預退火時間對Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金微結構及磁性能的影響?

曹成成 范玨雯 朱力 孟洋 王寅崗

(南京航空航天大學材料科學與技術學院,南京 210016)

預退火時間對Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金微結構及磁性能的影響?

曹成成 范玨雯 朱力 孟洋 王寅崗?

(南京航空航天大學材料科學與技術學院,南京 210016)

(2017年5月10日收到;2017年6月7日收到修改稿)

研究了預退火時間對Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金微結構及磁性能的影響.穆斯堡爾譜研究表明:在660 K的預退火溫度下,隨著預退火時間的增加,Fe原子不斷富集,非晶基體中的類Fe3B化學短程有序結構向類FeB結構轉變,并且非晶基體中Fe第一近鄰殼層中Cu原子的逐漸脫離以及Fe-P配位鍵數量的明顯減少可間接表征CuP團簇的形成過程.同時,本研究通過調節預退火時間來調控非晶基體中CuP團簇和Fe團簇的數量,促進后續退火晶化過程中α-Fe納米晶相的析出,并細化納米晶尺寸,從而獲得綜合磁性能更加優異的非晶/納米晶軟磁合金.

結構弛豫,穆斯堡爾譜,化學短程有序結構,軟磁性能

1 引 言

近年來,鐵基非晶/納米晶軟磁合金以其特殊的雙相復合結構、優異的軟磁性能、高效的制備工藝和廣闊的應用前景,成為促進產品向高效節能、小型輕量化方向發展的關鍵材料[1?4].為進一步優化鐵基非晶/納米晶合金的軟磁性能,研究者們主要通過調控合金成分和改善退火工藝,例如Yang等[5]調控FeMoPC非晶合金中的Mo含量,而Xia等[6]調控FeCBCu合金的晶化預退火溫度,均使相應合金的性能得到明顯提升.針對納米晶化機制與宏觀磁性能關系的研究也已經取得了重大進展,例如Makino等[7]通過調控FeSiBPCu非晶合金中的Cu和P的含量,形成適量的CuP富集區,可以在晶化退火過程中有效促進納米晶細化,優化其軟磁性能.

在退火納米晶化處理過程中,結構弛豫是發生在非晶晶化之前必不可少的過程,而結構弛豫又分為拓撲短程有序結構和化學短程有序結構的變化.拓撲短程有序結構的變化主要是由于結構弛豫初期淬態非晶合金中殘余內應力和過剩自由體積的排出引起的,而化學短程有序結構變化的主要原因是結構弛豫過程中原子受熱擴散引起中心原子近鄰結構的重排[8].非晶合金基體中近鄰原子尺度上的差異為納米晶化過程提供了不同的晶化環境,從而影響α-Fe納米晶的析出及長大過程.目前,關于鐵基非晶在晶化之前的Fe中心原子近鄰尺度上的演變機制及其對磁性能的影響鮮有報道.

由于能量分辨率高,穆斯堡爾譜儀能夠精確地探測原子核能級的變化,是獲得Fe中心原子核周圍局部結構信息的有效手段.因此,穆斯堡爾譜被廣泛地應用于探究鐵基非晶在結構弛豫以及納米晶化過程中Fe原子核周圍化學環境的變化.近年來,非晶合金的穆斯堡爾譜研究取得了豐碩的成果,例如,Babilas和Kadziolka-Gawel[9]發現不同成分配比的FeNbB非晶合金具有不同的Fe-Fe配位關系以及Fe原子近鄰結構,而Gupta等[10]和Xia等[6]通過穆斯堡爾譜表征了FeCuNbSiB以及FeCBCu非晶合金在結構弛豫中Cu團簇聚集的過程.Srinivas等[11]利用穆斯堡爾譜對非晶合金納米晶化機制的研究發現,在FeSiBNbCu合金中當Si含量發生變化時,Fe原子在析出的Fe3Si相結構中所占據的位置也會發生相應的改變,并且當Si含量達到25%時會有少量的Fe4.9Si2B相析出.

