袁新雄，尹登峰, ，余鑫祥，潘康觀，盧少康，胡婷，呂正風(fēng)，祝貞鳳

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Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金鑄錠的均勻化退火及組織演變

袁新雄1，尹登峰1, 2，余鑫祥1，潘康觀1，盧少康1，胡婷1，呂正風(fēng)2，祝貞鳳2

(1. 中南大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院，長(zhǎng)沙 410083；2. 煙臺(tái)南山學(xué)院工學(xué)院，煙臺(tái) 265713)

采用光學(xué)顯微鏡(OM)、掃描電鏡(SEM)、電子探針(EPMA)、波譜分析(WDS)、X射線衍射(XRD)以及差示掃描量熱儀(DSC)等技術(shù)對(duì)Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金鑄態(tài)組織及均勻化退火過程中的組織演變進(jìn)行研究。結(jié)果表明：該合金鑄態(tài)組織存在嚴(yán)重的枝晶偏析，主要由(Al)基體、(Al)+Mg(Zn, Al, Cu)2非平衡共晶組織以及少量的(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相構(gòu)成；均勻化退火過程中，大量層片狀共晶組織溶入基體，同時(shí)轉(zhuǎn)變生成Al2CuMg相；合金的過燒溫度為474.87 ℃；合金的最佳單級(jí)均勻化退火工藝為465 ℃、40 h，這與均勻化動(dòng)力學(xué)方程測(cè)算結(jié)果接近；合金經(jīng)(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)雙級(jí)均勻化退火處理后，回溶效果更好，主要?dú)埩粝酁殡y溶的Al2CuMg相，少量含F(xiàn)e雜質(zhì)相以及Al8Cu4Ce相。

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金；均勻化；組織演變；均勻化動(dòng)力學(xué)

近年來，在7055鋁合金的基礎(chǔ)上，通過調(diào)整合金成分，最新開發(fā)的一系列高強(qiáng)高韌鋁合金(如AA7136、AA7056和AA7095等)其合金元素Zn含量均超過8.5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))，高Zn含量Al-Zn-Mg-Cu系合金已成為研究熱點(diǎn)[1?3]。研究結(jié)果表明，在原有合金成分基礎(chǔ)上增加Zn元素含量，可顯著提高合金的強(qiáng)度[4]。但合金元素含量增加會(huì)產(chǎn)生嚴(yán)重的枝晶偏析和區(qū)域偏析，形成大量非平衡共晶組織及金屬間化合物，必須通過均勻化處理消除或降低化學(xué)成分和組織不均勻性，提高合金熱塑性，同時(shí)使低熔點(diǎn)第二相充分溶解，為后續(xù)固溶和時(shí)效熱處理工藝做準(zhǔn)備[5?6]。

目前，國(guó)內(nèi)外關(guān)于Al-Zn-Mg-Cu系合金均勻化退火前后組織演變的研究持續(xù)深入。MONDA等[7]研究發(fā)現(xiàn)，7055鋁合金鑄態(tài)組織中存在(MgZn2)、(Al2Mg3Zn3)、(Al2CuMg) 和(Al2Cu) 4種物相；陳康華等[8]發(fā)現(xiàn)，7055合金經(jīng)470 ℃、35 h均勻化退火后，(MgZn2)完全回溶，而(Al2Mg3Zn3)和(Al2CuMg)仍然存在。最近的報(bào)道表明[9?11]，(Al2CuMg)可能存在于鑄態(tài)組織中，也可能在均勻化退火過程中形成。此外，稀土Ce作為微合金化元素，常用來改善和提高合金綜合性能。賴建平等[12]研究認(rèn)為，在Al-Zn-Mg-Cu合金中加入少量Ce可抑制GP區(qū)析出，促進(jìn)相析出。CHAUBEY等[13]發(fā)現(xiàn)添加微量Ce可以改善7055鋁合金的枝晶組織，影響析出相的形貌、尺寸及其分布。胡桂云等[14]發(fā)現(xiàn)稀土Ce可以有效改善7A52合金的耐腐蝕性能。但是，目前關(guān)于含Ce超高強(qiáng)鋁合金均勻化退火及組織演變規(guī)律的研究少有提及。本文作者研究高含鋅量Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金均勻化退火前后的組織演變及成分分布，優(yōu)化均勻化退火工藝，為指導(dǎo)生產(chǎn)提供了理論和實(shí)驗(yàn)依據(jù)。

