Al-7.8Zn-1.6Mg-0.8Cu-0.14Zr合金的淬火敏感性研究

第３７卷第３期　上海金属　Ｖｏ１．３７，Ｎｏ．３　２２　２０１５年５月　ＳＨＡＮＧＨＡＩ　ＭＥＴＡＬＳ　Ｍａｙ，２０１５　Ａｌ－７．８Ｚｎ－１．６Ｍｇ－０．８Ｃｕ一０．１４Ｚｒ合金的淬火敏感性研究　韩晓祺曾苗霞李文涛金曼　（上海大学材料科学与工程学院，上海２０００７２）　【摘要】　利用分级淬火方法测定了Ａｌ一７．８Ｚｎ一１．６Ｍｇ一０．８Ｃｕ一０．１４Ｚｒ合金的时间一温度一　性能（１ＴｒＰ）ｃ曲线，并通过观察等温保温过程中显微组织和过饱和固溶体晶格常数的变化规　律，对合金的淬火敏感性进行了研究。结果表明，合金的淬火敏感温度区间为２３３～３９６　ｏＣ，鼻　温为３２１℃，孕育期为１３．８２９　ｓ。在不同温度下等温时，晶格常数随时间延长先增大后减小，鼻　温处的晶格常数值最大。　【关键词】　Ａ１．Ｚｎ—Ｍｇ。Ｃｕ合金淬火敏感性显微组织　晶格常数　ＱＵＥＮＣＨ　ＳＥＮＳＩＴＩＶＩＴＹ　ｏＦ　Ａｌ一７．８Ｚｎ・１．６Ｍｇ一０．８Ｃｕ－　０．１４Ｚｒ　ＡＬＬｏＹ　Ｈａｎ　Ｘｉａｏｑｉ　Ｚｅｎｇ　Ｍｉａｏｘｉａ　Ｌｉ　Ｗｅｎｔａｏ　Ｊｉｎ　Ｍａｎ　（Ｓｃｈｏｏｌ　ｏｆ　Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｓｃｉｅｎｃｅ　ａｎｄ　Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ，Ｓｈａｎｇｈａｉ　Ｕｎｉｖｅｒｓｉｔｙ，Ｓｈａｎｇｈａｉ　２０００７２，Ｃｈｉｎａ）　【Ａｂｓｔｒａｃｔ】　Ｂｒｉｎｅｌｌ　ｈａｒｄｎｅｓｓ　ｔｉｍｅ—ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ—ｐｒｏｐｅｒｔｙ（１ＶｒＰ）ｄｉａｇｒａｍｓ　ｆｏｒ　Ａ１—７．８Ｚｎ一　１．６Ｍｇ一０．８Ｃｕ一０．１４Ｚｒ　ａｌｌｏｙ　ｗｅｒｅ　ｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄ　ｂｙ　ｓｔｅｐ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ．Ｔｈｅ　ｖａｒｉａｔｉｏｎ　ｏｆ　ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ　ａｎｄ　ｌａｔｔｉｃｅ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｄｕｒｉｎｇ　ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ｗｅｒｅ　ｉｎｖｅｓｔｉｇａｔｅｄ　ｔｏ　ｅｖａｌｕａｔｅ　ｔｈｅ　ｑｕｅｎｃｈｉｎｇ　ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ．