高阻尼镁基复合材料研究现状

胡耀波,邓 娟,王敬丰,潘复生,陈玉安

(1重庆大学材料科学与工程学院,重庆400044; 2国家镁合金材料工程技术研究中心,重庆400044)

高阻尼镁基复合材料研究现状

胡耀波1,2,邓 娟1,2,王敬丰1,2,潘复生1,2,陈玉安1,2

(1重庆大学材料科学与工程学院,重庆400044; 2国家镁合金材料工程技术研究中心,重庆400044)

简述了镁基复合材料阻尼性能的研究现状,介绍了高阻尼镁基复合材料的位错型和界面型阻尼微观机制,分别阐述了基体成分、增强相类型和含量、基体和增强体界面、应变振幅、温度、频率和处理工艺对镁基复合材料阻尼性能的影响。简要分析了镁基复合材料阻尼设计思想,并对其发展方向进行了展望。

镁基复合材料;阻尼机制;影响因素

Abstract:The research status of damping capacity of magnesium matrix composites was briefly introduced.The micromechanism of high damping magnesium matrix materials was related with dislocation movement and interfaces slip damping mechanism,and the influence of matrix components,styles and contents of reinforcements,interface between matrix and reinforcement,strain amplitude,temperature,frequency,treatment processes on damping capacity of magnesium matrix composites was respectively discussed.Finally,how to design and develop high damping magnesium matrix composites was analyzed.

Key words:magnesium matrix composite;damping mechanism;influential factor

随着现代技术的快速发展,上至航空航天技术中飞行器的设计,下至民用空调、健身器材的使用,人们对振动与噪声的控制都提出了更高的要求,为适应这个要求,需要研究和设计出具有更高阻尼性能的材料[1]。与其他金属材料相比,镁的密度最低,仅为1.78g/cm3,阻尼性能最高,当应变振幅为10-4时,阻尼值达到0.11[2],所以纯镁是一种理想的高阻尼、低密度材料,但是其抗拉强度仅为100MPa[3],弹性模量只有45GPa[4],极大影响了纯镁的广泛使用。为充分利用镁的高阻尼、低密度性能,解决低强度问题,尝试在镁基体中添加一种或多种增强体来提高其强度,获得高强度、高阻尼、低密度的理想功能-结构材料,已成为现代阻尼材料研究的热点之一。

本文简述了镁基复合材料阻尼性能的研究现状,从微观机制和宏观影响因素两方面叙述了镁基复合材料的阻尼性能,简要分析了镁基复合材料的阻尼设计思想,并对其发展方向进行了展望。

1 镁基复合材料阻尼机制

镁基复合材料的阻尼机制主要包括位错型阻尼机制和界面型阻尼机制。

镁基复合材料中的位错除基体和增强体本身所具有的位错以外,更主要的是基体和增强体之间因热膨胀系数不匹配,当温度变化时会在界面附近产生热错配残余应力,使基体发生塑性流变,而增加位错密度。19世纪50年代,Granato A和Lucke K J提出了Mg的位错钉扎模型[2],即 G-L钉扎模型,研究表明镁基复合材料的位错型阻尼也可以用 G-L钉扎模型来解释[5]。在镁基复合材料的组织中有镁基体的析出物、杂质和增强体,它们对位错有钉扎作用。如图1(a)所示,位错线的两端被一些不可动点钉扎着,即强钉扎;中间有很多结合力较弱的杂质原子钉扎着,即弱钉扎。当应力较小时,以相邻弱钉扎点Li(i=1,2,3)之间的位错线为弦作“弓出”的往复运动,消耗能量;随着应力的增加,“弓出”的弦继续作往复运动,当达到一定值时,弦挣脱弱钉扎点,而以“雪崩”模式增加内耗,相邻强钉扎点L之间的位错线在应力作用下继续作往复运动而消耗能量,阻尼值增大[2,5]。或是在低应力作用下,适当提高温度,因为热激活的作用,位错线挣脱弱钉扎点的束缚所需要的应力降低,因此,当在某一温度以上,位错线挣脱弱钉扎点,变成又长又相对自由的位错线而作往复运动,消耗能量,增加阻尼[6,7]。但是阻尼性能并非与位错密度成正比,当位错密度在一定值以下时,位错密度越大,阻尼性能越好;但是在位错密度增加的同时,位错线会因位错密度的增加而更容易发生缠结,使位错线的有效长度下降,阻尼不再增加[7]。因此,在低温下较好的阻尼性能存在一个最佳位错密度。

