卞紅，胡勝鵬，宋曉國,,，周志強，馮吉才,

1.哈爾濱工業(yè)大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001 2.哈爾濱工業(yè)大學(威海) 山東省特種焊接技術(shù)重點實驗室，威海 264209

釬焊溫度對Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織及性能的影響

卞紅1，胡勝鵬2，宋曉國1,2,*，周志強2，馮吉才1,2

1.哈爾濱工業(yè)大學 先進焊接與連接國家重點實驗室，哈爾濱 150001 2.哈爾濱工業(yè)大學(威海) 山東省特種焊接技術(shù)重點實驗室，威海 264209

采用AgCu釬料實現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接。使用掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)、能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)和X射線衍射儀(X-Ray Diffractometer, XRD)等分析測試手段，對不同釬焊溫度下獲得的接頭界面組織結(jié)構(gòu)進行了分析。研究表明，Ti60/AgCu/ZrO2接頭典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴散層/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應層/TiO反應層/ZrO2陶瓷。隨著釬焊溫度的升高，α-Ti+Ti2Cu擴散層、TiCu+TiCu2層、Ti3Cu3O層及TiO層厚度均逐漸增加，顆粒狀Ti-Cu化合物不斷長大，Ag(s,s)和Cu(s,s)含量逐漸減少。剪切試驗表明，在釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min條件下獲得的接頭室溫抗剪強度最高為124.9 MPa，500 ℃和600 ℃抗剪強度分別為83.0 MPa和30.2 MPa。斷口分析表明：接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫發(fā)生斷裂。

AgCu釬料；Ti60合金；ZrO2陶瓷；釬焊；界面組織；力學性能

鈦合金具有高的比強度、優(yōu)異的耐腐蝕性等特點，在航空、航天和石油化工等領(lǐng)域獲得廣泛應用。隨著航空工業(yè)的迅速發(fā)展，高溫鈦合金的研制越來越受到重視[1-2]。高溫鈦合金可用于制造航空發(fā)動機壓氣機和風扇的盤件、葉片和機匣等零件，能夠減輕發(fā)動機重量，提高發(fā)動機推重比[3]。Ti60合金是中國自行研制的多元復合強化的近α型高溫鈦合金，高溫下具有較高的熱強性、抗氧化性和優(yōu)良的熱穩(wěn)定性[4]。Ti60合金優(yōu)良的綜合性能使其成為先進航空發(fā)動機壓氣機高溫部件的重要候選材料。ZrO2陶瓷不僅擁有高強度、高斷裂韌性、良好的生物相容性等性能，在高溫下還具有優(yōu)良的離子導電性和化學穩(wěn)定性，是一種重要的結(jié)構(gòu)陶瓷和功能陶瓷材料[5-7]。ZrO2陶瓷在燃氣渦輪發(fā)動機、生物醫(yī)藥設備和固體氧化物燃料電池等方面有重要的應用[8-9]。由于ZrO2陶瓷很難裝配到大尺寸和形狀復雜的部件上，可以通過陶瓷之間或者陶瓷與金屬材料的連接從而克服這一弊端[10]。鑒于Ti60合金與ZrO2陶瓷在多方面的優(yōu)良性能，因此實現(xiàn)二者之間的連接在諸多領(lǐng)域具有廣闊的應用前景，尤其是航空航天領(lǐng)域。

陶瓷與金屬的連接是一個被廣為關(guān)注但未能得到很好解決的關(guān)鍵技術(shù)問題。目前陶瓷和金屬的連接應用到真空釬焊、擴散連接和瞬時液相連接等方法[11-13]。釬焊具有焊接溫度低、焊件變形小、易于精密成型等優(yōu)點，在焊接形狀復雜的零件、薄壁零件和對焊接質(zhì)量要求嚴格的航空航天領(lǐng)域有重要應用。由于ZrO2陶瓷表面的難潤濕性，ZrO2陶瓷與金屬釬焊接頭的性能主要是由陶瓷與釬料之間的界面決定的。釬焊工藝條件會直接影響ZrO2陶瓷與釬料之間的界面反應，導致界面結(jié)構(gòu)和反應物的差異，因此如何通過調(diào)整釬焊工藝條件控制陶瓷/釬料界面反應物組成和反應層厚度成為ZrO2陶瓷與金屬釬焊連接的難點。