作為一種新型的非晶體系,FeBPCu系非晶合金因其優異的非晶形成能力及軟磁性能而具有廣泛的應用與研究價值[12].其中,Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金中Fe和Cu含量較高且不含其他干擾元素,中心Fe原子近鄰配位關系相對簡單.同時,該合金經不同的熱處理過程后,磁性能變化差異明顯[13].因此,本文以Fe80.8B10P8Cu1.2為研究對象,借助穆斯堡爾譜探究不同預退火時間對非晶基體中Fe中心原子配位關系的變化,并結合磁性能的變化來揭示晶化前非晶基體中微觀結構的差異與磁性能之間的關聯性.同時,本研究通過Fe第一近鄰殼層中Cu原子和Fe-P配位關系的變化,探究CuP團簇在弛豫中的形成過程及其對納米晶化后合金磁性能的影響.由于本文未涉及成分變化的研究,因此將Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金簡記為FeBPCu合金.

2 實 驗

本文利用電弧熔煉將工業原料Fe(99.9%),Cu(99.99%),B-Fe(B 17%,Fe 82.9%)和P-Fe(P 26.11%,Fe 71.85%)按照Fe80.8B10P8Cu1.2化學式原子配比熔煉成母合金,熔煉過程中采用Ti塊作為除氧劑、開啟磁力攪拌并反復熔煉4次.利用單輥旋淬法制備出寬約為2—3 mm、厚約20μm的非晶合金帶材,其中銅輥的轉速為3800 r/Min,表面線速度為40 m/s.利用快速退火爐對所需試樣進行等溫退火熱處理.淬態FeBPCu合金帶材進行兩步退火:先在660 K下預退火5,10,15,20和25Min,然后分別在750 K下晶化退火5Min.

采用X射線衍射儀(XRD)和穆斯堡爾譜儀對淬態及退火態試樣的微結構進行分析,采用差示掃描量熱儀(DSC)對其熱力學性能進行分析,其中XRD采用Cu-Kα輻射(λ=0.15418 nm),步長為0.02?/Min,掃描范圍為30?—90?.DSC的升溫速率為20 K/Min,氬氣氣氛保護.穆斯堡爾譜采用57Co作為γ射線放射源,采用NORMOS軟件進行擬合并以α-Fe進行標定.采用MATS-2010SD軟磁直流測量設備測量試樣的B-H曲線并獲得試樣的飽和磁化強度(BS)和矯頑力(HC),其測量外場范圍?8000—8000 A/m.

3 結果與討論

圖1為淬態和經660 K不同時間預退火FeBPCu合金的DSC曲線.可以看出,除經25Min預退火的帶材外,其他所有合金的DSC曲線均呈現出兩個分立的放熱峰,分別對應從非晶基體中析出的α-Fe相和Fe3(B,P)硬磁相[13].而25 Min預退火帶材的DSC只有二次晶化峰,初次晶化峰消失,說明當預退火時間達到25 Min時,非晶合金就已經析出了α-Fe相.圖中Tx1和Tx2分別為初次放熱峰和二次放熱峰的晶化初始溫度.隨著預退火時間的增加,Tx1逐漸降低,而Tx2無明顯變化,引起?Tx=Tx2—Tx1從51.8 K升高到65.6 K,表明預退火時間越長,可供納米晶化退火溫度范圍越大.

圖1 (網刊彩色)淬態和經660 K不同時間預退火FeBPCu合金的DSC曲線Fig.1.(color on line)DSC curves of Melt spun and p re-annealed Fe80.8B10P8Cu1.2alloy ribbons.

圖2為FeBPCu合金淬態及退火態試樣的XRD圖譜,可以看出,淬態、660 K預退火5 Min以及20 Min的XRD圖譜均無明顯的晶相峰,僅在2θ=45?有一個寬大的漫散射峰,說明當預退火時間小于20 Min時,預退火態合金一直保持非晶態.660 K預退火25 Min合金的XRD圖譜在2θ=45?處出現了對應于α-Fe相(110)面的衍射峰,即已經析出了α-Fe相,與DSC分析結果相一致.750 K一步退火以及660 K+750 K兩步退火后合金的XRD圖譜也在2θ=45?處出現了對應于α-Fe相(110)面的衍射峰,合金發生部分晶化.晶化后合金的XRD圖譜中同時也存在漫散射峰,表明合金為非晶/納米晶兩相復合結構.根據謝樂公式[14],合金的平均晶粒尺寸D與衍射峰的半高寬成反比,

其中K為謝樂常數,λ為X射線波長,β為衍射峰的半高寬值,θ為衍射峰的角度.由此算得750 K 5 Min一步退火以及660 K預退火5,10及15 Min+750 K 5 Min兩步退火后的納米晶合金的平均晶粒尺寸D分別為19.6 nm和15.3 nm,17.7 nm及23.1 nm,且衍射峰強度逐漸增強.說明相比于一步退火而言,增加合適時間的預退火的兩步退火可以起到細化晶粒,提高結晶度的作用.并且隨著預退火時間延長,納米晶α-Fe晶粒尺寸增大.