镁基复合材料的界面包括相界和晶界两种类型。和镁合金相比,镁基复合材料因增强相的加入,分割了基体或细化了基体晶粒,产生更多的相界和晶界。在外界应力作用下,界面产生滑移,如图1(b)所示。界面在滑移过程中消耗能量,产生阻尼[6,8]。当温度升高,界面的结合强度相应下降[6],并且相对于增强相,基体会变得相对较软[7],在相同应力作用下,更容易产生滑移而消耗能量,此时界面阻尼对镁基复合材料阻尼性能的贡献远高于位错阻尼。所以高温下的镁基复合材料的阻尼机制主要是用界面型阻尼机制来解释[6-8]。

图1 镁基复合材料阻尼机制 (a)位错运动机制[5]; (b)界面滑移机制[9]Fig.1 The damping mechanism of magnesium matrix composites (a)dislocation movement[5];(b)interface slip[9]

2 镁基复合材料阻尼性能的研究

20世纪50至60年代人们开始对金属基复合材料进行大量的研究,但大都集中在铝基、铜基和铁基复合材料[9]。1986年,David M Goddard等[10]首次采用石墨纤维增强制备镁基复合材料,实验发现该材料具有较好的阻尼性能。同年F C Edward等[11]专门研究了石墨纤维增强镁基复合材料的阻尼性能,结果表明复合材料的阻尼值高于基体材料的阻尼值。到了20世纪90年代,随着复合材料制备技术的发展和人们对高阻尼、高强度、低密度减振材料需求的增加,镁基复合材料阻尼性能的研究得到了广泛关注。

根据镁基复合材料阻尼性能影响的本质不同,可以将影响因素分为内部因素和外部因素。内部因素包括基体成分、增强体种类和含量以及基体相和增强相的界面,外部因素主要包括应变振幅、温度、频率和处理工艺等。

2.1 影响镁基复合材料阻尼性能的内部因素

2.1.1 基体成分

纯镁具有所有金属材料中最好的阻尼性能[8],但是一般认为在纯镁中添加第二相获得的镁合金的阻尼性能都比纯镁的阻尼性能略低。为获得高强度高减振性能的镁系合金,合金元素需要满足下列条件[2]:(1)在镁中的固溶度小;(2)有细化晶粒的作用;(3)能形成具有应力集中效应大的球状或树枝状的铸造组织;(4)耐蚀性不低于传统合金。

Zr在镁中的固溶度小,合金阻尼性能降幅较小。孔志刚等人[12]在探讨Zr含量对Mg-Zr合金组织和性能的影响时发现,Zr含量在0.1%～0.45%(质量分数,下同)范围内,原子数量迅速增加,与位错的交互作用增强,阻尼性能提高。而在Mg中加入固溶度大的合金元素会引起Mg晶格畸变,阻碍位错移动,对位错有强烈的钉扎作用,合金的阻尼性能大幅降低[13]。实验研究证明了这一点,在Mg-0.6%Zr中添加微量元素 Y,由于 Y在合金基体中的固溶增加,使合金的应变振幅无关阻尼下降[14,15]。黄正华等人[16]研究Ce对AZ91D镁合金力学性能与阻尼性能的影响时发现含0.7%Ce的AZ91D合金晶粒细化效果佳,力学性能较理想,阻尼性能最高(Q-1=2.728×10-3),与 AZ91D合金相比,增加了61%。

目前在对镁基复合材料阻尼性能的研究中,选择纯镁和AZ91作为基体的研究较多。张永锟[17]采用挤压铸造工艺制备并比较体积分数为20%的β-SiC晶须增强纯镁,Mg-1%Si,AZ91D三种镁基复合材料的阻尼性能。在室温,频率为1Hz条件下,随着应变振幅的增加,基体为纯镁的阻尼性能最好,Mg-1%Si次之,AZ91最差。AZ91中的合金成分相对最多,对位错的钉扎作用相对较强,因此表现为阻尼性能最差,但是对其力学性能的测试发现结果恰好相反。

