白凱倫，張歡，尹健，熊翔，張紅波，謝馮旻煜

C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲性能

白凱倫，張歡，尹健，熊翔，張紅波，謝馮旻煜

(中南大學 粉末冶金國家重點實驗室，長沙 410083)

以炭纖維無緯布/網(wǎng)胎針刺整體氈為增強體，先采用化學氣相滲透法(chemical vapor infiltration, CVI)沉積熱解炭制備C/C多孔體，之后使用CVI沉積SiC和壓力熔滲Cu制備C/C-SiC-Cu復合材料。研究C/C多孔體密度和SiC含量(體積分數(shù)，下同)對C/C-SiC-Cu復合材料彎曲性能的影響。結果表明，隨著C/C多孔體密度和SiC含量增加，熱解炭和SiC在炭纖維周圍形成具有較高結合強度的界面，二者的增強作用得以充分發(fā)揮，C/C-SiC-Cu復合材料的抗彎強度顯著增加。彎曲斷裂時，熱解炭和SiC基體對炭纖維的拔出有抑制作用，C/C-SiC-Cu復合材料的載荷?位移曲線呈起伏臺階式下降，表現(xiàn)出明顯的假塑性斷裂特征。

C/C-SiC-Cu復合材料；C/C多孔體；SiC；微觀結構；抗彎強度

高超聲速飛行器因速度快和突防力強等特點成為航空領域飛行器的制高點，具有非常重要的軍事和商業(yè)價值，引起了世界范圍的廣泛關注，其技術“熱浪”席轉全球[1?5]。近年來隨著航天飛行技術的快速發(fā)展，航空飛行器的速度進一步提升，其熱端部位所承受的氣動載荷和氣動加熱相應加劇，要求所用防護材料具有更加優(yōu)良的力學性能和抗燒蝕性能[6?7]。所以，研發(fā)應用于超高溫環(huán)境的新型材料是航空航天領域發(fā)展的迫切需要[8?11]。當前，應用于超高溫環(huán)境的常用材料有超高溫碳化物陶瓷、石墨滲銅材料和C/SiC復合材料等[12?14]。超高溫碳化物陶瓷具有較高的熔點，溫度變化時不會發(fā)生固態(tài)相變，抗熱震性和高溫強度也相對于普通材料更好，但其抗氧化性能較差，斷裂韌性欠佳，難以滿足日益苛刻的使用環(huán)境。石墨滲銅材料中金屬銅的沸點較低，約為2 567 ℃，當使用溫度高于2 500 ℃時，銅易揮發(fā)，帶走材料表面大量的熱量，因此，石墨滲銅材料擁有較好的抗熱震性，常被用作導彈噴管材料。但石墨的抗氧化性較差，400 ℃開始氧化，導致其在超高溫環(huán)境中力學性能急劇下降。C/SiC復合材料結合了炭纖維耐高溫、比強度和比模量高以及SiC陶瓷耐磨、高硬度等特點，在較高溫度環(huán)境的應用中具有很大的發(fā)展?jié)摿15?18]。但是當使用溫度達到2 000 ℃時，SiC開始軟化，在2 230 ℃時其氧化產(chǎn)物SiO2達到沸點，可見C/SiC復合材料已經(jīng)不能滿足2 000 ℃以上的高溫環(huán)境。綜上所述，每種超高溫材料都有其獨特的優(yōu)勢，但也存在無法忽視的問題，因此需將其更好地結合利用，發(fā)揮各自的優(yōu)勢來獲得力學性能和高溫性能更加優(yōu)異的超高溫材料。如：利用C/C復合材料較好的抗彎強度和耐燒蝕性能優(yōu)良等特性，通過SiC[19?21]和Cu進一步改善材料的彎曲性能和高溫性能。

本文選用兩種不同密度的C/C多孔體經(jīng)過CVI沉積SiC制備出多孔C/C-SiC復合材料，再通過壓力熔滲法滲Cu制備C/C-SiC-Cu復合材料。通過研究C/C多孔體密度對C/C-SiC-Cu 復合材料彎曲性能的影響，優(yōu)選C/C多孔體密度。對優(yōu)選密度多孔體同樣進行CVI沉積SiC和壓力熔滲法滲Cu，通過控制CVI時間得到4種不同SiC含量的C/C-SiC-Cu復合材料，研究SiC含量對C/C-SiC-Cu 復合材料彎曲性能的 影響。

