王長(zhǎng)軍，雍岐龍，孫新軍，梁劍雄

（鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081）

強(qiáng)塑積大于30 GPa·%的熱軋中碳TRIP鋼組織及性能研究

王長(zhǎng)軍，雍岐龍，孫新軍，梁劍雄

（鋼鐵研究總院 特殊鋼研究所，北京 100081）

為研究貝氏體相變溫度對(duì)中碳熱軋TRIP鋼組織與性能的影響，采用掃描電鏡（SEM）、X射線衍射（XRD）與高分辨透射電鏡（HRTEM）對(duì)含Ti與Mo的中碳熱軋TRIP鋼進(jìn)行了顯微組織觀察、殘余奧氏體含量測(cè)定以及析出相的表征與分析．結(jié)果表明：在400℃貝氏體相變溫度下，試驗(yàn)鋼的殘奧含量與強(qiáng)塑積均達(dá)到最大值，分別為28．2%和31．14 GPa·%；同時(shí)在鋼中發(fā)現(xiàn)了呈塊狀、無規(guī)則形狀以及片層狀形貌分布的殘余奧氏體，對(duì)衍射斑標(biāo)定后顯示，片層狀殘余奧氏體與鐵素體基體同時(shí)滿足kurdjumov?Sachs（K－S）與Nishiyama?Wasserman（N－W）位向關(guān)系；HRTEM分析顯示，Mo可以溶入TiC而生成（Ti，Mo）C粒子，而納米級(jí)的（Ti，Mo）C粒子可以顯著提高鋼的沉淀析出強(qiáng)化效果．

TRIP鋼；強(qiáng)塑積；殘余奧氏體；（Ti，Mo）C；K－S位向關(guān)系；N－W位向關(guān)系

進(jìn)入21世紀(jì)，由于人們對(duì)環(huán)境、能源、安全性等要求的提高，同時(shí)鋼鐵行業(yè)又面臨著鋁、鎂等材料的激烈競(jìng)爭(zhēng)，為了降低油耗和排放，汽車需要輕量化．研究表明［1－2］：在其他條件不變的情況下，汽車質(zhì)量每減輕10%，油耗可下降8%～10%．經(jīng)過多年來世界眾多鋼鐵學(xué)者的科研攻關(guān)，目前已成功研發(fā)出第一代與第二代汽車用鋼；但由于其自身存在一定不足，如第一代汽車鋼的較低強(qiáng)塑性以及第二代汽車鋼的高成本等，導(dǎo)致其市場(chǎng)前景有一定局限性．因此，近年來國(guó)內(nèi)外鋼鐵學(xué)者提出了開發(fā)第三代汽車鋼概念．所謂第三代汽車鋼，是指輕量化和安全性指標(biāo)高于第一代汽車鋼、生產(chǎn)成本又低于第二代汽車鋼的高強(qiáng)高塑鋼（通常定義強(qiáng)塑積大于30 GPa·%）．目前，針對(duì)第三代汽車鋼材料的研發(fā)工作，國(guó)內(nèi)外已有一些研究報(bào)道［3－6］．在眾多的備選材料中，TRIP（Transformation Induced Plasticity）鋼，由于其獨(dú)特的強(qiáng)韌化機(jī)制和較高的強(qiáng)塑性配合，有效地解決了汽車用鋼在成型過程中既要求具有高強(qiáng)度又具備良好冷成型性能的矛盾，相對(duì)而言其性能優(yōu)異性更為顯著．

本文以傳統(tǒng)的中碳C－Mn－Al系熱軋TRIP鋼為研究對(duì)象，通過對(duì)鋼中復(fù)合添加微合金Ti與Mo，利用沉淀析出強(qiáng)化提高傳統(tǒng)TRIP鋼強(qiáng)度不足的缺點(diǎn)，并配合調(diào)整熱軋后貝氏體相變溫度，在實(shí)驗(yàn)室條件下成功研制了強(qiáng)塑積大于31 GPa·%（抗拉強(qiáng)度大于860 MPa，延伸率大于35%）的含Ti與Mo中碳熱軋TRIP鋼，并分析了該試驗(yàn)鋼擁有較高強(qiáng)度與塑性的主要原因與機(jī)理．

1 試 驗(yàn)

