Ti2AlNb基合金具有高比強度、優(yōu)異的抗腐蝕性和抗蠕變能力，是航空航天領域最具潛力的新型輕質(zhì)高溫結(jié)構(gòu)材料[1,2] 與傳統(tǒng)的鈦合金相比，Ti2AlNb基合金有輕質(zhì)、高強度和適用范圍廣等優(yōu)勢[3,4] 作為第二代Ti2AlNb基合金的Ti-22Al-25Nb(原子分數(shù)，%)合金由有序正交O相、有序體心立方B2相和密排六方α2相組成，其中滑移系較多的B2相屬于塑性相，塑性較強；屬于脆性相的α2相滑移系比較少，塑性較低；具有正交結(jié)構(gòu)的O相，其塑性介于B2與α2相兩者之間 合金的力學性能與其微觀組織密切相關[5,6,7,8,9,10,11] 由B2相和O相兩相復合組成的Ti-22Al-25Nb合金，具有最優(yōu)的綜合力學性能[12,13,14] 因此，近年來關于Ti2AlNb基合金尤其是Ti-22Al-25Nb合金的熱處理工藝、微觀組織與力學性能之間關系的研究越來越多[15,16,17,18,19,20,21,22,23] 進行合理的固溶+時效熱處理工藝可顯著改善Ti-22Al-25Nb合金的微觀組織和性能[24,25]，將其在(B2+O)兩相區(qū)溫度時效處理后基體中生成彌散分布的細小O相板條組織 [25,26] 周偉等[27]在930~1010℃對粗晶Ti-22Al-25Nb合金進行固溶實驗，研究了固溶參數(shù)對其顯微組織演變的影響 但是他只研究了(α2+B2+O)三相區(qū)溫度對顯微組織的影響，沒有研究(α2+B2)兩相區(qū)和(B2)單相區(qū)溫度和不同固溶時間對顯微組織的影響 王邵麗等[28]在960~1000℃對Ti-22Al-25Nb合金進行固溶實驗，研究了在不同固溶溫度下Ti-22Al-25Nb合金的微觀組織形貌變化及復雜相組成、相比例的變化，但是沒有研究時效處理對Ti-22Al-25Nb合金組織演變的影響 鑒于此，本文以在950℃/80 MPa/10 min條件下用放電等離子(SPS)燒結(jié)得到的粉末冶金Ti-22Al-25Nb(原子分數(shù)，%)合金作為初始材料，在940~1100℃和10~120 min條件下進行固溶處理和800℃/8 h時效處理，研究固溶+時效處理對粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金微觀組織和顯微硬度的影響，統(tǒng)計分析B2相平均晶粒尺寸、尺寸均勻度以及次生板條O相的尺寸和數(shù)量，并建立固溶+時效合金的顯微硬度演變模型

1 實驗方法

采用SPS技術(shù)將Ti-22Al-25Nb (原子分數(shù)，%)預合金粉末在950℃/80 MPa/10 min條件下燒結(jié)，得到粉末冶金Ti-22Al-25Nb合金作為實驗初始材料 用氣霧化法制備Ti-22Al-25Nb合金的預合金粉末 將燒結(jié)后的初始材料在1080℃保溫5 min進行退火處理

固溶+時效熱處理在KL-12D高溫箱式電阻爐中進行 根據(jù)Ti-22Al-xNb截面合金相圖[29]選擇固溶+時效熱處理參數(shù)，確定固溶溫度為940~1100℃，涵蓋(α2+B2+O)三相區(qū)、(α2+B2)兩相區(qū)和(B2)單相區(qū)，固溶時間為10~120 min，包括10 min、30 min、60 min和120 min；為了抑制細小板條粗化和使晶粒尺寸均勻分布[18,24,26]，確定時效溫度為(B2+O)兩相區(qū)溫度800℃，時效時間為8 h，具體實驗參數(shù)列于表1 固溶處理結(jié)束后，將試樣水冷以保留高溫顯微組織，然后進行800℃/8 h時效處理后隨爐冷卻