1 實驗

1.1 材料制備

增強體炭纖維無緯布/網(wǎng)胎針刺整體氈密度為0.45 g/cm3，通過化學氣相滲透沉積熱解炭(丙烯和氫氣(稀釋氣體)的流量比為1:2，沉積溫度為1 000 ℃)，獲得密度分別為0.68 g/cm3及0.98 g/cm3的C/C多孔體。兩種密度的C/C多孔體先后通過三氯甲基硅烷的熱解反應 CVI沉積SiC(沉積溫度1 250 ℃，沉積時間150 h)和壓力熔滲Cu(熔滲溫度1 250 ℃)制備C/C- SiC-Cu復合材料。對應上述兩種不同密度的C/C多孔體，所得C/C-SiC-Cu復合材料分別記為S1、S2。采用密度為0.98 g/cm3的C/C多孔體，通過CVI工藝沉積SiC，沉積溫度1 250 ℃，沉積時間分別為150、100、50和25 h，最后在1 250 ℃下通過壓力熔滲Cu制備不同SiC體積分數(shù)的C/C-SiC-Cu復合材料，分別記為S2、S3、S4和S5。經(jīng)檢測計算4組試樣的熱解碳、SiC與Cu含量列于表1。

1.2 組織與性能表征

采用排水法測試試樣的密度。利用Instron3369雙立柱臺式電子萬能試驗機，采用三點彎曲法檢測C/C-SiC-Cu復合材料的抗彎強度，載荷方向垂直于纖維布平面。試樣尺寸為55 mm×10 mm×4 mm，其中55 mm×10 mm一面為受力面，跨距為40 mm，加載速度為2.0 mm/min，每組材料取5個樣品進行測試，結果取平均值，抗彎強度按式(1)計算：

式中：f為抗彎強度，MPa；max為斷裂最大載荷，kN；s為跨距，mm；為試樣寬度，mm；為試樣厚度，mm。

采用Novtma Nano SEM230掃描電鏡對C/C-SiC- Cu復合材料進行微觀組織形貌和彎曲斷口形貌觀察。

2 結果與討論

2.1 微觀結構

表1為S1、S2、S3、S4和S5 五種C/C-SiC-Cu復合材料的基本物理性能。S1和S2試樣的密度分別為2.08 g/cm3和2.27 g/cm3，熱解炭含量相差較大，分別是11.8%和27.1%，而Cu含量比較接近，分別為8.2%和8.5%，SiC含量沒有太大差異，分別為20%、18%。對比S2、S3、S4 和S5 4組試樣，隨CVI沉積SiC時間減少，SiC陶瓷相的含量逐漸降低，C/C-SiC- Cu復合材料的密度也略微降低，在1.94 g/cm3至2.27 g/cm3之間。Cu含量差別不明顯，在7.4%至8.5%之間，因此C/C多孔體密度和SiC含量對Cu的熔滲效果影響不大。

圖1所示為兩組不同密度C/C多孔體制備出的C/C-SiC-Cu復合材料微觀組織形貌，圖1(a)和(c)為二次電子成像，圖1(b)和(d)為背散射電子成像。由圖可知，復合材料主要由炭纖維、熱解炭(黑色相)、Cu(白色相)和SiC(灰色相)組成。SiC層主要覆蓋在熱解炭表面，與熱解炭一起包裹住炭纖維，起到對炭纖維的保護作用。Cu主要填充在C/C多孔體的連續(xù)孔隙中，無緯布層的炭纖維含量較高，炭纖維排列比較緊密，網(wǎng)胎層中炭纖維含量較低，存在較多的孔隙，因此，Cu大部分填充在C/C-SiC-Cu復合材料的網(wǎng)胎區(qū)。圖1(a)和(c)中可觀察到SiC和Cu分布較均勻。另一方面，C/C多孔體密度較高的S2試樣的熱解炭層明顯厚于C/C坯體密度較低的S1，但熱解炭含量并沒有影響SiC和Cu的分布。