1．1 試驗(yàn)材料

試驗(yàn)鋼為含有合金元素Ti與Mo的中碳C－Mn－Al系TRIP鋼，其化學(xué)成分（質(zhì)量分?jǐn)?shù)/%）為Fe－0．37C－1．52Mn－0．21Si－0．11Ti－0．24Mo－1．36Al以及常見的雜質(zhì)元素．該成分鋼由50 kg真空感應(yīng)爐冶煉，鍛造成100 mm×70 mm×60 mm的方坯用于熱軋，其熱軋制參數(shù)與冷卻工藝如圖1所示，方坯首先在1 250℃固溶處理1 h，隨后經(jīng)4道次熱軋至4 mm（終軋溫度＞870℃），軋后鋼板經(jīng)層流冷卻至600～650℃空冷5 s后，再次經(jīng)層流冷至不同貝氏體相變溫度，箱式爐內(nèi)保溫30 min后，隨爐冷卻至室溫．已有研究表明［7－8］，TRIP鋼的最佳強(qiáng)度與塑性配合的貝氏體相變溫度通常為400℃，因而本文試驗(yàn)鋼的貝氏體相變溫度區(qū)間選取范圍為350～450℃．

圖1 試驗(yàn)鋼的熱軋制與冷卻工藝

1．2 試驗(yàn)方法

首先，對(duì)不同貝氏體相變溫度下的試驗(yàn)鋼板進(jìn)行縱向室溫拉伸性能測(cè)試與室溫下殘余奧氏體含量的XRD實(shí)驗(yàn)測(cè)量；其次，利用Olympus GX51型光學(xué)顯微鏡（OM）與日立S－4300冷場(chǎng)發(fā)射掃描電子顯微鏡（SEM），觀察試驗(yàn)鋼的多相組織形貌，并通過日立H－800透射電鏡（TEM）觀察殘余奧氏體形貌、分布、以及其與鐵素體基體的位向關(guān)系（電解雙噴樣品）；最后，采用JEOL－2100F型高分辨透射電鏡（HRTEM），觀察試驗(yàn)鋼中含Ti與Mo析出相的形貌、成分與尺寸（萃取復(fù)型碳膜樣品），并通過物理化學(xué)相分析和X射線小角度散射測(cè)定析出相的類型與粒度分布等．

2 結(jié)果與討論

2．1 顯微組織與力學(xué)性能

表1與圖2分別給出了試驗(yàn)鋼在不同貝氏體相變溫度下的縱向室溫拉伸性能與加工硬化率和真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線．

表1 試驗(yàn)鋼在不同貝氏體相變溫度下的室溫縱向拉伸性能與XRD測(cè)量的殘奧體積分?jǐn)?shù)

圖2 試驗(yàn)鋼的加工硬化率與真應(yīng)力－真應(yīng)變曲線

由表1可見，鋼的屈服強(qiáng)度與抗拉強(qiáng)度隨貝氏體相變溫度的變化趨勢(shì)并不與延伸率以及殘奧含量的變化規(guī)律相一致．對(duì)本文試驗(yàn)鋼強(qiáng)度而言，隨著貝氏體相變溫度的降低，鋼的屈服強(qiáng)度升高而抗拉強(qiáng)度降低；同時(shí)對(duì)于試驗(yàn)鋼的延伸率、強(qiáng)塑積（抗拉強(qiáng)度×延伸率）以及室溫下殘余奧氏體的含量而言，其總體變化趨勢(shì)并不隨著貝氏體相變溫度的升降而單調(diào)改變，而是存在一段最佳的貝氏體相變溫度，在該溫度下鋼的塑性與殘奧含量均達(dá)到最大值．對(duì)本文試驗(yàn)鋼而言，使塑性與殘奧含量達(dá)到最高值的貝氏體相變溫度為400℃．此外，由圖2可見，貝氏體相變溫度為400℃時(shí)，其加工硬化率與真應(yīng)力－應(yīng)變曲線的交點(diǎn)最為靠右，也就是說該工藝下材料的加工硬化率下降幅度最為緩慢．眾所周知，在臨界失穩(wěn)條件下，材料的最大均勻應(yīng)變量與加工硬化率在數(shù)值上相等，由此通過圖2也可看出，在貝氏體相變溫度為400℃時(shí)，材料的均勻塑性最高．

