唐昌平, 張新明, 鄧運來, 李 理, 周 洋, 趙鳳景, 許 理, 張國義

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083;2. 中南大學 教育部有色金屬材料科學與工程重點實驗室，長沙 410083;3. 湖南工學院 機械工程系，衡陽 421002)

高低溫循環(huán)對EW94鎂合金組織與力學性能的影響

唐昌平1,2, 張新明1,2, 鄧運來1,2, 李 理1,3, 周 洋1,2, 趙鳳景1,2, 許 理1,2, 張國義1,2

(1. 中南大學 材料科學與工程學院，長沙 410083;2. 中南大學 教育部有色金屬材料科學與工程重點實驗室，長沙 410083;3. 湖南工學院 機械工程系，衡陽 421002)

研究高低溫循環(huán)熱處理對EW94合金擠壓?T6態(tài)板材組織與力學性能的影響。結(jié)果表明：在(?196 ℃, 12 h)+(RT, 12 h)制度下，循環(huán)熱處理對合金的力學性能無明顯影響；經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(≤200 ℃, 12 h)循環(huán)熱處理N(N≤15)次后，樣品抗拉強度有所提高；經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)循環(huán)4次后，樣品抗拉強度達到峰值，為413 MPa；經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(250 ℃, 12 h)循環(huán)處理后，樣品抗拉強度略有下降，伸長率略有提高；而經(jīng)(?196℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán)處理后，樣品抗拉強度,急劇下降至307 MPa，但伸長率由2.8%提高到5.6%；隨循環(huán)次數(shù)的增加，合金力學性能基本保持穩(wěn)定。合金在高低溫循環(huán)過程中的相變是影響其力學性能的主要因素。

高低溫循環(huán)；時效；析出相；斷裂；伸長率

鎂?稀土合金由于具有優(yōu)異的室溫及高溫力學性能而在航空航天領(lǐng)域得到了廣泛的應(yīng)用[1?4]。該系合金為典型的時效強化型合金，時效強化被認為是其主要的強化機制[5]。近年來，大量研究人員對該系合金的析出行為進行了研究，自從NIE和MUDDLE[6?7]首次在WE54合金中發(fā)現(xiàn)β1相以來，大多數(shù)鎂?稀土合金的時效析出序列被確定為是 SSSS→β′→β′→β1→β[8?11]。β′相通常形成于時效熱處理的早期，為DO19結(jié)構(gòu)，在或{1面上析出[12]；β′相通常存在于峰值時效狀態(tài)的樣品中，是該系合金的主要強化相，具有BCO結(jié)構(gòu)(a =0.64 nm, b =2.22 nm, c =0.52 nm)。隨著時效時間的延長，β′相轉(zhuǎn)變?yōu)榕c基體非共格的β1相，同時伴隨著合金力學性能的下降，β1相在β′相與基體的界面上形核，β1相為FCC結(jié)構(gòu)(a = 0.74 nm)；隨著時效時間的進一步延長，β1相將原位轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀唳?，β相也為一種具有FCC結(jié)構(gòu)(a =2.2 nm)且與基體不共格的相。上述對鎂?稀土合金時效行為的研究，為探明時效熱處理對合金力學性能的影響規(guī)律及制定合理的時效制度奠定了理論基礎(chǔ)。

當前對 Mg-Gd-Y-Zr合金析出行為的研究均是針對未經(jīng)時效處理的固溶態(tài)樣品進行的，但航天器構(gòu)件所用材料通常為經(jīng)時效處理的產(chǎn)品，且構(gòu)件是在復雜的高低溫交變溫度場中服役，在外界溫度場的作用下合金中已有強化相的類型及分布等有可能將發(fā)生改變。因此，研究服役過程中合金的相轉(zhuǎn)變規(guī)律及其對合金力學性能的影響具有重要意義。本文作者通過模擬航天器服役的溫度條件，研究經(jīng) T6處理的 EW94合金擠壓材在交變溫度場中的組織演變規(guī)律及其對合金力學性能的影響，為該合金的工程應(yīng)用提供依據(jù)。