表1 C/C-SiC-Cu復合材料的物理性能

圖1 C/C-SiC-Cu復合材料的SEM形貌圖

(a), (b) Sample S1; (c), (d) Sample S2

圖2為C/C-SiC復合材料的微觀形貌。由圖2可知，所有材料中SiC層都比較連續(xù)，但SiC層上出現(xiàn)一定數(shù)量的裂紋，這可能是由于熱解炭和SiC熱膨脹系數(shù)之間存在差異，沉積時間過長，材料在冷卻過程中會出現(xiàn)微裂紋。隨材料中SiC含量降低，SiC層厚度逐漸降低，當沉積時間為25 h時，只有薄薄的一層SiC覆蓋在熱解炭和炭纖維表面，如圖2(d)所示，這是由于CVI時間過短，SiC顆粒來不及長大。

2.2 抗彎性能

2.2.1 C/C多孔體密度的影響

S1和S2的抗彎強度分別為111 MPa和199 MPa，S2抗彎強度明顯高于S1。說明C/C多孔體密度增加對C/C-SiC-Cu復合材料抗彎強度的提高有很大影響。

圖3為2組材料的彎曲載荷?位移曲線。從圖中可以看到，2組材料彎曲載荷?位移曲線形狀相似，上升階段呈線性變化。當彎曲載荷達到最大值后，曲線均呈起伏臺階式下降，為假塑性斷裂，并且S1較S2的臺階式波動幅度更小。

圖4所示為C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲斷口形貌。由圖4(a)和(c)可知，2組材料都出現(xiàn)大量炭纖維及炭纖維束的拔出，且拔出的炭纖維較長。S1的炭纖維拔出數(shù)量比S1更多，并且拔出的長度更長。由圖4(b)和(d)可知，S1的拔出纖維表面平滑，SiC層及熱解炭層都已剝落，而S2的拔出炭纖維表面均覆有SiC層和熱解炭層，只有部分斷裂纖維表面SiC層有成片剝落的趨勢，這是因為S2中炭纖維表面沉積著較厚的熱解炭層，炭纖維與熱解炭之間以及熱解炭與SiC層之間的結合更強。

圖2 C/C-SiC復合材料的SEM形貌圖

(a) Sample S2; (b) Sample S3; (c) Sample S4; (d) Sample S5

圖3 C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲載荷?位移曲線

復合材料的熱解炭含量及密度對抗彎強度有很大影響，主要表現(xiàn)在對炭纖維的防護及熱解炭/炭纖維界面結合強度的調節(jié)。當界面結合強度比較弱時，纖維與熱解炭之間容易發(fā)生脫離，削弱炭纖維的增強增韌作用。與S1相比，S2中熱解炭含量較多、厚度較大，熱解炭與纖維結合較強，不易脫離，能更好地發(fā)揮炭纖維的增強作用。C/C-SiC-Cu復合材料的密度對其彎曲性能也有著至關重要的作用。S1密度較低，纖維束間存在較多孔隙，斷裂過程中纖維較易拔出，纖維的增強作用難以發(fā)揮，因此S2的抗彎強度明顯大于S1。綜上，后續(xù)選用較高密度的C/C多孔體(S2)制備C/C-SiC-Cu復合材料，研究SiC含量對復合材料彎曲性能的影響。

圖4 C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷口SEM形貌

(a), (b) Sample S1; (c), (d) Sample S2

2.2.2 SiC含量的影響

試樣S2、S3、S4和S5中(SiC)分別為18%、13%、9%和5%。表2為4組C/C-SiC-Cu復合材料抗彎強度。由表可知，隨著SiC含量的降低，C/C-SiC-Cu復合材料的抗彎強度降低。其中S2抗彎強度最高，為199 MPa，比S5高出51%。

表2 C/C-SiC-Cu復合材料的抗彎強度

圖5為4組試樣對應的彎曲載荷?位移曲線。隨SiC含量降低，C/C-SiC-Cu復合材料的最大載荷值逐漸降低。4組曲線上升階段均為近線性上升，到達最大載荷之后出現(xiàn)臺階式下降，但S2和S3的臺階式波動幅度較S4和S5的更大。

