维普资讯 http://www.cqvip.com 镁合金板材超塑性成形极限的实验研究 ２９ 镁合金板材超塑性成形极限的实验研究 Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｏｎ Ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ Ｆｏｒｍｉｎｇ Ｌｉｍｉｔ ｏｆ Ｍａｇｎｅｓｉｕｍ Ａｌｌｏｙ Ｓｈｅｅｔ 宋美娟 ，汪凌云 ，刘饶川 ，向毅 （１重庆科技学院机械系，重庆４０００５０；２重庆大学材料科学与工程学院，重庆４０００４４） ＳＯＮＧ Ｍｅｉ—ｉ ｕａｎ ，ＷＡＮＧ Ｌｉｎｇ－ｙｕｎ ，ＬＩＵ Ｒａｏ—ｃｈｕａｎ ，ＸＩＡＮＧ Ｙｉ （１ Ｄｅｐａｒｔｍｅｎｔ ｏｆ Ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ ｏｆ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ ４０００５０，Ｃｈｉｎａ；２ Ｃｏｌｌｅｇｅ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｃｈｏｎｇｑｉｎｇ ４０００４４，Ｃｈｉｎａ） 摘要：通过超塑性刚性凸模胀形实验研究了ＡＺ３１Ｂ镁合金板材的超塑性成形极限。在变形温度为５７３Ｋ，初始变形速率 为３．３×１０ Ｓ 的条件下，建立了ＡＺ３１Ｂ镁合金板料成形极限实验曲线（ＦＬＣ），并且得到无论在拉压变形方式或是在 双向受拉变形方式下超塑性变形时，ＡＺ３１Ｂ镁合金板料发生集中性失稳的条件均是ｄｅｚ一０。 关键词：ＡＺ３１Ｂ镁合金；超塑性；成形极限；失稳 中图分类号：ＴＧ１３５．３ 文献标识码：Ａ 文章编号：１００１—４３８１（２００７）０７—００２９—０４ Ａｂｓｔｒａｃｔ：Ｔｈｅ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ ｂｕｌｇｉｎｇ ｔｅｓｔ ｏｆ ＡＺ３１Ｂ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ ｓｈｅｅｔ ｏｆ ０．６ｍｍ ｔｈｉｃｋ ｗａｓ ｃａｒｒｉｅｄ ｏｕｔ ｏｎ Ａｌｌｉａｎｃｅ ＲＴ／５０ ｔｅｎｓｉｌｅ ｍａｃｈｉｎｅ ａｔ ５７３Ｋ ａｎｄ ３．３×１０一 Ｓ＿。．ｔｈｅ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ ｄｉａ— ｇｒａｍ（ＦＬＤ）ａｔ ５７３Ｋ ａｎｄ ３．３×１０ Ｓ＿。ｗａｓ ｅｓｔａｂｌｉｓｈｅｄ ｆｏｒ ｔｈｅ ｆｉｒｓｔ ｔｉｍｅ．Ｉｔ ｉＳ ｆｏｕｎｄ ｔｈａｔ，ｅｉｔｈｅｒ ｉｎ ｔｅｎｓｉｌｅ－ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｖｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｒ ｉｎ ｂｉ－ａｘｉｓ ｔｅｎｓｉｌｅ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ，ｔｈｅ ｊｕｄｇｍｅｎｔ ｃｒｉｔｅｒｉｏｎ ｆｏｒ ｌｏｃａｌ ｎｅｃｋｉｎｇ ｏｆ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃ ｄｅｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｉｓ ｄｅ２—０． Ｋｅｙ ｗｏｒｄｓ：ＡＺ３ １ Ｂ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ；ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ；ＦＬＤ；ｐｌａｓｔｉｃ ｉｎｓｔａｂｉｌｉｔｙ 成形性能的优劣往往决定着一种使用性能优越的 材料能否得到实际应用。