目前國內(nèi)外針對Ti60合金與ZrO2陶瓷二者之間的釬焊連接研究較少。AgCu釬料塑性好、流動性強，能夠溶解從Ti60母材中擴散出的活性元素Ti，有利于Ti元素擴散到ZrO2陶瓷側(cè)并與其反應，可以改善釬料在ZrO2表面的潤濕性，實現(xiàn)與陶瓷的冶金結(jié)合。本文采用AgCu釬料實現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，結(jié)合掃描電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope, SEM)、能譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)、XRD等分析方法，研究釬焊溫度對接頭界面組織及力學性能的影響規(guī)律。

1 試驗材料及方法

試驗采用上海泛聯(lián)科技股份有限公司提供的熱壓燒結(jié)ZrO2陶瓷，密度為6.05 g/cm3，熱膨脹系數(shù)為10.5×10-6/K，彈性模量為210 GPa。試驗中采用Ti60合金的化學組成為Ti-5.6Al-4.8Sn-2Zr-1Mo-0.2Nb-0.2Ta-0.35Si，其微觀組織照片如圖1所示，主要由黑色的α-Ti和淺色的β-Ti兩相組成。所用商用AgCu共晶釬料為Ag-28Cu，熔化溫度為780 ℃。

連接前將ZrO2陶瓷和Ti60合金分別加工成5 mm×5 mm×5 mm和20 mm×10 mm×2 mm兩種規(guī)格的待焊試樣。將Ti60合金及ZrO2陶瓷釬焊面打磨后拋光，放入丙酮中超聲清洗15 min，然后按照圖2(a)進行裝配，并放置于真空度約為1.30×10-3Pa的真空釬焊爐(HIT-VB1600，哈爾濱工業(yè)大學)中進行釬焊。裝配時釬料厚度為100 μm。釬焊溫度分別為870、880、890、900和910 ℃，保溫時間為10 min。

圖1 Ti60合金的微觀組織
Fig.1 Microstructure of Ti60 alloy

圖2 釬焊裝配和剪切試驗
Fig.2 Brazing assembly and shear test

釬焊過程如下：① 以20 ℃/min的速率升溫至750 ℃，保溫10 min；② 以10 ℃/min的速率升溫至釬焊溫度，保溫10 min；③ 以5 ℃/min的速率降溫到300 ℃，待爐冷至室溫取出試樣。采用掃描電鏡(MERLIN Compact，ZEISS)、能譜儀(Octane Plus，EDAX)和X射線衍射儀(DX-2700，丹東浩元)觀察和分析不同釬焊溫度下保溫10 min獲得的接頭界面組織及斷裂路徑。為分析釬焊溫度對力學性能的影響，分別選取同一工藝規(guī)范下連接的5個試樣，采用萬能試驗機(Instron 5967，Instron)對接頭室溫和高溫抗剪強度進行測試，加載速度為0.5 mm/min。圖2(b)所示為剪切試驗示意圖。