2.1.2 增强相类型和含量

通过合金化提高纯镁力学性能的同时,其阻尼性能却显著降低。在镁合金中加入合适的增强体,不仅能提高镁基材料的力学性能,而且与相应的镁合金相比,其阻尼性能也略有增加,所以可以通过选择合适的增强体尝试解决镁基复合材料力学性能和阻尼性能之间的矛盾。常用于增强镁基复合材料的增强相有碳化硅颗粒、硅酸铝短纤维、碳纤维、碳化硅晶须、硼酸铝晶须等。镁基复合材料增强方式主要有两种:一种为单一增强,一种为混合增强。混合增强方式主要选择两种颗粒或者是一种颗粒与一种纤维共同增强镁基复合材料。

张小农等人[18]研究认为,纤维增强镁基复合材料与非纤维增强镁基复合材料相比,其阻尼性能稍好。这主要是因为纤维的弹性模量较好,对阻尼的贡献较大,而且复合材料的力学性能也相对较好。胡强等人[19]研究了不同体积分数的SiC颗粒增强AZ61镁基复合材料的阻尼性能发现,体积分数为3%的 SiC颗粒增强镁基复合材料的阻尼性能最好。研究表明,颗粒的种类、尺寸以及含量都对复合材料的阻尼性能有很大的影响。

混合增强方式较为理想的搭配是颗粒和纤维同时增强。适当的颗粒加入使界面增多[6],界面阻尼贡献增大;纤维的弹性模量较大,对材料的阻尼性能有一定的贡献,在材料受到垂直于纤维方向的外力时,纤维可以作为主要的受力载体,对提高材料的力学性能有很大作用。

2.1.3 基体相和增强相界面

最初研究认为镁基复合材料的阻尼性能是镁基体和增强相阻尼性能的叠加,但研究发现实验值和理论值有一定差距,因此有人开始关注界面阻尼对复合材料整体阻尼性能的贡献,也因此根据界面阻尼机制设计出理想的界面层来提高镁基复合材料的阻尼性能。

碳纤维的弹性模量较大,常用于增强镁基复合材料,但是基体中的合金元素容易与碳纤维发生界面反应,破坏纤维的增强效果,所以现在研究中大都采用在纤维表面涂层的方法来减小这种损害。顾金海等人[20]研究纤维增强镁基复合材料时在纤维表面沉积一层热解碳而获得了一种特殊的界面层,实验发现在温度低于170℃时,纤维表面的碳涂层显著提高了材料的阻尼性能。颗粒增强镁基复合材料主要问题是颗粒容易簇集并且颗粒和基体的润湿性不好。为解决这个问题,顾金海等人[21]在颗粒表面沉积一层涂层,研究表明,在较低温度下,由于纯镁本身的阻尼性能,纯镁比复合材料的阻尼值高;但是随着温度的提高,界面阻尼的贡献增大,有涂层和没有涂层的复合材料的阻尼性能都超过了纯镁;在更高温度下,有涂层的复合材料的阻尼性能超过没有涂层的复合材料。后来,顾金海等人[22]首次建立应力有限元模型来模拟金属基复合材料的阻尼性能,对于涂层的类型做了详细的研究。结果表明对于弹性涂层,涂层的弹性模量越高,材料的阻尼性能越好;对于塑性涂层,软涂层和硬涂层都有利于提高复合材料的整体阻尼性能。

2.2 影响镁基复合材料阻尼性能的外部因素

2.2.1 应变振幅

一般而言,金属材料的阻尼性能随应变振幅的增加而增加,但是对于镁基复合材料而言有所差别,不同类型和含量增强体的加入改变了材料的阻尼随应变振幅的变化规律,可大致分为应变振幅无关阻尼和应变振幅相关阻尼。

图2 SiCp与Al2SiO5f混合增强纯镁复合材料的应变阻尼关系[23]Fig.2 Relationship of damping capacity(Q-1)and strain amplitude(ε)of pure magnesium composite reinforced by hybrid SiCpand Al2SiO5f[23]

应变振幅无关阻尼有两种类型,一种是大量增强体的加入给材料增加了大量的强钉扎点,当位错线被强钉扎点完全钉牢时,不可移动位错增加,材料的阻尼性能不随高应变振幅的增加而增加。张小农等[23]用碳化硅颗粒和莫来石短纤维混合增强纯镁复合材料证明了这一点,当体积分数为18%时,阻尼值几乎不随应变振幅的增加而增加,如图2所示。另一种是在低应变振幅下,位错线被弱钉扎点钉扎,位错阻尼Q-1与可动位错密度ρ和相邻弱钉扎点之间的距离Li有关,Q-1∝ρLi4。图2中,当应变振幅小于10-5时,阻尼几乎不随应变振幅的变化而变化。