Ｔｈｅ　ｒｅｓｕｌｔｓ　ｓｈｏｗｅｄ　ｔｈａｔ　ｔｈｅ　ｃｒｉｔｉｃａｌ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｒａｎｇｅ　ｗａｓ　２３３～３９６　ｏＣ　ｗｉｔｈ　ｔｈｅ　ｎｏｓｅ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｏｆ　３２１　ｏＣ，ａｎｄ　ｔｈｅ　ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　ｔｉｍｅ　ａｔ　ｎｏｓｅ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ　ｗａｓ　１　３．８２９　Ｓ．Ｗｉｔｈ　ｐｒｏｌｏｎｇｉｎｇ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ｔｉｍｅ，ｔｈｅ　ｌａｔｔｉｃｅ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｉｎｃｒｅａｓｅｄ　ｆｉｒｓｔ　ａｎｄ　ｔｈｅｎ　ｄｅｃｒｅａｓｅｄ．Ｌａｔｔｉｃｅ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｈａｄ　ｔｈｅ　ｍａｘｉｍｕｍ　ｖａｌｕｅ　ｗｈｉｌｅ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ａｔ　ｎｏｓｅ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ．　【Ｋｅｙ　Ｗｏｒｄｓ】　Ａ１一Ｚｎ—Ｍｇ．Ｃｎ　Ａｌｌｏｙｓ，Ｑｕｅｎｃｈ　Ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ，Ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ，Ｌａｔｔｉｃｅ　Ｃｏｎｓｔａｎｔ　Ａ１．Ｚｎ．Ｍｇ—Ｃｕ系铝合金是典型的时效强化合　金，固溶淬火所得仅固溶体的过饱和程度对合金　均匀，残余应力增加。为了改善这一情况，需要对　合金的淬火敏感性进行评价，选择适宜的淬火制　度，从而有效地控制工件的残余应力，防止合金的　力学性能降低。　美国铝业公司在２００２年推出的高强韧低淬　火敏感性７０８５合金，目前已成为空客Ａ３８０客机　中制造机翼的主承力加强杆…。Ｃｕ元素的加入　时效强化效果具有决定性作用，但是由于过饱和　固溶体通常很不稳定，因此为了获得良好的机械　性能，必须进行快速淬火，将过饱和固溶体保存下　来，以便在随后的时效过程中进行分解。合金的　淬火敏感性是指合金在淬火过程中过饱和固溶体　的稳定性及其发生脱溶析出的难易程度，稳定性　越高，则越能在较低的冷却速率下将过饱和形式　固定到室温，即淬火敏感性越低。对于大尺寸工　件来说，淬火过程中工件较厚区域会因为冷速不　均而产生较大的温度梯度，进而导致合金性能不　能够提高基体电位、减少基体与晶界析出相的电　位差，从而改善合金的抗腐蚀性能，但是ｃｕ含量　的增加，也会使合金淬火敏感性升高。本文则针　对这一问题，通过降低７０８５合金中ｃｕ元素的含　量，采用成分为Ａｌ一７．８Ｚｎ．１．６Ｍｇ一０．８Ｃｕ．０．１４Ｚｒ　作者简介：韩晓祺，女，主要从事铝合金的淬火特性研究，Ｅｍａｉｌ：ｘｌｙｃｘｙ＠１２６．ＣＯＢ　通讯作者：金曼，女，副教授，博士，Ｅｍａｉｌ：ｊｉｎｍａｎ９１９＠ｓｈｕ．ｅｄｕ．ｃｎ　第３期　韩晓祺等：Ａ１—７．８Ｚｎ一１．６Ｍｇ一０．８Ｃｕ一０．