2 試驗結(jié)果與討論

2.1 Ti60/AgCu/ZrO2釬焊接頭典型界面組織

圖3所示為釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min條件下，獲得的Ti60/AgCu/ZrO2釬焊接頭的典型界面結(jié)構(gòu)和元素分布。從圖3(a)可以看出，接頭連接良好，根據(jù)微觀形態(tài)的區(qū)別可以將接頭分為4個反應區(qū)：反應區(qū)Ⅰ為Ti60母材側(cè)的擴散層，反應區(qū)Ⅱ為Ti60母材側(cè)反應區(qū)，反應區(qū)Ⅲ為釬縫中間區(qū)域，反應區(qū)Ⅳ為ZrO2陶瓷側(cè)反應層。如圖3(c)、圖3(d)和圖3(e)所示，Ti60母材側(cè)擴散層(反應區(qū)Ⅰ)的組成元素除了母材中的Ti和Al，還有擴散進母材的Cu元素。從圖3(c)和圖3(d)可以看出，Ti60母材側(cè)反應區(qū)(反應區(qū)Ⅱ)主要由Cu和Ti元素組成。圖3(b)和圖3(c)顯示，釬縫中間區(qū)域(反應區(qū)Ⅲ)主要由Ag元素和少量Cu元素組成。另外，ZrO2陶瓷側(cè)反應層(反應區(qū)Ⅳ)的組成元素有Cu、Ti和Al元素，如圖3(c)、圖3(d)和圖3(e)所示。在釬焊過程中，活性元素Ti會從Ti60母材中溶解出來并經(jīng)由釬縫向ZrO2陶瓷一側(cè)擴散，在釬料和陶瓷界面處集中形成富含Ti的薄層，說明Ti在Ti60/AgCu/ZrO2接頭的釬焊中起到了重要作用。

圖4所示為圖3(a)中接頭各反應區(qū)的高倍照片。為分析接頭界面的反應產(chǎn)物，對圖4中A～H各點進行能譜分析，如表1所示列出了A～H各點的化學成分和可能形成的反應相。圖4(a)所示主要為反應區(qū)Ⅰ和反應區(qū)Ⅱ的形貌，綜合分析表1和Cu-Ti合金相圖[19]，由圖4(a)可知反應區(qū)Ⅰ的主要成分是α-Ti(A點)和Ti2Cu(B點)。Cu元素是鈦合金活性共析型β穩(wěn)定元素，大量進入母材中的Cu能夠降低鈦合金β相變溫度，冷卻過程中鈦合金β相可以分解為α相和Ti2Cu。反應區(qū)Ⅱ的形成是由于擴散到釬縫中的Ti與熔融釬料中的Cu直接反應，緊靠擴散層形成不同襯度的Ti-Cu化合物層，包括深灰色TiCu(C點)和淺灰色TiCu2(D點)。圖4(b)顯示了反應區(qū)Ⅲ和反應區(qū)Ⅳ的形貌，結(jié)合表1分析結(jié)果可知：反應區(qū)Ⅲ分布有大量白色的Ag(s,s)(E點)和少量未反應的Cu(s,s)(F點)；反應區(qū)IV由Ti3Cu3O化合物層(G點)和TiO化合物層(H點)構(gòu)成，總厚度<2 μm。其中緊挨ZrO2陶瓷側(cè)的黑色連續(xù)反應層(Layer 1)成分為TiO， 厚度約為0.5 μm；釬縫側(cè)的灰色連續(xù)反應層(Layer 2)包含Ti、Cu、O和Al元素，主要成分為Ti3Cu3O，厚度約為1.3 μm。

圖3 Ti60/AgCu/ZrO接頭典型界面結(jié)構(gòu)和元素分布
Fig.3 Typical interfacial microstructure and distribution of elements of Ti60/AgCu/ZrO joint

圖4 釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min獲得的Ti60/AgCu/ZrO接頭各區(qū)組織高倍照片
Fig.4 High magnification microstructure of Ti60/AgCu/ ZrO joint brazed at 900 ℃ for 10 min

～
- .

點含量/(at．%)AgCuTiAlZrO可能相A1．065．4177．6115．92α?TiB2．5133．7658．545．19Ti2CuC5．5643．1446．774．53TiCuD4．2161．4928．525．78TiCu2E89．059．560．970．020．40Ag(s，s)F1．9094．992．080．870．16Cu(s，s)G2．8436．0940．536．680．2413．62Ti3Cu3OH0．107．0941．011．184．7345．89TiO

綜合以上分析，在釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min的條件下，采用AgCu釬料實現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，獲得的Ti60/AgCu/ ZrO2接頭的典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴散層/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應層/TiO反應層/ZrO2陶瓷。