Table 1

表1

表1Ti-22Al-25Nb燒結(jié)合金熱處理工藝

Table 1Heat treatment of Ti-22Al-25Nb sintered alloy

No.	Solution time/min	Solution temperature/℃	Cooling method	Aging temperature/℃	Aging time/h	Cooling method
1	10	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
2	30	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
3	60	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC
4	120	940，970，1000，1010，1030，1050，1060，1080，1100	WC	800	8	FC

用水磨砂紙將試樣打磨到3000目，拋光(拋光劑為1.5 μm的金剛石噴霧拋光液)后用Kroll溶液(10 mL HF：30 mL HNO3:100 mL H2O)腐蝕 用Axio Scope A1型光學顯微鏡(OM)和Sigma 500型掃描電子顯微鏡 (SEM)觀察和分析試樣的組織 在每個不同試樣的中心部位和靠近中心的頂部、底部、左側(cè)和右側(cè)各取5張OM圖 使用Image-Pro Plus軟件利用截線法測量晶粒，統(tǒng)計B2相的晶粒尺寸取其平均值 統(tǒng)計晶粒尺寸的均勻度，η值越大表明晶粒尺寸分布越均勻 可用公式η=N1/N求解分析晶粒尺寸的均勻度，其中η為晶粒尺寸的均勻度，N1為平均晶粒尺寸為0.6~1.4Davg范圍內(nèi)的晶粒個數(shù)，Davg為晶粒的平均晶粒尺寸(μm)，N為統(tǒng)計的晶粒的總個數(shù)

使用MVS-1000D1型硬度計測試硬度，加壓500 g，保壓時間10 s，每個試樣的硬度為8次實驗值的平均值

2 結(jié)果和討論2.1 Ti-22Al-25Nb合金預合金粉末的形貌及其退火后的顯微組織

預合金粉末的SEM圖和平均粒度分布如圖1所示 從圖1a和b可以看出，大多數(shù)粉末為球形顆粒，只有少數(shù)顆粒為橢圓形或扁平形，粉末的粒度分布不均勻 圖1b中大多數(shù)粉末顆粒的表面比較粗糙，只有少數(shù)粉末顆粒具有比較光滑的表面 經(jīng)統(tǒng)計分析表明，粉末的平均粒徑達到了143.43 μm(圖1c)

圖1



圖1預合金粉末的SEM照片和粒度分布

Fig.1SEM images and particle size distribution of prealloyed powders (a) low magnification, (b) high magnification, (c) particle size distribution

將燒結(jié)后的初始材料在1080℃保溫5 min進行退火處理 退火后燒結(jié)合金的顯微組織如圖2所示 從圖2b可見，初始組織中的組成相為B2基體相和灰色O相以及少量的黑色α2相 B2相的晶粒沿晶界呈曲線分布，O相和α2相形態(tài)以等軸狀或板條狀為主且分布在B2基體內(nèi)部以及晶界附近，等軸O相顆粒直徑達到約0.6~1 μm，板條狀O相的平均尺寸約為3 μm × 0.2 μm 非基體相α2相對B2基體相的釘扎阻礙晶粒的長大，使B2晶粒的平均晶粒尺寸得到了較好的控制，只有9.39 μm 此外，在B2晶粒內(nèi)部發(fā)現(xiàn)少量呈羽毛狀的α2相，以及少量由O相包裹α2相形成的Rim O相

圖2



圖2熱處理前合金的原始組織

Fig.2SEM micrographs of the original microstructure of the alloy before heat treatment (a) low magnification and (b) high magnification

2.2 固溶處理對Ti-22Al-25Nb合金組織及晶粒尺寸的影響

進行1000℃/10~120 min/WC處理后，合金的SEM及OM圖如圖3所示 可以看出，合金固溶后的微觀組織由初生板條O相、B2基體相、少量等軸α2相組成，還有少量O相包裹α2相形成的Rim O相 在晶粒內(nèi)部還觀察到少量的板條狀α2相，α2相的存在使晶粒尺寸得到了很好的控制 從OM圖可見，隨著保溫時間從10 min增加至120 min晶粒的長大不太明顯，這是α2相對晶粒的釘扎所致 固溶后晶粒內(nèi)部的初生板條O相數(shù)量減少，變短變粗，有的甚至球化成等軸狀