在材料的成形性能中最为重 要的是成形极限的大小。材料的成形极限曲线ＦＬＣ 对超塑性板料拉伸失稳的研究目前还较少［４］。 本工作通过超塑性凸模胀形实验建立了ＡＺ３１Ｂ 镁合金板材成形极限曲线图，并对ＡＺ３１Ｂ镁合金板材 超塑性拉伸失稳过程中的应变路径变化规律进行了探 （Ｆｏｒｍｉｎｇ Ｌｉｍｉｔ Ｃｕｒｖｅ）Ｌ】 位置的高低，反映了材料在 各种应力应变状态下局部极限变形能力的大小。 讨，为镁合金板材成形工艺参数优化及模具设计提供 了依据。 金属超塑性失稳和断裂的发生常起因于内部损伤 的缓慢扩展。局部化颈缩是金属板材成形的一个重要 特征，可以用来表征材料的流动性。工艺因素和金属 流动性可改进金属板料成型零件的设计并影响成形工 艺的成功与否。为此，成形极限曲线图（ＦＬＣ）被广泛 用于分析金属薄板成形工艺。ＦＬＣ就是用材料的局 １ ＡＺ３１Ｂ镁合金板料凸模胀形实验 本工作采用建立成形极限曲线ＦＬＣ的Ｎａｋａｚｉｍａ 实验方法，这种方法的实质是刚性凸模胀形实验，凸 模呈半球形，图１为Ｎａｋａｚｉｍａ的刚性凸模胀形实验 方法的示意图，试件的边缘被压边圈压紧。通过凸模 胀形，使试件上的某个点达到极限状态，通过改变试件 的宽度和试件与凸模间的润滑，来改变极限点的｜０值。 部化颈缩去度量金属薄板成形产品的流动性。破坏前 的最大流动性被定义为具体成形过程中材料没有发生 失稳的极限响应，最具有代表性的研究是Ｈｉｌｌ［２］运用 经典塑性理论分析了金属在局部化颈缩过程中的流动 性。由于超塑性材料对应变速率敏感而对应变不敏 使应变状态从压延到胀形变化。虽然实验中存在着板 料与模具之间的摩擦，但具有接近工业实际情况的优 点。 １．１实验材料和试样 感，使得其稳定变形阶段很短而载荷失稳后的准稳定 变形阶段较长Ｌ３］。事实上，超塑性材料的大延伸率正 是由于准稳定变形阶段较长的结果。因此现有的关于 一般塑性板料的拉伸失稳理论不适用于超塑性材料。 选用０．６ｍｍ厚的工业态轧制ＡＺ３１Ｂ镁合金板材 维普资讯 http://www.cqvip.com 维普资讯 http://www.cqvip.com 镁合金板材超塑性成形极限的实验研究 ３１ 将试件拉伸至各种不同变形程度，分别测量出ＡＺ３１Ｂ 径变化，并绘制成如图５的曲线。其中图５ａ是初始应 镁合金板材在不同加载路径下的拉伸变形过程中板平 面内两主应变（ｅ ，ｅ ）的分布和最小截面处的应变路 ０．５ ．变比 为负值时的应变路径，图５ｂ是初始应变比ｐｏ 为正值时的应变路径。 ＿（ｂ） ０．５ （ａ） ◆ ０．４ ．◆ ◆ ◆◆◆ ◆ ◆◆◆ Ｏ．４ —０＿３ － ｏ．３ ． ．．７ ０．２ ０．１ ． ：． ｏ．２ Ｏ．１ ＼ ／ Ｉ Ｉ ： ．０．２ ．０．１ ０ ８２ －０．３ ．０．２ －０．１ ０ ￡２ ０．１ ０．２ ０．３ ．０．３ ０．１ ０．２ ０．３ 图４ ＡＺ３ｌ镁合金板材实验成形极限曲线图 （ａ）ｅ・ Ｆｉｇ．４ Ｔｈｅ ＦＣＬ ｃｕｒｖｅ ｏｆ ＡＺ３ｌＢ ｓｈｅｅｔ实测值的散点分布；（ｂ）成形极限曲线ＦＬＣ （ａ）ｔｈｅ ｓｃａｔｔｅｒｅｄ ｄｏｔｓ ｏｆ（￡Ｉ，ｅ２）；（ｂ）ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ ｃｕｒｖｅ 现将ＡＺ３１Ｂ镁合金板材超塑性变形过程中的应 变路径变化曲线分成四个阶段 （参见图５）。