圖3為FeBPCu合金淬態和經預退火處理后的穆斯堡爾譜及超精細場分布.從圖3(a)中可以看出,所有穆斯堡爾譜為典型的展寬六線譜,說明合金在660 K下預退火時間不超過20 Min時仍保持非晶結構,與XRD結果相印證.

圖2 (網刊彩色)FeBPCu合金淬態及退火態試樣的XRD圖譜Fig.2.(color online)XRD patterns ofMelt spun and p re-annealed Fe80.8B10P8Cu1.2alloy ribbons.

圖3 (網刊彩色)FeBPCu合金淬態及預退火的(a)穆斯堡爾譜及(b)超精細場分布Fig.3. (color on line)M?ssbauer spectra(a)and corresponding hyperfine field distributions(b)of FeBPCualloy ribbons both Melt spun and p re-annealed.

采用Gonser等[15]的方法,可以將穆斯堡爾譜分解為對應不同平均Fe-Fe配位數的4個子譜,子譜的相對面積代表相應的配位數出現的概率.同時,本文采用高斯分布將超精細場分布擬合成4個子峰,代表FeBPCu合金中存在4種不同的Fe原子近鄰結構,如圖3(b)所示.已有研究表明[16],在Fe含量為72%—84%的Fe基非晶合金中摻雜sp元素時,其超精細場值與相同成分的晶體的超精細場值極為近似.合金的超精細場隨著近鄰原子環境的變化而變化,從而通過超精細場的波動可以探究非晶合金在弛豫過程中Fe原子近鄰結構的種類及變化.經預退火處理后,在結構弛豫初期合金非晶基體中殘余內應力以及過剩自由體積的排出引起了拓撲短程有序結構的重排.因此,淬態與預退火態的超精細場有較大差異,而預退火態的超精細場的輕微波動主要是由于后期弛豫過程中化學短程有序結構的不同產生的.

早在1979年,Vincze等[17]通過穆斯堡爾譜研究發現在Fe100?xBx(15≤ x≤ 25)非晶合金中超精細分布的變化是由于3種不同Fe-B配位關系以及Fe團簇的相對含量的變化引起的.根據Panissod等[16]針對非晶合金的超精細場研究以及其他的后續研究[9,18],我們可以發現非晶基體中類FeB和類Fe3P化學短程有序結構的存在是形成如圖3(b)中峰位值為10—15 T和21 T子峰的主要原因.由于晶體Fe3B的超精細場值為25.8 T,Torrens-Serra等[19]和Cesnek 等[20]分別在研究FeNbBCu和FeMoBCu非晶/納米晶體系時指出,超精細場峰值為24—26 T的子峰對應類Fe3B結構.因此,圖3(b)中峰位值約為25 T的子峰的出現可歸因于FeBPCu非晶基體中類Fe3B結構的化學短程有序結構的存在.眾所周知,純α-Fe相的超精細場值為33 T;而當α-Fe相中含有少量間隙原子B,即形成α-Fe(B)相時,其超精細場值為30 T[19].從而圖3(b)中峰位值約為29 T的子峰可對應于類α-Fe結構的富Fe團簇,由于其在非晶基體中并不是嚴格按照bcc型排列,且含有微量的B,導致磁交換相互作用降低,使超精細場有所減小.

圖4 (網刊彩色)圖3(b)超精細場分布中四個子峰的峰位值和相對面積隨預退火時間的變化Fig.4.(color on line)Changes of peak position and area ratio correspond ing to the hyperfine field d istributions in Fig.3(b)With the p rolongation of the p re-annealing tiMe:(a)FeB like cheMical short-range order;(b)Fe3P like cheMical short-range order;(b)Fe3B like cheMical short-range order;(d)α-Fe like clusters.