圖3



圖3Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)1000℃/10-120 min/WC處理后的SEM照片和OM圖

Fig.3SEM and OM micrographs of Ti-22Al-25Nb alloy at 1000℃/10-120 min/WC treatments (a) 1000℃/10 min/WC, (b) 1000℃/30 min/WC, (c) 1000℃/60 min/WC and (d) 1000℃/120 min/WC

圖4給出了經(jīng)940~1030℃/60 min/WC處理后Ti-22Al-25Nb合金的顯微組織，圖5給出了保溫時間為60 min B2相的平均晶粒尺寸隨固溶溫度的變化曲線，表2給出了在不同固溶條件下Ti-22Al-25Nb合金的晶粒尺寸統(tǒng)計 如圖4a所示，經(jīng)940℃/60 min/WC處理后合金具有板條組織，其中α2相板條聚集在B2晶界上，少數(shù)黑色α2相分布在O相板條內(nèi)形成α2/O板條鑲嵌組織，分布在B2基體內(nèi)部 在該溫度下原子的遷移動能有所增大，使B2相的平均晶粒尺寸增大到53.23 μm，遠大于初始組織合金B(yǎng)2相的平均晶粒尺寸 晶粒的長大，是晶界上的原子遷移所致 隨著固溶溫度的提高原子的遷移動能增大，提高了原子跨越晶界擴散的機會，晶粒尺寸也隨之增大[30] 隨著固溶溫度從940℃繼續(xù)升高到970℃原子的遷移動能繼續(xù)增加，O相含量減少且晶界處的α2相部分變?yōu)轭w粒狀或短棒狀，B2相的晶粒尺寸由53.23 μm增大到56.05 μm，如圖4b中所示 隨著固溶溫度繼續(xù)升高到1000℃時(圖4c)，O相的數(shù)量繼續(xù)減小且晶粒內(nèi)的板條數(shù)量急劇減小，在晶界上也分布著少量的等軸α2相，同時晶界變得光滑且平坦，B2相的平均晶粒尺寸達到62.1 μm 綜上所述，在940~1000℃α2相的釘扎使晶粒長大不明顯 隨著固溶溫度升高到1030℃合金的組織發(fā)生明顯的變化，板條數(shù)量急劇減少，晶界處α2相數(shù)量大幅度減少，B2相的平均晶粒尺寸達到71.21 μm(圖4d) 與940℃/60 min/WC處理相比，B2相的晶粒尺寸增大近33.78%，且隨著固溶溫度的繼續(xù)提高B2相的平均晶粒尺寸還將增大，如圖5所示 保持保溫時間60 min，B2相的平均晶粒尺寸隨著固溶溫度的提高而而增大，在940~1010℃(α2+B2+O三相區(qū))晶粒長大速率最小 其原因是，在該相區(qū)處理后合金由α2+B2+O三相組成，α2相對B2晶粒的釘扎阻礙晶粒長大 而當溫度提高到(α2+B2)兩相區(qū)及(B2)單相區(qū)溫度，α2相的含量明顯降低，釘扎作用減弱，因此B2晶粒長大速率明顯提高 這也可從表2中看出，當固溶溫度超過B2單相區(qū)的轉(zhuǎn)變溫度時B2相的晶粒增長迅速，晶粒尺寸明顯增大 其原因是，超過B2單相區(qū)轉(zhuǎn)變溫度后α2相基本上完全溶解，晶界處自由能降低，晶界開始自由遷移，使晶粒迅速長大 結(jié)合圖5和表2給出的結(jié)果，固溶溫度不變而延長保溫時間，B2相的平均晶粒尺寸隨之增大；保溫時間不變則B2相的平均晶粒隨著固溶溫度的提高而長大

圖4



圖4940~1030℃/60 min/WC處理后Ti-22Al-25Nb的顯微組織

Fig.4Microstructures of Ti-22Al-25Nb alloy at 940~1030℃/60 min/WC treatment: (a) 940℃/60 min/WC, (b) 970℃/60 min/WC, (c) 1000℃/60 min/WC and (d) 1030℃/60 min/WC