貝氏體相變溫度對(duì)試驗(yàn)鋼力學(xué)性能的影響機(jī)制如下：一方面，貝氏體相變溫度越低，從高溫驟降下來的相對(duì)過冷度越大，越容易生成更多的貝氏體組織（殘奧含量相對(duì)減少），此時(shí)的貝氏體板條也相對(duì)更加細(xì)?。?xì)晶強(qiáng)化），基體組織中的位錯(cuò)密度也相對(duì)較高（位錯(cuò)強(qiáng)化），其共同作用導(dǎo)致在較低的貝氏體相變溫度下試驗(yàn)鋼的屈服強(qiáng)度較高而延伸率與強(qiáng)塑積卻明顯降低；另一方面，由于復(fù)相基體組織的抗拉強(qiáng)度遵循混合物定律［9］，即在TRIP鋼中對(duì)抗拉強(qiáng)度起決定作用的是基體組織中硬質(zhì)相馬氏體的體積分?jǐn)?shù)，由于亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體在形變過程中會(huì)發(fā)生馬氏體轉(zhuǎn)變，在提高材料加工硬化率的同時(shí)也增加了基體組織中馬氏體的體積分?jǐn)?shù)，因此室溫下殘余奧氏體的含量越多，相應(yīng)的馬氏體轉(zhuǎn)變量也就越大，其抗拉強(qiáng)度也就越高．同時(shí)，由于本文加入了微合金元素Ti和Mo，其沉淀析出強(qiáng)化作用也對(duì)試驗(yàn)鋼的抗拉強(qiáng)度有所影響．就本文得貝氏體相變溫度范圍而言，其貝氏體相變溫度越高，在動(dòng)力學(xué)上越容易析出更多的第二相，其沉淀析出強(qiáng)化效果也就更加顯著，這導(dǎo)致了雖然在450℃貝氏體相變溫度下，試驗(yàn)鋼的殘奧含量并沒有400℃時(shí)鋼的殘余奧氏體含量多，但由于第二相的沉淀析出強(qiáng)化效果更為顯著，其綜合作用導(dǎo)致了其抗拉強(qiáng)度反而有一定程度的增加．

眾所周知，TRIP鋼在提高強(qiáng)度的同時(shí)仍能保持較高塑性的主要原因在于鋼中存在大量的亞穩(wěn)態(tài)殘余奧氏體，此類殘余奧氏體在形變過程中會(huì)向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，由此提高了材料的加工硬化率，并緩解了局部區(qū)域的應(yīng)力集中，同時(shí)鈍化了微裂紋，從而顯著改善了鋼的塑韌性［10－13］．已有大量研究表明［14－16］，TRIP鋼的塑性高低與室溫下殘余奧氏體含量的多少有著很好的一致性，這與本文的實(shí)驗(yàn)結(jié)果相一致，即室溫下殘余奧氏體含量越多，試驗(yàn)鋼的塑性越好，TRIP效應(yīng)越顯著．對(duì)本文所研究的含Ti、Mo中碳熱軋TRIP鋼而言，達(dá)到綜合力學(xué)性能最佳的貝氏體相變溫度為400℃（2號(hào)鋼），此時(shí)鋼的抗拉強(qiáng)度為865 MPa，延伸率為36%，強(qiáng)塑積高達(dá)31．14 GPa·%．

圖3（a）～（d）分別給出了1、2、3號(hào)試驗(yàn)鋼的掃描組織形貌照片（體積分?jǐn)?shù)2%的硝酸酒精溶液）與2號(hào)鋼的染色腐蝕金相組織照片（體積分?jǐn)?shù)1%的偏重亞硫酸鈉溶液＋體積分?jǐn)?shù)4%的苦味酸酒精溶液；體積比為1∶1）．

