肖紫圣，羅成，華建杰，張明輝，張智

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硬質(zhì)顆粒增強(qiáng)型新能源汽車鐵基粉末冶金閥座的熱處理工藝

肖紫圣1，羅成1，華建杰2，張明輝2，張智1

(1. 湖北汽車工業(yè)學(xué)院 材料科學(xué)與工程學(xué)院，十堰 442002；2. 東風(fēng)汽車零部件(集團(tuán))有限公司 東風(fēng)粉末冶金公司 研發(fā)規(guī)劃部，丹江口 442708)

以W6Mo5Cr4V2高速鋼粉末為基體粉末，添加Fe-Mo、Co-Cr-Mo等硬質(zhì)顆粒，壓制成閥座坯體，然后以專用滲銅粉(Cu-Fe-Mn)作為熔滲劑，通過真空高溫熔滲制備顆粒增強(qiáng)鐵基粉末冶金閥座，進(jìn)行淬火和回火熱處理，研究淬火溫度與回火溫度對(duì)閥座材料基體與硬質(zhì)顆粒顯微硬度以及閥座材料摩擦磨損性能的影響，并通過正交試驗(yàn)優(yōu)化材料的熱處理工藝。結(jié)果表明：淬火溫度對(duì)閥座材料的W6Mo5Cr4V2基體和Fe-Mo、Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒硬度和耐磨性能影響較大，在1 140~1 260 ℃溫度下淬火時(shí)，F(xiàn)e-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒發(fā)生明顯擴(kuò)散。淬火對(duì)銅覆蓋區(qū)域的碳化物影響較小，覆蓋區(qū)域內(nèi)未溶碳化物較多且尺寸較大。淬火溫度為1 220 ℃時(shí)，材料基體以及Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒的顯微硬度(HV)分別為528，892和632。回火溫度對(duì)閥座的硬度影響小，回火溫度為520 ℃時(shí)閥座硬度最高。在淬火溫度為1 220 ℃，回火溫度5 20 ℃，回火次數(shù)為3次的條件下，閥座的硬度(HRC)達(dá)到49.2，磨損量為0.029 5 g。

新能源；顆粒增強(qiáng)鐵基合金；熱處理；硬度；磨損量

進(jìn)入21世紀(jì)以來，世界汽車產(chǎn)業(yè)迅猛發(fā)展，隨之而產(chǎn)生的環(huán)境污染和能源緊缺矛盾日益嚴(yán)重。各國一直致力于新能源汽車的研究和開發(fā)，如油氣混合汽車和氣體燃料汽車[1?4]。氣門閥座是發(fā)動(dòng)機(jī)上的重要零件，也是發(fā)動(dòng)機(jī)中工況條件最惡劣的配對(duì)零件, 其性能好壞直接影響發(fā)動(dòng)機(jī)的功率和可靠性[5]。汽車油改氣后閥座磨損嚴(yán)重，提升閥座性能成為氣體燃料新能源汽車的關(guān)鍵技術(shù)和熱門課題[6?9]。顆粒增強(qiáng)鐵基粉末冶金材料因其良好的力學(xué)性能、耐磨性能、高溫穩(wěn)定性和耐腐蝕性能而受到越來越多的重視，成為提升粉末冶金閥座性能的重點(diǎn)方向之一[10?13]。李小強(qiáng)等[10]采用高能球磨和放電等離子燒結(jié)技術(shù)制備WC顆粒增強(qiáng)Fe-2Cu-2Ni-1Mo-1C粉末冶金鋼，WC顆粒的添加明顯提升了材料的耐磨性。HANATA等[14]研究了不同種類的硬質(zhì)顆粒對(duì)閥座材料耐磨性的影響，認(rèn)為Co-Mo 和Fe-Mo硬質(zhì)顆粒對(duì)材料耐磨性能具有較好的提升效果。王健等[6]研究發(fā)現(xiàn)，隨硬質(zhì)顆粒增多，閥座硬度增加，壓潰強(qiáng)度先增大后減小，硬質(zhì)顆粒含量在20%左右時(shí)壓潰強(qiáng)度達(dá)到最大。李燁飛等[15]采用負(fù)壓鑄滲工藝制備的顆粒增強(qiáng)高鉻鑄鐵基復(fù)合材料，硬質(zhì)顆粒與基體間產(chǎn)生明顯的過渡層，體積磨損量明顯低于常用的熱處理態(tài)高鉻鑄鐵。前人對(duì)于顆粒增強(qiáng)鐵基粉末冶金材料的研究主要集中在硬質(zhì)顆粒的種類、含量和制備方法對(duì)材料性能的影響，而針對(duì)顆粒增強(qiáng)型粉末冶金材料熱處理工藝研究較少。本文以W6Mo5Cr4V2為基體粉末，添加Fe-Mo和Co-Cr-Mo等硬質(zhì)顆粒，制備顆粒增強(qiáng)鐵基粉末冶金閥座，然后進(jìn)行熱處理，研究淬火溫度、回火溫度及回火次數(shù)對(duì)閥座材料的基體、Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒顯微硬度、以及閥座的摩擦磨損性能的影響。設(shè)計(jì)正交試驗(yàn)優(yōu)化熱處理工藝，為提高氣體燃料汽車閥座性能提供參考。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 閥座的制備與熱處理