分别 为：与载荷增加相对应的ｏａ阶段；最大载荷出现后的 流变阶段，即应变路径仍基本保持不变的ｎ６阶段；应 变路径发生漂移的６ｃ阶段和平面应变阶段。 在ｎ６阶段，即在最大载荷出现以后的较长一段时 图５ ＡＺ３１Ｂ镁合金板材拉伸变形过程中的应变路径曲线Ｆｉｇ．５ Ｔｈｅ ｓｔｒａｉｎｉｎｇ ｐａｔｈ ｏｆ ｔｈｅ ＡＺ３１Ｂ ｓｈｅｅｔ ｉｎ ｔｅｎｓｉｌｅ ｔｅｓｔ（ａ）ｐｏ—～０．４２；（ｂ）ｐｏ—Ｏ．６５ （ａ）ｐｏ一一０．４２：（ｂ）ｐｏ—Ｏ．６５ 间内，载荷的增量ｄｐ ＜０，但从宏观上看应变路径基 本保持不变，明显的分散性缩颈尚未形成。在６ｃ阶 段，应变路径开始向平面应变状态漂移，特别在变形的 移，即在双向受拉变形方式下变形时ｄｅ ≤０。因此，无 论在拉压变形方式或是在双向受拉变形方式下超塑性 变形时，板料发生集中性失稳的条件均是ｄｃ 一０。 后期，漂移速率明显加快，到Ｃ点时，平面状态形成，应 变状态漂移结束。另外，在双向受拉变形方式下颈区 内应变状态变化特征，与拉压变形方式下相同。 根据以上实验结果分析，以及零应变线方向与应 变状态的相关性可见：在超塑性变形过程中，应变分布 并不总是均匀的。当一定变形程度以后，由于变形约 （１）在变形温度为５７３Ｋ，初始变形速率为３．３× ３ 结论 １０ Ｓ 的条件下，试件胀形最大高度为４１．２０ｍｍ，半 径为５０ｍｍ，其高径比为Ｈ／ｄ一０．８２４，胀形高度接近 凸模半径。可以认为工业态ＡＺ３１Ｂ镁合金板料在中 温条件下的超塑性成形性能好，合乎成形零件的基本 要求。 （２）通过超塑性刚性凸模胀形实验，建立了 束和空洞损伤的存在和交互作用，应变路径从加载状 态下不断向平面应变状态漂移。在拉压变形方式下， 零应变线方向随之不断发生转动，其方向角０（０一 ａｒｃｔａｎ￣／一ｐ）相应减小，逐渐趋于零。到平面变形状态 时（』Ｄ一０），零应变线也转至平行于ｅ 轴，即有ｄｅ 一０。 因此，在拉压变形方式下变形时ｄｅ ：０。在双向受拉 变形方式下变形时，其应变状态也向平面应变状态漂 ＡＺ３１Ｂ镁合金板料成形极限实验曲线（ＦＬＣ）。以此 作为依据，可对实际加工中得到的数据进行比较，为镁 合金板材成型工艺参数优化和模具设计奠定了基础。 维普资讯 http://www.cqvip.com ３２ 材料工程／２００７年７期 ［７］ＧＲＡＦ Ａ，ＨＯＳＦＯＲＤ Ｗ．Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｓｔｒａｉｎ ｐａｔｈｓ ｏｎ ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ （３）ＡＺ３１Ｂ镁合金板材超塑性变形过程中的应变 路径变化曲线分成四个阶段：与载荷增加相对应的阶 ｄｉａｇｒａｍｓ ｏｆ Ａ１２００８一Ｔ４［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌ Ｔｒａｎｓ Ａ，１９９３，２４Ａ：２５０３— ２５１２． 段；最大载荷出现后仍保持宏观均匀应变阶段；应变路 径发生漂移的阶段和平面应变阶段。无论在拉压变形 ［８］ＧＲＡＦ Ａ，ＨＯＳＦＯＲＤ Ｗ．Ｔｈｅ ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｓｔｒａｉｎ－ｐａｔｈ ｏｎ ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ ｄｉａｇｒａｍｓ ｏｆ ＡＩ６１ｌ１ Ｔ４［Ｊ］．