圖1 高低溫循環(huán)熱處理示意圖Fig.1 Schematic diagram showing high-low temperature cycle treatment

1 實驗

用于高低溫循環(huán)熱處理的試驗料為經(jīng) T6處理的EW94合金擠壓材。圖1所示為高低溫循環(huán)試驗的過程。首先將合金試樣用絲線吊入液氮罐內(nèi)，保溫12 h，然后將絲線取下，將樣品移入不同溫度(室溫、150、200、250和300 ℃)的加熱爐內(nèi)，保溫12 h后取出并淬火，再用絲線將樣品吊入液氮罐內(nèi)保持12 h，樣品轉(zhuǎn)移時間小于 5 min，如此處理一次為一個循環(huán)。然后對循環(huán)不同次數(shù)的樣品取樣進行力學性能測試及微觀組織分析。

樣品的硬度測試在HV?10B型小負荷維氏硬度儀上進行，加載力為30 N，保持時間為30 s，文中所提供硬度值為9個測試點的統(tǒng)計結(jié)果。室溫拉伸試樣為板狀樣，其平行長度部分的寬度約為10 mm，厚度約為 2 mm，標距長度約為 25 mm。室溫拉伸實驗在CSS?44100型萬能電子拉伸機上進行，夾頭移動速率為1 mm/min。拉伸后的斷口形貌觀察在Quanta?200型掃描電鏡上進行。用于透射電鏡觀察的試樣在砂紙上緩慢預先減薄至80 μm左右，然后沖成直徑為3 mm的小圓片，再用GATAN DIMPLE GRINDER 656凹坑儀和GATAN PIPS 691離子減薄儀進一步減薄至滿足要求。TEM觀察在Tecnai G2 20型透射電鏡上進行。

2 結(jié)果與分析

2.1 T6態(tài)樣品的組織與性能

擠壓材經(jīng)固溶處理后，在215 ℃條件下進行時效，選擇經(jīng)峰值時效處理的狀態(tài)作為循環(huán)試驗的初始態(tài)。對其進行室溫拉伸試驗，測得其抗拉強度 σb=386 MPa，伸長率δ=2.8%。該狀態(tài)樣品的TEM像如圖2所示。由圖2可見，樣品中形成了大量細小彌散的析出相；SAED結(jié)果表明，該時效析出相為Mg-Gd-Y-Zr合金峰值時效狀態(tài)中常有的β′相[9?10]，其與基體的位向關(guān)系為 [0 01]β′/ / [0001]α，(1 0 0)β′/ / (2110)α。該強化相在{1 120}面上析出，能有效阻礙基面滑移，使合金具有較高的強度。

2.2 高低溫循環(huán)對合金力學性能的影響

圖3所示為循環(huán)處理參數(shù)及次數(shù)對合金硬度的影響規(guī)律。從圖3中可以看出，合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(RT,12 h)循環(huán)處理后，隨循環(huán)次數(shù)的增加，合金硬度始終維持在初始態(tài)水平，說明合金的力學性能在該溫度范圍內(nèi)非常穩(wěn)定。當合金樣品經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+ (150 ℃,12 h)循環(huán)處理后，隨循環(huán)次數(shù)的增加，合金樣品的硬度緩慢上升，說明循環(huán)保溫使樣品產(chǎn)生了進一步的強化，RIONTINO等[13]在研究WE43合金的雙級時效行為時也發(fā)現(xiàn)了類似現(xiàn)象。合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(200℃, 12 h)循環(huán)處理后，硬度變化趨勢與(?196 ℃, 12 h)+(150 ℃, 12 h)循環(huán)熱處理的情況類似，但硬度增長更為明顯，且增長在循環(huán)4次后達到峰值，隨后出現(xiàn)輕微的降低。與前述幾種情況不同，當經(jīng)過(?196 ℃,12 h)+(250 ℃, 12 h)循環(huán)1次后，合金硬度輕微下降；當循環(huán)4次后，樣品的硬度已下降到較低的水平，隨著循環(huán)次數(shù)的繼續(xù)增加，硬度下降不明顯，穩(wěn)定在115 HV 左右。當經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán) 1 次后，樣品的硬度便急劇下降至95 HV，隨后隨著循環(huán)次數(shù)的增加，硬度始終維持在這一水平。