圖5 C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲載荷?位移曲線

圖6為C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲斷口形貌。由圖6(a)、(c)、(e)和(g)可以看出，隨SiC含量降低，纖維的拔出長度逐漸增長，說明SiC基體對炭纖維的拔出起一定的抑制作用，這是由于炭纖維及熱解炭的軸向熱膨脹系數(shù)高于SiC的熱膨脹系數(shù)，制備復合材料時由高溫冷卻至室溫后，基體會對炭纖維產(chǎn)生壓縮應力，此殘余應力可以阻礙炭纖維從基體中拔出。另一方面，如圖6(b)、(d)、(f)所示，SiC含量較高時，拔出纖維表面覆蓋有大量的SiC，隨SiC含量降低，拔出纖維表面的SiC層大幅減薄，SiC含量最少的材料拔出纖維表面接近光滑，見圖6(h)。

圖6 C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷口SEM形貌

(a), (b) Sample S2; (c), (d) Sample S3; (e), (f) Sample S4; (g), (h) Sample S5

2.3 C/C-SiC-Cu復合材料斷裂機制

圖7為C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷裂過程示意圖。如圖所示，彎曲斷裂過程中，裂紋的形成及擴展分別經(jīng)歷了：基體開裂、纖維與基體脫黏、裂紋偏轉、纖維橋接、纖維斷裂及纖維拔出等過程。其中裂紋偏轉、纖維橋接及纖維拔出需要消耗和吸收大量能量，增加裂紋擴展勢壘，影響材料的彎曲性能。C/C-SiC-Cu復合材料中主要有SiC/熱解炭界面、熱解炭/炭纖維界面和Cu/SiC界面，其中SiC/熱解炭界面以及熱解炭/炭纖維界面結合較強，Cu/SiC界面為弱結合界面，因此下面著重對SiC/熱解炭、熱解炭/炭纖維強結合界面進一步分析。

圖7 C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷裂過程示意圖

圖8為C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷裂時的微觀形貌。從圖可以看出，C/C-SiC-Cu復合材料彎曲破壞時，出現(xiàn)裂紋偏轉和纖維橋接。如圖8(a)箭頭所示，裂紋萌生后，在基體中擴展，由SiC/熱解炭界面延伸至熱解炭/炭纖維界面，裂紋在上述兩個界面處產(chǎn)生偏轉，原有的擴展方向被改變，裂紋擴展路徑增長，裂紋擴展勢壘增加，因此材料抗彎強度提高。如圖8(b)所示，纖維橋接會使裂紋擴展阻力增加，從而提高材料抗彎強度，并且纖維橋接通常會伴隨著纖維脫黏及纖維拔出等過程，進一步協(xié)同提高材料的彎曲性能。

圖8 C/C-SiC-Cu復合材料彎曲斷裂后裂紋偏轉和纖維橋接

C/C-SiC-Cu復合材料加載過程中，裂紋萌生于SiC相。因為基體內(nèi)的SiC屬于脆性相，所以基體表面SiC相容易較早萌生裂紋。裂紋形成后，在基體中擴展，至SiC/熱解炭界面時出現(xiàn)裂紋偏轉和界面脫黏開裂，并繼續(xù)擴展至熱解炭/炭纖維界面，再次出現(xiàn)裂紋偏轉以及界面二次脫黏，抗彎強度提高。隨著載荷持續(xù)增大，裂紋數(shù)量不斷增加，纖維拔出并斷裂，此時，位移?載荷曲線迅速下降，直到裂紋擴展至下一層纖維布，重復以上裂紋擴展路徑，因此，彎曲載 荷?位移曲線呈現(xiàn)臺階式下降。S1的熱解炭厚度較S2更薄，裂紋在S1中熱解炭/炭纖維界面的偏轉相應較少，導致裂紋在重復擴展時擴展路徑的增加幅度小于S2，所以S1的彎曲位移?載荷曲線臺階式波動幅度較S2更小。S2的密度較S1高，內(nèi)部不規(guī)則孔隙少，因此，加載過程中裂紋萌生相比S1少。同時，S2中熱解炭和SiC會在炭纖維周圍形成具有較高結合強度的界面，隨熱解炭及SiC含量增加，二者的增強作用得以充分發(fā)揮，所以S2的抗彎強度高于S1。同理S2、S3、S4和S5的致密度和SiC含量逐漸下降，導致抗彎強度逐漸降低。并且由于S4和S5中炭纖維上只覆蓋有薄薄的SiC層，裂紋重復擴展時路徑增加幅度更小，因此S4和S5兩組試樣的彎曲位移?載荷曲線臺階式波動幅度較S2和S3更小。