圖3 試驗(yàn)鋼的SEM與OM微觀組織形貌

通過對(duì)比圖3（a）～（c）可見：3種試驗(yàn)鋼的室溫組織均為鐵素體＋貝氏體＋殘余奧氏體等多相混合組織形貌；并且隨著貝氏體相變溫度的降低，基體組織中貝氏體的含量逐漸增多而鐵素體的含量卻逐漸減少．此外由圖3（d）可見，2號(hào)試驗(yàn)鋼的殘余奧氏體（白色）多分布于貝氏體板條之間以及貝氏體與鐵素體界面交界處．這主要是由于晶界交匯處以及貝氏體板條之間的晶體缺陷與位錯(cuò)密度均較高，其大角度晶界處的能量起伏與高位錯(cuò)密度管道均可以加快溶質(zhì)原子，特別是間隙原子C的快速擴(kuò)散，由于C是奧氏體穩(wěn)定元素，因此在該位置處（鐵貝晶界交匯處與貝氏體板條之間）更容易形成化學(xué)穩(wěn)定性較高的奧氏體并在隨后冷卻過程中不會(huì)發(fā)生馬氏體相變．

2．2 殘余奧氏體的TEM表征

為了更詳細(xì)地觀察殘余奧氏體的形貌、分布以及其與鐵素體基體的位向關(guān)系，利用H－800型透射電鏡對(duì)試驗(yàn)鋼（電解雙噴樣品）做了進(jìn)一步的表征與分析．

圖4（a）～（i）給出了2號(hào)試驗(yàn)鋼中3種不同形貌的殘余奧氏體及其分布位置，分別為：位于鐵素體三叉晶界呈塊狀形貌的殘余奧氏體，見圖4（a）～（c）；位于鐵素體大角度晶界與晶內(nèi)呈無規(guī)則形貌的殘余奧氏體，見圖4（d）～（f）；位于貝氏體板條之間呈片層狀形貌分布的殘余奧氏體，見圖4（g）～（i）．關(guān)于殘余奧氏體形貌對(duì)TRIP鋼殘奧穩(wěn)定性的影響，已有研究表明［17］，對(duì)于位于多邊形鐵素體之間呈粗大塊狀的殘余奧氏體而言，其化學(xué)穩(wěn)定性與機(jī)械穩(wěn)定性均較低，在形變初期就會(huì)大量地向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，這對(duì)鋼的塑性不利．對(duì)于位于貝氏體板條之間呈片層狀分布的殘余奧氏體而言，其化學(xué)穩(wěn)定性與機(jī)械穩(wěn)定性均較高，在形變過程中會(huì)逐漸向馬氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變，由此連續(xù)緩慢地提高了鋼的加工硬化率并釋放了局部區(qū)域的應(yīng)力集中，這對(duì)提高鋼的均勻塑性是非常有利的．

圖4 2號(hào)試驗(yàn)鋼中不同類型的殘余奧氏體形貌及其對(duì)應(yīng)的SAD衍射斑標(biāo)定

此外，值得注意的是，通過對(duì)片層狀殘余奧氏體選區(qū)電子衍射斑（SAD）的觀察圖4（h）發(fā)現(xiàn)，該衍射圖中出現(xiàn)了3套衍射斑點(diǎn)，經(jīng)對(duì)衍射斑標(biāo)定后顯示見圖4（i），此類片層狀殘余奧氏體與鐵素體基體同時(shí)滿足K－S位向關(guān)系（（）γ－Fe‖（）α－Fe，［011］γ－Fe‖［111］α－Fe）與N－W位向關(guān)系（（）γ－Fe‖（110）α－Fe，［011］γ－Fe‖［001］α－Fe），這表明對(duì)于本文所研究的中碳TRIP鋼而言，高溫下奧氏體可能不僅僅只按照一種位向關(guān)系發(fā)生鐵素體與貝氏體相變，很有可能同時(shí)存在多種位向轉(zhuǎn)變機(jī)制．

2．3 第二相析出表征

2．3．1 析出相的物理－化學(xué)相分析

圖5（a）和（b）分別給出了2號(hào)試驗(yàn)鋼中析出相的XRD衍射圖以及采用X射線小角度散射測(cè)量的MC相｛（Ti，Mo）C｝粒度分布圖．由XRD定性結(jié)果可知，2號(hào)試驗(yàn)鋼的析出相主要有3類析出相：具有面心立方晶體結(jié)構(gòu)的（Ti，Mo）C、密排六方晶體結(jié)構(gòu)Ti4C2S2以及具有斜方晶系的（Fe，Mn）3C，見圖5（a）．同時(shí)由X射線小角度散射粒度測(cè)量結(jié)果圖5（b）可知，其顆粒尺寸在1～20 nm的（Ti，Mo）C粒子約占總析出相質(zhì)量分?jǐn)?shù)的28．4%以上，這對(duì)于提高試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度與塑性均產(chǎn)生了積極作用．

