稀土元素La对Mg-Hg-Ga阳极材料组织与腐蚀电化学性能的影响

邓　敏，王日初，冯　艳，王乃光（.中南大学 材料科学与工程学院，长沙 40083；.中南大学 冶金与环境学院，长沙 40083）

稀土元素La对Mg-Hg-Ga阳极材料组织与腐蚀电化学性能的影响

邓敏1，王日初1，冯艳1，王乃光2
（1.中南大学 材料科学与工程学院，长沙 410083；2.中南大学 冶金与环境学院，长沙 410083）

利用扫描电镜（SEM）、X射线衍射（XRD）分析稀土元素La对Mg-Hg-Ga阳极材料显微组织的影响，并采用恒电流放电、动电位极化扫描、交流阻抗法、阳极效率测试和化学浸泡法研究La对Mg-Hg-Ga阳极材料腐蚀电化学性能的影响。结果表明：La的添加能使Mg-Hg-Ga合金晶粒细化，大量的Mg17La2和LaHg6相聚集在晶界处呈网状分布。随着La含量的升高，合金电化学活性下降，耐腐蚀性能先降低后增加，阳极效率先下降后升高，Mg-Hg-Ga-2％La合金的析氢速率为17.92 mL/（cm2·h），阳极效率为50.3％；而Mg-Hg-Ga-6％La合金的析氢速率仅为0.45 mL/（cm2·h），阳极效率为82.5％。这是因为随着La含量的升高，合金中新增的Mg17La2和LaHg6相为弱阴极性相，与α-Mg之间形成的腐蚀原电池驱动力较小，从而抑制镁基体的腐蚀。

Mg-Hg-Ga合金；显微组织；电化学性能；阳极效率

海水电池是指以海水作为电解质的化学电源[1]。根据不同使用目的，海水电池有多种类型，如鱼雷等大功率水下武器装备的动力电池、水中探测仪器用长周期小功率类电池以及水下航行体的动力电池等[2-3]。镁的密度低（1.74 g/cm3），比强度高，比容量高，仅次于锂和铝的（2200 A·h/kg）[4-5]。相对于其他大多数金属来说，镁的标准电位更负，为-2.375 V[6]，且具有较为稳定的腐蚀速度以及良好的活性，能够保证其在中性的海水中迅速溶解以提供大的电流密度。因此，镁被广泛应用于海水电池阳极材料中。国外对镁合金阳极材料的研究较早, 目前研究较为成熟的有AP65 （Mg-6％Al-5％Pb）、MTA75（Mg-7％Tl-5％Al）和Mg-Hg合金；国内对海水电池用镁合金阳极材料的研究主要集中于中南大学，FENG等[7-8]研制出的Mg-Hg-Ga合金具有很高的电化学活性，其平均电位可达-1.989 V，适用于大功率海水电池用阳极材料。镁合金在海水电池领域已得到广泛应用，但是仍存在自腐蚀速率大、阳极利用率低等问题，因此，通常需要采用合金化的方法对其进行性能优化。

稀土元素在镁合金中能与镁进行很好的合金化[9-10]。在镁合金中加入稀土元素可以达到细化晶粒的效果，并因此改善合金的耐腐蚀性能。此外，稀土元素作为合金元素添加到镁合金时，能够通过强化内部阴极相的控制以及改变合金内部腐蚀层结构来改善合金的耐腐蚀性能[11]。有研究表明[12-13]，在AM50镁合金中加入稀土元素Nd和Gd能够降低β-Mg17Al12的含量，从而抑制微电偶腐蚀，使合金的腐蚀抗力得到提高。JIA等[14]研究了稀土元素Y对AZ91合金腐蚀行为的影响，结果发现添加适量的Y（0.3％～0.9％，质量分数）能够抑制合金在3.5％ NaCl溶液中的阴极反应速率，同时改善合金的钝化能力，从而提高合金的腐蚀抗力。SHEN等[15]对添加Ce和La的等离子电子氧化AZ31镁合金进行了研究，结果表明添加Ce和La可以使合金的稳定电位及腐蚀抗力都得到明显提高。ZHANG等[16]在AM60合金中添加不同含量的稀土元素Nd，建立了合适的组合模型来描述合金的电偶腐蚀速率，结果表明合金的腐蚀速率随着Nd含量的增加而降低，因为Nd的添加能够使合金晶粒细化并且产生不同形状的稀土相Al11Nd3。

