柳 建，朱 勝，蔡志海，張 平，劉 軍，秦 航，仝永剛

(1 裝甲兵工程學院 機械產(chǎn)品再制造國家工程研究中心，北京 100072；2 裝甲兵工程學院 裝備再制造技術國防科技重點實驗室，北京 100072)

FV520B沉淀硬化不銹鋼的MAG堆焊再制造力學特性

柳 建1，朱 勝2，蔡志海1，張 平1，劉 軍1，秦 航1，仝永剛1

(1 裝甲兵工程學院 機械產(chǎn)品再制造國家工程研究中心，北京 100072；2 裝甲兵工程學院 裝備再制造技術國防科技重點實驗室，北京 100072)

采用堆焊熔敷成形技術進行FV520B沉淀硬化不銹鋼再制造實驗，并通過與基材相應性能進行對比分析，研究FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層力學特性。結果表明：FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層具有高強度和高硬度特性，其抗拉強度達到1195MPa，超過基材的1092MPa，屈服強度和硬度平均值分別為776MPa和336HV，與基材的859MPa和353HV相近；但是，再制造成形層的靜拉伸伸長率與沖擊韌性相對較低，分別為8.72%和61J/cm2，與基材的19.67%和144J/cm2相比差距較大。試樣斷口和組織分析表明，MAG堆焊再制造成形層的快冷非平衡結晶板條馬氏體+NbC，MoC，M23C6等碳化物沉淀強化相組織是其具有高強度和高硬度力學特性的根本原因。不過，缺少時效處理和Cu元素強化相作用，以及夾雜脆性相和大尺寸球形顆粒與基體間的弱界面作用會惡化材料受力時的變形能力，容易引起應力集中并開裂，是再制造成形層具有較低靜拉伸伸長率和較差沖擊韌性的主要原因。

FV520B沉淀硬化不銹鋼；再制造；MAG堆焊；力學性能

Abstract： Surfacing deposition forming method was adopted to carry out remanufacturing experiment of FV520B precipitation hardening stainless steel. Then the mechanical property characteristic of the remanufacturing layer was tested and studied, contrasted with the corresponding property of substrate. The results show that the remanufacturing layer, formed with MAG surfacing of FV520B precipitation hardening stainless steel has mechanical characteristic with high strength and hardness, the tensile strength reaches 1195MPa, exceeds 1092MPa of substrate, yield strength is 776MPa and average hardness is 336HV, is close to the corresponding property of substrate which is 859MPa and 353HV respectively; however, the elongation and impact toughness of the remanufacturing layer is merely 8.92% and 61J/cm2respectively, it has a large gap with the corresponding property 19.72% and 144J/cm2respectively of substrate. Fracture and microstructure analysis on specimens shows that the microstructure of remanufacturing layer is fast cooling non-equilibrium crystallized lath martensite, and carbide precipitated strengthening phase such as NbC, MoC, M23C6,etc, which is the reason that remanufacturing layer has high strength and high hardness. But as lack of aging treatment and Cu strengthening phase, and the weak interface between contaminating brittle phase or large size spherical particles and substrate will deteriorate the deformability and induce stress concentration and cracking when the material is load-carrying, and is the main reason of the remanufacturing layer having lower static tensile elongation and impact toughness.

Keywords：FV520B precipitation hardening stainless steel;remanufacturing;MAG surfacing;mechanical property

FV520B沉淀硬化不銹鋼具有高強度、易加工、良好的沖擊韌性和較大截面上理想的橫向性能，以及與18-8型鋼相當?shù)哪臀g性和焊接性等優(yōu)點，常被廣泛地應用于壓縮機、輪盤、轉(zhuǎn)子，以及軸、齒輪等零部件制造，尤其備受風機行業(yè)青睞，主要用來制造含有磨損性顆粒和腐蝕介質(zhì)的中高速風機葉片[1，2]。