１４Ｚｒ合金的淬火敏感性研究　２３　的合金作为试验对象，利用分级淬火方法对该合　金的淬火敏感性进行了研究。　１试验材料与方法　试验材料为Ａｌ－Ｚｎ－Ｍｇ—Ｃｕ系铸造铝合金，利　用直读光谱仪测得其化学成分如表１所示。　表１试验用合金的化学成分（质量分数）　Ｔａｂｌｅ　１　Ｃｈｅｍｉｃａｌ　ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ　ｏｆ　ｔｈｅ　ｅｘｐｅｒｉｍｅｎｔａｌ　（，］　∞　墨　ａｌｌｏｙ（ｍａｓｓ　ｆｒａｃｔｉｏｎ）　％　元素　Ｚｎ　Ｍｇ　Ｃｕ　Ｚｒ　Ｓｉ　Ｆｅ　Ａ１　质量分数　７．８　１．５９　０．７７８　０．１４２　０．０３５　０．０３９　Ｂ　ａｌ　将铸态合金在４５０　进行２４　ｈ均匀化退火　后，线切割成尺寸为１０　ｍｍ　ｘ　１０　ｍｍ×２０　ｍｍ的试　样，试样在４７０℃固溶处理２　ｈ后，转移到不同温　度的盐浴炉中进行等温处理，转移时间小于３　Ｓ，　保温一定时间后立即淬入室温水中，并在１２０　ｏＣ　人工时效２４　ｈ。盐浴炉温度范围为２１０～４５０　ｏＣ　（间隔３０　）。　硬度测试选用电子布氏硬度计ＨＢＥ一３０００Ａ，　显微组织观察在ＪＥＭ一２０１０Ｆ型发射透射电子显　微镜（ＴＥＭ）上进行，电解液采用７０％甲醇和　３０％硝酸的混合物，电解电压为１２　Ｖ左右，电解　温度约为一２５℃。利用１８ｋＷ　Ｄｍａｘ２５５０Ｖ型ｘ　射线衍射仪收集ＸＲＤ数据，采用Ｃｕ靶Ｋ　光源　进行辐射，设置扫描角度为７３—８３。，扫描速度　０．５（。）／ｍｉｎ。　２试验结果与分析　２．１　合金的时间一温度一性能（１ｖｒＰ）曲线　合金未经等温保温过程，直接进行４７０￣Ｃ／２　ｈ　固溶处理＋室温水淬＋１２０　ｏＣ／２４　ｈ时效后的布　氏硬度值为１６１ＨＢＳ，并将该值作为合金的峰值硬　度。图１为合金时效后硬度随等温保温温度、时　间的变化曲线。　从图１中可以看出，随着保温时间的延长，合　金时效态的硬度总体呈下降趋势，且硬度下降速　率取决于等温温度的高低。３３０　保温对合金硬　度影响程度最大，保温５　ｍｉｎ后，合金硬度下降了　约２１％。当温度高于３９０℃或低于２４０℃时，合　金硬度在１０　ｍｉｎ内下降不明显，约为５％，这表明　合金的淬火敏感温度区间约为２４０～３９０℃，在此　温度范围内时效时，随着时效时间的增加，合金硬　度迅速下降。　在分级淬火过程中，随着保温时间的延长，过　图１　合金的布氏硬度随保温时间的变化曲线　Ｆｉｇ．１　Ｈａｒｄｎｅｓｓ　ｖａｒｉａｔｉｏｎ　ｗｉｔｈ　ｉｓｏｔｈｅｒｍａｌ　ｄｕｒａｔｉｏｎ　饱和固溶体不断发生脱溶析出，使得之后的时效　过程中可以析出的强化相数量减少，因此合金硬　度不断降低。在３６０℃以上的高温区域及２７０℃　以下的低温区域内等温时，随着保温时间的延长，　硬度下降速度较慢，这是因为高温区域的过饱和　度小，脱溶析出的驱动力很小，第二相主要通过非　均匀形核析出，虽然溶质原子扩散速度大，但形核　率很小，脱溶析出速度很小，因此时效后的硬度下　降速度很慢；低温区域虽然过饱和度较大，析出驱　动力大，但由于温度较低，溶质原子扩散速度小，　第二相长大速度慢，脱溶析出速度也很小，因此硬　度下降速率也相对较小；只有在中间温度区域　（２４０～３９０℃），既有一定的驱动力，温度又较高、　溶质原子扩散速度较大，脱溶析出速度较大，因此　时效后的硬度下降速率较快。　