2.2 釬焊溫度對Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織的影響

為研究釬焊溫度T對Ti60/AgCu/ZrO2接頭界面組織的影響，固定保溫時間為10 min，分別在870、880、890、900和910 ℃條件下進行釬焊試驗。圖5所示為不同釬焊溫度下所獲接頭的界面組織和陶瓷側(cè)反應層微觀結(jié)構(gòu)。從圖5可以看出，隨釬焊溫度逐漸升高，各元素擴散效率提高，接頭界面反應越來越充分，接頭顯微組織也呈現(xiàn)出明顯的規(guī)律性變化：Ti60側(cè)α-Ti+Ti2Cu擴散層和連續(xù)的TiCu+TiCu2層厚度增加，顆粒狀Ti-Cu化合物的尺寸不斷增大，Cu(s,s)含量逐漸減少，Ag(s,s)區(qū)域也逐漸變薄，同時陶瓷側(cè)Ti3Cu3O+TiO層厚度逐漸增大。

當釬焊溫度較低(870、880 ℃)時，如圖5(a)和圖5(b)所示，釬縫中連續(xù)TiCu+TiCu2層的厚度較薄，顆粒狀Ti-Cu化合物很少，而Ag(s,s)和Cu(s,s)含量較多；當釬焊溫度較高(890、900、910 ℃)時，由圖5(c)、圖3(a)和圖5(d)可見，釬縫中連續(xù)TiCu+TiCu2層的厚度增加，顆粒狀Ti-Cu化合物明顯不斷長大并逐漸填充釬縫，尤其是襯度較深的TiCu相，同時Ag(s,s)和Cu(s,s)含量逐漸變少。

圖6所示為圖5中不同釬焊溫度下獲得的接頭陶瓷側(cè)反應層厚度。從圖6可以看出，隨釬焊溫度的升高，接頭ZrO2陶瓷側(cè)反應層(包括Ti3Cu3O層和TiO層)厚度逐漸增加。

在釬焊過程中，隨著溫度上升，AgCu釬料融化并轉(zhuǎn)變成液態(tài)。Ti60母材中的Ti部分溶解進入液態(tài)釬料中，在濃度梯度的驅(qū)動下經(jīng)由釬料向ZrO2陶瓷一側(cè)擴散。由于Ti原子對O原子的強親和性，與ZrO2陶瓷中遷移出來的氧反應生成鈦氧化物，同時ZrO2由于缺氧而變黑[20-21]。EDS分析發(fā)現(xiàn)緊挨陶瓷側(cè)化合物層為TiO，根據(jù)劉桂武等若干報道[18, 21-23]將此界面反應表示為

ZrO2+xTi=xTiO+ZrO2-xx=1或2

(1)

陶瓷側(cè)連續(xù)的TiO層可以改善陶瓷基體的潤濕性，作為粘附層實現(xiàn)與ZrO2陶瓷的冶金結(jié)合。同時TiO層會在一定程度上阻礙Ti元素向陶瓷側(cè)的繼續(xù)擴散，使Ti緊挨TiO層聚集，并與釬料中Cu元素反應形成三元化合物Ti3Cu3O[18, 22-23]，將此界面反應描述為

圖5 不同釬焊溫度下Ti60/AgCu/ZrO接頭界面結(jié)構(gòu)
Fig.5 Interfacial microstructure of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at different temperatures

圖6圖5中不同釬焊溫度下接頭ZrO陶瓷 側(cè)反應層厚度
Fig.6 Thickness of reaction layers adjacent to ZrO ceramic at different brazing temperatures in
Fig.5

(2)

生成的TiO和Ti3Cu3O類似于在ZrO2表面形成金屬化層，利于Ti60和ZrO2陶瓷的連接。

隨著釬焊溫度升高，釬料及母材中各元素的相互擴散增強，界面反應越來越劇烈，導致陶瓷側(cè)反應層厚度逐漸增大。

2.3 釬焊溫度對Ti60/AgCu/ZrO2接頭性能的影響

圖7 不同釬焊溫度條件下接頭抗剪強度 (t=10 min)
Fig.7Shear strength of joints brazed at different temperatures (t=10 min)