圖5 2號(hào)試驗(yàn)鋼析出相的XRD定性分析結(jié)果與MC相的粒度分布

2．3．2 析出相HRTEM形貌及其強(qiáng)塑性機(jī)理分析

采用JEOL－2100F型高分辨透射電鏡（HRTEM）對(duì)TRIP鋼中各類析出相（萃取復(fù)型樣品）的成分、形貌與尺寸等做了更進(jìn)一步表征與分析．圖6（a）～（c）分別給出了2號(hào)試驗(yàn)鋼中不同形貌與尺寸的Ti4C2S2與（Ti，Mo）C粒子的透射電鏡明場(chǎng)相形貌以及其相對(duì)應(yīng)區(qū)域的EDS能譜圖．

圖6 2號(hào)試驗(yàn)鋼中Ti4C2S2與（Ti，M o）C析出相的透射電鏡明場(chǎng)相形貌及其相應(yīng)位置的EDS能譜圖

由圖6可見：Ti4C2S2多呈棒狀或扁球狀特征分布且顆粒尺寸多為幾百納米至微米級(jí)的大顆粒析出相；而（Ti，Mo）C粒子多呈現(xiàn)準(zhǔn)球狀或球狀分布，同時(shí)顆粒尺寸也不一致，大尺寸粒子尺寸在100～300 nm，而小尺寸粒子多數(shù)在50 nm以下．此外，經(jīng)EDS能譜分析圖6（c）發(fā)現(xiàn)，此類析出相成分中含有合金元素Mo，這直接驗(yàn)證了合金元素Mo可以溶入TiC而生成（Ti，Mo）C粒子，同時(shí)經(jīng)XRD定性結(jié)果圖5（a）可知，（Ti，Mo）C粒子仍保持TiC粒子所具有的NaCl型面心立方晶體結(jié)構(gòu)．

圖7給出了顆粒尺寸小于20 nm的球狀（Ti，Mo）C粒子的透射電鏡明場(chǎng)相形貌，以及對(duì)應(yīng)區(qū)域（圓內(nèi)）的面掃描EDS譜圖．此類小尺寸的（Ti，Mo）C粒子對(duì)最終試驗(yàn)鋼的強(qiáng)度與塑性均起到了至關(guān)重要的作用．一方面，針對(duì)納米級(jí)第二相粒子對(duì)鋼鐵材料的強(qiáng)度影響，不同研究者給出了相近或相似的強(qiáng)度增量公式，但不論哪種公式的推導(dǎo)過程，都是首先以Ashby－Orowan模型為前提條件．該模型闡述了當(dāng)滑移位錯(cuò)以O(shè)rowan機(jī)制繞過不可變形顆粒時(shí)，其第二相強(qiáng)化效果與第二相體積分?jǐn)?shù)f的1/2次方成正比，與第二相顆粒尺寸d成反比．

對(duì)于本文2號(hào)試驗(yàn)鋼的第二相析出強(qiáng)化增量的理論計(jì)算，也分別選取了目前國(guó)內(nèi)外較為認(rèn)可的兩種計(jì)算模型，它們分別由雍岐龍［9］與Glad?man［18］所提出，相應(yīng)的理論計(jì)算公式如下：

式中：f為第二相的體積分?jǐn)?shù)；d為第二相顆粒尺寸，其計(jì)算結(jié)果見表2所示．其中：Ⅰ—計(jì)算方程來自于雍岐龍［9］，Ⅱ—計(jì)算方程來自于Gladman［18］．可見，對(duì)于兩種模型的計(jì)算結(jié)果而言，其最終均方根疊加后的強(qiáng)度增量相差不大（其計(jì)算值分別為131．02和144．37 MPa），強(qiáng)度差值基本維持在15 MPa以內(nèi)，這說明了兩個(gè)計(jì)算模型的選取較為合理，由其所計(jì)算的第二相沉淀析出強(qiáng)化增量的可信性與準(zhǔn)確度較高．

圖7 2號(hào)試驗(yàn)鋼中顆粒尺寸小于20 nm的（Ti，M o）C粒子（a）及對(duì)應(yīng)位置（圓內(nèi)）的面掃描EDS譜圖（b）