圖5



圖5保溫時間為60 min不同固溶溫度樣品的平均晶粒尺寸

Fig.5Average grain size at different solution temperatures for 60 min holding time

Table 2

表2

表2不同固溶處理后合金的平均晶粒尺寸

Table 2Average grain size of alloy after different solution treatments

Temperature /℃	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm
	10 min	30 min	60 min	120 min
940	43.57	49.74	54.00	58.52
970	48.43	55.55	60.51	65.79
1000	50.97	60.33	65.08	69.75
1010	53.05	62.75	68.62	72.88
1030	61.35	66.32	75.95	86.84
1050	90.66	111.42	120.89	132.73
1060	124.64	139.64	163.28	182.48
1080	138.71	167.65	185.99	205.54
1100	161.32	193.12	214.48	241.37

2.3 時效處理對Ti-22Al-25Nb合金組織和晶粒尺寸的影響

圖6為經(jīng)1000℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC處理后的OM圖、SEM圖及局部放大圖 從圖6可見，時效的主要結(jié)果是在基體內(nèi)析出了次生O相，時效處理后的燒結(jié)合金其組織由B2基體相、粗大的初生板條O相、細小的次生板條O相以及少量板條狀α2相構(gòu)成，其中黑色為α2相，灰色為O相，顏色最淺的為B2相 經(jīng)1000℃/10 min/WC + 800℃/8 h/FC處理后在B2基體上析出了十分細小的、無規(guī)則排列的針狀次生O相，有的次生O相相互交叉、纏結(jié)在一起，形成O/O組織狀態(tài)，粗大的初生板條O相呈魏氏體分布，板條寬度約為0.35~0.49 μm，長度約為1.37~2.84 μm，如圖6b所示 當固溶保溫時間延長到30 min (1000℃/30 min/WC + 800℃/8 h/FC) B2基體中析出的尺寸大小與初生O相基本相同、排列比較雜亂的的次生O相的數(shù)量明顯增多，尤其是細小的次生O相交叉在一起形成的O/O組織更多，提高了合金的顯微硬度，如圖6d所示 此外，隨著固溶保溫時間延長到60 min初生板條O相變短變粗，細小的次生板條O相的數(shù)量明顯增多，如圖6f所示 當固溶保溫時間繼續(xù)增加到最大的120 min時，與固溶保溫時間為60 min的合金相比微觀組織變化不太明顯，次生O相的尺寸和體積分數(shù)小幅度增加，O/O板條的數(shù)量也小幅度增加，如圖6h所示，其中經(jīng)1000℃/120 min/WC+800℃/8 h/FC處理的合金顯微組織中O相的體積分數(shù)達到最大

圖6



圖6Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)1000℃/10-120 min/WC+800℃/8 h/FC處理后的顯微組織

Fig.6Microstructures of Ti-22Al-25Nb alloy at 1000℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC treatments (a, b) 1000℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC, (c, d) 1000℃/30 min/WC+800℃/8 h/FC, (e, f) 1000℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC, (g, h) 1000℃/120 min/WC+800℃/8 h/FC. (a, c, e, g) low magnification and (b, d, f, h) high magnification

經(jīng)1100℃/10~120 min/WC+800℃/8 h/FC處理后合金的SEM圖及局部放大圖，如圖7所示 與圖6相比，隨著溫度由1000℃增至1100℃合金的微觀組織形貌發(fā)生明顯變化，晶粒內(nèi)均為魏氏體組織，次生板條O相更加細小且體積分數(shù)增大，相互交叉的次生板條O相形成的O/O組織數(shù)量明顯增多，且初生板條O相變得更短更粗接近球狀，如圖7f和h所示

圖7



圖7Ti-22Al-25Nb合金經(jīng)1100℃/10~120 min/WC + 800℃/8 h/FC處理后的SEM照片

Fig.7SEM micrographs of Ti-22Al-25Nb alloy at 1100℃/10~120 min/WC + 800℃/8 h/FC treatments (a, b) 1100℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC, (c, d) 1100℃/30 min/WC+800℃/8 h/FC, (e, f) 1100℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC, (g, h) 1100℃/120 min/WC + 800℃/8 h/FC. (a, c, e, g) low magnification and (b, d, f, h) high magnification