1 實(shí)驗(yàn)

以工業(yè)高純鋁(99.94%(質(zhì)量分?jǐn)?shù)))、高純鋅、高純鎂、及中間合金Al-51.5%Cu、Al-3.29%Zr、Al-10%Ce(質(zhì)量分?jǐn)?shù))為原料，合金的熔煉在石墨坩堝電阻爐內(nèi)進(jìn)行，熔化溫度為760~780 ℃，精煉溫度為730~740 ℃、鑄造溫度控制在720 ℃左右，于銅模中澆鑄成方形鑄錠，其化學(xué)成分如表1所列。均勻化退火實(shí)驗(yàn)在空氣爐中進(jìn)行，溫度誤差約±3 ℃。

金相組織觀察及統(tǒng)計(jì)測(cè)量在Axiovert 200 MAT型光學(xué)顯微鏡上進(jìn)行，腐蝕試劑為2 mL HF+3 mL HCl+5 mL HNO3+190 mL蒸餾水(Keller試劑)。差熱分析(DSC)在METZSCH DSC200F3型同步熱分析儀上進(jìn)行，升溫速率為 10 ℃/min。采用D/Max 2500型X線衍射儀進(jìn)行物相分析，掃描速率為2 (°)/min。利用FEI Quanta?200型場(chǎng)發(fā)射掃描電鏡、JXA?8230型電子探針分析儀對(duì)合金鑄態(tài)、均勻化退火組織的形貌、枝晶偏析以及合金成分分布情況進(jìn)行觀察，同時(shí)，利用配套的波譜儀(Wavelength dispersive spectrometer, WDS)進(jìn)行第二相成分分析。

表1 實(shí)驗(yàn)合金的化學(xué)成分

2 實(shí)驗(yàn)結(jié)果

2.1 合金的鑄態(tài)組織

圖1所示為試驗(yàn)合金的鑄態(tài)組織金相照片。由圖1可見，加入適量的稀土元素Ce，可以顯著減小枝晶間距，細(xì)化鑄態(tài)晶粒，對(duì)鋁合金具有良好的變質(zhì)效果。鑄態(tài)組織背散射電子圖像(見圖2)顯示，晶界處分布著大量非平衡共晶組織和少量的難溶金屬間化合物，這些非平衡共晶相呈層片狀(見圖2(b))或骨骼狀(見圖2(d))沿晶界連續(xù)網(wǎng)狀分布。波譜分析(如表2)結(jié)果表明，合金鑄態(tài)組織中的共晶相(見圖2中處、處)均具有較高含量的Zn、Mg和Cu。分析發(fā)現(xiàn)，處為AlZnMgCu四元相，處為(Al)+AlZnMgCu四元相的混合組織。后續(xù)的X射線衍射分析得知，AlZnMgCu四元非平衡共晶相具有MgZn2的晶體結(jié)構(gòu)，這是由于Cu和Al原子進(jìn)入MgZn2相置換了其中Zn的位置而形成Mg(Zn, Cu, Al)2結(jié)構(gòu)相，XRD譜中MgZn2相對(duì)應(yīng)位置的衍射峰，實(shí)為同具有MgZn2相結(jié)構(gòu)的Mg(Zn, Cu, Al)2相的衍射峰[15]。而與之相伴隨的淺灰色區(qū)域?yàn)楦籆u金屬間化合物，如圖2中、處所示，其主要元素構(gòu)成為Al和Cu，根據(jù)元素含量配比(Al):(Cu)≈2:1，判斷其為(Al2Cu)相。不難發(fā)現(xiàn)，(Al2Cu)相往往與AlZnMgCu四元相緊密結(jié)合在一起，形成兩相相伴而生的組織結(jié)構(gòu)。圖中亮白色塊狀(處、處)為富Ce相。這種富Ce相尺寸相對(duì)較大，分布在連續(xù)網(wǎng)狀組織周圍，其元素摩爾比(Al):(Cu):(Ce)≈8:4:1，判斷其為Al8Cu4Ce相，這與此前的研究結(jié)果一致[12]。對(duì)于深灰色結(jié)晶相(處)，波譜分析結(jié)果證明是含有Al、Cu、Fe的結(jié)晶相，該相是7xxx系鋁合金中較常見的一個(gè)高熔點(diǎn)難溶雜質(zhì)相，通常是以Al7Cu2Fe相的形式存在[15]。