有关稀土元素对Mg-Hg-Ga合金性能影响的研究尚未见报道，因此，本文作者对添加不同含量La元素的Mg-Hg-Ga合金进行研究，分析探讨La对Mg-Hg-Ga合金组织及电化学性能的影响。

1　实验

1.1试样制备

实验原材料采用纯度为99.99％的Mg、99.99％的Ga和Mg-20％Hg中间合金，La元素以Mg-30％La中间合金形式加入。采用传统熔炼法制备实验所需稀土镁合金材料，熔炼温度为720℃，采用覆盖剂保护熔体，待纯镁锭熔化后加入中间合金，升温至760℃，保温10 min，而后浇于水冷铜模中。实验合金的实际成分如表1所列。

1.2显微组织观察与物相分析

将试样用金相砂纸打磨、抛光，在Quanta-200型扫描电子显微镜下观察其显微组织，通过能谱分析法（EDS）确定各试样显微组织中合金元素的含量和分布，采用D/Max 2550型X射线衍射仪鉴定合金的物相组成。

1.3析氢腐蚀速率测定

采用化学浸泡法测试试样的自腐蚀速率。样品经镶样粉镶样并保留在10mm×10mm的工作面上，经金相砂纸打磨后置于3.5％ NaCl溶液中浸泡，每隔1 h记录氢气析出量。

1.4电化学性能检测

将试验样品用铜导线捆绑制备成工作电极，保留测试面为10mm×10mm的正方形，非测试面用牙托粉密封。采用标准三电极体系在CHI660D型电化学工作站上对样品进行电化学测试，参比电极为饱和甘汞电极（SCE），工作电极为镁合金阳极，辅助电极为铂电极，实验所用电解液为3.5％ NaCl溶液（质量分数）。动电位极化曲线扫描速度为1 mV/s，扫描电压范围为-2.2～-1.3 V；恒电流极化曲线测定在180 mA/cm2电流密度下进行，放电时间为600 s；交流阻抗测试在开路电位下进行，扰动电压为5 mV，频率范围为1×105～ 0.05 Hz，并用Zview软件拟合得到交流阻抗谱。

大电流密度下（如180和300 mA/cm2）恒电流放电过程中电极的阳极效率测试常用来研究大功率、短时间服役的海水电池阳极的放电行为[17]，其定义为放电过程中电极的理论质量损失在实际质量损失中所占的分数，因此，可以采用以下公式计算恒电流放电过程中镁合金阳极的阳极效率η[18]：

式中：m0为实际质量损失，可通过实验测得；mt为理论质量损失，根据式（2）计算[18]：

式中：I为外加阳极电流密度；t为放电时间；F为法拉第常数；wi为第i种合金元素的质量分数；xi为第i种合金元素的原子质量；ni为第i种合金元素的化合价，其中镁为+2价，Hg为+2价，Ga为+3价，La为+3价。实验前先称量试样的初始质量，然后在180 mA/cm2电流密度下放电1 h，去除腐蚀产物后称量以得到最终质量，由此可得出试样的实际质量损失m0，再由式（1）计算出试样的阳极效率。

2　结果与讨论

2.1La元素对Mg-Hg-Ga合金显微组织的影响

图1所示为各合金试样SEM像。从图1中可以看出，La元素的添加使Mg-Hg-Ga合金组织产生细化，随着La含量的增加第二相在晶界处的析出量有所增加并且聚集于晶界处呈网状分布。Mg-Hg-Ga-La合金显微组织由灰黑色的基体相与白色第二相组成，表2所列为图1各点能谱分析结果，可以看出灰黑色基体中Mg含量很高，都在90％（摩尔分数）以上，而白色相中合金元素的含量很高；从图1（d）和（f）放大的显微组织图中可以看出，Mg-Hg-Ga-2％La合金晶界处第二相仅由片状的单相组成，而Mg-Hg-Ga-6％La合金第二相由片状及针状的两相共同组成。