圖8給出了940~1100℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC處理后合金的晶粒尺寸分布直方圖 表3給出了經(jīng)不同固溶+時效處理后合金的平均晶粒尺寸統(tǒng)計 從圖8可見，B2相的平均晶粒尺寸隨著固溶溫度的提高而增大，且時效后晶粒分布越來越均勻 隨著固溶溫度提高到1100℃晶粒尺寸達到最大值210.84 μm，晶粒尺寸均勻度由940℃的0.53提高到1100℃的0.84 其原因是，晶粒長大的激活能隨著溫度的提高而增大，較大的晶粒逐漸吞并小晶粒，晶粒進一步長大；而小晶粒則越變越小，直至消失，使晶粒尺寸的均勻度提高 另外，隨著溫度的提高合金內(nèi)部的再結(jié)晶能充分進行，沒有被吞并的細小晶粒長大，與大晶粒的尺寸差距減小，也使晶粒尺寸的均勻度提高[30,31] 從表3可見，合金晶粒尺寸不僅與固溶溫度有關，而且還與固溶保溫時間有關 當固溶溫度一定時，晶粒尺寸隨著固溶時間的延長而增大 在940℃/10 min固溶后晶粒尺寸達到最小值40.12 μm，而隨著固溶時間由10 min延長到30、60和120 min晶粒尺寸隨之增大到45.56、53.23和60.48 μm，增大幅度分別達到了13.56%、32.68%和50.75%，且隨著固溶時間的繼續(xù)增加晶粒尺寸繼續(xù)增大 從表2和表3還可以看出，固溶合金時效后晶粒尺寸比時效前略微減小，因為在時效的過程中靜態(tài)再結(jié)晶可充分進行，使晶粒尺寸減小

圖8



圖8經(jīng)940-1100℃/60 min/WC + 800℃/8 h/FC處理后B2的晶粒分布直方圖

Fig.8B2 grain distribution histogram after 940~1100℃/60 min/WC + 800℃/8 h/FC treatments (a) 940℃, (b) 970℃, (c) 1000℃, (d) 1010℃, (e) 1030℃, (f) 1050℃, (g) 1060℃, (h) 1080℃ and (i) 1100℃

Table 3

表3

表3不同固溶+時效處理后合金的平均晶粒尺寸

Table 3Average grain size of alloy after different solution+aging treatments

Temperature/℃	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm	Average grain size/μm
	10 min	30 min	60 min	120 min
940	40.12	45.56	53.23	60.48
970	43.15	47.98	56.05	60.64
1000	52.9	58.87	62.1	66.77
1010	53.87	59.87	63.29	70.88
1030	62.9	67.74	71.21	82.79
1050	88.64	108.12	117.89	128.48
1060	120.46	132.42	160.82	180.73
1080	135.17	163.56	184.09	201.37
1100	157.12	190.21	210.84	239.54