合金經(jīng)不同熱循環(huán)制度處理后的室溫拉伸結(jié)果如圖4所示。從圖4中可以看出，合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(RT, 12 h)循環(huán)處理后，與硬度曲線所反映的趨勢一致，抗拉強度和伸長率均無明顯變化，始終維持在初始態(tài)水平。經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(150 ℃, 12 h)循環(huán)處理后，合金的抗拉強度較初始態(tài)有輕微增長。合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)循環(huán)處理后，抗拉強度先增加，后減小，在循環(huán)4次時達到峰值，為413 MPa，較初始態(tài)的抗拉強度增加了27 MPa；隨后隨著循環(huán)次數(shù)的增加，合金的抗拉強度基本維持在這一較高水平。合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(250 ℃, 12 h)循環(huán)處理 1 次后，抗拉強度仍然保持在初始態(tài)水平，但隨著循環(huán)次數(shù)的增加，合金的抗拉強度開始下降，循環(huán)15次后，下降約 21 MPa。與前述幾種高低溫循環(huán)制度明顯不同的是，合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán) 1 次后，抗拉強度便急劇下降約80 MPa，而伸長率顯著提高，且隨著循環(huán)次數(shù)的繼續(xù)增加，抗拉強度不再明顯減小，始終維持在300 MPa左右，伸長率也維持在較高水平。

綜上所述，由EW94合金力學性能的變化規(guī)律可知：合金力學性能的變化應(yīng)歸因于熱循環(huán)過程中的高溫保溫過程。當熱循環(huán)高溫段的溫度低于200 ℃時，合金的力學性能可較長時間維持穩(wěn)定，且強度有所提高；當熱循環(huán)高溫段溫度為250 ℃時，在低的循環(huán)次數(shù)(N=1)下，合金的力學性能能夠基本維持在初始態(tài)水平，但隨循環(huán)次數(shù)的增加，亦即高溫段保溫累積時間的延長，合金的強度有所下降；當熱循環(huán)高溫段溫度為300 ℃時，即使循環(huán)次數(shù)僅為1次，也將導致合金的強度顯著下降而伸長率升高，但隨后進入另一水平的穩(wěn)定期。

圖2 擠壓材經(jīng)T6處理后的TEM像及SAED結(jié)果Fig.2 TEM image and SAED pattern of extrusion sheet with T6 temper: (a) TEM image; (b) SAED pattern (B∥[1 213])

圖3 樣品硬度隨高低溫循環(huán)制度及循環(huán)次數(shù)的變化曲線Fig.3 Hardness evolution as function of regime and number of high-low temperature cycle

3 討論

3.1 熱循環(huán)對合金強度的影響機理

對時效強化型EW94合金而言，時效析出相的類型、數(shù)量和分布等是影響合金力學性能的主要因素。因此，上述熱循環(huán)對合金力學性能的影響主要是通過影響合金中時效析出相的類型和數(shù)量等實現(xiàn)的。

由于Mg-Gd-Y-Zr合金時效析出相的成分與基體的成分不同[14]，因此該合金發(fā)生相變的過程，實際上是一個 Gd、Y、Nd等稀土原子在合金基體中擴散的過程。相轉(zhuǎn)變能否發(fā)生以及相轉(zhuǎn)變的快慢也主要受控于稀土原子在基體中的擴散系數(shù)。原子在基體中的擴散系數(shù)可表示為[15]