圖4為超精細場分布中四個子峰的峰位值和相對面積隨預退火時間的變化曲線,其反映了預退火引起的非晶基體中Fe原子近鄰結構的變化趨勢.結合圖4(a),圖4(c)與圖4(d)可以看出,隨著預退火時間的增加,FeBPCu合金的基體中類Fe3B化學短程有序結構的相對峰面積逐漸減小,而類FeB型結構和Fe團簇逐漸增多,這說明FeBPCu合金在預退火過程中類Fe3B化學短程有序結構向類FeB結構轉變,并且剩余的Fe原子擴散至非晶基體中導致類α-Fe團簇的數密度增加.已有研究表明[10,21],若Fe原子的第一近鄰配位原子層存在Cu和Nb等非磁性過渡金屬原子時,其低場區(10—15 T)中心Fe原子的磁超精細場會大幅度降低.因此,低場峰的峰位值的變化可顯示出Cu原子的遷移情況.如圖4(a)所示,隨著弛豫時間的延長,低場峰的峰位值明顯從11.6 T增加至13.7 T,說明在第一近鄰殼層中具有Cu原子的Fe原子數量明顯減小,Cu原子逐漸從Fe的近鄰原子殼層中分離,由富Fe區向貧Fe區遷移,形成Cu富集區.這與Takeuchi和Inoue[22]提出的混合焓理論一致,由于Fe與Cu之間存在較大的正混合焓(+13 kJ/Mol),Cu與非晶合金基體中的Fe在結構弛豫過程中具有較大的分離趨勢.同時,文獻[7,23]指出,因為Cu與P之間混合焓為?9 kJ/mol,在含有Cu與P的非晶合金中具有Cu-P配位關系,并存在CuP團簇.如圖4(b)所示,類Fe3P化學短程有序結構的子峰相對面積隨預退火時間的延長明顯減小.由于在FeBPCu合金中P只能與Fe,Cu形成配位關系,而Fe-P配位關系數量在預退火過程中的明顯減小,說明Cu原子在偏聚過程中不斷吸引P原子形成Cu-P配位關系,間接反映了CuP團簇形成及長大的過程.這與Wang等[24]的從頭算分子動力學模擬以及Makino[25]的三維原子探針分析結果一致.CuP團簇在納米晶化過程中可以為α-Fe的析出提供異相形核位置,細化α-Fe納米晶晶粒[7,23?25].因此,我們可以通過預退火結構弛豫調控FeBPCu合金中CuP團簇的數量來實現納米晶化退火過程中更多更細的α-Fe納米晶粒的析出.與此同時,基體中類α-Fe團簇的增多也為細化納米晶粒、提高晶化體積分數提供了有利條件.

圖5為FeBPCu合金在660 K下預退火25Min時的穆斯堡爾譜及其超精細場分布.如圖5(a)所示,與前文非晶合金六線譜不同的是該譜的2,5及6峰發生了劈裂,這表明此時合金中出現了部分晶化相.圖5(b)的超精細場分布在33 T的位置出現了明顯的峰,這說明該試樣具有α-Fe晶相、非晶基體相雙相復合結構,這與上文中DSC和XRD分析結果是一致的.

圖5 (網刊彩色)FeBPCu合金預退火25 Min的(a)穆斯堡爾譜及(b)超精細場分布Fig.5.(color on line)M?ssbauer spectra(a)and correspond ing hyperfine field distribu tions(b)of the FeBPCu alloy ribbon p re-annealed for 25 Min.

圖6(a)為FeBPCu合金淬態及預退火態試樣的B-H回線,其BS和HC隨預退火時間的變化關系如圖6(b)所示.與淬態相比,預退火5Min的非晶合金中殘余內應力以及過剩自由體積排出,導致合金結構畸變減小,增強了Fe-Fe磁交換相互作用,使Fe的平均磁矩增加,從而引起了BS大幅度增加;當預退火時間為5—20 Min時,合金內主要進行原子的緩慢擴散遷移,類Fe3B化學短程有序結構向FeB結構轉變以及形成CuP團簇的過程中,導致Fe-Fe配位數增加,Fe團簇增多,磁交換相互作用增強,使BS緩慢增加;而當預退火時間達到25Min時,BS的增加主要是由于α-Fe納米晶的析出.矯頑力的變化主要是由磁各向異性的改變所造成的,非晶合金在預退火過程中發生了拓撲結構弛豫,改善了磁各向異性,這是預退火5 Min時合金HC急劇下降的主要原因.而進一步延長退火時間,各組元發生原子遷移重排,非晶基體的成分不均勻性增加,導致磁各向異性增加,引起HC緩慢增加.當預退火溫度達到25 Min時,非晶合金基體中析出部分α-Fe納米晶粒,其內部磁各向異性大大增加,從而使HC驟然升高.

