鎂合金是較輕的結(jié)構(gòu)材料之一(密度為1.75~1.90 g/cm3)，具有較高的比強(qiáng)度和比剛度、較高的尺寸穩(wěn)定性和阻尼減震性、良好的機(jī)械加工性能，且易于回收利用，被譽(yù)為“21世紀(jì)綠色工程金屬”[1,2]，在汽車、電子、家電、通信、儀表以及航空航天等領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[3,4,5,6] Mg-Al系合金是目前應(yīng)用最廣的鎂合金之一，但是其耐熱性能不高，工作溫度超過120℃時(shí)高溫力學(xué)性能明顯降低[7,8,9]

添加RE元素可提高M(jìn)g-Al合金高溫性能 在AZ91鎂合金中加入稀土元素Y可生成耐高溫的Al2Y相和細(xì)化組織，提高其室溫和高溫性能[10] 在AZ31鎂合金中加入Nd使鎂合金的抗拉強(qiáng)度和伸長率有一定程度的提高[11] 添加Bi，也能提高鎂合金的室溫和高溫性能 任文亮等[12]研究了Bi對(duì)AZ81鎂合金組織和力學(xué)性能的影響，發(fā)現(xiàn)添加0.5%~2.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的Bi使其鑄態(tài)組織明顯細(xì)化，在基體中生成熱穩(wěn)定性較高的顆粒相Mg3Bi2 添加Bi提高合金室溫和高溫力學(xué)性能的機(jī)理，是彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化 李濤[13]研究Bi對(duì)Mg-6Al-1Sm合金組織和性能的影響時(shí)發(fā)現(xiàn)，添加Bi后生成長條狀和顆粒狀Mg3Bi2相，雖然沒有使合金的室溫抗拉強(qiáng)度和延伸率明顯提高，但是能顯著改善其高溫(150℃)力學(xué)性能 其原因是，添加Bi生成的高熔點(diǎn)Mg3Bi2相(熔點(diǎn)823℃)具有較高的熱穩(wěn)定性，彌散分布的Mg3Bi2相在高溫下具有釘扎晶界的作用，對(duì)晶界移動(dòng)的阻礙使合金的溫力學(xué)性能提高 鑒于此，本文在Mg-3Al-3Nd鎂合金中添加不同含量的Bi元素，研究Bi含量對(duì)Mg-3Al-3Nd鎂合金的組織和性能影響

1 實(shí)驗(yàn)方法

實(shí)驗(yàn)用Mg-3Al-3Nd-xBi(x=0,1,2,3)合金錠用井式電阻爐中熔煉，原料有：工業(yè)純Mg(Mg≥99.5%，質(zhì)量分?jǐn)?shù)，下同)，純Al(Al≥99.9%)，純Bi(Bi≥99.95%)和Mg-30%Nd中間合金 為確保合金在熔煉過程中不氧化，加入RJ-2覆蓋劑溶體 純Mg完全熔化后升溫至760℃，保溫10 min后加入純Al、純Bi和Mg-30%Nd中間合金 原料全部熔化后機(jī)械攪拌1 min以使其均勻，將其在720℃靜置10 min后除渣，然后澆入預(yù)熱溫度為250℃的金屬型模具 合金的名義化學(xué)成分列于表1

Table 1

表1

表1實(shí)驗(yàn)合金的名義成分

Table 1Nominal chemical composition of the test alloy(mass fraction， %)

Alloys	Al	Nd	Bi	Mg
Mg-3Al-3Nd	3	3	0	Bal.
Mg-3Al-3Nd-1Bi	3	3	1	Bal.
Mg-3Al-3Nd-2Bi	3	3	2	Bal.
Mg-3Al-3Nd-3Bi	3	3	3	Bal.