图2所示为Mg-Hg-Ga-La合金的XRD谱，Mg2Hg相和Mg17La2相的衍射峰很接近，但是由于合金中La含量不同，分析可知当La含量为2％时第二相为Mg2Hg，而当La含量增加到6％时第二相为Mg17La2和LaHg6，这与SEM结果保持一致。在合金的熔炼过程中，La元素容易富集在固体/液体界面从而使合金的成分过冷增大，致使二次枝晶增多，枝晶间距减小，晶粒得到细化[19]；此外，La元素的富集及其与其他元素形成的第二相在晶界处的偏聚都会抑制α-Mg晶粒的生长过程，使镁合金晶粒变得更加细小[11]。La元素的原子半径为0.188nm，与镁的相差17.3％；电负性为1.10，与镁的相差0.21（小于0.4），因此，La在镁中有较大的固溶度，能够与镁形成第二相，分布在晶界处，并且减少Mg2Hg相的数量。

2.2稀土元素La对Mg-Hg-Ga合金电化学性能的影响

图3所示为180 mA/cm2电流密度下各镁合金阳极材料的电位-时间曲线。由图3可以看出，La元素的添加会使Mg-Hg-Ga合金阳极在180 mA/cm2电流密度下电位正移。合金的电化学活性与电位有关，电位越负，合金的电化学活性越强[20]。根据电位-时间时间曲线可以计算出试样的平均电位。表3所列为根据动电位极化曲线计算出的腐蚀电流密度及腐蚀电位。从表3可以看出，随着La含量的增加，试样的平均电位逐渐出现较大的正移，La含量6％合金的平均电位最正，但电化学活性很差，且放电不平稳。随着时间的延长，添加La的各合金试样都出现不同程度的极化现象。与放电曲线平稳的Mg-Hg-Ga合金相比，La元素的添加会使合金放电电位不稳定。平均电位按由

正到负的顺序为：Mg-Hg-Ga-6％La、Mg-Hg-Ga-4％La、Mg-Hg- Ga-2％La、Mg-Hg-Ga-1％La、Mg-Hg-Ga。Mg-Hg-Ga合金阳极的电化学活性与其第二相的尺寸、分布、数量以及α-Mg基体中固溶的合金元素有关[20-21]。大小均匀、数量适中的第二相粒子能使镁阳极表现出良好的电化学活性[22]；此外，合金中第二相粒子连续地分布在晶界处，引起晶界的局部活化、优先溶解，表面溶解的均匀性较差，使得镁阳极的活性下降。镁合金阳极的活化溶解开始于阴极性的第二相与α-Mg基体构成的腐蚀原电池，而后依靠活化元素Hg和Ga随Mg基体溶解后沉积到电极表面，一方面沉积层能够剥离Mg表面的氧化膜，造成阳极电位负移；另一方面，沉积层能够与α-Mg基体形成镁汞齐[23]从而促进活化溶解。由表2可以看出，随着La含量的增加，α-Mg基体中固溶的活化合金元素Hg和Ga的含量都降低，使得阳极溶解过程中合金元素的溶解-再沉积过程减弱，阳极表面生成的腐蚀产物膜难以被剥落，阳极电位正移、活性降低。此外，随着La含量升高，合金中第二相粒子数量增加、体积增大，也是造成稀土Mg-Hg-Ga合金阳极活性下降的原因之一。

图1　不同La含量Mg-Hg-Ga合金的SEM像Fig.1　SEM images of Mg-Hg-Ga alloys with different contents of La：（a）Mg-Hg-Ga；（b）Mg-Hg-Ga-1％La；（c）Mg-Hg-Ga-2％La；（d）Enlarged view of （c）；（e）Mg-Hg-Ga-4％La；（f）Mg-Hg-Ga-6％La；（g）Enlarged view of （f）

表2　图1中各点能谱成分分析结果Table 2　EDS analysis results of compositions of different points shown in Fig.1

图2　Mg-Hg-Ga-La合金试样的XRD谱Fig.2　XRD patterns of Mg-Hg-Ga-La alloy samples

图4所示为不同成分试样在开路电位下的电化学阻抗谱（其中：Z为阻抗；f为频率；Z′为阻抗实部；Z″为阻抗虚部）。根据图4所示的Nyquist图可知：Mg-Hg-Ga合金在高频段具有由活化极化所引起的容抗弧，该容抗弧与双电层电容Cdl-T和电荷转移电阻Rt有关，而在低频段存在由电极表面吸附离子Mg2+和氧化物所引起的感抗弧[24]；而Mg-Hg-Ga-4％La合金在整个频率范围内仅存在一个与双电层电容Cdl-T和电荷转移电阻Rt有关的容抗弧，表明该合金电极表面过程仅由离子交换控制[25]。