3 結論

1) C/C-SiC-Cu復合材料彎曲性能主要與C/C多孔體密度和SiC含量有關。密度為0.98 g/cm3和0.68 g/cm3的2種C/C多孔體制備出的C/C-SiC-Cu復合材料抗彎強度分別為199 MPa和111 MPa。隨SiC含量由18%降低至5%時，復合材料抗彎強度從199 MPa降低至97 MPa。適當增加C/C多孔體密度以及SiC的含量可以改善C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲性能。

2) C/C-SiC-Cu復合材料斷裂過程中，裂紋由SiC基體延伸擴展至SiC/熱解炭界面時，出現(xiàn)脫黏開裂，裂紋偏轉，繼而擴展至熱解炭/炭纖維界面，再次出現(xiàn)二次脫黏和裂紋偏轉。這種雙界面結構可產(chǎn)生多次裂紋偏轉和脫黏，增加裂紋擴展阻力，提高C/C-SiC-Cu復合材料的彎曲性能。

[1] TANG S, HU C. Design, preparation and properties of carbon fiber reinforced ultra-high temperature ceramic composites for aerospace applications: areview[J]. Journal of Materials Science & Technology, 2017(2): 117?130.

[2] 楊凡, 謝奧林, 張貝, 等. C/C復合材料密度及預氧化處理對SiC涂層的影響[J]. 粉末冶金材料科學與工程, 2021, 26(2): 132?138.

YANG Fan, XIE Aolin, ZHANG Bei, et al. Effect of the density of C/C composites and pre-oxidation process on SiC coatings[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2021, 26(2): 132?138.

[3] YU C H, HUANG C W, Chen C S, et al. A micromechanics study of competing mechanisms for creep fracture of zirconium diboride polycrystals[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2013, 33(10): 1625?1637.

[4] LEVINE S R, OPILA E J, HALBIG M C, et al. Evaluation of ultra-high temperature ceramics foraeropropulsion use[J]. Journal of the European Ceramic Society, 2001, 22(14/15): 2757?2767.

[5] NAIR B G, ZHAO Q, COOPER R F. Geopolymer matrices with improved hydrothermal corrosion resistance for high- temperature applications[J]. Journal of Materials Science, 2007, 42(9): 3083?3091.

[6] LI S, CHEN X, CHEN Z. The effect of high-temperature heat-treatment on the strength of C/C-SiC joints[J]. Carbon, 2010, 48(11): 3042?3049.

[7] LI G, YAN Q, JIANREN X, et al. The stability of the coefficient of friction and wear behavior of C/C-SiC[J]. Tribology Letters, 2015, 58(1): 13?19.

[8] 杜善義. 先進復合材料與航空航天[J]. 復合材料學報, 2007, 24(1): 1?12.

DU Shanyi. Advanced composite materials and aerospace engineering[J]. Acta Materiae Compositae Sinica, 2007, 24(1): 1?12.

[9] KRISHNARAO R V, ALAM M Z, DAS D K. In-situ formation of SiC, ZrB2-SiC and ZrB2-SiC-B4C-YAG coatings for high temperature oxidation protection of C/C composites-science direct[J]. Corrosion Science, 2018, 141: 72?80.

[10] ABU E H, KRENKEL W, HUGEL S. Development of C/C-SiC brake pads for high-performance elevators[J]. International Journal of Applied Ceramic Technology, 2005, 2(2): 105?113.

[11] ZHOU X, ZHU D, XIE Q, et al. Friction and wear properties of C/C-SiC braking composites[J]. Ceramics International, 2012, 38(3): 2467?2473.

[12] SCITI D, SILVESTRONI L, ESPOSITO L, et al. Advances in transient-liquid-phase bonding of ultra-high temperature ZrC ceramics[J]. High Temperature Materials & Processes, 2012, 31(4/5): 501?511.