式中：0D 為系數(shù)；R為氣體常數(shù)；T為絕對溫度；Q為激活能。激活能反映了相變勢壘的高低，且與相變溫度有關(guān)，相變溫度越高，激活能越??；另外，原子尺寸差也是影響擴散系數(shù)的一個重要因素。稀土原子Gd、Y、Nd與Mg原子的半徑差分別為13%、13%和14%[3]。因此，這些與鎂原子尺寸差大的稀土原子在鎂基體中擴散需克服的阻力大，激活能值Q相應(yīng)較高。

圖4 不同熱循環(huán)制度及循環(huán)次數(shù)對合金力學性能的影響Fig.4 Effects of regime and number of high-low temperature cycle on mechanical properties: (a)Treated by (?196 ℃, 12 h)+(ambient temperature,12 h); (b) Treated by (?196 ℃, 12 h)+(150 ℃, 12 h); (c) Treated by (?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h);(d) Treated by (?196 ℃, 12 h)+(250 ℃, 12 h); (e)Treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)

由于高低溫循環(huán)試驗前合金為 T6態(tài)，因此可以認為基體中溶質(zhì)原子濃度處在該合金在215 ℃對應(yīng)的最大固溶度水平或略高于該溫度下的最大固溶度。當在?196 ℃和室溫條件下進行熱循環(huán)時，相對于循環(huán)溫度，基體仍處于過飽和狀態(tài)，固溶體具有自發(fā)分解的趨勢，但由于溫度過低，原子熱振動能量低，激活能高，原子擴散系數(shù)極低，故在(?196 ℃, 12 h)+(RT, 12 h)制度下循環(huán)處理時，樣品中無明顯相變發(fā)生，導致力學性能穩(wěn)定在初始態(tài)水平。

當在(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)制度下進行循環(huán)處理時，在200 ℃保溫過程中，由于溫度較高，原子熱振動能量也較高，已經(jīng)能夠突破發(fā)生相變需克服的能壘，擴散系數(shù)較?196 ℃和室溫條件下的明顯提高。初始態(tài)合金中已經(jīng)存在的析出相將長大及朝著平衡相方向轉(zhuǎn)變，降低合金的硬度和強度；又由于合金基體中溶質(zhì)摩爾濃度在此溫度下仍處于過飽和狀態(tài)，在高溫段保溫的過程中將發(fā)生新相析出，導致合金硬度和抗拉強度升高。這兩種作用相互競爭，最終導致樣品硬度及強度先隨循環(huán)次數(shù)的增加而增加，在循環(huán)4次時達到峰值，隨后緩慢下降。圖5所示為樣品經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)循環(huán) 4 次后的 TEM 像及SAED結(jié)果。從圖 5中可以看出，β′相較初始態(tài)合金有一定的長大，另外，從SAED結(jié)果中可以發(fā)現(xiàn)，除β ′相的衍射斑點外，還存在β′相的衍射斑點，說明在熱循環(huán)過程中發(fā)生了 β′相的析出，進一步強化了合金。在(?196 ℃, 12 h)+(150 ℃, 12 h)制度下熱循環(huán)時，合金組織的情況與在(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)制度下進行循環(huán)時的類似，但由于合金在150 ℃的擴散系數(shù)比在200 ℃的小，初始態(tài)中原有析出相β′粗化及向平衡相方向轉(zhuǎn)變的速度和基體中新相析出的速度均較在200 ℃條件下的更緩慢。因此，樣品硬度及抗拉強度隨循環(huán)次數(shù)的增加一直呈增長趨勢。

合金樣品在(?196 ℃, 12 h)+(250 ℃, 12 h)制度下進行熱循環(huán)時，基體中的溶質(zhì)摩爾濃度在該溫度下與其最大固溶度相當，將不會發(fā)生新相的析出，而僅僅發(fā)生原有析出相粗化及向平衡相轉(zhuǎn)變的過程。合金樣品在該制度下循環(huán)1次后，合金力學性能基本維持在初始態(tài)水平，說明該過程中在250 ℃保溫時，原有析出相粗化及向平衡相轉(zhuǎn)變的程度不大；當循環(huán)次數(shù)達到4次時，合金硬度和抗拉強度出現(xiàn)較明顯下降，說明原有析出相已經(jīng)發(fā)生了明顯改變。