根据UDHAYAN等[26]关于镁合金电极界面反应模型的讨论以及图4所示的Nyquist图和Bode图，建立两种合金电极反应的等效电路图如图5所示。其中，Rs为电极表面电解液电阻；为了得到更准确的拟合结果，双电层电容Cdl-T采用常相位角原件代替，其电容为Q；Rt为法拉第反应的电荷转移电阻；RL为电极表面吸附离子和氧化物引起的电阻；L为电极表面吸附的未完全得到电子的Mg原子生成的Mg+和氧化物引起的感抗[24]。常相位角元件的阻抗（Z）由公式Z（jω）=（Y0）-1（jω）-n定义。其中：Y0为常数系数；j为虚部集；n为弥散系数，随多相合金的变化而变化；ω为角加速度频率。采用Zview软件拟合得到各试样的电化学元件参数（见表4）。从表4可以看出：Mg-Hg-Ga合金的电荷转移电阻为67.2 Ω·cm2，双电层电容Cdl-T为1.9×10-5F·cm-2，而添加La元素的Mg-Hg-Ga-4％La合金电荷转移电阻为297.4 Ω·cm2，双电层电容Cdl-T为1.4×10-5F·cm-2。小的电荷转移电阻及较大的界面双电层电容表明，该合金具有较小的电荷传递阻力，电极反应迅速，电化学活性更好[8]，因此，添加La后Mg-Hg-Ga合金的电化学活性将会下降，这与由图3所示的恒电流放电曲线结果一致。

2.3稀土元素La对Mg-Hg-Ga合金耐腐蚀性能的影响

为了研究稀土元素对Mg-Hg-Ga合金阳极材料电化学腐蚀性能的影响，对添加不同含量稀土元素的Mg-Hg-Ga合金进行动电位极化扫描实验。图6所示为实验所得动电位极化扫描曲线。由图6可知，合金的极化曲线为典型的Tafel曲线。实验过程中，不断有黑色的腐蚀产物从试样表面剥落，且无钝化现象发生，这与汞齐的活化过程是一致的[27-28]。腐蚀电位随着La含量的增加而不断正移，表明合金在强阳极极化过程中的活性随着La含量增加而不断降低。腐蚀电流密度由大到小的顺序为Mg-Hg-Ga-2％La、Mg-Hg-Ga-1％La、Mg-Hg-Ga-4％La、Mg-Hg-Ga-6％La、Mg-Hg-Ga。添加La的合金中Mg-Hg-Ga-2％La的腐蚀电流密度最高，为2.487 mA/cm2；Mg-Hg-Ga-6％La的腐蚀电流密度最低，为0.133 mA/cm2；腐蚀电流密度越低，材料的耐腐蚀性能越好，因此可知，随着La含量的增加合金耐腐蚀性能大大降低，但是当La含量高于2％后耐腐蚀性能又出现很大程度的提高。

表3　不同La含量的Mg-Hg-Ga合金的性能参数Table 3　Performance parameters of Mg-Hg-Ga alloys with different contents of La

图4　不同合金的Nyquist图和Bode图Fig.4　Nyquist figure（（a）, （c））and Bode figure（（b）, （d））of different alloys：（a）, （b）Mg-Hg-Ga；（c）, （d）Mg-Hg-Ga-4％La

图5　不同合金的等效电路图Fig.5　Equivalent circuits of different alloys：（a）Mg-Hg-Ga；（b）Mg-Hg-Ga-4％La

表4　拟合不同合金的电化学参数Table 4　Electrochemical parameters obtained by fitting analysis of different alloys

图6　不同La含量的Mg-Hg-Ga合金的动电位极化曲线Fig.6　Polarization curves of Mg-Hg-Ga alloys with different contents of La

