王敬豐，黃秀洪，謝飛舟，黃 崧，侯 帆，潘復(fù)生

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軋制工藝對Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金中LPSO相及其組織性能的影響

王敬豐1, 2, 3，黃秀洪1, 2，謝飛舟1, 2，黃 崧1, 2，侯 帆1, 2，潘復(fù)生1, 2

(1. 重慶大學(xué)國家鎂合金材料工程技術(shù)研究中心，重慶 400044；2. 重慶大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，重慶 400044；3. 重慶大學(xué)機(jī)械傳動國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，重慶 400044)

研究“軋制+固溶+軋制”工藝和“固溶+軋制”工藝對Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金中LPSO相及其組織性能的影響。結(jié)果表明：經(jīng)“軋制+固溶+軋制”工藝處理后，合金中塊狀LPSO相較小，且分布彌散，合金的組織由細(xì)小的再結(jié)晶晶粒組成，最終合金獲得較好的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度(UTS)達(dá)到347 MPa，伸長率(EL)為11.6%；經(jīng)“固溶+軋制”工藝處理后，合金中塊狀LPSO相較粗大，分布不均勻，由于固溶退火后析出的層狀LPSO相阻礙合金的再結(jié)晶，軋制后合金中仍存在變形組織，最終合金具有相對較高的抗拉強(qiáng)度(UTS為358 MPa)，但是伸長率較低(EL為6.6%); 對比而言，“軋制+固溶+軋制”工藝易進(jìn)行更大壓下量軋制，進(jìn)而獲得更高綜合力學(xué)性能。

Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金；軋制工藝；LPSO相；顯微組織；力學(xué)性能

鎂合金作為目前最輕的金屬結(jié)構(gòu)材料，具有比強(qiáng)度高、減振性好和易回收等優(yōu)點(diǎn)，在航天航空、國防軍工、交通運(yùn)輸和電子產(chǎn)品等領(lǐng)域都具有廣闊的應(yīng)用前景[1]。然而由于鎂合金的絕對強(qiáng)度較低，限制了鎂合金的應(yīng)用。在提高鎂合金力學(xué)性能的研究中，添加稀土元素是一種重要的手段[2]。同時Mg-RE合金由于在時效處理時會析出大量沉淀相，從而可以大幅度提高鎂合金的強(qiáng)度，成為人們研究的熱點(diǎn)之一[3?6]。近年來，研究發(fā)現(xiàn)通過成分設(shè)計和熱處理調(diào)控，在Mg-RE-Zn合金中能產(chǎn)生長周期堆垛有序結(jié)構(gòu)相(LPSO相)，它對提高鎂合金的強(qiáng)度具有顯著的效 果[7?9]。進(jìn)一步地，通過有效地結(jié)合LPSO相和時效沉淀相的強(qiáng)化作用，HOMMA等[10]開發(fā)了Mg-10Gd- 5.7Y-1.6Zn-0.6Zr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金，時效后合金的抗拉強(qiáng)度達(dá)到542 MPa，斷后伸長率為8%(伸長率約為6%)，這是目前通過常規(guī)工藝處理得到強(qiáng)度最高的鎂合金。在此基礎(chǔ)上，多種高強(qiáng)度的Mg-RE-Zn合金相繼被開發(fā)出來[11?13]。作者在先前的研究中[13]，成功開發(fā)了Mg-8.40Gd-5.30Y-1.65Zn-0.59Mn合金，時效后合金的抗拉強(qiáng)度可以達(dá)到500 MPa，伸長率約為10%，在降低稀土元素含量的情況下，仍然表現(xiàn)出較高的綜合力學(xué)性能。

目前高強(qiáng)度Mg-RE-Zn合金的塑性變形加工多采用擠壓方式，關(guān)于軋制變形的研究較少。而軋制是生產(chǎn)板材合金的主要加工方法，板材合金在實(shí)際應(yīng)用中具有重要地位。研究表明[14?19]，變形程度較大的軋制加工有利于優(yōu)化鎂合金的組織，提高合金的力學(xué)性能。因此為了推動Mg-RE-Zn合金的生產(chǎn)應(yīng)用，有必要對Mg-RE-Zn合金的軋制變形進(jìn)行研究。然而對于高強(qiáng)度Mg-RE-Zn合金，由于存在含量較高的合金元素和第二相，其塑性變形能力較差，對合金進(jìn)行劇烈的軋制變形時容易發(fā)生開裂，軋制加工難度較大。本文作者以高強(qiáng)度Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金為研究對象，設(shè)計了“軋制+固溶+軋制”和“固溶+軋制”2種工藝，并研究這2種工藝對其力學(xué)性能和顯微組織(重點(diǎn)是LPSO相)的影響，為高強(qiáng)度Mg-RE-Zn合金的板材軋制變形提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