应变振幅相关阻尼会随着应变振幅的增加而迅速增加。如图2所示,当应变振幅大于10-5时,阻尼值随应变振幅增加而迅速增加。这种现象可以利用 G-L钉扎模型来解释,当应变振幅增加到一定值以后,位错线以“雪崩”模式从弱钉扎点处挣脱,阻尼随应变振幅和相邻强钉扎点之间的距离L增加而增加。

2.2.2 温度

镁基复合材料的阻尼性能和温度有密切关系。一般情况下,随温度提高,材料内部缺陷活动能力增强,界面结合能力降低,在一定的应力作用下很容易产生微滑移,阻尼性能增加,同时界面结合强度下降。但是当温度过高时,界面的结合强度很低,在外应力作用下,滑移已不能产生内耗,阻尼不再增加,因此会出现一个最优的温度,产生最好的界面结合,造成最大的内耗而产生内耗峰。胡强等人[19]对SiC颗粒增强镁基复合材料的研究中分析了温度-阻尼曲线上出现的两个阻尼峰,如图3所示,峰1的出现归结为位错阻尼机制,峰2的出现归结为界面阻尼机制。除此之外,当温度增加时有一些需要热激活的阻尼源被激活,也会产生阻尼温度峰[17]。

图3 AZ61合金和SiCp增强复合材料的阻尼-温度关系[18]Fig.3 Relationship of damping capacity and temperature of AZ61 magnesium alloy and its composite reinforced by SiCp[18]

2.2.3 频率

分析频率对阻尼性能的影响一般都与讨论温度对阻尼性能的影响联系起来。对于复合材料而言,低频阻尼要高于高频阻尼,即当测量频率增大,阻尼值减小。主要原因在于复合材料阻尼性能的产生是源于位错的运动和界面的微滑移,在交变应力下,频率越大,两者在一次循环中的位错移动越小,能耗越小,材料的阻尼值越低[17,24,25]。张修庆等人[26]采用原位合成TiC增强AZ91镁基复合材料,研究了其阻尼温度频率之间的关系。当应变振幅不变,温度在室温到250℃范围内,测量频率分别为0.1,0.5,1,2.0Hz,测试频率越大,阻尼值越低。

2.2.4 处理工艺

目前,对镁基复合材料热处理后阻尼性能的研究主要集中在固溶、时效、热循环三种热处理方式[23]。张修庆等人[27]采用原位合成法制备 TiC增强AZ91镁基复合材料,研究在420℃固溶处理(T4)和固溶后时效处理14h(T6)后的材料阻尼性能时发现,热处理降低了热激活能,增加了可移动位错的有效长度,有利于提高镁基复合材料的阻尼性能。Z Trojanova等人[28]采用挤压铸造法制备了体积分数为3%Al2O3纤维和体积分数为20%SiC颗粒增强QE22复合材料,并对其从室温到不同温度(40～400℃)进行热循环处理,实验发现热循环终止温度低于300℃时,热循环处理增加了材料的位错密度和弱钉扎点之间的有效距离,阻尼随温度升高而增大;高于300℃时,因界面的结合强度显著降低,即使有微滑移,但已不足以消耗能量,阻尼随温度的增加而降低。

对镁基复合材料变形处理后的阻尼性能研究较少,但已有的研究表明,变形后复合材料的阻尼性能下降。张小农等[29]对不同状态下的 SiC颗粒和 Al2(SiO3)3短纤维混合增强镁基复合材料进行了阻尼性能测试证明了挤压态的阻尼性能比铸态的阻尼性能低,所以可以认为变形处理不利于阻尼性能的提高。

机械循环对镁基复合材料阻尼性能的影响研究很少。A.Mielczarek等人[30]研究了室温下,重复弯曲对Al2O3/QE22镁基复合材料应变振幅无关阻尼性能的影响,随着弯曲重复数的增加,可移动位错有效长度减少,应变振幅无关阻尼降低,其原因在于基体塑性变形导致复合材料位错和位错,位错和界面之间发生了交互作用。