由于FV520B不銹鋼性能優(yōu)異，自引進我國后一直廣受材料研究工作者的關注。目前，國內(nèi)研究者針對FV520B不銹鋼材料已經(jīng)進行了較為深入的研究，內(nèi)容主要包括銑削性能[3-5]、耐蝕性能[6-8]、疲勞性能[9-12]、表面改性[13，14]、焊接及接頭組織性能[15-18]，熱處理及其對組織性能的影響等方面[19-21]。這些研究為FV520B不銹鋼在國內(nèi)的廣泛應用以及我國高強鋼的發(fā)展奠定了良好基礎。不過，F(xiàn)V520B不銹鋼雖然性能優(yōu)異，但其價格昂貴。同時，惡劣的工況條件使得葉片壽命很短，容易失效，進而甚至會誘發(fā)整體失效，給整個機組造成重大損失。再制造可以實現(xiàn)機械零部件的變廢為寶和修舊勝新，研究和實現(xiàn)FV520B不銹鋼失效零部件的再制造具有重要的學術價值和巨大的經(jīng)濟效益。但是，截至目前，國外相關研究文獻中，未見針對FV520B不銹鋼零部件再制造的研究報道。在國內(nèi)，僅有極少量有關采用激光熔覆成形技術進行FV520B不銹鋼再制造的研究報道[2,22]，研究內(nèi)容也僅限于再制造成形工藝和成形層組織方面，未有堆焊熔敷成形技術進行FV520B不銹鋼再制造及其再制造成形層力學性能方面的深入研究。本工作采用具有效率高、材料利用率高以及成形件性能好等技術優(yōu)勢的MAG堆焊熔敷成形工藝進行了FV520B不銹鋼再制造成形實驗并對其成形層的力學性能與基體母材進行了對比分析研究，為弄清FV520B不銹鋼的堆焊熔敷成形再制造特性，進而為實現(xiàn)FV520B不銹鋼零部件的優(yōu)質(zhì)高效再制造奠定基礎。

1 實驗設計與方法

1.1 實驗條件

采用裝備再制造國防科技重點實驗室的“基于機器人的電弧熔敷快速成形/再制造保障系統(tǒng)”進行再制造成形實驗，結構示意圖見文獻[23]?；迥覆臑楸睗M特鋼所生產(chǎn)的精鑄鍛壓FV520B不銹鋼，熱處理狀態(tài)為1050℃固溶+630℃時效，尺寸為120mm×65mm×6mm。再制造成形材料為φ1.2mm FV520B不銹鋼專用實芯焊絲，其與基材的化學成分如表1所示。實驗所用保護氣體為98%Ar+2%O2混合氣體，環(huán)境溫度為20℃。

表1 FV520B不銹鋼基材及再制造絲材化學成分(質(zhì)量分數(shù)/%)Table 1 Chemical compositions of remanufacturing wire and FV520B stainless steel base metal(mass fraction/%)

1.2 實驗

再制造成形實驗前首先通過正交實驗方法對成形工藝進行優(yōu)化，確定出成形最佳工藝參數(shù)組合為：送絲速率8.8m/min，堆焊速率21mm/s，槍件間距13mm，弧長修正30%，氣體流量21L/h。實驗中，再制造成形尺寸為100mm×65mm×100mm，成形過程中層內(nèi)路徑方式為弓字形，層間路徑相互正交，如圖1所示。實驗完成后，分別對再制造成形層的靜拉伸性能、硬度以及沖擊韌性進行測試并與基材相應的性能作對比分析，研究FV520B不銹鋼的MAG堆焊再制造力學特性。

圖1 層間正交交替堆積法示意圖[23]Fig.1 Sketch map of orthogonal path pattern of overlaying[23]

靜拉伸實驗依照國標GB/T228-2002 進行，拉伸設備采用高溫電子萬能試驗機(型號MTS809)，實驗中所加載荷為10kN，加載速率為3mm/s。拉伸試樣尺寸設計及拉斷試樣照片如圖2所示。實驗完成后計算其相應的抗拉強度Rm、屈服強度ReH及伸長率A3項指標，并采用Quanta 200型SEM和X-Max80型X射線能譜儀對試樣斷口進行觀察分析。

圖2 拉伸試樣尺寸設計和斷后試樣實物圖(a)試樣尺寸設計；(b)斷裂試樣照片F(xiàn)ig.2 Design sketch map and fracture of tensile sample(a)design sketch map;(b)picture of fracture sample