采用半連續(xù)鑄造方法熔煉獲得Mg-9.23Gd-3.29Y-1.24Zn-0.87Mn(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)合金，隨后切取尺寸為70 mm×60 mm×6 mm的樣品，按表1中的工藝過程進(jìn)行處理，得到相應(yīng)的軋制樣品。其中，樣品60-Ⅰ對應(yīng)的固溶處理為(500 ℃, 4 h)空冷，主要是為了消除合金中的共晶相，并避免層狀LPSO相的析出；樣品60-Ⅱ?qū)?yīng)的固溶退火處理為(540 ℃, 4 h)爐冷，與先前研究[20?21]中的熱處理工藝一致，使合金中析出層狀LPSO相。軋制過程中，道次壓下量為5%~15%，在520 ℃進(jìn)行中間退火10 min。累積壓下量達(dá)到60%后，將樣品的邊裂部分切除后再做進(jìn)一步軋制。軋制變形后，對合金進(jìn)行(400 ℃, 0.5 h)去應(yīng)力退火。

表1 不同工藝處理后合金的編號

對鑄態(tài)、固溶退火態(tài)和各軋制合金進(jìn)行金相制樣，采用苦味酸溶液侵蝕，通過Olympus光學(xué)顯微鏡進(jìn)行金相組織觀測。對制備好的金相試樣，進(jìn)一步采用掃描電子顯微鏡的背散射探頭收集信號成像，并采用EDS檢測手段對合金中第二相進(jìn)行微區(qū)成分測定。XRD物相測試分析在Rigaku D/MAX2500PC型X射線衍射儀器上進(jìn)行，采用銅靶材，掃描角度從10°到90°，掃描速度為4 (°)/min。沿著軋制方向切取標(biāo)距為20 mm，寬度為4 mm，厚度為1.4 mm或2.4 mm的拉伸片狀試樣，進(jìn)行室溫拉伸測試，實(shí)驗(yàn)設(shè)備為新三思CMT?5105型微機(jī)控制電子萬能實(shí)驗(yàn)機(jī)，加載速率為1.5 mm/min。

2 結(jié)果和討論

2.1 鑄態(tài)和(540 ℃, 4 h)固溶退火態(tài)合金的組織

圖1所示為鑄態(tài)和(540 ℃, 4 h)固溶退火態(tài)合金顯微組織的背散射SEM像。由圖1可以看到，鑄態(tài)合金中存在枝晶，晶粒形貌不規(guī)則，大小不均勻。對合金進(jìn)行固溶退火處理后，晶粒尺寸顯著長大，且呈粗大的等軸狀。第二相方面，鑄態(tài)合金中有白亮色和灰亮色兩種襯度的第二相，呈網(wǎng)狀分布在晶界處；固溶退火處理后，合金中主要有一種灰亮色襯度的第二相，其中一部分以粗大的塊狀形式分布于晶界處，另一部分以細(xì)密的層狀形式分布于晶粒中，每個晶粒中層狀相的取向是一致的。XRD測試分析的結(jié)果，鑄態(tài)合金中第二相主要為MgZnY LPSO 相和MgGdZn LPSO 相，還有共晶相(Mg,Zn)3(Gd,Y)，結(jié)合EDS測試結(jié)果顯示，鑄態(tài)合金中白亮相為共晶相，灰亮相為LPSO相。固溶退火處理后，共晶相對應(yīng)的衍射峰消失，第二相主要為LPSO相，說明固溶退火后，無論晶界處塊狀相還是晶粒內(nèi)層狀相均為LPSO。