根据合金硬度随等温保温时间的变化曲线，　取峰值硬度的９５％处所对应的保温温度和时间，　利用公式（１）　－３］进行拟合，得到合金的ｒＩＴｒＰ曲　线如图２所示。　卜　唧（　）ｅＸｐ（　（１）　式中，Ｃ（　）表示ｒｒｒＰ曲线中某个温度下发生一　定数量析出转变所需要的临界时间，Ｓ；ｋ　为常数，　等于淬火过程中未转变分数的自然对数；ｋ：为与　形核数目的倒数有关的常数，Ｓ；　为与单位形核　能有关的常数，ｊ／ｔｏｏｌ；ｋ　为与溶解温度有关的常　数，Ｋ；ｋ　为与扩散激活能有关的常数，Ｊ／ｔｏｏｌ；Ｒ为　摩尔气体常数，８．３１４　Ｊ／（ｔｏｏｌ・Ｋ）；Ｔ为热力学温　度，Ｋ。　上海图２试验合金的硬度ＴＴＰ曲线　Ｆｉｇ．２　ｒｒＰ　ｄｉａｇｒａｍｓ　ｆｏｒ　ｔｈｅ　ｔｅｓｔｅｄ　ａｌｌｏｙ　试验合金拟合所得的ＴＴＰ曲线系数值，以及　７０８５合金　ｊ　ｒｒｒＰ曲线的系数值如表２所示。根　据图２确定合金ＴＴＰ曲线的鼻尖温度、淬火敏感　区间以及孕育期如表３所示。　表２　Ａ１．Ｚｎ．Ｍｇ．Ｃｕ合金ＴＴＰ曲线的系数　Ｔａｂｌｅ　２　Ｃｏｅｆｆｉｃｉｅｎｔｓ　ｆｏｒ　ＴＴＰ　ｄｉａｇｒａｍｓ　ｏｆ　ｔｈｅ　Ａ１一　Ｚｎ．－Ｍｇ．－Ｃｕ　ａｌｌｏｙ　２／ｓ　ｂ／（Ｊ・ｔｏｏｌ一　）“／Ｋ　５／（Ｊ・ｔｏｏｌ一　）　表３　由Ａｌ—Ｚｎ—Ｍｇ．Ｃｕ合金１ＹｒＰ曲线确定的淬火　敏感区间、鼻尖温度以及孕育期　Ｔａｂｌｅ　３　Ｐａｒａｍｅｔｅｒｓ　ｄｅｔｅｒｍｉｎｅｄ　ｂｙ　ＴＴＰ　ｄｉａｇｒａｍｓ　ｏｆ　Ａｌ－Ｚｎ・Ｍｇ－Ｃｕ　ａｌｌｏｙｓ　由文献可知，ｋ　、ｋ，增加，ｋ　减小，会使得合金　淬火敏感性降低，增加　会使Ｃ曲线温度轻微上　升、时间轻微变长　。从表２中可以看出，和　７０８５合金相比，试验合金的　减小、　增加、　增大、　略有增加，这说明ｃｕ元素含量的降低改　变了合金的析出动力学机制，使得试验合金中第　二相的形核位置增加，但由于单位形核能和扩散　激活能也相应增大，因此第二相不易析出，合金淬　火敏感性降低。从表３中可以看出，试验合金ｃ　曲线的孕育期要比７０８５合金长１１．２３　Ｓ，说明过　饱和固溶体稳定性增加，而淬火敏感温度区间较　７０８５合金减小了ｌ７　ｃｃ，说明溶质原子的形核和　金属　第３７卷　长大速率都有所下降，淬火敏感性降低。　２．２等温过程中的显微组织变化　从ＴＴＰ曲线中可以看出，合金的鼻温为　３２１℃，选择与其相近的３３０　ｏＣ下保温１８０、　９６０　Ｓ和５　４００　Ｓ后试样的时效态组织进行ＴＥＭ　观察，并对鼻温处等温过程中过饱和固溶体的脱　溶情况进行分析讨论。合金晶内及晶界处的组织　形貌如图３所示，保温９６０　Ｓ及５　４００　Ｓ后的选区　电子衍射图如图４所示。　对比图３（ａ）、３（Ｃ）、３（ｅ）可以看出，在等温　初期，绝大部分析出相为球状，随着保温时间的增　加，晶内析出相的数量明显增加，体积有所增大，　逐渐从球状变成长棒状，从衍射斑点中可以看出，　该相为　相，即随着保温时间的延长，　相逐渐长　大。球状时最小直径约为０．Ｏ１　ｐ，ｍ，棒状时析出　物最长尺寸达到１．３　Ｉｘｍ。对比图３（ｂ）、３（ｄ）、３　（ｆ）可以看出，在等温初期，晶界处的析出相连续　分布，保温时间延长后，析出相尺寸逐渐增大，变　为长棒状，尺寸约为０．