沖擊韌性測試依據(jù)GB/T229-2007進行，試樣采用U型缺口樣，尺寸為5mm×10mm×55 mm，缺口深度為5mm，方向垂直于試板表面，如圖3所示。實驗在ZBC2302-9型沖擊試驗機上進行，標準打擊能量為300J。實驗完成后，根據(jù)實驗過程中記錄的沖擊功，計算出沖擊韌性，并同樣采用Quanta 200型SEM和X-Max80型X射線能譜儀對試樣斷口進行觀察分析。

圖3 沖擊試樣照片F(xiàn)ig.3 Picture of impact specimen

靜拉伸和沖擊實驗中，再制造成形層試樣制備都為5份，力學性能各指標值取5次測試值的平均值。由于基材是均質(zhì)鍛造并經(jīng)時效處理的材料，為減少工作量，基材每種測試試樣為3份，力學性能各指標值為3份測試值的平均值。

硬度測試試樣按金相試樣制備標準和流程制備，尺寸為20mm×20mm×15mm。制樣完成后，以再制造成形層與基體結合界面處為起點，每間隔1mm向上測量FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層沿高度方向的顯微硬度分布情況(測量位置分布如圖4所示)，并取其顯微硬度平均值作為再制造成形層的硬度值。測試采用MICROMET-6030自動顯微硬度計進行，載荷為200g?；挠捕葴y試時，試樣尺寸與測試條件與再制造成形層試樣相同，同樣由于基材為均質(zhì)材料原因，其硬度以隨機選取5個位置點的顯微硬度平均值來表征。

圖4 硬度測試取點位置示意圖Fig.4 Sketch map of position distribution of hardness test points

2 實驗結果與討論

2.1 實驗結果

表2所列為FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層和基材靜拉伸性能測試結果。從表2中數(shù)據(jù)可以看出， FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層具有優(yōu)越的力學性能，其中，抗拉強度可達1195MPa，比基材高103MPa，屈服強度為776MPa，也與基材相近。不過，再制造成形層試樣的伸長率僅為8.72%，與基材的19.67%相比差距較大。

表2 再制造成形層與基材靜拉伸性能Table 2 Static tensile properties of remanufacturing layer and base metal

表3所列為FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層和基材沖擊實驗結果。對比表3中數(shù)據(jù)可以看出，F(xiàn)V520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層的沖擊功和沖擊韌性都比較低，其沖擊韌性為61J/cm2，與基材的144J/cm2相比差距較大。

表3 再制造成形層與基材沖擊韌性Table 3 Impact toughness of remanufacturing layer and base metal

圖5所示為FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層沿高度方向的顯微硬度分布圖。從圖5可以看出，再制造成形層與基體結合界面處硬度比較高，可以達到382HV，沿高度方向向上，在再制造成形層中心區(qū)域硬度有小幅度下降，表面附近硬度又略有回升。總體上看，再制造成形層沿高度方向硬度變化幅度不大，其平均硬度值為336HV，基材的平均硬度值為353HV，二者基本持平。

圖5 再制造成形層沿高度方向硬度分布規(guī)律Fig.5 Hardness distribution along forming height direction of remanufacturing layer

2.2 斷口分析

圖6是FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層與基材拉伸試樣斷口照片。由圖6可知，再制造成形層斷口具有明顯的韌窩結構且韌窩內(nèi)存在第二相質(zhì)點(圖6(a)所示)，這說明試樣斷裂主要是按微孔聚集型方式發(fā)生的延性破斷，其斷裂機理是：在靜拉伸載荷作用下材料內(nèi)部位錯不斷滑移并產(chǎn)生纏結堆積，并首先在強化相或夾雜物界面處產(chǎn)生應力集中，試樣局部微觀區(qū)域發(fā)生塑性變形引起夾雜物破碎或夾雜物與基體界面脫離而形成微小孔洞或者形成微小裂紋，微小孔洞在應力作用下不斷生成并聚集連接長大，裂紋不斷擴展直至發(fā)生斷裂，出現(xiàn)的凹凸不平的小坑即為韌窩。同時，由圖6(a)可以看出，對于每一單個韌窩來說都近似為等軸韌窩，這說明材料受力過程中每個微孔在平面各個方向上長大的傾向相同。從整體上看，斷口韌窩有一定的拉長變形傾向，說明斷口的形成同時還受到切應力作用，這與圖2(b)中顯示的拉伸試樣斷面與受力方向呈現(xiàn)一定的角度相對應。