圖1 鑄態(tài)和(540 ℃, 4 h)固溶退火態(tài)合金的SEM像，XRD譜和EDS測試結(jié)果

文獻(xiàn)[21]指出，MgZnY LPSO相可以在凝固過程中形成，而MgZnGd LPSO相在鑄態(tài)中是不存在的。同時，LPSO相屬于熱穩(wěn)定相，ZHU等[22]研究了Mg-Zn-Y 合金中的14H和18R的LPSO相，對鑄態(tài)的Mg-8Y-2Zn-0.6Zr合金進(jìn)行了(500 ℃, 16 h)和(500 ℃, 60 h)后水冷的熱處理實(shí)驗(yàn)，發(fā)現(xiàn)了14H和18R的LPSO相依然存在，在高溫固溶過程中不會消失。而本文作者在鑄態(tài)的Mg-Gd-Y-Zn-Mn中也發(fā)現(xiàn)了塊狀LPSO相，這些相在固溶處理后依舊存在?？傊倘芡嘶鸷蟮腗g-Gd-Y-Zn-Mn中既有之前鑄態(tài)形成的在固溶過程中未消失的LPSO相，也有在退火過程中析出的LPSO相。其中晶界處塊狀LPSO相為鑄態(tài)時就形成的，在固溶處理過程中只是伴隨形貌的變化，而晶粒內(nèi)層狀LPSO相則是因?yàn)楣簿嗟娜芙?，而在隨后的退火過程中重新形成的。

2.2 壓下量為60%的軋制合金的組織和力學(xué)性能

圖2所示為壓下量60%的軋制合金的縱截面顯微組織金相照片?？梢钥吹剑?0-Ⅰ合金中主要為等軸晶組織，不存在明顯的變形晶粒組織，說明鑄態(tài)合金在軋制變形中發(fā)生了較高程度的再結(jié)晶。此外，60-Ⅰ合金中晶粒大小不均勻，晶粒尺寸約為4~16 μm，這可能是由于在固溶處理中部分晶粒發(fā)生了長大。而在60-Ⅱ合金中，主要是層狀變形組織，等軸狀晶粒較少。先前的研究發(fā)現(xiàn)[20?23]，對含有大量層狀LPSO相的合金進(jìn)行熱擠壓后，合金中同樣主要是變形晶粒組織。Lü等[24]在對含層狀LPSO相合金的熱變形行為的研究中，發(fā)現(xiàn)層狀LPSO相能阻礙合金中發(fā)生動態(tài)再結(jié)晶。其原因是，固溶退火態(tài)合金中大量細(xì)密的層狀LPSO相將鎂基體分隔開來，由于LPSO相具有較高的穩(wěn)定性，阻礙鎂基體間原子的擴(kuò)散，而再結(jié)晶晶粒的形核與長大都涉及原子的擴(kuò)散，因而層狀LPSO相的存在不利于合金發(fā)生再結(jié)晶。由圖2還可以觀察到，在軋制變形作用下有小部分層狀相發(fā)生了劇烈的彎曲。彎曲扭折是LPSO相重要的變形機(jī)制[25?26]。這些彎曲扭折區(qū)域內(nèi)層狀相被打斷，鎂基體間原子擴(kuò)散的阻力減弱，并且由于晶格畸變程度較大，發(fā)生了再結(jié)晶，SEM像上分析出再結(jié)晶晶粒尺寸約為2~4 μm。在變形過程中產(chǎn)生的動態(tài)再結(jié)晶晶粒隨變形溫度的升高有一定的長大。根據(jù)Hall-Petch公式，顯然晶粒尺寸的長大會降低力學(xué)性能。但是，在含有LPSO相的鎂合金的軋制中，由于LPSO相的存在阻礙了晶粒長大，從而一定程度上提高了力學(xué)性能。

