), demonstrating a typical basal texture. In addition, a large amount of Mg3Bi2precipitates with sizes ranging from 50nm to 200 nm were observed. The as-extruded BAZ711 alloy gives superior mechanical properties, a tensile yield strength of 244 MPa, an ultimate tensile strength of 305 MPa and an elongation of 14%, which is mainly due to grain refinement, and presence of micro/nano-size Mg3Bi2particles.

magnesium alloy;extrusion;microstructure;mechanical property

Project(QN2015035) supported by the Research Foundation of Higher Education School Scientific Research Program from Hebei Education Department, China; Project(220056) supported by the Graduate Student Innovation Project of Hebei Province, China; Project(2015002) supported by the Outstanding Youth Scholar Science and Technology Innovation Program of Hebei University of Technology, China; Project(E2016202130) supported by the Natural Science Foundation for Excellent Young Scholars of Hebei Province, China; Project(208002) supported by the Research Foundation of Introduction Talent of Hebei University of Technology, China; Project(201510) supported by the Young Scientist Exchange Program between Korea and China of Science and Technology Department,China

2016-02-24; Accepted date: 2016-07-19

YU Hui;Tel: +86-18522233466; E-mail: yuhuidavid@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.05.003

1004-0609(2017)-05-0894-08

TG146.2

A

河北省教育廳基金資助項(xiàng)目(QN2015035)；河北省研究生創(chuàng)新項(xiàng)目(220056)；河北工業(yè)大學(xué)優(yōu)秀青年科技創(chuàng)新基金資助項(xiàng)目(2015002)；河北省自然科學(xué)基金優(yōu)秀青年科學(xué)基金資助項(xiàng)目(E2016202130)；河北工業(yè)大學(xué)引進(jìn)人才項(xiàng)目(208002)；科技部“中韓青年科學(xué)家”交流計(jì)劃資助項(xiàng)目(201510)

2016-02-24；

2016-07-19

余暉，副教授, 博士；電話：18522233466；E-mail：yuhuidavid@126.com