選用W6Mo5Cr4V2高速鋼粉末(粒徑≤58 μm，F(xiàn)e含量>70%)作為基體粉末，硬質(zhì)顆粒為Fe-Mo粉(粒徑≤96 μm)和Co-Cr-Mo粉(粒徑≤96 μm，含碳0.5%)，均由赫格納斯公司生產(chǎn)。某廠生產(chǎn)的專用滲銅粉(Cu-Fe-Mn)，粒徑≤58 μm。

按表1所列閥座的名義成分稱量基體粉末與硬質(zhì)顆粒，用雙錐型混料機(jī)混料2 h。采用YJN79-100型壓機(jī)通過模具限位壓制成圓環(huán)型閥座坯料，坯料密度控制在6.7 g/cm3。將專用滲銅粉壓制成與閥座壓坯同樣尺寸，放置在閥座壓坯上，在WZC-30型真空爐中進(jìn)行高溫熔滲，滲銅量為18%~20%，熔滲溫度為1 165 ℃，時(shí)間為40 min，得到顆粒增強(qiáng)鐵基閥座。表2所列為顆粒增強(qiáng)鐵基閥座的化學(xué)成分。

表1 顆粒增強(qiáng)鐵基閥座的原料配比

表2 顆粒增強(qiáng)鐵基閥座的化學(xué)成分

將閥座置于WZC-30型真空爐中進(jìn)行淬火，真空度為1.0×10?3Pa左右，淬火溫度為1 140~ 1 260 ℃，升溫速率為10 ℃/min，在600和800 ℃各保溫15 min，淬火保溫時(shí)間為45 min，油淬冷卻。淬火后的樣品在480~520 ℃溫度下回火3次，每次回火時(shí)間為1 h。另外，為優(yōu)化熱處理工藝，采用L9(33)正交試驗(yàn)方案對(duì)淬火溫度、回火溫度及回火次數(shù)等3因素進(jìn)行設(shè)計(jì)，如表3所列。

1.2 性能測(cè)試

采用CV?400DAT型數(shù)顯顯微硬度計(jì)測(cè)定淬火后閥座的基體和硬質(zhì)顆粒的硬度，利用HR?150型洛氏硬度計(jì)測(cè)定回火處理后的閥座硬度。每組取3個(gè)樣品進(jìn)行測(cè)試，每個(gè)樣品取去除偏高或偏低后的5個(gè)一致的硬度。摩擦試驗(yàn)在M?2000型摩擦磨損試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行，采用盤?銷磨擦，用樹脂氧化鋁材料作磨料，載荷為120 N，摩擦速度為 200 r/min，時(shí)間為30 min，用MettlerAG204型電子天平秤量閥座摩擦試驗(yàn)前后的質(zhì)量，計(jì)算質(zhì)量磨損量，每組材料測(cè)試2~3個(gè)樣品，取平均值。用DX?2600型X射線衍射儀(XRD)對(duì)閥座材料進(jìn)行物相分析，并通過JSM-6510LV掃描電鏡和自帶EDS能譜儀對(duì)材料的形貌和化學(xué)成分進(jìn)行觀察與分析。