圖7所示為不同釬焊溫度、保溫時間t=10 min的條件下獲得的接頭抗剪強度，由圖可知隨著釬焊溫度的升高，Ti60/AgCu/ZrO2接頭室溫(Room Temprature, RT)抗剪強度先升高后降低，當釬焊溫度為900 ℃時接頭抗剪強度最高，為124.9 MPa。由于采用Ag基釬料釬焊所獲接頭使用溫度不超過600 ℃，對釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min獲得的接頭在500、600 ℃條件下進行高溫剪切試驗，結(jié)果表明：500 ℃時接頭抗剪強度為83.0 MPa，比室溫時下降了33.5%；600 ℃時接頭性能急劇下降，抗剪強度為30.2 MPa，不足室溫抗剪強度的1/4。

圖8所示為釬焊溫度為870、900和910 ℃條件下所獲接頭經(jīng)室溫剪切試驗后的斷裂路徑。如圖8(a)和圖8(d)所示，當釬焊溫度為870 ℃時，接頭在ZrO2陶瓷/釬料界面Ti3Cu3O層發(fā)生貫穿性斷裂，斷口平整，其中Ti60側(cè)斷裂面邊緣Ti3Cu3O層和TiO層脫離，暴露出釬縫中間區(qū)的Ag(s,s)和Cu(s,s)。而由圖8(b)和8(e)可見，當釬焊溫度為900 ℃時，斷裂發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫中，并擴展轉(zhuǎn)入釬縫中間。圖8(c)和8(f)顯示了當釬焊溫度為910 ℃時，Ti60側(cè)斷裂面邊緣大部分保留有Ti3Cu3O層和TiO層，甚至有的區(qū)域留有明顯的淺色層片狀ZrO2陶瓷，說明斷裂大部分發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面TiO層處，還有部分發(fā)生在ZrO2陶瓷上。

圖9所示為釬焊溫度為900、910 ℃時獲得的接頭經(jīng)室溫剪切試驗后兩側(cè)斷裂面的XRD分析。從圖9(a)可以看出， 在釬焊溫度為900 ℃時接頭陶瓷側(cè)斷裂面檢測到Ti3Cu3O、TiO和Ag(s,s)，而在釬焊溫度為910 ℃時接頭該斷裂面未檢測到Ag(s,s)，進一步說明釬焊溫度為900 ℃的接頭斷裂發(fā)生在ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫中。同時從圖9(b)可以看出，釬焊溫度為910 ℃的接頭Ti60側(cè)斷裂面檢測到ZrO2；而釬焊溫度為900 ℃的接頭該斷裂面未檢測到ZrO2的存在，表明910 ℃接頭斷裂位置在ZrO2陶瓷/釬料界面和該界面附近的ZrO2陶瓷上。

圖8 不同釬焊溫度條件下Ti60/AgCu/ZrO接頭經(jīng)剪切試驗后的斷裂路徑
Fig.8 Fracture paths of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at different temperatures after shear test

圖9 釬焊溫度為900 ℃和910 ℃時Ti60/AgCu/ZrO接頭經(jīng)剪切試驗后的斷口XRD分析
Fig.9 XRD patterns of Ti60/AgCu/ZrO joints brazed at 900 ℃ and 910 ℃ after shear test

ZrO2陶瓷與金屬的釬焊連接主要是通過陶瓷與釬料之間的界面化學反應來實現(xiàn)的，因此可以通過控制釬焊溫度來控制界面反應，調(diào)節(jié)陶瓷側(cè)反應層厚度，進而改善接頭性能。當釬焊溫度較低時，界面化學反應不充分，陶瓷側(cè)反應層比較薄，與陶瓷結(jié)合不緊密，接頭強度較低；當釬焊溫度為900 ℃時，界面反應充分進行，陶瓷側(cè)反應層厚度適中，與陶瓷結(jié)合牢固，接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和釬縫開裂，此時接頭抗剪強度最高；當釬焊溫度繼續(xù)升高到910 ℃時，接頭殘余應力增強，脆性反應層厚度增加，導致接頭沿著ZrO2陶瓷/釬料界面TiO層和ZrO2陶瓷發(fā)生斷裂，接頭強度明顯下降。

