激光選區燒結金剛石/碳化硅復合材料性能研究

唐弋昊，周佳駿*，鄒 陽，李晨輝

(1.中國科學院光電技術研究所，四川 成都 610209；2.中國科學院大學，北京 100049； 3.華中科技大學 材料成形與模具技術國家重點實驗室，湖北 武漢 430074)

金剛石是自然界已知物質中硬度最大(莫氏硬度10,表面洛氏硬度接近100)和熱導率最高(2 200 W·m-1·K-1)的材料，具有耐腐蝕、低膨脹、抗輻射等優異性能。通常將金剛石顆粒作為增強相與結合相燒結形成如金剛石/銅或金剛石/鋁等金屬基復合材料，用于制備電子元器件的散熱基片[1-3]。但由于金屬材料本身熱脹冷縮明顯，其與金剛石結合得到的復合材料的熱膨脹系數較大(一般>5.8 K-1)，存在熱膨脹系數不匹配導致的熱應力過大的問題。而SiC由于熱膨脹系數比金屬材料小得多，同時擁有低密度、高比剛度和較高的熱導率，將二者結合得到的金剛石/碳化硅復合材料兼具超高硬度、超高熱導率，同時具有優異的熱穩定性、耐磨性能，有望在精密儀器領域作為測量量規、精密軸承、機械密封部件材料，在電子領域作為電子封裝材料，在航天領域作為渦輪發動機葉片、航空發動機熱端部件、空間反射鏡材料等，被認為是新一代最具發展潛力的高性能特種陶瓷復合材料之一[4]。

早期金剛石/碳化硅復合材料的制備多采用化學氣相沉積(CVD)法，在SiC基體的表層生長出微米或者納米級的金剛石顆粒以提高SiC材料表面的硬度、耐磨性能和散熱性能等[5-7]。但是CVD法制得的金剛石膜存在易開裂甚至脫落及薄膜性能達不到預期等問題。于是研究人員開始嘗試將金剛石顆粒引入材料內，采用高溫熱壓燒結方法制備金剛石與SiC兩相分布的復合材料，并對金剛石/碳化硅復合材料的制備工藝、燒結原理、材料性能及微觀結構等方面進行了廣泛研究[8-9]。隨著航空航天領域以及光機電一體化的飛速發展，對高精密設備的要求也逐步提高，逐漸向復雜化、整體化、結構-功能一體化及梯度化方向發展。而傳統的高溫熱壓燒結方法在制備復雜形狀金剛石/碳化硅復合材料零部件時，存在成本高、難度大和工藝周期長等問題，難以甚至無法制備一些具有特殊復雜結構的金剛石/碳化硅復合材料零部件。

增材制造(additive manufacturing，AM)技術由于其快速制造和自由結構設計的優勢成為突破傳統制造工藝困境的新方法。目前已形成各大主流增材制造技術及與之相對應的打印材料。陶瓷材料由于受到材料固有特性的約束如熔點高，在高溫燒結致密化過程中素坯容易收縮變形，導致陶瓷材料增材制造相較金屬、聚合物的研發和應用程度較低。目前，可用于打印陶瓷材料的增材制造技術包括三維打印(3D printing,3DP)技術、光固化成形(stereo lithography apparatus,SLA)技術、熔融沉積成形(fused deposition modeling,FDM)技術和激光選區燒結(selective laser sintering,SLS)技術等[10-14]。3DP技術和FDM技術可以在無磨具條件下快速制備復雜結構的陶瓷制件，但是存在成形素坯尺寸精度低、力學強度低、易坍塌變形等問題。SLA技術[15]和SLS技術以激光為能量源，一定程度上解決了成形精度低的問題。而SLA技術受到本身特性的限制，存在原料成本高、料漿制備復雜、排膠時間長、尺寸收縮大等問題。相比于3DP、SLA和FDM技術，SLS技術采用激光成形粉末床，具有無需支撐、原料制備簡單、成形速度快、成形尺寸大、精度高等優勢，更適于成形大尺寸復雜結構的陶瓷制品[13]。

作者采用SLS技術結合液相滲硅工藝制備金剛石/碳化硅復合材料，并對粉末原料中金剛石含量(質量分數，下同)對SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料宏觀物理性能、機械性能、熱學性能的影響進行研究，利用電子探針顯微分析儀對復合材料的物相分布和硅-碳反應機理進行分析。

1 實驗

1.1 原料

中粒徑(D50)分別為50.07 μm、10.21 μm、1.065 μm的SiC粉末(SiC>96%,河南四成研磨科技有限公司)，D50為41.85 μm的金剛石粉末(鄭州金特超硬材料有限公司)，D50為13.43 μm的環氧樹脂粉E12(廣州新稀冶金化工有限公司)。

1.2 金剛石/碳化硅復合材料的制備(圖1)

圖1 金剛石/碳化硅復合材料制備流程Fig.1 Flow chart for preparation of diamond/SiC composites

將SiC粉末、金剛石粉末、環氧樹脂粉E12用滾筒機械混合3 h后得到混合粉體原料。采用HK C250型SLS設備(武漢華科三維科技有限公司)對混合粉體進行激光選區燒結，將預熱溫度設置為30 ℃，激光功率、掃描速度、掃描間距、光斑直徑和分層厚度分別設置為10 W、2 000 mm·s-1、0.1 mm、0.2 mm、0.15 mm。以相對較小的激光功率對成形素坯的外部輪廓進行激光掃描來保證SLS成形素坯的尺寸精度。