3 镁基复合材料阻尼设计和发展方向

张小农[18,31]在探讨高阻尼金属基复合材料的发展途径中认为,高阻尼金属基复合材料的设计可以通过以下三种途径实现:选择高阻尼性能的金属基体,高阻尼的增强体和设计高阻尼的基体、增强体结合界面。但是从复合材料的强化机制和阻尼机制来说,材料的力学性能和阻尼性能是相互矛盾的。从位错的钉扎-脱钉角度,较好的力学性能需要有更多的强钉扎点,但是高的阻尼性能要求恰好相反;一定的温度范围内,随温度的提高,材料界面发生微滑移,消耗能量,从而产生高的阻尼性能,但同时力学性能因界面结合不好而会相应下降。所以现在要解决的问题是协调镁基复合材料力学性能和阻尼性能之间的关系[32],使两者共同达到最理想值。

从现在的研究来看,择优选择增强体混合增强镁基复合材料和设计较好的基体与增强体之间的结合界面,增加界面过渡层是已有研究方案中两个较好的阻尼设计方案。但混合增强体的最优化配比和界面过渡层的阻尼机制和界面反应还需要进一步的研究,所以混合增强镁基复合材料和设计较好过渡层仍是今后镁基复合材料发展的两个重要方向。

在选择制备方法上,外加增强镁基复合材料的研究较多,但近年来原位合成增强镁基复合材料的研究逐渐增多[7,8,26]。外加增强相获得的镁基复合材料的主要缺点是存在界面反应并且基体和增强相之间的润湿性较差,而原位合成的增强相在基体中分布更均匀,颗粒更细小。TiC陶瓷颗粒因硬度高、密度低、弹性模量高、耐磨性好等原因成为原位合成高阻尼镁基复合材料增强相的首选。

处理工艺对镁基复合材料阻尼性能影响的研究较少,通过初步的研究论证热处理工艺对提高镁基复合材料的力学和阻尼性能都有一定的作用。已有研究人员提出通过热处理或是选择合适的表面活性剂和表面处理方法处理增强相促使镁基复合材料发生马氏体相变产生孪晶型内耗,增加镁基复合材料新的阻尼机制[5]。但是这一构想还未完全实现,需要进一步研究。

4 结束语

相对于铝基复合材料而言,对镁基复合材料阻尼性能的研究起步较晚,其理论知识体系还不成熟,需要大量的科研工作者投入更多的时间与精力研究并设计出兼具高强度、高阻尼、低密度的镁基复合材料,适应社会的需要。

[1]戴德沛.阻尼技术的工程应用[M].北京:清华大学出版社, 1991.

[2]丁文江.镁合金科学与技术[M].北京:科学出版社,2007.

[3]张小农.金属基复合材料的阻尼行为研究[D].上海:上海交通大学博士学位论文,1997.

[4]郑昌琼.简明材料词典[M].北京:科学出版社,2002.

[5]谭伟民,沈晓东,张振东,等.镁基材料的阻尼性能研究进展和展望[J].材料导报,2006,20(8):127-131.

[6]HAO G L,HAN F S,WU J,et al.Damping properties of porous AZ91 magnesium alloy reinforced with copper particles[J].Materials Science and Technology,2007,23(4):492-496.

[7]CAO Wei,ZHANG Cang-fa,FANG Tong-xiang,et al.In situ synthesis and damping capacities of TiC reinforcement magnesium matrix composites[J].Materials Science and Engineering A, 2008,496(1-2):242-246.

[8]ZHANG Xiu-qing,LIAO Li-hua,MA Nai-heng,et al.Mechanical properties and damping capacity of magnesiunm matrix composites[J].Composites:Part A,2006,37(1-2):2011-2016.

[9]王玲,赵浩峰,魏晓嘉,等.金属基复合材料及其浸渗制备的理论与实践[M].北京:冶金工业出版社,2005.

[10]GODDARD,DAVID M.Graphite/magnesium composites for advanced lightweight rotary engines[R].USA:SAE,Warrendale PA,1986.

[11]CRAWLEY EDWARD F,MARTHINUS C,SCHOOR VAN.Material damping in aluminum and metal matrix composites[J].Journal of Composites,1987,21(6):553-568.

[12]孔志刚,刘泓波,张虎.Zr含量对Mg-Zr合金组织和性能的影响[J].北京航空航天大学学报,2004,30(10):972-976.

[13]WAN Di-qing,WANG Jin-chang,WANG Gai-fang,et al.Effect of Mn on damping capacities,mechanical properties and corrosion behavior of high damping Mg-3wt%Ni based alloy[J].Materials Science and Engineering A,2008,494(1-2):139-142.

[14]林琳,王改芳,陈先毅,等.稀有元素 Y对Mg-0.6%Zr合金力学性能与阻尼性能的影响[J].铸造技术,2008,29(6):769-772.