相比之下，基材靜拉伸斷口韌窩較深且呈拉長撕裂狀，顯示出基材較好的變形能力，這與基材的高伸長率相對應。此外，由圖6(a)還可以看出，再制造成形層試樣斷口有脆性相存在。夾雜脆性相沿晶界分布是材料受力薄弱區(qū)，材料在受力過程中，首先會在這些部位產(chǎn)生應力集中，進而隨應力的不斷增大產(chǎn)生裂紋，裂紋沿晶界擴展形成沿晶斷裂。脆性相缺陷處往往是裂紋源，惡化材料的抗變形能力。由于堆焊再制造熔敷成形過程中難免會存在氣孔、夾渣等缺陷，造成再制造成形層受力時延展性較差，伸長率較低。

圖6 再制造成形層與基材拉伸試樣斷口SEM照片(a)成形層試樣斷口；(b)基材試樣斷口Fig.6 SEM images of tensile specimen fracture of remanufacturing layer and base metal samples(a)fracture of remanufacturing layer sample;(b)fracture of base metal sample

FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層與基材沖擊試樣斷口如圖7所示。由圖7可以看出，斷口中都有韌窩和第二相顆粒。但是，相比之下，再制造成形層試樣斷口(圖7(a))韌窩小而淺，基材斷口韌窩(圖7(b))大而深。韌窩越大且越深說明材料的變形能力越好，也表明材料沖擊韌性越好，相反則說明材料的變形能力較差，沖擊韌性值較低。這與表3中所示的再制造成形層與基材沖擊韌性相對應。同時，由圖7(a)還可以看出，再制造成形層試樣沖擊斷口上存在解理斷裂面，這表明再制造成形試樣脆性區(qū)域較大，在沖擊載荷作用下局部發(fā)生了解理脆性斷裂。

另外，對比圖6(a)和圖7(a)可以看出，再制造成形層沖擊試樣斷口韌窩相對較小且較淺，這表明再制造成形層在沖擊力作用下的變形能力更差，材料脆性傾向增加。

圖7 再制造成形層與基材沖擊試樣斷口SEM照片(a)成形層試樣斷口；(b)基材試樣斷口Fig.7 SEM images of impact specimen fracture of remanufacturing layer and base metal samples(a)fracture of remanufacturing layer sample;(b)fracture of base metal sample

2.3 討論

堆焊再制造過程中，堆積材料的凝固成形過程是個快冷非平衡結晶過程，可得到過飽和的固溶體組織。圖8為FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層微觀組織結構照片。由圖8可知成形層基本組織為快冷非平衡結晶的板條馬氏體，固溶態(tài)組織中的淬火馬氏體內(nèi)部含有較高密度的位錯亞結構，高密度位錯在材料受力變形時會發(fā)生糾纏作用，提高材料的變形能。同時，由于絲材中含有多種金屬強化元素，再制造成形層凝固過程中會有大量NbC，MoC，M23C6等碳化物沉淀強化相析出(圖8(b))。大量的沉淀強化相對位錯滑移具有阻礙扎釘作用，使得在受外力作用時，位錯滑移困難，進一步提高材料的變形能。另外，根據(jù)文獻[24，25]的研究結論，材料受載荷作用失效過程中，沉淀強化相顆粒的存在既讓裂紋擴展路徑變得曲折，也增加了裂紋面的粗糙程度。粗糙度引起的裂紋閉合效應會降低裂紋擴展驅(qū)動力，從而降低裂紋的擴展速率，提高材料的抗破斷能力。因此，F(xiàn)V520B不銹鋼MAG堆焊再制造成形層具有高強度和高硬度力學特性。

圖8 再制造成形層顯微組織(a)光學顯微組織照片；(b)透射電鏡照片F(xiàn)ig.8 Microstructures of remanufacturing layer(a)optical picture of microstructure;(b)TEM photo