3 結(jié) 論

1) 采用AgCu釬料實現(xiàn)了Ti60合金和ZrO2陶瓷的釬焊連接，當釬焊溫度為900 ℃、保溫時間為10 min時獲得的Ti60/AgCu/ZrO2接頭典型界面組織為：Ti60合金/α-Ti+Ti2Cu擴散層/TiCu+TiCu2/ Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3O反應層/TiO反應層/ZrO2陶瓷。

2) 隨著釬焊溫度的升高，Ti60/AgCu/ZrO2接頭內(nèi)反應越來越充分，α-Ti+Ti2Cu擴散層、TiCu+TiCu2層厚度都逐漸增加，顆粒狀Ti-Cu化合物不斷長大，Ag(s,s)和Cu(s,s)逐漸減少，同時Ti3Cu3O+TiO層厚度逐漸增大。

3) 隨著釬焊溫度升高，接頭室溫抗剪強度先增加后減小，釬焊溫度為900 ℃時接頭抗剪強度達到最大為124.9 MPa；斷口分析表明，接頭沿ZrO2陶瓷/釬料界面和靠近該界面的釬縫發(fā)生斷裂。另外，釬焊溫度為900 ℃獲得的接頭500 ℃和600 ℃抗剪強度分別為83.0 MPa和30.2 MPa。

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EffectofbrazingtemperatureoninterfacialmicrostructureandmechanicalpropertyofTi60/AgCu/ZrO2joint

BIANHong1,HUShengpeng2,SONGXiaoguo1,2,*,ZHOUZhiqiang2,FENGJicai1,2

1.StateKeyLaboratoryofAdvancedWeldingandJoining,HarbinInstituteofTechnology,Harbin150001,China2.ShandongProvincialKeyLaboratoryofSpecialWeldingTechnology,HarbinInstituteofTechnology(WeihaiExtension),Weihai264209,China

ReliablebrazingofTi60alloyandZrO2ceramicwassuccessfullyachievedusingAgCufillermetal.TheinterfacialmicrostructureandreactionproductsofTi60/AgCu/ZrO2jointsbrazedatdifferenttemperatureswereinvestigatedbytheScanningElectronMicroscope(SEM),EnergyDispersiveSpectrometer(EDS)andX-RayDiffractometer(XRD).ResultsshowthatthetypicalinterfacialmicrostructureoftheTi60/AgCu/ZrO2jointwasTi60alloy/α-Ti+Ti2Cudiffusionlayer/TiCu+TiCu2/Ag(s,s)+Cu(s,s)/Ti3Cu3Olayer/TiOlayer/ZrO2ceramic.Withtheincreaseofthebrazingtemperature,thethicknessofthediffusionlayerofα-Ti+Ti2Cu,TiCu+TiCu2layers,Ti3Cu3OlayerandTiOlayeradjacenttotheZrO2ceramicincreasedgradually,andthegranularTi-CuIMCsgrewgradually,meanwhilethecontentoftheAg-basedsolidsolutionandCu-basedsolidsolutiondecreased.Thesheartestindicatesthatthejointbrazedat900℃for10minexhibitedthehighestshearstrengthof124.9MPatestedatroomtemprature,andthejointtestedat500℃and600℃exhibitedtheshearstrengthof83.0MPaand30.2MPa,respectively.TypicalfractureanalysisdisplaysthatthebrazedjointtendedtofractureattheinterfacebetweentheZrO2ceramicandthebrazingseam,andinthebrazingseamadjacenttotheinterface.

AgCufiller;Ti60alloy;ZrO2ceramic;brazing;interfacialmicrostructure;mechanicalproperty

2017-05-08；

2017-05-21；

2017-06-16；Publishedonline2017-07-311048

URL：http://hkxb.buaa.edu.cn/CN/html/20171232.html

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10.7527/S1000-6893.2017.421402

2017-05-08；退修日期2017-05-21；錄用日期2017-06-16；網(wǎng)絡出版時間2017-07-311048

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V261.3+4

A

1000-6893(2017)12-421402-09

李世秋,王嬌)