圖2 累積壓下量為60%的軋制合金顯微組織的金相照片和SEM像

結(jié)合圖2的SEM像和圖3的XRD檢測分析結(jié)果，可以得出，60-Ⅰ和60-Ⅱ合金中主要有一種灰亮色襯度的第二相，即LPSO相Mg12Zn(Y,Gd)。其中，60-Ⅰ合金中LPSO相以塊狀形式沿軋制方向呈不連續(xù)的帶狀分布，與初始的鑄態(tài)合金相比，在軋制和固溶處理后，合金中共晶相消失，析出了分布更均勻的LPSO相。文獻(xiàn)[27]指出，對Mg-Gd-Zn合金在500 ℃下進(jìn)行固溶處理時，合金中(Mg,Zn)3Gd共晶相會發(fā)生溶解消失，并析出LPSO相，這與本研究的結(jié)果相符。另一方面，與固溶退火態(tài)合金相比，60-Ⅱ合金中大部分層狀LPSO相逐漸趨于與軋制方向平行，有小部分層狀相發(fā)生了彎曲而被打斷；其塊狀LPSO相在軋制變形后發(fā)生了一定變形，少量塊狀相在軋制中被割裂開來，不過塊狀的LPSO相沒有發(fā)生明顯的細(xì)化。含LPSO相合金在受力變形時，塊狀LPSO相可以通過位錯滑移機(jī)制發(fā)生相應(yīng)的變形[28?29]。對于本研究的60-Ⅱ合金，塊狀LPSO相在軋制時也發(fā)生了相應(yīng)的變形，即在受力時塊狀LPSO相能通過變形有效釋放應(yīng)力，從而不容易發(fā)生破碎而細(xì)化。同時，由于合金中LPSO相含量不高，合金的變形主要由鎂基體的變形貢獻(xiàn)，致使合金中塊狀LPSO相變形程度也較小，尺寸變化不大。相比于60-Ⅱ合金中的塊狀LPSO相，60-Ⅰ合金中的尺寸較小，分布較均勻，這說明結(jié)合適當(dāng)?shù)男巫兒蜔崽幚?，有利于析出尺寸較小且分布彌散的塊狀LPSO相。

圖3 壓下量為60%的軋制合金的XRD譜

圖4所示為壓下量60%的軋制合金的室溫拉伸性能。由圖4可以看到，60-Ⅰ合金由于具有較高的塑性，伸長率達(dá)到11.8%，其綜合力學(xué)性能較高；而60-Ⅱ合金雖然具有較高的屈服強(qiáng)度，但是由于伸長率僅為1.0%，合金的綜合力學(xué)性能較差。分析認(rèn)為，60-Ⅰ合金中不存在變形晶粒組織，位錯密度較低，加工硬化效應(yīng)較弱；加上晶粒組織主要為等軸狀晶粒，LPSO相尺寸較小、分布彌散，拉伸變形時合金的變形更容易協(xié)調(diào)，因此其塑性較高。而由于合金彌散分布的LPSO相，以及一定的固溶原子，使得合金具有良好的力學(xué)性能。60-Ⅱ合金中再結(jié)晶晶粒很少，存在大量層狀變形組織，位錯密度較高，加工硬化效應(yīng)較強(qiáng)；加上細(xì)密分布的層狀LPSO相對位錯的阻礙作用，因此其屈服強(qiáng)度較高。但是在拉伸變形時，層狀組織間的變形不易協(xié)調(diào)，粗大的塊狀LPSO相區(qū)域容易產(chǎn)生應(yīng)力集中，顯微裂紋容易萌生和擴(kuò)展，致使其塑性很差。

圖4 壓下量為60%的軋制合金的室溫拉伸性能

2.3 壓下量為76%的軋制合金的組織和力學(xué)性能

對60-Ⅰ和60-Ⅱ合金繼續(xù)進(jìn)行軋制，最終累積壓下量達(dá)到76%，所得樣品的照片如圖5所示。對比來看，76-Ⅱ合金的邊裂情況更嚴(yán)重，出現(xiàn)了2~3 mm長的邊裂紋，而76-Ⅰ合金基本無邊裂現(xiàn)象。分析認(rèn)為，60-Ⅱ合金的塑性較差，同時合金中層狀LPSO相抑制了合金的再結(jié)晶軟化作用，軋制過程中合金的塑性得不到及時恢復(fù)，加上層狀組織間變形不易協(xié)調(diào)，致使合金容易發(fā)生邊裂。而60-Ⅰ合金本身具有較高的塑性，同時等軸狀的晶粒間變形更容易協(xié)調(diào)；另一方面在軋制過程中容易發(fā)生再結(jié)晶，有利于改善合金的塑性，使得合金在軋制變形中不易發(fā)生斷裂。