2.4 固溶+時效處理對Ti-22Al-25Nb合金顯微硬度的影響及其演變模型

固溶+時效處理影響合金的顯微組織和晶粒尺寸，進而影響顯微硬度 根據(jù)合金固溶+時效處理后的顯微硬度，可揭示顯微硬度的變化機制 圖9給出了不同固溶時間+800℃/8 h/FC時效后合金的顯微硬度 圖10給出了固溶+時效后合金顯微硬度的演變模型，其中圖10a~c分別表示940~1000℃、1010~1060℃和1070~1100℃溫度區(qū)間內(nèi)的顯微硬度變化機制，其中藍色底色表示B2基體，黑色表示α2相，灰色表示O相，正四邊形越小代表合金的顯微硬度越大，正四邊形越大代表合金的顯微硬度越小 對于金屬材料和鈦合金，材料的顯微硬度主要受四種硬化機制的影響：固溶強化、位錯強化、晶界強化和析出物強化 從圖9可以看出，在940~1000℃三相區(qū)溫度范圍內(nèi)合金的顯微硬度隨著溫度的提高呈緩慢增長的趨勢 其原因是，在該溫度范圍固溶時O相緩慢固溶進B2基體中，如圖10a固溶階段所示 固溶后的合金內(nèi)部主要為B2基體相，但是仍存在一定量的α2相 α2相對晶粒的釘扎使晶粒長大緩慢且O相體積分數(shù)較小，此時固溶強化占據(jù)主要地位使合金的顯微硬度提高緩慢；在1010~1060℃隨著溫度的提高顯微硬度急劇增長，因為時效處理后次生板條O相的體積分數(shù)較高，尤其是相互交叉、纏結(jié)形成的O/O組織的數(shù)量明顯增多，如圖10b時效階段所示 時效后合金內(nèi)部的初生板條更短更粗，近似球狀，而且二次析出的細小的次生板條O相相互交叉、纏結(jié)，這極大的提高了合金的顯微硬度 此時析出物強化占據(jù)主要作用，次生板條O相數(shù)量的增多及細化大大提高了合金的強度，使合金的顯微硬度呈現(xiàn)急劇增長的趨勢 在1060℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC固溶+時效后合金的顯微硬度達到最大值434.92 HV，如圖9所示 在1070~1100℃隨著溫度的提高顯微硬度降低，因為在單相區(qū)溫度范圍內(nèi)α2相幾乎全部固溶進基體而轉(zhuǎn)化為B2相，正如圖10c中時效階段所示 合金中的α2相極少，α2相對基體相的釘扎減弱，使晶粒明顯長大 根據(jù)Hall-Petch公式[32]，合金的顯微硬度隨著晶粒的逐漸長大而降低 合金的晶粒尺寸越大其硬度越低，晶粒長大使顯微硬度降低 對于Ti-22Al-25Nb合金，進行不同熱處理后O相的形貌和體積分數(shù)都不同 因此，選擇合理的熱處理條件是提高Ti-22Al-25Nb合金的顯微硬度的關鍵因素

圖9



圖9經(jīng)不同固溶時間+800℃/8 h/FC時效后合金的顯微硬度

Fig.9Hardness of alloy after different solution time+800℃/8 h/FC aging treatment

圖10



圖10固溶+時效合金顯微硬度的演變模型

Fig.10Microhardness evolution model of solution+aging alloy (a) 940~1000℃, (b) 1010~1060℃ and (c) 1070~1100℃

3 結(jié) 論

(1) 隨著固溶溫度的提高和保溫時間的延長，Ti-22Al-25Nb合金中B2相的晶粒尺寸增大，經(jīng)940℃/10 min/WC+800℃/8 h/FC處理后最小的晶粒尺寸為40.12 μm 在940~1010℃(α2+B2+O)三相區(qū)固溶處理后晶粒尺寸的增長速率最低；在1030~1100℃處理后晶粒尺寸增長速率最高

(2) 在固溶+時效過程中，初生α2/O相體積分數(shù)減小而次生O相體積分數(shù)增加 保持固溶時間一定則晶粒尺寸的均勻度隨著固溶溫度的提高而提高，固溶溫度達到1100℃時晶粒尺寸均勻度達到最大值0.84

(3) Ti-22Al-25Nb合金在(B2+O)兩相區(qū)時效處理后生成雙態(tài)組織和魏氏體組織，在B2基體內(nèi)更細的次生板條O相和O/O組織可極大地提高合金的顯微硬度

(4) 在940~1000℃固溶強化占主要作用，隨著溫度的提高顯微硬度緩慢提高；在1010~1060℃析出物強化占主要作用，隨著溫度的提高顯微硬度急劇提高；在1070~1100℃晶粒長大明顯，隨著溫度的提高顯微硬度降低，經(jīng)1060℃/60 min/WC+800℃/8 h/FC固溶+時效處理后顯微硬度達到最大值434.92 HV

1 實驗方法 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖1 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖3 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖5 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖6 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖8 class="outline_tb" 1005-3093/richHtml_jats1_1/images/img_thumbnail_icon.jpg"/>圖9圖103 結(jié) 論