將金相試樣打磨和拋光后用苦味酸(10 mL乙酸、6 g苦味酸、8 mL水、70 mL乙醇)腐蝕，用DV320型立式顯微鏡觀察低倍光學(xué)顯微組織并用截線法測(cè)量晶粒尺寸 晶粒尺寸的定義為截線長度與截線穿過晶界數(shù)目之比，所畫截線應(yīng)盡可能多地截割晶粒，每張圖片選取5次視場(chǎng)進(jìn)行測(cè)定，取其結(jié)果的平均值 用GX71型金相顯微鏡和Apreo C型掃描電鏡觀察微觀組織，用4%硝酸酒精溶液腐蝕試樣 用X′pert Pro型X射線衍射儀標(biāo)定物相，試驗(yàn)電壓40 kV，采用Cu靶，掃描速度4°/min，掃描范圍10°~90° 在MST-200型電子萬能拉伸試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行室溫及高溫(150℃)拉伸試驗(yàn)，高溫拉伸時(shí)將試樣以10℃/min的速度升溫至150℃，保溫20 min后進(jìn)行實(shí)驗(yàn)，試樣的尺寸如圖1所示，拉伸速率為1 mm/min 用Apreo C型掃描電鏡觀察斷口的形貌

圖1



圖1拉伸試樣的尺寸

Fig.1Dimensions of the tensile specimen (unit: mm)

2 結(jié)果和分析2.1 Bi對(duì)Mg-3Al-3Nd合金顯微組織的影響

圖2給出了不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金試樣的低倍光學(xué)顯微組織照片，圖3給出了不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金平均晶粒尺寸的變化 從圖2和圖3可以看出，未添加Bi的Mg-3Al-3Nd合金晶粒較為粗大，平均晶粒尺寸為1854±58 μm 添加Bi的合金晶粒尺寸有所減小，隨著Bi含量的提高晶粒尺寸先減小后增加，Bi含量為1%時(shí)合金晶粒尺寸最小，平均晶粒尺寸為890±64 μm，比未添加Bi時(shí)降低了108.3% 這表明，添加1%Bi能顯著減小Mg-3Al-3Nd合金的晶粒尺寸

圖2



圖2Mg-3Al-3Nd-xBi合金的低倍光學(xué)顯微組織

Fig.2Low power optical micrographs of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy (a) Mg-3Al-3Nd; (b) Mg-3Al-3Nd-1Bi; (c) Mg-3Al-3Nd-2Bi; (d) Mg-3Al-3Nd-3Bi

圖3



圖3Mg-3Al-3Nd-xBi合金的晶粒尺寸

Fig.3Grain size of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy

圖4給出了不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金的XRD衍射圖譜，可見未添加Bi的Mg-3Al-3Nd合金主要由基體α-Mg、Al11Nd3和Al2Nd相組成，與前人的研究結(jié)果一致[14,15] 在添加1%Bi合金的衍射譜中出現(xiàn)了BiNd相的衍射峰，且隨著Bi含量的提高BiNd相的衍射峰增強(qiáng) 當(dāng)Bi含量高于1%時(shí)Al2Nd相的衍射峰消失，表明添加Bi抑制了Al2Nd相的生成 圖5給出了不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金的光學(xué)顯微組織，可見未添加Bi的Mg-3Al-3Nd合金為樹枝晶組織，大量的網(wǎng)狀第二相分布于枝晶之間；添加Bi的合金仍為樹枝晶組織，隨著Bi含量的提高枝晶尺寸先減小后增加，枝晶間網(wǎng)狀相逐漸減少

圖4



圖4Mg-3Al-3Nd-xBi合金的XRD衍射圖譜

Fig.4XRD diffraction patterns of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy

圖5



圖5Mg-3Al-3Nd-xBi合金的光學(xué)顯微組織

Fig.5Optical micrographs of the Mg-3Al-3Nd-xBi Alloy (a) Mg-3Al-3Nd; (b) Mg-3Al-3Nd-1Bi; (c) Mg-3Al-3Nd-2Bi; (d) Mg-3Al-3Nd-3Bi