圖5 壓下量為76%的軋制合金的樣品照片

從圖6軋制合金的縱截面顯微組織金相照片中可以看到，76-Ⅰ合金的組織主要為均勻的等軸晶晶粒，76-Ⅱ合金中出現(xiàn)了較多等軸晶晶粒，但仍然存在部分層狀變形組織。相比于60-Ⅰ合金，76-Ⅰ合金的晶粒組織變得更細(xì)小均勻，晶粒尺寸約為4~6 μm，表明軋制變形程度增大，有利于細(xì)化該合金的晶粒組織。相比于60-II合金，76-Ⅱ合金中層狀變形組織有所減少，再結(jié)晶晶粒增多，但再結(jié)晶晶粒的尺寸無明顯細(xì)化，再結(jié)晶晶粒尺寸約為2~6 μm。進(jìn)一步對壓下量為76%的軋制合金的顯微組織進(jìn)行SEM觀測分析，可以看到，76-Ⅰ合金中LPSO相沿著軋制方向呈不連續(xù)的帶狀分布，部分塊狀相在軋制變形作用下被拉長。76-Ⅱ合金中塊狀的LPSO相在軋制作用下，同樣發(fā)生了一定程度的變形，但塊狀相仍然沒有明顯細(xì)化。與60-Ⅱ合金相比，76-Ⅱ合金中沒有看到層狀相扭曲的現(xiàn)象，這是由于原來扭曲變形區(qū)域發(fā)生了程度較高的再結(jié)晶。

圖6 壓下量為76%的軋制合金顯微組織的金相照片和SEM像

圖7所示為壓下量76%的軋制合金的室溫拉伸性能。與壓下量為60%的相比，76-Ⅰ合金的屈服強(qiáng)度和抗拉強(qiáng)度分別由210、318 MPa增大至260、347 MPa，并且仍然具有較高的塑性，伸長率為11.6%；而76-Ⅱ合金伸長率由1.0%提升至6.6%，抗拉強(qiáng)度由297 MPa大幅度增大至358 MPa?？偟膩碇v，軋制壓下量由60%增大至76%后，合金的力學(xué)性能都有所改善，即適當(dāng)增大軋制變形程度，有利于提高合金的性能。對于76-Ⅰ合金，軋制壓下量的增大，使合金的晶粒變得更細(xì)小均勻，晶粒尺寸由4~16 μm細(xì)化至4~6 μm。根據(jù)Hall-Petch關(guān)系，晶粒尺寸越小，合金的屈服強(qiáng)度越高。此外，軋制變形量增大時，合金中塊狀LPSO相沿著軋制方向被拉長，LPSO相分布較均勻彌散。因此，當(dāng)力沿著軋制方向加載時，剪切變形主要沿著LPSO相發(fā)生。LPSO相在合金中扮演一種纖維增強(qiáng)的效果，從而使得強(qiáng)度增加。同時，LPSO相中的變形機(jī)制主要是彎曲扭折。這樣的彎曲扭折有助于吸收調(diào)節(jié)內(nèi)應(yīng)力，從而增加軋制板材的塑形和強(qiáng)度。同時，相比于純鎂，LPSO相具有更大的彈性模量，因此在塑形變形中可以承載更多的載荷[30]。

圖7 壓下量為76%的軋制合金的力學(xué)性能

細(xì)晶強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化等的綜合作用，使得76-Ⅰ合金的強(qiáng)度和塑性提高。對于76-Ⅱ合金，軋制壓下量的增大，合金的屈服強(qiáng)度并沒有大幅度提高。這主要是因?yàn)檫M(jìn)一步軋制變形后，合金中含有細(xì)密層狀LPSO相的變形組織減少，層狀相的強(qiáng)化作用減弱。由于合金中具有較多細(xì)小的再結(jié)晶晶粒，合金獲得較高的細(xì)晶強(qiáng)化作用，以及塊狀LPSO相沿軋制方向進(jìn)一步被拉長，其強(qiáng)化效果增大，致使最終合金的屈服強(qiáng)度還是略有提升。另外，合金中再結(jié)晶晶粒的增多，層狀變形組織的減少，是合金塑性得到大幅度改善的主要原因。

對比76-Ⅰ和76-Ⅱ合金力學(xué)性能，76-II合金具有較高的強(qiáng)度，但是塑性較低。從顯微組織上看，兩合金中的再結(jié)晶晶粒尺寸相近，但是76-Ⅱ合金存在層狀變形組織，由于加工硬化和層狀LPSO相的強(qiáng)化作用，76-Ⅱ合金具有較高的強(qiáng)度。另一方面76-Ⅱ合金中存在變形組織，其塊狀LPSO相較為粗大且分布不均勻，使得合金在變形時不易協(xié)調(diào)，導(dǎo)致其塑性較差。