圖7(a)為FeBPCu合金一步退火態及兩步退火態試樣的B-H回線,其BS和HC隨預退火時間的變化關系如圖7(b)所示.值得注意的是,與傳統一步退火工藝相比,預退火后的非晶試樣在晶化后其BS從1.66 T逐漸上升至1.73 T.非晶/納米晶雙相復合結構的BS由下式計算得到[26]:

式中,Bsc和BSA分別為結晶相和非晶相的飽和磁感應強度,R為結晶度.由于Bsc遠遠大于BSA,故α-Fe相的結晶度R越高,合金的BS越大.因此,伴隨著預退火時間的延長,非晶基體中CuP團簇的增多以及Fe原子的富集,有利于α-Fe晶相析出、納米晶體積分數增大,導致BS的提升.而HC隨著預退火時間的延長先從15.41 A/m減小至14.27 A/m后,再逐步增大至20.45 A/m.根據Herzer[27]的隨機各向異性模型,HC∝D6,D為納米晶平均晶粒尺寸.從圖7(b)中可以看出,5—10 Min內適當的預退火處理可以顯著地降低HC,其主要原因是在弛豫過程中,形成更多的有益的CuP團簇為α-Fe納米晶的析出提供了更多的異相形核位置,而形核位置增多導致其在晶化過程中周圍Fe相對含量降低,從而細化納米晶尺寸.而過度的預退火處理,引起非晶基體中成分不均勻性增加,Fe原子的過度富集會導致合金在晶化過程中納米晶的生長率大于形核率,從而引起納米晶之間的合并粗化,使HC急劇增加,最終惡化合金的磁性能.這與XRD分析結果一致.

圖6 (網刊彩色)FeBPCu合金淬態及預退火態的B-H回線(a)以及BS與HC隨預退火時間t的變化(b)Fig.6.(color on line)B-H curves of FeBPCu alloy ribbons both Melt spun and pre-annealed(a)and BSand HCversus p re-annealing tiMe(b).

圖7 (網刊彩色)FeBPCu合金兩步退火晶化后的B-H回線(a)以及BS與HC隨預退火時間t的變化(b)Fig.7.(color on line)B-H cu rves of FeBPCu alloy ribbons With two-step annealing crystallization(a)and BSand HCas a function of the p re-annealing tiMe(b).

綜上所述,FeBPCu合金先在660 K下進行5—10 Min的預退火處理后再在750 K下進行5 Min的晶化退火處理,可得到分布最優、尺寸最小的α-Fe納米晶相.

4 結 論

Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金在660 K下預退火5,10,15,20和25 Min,非晶合金的微觀結構具有明顯的差異.超精細場研究表明,伴隨著預退火時間的延長,非晶基體中的類Fe3B化學短程有序結構逐漸向類FeB結構轉變,并且剩余的Fe原子擴散至非晶基體中,增加了Fe團簇的數量.同時,低場峰峰位值的逐漸增大和Fe-P配位數量的減少表明了部分Cu原子逐漸脫離了Fe中心原子的近鄰第一殼層,并由于Cu原子與P原子的相互吸引形成Cu-P配位關系,最終導致了CuP團簇的數量增多.CuP團簇的存在在納米晶化過程中為α-Fe納米晶的析出提供更多異相形核位置,并且細化納米晶尺寸.

在750 K下進行5 Min的晶化處理前Fe80.8B10P8Cu1.2非晶合金在660 K下預退火5—10 Min可以獲得綜合軟磁性能最優的非晶/納米晶合金.因此,適當時間的預退火處理可以優化納米晶合金的軟磁性能,而過長時間的預退火處理會引起非晶基體中成分不均勻性增加,導致晶化過程中α-Fe納米晶的粗化,反而惡化合金的軟磁性能.