為了更清楚的觀察不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金中第二相的分布，對(duì)鑄態(tài)合金進(jìn)行了SEM觀察，圖6給出了不同Bi含量Mg-3Al-3Nd合金的SEM照片 如圖6a和圖6e所示，未添加Bi的Mg-3Al-3Nd合金中第二相由網(wǎng)狀析出相與少量圓形的顆粒相組成；如圖6b和圖6f所示，添加1%B合金的組織中網(wǎng)狀析出相的連續(xù)性減弱，出現(xiàn)方塊狀顆粒相，圓形顆粒相減少；如圖6c和圖6g所示，添加2%Bi的合金，網(wǎng)狀相尺寸減小且在基體中的分布更加彌散，圓形顆粒相消失，方塊狀顆粒相數(shù)量增多且出現(xiàn)粗化；如圖6d和圖6h所示，添加3%Bi的合金，網(wǎng)狀相明顯減少，方塊狀顆粒相數(shù)量增多，平均尺寸變大 表2給出了圖6中各典型相的EDS能譜分析結(jié)果，結(jié)合XRD和SEM結(jié)果可確定合金中第二相的類型 在Mg-3Al-3Nd-xBi合金中網(wǎng)狀析出相A、D、F、H主要含有Mg、Al和Nd元素，Al與Nd的原子比接近11:3，為Al11Nd3相；圓形顆粒相B、C主要含有Mg、Al和Nd元素，Al與Nd的原子比接近2:1，為Al2Nd相；方塊顆粒相E、G、I主要含有Mg、Bi和Nd元素，Bi與Nd的原子比接近1:1，為BiNd相

圖 6



圖 6Mg-3Al-3Nd-xBi合金的SEM形貌

Fig.6SEM morphology of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy (a) (e) Mg-3Al-3Nd; (b) (f) Mg-3Al-3Nd-1Bi; (c) (g) Mg-3Al-3Nd-2Bi; (d) (h) Mg-3Al-3Nd-3Bi

Table 2

表2

表2圖6中各點(diǎn)EDS分析結(jié)果(原子分?jǐn)?shù)，%)

Table 2Results of EDS analysis corresponding to each point in Fig.6 (%， atom fraction)

Point	Mg	Al	Nd	Bi	Phases
A	38.46	44.55	17.00	0.00	Al11Nd3
B	58.54	26.65	14.77	0.04	Al2Nd
C	53.85	28.64	15.51	0.00	Al2Nd
D	46.54	42.8	10.58	0.08	Al11Nd3
E	4.28	0.00	49.04	46.68	BiNd
F	15.43	67.24	17.33	0.00	Al11Nd3
G	3.85	0.00	47.65	48.5	BiNd
H	45.89	42.26	11.85	0.00	Al11Nd3
I	8.49	0.00	46.54	44.97	BiNd

根據(jù)上述分析，在Mg-3Al-3Nd合金中添加Bi后Al11Nd3和Al2Nd相逐漸被BiNd相取代 可以推測(cè)，Bi優(yōu)先與Nd反應(yīng) 金屬間化合物能否生成與其生成焓有關(guān)，生成焓越負(fù)金屬間化合物越容易生成 使用Miedema二元合金生成焓半經(jīng)驗(yàn)?zāi)Ｐ陀?jì)算相的生成焓，Miedema模型的數(shù)學(xué)式為[16]

△HAB=fij×xA[1+μAxB(ΦA(chǔ)-ΦB)]×xB[1+μBxA(ΦB-ΦA(chǔ))]xAVA2/3[1+μAxB(ΦA(chǔ)-ΦB)]+xBVB2/3[1+μBxA(ΦB-ΦA(chǔ))]

(1)

和

fAB=2pVA2/3VB2/3×qp((nws1/3)A-(nws1/3)B)2-(ΦA(chǔ)-ΦB)2-arp(nws1/3)A-1+(nws1/3)B-1

(2)

其中xA和xB分別為A和B的摩爾分?jǐn)?shù)，V為摩爾體積，nws為電子密度，Φ為電負(fù)性，p、q、r、a、μ為經(jīng)驗(yàn)參數(shù)，參照文獻(xiàn)[17]和[18]選取物理和經(jīng)驗(yàn)參數(shù) 合金中各相生成焓的計(jì)算值，列于表3 由計(jì)算結(jié)果可知，Al-Nd相的生成焓小于Mg-Al和Mg-Nd相的生成焓 這表明，在相同的條件下在Mg-Al-Nd系合金中優(yōu)先生成Al-Nd相；Bi-Nd相的生成焓小于Al-Nd相的生成焓，在Mg-Al-Nd-Bi系合金中Bi-Nd相優(yōu)先生成 因此，在Mg-3Al-3Nd合金中第二相主要為Al-Nd相(Al2Nd和Al11Nd3相)，而添加Bi后BiNd相優(yōu)先形成，Al-Nd相形成受到抑制 隨著Bi含量的提高BiNd相含量增加，而Al2Nd和Al11Nd3相含量逐漸減少