另一方面，針對(duì)納米級(jí)第二相粒子對(duì)鋼鐵材料塑性的影響，Ashby M F等研究學(xué)者曾進(jìn)行過深入研究并給出了相應(yīng)的理論公式［19－20］：

式中：k為材料系數(shù)；f為第二相體積分?jǐn)?shù)；d為第二相顆粒尺寸；ε為真應(yīng)變．可見，對(duì)于納米級(jí)的第二相粒子而言，由于其形變過程中將不斷產(chǎn)生位錯(cuò)圈，同時(shí)伴隨著第二相的體積分?jǐn)?shù)（f）的增加與顆粒尺寸（d）的減小，可進(jìn)一步提高材料的應(yīng)變硬化速率，見式（3），因而可以進(jìn)一步改善材料的均勻塑性．

表2 2號(hào)試驗(yàn)鋼的沉淀析出強(qiáng)化增量計(jì)算值

3 結(jié) 論

1）通過對(duì)中碳C－Mn－Al系熱軋TRIP鋼復(fù)合添加微合金元素Ti與Mo，并調(diào)控軋后貝氏體相變溫度，在實(shí)驗(yàn)室條件下成功研發(fā)了強(qiáng)塑積大于30 GPa·%的新一代高性能汽車用鋼．

2）對(duì)于本試驗(yàn)鋼而言，殘余奧氏體形貌與分布主要有三種，分別為位于鐵素體三叉晶界呈塊狀形貌，位于鐵素體大角度晶界與晶內(nèi)呈無規(guī)則形貌，以及位于貝氏體板條之間呈片層狀形貌分布的殘余奧氏體．此外通過對(duì)片層狀殘奧與鐵素體基體的衍射斑標(biāo)定后顯示，此類殘奧與鐵素體基體同時(shí)滿足K－S與N－W位向關(guān)系．

3）通過強(qiáng)度與塑性機(jī)理分析可知，貝氏體含量與納米級(jí)第二相粒子的析出數(shù)量，是使試驗(yàn)鋼獲得較高強(qiáng)度的關(guān)鍵因素，而室溫下存在的大量殘余奧氏體是造成試驗(yàn)鋼擁有較高塑性的主要原因，這兩方面綜合作用導(dǎo)致了2號(hào)試驗(yàn)鋼的優(yōu)異綜合力學(xué)性能．

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（編輯 程利冬）

Study on them icrostructure and mechanical properties of 30 GPa·% grade hot rolled medium carbon?TRIP steels

WANG Changjun，YONG Qilong，SUN Xinjun，LIANG Jianxiong

（Department of Special Steels，Central Iron and Steel Research Institute，Beijing 100081，China）

To investigate the influence of bainitic transformation temperature onmicrostructure and mechanical property of hot rolled medium carbon?TRIP steels，a series of experiments，such as scanning electron microscopy（SEM），X－Ray diffraction（XRD）and High Resolution Transmission Electron Microscopy（HRTEM），were conducted．The results show that the bainitic transformation temperature have a significantly effects on retained austenite contents and mechanical properties of TRIP steels，and the optimal bainitic transformation temperature is 400℃，atwhich the retained austenite contents and the balance of strength and ductility were 28．2%and 31．14 GPa·%，respectively．Furthermore，it was found that the morphology of retained austenite consisted of Block type，Irregular type and Film type，and Film type austenite exhibited the kurdjumov?Sachs and Nishiyama?Wasserman orientation relationship with ferrite matrix，simultaneously．In addition，HRTEM analysis showed that Mo can incorporate into TiC to form（Ti，Mo）C particle，which can obviously improve the strength of experimental steels．

TRIP steel；the balance of strength and ductility；retained austenite；（Ti，Mo）C；K－S；N－W

TG142．1

A

1005－0299（2014）02－0061－07

2013－01－09．

國(guó)家重點(diǎn)基礎(chǔ)研究發(fā)展計(jì)劃資助項(xiàng)目（2010CB630805）．

王長(zhǎng)軍（1984－），男，博士研究生；

雍岐龍（1953－），男，教授，博士生導(dǎo)師．

雍岐龍，E?mail：yongql＠126．com．