金屬凝固過程中，不同區(qū)域微觀組織結構形態(tài)與該區(qū)域的散熱條件息息相關。FV520B不銹鋼堆焊熔敷成形再制造過程中，成形層與基體結合界面處，也就是焊縫熔合線處及成形層表層區(qū)域散熱條件有利，因此，微觀組織相對小，晶界強化作用也較熔池內(nèi)部明顯。同時，由于結合界面處金屬原子是通過依附于熔合面上半熔化和未熔化的晶粒形核，即熔池內(nèi)發(fā)生聯(lián)生結晶行為，晶粒生長方向發(fā)生突變，會使結合界面處存在嚴重的晶格畸變，也產(chǎn)生強化作用，因此，再制造成形層硬度分布呈現(xiàn)與基體結合界面處顯微硬度最高，成形層內(nèi)部硬度相對較低的特點。

馬氏體沉淀硬化不銹鋼通過改變時效溫度，可在相當寬的范圍內(nèi)調(diào)整鋼的力學性能[26]。這也就是說時效處理對馬氏體沉淀硬化不銹鋼性能具有重要的影響。而時效對馬氏體沉淀硬化不銹鋼性能的影響主要是通過控制沉淀硬化相析出實現(xiàn)的。沉淀硬化相彌散析出分布越均勻，顆粒越細小其強化效果越好，材料性能也越好，這與文獻[24，25]的研究結論具有一致性。因為沉淀硬化相彌散析出顆粒越細小，分布越均勻，裂紋擴展路徑自然也越曲折，裂紋面也越粗糙，裂紋擴展就越慢，這也就表明材料的抗破斷性能越好。由圖8可以看出，再制造成形層成形過程中雖有沉淀強化相析出，不過，由于堆焊熔敷成形再制造工藝特點，再制造成形層整體未受時效處理導致沉淀硬化相彌散析出程度不夠，且析出相顆粒也還不夠細小，這應該是其強度和硬度雖然很高，但靜拉伸伸長率和沖擊韌性較低的主要原因之一。

相比之下，由于基材供貨狀態(tài)為鍛造件，組織為均勻等軸晶，細晶強化作用明顯，且經(jīng)過充分的時效處理后沉淀硬化相會彌散析出，使得基材具有較高的綜合性能。另外，大量文獻研究表明，F(xiàn)V520B不銹鋼經(jīng)630℃時效處理后有逆轉(zhuǎn)奧氏體組織生成[19,20,27,28]。圖9的再制造成形層與基材物相結構X射線衍射結果也證明基材中存在一定量的奧氏體相。奧氏體強度較低，因此，逆轉(zhuǎn)奧氏體的存在會降低基材硬度和強度，一定程度上抵消細晶強化和彌散強化對材料強度和硬度的提升作用，這可能是基材抗拉強度低于再制造成形層抗拉強度的主要原因。

圖9 再制造成形層和基材XRD衍射譜(a)再制造成形層；(b)基材Fig.9 X-ray diffraction patterns of remanufacturing layer and base metal(a)remanufacturing layer;(b)base metal

不過，奧氏體具有良好的塑韌性，因此，逆變奧氏體的存在有助于提升基材的變形能力，提高基材的靜拉伸伸長率和沖擊韌性。另外，對比表1中數(shù)據(jù)可以看出，基材中含有Cu元素，而再制造所用絲材中不含Cu元素，因此，再制造成形層也不含Cu元素。Cu元素對馬氏體沉淀硬化不銹鋼來說是一種重要的析出強化元素，可以提高材料的強度、耐蝕性和常溫沖擊韌性[29]。相關文獻研究結果顯示，Cu元素對沉淀硬化不銹鋼的強化機制主要體現(xiàn)在以下兩點：(1)含Cu沉淀硬化不銹鋼在時效過程中會彌散析出ε-Cu相，且ε-Cu相傾向于基體內(nèi)析出而不是在碳化物界面析出，起到穩(wěn)定位錯亞結構，釘扎位錯的作用，提高材料的強度[30，31]；(2)Cu元素可以提高奧氏體含量，且Cu相析出先于奧氏體轉(zhuǎn)變，可以細化奧氏體晶粒，提高材料綜合性能[32-34]。因此，基材的沖擊韌性和靜拉伸實驗中的伸長率要明顯優(yōu)于再制造成形層。