表3 閥座的熱處理正交試驗(yàn)方案(L9(33)

2 結(jié)果與討論

2.1 淬火溫度

2.1.1 淬火態(tài)閥座的組織與形貌

圖1所示為顆粒增強(qiáng)粉末冶金鐵基閥座在1 220 ℃下淬火后的XRD譜，圖2所示為閥座在不同溫度下淬火后的SEM形貌。由圖1和圖2可知，閥座經(jīng)過淬火后，其組織主要為馬氏體、Cu以及M6C和M7C3型碳化物。從圖2可見，淬火溫度為1 140 ℃時(shí)，未溶小顆粒狀碳化物較多，Co-Cr-Mo和Fe-Mo顆粒形貌較好；隨淬火溫度升高到1 180 ℃，碳化物逐漸溶入基體中，未溶碳化物減少；當(dāng)淬火溫度達(dá)到1 220 ℃時(shí)，未溶碳化物進(jìn)一步減少，Co-Cr-Mo顆粒有擴(kuò)散分解趨勢(shì)；當(dāng)淬火溫度達(dá)到1 260 ℃時(shí)，部分Co-Cr-Mo顆粒發(fā)生分解，不再保持原有形貌，硬質(zhì)顆粒分解和擴(kuò)散后的元素與碳形成碳化物，因此碳化物有所增多。但從圖2可看出，淬火對(duì)銅覆蓋區(qū)域的碳化物影響較小，淬火后銅覆蓋區(qū)域的未溶碳化物較多且尺寸相對(duì)較大。這是因?yàn)殂~的熔點(diǎn)為1 083 ℃，在1140~1260 ℃淬火時(shí)，銅覆蓋區(qū)域內(nèi)溫度略低，碳化物溶解相對(duì)較少，因此碳化物尺寸相對(duì)較大；銅未覆蓋的區(qū)域碳化物溶解較多，因此碳化物尺寸較小。

圖1 顆粒增強(qiáng)鐵基閥座在1 220 ℃下淬火后的XRD譜

2.1.2 淬火態(tài)閥座的基體硬度

圖3所示為淬火溫度對(duì)閥座的W6Mo5- Cr4V2基體顯微硬度(HV)的影響。從圖3看出，隨淬火溫度從1 140 ℃升高到1 180 ℃，W6Mo5Cr-4V2基體的顯微硬度(HV)從367迅速增加到504；淬火溫度從1 180 ℃升高至1 220 ℃時(shí)，基體硬度上升至528，上升幅度減??；隨溫度進(jìn)一步升高至1 260 ℃，基體顯微硬度達(dá)到565，硬度上升幅度略有增加。這是因?yàn)榛w材料W6Mo5Cr4V2的合金元素較多，當(dāng)淬火溫度為1 140 ℃時(shí)，溶入奧氏體組織的碳化物數(shù)量少，馬氏體畸變程度低，因此基體的硬度較低。隨淬火溫度升高到 1 180 ℃，大量的碳和合金元素溶入奧氏體中，形成高碳馬氏體，因此基體硬度迅速上升。當(dāng)淬火溫度超過1 180 ℃后，更多的碳化物溶入基體中，一方面馬氏體中的碳和合金元素含量增加，使基體硬度升高，但另一方面，除Co元素外，閥座材料中大多數(shù)元素的Ms點(diǎn)都降低，提高了奧氏體的穩(wěn)定性，殘余奧氏體的量增加，使材料的硬度降低，因此閥座的W6Mo5Cr4V2基體硬度上升趨勢(shì)變緩[16]。隨淬火溫度從1 220 ℃升高到1 260 ℃，雖然基體中殘余奧氏體增多，但Co-Cr-Mo和Fe-Mo顆粒向基體發(fā)生分解和擴(kuò)散，Co-Cr-Mo顆粒以合金碳化物形式分布在基體上(見圖2(d)所示)，使W6Mo5Cr4V2基體硬度提高。