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PACS:75.50.–y,75.50.Bb,76.80.+y,81.40.RsDOI:10.7498/aps.66.167501

*Pro ject supported by National Nature Science Foundation of China(G rant No.51571115),the Six Talent Peaks Pro ject of Jiangsu Province,China(G rant No.2015-XCL-007)and the Priority AcadeMic PrograMDevelopMent of Jiangsu Higher Education Institu tions,China.

?Corresponding author.E-Mail:yingang.wang@nuaa.edu.cn

E ff ects of relaxation tiMe on local structu ral and Magnetic p roperties of Fe80.8B10P8Cu1.2aMorphous alloy?

Cao Cheng-Cheng Fan Jue-Wen Zhu Li Meng Yang Wang Yin-Gang?

(College ofMaterials Science and Technology,Nanjing University of Aeronautics and Astronautics,Nanjing 210016,China)

10 May 2017;revised Manuscrip t

7 June 2017)

Over past decades,Fe-based aMorphous and nanocrystalline alloys have aroused a popular research interest because of their ability to achieve high saturation Magnetic fl ux density and loWcoercivity,but the MechanisMs for Modifying annealing-induced magnetic properties on an atoMic scale in amorphousmatrix due to structural relaxation has not been enough understood.In this work,we study the eff ects of pre-annealing tiMe on local structural and Magnetic properties of Fe80.8B10P8Cu1.2amorphous alloy to exp lore themechanisMs for structural relaxation,particu larly the evolution of cheMical short range order.The alloy ribbons,both melt spun and annealed,are characterized by diff erential scanning caloriMetry,X-ray diff ractoMetry,M?ssbauer spectroscopy and MagnetoMetry.TheMagnetic hyperfine field distribution ofM?ssbauer spectruMis decoMposed into four coMponentsadopting Gaussian distributionswhich represent FeB-,Fe3P-,Fe3B-andα-Fe-like atoMic arrangeMents,respectively.The fluctuation ofmagnetic hyperfine field distribution indicates that accoMpanied With the aggregation of Fe atoMs,the aMorphous structures in soMe atoMic regions tend to transforMfroMFe3B-to FeB-like cheMical short-range order With the p re-annealing time increasing,but the amorphousmatrix begins to crystallize when the pre-annealing tiMe reaches 25 Min.Before crystallization,the spin-exchange interaction between Magnetic atoMs is strengthened due to the increase of the number of Fe clusters and the structure coMpaction.Thus,saturation magnetic flux density increases gradually,then shows a drastic rise when there appearα-Fe grains in the amorphousMatrix.Coercivity fi rst declines to a MinimuMafter 5 Min pre-annealing and then increases drastically.This is attributed to the fact that excess free voluMe and residual stresses in theMelt spun saMp le are released out during previous pre-annealing,which can weakenmagnetic anisotropy signifi cantly,while the subsequent p re-annealing destroys the hoMogeneity of aMorphousMatrix,resu lting in the increase ofMagnetic anisotropy.In addition,the separation of Cu atoMs froMthe fi rst near-neighbor shell of Fe atoMs and the obvious decrease in the Fe-P coordination number suggest the forMation of CuP clusters,which can p rovide heterogeneous nucleation sites forα-Fe and contribute to the grain refineMent.Therefore,through controlling the pre-annealing tiMe,we successfully tune the content values of CuP and Fe clusters in the amorphousmatrix to promote the p recipitation ofα-Fe and refine grains during crystallization.For Fe80.8B10P8Cu1.2nanocrystalline alloy,an enhanceMent of soft Magnetic properties is achieved by a pre-annealing at 660 K for 5–10 Min followed by a subsequent annealing at 750 K for 5 Min.

structural relaxation,M?ssbauer spectroscopy,cheMical short-range order,soft magnetic properties

10.7498/aps.66.167501

?國家自然科學基金(批準號:51571115)、江蘇省“六大人才高峰”項目(批準號:2015-XCL-007)和江蘇高校優勢學科建設工程資助的課題.

?通信作者.E-Mail:yingang.wang@nuaa.edu.cn

?2017中國物理學會C h inese P hysica l Society

http://Wu lixb.iphy.ac.cn