[13] 趙向坤, 王雅雷, 熊翔, 等. 疊層縫合結構C/C-SiC復合材料微觀結構與彎曲性能[J]. 中國有色金屬學報, 2021, 31(7): 1869?1878.

ZHAO Xiangkun, WANG Yalei, XIONG Xiang, et al. Microstructure and flexural properties of laminated suture structure C/C-SiC composites[J]. Transaction of Nonferrous Metals of China, 2021, 31(7): 1869?1878.

[14] LI J P, MENG S H, WANG Z B, et al. Study on ZrC- 20vol.% SiC ultrahigh temperature ceramics by hot pressing[J]. Advanced Materials Research, 2012, 557/559: 772?775.

[15] CHENG L, XU Y, ZHANG L, et al. Effect of carbon interlayer on oxidation behavior of C/SiC composites with a coating from room temperature to 1 500 ℃[J]. Materials Science and Engineering A, 2001, 300(1/2): 219?225.

[16] MEI H, ZHANG D, XIA J, et al. The effect of hole defects on the oxidation behavior of two-dimensional C/SiC composites[J]. Ceramics International, 2016, 42(14): 15479?15484.

[17] YANG X, WEI L, SONG W, et al. Effects of the single layer CVD SiC interphases on the mechanical properties of the C/SiC composites fabricated by PIP process[J]. Materials Science & Engineering A, 2012, 558(DEC15): 451?455.

[18] YANG X, HU H F, ZHANG Y D, et al. Thermal shock properties of 3D-C/SiC composites prepared via polymer infiltration pyrolysis (PIP)[J]. Ceramics International, 2014, 40(7): 9087? 9094.

[19] ZHAO D, GUO T, FAN X, et al. Effect of pyrolytic carbon interphase on mechanical properties of mini T800-C/SiC composites[J]. Journal of Advanced Ceramics, 2021, 10(2): 219? 226.

[20] ZHANG Y, XIAO Z, WANG J, et al. Effect of C/C porous preform on the microstructure and flexural strength of C/C-SiC composites[J]. Journal of the Chinese Ceramic Society, 2008, 36(8): 1069?1073.

[21] 蘇哲安, 楊鑫, 黃啟忠, 等. 高溫熱震對具有SiC涂層的C/C復合材料壓縮性能的影響[J]. 粉末冶金材料科學與工程, 2012, 17(1): 102?108.

SU Zhean, YANG Xin, HUANG Qizhong, et al. Influence of high temperature cyclic thermal shock on compression properties of C/C composites with SiC coating[J]. Materials Science and Engineering of Powder Metallurgy, 2012, 17(1): 102?108.

Flexural property of C/C-SiC-Cu composites

BAI Kailun, ZHANG Huan, YIN Jian, XIONG Xiang, ZHANG Hongbo, XIE Fengminyu

(State Key Laboratory of Powder Metallurgy, Central South University, Changsha 410083, China)

Using carbon non-woven fabric/fibre web as the reinforcements, porous C/C composites were prepared by chemical vapor infiltration (CVI) deposition of pyrolytic carbon, and then SiC was deposited by CVI and Cu was infiltrated under pressure successively. Fianlly, C/C-SiC-Cu composites were obained. The effects of density of porous C/C composites and SiC contents (volume fraction, the same below) on the flexural property of C/C-SiC-Cu composites were investigated, respectively. The results show that with the increase of porous C/C composites density and SiC content, pyrolytic carbon and SiC form an interface with high binding strength around carbon fibers, and the strengthening effect of them can be fully played. So the flexural strength of C/C-SiC-Cu composites significantly increase. When the bending process is carried out, pyrolytic carbon and SiC matrix can inhibit the pullout of carbon fibers. The flexural load-displacement curve of C/C-SiC-Cu composites is ups and downs step-like, showing obvious characteristics of pseudoplastic fracture.

C/C-SiC-Cu composites; porous C/C composite; SiC; microstructure; flexural strength

10.19976/j.cnki.43-1448/TF.2021106

TB332

A

1673-0224(2022)02-187-09

國家自然科學基金聯(lián)合基金重點項目(U19A2099

2021?12?08；

2022?04?05

尹健，副研究員，博士。電話：13974827640；E-mail: ctjyin@hotmail.com

(編輯 陳潔)