Table 3

表3

表3Mg-Al-Nd-Bi合金中各相生成焓 (kJ/mol)

Table 3Formation enthalpies of phases in Mg-Al-Nd-Bi alloy

Phases	Mg-Al	Mg-Nd	Al-Nd	Bi-Mg	Bi-Al	Bi-Nd
△H	-1.85	-10.98	-58.74	-9.61	9.31	-85.48

Note:△H—formation enthalpies



在Mg-Al-RE系鎂合金中Al2RE相是α-Mg的有效形核質(zhì)點(diǎn)，有良好的細(xì)化效果[19,20,21] 因此Mg-3Al-3Nd中Al2Nd相是α-Mg的形核質(zhì)點(diǎn)，細(xì)化合金的組織 在添加1%Bi合金中有Al2Nd形核質(zhì)點(diǎn)，且溶質(zhì)元素增加 在凝固過程中固液界面前沿由溶質(zhì)偏聚引起的成分過冷增加，限制晶粒生長的作用增強(qiáng)[22]，在形核質(zhì)點(diǎn)和溶質(zhì)的共同作用下合金的組織細(xì)化 繼續(xù)提高Bi的含量雖然使溶質(zhì)的細(xì)化作用增強(qiáng)，但是合金中Al2Nd形核質(zhì)點(diǎn)逐漸減少而使組織粗化

2.2 Bi對(duì)Mg-3Al-3Nd合金室溫力學(xué)性能影響

Mg-3Al-3Nd-xBi合金在室溫下的拉伸性能，如圖7所示 可以看出，隨著Bi含量的提高合金的抗拉強(qiáng)度和延伸率均先升高后降低 添加1%Bi的合金，其抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到最大值，分別為167±2.3 MPa和(16.1±0.3)%，與Mg-3Al-3Nd合金相比，抗拉強(qiáng)度和延伸率分別提高37.2 MPa(提升了28.6%)和4.33% (提升了15.1%) Bi含量高于1%的合金，其抗拉強(qiáng)度和延伸率均有所降低 在體積和變形量相同的情況下，晶粒越細(xì)參與變形的晶粒越多，每個(gè)晶粒的受力就越均勻，難以產(chǎn)生應(yīng)力集中 [23,24,25]，合金的強(qiáng)度越高 添加1%Bi的合金晶粒尺寸最小，細(xì)晶強(qiáng)化的效果最佳；在合金的變形過程中均勻分布的細(xì)小第二相對(duì)晶界的滑移與位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)有明顯的阻礙和釘扎作用[26,27,28]，使合金的強(qiáng)度提高，第二相分布越均勻、尺寸越細(xì)小強(qiáng)化的效果越好 加入Bi生成BiNd相的同時(shí)還細(xì)化了Al11Nd3相，使第二相分布更加均勻，強(qiáng)化效果增強(qiáng)，合金力學(xué)性能提高 Bi的加入量過高使Al11Nd3相大量減少，強(qiáng)化相總量減少，第二相強(qiáng)化效果減弱，使合金的力學(xué)性能降低

圖7



圖7Mg-3Al-3Nd-xBi合金的室溫拉伸性能

Fig.7Tensile properties of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy at room temperature