圖1 合金鑄態(tài)組織金相照片

圖2 合金鑄態(tài)組織的背散射電子像

對(duì)合金鑄態(tài)組織進(jìn)行元素面掃描分析，其結(jié)果如圖3所示。由圖3可見，鑄態(tài)組織中存在著嚴(yán)重的元素偏聚，主合金元素Zn、Mg 和 Cu及其他元素存在明顯的富集現(xiàn)象。但各元素的富集偏聚程度有所差別，如元素Al在晶內(nèi)與晶界處存在著最大程度的成分起伏，元素Zr均勻分布在晶內(nèi)和晶界處。對(duì)于主合金元素而言，元素偏析情況：Zn、Cu最為嚴(yán)重、Mg相對(duì)較輕。此外，元素Ce與Cu、Fe偏聚的位置重合，與元素Mg 相互排斥。

2.2 合金均勻化退火組織

2.2.1 均勻化退火工藝

對(duì)合金鑄態(tài)組織進(jìn)行DSC分析，判斷合金組織中低熔點(diǎn)共晶相的過燒溫度，其結(jié)果如圖4所示。根據(jù)DSC曲線可知，鑄態(tài)組織在474.87 ℃有明顯的吸熱峰，所對(duì)應(yīng)的是非平衡共晶相熔化的溫度。為了防止合金均勻化過程中產(chǎn)生局部過燒，均勻化溫度一般較初熔溫度低8 ℃左右，為此，選定該合金單級(jí)均勻化退火工藝為465 ℃下退火8 h、16 h、24 h、32 h、40 h，同時(shí)選擇雙級(jí)均勻化(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)作為對(duì)比研究。

對(duì)不同均勻化熱處理制度下的合金進(jìn)行X射線衍射分析和掃描電鏡組織觀察，其結(jié)果如圖5和6所示。由圖5可見，鑄態(tài)合金由(Al)和MgZn2相組成。隨著均勻化退火時(shí)間延長(zhǎng)，MgZn2相逐漸回溶，合金經(jīng)465 ℃、40 h退火后，MgZn2相衍射峰完全消失，表明其已基本回溶至(Al)基體中。同時(shí)，出現(xiàn)了微弱的Al2CuMg相的衍射峰，這與后續(xù)的波譜分析結(jié)果一致。此外，鑄態(tài)組織中未能發(fā)現(xiàn)(Al2Cu)和富Ce相的衍射峰，這是由于含量太低所致。圖6反映了不同均勻化時(shí)間條件下非平衡共晶組織的溶解情況。單級(jí)均勻化條件下，延長(zhǎng)均勻化退火時(shí)間至40 h，均勻化效果顯著，回溶較為充分?？紤]到過燒、過熱風(fēng)險(xiǎn)，可認(rèn)為最佳單級(jí)均勻化工藝為465 ℃、40 h。而在雙級(jí)均勻化(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)條件下(見圖6(g))，與單級(jí)均勻化退火相比，回溶效果更好，殘留相的數(shù)量更少。由此可見，合金的均勻化退火時(shí)最佳工藝為(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)。