在镁合金阳极材料中，Mg基体和第二相之间存在电位差，它们的腐蚀电偶序不同，当镁合金阳极材料浸泡在一定浓度的氯化钠溶液中，两者将形成一组微观原电池，发生析氢反应，并且一定时间内金属发生电偶腐蚀程度与其析出的氢气量成正比关系，因此可以通过阳极材料的析氢速率来反应它的自腐蚀速率。图7所示为添加不同含量稀土元素的Mg-Hg-Ga阳极材料的析氢量。由图7可以看出，氢气的析出量与时间成正比，并且它们的析氢速率一定时间段内几乎不变。由表3可以看出，随着La含量的增加，腐蚀速率先增加而后出现很大程度的降低，含La 2％的合金的析氢腐蚀速率最大，为17.92 mL/（cm2·h），而对于La含量最高（6％）的合金，其析氢腐蚀速率仅为0.45 mL/（cm2·h）。对比可知，添加La后Mg-Hg-Ga合金的电化学腐蚀性能与析氢腐蚀得出的规律保持一致。

图8（a）所示为Mg-Hg-Ga-6％La合金在3.5％ NaCl溶液中浸泡10 min后洗去表面腐蚀产物的表面形貌二次电子像。可以看出合金表面产生点蚀坑，说明有点蚀发生。镁合金阳极表面存在一层氧化膜，氧化膜的致密度可以表示为α=V0/Vm。其中：V0为氧化物分子体积；Vm为形成该氧化物的金属原子体积[7]。Mg 的α值小于1，氧化物疏松多孔，因此很容易造成点蚀。此外，第二相与基体之间的微电池反应也是造成点蚀的原因之一。图8（b）和（c）所示分别为Mg-Hg-Ga-2％La合金及Mg-Hg-Ga-6％La合金浸泡1 h后腐蚀截面的背散射SEM像，对比可知Mg-Hg-Ga-2％La合金腐蚀截面存在很大的凹坑，腐蚀较深，局部腐蚀严重，而Mg-Hg-Ga-6％La合金腐蚀截面只有较小的腐蚀坑，腐蚀相对均匀，说明Mg-Hg-Ga-6％La合金的耐腐蚀性能较Mg-Hg-Ga-2％La合金的更好。

图7　不同La含量的Mg-Hg-Ga合金析氢曲线Fig.7　H2evolution curves of Mg-Hg-Ga alloys with different contents of La

析氢腐蚀的动力主要来源于材料表面的腐蚀原电池。本实验中所用Mg合金阳极材料其腐蚀原电池发生在第二相和镁基体之间，含合金元素较多的第二相充当阴极[29]，镁基体充当阳极。因此，第二相的种类以及数量对合金析氢腐蚀性能有重要的影响。第二相数量越多，腐蚀反应发生的区域也越多，腐蚀速率更高；第二相阴极性更强，与镁基体组成微电池的电位差越大，腐蚀驱动力更大，腐蚀速率也更快[8]。对于添加La元素的Mg-Hg-Ga合金阳极，随着La含量的增加，晶界处析出的第二相数量也增加，进而导致腐蚀速率的增加。然而由XRD及SEM分析结果可知，随着La含量的进一步增加（＞2％），晶界处第二相的数量不再有明显的增加趋势，但是新生的Mg17La2和LaHg6相取代了La含量低时的Mg2Hg相。Mg是一种电负性很负的金属，其标准氢电极电位为-2.372 V[30]，Hg的为0.793 V[30]，La的为-2.379 V[30]，它们之间形成的金属间化合物Mg17La2和LaHg6的电极电位负于Mg2Hg的，为弱阴极性相，使得其与α-Mg基体之间的电势差减小，腐蚀原电池驱动力减少，因此，腐蚀速率反而出现很大程度的降低，耐腐蚀性能大幅提高。此外，添加的稀土La能与O反应生成不连续的La2O3钝化保护膜，改变合金的腐蚀结构层，从而提高耐腐蚀性能[31]。

图8　Mg-Hg-Ga-La合金腐蚀形貌Fig.8　Corrosion morphologies of Mg-Hg-Ga-La alloy：（a）SEM image of Mg-Hg-Ga-6％La surface；（b）Cross-section BESEM image of Mg-Hg-Ga-2％La；（c）Cross-section BESEM image of Mg-Hg-Ga-6％La

2.4稀土元素La对Mg-Hg-Ga合金阳极效率的影响

图9　不同合金试样在3.5％ NaCl溶液中于180 mA/cm2电流密度下放电1 h并去除腐蚀产物后电极表面SEM像Fig.9　SEM images on surface of different alloys at current density of 180 mA/cm2for 1 h after removing discharge products：（a）Mg-Hg-Ga-2％La；（b）Mg-Hg-Ga-6％La