在(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)制度下進行熱循環(huán)時，由于保溫溫度高于合金初始態(tài)的時效溫度，合金中溶質(zhì)的摩爾分數(shù)低于其在該溫度下的最大固溶度，因此合金中同樣不會出現(xiàn)新相形核 (見圖6(a))；另一方面，合金樣品在300 ℃條件下保溫時，原子在基體中的擴散系數(shù)顯著增大，初始態(tài)合金中析出相轉(zhuǎn)變?yōu)槠胶庀嗟南噢D(zhuǎn)變速度明顯加快(見圖6(a))，也將導致合金硬度及抗拉強度顯著降低。因此，在該制度下循環(huán)1次后，合金樣品的硬度及抗拉強度便顯著下降。

圖5 合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h)循環(huán) 4 次后的TEM像及SAED結(jié)果Fig.5 TEM image and SAED pattern of sample treated by(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h) regime for four times: (a) TEM image; (b) SAED pattern(B∥[0 112])

3.2 熱循環(huán)對合金伸長率的影響機理

圖6(a)所示為合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán)1次后晶粒內(nèi)的TEM像以及相應(yīng)的SAED結(jié)果。從圖 6(a)中可以看出，合金中析出相的尺寸已明顯變大，且分布稀疏。其SAED結(jié)果表明，這些粗大的析出相為平衡相 β，其晶體結(jié)構(gòu)為 FCC，晶格常數(shù)a=2.2 nm，與基體的位向關(guān)系為(1 12)β//(1100)α和[110]β∥[0001]α。圖6(b)所示為樣品晶界處的 TEM像。從圖6(b)中可以看出，大量粗大析出相在晶界上連續(xù)析出，導致晶界附近出現(xiàn)貧溶質(zhì)區(qū)，形成寬度約3 μm的無沉淀析出帶。

圖7(a)所示為合金初始態(tài)樣品拉伸斷口的 SEM像。從圖 7(a)中可以看出，斷口呈明顯的穿晶斷裂特征。這是因為鎂為密排六方金屬，在室溫下，通常只 有{0001}?11 2 0?滑移和孿生能夠啟動，而在初始態(tài)合 金中，存在著大量彌散分布的β′相(見圖2)，該析出相為盤狀，呈 120°三叉形分布于(1 1 20)面上[5]。根據(jù)Orowan機制，這種呈 120°三叉形彌散分布的 β′相能有效阻礙位錯的滑移，顯著提高基體基面滑移的臨界剪切應(yīng)力[16]，強化效果明顯，但嚴重降低其塑性變形能力。因此，初始態(tài)合金具有較高的強度而極低的伸長率。圖 7(b)和(c)所示為經(jīng)過(?196 ℃，12 h)+(300 ℃，12 h)熱循環(huán)1次后樣品斷口的SEM像。從圖7(b)和(c)中可以看出，樣品的斷裂方式主要為沿晶斷裂，且晶界上凹凸不平。

晶內(nèi)稀疏分布的平衡相β由于數(shù)量少，與基體不共格，對位錯的阻礙作用有限。因此，經(jīng)此循環(huán)制度處理后，合金的強度下降明顯(降低約 80 MPa)。經(jīng)(?196 ℃，12 h)+(300 ℃，12 h)循環(huán)處理后，樣品的伸長率的提高機理如圖8所示。從圖8中可以看出，在外力作用下，基體中粗大析出相之間的無沉淀相區(qū)域由于位錯運動所受阻礙較小，因此能發(fā)生較大程度的變形。同理，晶界周圍寬闊的無沉淀析出帶也較容易發(fā)生變形，且無沉淀析出帶能夠在一定程度上釋放晶界處的應(yīng)力集中，協(xié)調(diào)晶粒間的變形，從而獲得較高的伸長率。最后，變形過程中產(chǎn)生的位錯塞積在晶界處，在晶界上富稀土粒子和粗大析出相與基體的界面處產(chǎn)生裂紋，并沿晶界擴展，導致斷裂。因此，在斷口的晶界上呈現(xiàn)出凹凸不平的形貌(見圖7(c))。