[15]LIU C M,JI R F,ZHOU H T,et al.Effect of Ca/Y on the tensile properties and damping capacities of as-cast Mg-0.6%Zr alloy[J].Magnesium Technology,2006,32(4):495-499.

[16]黄正华,郭雪峰,张忠明.Ce对AZ91D镁合金力学性能与阻尼性能的影响[J].稀有金属材料与工程,2005,34(3):375-379.

[17]张永锟.碳化硅晶须增强镁基复合材料的阻尼性能研究[D].哈尔滨:哈尔滨工业大学硕士学位论文,2006.

[18]张小农,吴人洁,张狄.高阻尼金属基复合材料的发展途径[J].材料导报,1996,(6):68-72.

[19]胡强,揭小平,闫洪.SiCp/AZ61镁基复合材料的力学性能和阻尼性能[J].锻压技术,2008,33(2):106-109.

[20]顾金海,张小农,顾明远.纤维增强AZ91镁基复合材料的阻尼性能[J].航空材料学报,2004,24(6):29-33.

[21]GU Jin-hai,ZHANG Xiao-nong,GU Ming-yuan.Effect of surface coating of particulate on the overall damping of particulatereinforced metal matrix composites[J].Computational Materials Science,2006,36(3):338-344.

[22]GU Jin-hai,ZHANG Xiao-nong,QIU Yong-fu,et al.Damping behaviors of magnesium matrix composites reinforced with Cucoated and uncoated SiC particulates[J].Computational Materials Science,2005,65(11-12):1736-1742.

[23]张小农,张荻,吴人洁.SiCp和Al2SiO5f混杂增强纯镁的阻尼性能[J].材料研究学报,1998,12(1):76-78.

[24]ZHANG Zhen-yan,ZENG Xiao-qin,DING Wen-jiang.The influence of heat treatment on damping response of AZ91D magnesium alloy[J].Materials Science and Engineering A,2005,392 (1-2):150-155.

[25]MA Chun-jiang,ZHANG Di,DING Wei-jiang,et al.Damping capacity of SiCw/MgLiAl composites[J].Journal of Materials Science Letter,2001,20(4):327-329.

[26]ZHANG Xiu-qing,WANG Hao-wei,LIAO Li-hua,et al.In situ synthesis method and damping characterization of magnesium matrix composites[J].Composites Science and Technology, 2007,67(3-4):720-727.

[27]ZHANG Xiu-qing,LIAO Li-hua,MA Nai-heng,et al.The effect of heat treatment on damping characterization of TiC/AZ91 composites[J].Materials Letters,2006,60(5):600-604.

[28]TROJANOVA Z,LUKAC P,RUDAJ EVOVA A.Internal friction in a QE22 hybrid composite[J].Materials Science and Engineering A,2004,370(1-2):542-545.

[29]ZHANG X N.Effect of reinforcements on damping capacity of pure magnesium[J].Journal of Materials Science Letters,2003, 22(7):503-505.

[30]MIELCZAREK A,TROJANOVA Z,RIEHEMANNA W,et al.Influence of mechanical cycling on damping behaviour of short fibre-reinforced magnesium alloy QE22[J].Materials Science and Engineering A,2006,442(1-2):484-487.

[31]张小农,吴人洁,张狄.高阻尼金属基复合材料的发展途径[J].材料工程,1997,(9):34-37.

[32]SCHALLER R.Metal matrix composites,a smart choice for high damping materials[J].Journal of Alloys and Compounds,2003, 355(1-2):131-135.

Research Status of Magnesium Matrix Composites with High Damping Capacity

HU Yao-bo1,2,DEN GJuan1,2,WANGJing-feng1,2,PAN Fu-sheng1,2,CHEN Yu-an1,2
(1 College of Materials Science and Engineering,Chongqing University,Chongqing 400044,China; 2 National Engineering Research Center for Magnesium Alloys,Chongqing 400044,China)

TB331

A

1001-4381(2010)01-0089-05

国家重点基础研究发展计划(2007CB613704);国家科技支撑计划(2007BAQ00134-04);重庆市科委科技计划重大项目(CSTC, 2008AB4114)

2008-12-31;

2009-11-17

胡耀波(1974—),男,博士,副教授,主要从事镁合金材料的研究工作,联系地址:重庆市沙坪坝区沙正街174号重庆大学材料学院(400044),E-mail:yaobohu@cqu.edu.cn