８　ｐ，ｍ，且呈不连续分布。　在鼻温左右保温时，温度相对较高，合金的过　饱和度较大，溶质原子扩散速率也较快，因此转变　速率较大，第二相粒子的析出速度非常快。第二　相粒子的快速长大，使周围溶质原子被快速消耗，　造成基体中的主要强化元素ｚｎ和Ｍｇ的贫化，使　得固溶体过饱和程度下降。合金经过较长时间的　等温处理后，晶界和晶内析出的第二相粒子大多　数为ＭｇＺｎ　相，且会随着保温时间的延长进一步　长大并相互吞并，在淬火敏感温度区间内，合金溶　质原子扩散较快，合金的析出动力学较大，过饱和　固溶体在淬火冷却过程中很容易发生脱溶析出，　在晶内和晶界形成粗大的平衡相，降低合金时效　后的性能。因此，在淬火过程中，可以先以较慢的　冷却速度冷却到淬火敏感温度区间的上限温度，　然后快速冷却，从而保证合金所需的硬度和强度。　２．３过饱和固溶体的晶格常数测定　将在４７０℃固溶２　ｈ后的试样转移到３９０、　３３０　ｏＣ和２１０℃的盐浴炉中，分别等温１８０、９６０　Ｓ　和５　４００　Ｓ后直接在室温下淬火，然后进行ｘ射线　衍射试验，所得结果如图５所示。利用带有粉末　衍射数据库的软件Ｊａｄｅ５．０对ｘ射线衍射谱线进　行物相分析后，得到晶面指数为（３１　１）的衍射峰　２６　上海图６　在不同温度下等温不同时间后过饱和固溶　体的晶格常数对比　Ｆｉｇ．６　Ｃｏｍｐａｒｉｓｏｎ　ｏｎ　ｌａｔｔｉｃｅ　ｃｏｎｓｔａｎｔ　ｏｆ　ｓａｔｕｒａｔｅｄ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｔｉｏｎ　ｈｏｌｄｉｎｇ　ａｔ　ｄｉｆｆｅｒｅｎｔ　ｔｅｍｐｅｒａｔｕ・　ｒｅｓ　ａｎｄ　ｔｉｍｅｓ　晶格常数是决定晶体结构的重要参数，它受　到合金中元素含量、原子的固溶程度、晶粒尺寸、　合金中的微观应力的大小、温度等参数的影响。　Ａ１．Ｚｎ．Ｍｇ．Ｃｕ合金中，合金元素的原子固溶到基　体中形成置换固溶体，根据张邦维理论　Ｊ，影响　置换固溶体的因素有两类，电子因素和尺寸因素。　在固溶体形成时，电负性相差越大，则越容易形成　金属化合物，从而导致固溶度大大降低；而原子间　尺寸相差越大，则产生的畸变能越大，体系越不稳　定，固溶度越小。从图６中可以看出，在不同温度　下等温时，随着保温时间的延长，过饱和固溶体的　晶格常数先增大后减小，这是因为在保温初期，脱　溶析出物与基体呈完全共格状态，新相和母相的　界面是连续的，但由于两者之间不可能有完全相　同的界面，因此两相的晶格要产生一定的应变，由　于等温保温后析出的ＭｇＺｎ：相为六方结构，晶格　常数远大于Ａｌ基体，因此基体会受到拉应力，析　出相受到压应力，使得基体晶格常数增大。而随　着保温时间的延长，不断发生脱溶析出及析出相　长大，使基体内溶质含量不断下降，并且由于脱溶　相与基体呈非共格状态，两者之间不存在共格界　面，因此，两相间的弹性应变随之消失，基体晶格　常数再次降低。从图６中还可以看出，在不同温　度下等温相同时间后，前９６０　Ｓ晶格常数在３３０℃　处达到最大值，这是因为鼻温处由于过冷度较大，　金属　第３７卷　且扩散速度较快，因此溶质原子发生脱溶析出形　成ＭｇＺｎ　相的速度很快，共格、半共格状态的脱　溶相与基体间的弹性应变很大，造成Ａｌ基体晶格　常数增加。