圖6 合金經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán) 1 次后的TEM像Fig. 6 TEM images of sample treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h) regime for one time: (a) TEM image of inter crystalline; (b) TEM image of grain boundaries

圖7 T6態(tài)樣品及經(jīng)(?196 ℃，12 h)+(300 ℃，12 h)循環(huán)1次后的斷口SEM像Fig.7 SEM images of T6 treated sample and sample treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h) regime for one time: (a)Extruded-T6 temper; (b) Treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃,12 h); (c) Magnified view of Fig. (b)

圖8 樣品經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)循環(huán)處理后的斷裂過程示意圖Fig.8 Schematic diagram showing breaking process of samples treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h) regime

4 結(jié)論

1)EW94合金擠壓T6態(tài)板材中強化相在200 ℃以下熱穩(wěn)定性高。經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(≤200 ℃, 12 h)熱循環(huán)N(N≤15)次后，合金的力學性能穩(wěn)定；經(jīng)(?196 ℃,12 h)+(250 ℃, 12 h)熱循環(huán)N(N≤15)次后，強度略有下降，伸長率略有提高，經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)熱循環(huán)N(N≤15)次后，合金抗拉強度能較長時間穩(wěn)定在300 MPa平臺上，且伸長率較T6態(tài)的有所提高。

2)擠壓材經(jīng)T6處理形成的強化相β′在250 ℃以下的環(huán)境中相轉(zhuǎn)變速度較慢，在300 ℃以上環(huán)境中相轉(zhuǎn)變速度顯著加快。

3)經(jīng)(?196 ℃, 12 h)+(300 ℃, 12 h)熱循環(huán)過程后，合金析出相數(shù)量的減少及晶界處寬闊的無沉淀析出帶的形成能明顯提高合金的伸長率。

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Effects of high-low temperature cycle on microstructures and mechanical properties of EW94 magnesium alloy

TANG Chang-ping1,2, ZHANG Xin-ming1,2, DENG Yun-lai1,3, LI Li1,3, ZHOU Yang1,2,ZHAO Feng-jin1,2, XU Li1,2, ZHANG Guo-yi1,2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering, Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China;3. Department of Mechanical Engineering, Hunan Institute of Technology, Hengyang 421002, China)

The effects of high-low temperature cycle on microstructures and mechanical properties of EW94 alloy with extruded-T6 temper were investigated. The results indicate that there is no effect on the mechanical properties when the aged alloy is held at ?196 ℃ and ambient temperature. There is some increment in ultimate strength of the alloy when it is treated by (?196 ℃, 12 h)+(≤200 ℃, 12 h) regime for N(N≤15) times, the maximum ultimate strength of 413 MPa is derived when the alloy was treated by (?196 ℃, 12 h)+(200 ℃, 12 h) for 4 times. There was some decrease in ultimate strength but some increment in elongation when treated by (?196 ℃, 12 h)+(250 ℃, 12 h). However, the ultimate strength abruptly decreases to 307 MPa and the elongation increases to 5.6% when the samples are treated by (?196 ℃, 12 h)+(300 ℃,12 h), and the mechanical properties are stable at this level as the number of cycles increases. The phase transformation during the heat-treatment at alternate temperature is the key factor of the variation in mechanical properties.

high-low temperature cycle; ageing; precipitation; fracture; elongation

TG 146.2

A

1004-0609(2011)03-0505-08

國防預研基金資助項目(51312010503)

2010-04-21；

2010-06-21

張新明，教授；電話：0731-88830265；E-mail: tcpswnu@163.com

(編輯 何學鋒)