表2 鑄態(tài)組織中第二相的化學(xué)成分

圖3 鑄態(tài)組織元素面掃描分析

圖4 鑄錠DSC測(cè)試結(jié)果

2.2.2 均勻化退火過程中的組織演變

合金試樣經(jīng)雙級(jí)均勻化退火后的背散射電子像如圖7所示。鑄態(tài)枝晶組織消除，非平衡共晶組織幾乎完全溶解。對(duì)合金殘留相進(jìn)行波譜分析，其結(jié)果如表3所示?？梢郧逦匕l(fā)現(xiàn)，原先Mg(Zn, Cu, Al)2相所占據(jù)的位置被新相(處)所取代。波譜分析表明，新相中Al、Cu、Mg的摩爾比約為2:1:1，這與圖5中XRD譜檢測(cè)到的Al2CuMg相成分吻合，由此確定均勻化退火過程中生成了新的Al2CuMg相。同時(shí)，Al7Cu2Fe(處)和Al8Cu4Ce(處、處)粒子仍然存在，Al2Cu相溶解消失。對(duì)退火態(tài)組織進(jìn)行元素面掃描(見圖8)分析發(fā)現(xiàn)，元素Cu、Ce和Fe在局部區(qū)域仍存在較大程度上的富集。因此，在均勻化退火過程中，Mg(Zn, Cu, Al)2回溶至基體，同時(shí)發(fā)生了Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg相轉(zhuǎn)變，(Al2Cu)相消失，合金均勻化退火態(tài)組織中僅含少量難溶的Al2CuMg相，含F(xiàn)e雜質(zhì)相以及Al8Cu4Ce相。

圖6 不同均勻化工藝條件下退火后合金的組織狀態(tài)

圖7 合金均勻化退火組織背散射電子像

表3 均勻化退火組織中第二相的化學(xué)成分

3 分析與討論

3.1 相的形成及組織演變

由于合金本身成分設(shè)計(jì)和鑄造條件造成的差異，Al-Zn-Mg-Cu 系合金鑄態(tài)組織中可能會(huì)出現(xiàn)(MgZn2)、(Al2Mg3Zn3)、(Al2CuMg)相以及少量的(Al2Cu)相、富Fe相和Mg2Si相[7,16]。對(duì)于鑄態(tài)組織中出現(xiàn)的(Al2Cu)相與AlZnMgCu四元相相伴而生的組織結(jié)構(gòu)，如圖2(b)和(d) 所示。萬里等[17]的研究認(rèn)為，鑄態(tài)組織中的獨(dú)立第二相的種類與Cu的含量相關(guān)，當(dāng)Cu含量大于2.0%時(shí)，鑄態(tài)組織第二相主要為(Al2Zn3Mg3)相和(Al2Cu)相。結(jié)合金屬的凝固理論及合金化機(jī)理解釋該現(xiàn)象[15]。Al--Zn-Mg--Cu系合金非平衡凝固過程中，當(dāng)液態(tài)金屬達(dá)到液相線溫度時(shí)，首先發(fā)生勻晶轉(zhuǎn)變→(Al)，(Al)相優(yōu)先從熔體中形核析出。隨著溫度的降低，(Al)相以樹枝狀生長(zhǎng)方式不斷凝固長(zhǎng)大，同時(shí)溶質(zhì)元素 Zn、Cu和 Mg 不斷向殘留液相中擴(kuò)散富集，合金凝固過程中的發(fā)生溶質(zhì)再分配，Cu 原子不斷向殘留液相中移動(dòng)，殘留液相中的Cu的濃度不斷升高。隨著溫度進(jìn)一步降低，共晶轉(zhuǎn)變(約548 ℃)→(Al)+(Al2Cu)發(fā)生，Al2Cu相開始從熔體中形核長(zhǎng)大。當(dāng)溫度降低至約475 ℃時(shí)，開始發(fā)生共晶轉(zhuǎn)變→(Al)+(AlZnMgCu)。此時(shí)，液相中的先期形成的固相顆粒(Al)和(Al2Cu)充當(dāng)異質(zhì)形核點(diǎn)，AlZnMgCu四元相將優(yōu)先選擇依附在這些顆粒上形核析出，最終形成了兩相相伴而生的組織結(jié)構(gòu)。