2.3 Bi對(duì)Mg-3Al-3Nd合金高溫力學(xué)性能影響

Mg-3Al-3Nd-xBi合金的高溫(150℃)拉伸性能，如圖8所示 與室溫相比，Mg-3Al-3Nd-xBi合金的高溫抗拉強(qiáng)度降低，延伸率提高 抗拉強(qiáng)度和延伸率的變化趨勢(shì)與室溫下的情況大致相同，Bi含量為1%時(shí)合金高溫抗拉強(qiáng)度和延伸率達(dá)到最大值，分別為136±1.7MPa和(19.3±0.3)% 與Mg-3Al-3Nd合金相比，高溫抗拉強(qiáng)度和延伸率分別提高了20.6 MPa(提升了17.8%)和5.42%(提升了18.3%) Bi含量高于1%的合金，其抗拉強(qiáng)度和延伸率均有所下降 在高溫下晶界滑移是變形的主要機(jī)制，晶界越細(xì)小晶界越多，晶界滑移越容易發(fā)生 因此，細(xì)化晶粒不利于提高材料的高溫性能 本文在Mg-3Al-3Nd合金中添加1%Bi使其晶粒尺寸減小，但是高溫抗拉強(qiáng)度提高 產(chǎn)生這一現(xiàn)象的主要原因是，在Mg-3Al-3Nd-Bi合金中有大量細(xì)小彌散分布的Al11Nd3和BiNd相 Al11Nd3和BiNd相的熔點(diǎn)較高，熱穩(wěn)定性也較高 分布在晶界附近的Al11Nd3和BiNd相在高溫下釘扎相鄰晶粒的移動(dòng)用，阻礙晶界滑動(dòng)而使合金的高溫強(qiáng)度提高[29] 因此，試驗(yàn)合金具有良好高溫強(qiáng)度，是熱穩(wěn)定第二相引起的彌散強(qiáng)化和細(xì)晶強(qiáng)化的共同結(jié)果 隨著Bi含量的提高Al11Nd3相大量減少，強(qiáng)化相總量減少，對(duì)晶界的釘扎作用減弱，使高溫強(qiáng)度降低

圖8



圖8Mg-3Al-3Nd-xBi合金的高溫拉伸性能

Fig.8Tensile properties of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy at high temperature

2.4 Bi對(duì)Mg-3Al-3Nd合金的拉伸斷口形貌影響

Mg-3Al-3Nd-xBi合金在室溫下的拉伸斷口形貌，如圖9所示 可以看出，Mg-3Al-3Nd合金斷口表面由較窄的解理臺(tái)階和少量的韌窩組成 對(duì)照拉伸試樣結(jié)果可以發(fā)現(xiàn)，Mg-3Al-3Nd合金的延伸率較低；如圖9b所示，Mg-3Al-3Nd-1Bi合金試樣斷口中解理臺(tái)階減少，表明其延伸率比Mg-3Al-3Nd合金有所提高；如圖9c所示，Mg-3Al-3Nd-2Bi合金試樣斷口解理面較多，有少量的韌窩，對(duì)照性能測(cè)試合金具有較低的延伸率；在圖9d中觀察到Mg-3Al-3Nd-3Bi合金試樣斷口內(nèi)撕裂較多，韌窩數(shù)量增加且在部分韌窩內(nèi)有顆粒狀組織，這種顆粒狀組織可能使合金的性能降低

圖 9



圖 9Mg-3Al-3Nd-xBi合金室的室溫拉伸斷口形貌

Fig.9Room temperature tensile fracture morphology of as-cast Mg-3Al-3Nd-xBi alloy (a) Mg-3Al-3Nd; (b) Mg-3Al-3Nd-1Bi; (c) Mg-3Al-3Nd-2Bi; (d) Mg-3Al-3Nd-3Bi

Mg-3Al-3Nd-xBi合金在150℃的拉伸斷口形貌，如圖10所示 可以看出，在Mg-3Al-3Nd-xBi合金試樣的基體上有許多大小、深淺及形狀不同的韌窩和撕裂帶 這表明，試樣斷裂前α-Mg基體發(fā)生了較大的塑性變形 與Mg-3Al-3Nd-xBi合金的室溫拉伸斷口形貌相比，試樣的斷口上韌窩數(shù)量增加，試樣的變形程度提高 如圖10a所示，在Mg-3Al-3Nd斷口表面有較大的解理面，韌窩較少，屬于韌脆混合型斷口；如圖10b所示，添加1%Bi的合金斷口，解理面變窄，韌窩數(shù)量增加，且細(xì)小韌窩比例上升，表明合金的性能有所提高；如圖10c所示，添加2%Bi后，斷口表面韌窩數(shù)量減少且韌窩較淺，表明合金的力學(xué)性能有所下降；如圖10d所示，Mg-3Al-3Nd-3Bi合金斷口表面出現(xiàn)撕裂棱，除韌窩外在韌窩內(nèi)還有顆粒狀組織，在斷口上還能觀察到微裂紋 其原因是，顆粒狀BiNd相在拉伸過程中誘發(fā)應(yīng)力集中，割裂基體而形成裂紋，使合金的力學(xué)性能降低