淬火溫度為1 260 ℃時(shí)，雖然基體硬度較淬火溫度為1 220 ℃時(shí)有所升高，但由于材料經(jīng)過滲銅處理，淬火后材料表面銅流出，破壞了材料表面形貌，并降低材料的導(dǎo)熱性能，因此不應(yīng)在1 260 ℃下淬火，但在1 260 ℃淬火后，銅覆蓋區(qū)域內(nèi)碳化物較多、尺寸較大(見圖2)，因此，1 260 ℃淬火后，與一般W6Mo5Cr4V2高速鋼材料不同，基體硬度仍有上升趨勢(shì)。因而淬火溫度為1 260 ℃可作為工藝探索研究。

圖2 不同溫度下淬火后的閥座SEM形貌

(a) 1 140 ℃; (b) 1 180 ℃; (c) 1 220 ℃; (d) 1 260 ℃

圖3 淬火溫度對(duì)淬火態(tài)閥座基體顯微硬度的影響

2.1.3 淬火態(tài)閥座硬質(zhì)顆粒的硬度

圖4所示為淬火溫度對(duì)淬火態(tài)鐵基閥座的Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒顯微硬度(HV)的影響。從圖4可看出，隨淬火溫度從1 140 ℃升高到1 260 ℃，硬質(zhì)顆粒Fe-Mo和Co-Cr-Mo的顯微硬度均逐漸降低，其中Fe-Mo的硬度(HV)從1 132降至685，Co-Cr-Mo的硬度從714小幅降到601。這是因?yàn)樵诖慊鸺訜徇^程中，硬質(zhì)顆粒中的元素向基體中擴(kuò)散，擴(kuò)散系數(shù)的計(jì)算公式[17]為：

式中：為擴(kuò)散系數(shù)；0為擴(kuò)散常數(shù)；為擴(kuò)散激活能；為摩爾氣體常數(shù)；為溫度。由式(1)可知，元素?cái)U(kuò)散系數(shù)隨溫度升高呈指數(shù)關(guān)系增長。溫度越高，元素的擴(kuò)散系數(shù)越大，擴(kuò)散速率越快[17?18]。對(duì)Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒進(jìn)行能譜分析，淬火溫度從 1 140 ℃升高到1 260 ℃時(shí)，F(xiàn)e-Mo顆粒的Mo元素含量(質(zhì)量分?jǐn)?shù))從67.24%降低至58.09%，Co-Cr-Mo顆粒的Mo元素含量從40.88%降低至35.92%，這表明隨溫度升高Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒的元素發(fā)生了明顯擴(kuò)散，從而導(dǎo)致硬質(zhì)顆粒的顯微硬度降低。

2.1.4 閥座的耐磨性能

影響顆粒增強(qiáng)鐵基粉末冶金材料耐磨性能的因素較多。一般而言，對(duì)于硬質(zhì)顆粒含量較少的材料，磨損量隨材料硬度升高而降低，但隨硬質(zhì)顆粒增多，硬度和耐磨性之間沒有必然的關(guān)系，有些硬度相同的材料可能有截然不同的磨損性能[11]。這是因?yàn)轭w粒增強(qiáng)鐵基材料的磨損性能除了受硬度影響外，還與顆粒的強(qiáng)度、硬度，顆粒與基體材料的界面結(jié)合情況等有 關(guān)[19?21]。圖5所示為不同溫度下淬火、520 ℃回火3次后閥座的耐磨性能，圖6所示為閥座的摩擦磨損形貌。由圖5可見閥座的磨損量隨淬火溫度升高而先減小后增大，淬火溫度為1 220 ℃的閥座磨損量最小，為0.029 5 g，閥座的耐磨性能最好。這是因?yàn)榇慊饻囟葹? 140 ℃時(shí)，閥座材料的基體W6Mo5Cr4V2硬度較低，容易受到磨樣表面突點(diǎn)“犁入”[10]。另外硬質(zhì)顆粒元素?cái)U(kuò)散較少，F(xiàn)e-Mo和Co-Cr-Mo的顯微硬度較高，與基體硬度差距大，且與基體界面結(jié)合不強(qiáng)，摩擦磨損時(shí)容易從基體上剝落，因此摩擦磨損性能差。由圖6可見淬火溫度為1 140 ℃時(shí)，閥座摩擦面具有不同深淺的平行犁溝條紋，并有少量剝落坑。當(dāng)淬火溫度升高到1 180 ℃時(shí)，閥座的W6Mo5Cr4V2基體硬度增加，F(xiàn)e-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒硬度減小，閥座的摩擦磨損表面“犁溝”和剝落坑減少(見圖6(b))，磨損量減小。隨淬火溫度升高到1 220 ℃，基體硬度和硬質(zhì)顆粒硬度配合達(dá)到最佳點(diǎn)，因而閥座的耐磨性能最好，磨損量最低。當(dāng)淬火溫度達(dá)到1 260 ℃時(shí)，基體的硬度進(jìn)一步增大，對(duì)磨樣突點(diǎn)“犁入”閥座的能力減弱；同時(shí)，硬質(zhì)顆粒與基體的擴(kuò)散結(jié)合增強(qiáng)，硬質(zhì)顆粒不容易從基體材料剝落出來，因此，閥座的摩擦的表面形貌較好，磨損表面較光滑、平整(見圖6(d))。但由于硬質(zhì)顆粒元素?cái)U(kuò)散嚴(yán)重導(dǎo)致顆粒的顯微硬度降低，摩擦?xí)r硬質(zhì)顆粒承受主要載荷的作用減弱，基體材料與磨料的接觸機(jī)會(huì)增大，閥座的耐磨性能變差，因此1 260 ℃閥座磨損量急劇上升。