合金鑄態(tài)組織中存在嚴(yán)重的成分偏析，均勻化退火過程中，非平衡共晶組織中的元素開始向晶內(nèi)擴(kuò)散，Mg(Zn, Cu, Al)2相逐漸溶解。由于Cu原子的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)低于Zn、Mg原子的，均勻化退火過程中，Cu原子逐漸積累并產(chǎn)生一定程度上的富集。由表3可見，新相(Al2CuMg)化學(xué)成分含有少量的Zn(1.216%(摩爾分?jǐn)?shù))，對(duì)比Mg(Zn, Cu, Al)2四元共晶相中元素Zn的含量，說明Zn原子從Mg(Zn, Cu, Al)2相擴(kuò)散至基體，(Al2CuMg)相沿著Mg(Zn, Cu, Al)2相的位置形核長(zhǎng)大，從而發(fā)生Mg(Zn, Cu, Al)2→Al2CuMg的相變過程。此相變主要取決于Mg(Zn, Cu, Al)2共晶相與基體之間的Cu、Zn原子交換[11]。如圖7(a)灰色區(qū)域所示，經(jīng)過(435 ℃，8 h)+(470 ℃，24 h)退火，層片狀共晶組織基本溶入基體，同時(shí)大量類似橢圓球形的(Al2CuMg)粒子生成。在此基礎(chǔ)上延長(zhǎng)均勻化退火時(shí)間至32 h時(shí)(見圖7(b))，(Al2CuMg)粒子體積分?jǐn)?shù)減少，說明部分(Al2CuMg)相溶入基體，由于(Al2CuMg)相是一種高熔點(diǎn)相，在此溫度下無法完全消除。

此外，由于Al8Cu4Ce相熔點(diǎn)較高，均勻化退火前后幾乎沒有溶入基體，可見該相難以通過均勻化退火消除。元素面掃描結(jié)果(見圖3和8)分析發(fā)現(xiàn)，元素Ce與Cu、Fe偏聚的位置高度重合，與元素Mg 相互“排斥”。其中，元素Ce與Cu、Fe的結(jié)合作用強(qiáng)，與Mg的結(jié)合作用弱，這與稀土元素本身的高化學(xué)活性有關(guān)。通常可用“交互性強(qiáng)度”來描述合金元素相互作用形成金屬間化合物的難易程度及和基體中合金元素的固溶度大小[18]。元素Ce與其他元素間的交互作用強(qiáng)度可表示為

式中：r為原子尺寸因素；r為電負(fù)性因素；越大則元素間交互作用越強(qiáng)烈，形成金屬間化合物趨勢(shì)越強(qiáng)，合金元素在基體中固溶度越低。查閱相關(guān)文獻(xiàn)[19]可知，元素Ce與Al之間的為4.35，Ce與Cu之間的為11.8，即Ce除了極少數(shù)溶于Al基體，多數(shù)以化合物Al8Cu4Ce相的形式存在。此外，Ce與Fe之間的W為11.5，故而Ce的加入能有效吸附雜質(zhì)元素，減輕雜質(zhì)元素的影響；而元素Ce與Mg之間的W僅為0.85，兩者之間交互作用很弱，使得Mg和Ce難以順利以化合物的形式存在，從而有利于Mg元素在Al基體中的溶解，提高M(jìn)g的固溶度。

圖8 合金均勻化組織元素面掃描分析

Fig. 8 Elements map-scanning analysis of as-homogenized alloy: (a) Al; (b) Cu; (c) Zn; (d) Ce; (e) CP; (f) Mg; (g) Zr; (h) Fe; (i) Si

3.2 均勻化動(dòng)力學(xué)分析

均勻化過程主要是基于原子的晶內(nèi)擴(kuò)散過程，溶質(zhì)原子從含量高的晶界處向晶內(nèi)擴(kuò)散，當(dāng)成分趨于均勻時(shí)均勻化過程便基本結(jié)束[20]。相關(guān)的研究[10, 21?22]認(rèn)為，均勻化退火動(dòng)力學(xué)方程可近似表示為

式中：和為均勻化退火溫度和時(shí)間；為摩爾氣體常數(shù)；為熱激活能；0為擴(kuò)散系數(shù)；為枝晶間距。由于Cu的擴(kuò)散速率遠(yuǎn)低于Zn、Mg的擴(kuò)散速率，所以均勻化過程主要受Cu元素?cái)U(kuò)散調(diào)控。查閱文獻(xiàn)[23]可知，0(Cu)=0.084 cm2/s，(Cu)=136.8 kJ/mol，=8.31 J/(mol·K)，將各參量代入式(2)中繪出不同枝晶間距對(duì)應(yīng)的Cu元素均勻化動(dòng)力學(xué)曲線(見圖 9)。在金相顯微鏡上對(duì)鑄態(tài)組織進(jìn)行觀察測(cè)量，定量統(tǒng)計(jì)得出枝晶平均間距約為45 μm。從動(dòng)力學(xué)曲線可以看出，在465 ℃均勻化退火條件下，最佳退火時(shí)間約為37.9 h，這與實(shí)驗(yàn)結(jié)果(465 ℃，40 h)比較接近。