3 結(jié)論

1) 對鑄態(tài)合金進(jìn)行“軋制(壓下量為60%)+固溶處理”后，合金中晶粒組織發(fā)生細(xì)化，析出較均勻細(xì)小的塊狀LPSO相。最后壓下量達(dá)到76%時，合金具有均勻細(xì)小的晶粒組織，和彌散分布的塊狀LPSO相。獲得了較好的綜合力學(xué)性能，抗拉強(qiáng)度為347MPa，伸長率為11.6%。

2) 對鑄態(tài)合金直接進(jìn)行固溶退火后，晶粒顯著長大，析出粗大的塊狀和細(xì)小層狀的LPSO相。壓下量為76%時，發(fā)生了較高程度的再結(jié)晶，仍然存在層狀變形組織，其塊狀LPSO相無明顯變化。最終合金具有較高抗拉強(qiáng)度358MPa，但塑性較低，伸長率僅為6.6%。

3) 對比來看，經(jīng)“軋制+固溶+軋制”工藝處理后，合金不易開裂，容易進(jìn)行更大壓下量的軋制變形，進(jìn)而獲得更高的力學(xué)性能；另外，該工藝處理后合金中LPSO相尺寸較小，分布更均勻，對于提高LPSO相的強(qiáng)化效果具有重要意義。

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Influences of rolling processes on LPSO phase, microstructure and property of Mg-Gd-Y-Zn-Mn alloy

WANG Jing-feng1, 2, 3, HUANG Xiu-hong1, 2, XIE Fei-zhou1, 2, HUANG Song1, 2, HOU Fan1, 2, PAN Fu-sheng1, 2

(1. National Engineering Research Center for Magnesium Alloys, Chongqing University, Chongqing 400044, China?2. College of Materials Science and Engineering, Chongqing University, Chongqing 400044, China?3. The State Key Laboratory of Mechanical Transmission, Chongqing University, Chongqing 400044, China)

The influences of “rolling + solution treatment + rolling” process and “solution treatment + rolling” process on LPSO phase, microstructure and property of Mg-Gd-Y-Zn-Mn alloy were investigated in this work. The results show that the block-shaped LPSO phases in the alloy are smaller and dispersive after processing with “rolling + solution treatment + rolling”. And the microstructure of the alloy consists of tiny recrystallization grains. And then the alloy finally obtains a good comprehensive mechanical property, UTS=347 MPa, EL=11.6%. On the other hand, the block-shaped LPSO phases in the alloy are coarser, and its distribution is heterogeneous, after processing with “solution treatment + rolling”. And the deformed structure still exists in the alloy after rolling, since the recrystallization is hindered by the layered LPSO phases which precipitated after solution treatment. Then the alloy finally exhibits a high tensile strength of 358 MPa, but a bad plasticity of 6.6%. The increase of the rolling reduction is beneficial to improve the mechanical property of the alloy. By contrast, the rolling with greater reduction can be processed easily with “rolling + solution treatment + rolling” and then the higher mechanical property can be achieved.

Mg-Gd-Y-Zn-Mn alloy; rolling process; LPSO phase; microstructure; mechanical property

Project(SKLMT-ZZKT-2012 MS) supported by the State Key Laboratory of Mechanical Transmission- Chongqing University; Project(51571044) supported by the National Natural Science Foundation of China; Project(2013CB632201) supported by the National Basic Research Program of China

2015-05-19; Accepted date:2016-01-24

WANG Jing-feng; Tel: +86-23-65112153; E-mail: jingfengwang@163.com

1004-0609(2016)-08-1588-09

TG146.21

A

重慶大學(xué)機(jī)械傳動國家重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室科研業(yè)務(wù)費(fèi)(SKLMT-ZZKT-2012 MS)；國家自然科學(xué)基金資助項目(51571044)；國家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究計劃資助項目(2013CB632201)

2015-05-19；

2016-01-24

王敬豐，教授，博士；電話：023-65112153；E-mail: jingfengwang@163.com

(編輯 王 超)