Ｉｎｔ Ｊ Ｍｅｅｈ Ｓｃｉ，１９９４，３６（１０）： ８９７—９１０． 方式或是在双向受拉变形方式下超塑性变形时， ＡＺ３１Ｂ镁合金板料发生集中性失稳的条件均是ｄ￡ｚ— Ｏ。 ［９］ ＧＲＡＦ Ａ，ＨＯＳＦＯＲＤ Ｗ．Ｃａｌｃｕｌａｔｉｏｎ ｏｆ ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ ｄｉａｇｒａｍｓ ［Ｊ］．Ｍｅｔａｌｌ Ｔｒａｎｓ Ａ，１９９０，２１Ａ：８７—９４． ［１０］ＭＡＲＣＩＮＩＡＫ Ｚ，ＫＵＣＺＹＮＳＫＩ Ｋ．Ｌｉｍｉｔ ｓｔｒａｉｎｓ ｉｎ ｔｈｅ ｐｒｏｃｅｓｓ 参考文献 ［１］ＨＩＬＬ Ｒ．Ｏｎ ｄｉｓｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ ｐｌａｓｔｉｃ ｓｔａｔｅｓ ｗｉｔｈ ｓｐｅｃｉａｌ ｒｅｆｅｒｅｎｃｅ ｔｏ ｌｏｃａｌｉｚｅｄ ｎｅｃｋｉｎｇ ｉｎ ｔｈｉｎ ｓｈｅｅｔｓ ＥＪ］．Ｊ Ｍｅｅｈ Ｐｈｙｓ Ｓｏｌｉｄｓ，１９５２， １：１９—３０． ｏｆ ｓｔｒｅｔｃｈ—ｆｏｒｍｉｎｇ ｓｈｅｅｔ ｍｅｔａｌ［Ｊ］．Ｉｎｔ Ｊ Ｍｅｅｈ Ｓｃｉ，１９６７，９：６０９ —６２０． ［１ １］ ＭＡＲｃＩＮＩＡＫ Ｚ，ＫｕｃＺＹＮｓＫＩ Ｋ，Ｐ０Ｋ０ＲＡ Ｔ．Ｉｎｆｌｕｅｎｃｅ ｏｆ ｔｈｅ ｐｌａｓｔｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ａ ｍｔｅｒｉａｌ ｏｎ ｔｈｅ ｆｏｒｍｉｎｇ ｌｉｍｉｔ ｄｉａｇｒａｍ ［２］于彦东，张凯锋，蒋大鸣，等．轧制镁合金超塑性和超塑胀形ＥＪ］． 中国有色金属学报，２００３，１３（１）：７１—７５． ｆｏｒ ｓｈｅｅｔ ｍｅｔａｌ ｉｎ ｔｅｎｓｉｏｎ［Ｊ］．Ｉｎｔ Ｊ ｏｆ Ｍｅｅｈ Ｓｅｉ，１９７３，１５：７８９ —７９５． ［３］宋美娟，汪凌云，王智祥，等．热轧ＡＺ３１Ｂ镁合金板材超塑成形 性能研究［Ｊ］．金属成形工艺，２００４，２２（３）：５０—５２． ［１２］吴诗停．考虑空洞演化效应的金属超塑性变形理论［Ｊ］．吉首大 学学报，１９９８，１９（４）：９—１９． ［４］梁炳文，胡世光．板料成形塑性理论［Ｍ］．北京：机械工业出版 社，１９９９． 基金项目：重庆市科委自然科学基金资助项目（８４１３） 收稿日期：２００６—１０—２７；修订日期：２００６—１２－２５ 作者简介：宋美娟（１９６３一），女，博士，副教授，科研方向为轻合金材料 ［５］梁炳文，陈孝戴，王志恒．板金成形性能［Ｍ］．北京：机械工业出 版社，Ｉ９９９． ［６］ＴＡＫＵＤＡ Ｈ，ＭＯＲＩ Ｋ，ＴＡＫＡＫＵＲＡ Ｎ，ｅｔ ａ１．Ｆｉｎｉｔｅ ｅｌｅｍｅｎｔ ａｎａｌｙｓｉｓ ｏｆ ｌｉｍｉｔ ｓｔｒａｉｎｓ ｉｎ ｂｉ——ａｘｉａｌ ｓｔｒｅｔｃｈｉｎｇ ｏｆ ｓｈｅｅｔ ｍｅｔａｌｓ ａｌｌｏ—－ 加工及变形机理、材料成型数值模拟，联系地址：重庆科技学院机械系 （４０００５０）。 ｗｉｎｇ ｆｏｒ ｄｕｃｔｉｌｅ ｆｒａｃｔｕｒｅ［Ｊ］．Ｉｎｔ Ｊ Ｍｅｅｈ Ｓｃｉ，２０００，４２：７８５— ７９８． 米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米米 （上接第２Ｏ页） ｗｏｒｋｉｎｇ ｏｆ ｍａｇｎｅｓｉｕｍ ａｌｌｏｙ ＡＺ３１［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ Ｆｏｒｕｍ， ２００３，４１９—４２２：５０３—５０８． ［Ｊ］．Ｓｅｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００４，５１：９５５． ［９］ＩＴＯＩ Ｔ，ＳＥＩＭＩＹＡ Ｔ，ＫＡＷＡＭＵＲＡ Ｙ，ｅｔ ａ１．Ｌｏｎｇ ｐｅｒｉｏｄ ｓｔａｃ— ｋｉｎｇ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅｓ ｏｂｓｅｒｖｅｄ ｉｎ Ｍｇ９７ Ｚｎ，Ｙｚ ａｌｌｏｙ［Ｊ］．Ｓｅｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａ— ｌｉａ，２００４，５１：１０７—１１ｌ＿ ［２］ＫＩＭ Ｉ Ｊ，ＢＡＥ Ｄ Ｈ，ＫＩＭ Ｄ Ｈ．Ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｅｓ ｉｎ ａ Ｍｇ—Ｚｎ～Ｙ ａｌｌｏｙ ｒｅ— —ＹＩＮＧ ＹＵＡＮ，ＪＩＥＮ－ＷＥＩ ＹＥＨ，ＣＨＵＮ—ＨＵＥＩ ＴＳＡＵ．Ｉｍ— ｉｎｆｏｒｃｅｄ ｂｙ ａｎ ｉｅｏｓａｈｅｄｒａｌ ｑｕａｓｉｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｐｈａｓｅＥＪ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉ— ［１０］ＳＨＩｅｎｃｅ ａｎｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ａ，２００３，３５９：３１３—３１８． ｐｒｏｖｅｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ２０２４ Ａｌｕｍｉ— ［３］刘礼，徐春杰，张忠明，等．往复挤压Ｌ２纯铝的组织与性能［Ｊ］． 材料热处理学报，２００６，２７（３）：４７—５０． ｎｕｒｏ．ａｌｌｏｙ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ａ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ．Ｍａｔｅｒｉ— ａｌｓ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ［Ｊ］，ＪＩＭ，１９９９，４０（３）：２３３—２４１． ＹＥＨ，ＳＨＩ—ＹＩＮＧ ＹＵＡＮ，ＣＨＡＯ－ＨＵＡＮＧ ＰＥＮＧ． ［４］ ＳＨＩＨ—ＷＥＩ ＬＥＥ，ＨＳＩＡＯ－ＹＵＮＷＡＮＧ，ＹＵ—ＬＩＡＮＧＣＨＥＮ，ｅｔ ［１１］ＪＩＥＮ—ＷＥＩａ１．Ａｎ Ｍｇ－ＡＩ—Ｚｎ ａｌｌｏｙ ｗｉｔｈ ｖｅｒｒｙ ｈｉｇｈ ｓｐｅｃｉｆｉｃ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ａｎｄ ｓｕｐｅｒｉ— ｏｒ Ｈｉｇｈ～ｓｔｒａｉｎ－ｒａｔｅ ｓｕｐｅｒｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ｂｙ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ ｅｘ— Ｍｉｅｒｏｓｔｒｕｅｔｕｒｅ ａｎｄ ｔｅｎｓｉｌｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ａｎ ＡＩ一１２Ｗｔ Ｐｃｔ Ｓｉ ａｌｌｏｙ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ Ｅｎｇ Ａ，１９９９， ３ＯＡ：２５０３—２５１２． ｔｒｕｓｉｏｎ［Ｊ］．Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２００４，６（１２）：９４８— ９５２． ［１ ２］ ＲＩＣＨＥＲＴ Ｍ，ＬＩＵ Ｑ，ＨＡＮＳＥＮ Ｎ．Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ ｏｖｅｒ ａ ｌａｒｇｅ ｓｔｒａｉｎ ｒａｎｇｅ ｉｎ ａｌｕｍｉｎｉｕｍ ｄｅｆｏｒｍｅｄ ｂｙ ｃｙｃｌｉｃ ｅｘｔｒｕ— ［５］ ＳＨＩ—ＹＩＮＧ ＹｕＡＮ，ＪＩＥＮ－ＷＥＩ ＹＥＨ，ＣＨＵＮ—ＨＵＥＩ ＴｓＡｕ．Ｉｍ— ｐｒｏｖｅｄ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｅｃｈａｎｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ２０２４ Ａｌｕｍｉｎｕｍ ｓｉｏｎ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒ Ｓｃｉ Ｅｎｇ Ａ，１９９９，２６０：２７５—２８３． Ｊ，ＲＩＣＨＥＲＴ Ｊ．Ｍｉｅｒｏｂａｎｄ ｆｏｒｍａ— ａｌｌｏｙ ｐｒｏｄｕｃｅｄ ｂｙ ａ ｒｅｃｉｐｒｏｃａｔｉｎｇ ｅｘｔｒｕｓｉｏｎ ｍｅｔｈｏｄ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ［１３］ＲＩＣＨＥＲＴ Ｍ，ＭＣＱＵＥＥＮ Ｈ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ，儿Ｍ，１９９９，４０（３）：２３３—２４ｌ＿ ｔｉｏｎ ｉｎ ｃｙｃｌｉｃ ｅｘｔｒｕｄｓｉｏｎ ｃｏｍｐｒｅｓｓｉｏｎ ｏｆ ａｌｕｍｉｎｕｍ［Ｊ］．Ｃａｎａｄｉａｎ ｍｅｔａｌｌｕｒｇｉｃａｌ ｑｕａｒｔｅｒｌｙ，１９９８，３７：４４９—４５７。 ［６］ＳＵＺＵＫＩ Ｍ，ＫＩＭＵＲＡ Ｔ，ＫＯＩＫＥ Ｊ，ｅｔ ａ１．Ｓｔｒｅｎｇｔｈｅｎｉｎｇ ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｚｎ ｉｎ ｈｅａｔ ｒｅｓｉｓｔａｎｔ Ｍｇ—Ｙ＿Ｚｎ ｓｏｌｉｄ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］． Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅｒｉａｌｉａ，２００３，４８：９９７—１００２． 收稿日期：２００６—１０—０８；修订日期：２００７—０１—２５ ［７］ＳＩＮＧＨ ＡＬＯＫ，ＴＳＡＩ Ａ Ｐ．Ｏｎ ｔｈｅ ｃｕｂｉｃ Ｗ ｐｈａｓｅ ａｎｄ ｉｔｓ ｒｅｌａｔｉｏｎ— 作者简介：徐春杰（１９７１一），男，讲师，博士研究生，主要从事高性能轻金 ｓｈｉｐ ｔｏ ｔｈｅ ｉｅｏｓａｈｅｄｒａｌ ｐｈａｓｅ ｉｎ Ｍｇ－Ｚｎ－Ｙ ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｓｃｒｉｐｔａ Ｍａｔｅ— 属材料的组织与性能控制研究和开，．联系地址：西安理工大学材料科学 ｒｉａｌｉａ，２００３，４９：１４３—１４８． 与工程学院（７１００４８）。 ［８］ ＳＩＮＧＨ ＡＬＯＫ，ｗＡＴＡＮＡＢＥ Ｍ，ＫＡＴＯ Ａ，ｅｔ ａ１．Ｆｏｒｍａｔｉｏｎ ｏｆ ｉｅｏｓａｈｅｄｒａｌ ｈｅｘａｇｏｎａｌ Ｈ ｐｈａｓｅ ｎａｎｏ－ｃｏｍｐｏｓｉｔｅｓ ｉｎ Ｍｇ Ｚｎ Ｙ ａｌｌｏｙｓ