圖 10



圖 10Mg-3Al-3Nd-xBi合金的高溫拉伸斷口形貌

Fig.10High temperature tensile fracture morphology of Mg-3Al-3Nd-xBi alloy (a) Mg-3Al-3Nd; (b) Mg-3Al-3Nd-1Bi; (c) Mg-3Al-3Nd-2Bi; (d) Mg-3Al-3Nd-3Bi

3 結(jié)論

(1) 添加Bi可細(xì)化Mg-3Al-3Nd合金的組織，其平均晶粒尺寸為1854±58 μm，加入Bi元素后晶粒尺寸先減小后增加，添加1%Bi時(shí)平均晶粒尺寸達(dá)到最小值890±64 μm，比未添加Bi時(shí)降低了108.3%，進(jìn)一步提高Bi含量細(xì)化效果減弱

(2) 在Mg-3Al-3Nd鎂合金中加入適量的Bi能改善合金的鑄態(tài)組織分布，Mg-3Al-3Nd合金主要由呈網(wǎng)狀分布在晶界的Al11Nd3相和分布在晶內(nèi)的顆粒狀A(yù)l2Nd組成；隨著Bi含量的提高Al11Nd3相和Al2Nd相的數(shù)量減少，晶內(nèi)的BiNd相數(shù)量增加

(3) Bi的加入使Mg-3Al-3Nd合金室溫和高溫力學(xué)性能明顯提高，Bi含量為1%的合金室溫和高溫力學(xué)性能最佳，室溫抗拉強(qiáng)度和延伸率分別為167±2.3 MPa和(16.1±0.3)%，高溫抗拉強(qiáng)度及延伸率分別為136±1.7 MPa和(19.3±0.3)%

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xCu-0.6Zr (x=0, 1, 2, 3) alloys was studied using with T type hot tearing mold. The microstructure and the morphology of cracking zone of Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0, 1, 2, 3) alloys were observed by XRD and SEM, respectively. The hot cracking susceptibility of Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0, 1, 2, 3) alloys were characterized by the measurement of crack volume. The experimental results show that the grain sizes of Mg-7Zn-0.6Zr alloys were refined by addition of Cu element. Meanwhile, the amount of eutectic phase was increased with increasing the Cu content and the separated dendritic was refilled by the eutectic phase. Hot tearing susceptibility of Mg-7Zn-0.6Zr was decreased with increasing of Cu content. The Mg-7Zn-0.6Zr and Mg-7Zn-1Cu-0.6Zr alloys were completely broken. The hot cracks of Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0, 1, 2, 3) alloys were formed by liquid film, solidification shrinkage and interdendritic bridge.]]>

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xCu-0.6Zr (x=0、1、2、3)合金熱裂行為的影響 利用XRD和SEM對(duì)Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0、1、2、3)合金進(jìn)行了顯微組織和熱裂區(qū)域組織形貌觀察 通過測(cè)量熱裂紋體積表征了Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0、1、2、3)合金的熱裂傾向性 實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0、1、2、3)合金中隨著Cu含量的增加,晶粒得到細(xì)化,晶界上的共晶相增多,共晶相在凝固末期對(duì)分離的枝晶起到補(bǔ)縮的作用,降低合金熱裂傾向性 研究表明,Mg-7Zn-xCu-0.6Zr (x=0、1、2、3)合金微觀裂紋的形成是液膜、凝固收縮補(bǔ)償和晶間搭橋共同作用的結(jié)果 ]]>

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2005