表5所列为根据实验结果计算所得各合金试样的阳极效率。从表5可以看出，试样的阳极效率随着La含量的增加先降低后升高。镁合金阳极的阳极效率与放电过程中电极表面的析氢副反应和金属颗粒的脱落程度有关，析氢副反应越慢、金属颗粒的脱落越少，单位质量的电极就能提供更多的电子用于形成电流，阳极材料的阳极效率便会越高。图9所示为在180 mA/cm2电流密度下恒电流放电1 h并去除腐蚀产物后合金阳极的表面形貌二次电子像。从图9可以看出，Mg-Hg-Ga-2％La合金电极表面存在很多凹坑，表明电极放电过程中由于存在的Mg2Hg相为强阴极性相，使得电极表面局部溶解现象严重，导致大块金属颗粒从电极表面脱落，单位质量的电极能够提供的用于形成电流的电子数减少，从而导致其阳极效率降低；而Mg-Hg-Ga-6％La合金的表面平坦，合金中晶界处的第二相为弱阴极性相Mg17La2和LaHg6，因此其在放电过程中腐蚀溶解均匀且没有大块金属颗粒脱落，使得其阳极效率较高。

表5　不同La含量的Mg-Hg-Ga合金在180 mA/cm2电流密度下的阳极效率Table 5　Anodic efficiencies of Mg-Hg-Ga alloys with different contents of La at current density of 180 mA/cm2（η, ％）

3　结论

1）Mg-Hg-Ga合金中添加La元素能使合金组织细化，第二相聚集在晶界处呈网状分布且数量增多，α-Mg基体中固溶的活化元素Hg和Ga的量减少，La含量较低时合金中主要析出相为Mg2Hg，而La含量较高（＞2％）时为Mg17La2和LaHg6。

2）随着La含量的升高Mg-Hg-Ga合金放电活性逐渐下降；耐腐蚀性能先降低后增加，阳极库伦效率先下降后升高，这是因为：La含量较低时晶粒细化、第二相增多造成腐蚀反应发生区域增加，腐蚀更快；而La含量继续增加时新增的第二相Mg17La2和LaHg6为弱阴极性第二相，与α-Mg之间形成的腐蚀原电池驱动力较小，从而抑制镁基体的腐蚀。

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（编辑龙怀中）

Effect of La on microstructure and corrosion electrochemical performance of Mg-Hg-Ga anodes

DENG Min1, WANG Ri-chu1, FENG Yan1, WANG Nai-guang2
（1.School of Material Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China；2.School of Metallurgy and Environment, Central South University, Changsha 410083, China）

The effect of La on the microstructure of Mg-Hg-Ga anodes was analyzed by scanning electronic microscopy（SEM）and X-ray diffractometry（XRD）.The effect of La on electrochemical performance of Mg-Hg-Ga anodes was investigated by potentiodynamic polarization, galvanostatic test, electrochemical impedance spectroscopy, anodic efficiency test and chemical immersion method.The results show that the La addition can refine the grain of Mg-Hg-Ga alloy, large amounts of Mg17La2and LaHg6phases accumulate in grain boundary and distribute reticularly.The electrochemical activity of alloys declines with the increase of La content, while the corrosion resistance and anodic efficiency firstly reduce and then increase.The H2evolution rate of Mg-Hg-Ga-2％La alloy is 17.92 mL/（cm2·h）and the anodic efficiency is 50.3％.While the H2evolution rate of Mg-Hg-Ga-6％La is 0.45 mL/（cm2·h）and the anodic efficiency is 82.5％.The reason is that the newly formed Mg17La2and LaHg6phases are weakly cathodic phase with the increase of La content.The driving force of the corrosion cell forming between these phases and α-Mg is small, which will inhibit the corrosion of Mg matrix.

Mg-Hg-Ga alloy；microstructure；electrochemical performance；anodic efficiency

TG 113；TG146.1

A

1004-0609（2015）10-2760-10

国家自然科学基金青年科学基金资助项目（51401243）；中国博士后基金面上资助项目（2014M552151）；国家自然科学基金资助项目（51101171）；高等教育博士点专项科研基金资助项目（20110162120051）

2015-03-10；

2015-07-03

冯艳，副教授，博士；电话：0731-88836638；E-mail：fengyanmse@csu.edu.cn