此外，通過觀察還發(fā)現(xiàn)，再制造成形層拉伸試樣斷口局部有大尺寸球形顆粒物存在，直徑接近10μm，沖擊試樣斷口局部也出現(xiàn)了直徑甚至達40μm的“巨型”球狀顆粒，如圖10中箭頭所指。大尺寸球形顆粒與基體的界面屬于弱界面。文獻[35]的研究指出，材料在應力作用下，裂紋萌生、形核于顆粒界面和大角度晶界處，且顆粒尺寸增大會大幅加大局部裂紋擴展速率，加速材料的失效。這與圖6(a)中觀察到脆性相界面處存在裂紋相吻合。因此，脆性相顆粒和大尺寸球形顆粒物的存在惡化再制造成形層受外力時的抗變形能力，也是其沖擊韌性及靜拉伸伸長率相對低下的主要原因之一。不過，大尺寸球形顆粒物的形成原因和機理尚不清晰，作者下一步將對其進行深入的研究并采取相應措施予以消除。

圖10 再制造成形層試樣斷口中的大尺寸球形顆粒(a)靜拉伸試樣斷口；(b)沖擊試樣斷口Fig.10 Images of large size spherical particles on the fracture of remanufacturing layer specimens(a)fracture of static tensile specimen;(b)fracture of impact specimen

相較于靜拉伸性能，材料的沖擊韌性對夾雜脆性相及大尺寸顆粒物尤為敏感，沖擊載荷作用下會在其相界處瞬間產(chǎn)生顯著應力集中，誘發(fā)裂紋生成，并瞬間完成擴展，這大大減弱了材料對沖擊功的吸收，使材料在沖擊載荷作用下脆性斷裂傾向增加。因此，再制造成形層沖擊試樣斷口韌窩相較于靜拉伸試樣斷口韌窩顯得比較淺且斷口中存在明顯的解理斷裂面(如圖7(a)中所示)。不過，由于沖擊載荷作用下試樣主要是在切應力作用下發(fā)生斷裂，因此沖擊試樣斷口韌窩拉長方向比較明顯，拉長方向與切應力方向平行。

3 結論

(1)快冷非平衡結晶板條馬氏體+NbC，MoC，M23C6等碳化物沉淀強化相組織結構使得FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造熔敷成形層具有高強度和高硬度特性，其抗拉強度超過基材可以達到1195MPa，屈服強度和硬度與基材相近，分別為776MPa和336HV。

(2)FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造熔敷成形層的沖擊韌性相對較小，為61J/cm2，遠低于基材的144J/cm2，靜拉伸過程中伸長率為8.72%，也相對較低。缺少時效處理和ε-Cu強化相作用以及存在夾雜脆性相和大尺寸球形顆粒物是再制造成形層沖擊韌性和靜拉伸伸長率與基材相比差距較大的主要原因。

(3)需要對FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造熔敷成形層中大尺寸球形顆粒的具體成分結構進行深入的研究，并分析其形成原因和機理以便制定相應預防措施。同時應深入研究FV520B不銹鋼MAG堆焊再制造后處理技術和方法，以減弱脆性相和大尺寸球形顆粒對再制造成形層性能的不利影響，提高其綜合性能。

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(本文責編：楊 雪)

Mechanical Characteristic of Remanufacturing of FV520B Precipitation Hardening StainlessSteel Using MAG Surfacing Deposition

LIU Jian1,ZHU Sheng2,CAI Zhi-hai1,ZHANG Ping1,LIU Jun1,QIN Hang1,TONG Yong-gang1

(1 National Engineering Research Center for Mechanical Product Remanufacturing,Academy of Armored Forces Engineering,Beijing 100072,China；2 National Key Laboratory for Remanufacturing,Academy of Armored Forces Engineering,Beijing 100072,China)

10.11868/j.issn.1001-4381.2017.000433

TG117.1；TG434

A

1001-4381(2017)10-0023-09

國家自然科學基金資助項目(51405510，51375492，51575527)

2017-04-15;

2017-06-21

朱勝(1964-)，男，教授，博導，主要研究方向為機械工程和再制造，聯(lián)系地址：北京市豐臺區(qū)杜家坎21號裝甲兵工程學院裝備再制造技術國防科技重點實驗室(100072)，E-mail：zusg@sohu.com，550123310@qq.com