圖9 不同枝晶間距的Cu元素的均勻化動(dòng)力學(xué)曲線

4 結(jié)論

1) Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce合金鑄態(tài)組織成分分布不均勻，存在嚴(yán)重的枝晶偏析，非平衡共晶組織呈連續(xù)網(wǎng)狀分布。合金鑄態(tài)組織由(Al)基體、Mg(Zn, Al, Cu)2相以及少量的(Al2Cu)相、Al8Cu4Ce相、Al7Cu2Fe相構(gòu)成。

2) 合金鑄錠均勻化的過燒溫度為474.87 ℃，在465 ℃均勻化退火溫度條件下，最佳單級(jí)均勻化退火時(shí)間約為40 h，與動(dòng)力學(xué)方程測(cè)算結(jié)果較為接近。對(duì)比非平衡共晶相的殘留情況，(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)雙級(jí)均勻化退火效果最佳。

3) 試驗(yàn)合金經(jīng)(435 ℃，8 h)+(470 ℃，32 h)均勻化退火后，Mg(Zn, Al, Cu)2溶入基體，同時(shí)，轉(zhuǎn)變生成(Al2CuMg)相。合金殘留相主要是難溶的Al2CuMg相，少量含F(xiàn)e雜質(zhì)相以及Al8Cu4Ce相。

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(編輯 李艷紅)

Homogenization treatment of as-cast Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce aluminum alloy and microstructure evolution during homogenization

YUAN Xin-xiong1, YIN Deng-feng1, 2, YU Xin-xiang1, PAN Kang-guan1,LU Shao-kang1, HU Ting1, Lü Zheng-feng2, ZHU Zhen-feng2

(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. School of Engineering, Yantai Nanshan University, Yantai 265713, China)

The microstructure of the as-cast Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce aluminum alloy and microstructure evolution during homogenization were investigated by means of optical microscopy (OM), scanning electron microscopy (SEM), electron probe micro-analyzer (EPMA), wavelength dispersive spectroscopy (WDS), X-ray diffractometry (XRD) and differential scanning calorimetry (DSC). The results indicate that the severe dendritic segregation exists in Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce alloy ingot. The as-cast microstructure mainly involves(Al), non-equilibrium eutectics ((Al)+Mg(Zn, Al, Cu)2), and small amounts of(Al2Cu), Al8Cu4Ce and Al7Cu2Fe phases. During homogenization, the lamellar eutectic structures in the as-cast alloy is dissolved into the matrix, meanwhile, a transformation from Mg(Zn, Al, Cu)2to Al2CuMg phase also occurs. The overburnt temperature of the alloy is 474.87℃. The optimum parameters of single homogenization are (465 ℃, 40 h), which is consistent with the result of homogenization kinetic analysis. The eutectic phases are eliminated more sufficiently with two-step homogenization treatment at 435 ℃ for 12 h and then at 470 ℃ for 32 h. The residual second particles after homogenization are some small Al2CuMg, Fe-rich and Al8Cu4Ce phases.

Al-Zn-Mg-Cu-Zr-0.12Ce alloy; homogenization; microstructure evolution; homogenization kinetics

Project (2015GGX102021) supported by the Key Research Program of Shandong Province, China; Project (2015B090926007) supported by Special Grant from the Applied Science and Technology Research and Development Program of Guangdong Province, China

the 2016-03-28; Accepted date: 2016-08-20

YIN Deng-feng; Tel: +86-13873136610; E-mail: dfyin@126.com

10.19476/j.ysxb.1004.0609.2017.03.003

1004-0609(2017)-03-0459-09

TG146

A

山東省重點(diǎn)研發(fā)計(jì)劃項(xiàng)目(2015GGX102021)；廣東省應(yīng)用型科技研發(fā)專項(xiàng)資金項(xiàng)目(2015B090926007)

2016-03-28；

2016-08-20

尹登峰，副教授，博士；電話：13873136610；E-mail：dfyin@126.com