等温５　４００　Ｓ后，合金内部组织基本稳　定　，不再发生溶质原子的脱溶，所以此时温度对晶　格常数的影响占主导地位，等温温度降低，固溶体　晶格常数减小。　３　结论　（１）分级淬火过程中，随着保温时间的延长，　合金时效态的硬度总体呈下降趋势，且硬度的变　化速率取决于等温温度的高低，合金在中温区域　（３３０　ｏＣ左右）保温时，硬度下降速率最快。　（２）试验合金ＴＴＰ曲线的鼻温为３２１　ｏＣ、孕育　期为１３．８２９　Ｓ，淬火敏感温度区间为２３３～３９６　。　相较于７０８５合金，试验合金的孕育期增加了　１１．２３　Ｓ，淬火敏感温度区间减小了１７℃，说明　试验合金的淬火敏感性较低，即降低ｃｕ元素含　量，可以降低合金的淬火敏感性。　（３）分级淬火过程中，在鼻尖温度左右等温　时，随着等温时间的延长，析出相逐渐由球状变为　长杆状，成分为　（ＭｇＺｎ　）相。　（４）在分级淬火过程中，随着等温时间的延　长，晶格常数先增大后减小，且鼻温３２１℃等温时　晶格常数值最大，低温区域最小，高温区域介于两　者之间　参考文献　［１］陈文．先进铝合金在Ａ３８０上的应用［Ｊ］．航空维修与工程，　２００５（２）：４Ｏ一４１．　［２］Ｅｖａｎｃｈｏ　Ｊ　Ｗ，Ｓｔｌａｅｙ　Ｊ　Ｔ．Ｋｉｎｅｔｉｃｓ　ｏｆ　ｐｒｅｃｉｐｉｔａｔｉｏｎ　ｉｎ　ａｌｕｍｉｎｕｍ　ａｌｌｏｙｓ　ｄｕｒｉｎｇ　ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　ｃｏｏｌｉｎｇ［Ｊ］．Ｍｅｔ．Ｔｒａｎｓ．，１９７４，５　（１）：４３－４７．　［３］Ｓｔａｌｅｙ　Ｊ　Ｔ．Ｑｕｅｎｃｈ　ｆａｃｔｏｒ　ａｎａｌｙｓｉｓ　ｏｆ　ａｌｕｍｉｎｉｕｍ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．　Ｍａｔｅｒ．Ｓｃｉ．Ｔｅｃｈｎｏ１．，１９８７，３（１１）：９２３—９３５．　［４］Ｃｈａｋｒａｂａｒｔｉ　Ｄ　Ｊ，Ｌｉｕ　Ｊ，Ｓａｗｔｅｌｌ　Ｒ　Ｒ，ｅｔ　ａ１．Ｎｅｗ　ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ　ｈｉｇｈ　ｓｔｒｅｎｇｔｈ　ｈｉｇｈ　ｄａｍａｇｅ　ｔｏｌｅｒａｎｃｅ　７０８５　ｔｈｉｃｋ　ａｌｌｏｙ　ｐｒｏｄｕｃｔ　ｗｉｔｈ　ｌｏｗ　ｑｕｅｎｃｈ　ｓｅｎｓｉｔｉｖｉｔｙ［Ｊ］．Ｍａｔｅｒｉａｌｓ　Ｆｏｒｕｍ，２００４，２８：９６９－９７４．　［５］Ｚｈａｎｇ　Ｂ　Ｗ．Ｓｅｍｉ—ｅｍｐｉｒｉｃａｌ　ｔｈｅｏｒｙ　ｏｆ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｙ　ｉｎ　ｂｉｎａｒｙ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｚ．Ｍｅｔａｌｌｋｄｅ，１９８５，７６（４）：２６４－２７０．　［６］Ｚｈａｎｇ　Ｂ　Ｗ．Ａｎ　ａｐｐｒｏａｃｈ　ｔｏ　ｔｈｅ　ｓｏｌｉｄ　ｓｏｌｕｂｉｌｉｔｉｅｓ　ｏｆ　ｂｉｎａｒｙ　ｎｏｎ—　ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎ　ｍｅｔａｌ　ｂａｓｅｄ　ａｌｌｏｙｓ［Ｊ］．Ｓｅｒｉｐｔａ　Ｍｅｔａｌｌ，１９８７，２１（８）：　１２０７—１２１１．　收修改稿日期：２０１４．０７。０２