圖4 淬火溫度對(duì)淬火態(tài)閥座中硬質(zhì)顆粒顯微硬度的影響

圖5 閥座磨損量隨淬火溫度的變化

2.2 閥座的硬度

圖7所示為粉末冶金閥座在1 220 ℃淬火并在不同溫度下回火3次，回火溫度對(duì)閥座硬度(HRC)的影響。由圖可見，回火溫度為490 ℃時(shí)閥座硬度只有45.3，當(dāng)回火溫度升高至520 ℃時(shí)，閥座硬度明顯提高至49.2，達(dá)到最大。隨回火溫度繼續(xù)升高，閥座硬度下降。這是因?yàn)? 220 ℃淬火時(shí)銅覆蓋區(qū)域溫度較低，W6Mo5Cr4V2基體組織g相中沒有溶入充足的碳和合金元素，淬火后得到的馬氏體中碳和合金元素的含量相對(duì)較少[23]。當(dāng)回火溫度低于520 ℃時(shí)， W6Mo5Cr4V2基體馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體和殘余奧氏體的驅(qū)動(dòng)力小，析出的碳化物相對(duì)較少，二次硬化效果弱，所以閥座的硬度較低。隨回火溫度升高，碳和合金元素不斷從殘余奧氏體中析出，使W6Mo5- Cr4V2基體的MS點(diǎn)上升，有利于冷卻時(shí)轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體，同時(shí)馬氏體轉(zhuǎn)變?yōu)榛鼗瘃R氏體。當(dāng)回火溫度超過520 ℃時(shí)，隨溫度升高，W6Mo5Cr4V2基體中回火馬氏體的位錯(cuò)密度降低，部分馬氏體分解為硬度很低的鐵素體，同時(shí)也使彌散碳化物開始聚集長大，從而導(dǎo)致硬度下降[23]。為了確定最佳的熱處理工藝，設(shè)計(jì)了在520~580 ℃范圍內(nèi)作回火保溫溫度的正交試驗(yàn)。

2.3 正交試驗(yàn)分析

為確定最佳的熱處理工藝，設(shè)計(jì)3因素3水平正交試驗(yàn)，研究淬火溫度(A)、回火溫度(B)和回火次數(shù)(C)對(duì)閥座硬度的影響，其中淬火保溫時(shí)間為45 min，回火時(shí)間為1 h。正交試驗(yàn)結(jié)果列于表4。對(duì)表4進(jìn)行極差分析，結(jié)果列于表5。從表4和表5可看出，最佳熱處理工藝為：淬火溫度1 220 ℃，回火溫度520 ℃，回火次數(shù)3次。通過驗(yàn)證試驗(yàn)，該工藝下閥座硬度(HRC)為49.2。表3中7號(hào)閥座的硬度略高于最佳熱處理工藝的閥座硬度，是因?yàn)樵囼?yàn)存在一定的置信區(qū)間。

圖6 不同溫度下淬火并在520 ℃回火3次后的閥座摩擦磨損表面形貌

(a) 1 140 ℃; (b) 1 180 ℃; (c) 1 220 ℃; (d) 1 260 ℃

圖7 回火溫度對(duì)閥座材料硬度的影響

(1 220 ℃ quenching, tempered 3 times)

表4 硬質(zhì)顆粒增強(qiáng)粉末冶金鐵基閥座的熱處理正交試驗(yàn)

表5 顆粒增強(qiáng)型鐵基閥座熱處理正交試驗(yàn)分析結(jié)果

3 結(jié)論

1) Fe-Mo、Co-Cr-Mo等硬質(zhì)顆粒增強(qiáng)型粉末冶金鐵基閥座的最佳熱處理工藝為：淬火溫度1 220 ℃，回火溫度520 ℃，回火次數(shù)3。該工藝下閥座硬度(HRC)達(dá)到49.2。

2) 隨淬火溫度從1 140 ℃升高到1 260 ℃，閥座的W6Mo5Cr4V2基體硬度逐漸上升；Fe-Mo和Co-Cr-Mo硬質(zhì)顆粒的元素發(fā)生明顯擴(kuò)散，顆粒的顯微硬度逐漸降低；閥座的磨損量隨淬火溫度升高先降低后升高。

3) 在1 140~1 260 ℃溫度下淬火后，銅覆蓋區(qū)域存在大量的未溶碳化物且尺寸較大，W6Mo5Cr4V2基體組織g相中沒有溶入充足的碳和合金元素，因此閥座的淬火溫度比普通W6Mo5Cr4V2高速鋼的淬火溫 度高。

4) 回火溫度對(duì)閥座硬度影響較小，回火溫度為520 ℃時(shí)閥座的硬度較高。

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(編輯 湯金芝)

Heat treatment process of rigid particle reinforced iron-based powder metallurgy valve seat for new energy vehicle

XIAO Zisheng1, LUO Cheng1, HUA Jianjie2, ZHANG Minghui2, ZHANG Zhi1

(1. School of Materials Science and Engineering, Hubei University of Automotive Technology, Shiyan 442002, China; 2. Research and develop planning department, Dongfeng Powder Metallurgy Company, Dongfeng Motor Parts and Components Group Co. Ltd., Shiyan 442002, China)

The valve seat frame body was pressed using W6Mo5Cr4V2 as based powder and adding Fe-Mo, Co-Cr-Mo and other hard particles. The particle reinforced iron-based powder metallurgy valve seat was prepared by vacuum high temperature infiltration method using special copper powder (Cu-Fe-Mn) as infiltration agent, with quenching and tempering heat treatment. The effects of quenching temperature and tempering temperature on the micro hardness of valve seat matrix and particles and the friction and wear properties of the valve seat materials were studied. The orthogonal treatment was used to optimize the heat treatment process. The results show that the quenching temperature has a great influence on the hardness and wear resistance of the valve seat material matrix W6Mo5Cr4V2, Fe-Mo and Co-Cr-Mo hard particles. When quenching at 1 140?1 260 ℃, Fe-Mo and Co-Cr-Mo hard particles diffuse obviously. The effect of quenching on carbides in copper-covered areas is small. There are more undissolved and larger size carbides in the covering area. When the quenching temperature is 1 220 ℃, the microhardness (HV) of the matrix material, Fe-Mo and Co-Cr-Mo hard particles are 528, 892 and 632 respectively. Tempering temperature has little effect on hardness of the valve seat. The highest hardness can be obtained when the tempering temperature is 520 ℃. The seat with hardness (HRC) of 49.2 and wear quantity of 0.029 5 g are obtained at quenching temperature of 1 220 ℃, tempering temperature of 520 ℃ and tempering number of 3.

new energy; particle reinforced iron-based alloy; heat treatment; hardness; wear quantity

TF124

A

1673-0224(2018)01-9-08

湖北省科技支撐計(jì)劃資助項(xiàng)目(2014BAA065)；湖北汽車工業(yè)學(xué)院碩士研究生創(chuàng)新基金資助項(xiàng)目(Y2016307)

2017?06?05；

2017?06?28

羅成，教授，博士。電話：0719-8239592；E-mail: lchn69@hotmail.com