采用碳化和液相滲硅工藝對成形素坯進行致密化處理。在碳化過程中，將SLS成形素坯放入管式爐中，在1 000 ℃下的氬氣氣氛中加熱180 min，將樣品中的環氧樹脂熱解轉化為無定形碳。為了防止預制件在升溫過程中坍塌變形，以不高于1.3 ℃·min-1的速率升溫至550 ℃，之后快速升溫至1 000 ℃，保溫120 min。在液相滲硅過程中，先以2 ℃·min-1的速率升溫至1 000 ℃，再以1 ℃·min-1的速率升溫至1 500 ℃，保溫120 min；使用相同的溫度設置進行降溫，即得到金剛石/碳化硅復合材料。由于金剛石極易在氧氣氛圍下被氧化，整個致密化過程在真空氣氛中進行。碳化和液相滲硅工藝的溫度設置方案如圖2所示。

圖2 碳化和液相滲硅工藝的溫度設置Fig.2 Temperature setting during carbonization and liquid silicon infiltration processes

1.2 測試表征方法

在物理性能測試方面，根據阿基米德排水法，測定SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料的體積密度和顯氣孔率。使用ElectroPuls E1000型電子動靜態材料試驗機(Instron,UK)測定樣品的抗彎強度，樣品規格為5 mm×10 mm×50 mm，支撐跨距為32 mm，載荷速率為0.5 mm·min-1。使用600MRD型HR-150A洛氏硬度計(Wilson Hardness,America)測定樣品的硬度，樣品規格為5 mm×10 mm×25 mm，壓頭上施加載荷為60 kg，每個樣品采集10個試驗點，取平均值。

在熱學性能測試方面，使用DIL402C型熱膨脹分析儀(NETZSCH,Germany)測定樣品的熱膨脹系數。使用STA449F3型激光熱導分析儀(NETZSCH,Germany)測定樣品的熱擴散系數α(m2·s-1)，按下式計算樣品的熱導率λ(W·m-1·K-1)：

λ=α·ρ·Cp

式中：ρ為樣品的密度，g·cm-3；Cp為樣品的比熱容，J·g-1·K-1。

使用XRD-6100型X-射線衍射分析儀(日本島津公司)對金剛石/碳化硅復合材料的物相組成進行分析。測試條件為：使用單色Cuκα輻射波，掃描范圍為10°～90°，掃描速率為10°·min-1。使用Simplimet1000型自動鑲嵌機、Automet300型自動研磨拋光機(美國標樂公司)對金剛石/碳化硅復合材料的斷面和表面進行研磨、拋光、清洗和干燥后，使用EMPA-8050G型電子探針顯微分析儀(日本島津公司)觀察金剛石/碳化硅復合材料的微觀形貌，分析液相滲硅過程中物相分布和組織結構的形成機理。

2 結果與討論

2.1 宏觀物理性能

聚合物材料SLS成形素坯的尺寸精度主要受以下兩個因素的影響：一是松散粉末在激光能量作用下燒結成較為致密化的整體而引起的燒結致密化收縮，以及成形素坯在冷卻過程中產生的溫致收縮；二是在燒結過程中已燒結區域的熱量會通過熱傳導方式傳向周圍的松散粉末使溫度升高，當其溫度達到粉末結塊溫度之后會在成形素坯表面輪廓粘結非理想燒結層，稱之為“次級燒結”現象[16]。不同金剛石含量SLS成形素坯的尺寸偏差見圖3。

圖3 不同金剛石含量SLS成形素坯的尺寸偏差Fig.3 Dimensional deviations of SLS green body with different diamond contents

從圖3可以看出，對于不同金剛石含量的SLS成形素坯，在長度方向上的尺寸偏差均在0.5%以內，在寬度方向上的尺寸偏差均在5%以內，成形精度較高，說明松散粉末因為激光燒結引起的體積收縮程度與次級燒結程度相當。并且金剛石含量對SLS成形素坯成形精度的影響較小，在金剛石含量為40%時，SLS成形素坯尺寸偏差最小，成形精度最高。在厚度方向上存在較大的尺寸偏差，是由于使用激光器對掃描區域進行第一層燒結時激光穿透深度大于粉末層厚而引起的厚度增加的“Z軸盈余”現象導致的[17]。

不同金剛石含量SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料的體積密度和顯氣孔率如圖4所示。

圖4 不同金剛石含量SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料的體積密度(a)和顯氣孔率(b)Fig.4 Bulk density(a) and apparent porosity(b) of SLS green body and diamond/SiC composites with different diamond contents

從圖4可以看出，SLS成形素坯的體積密度為1.21～1.32 g·cm-3，顯氣孔率為53.50%～56.40%。SLS成形素坯的體積密度隨著金剛石含量的增加呈小幅度的上升趨勢，這是由于，使用的金剛石粉末與SiC粉末具有相近的粒徑分布，而SiC顆粒具有更高的球形度，隨著金剛石含量的增加，粉末原料的顆粒緊密堆積情況將有所增加；同時金剛石的體積密度(3.5 g·cm-3)略大于SiC的(3.2 g·cm-3)。兩方面的共同作用使得金剛石含量更高的SLS成形素坯具有更大的體積密度和更低的顯氣孔率。金剛石/碳化硅復合材料的最大體積密度為(2.90±0.01) g·cm-3，最大致密度為(99.75±0.05)%。金剛石/碳化硅復合材料的體積密度隨著金剛石含量的增加有一定程度的上升，這是因為，金剛石含量的增加可以降低SLS成形素坯的顯氣孔率，填充剩余孔隙的殘余硅含量也會有所降低，最終一定程度上提高了金剛石/碳化硅復合材料的體積密度。

2.2 機械性能

抗彎強度是評價陶瓷材料力學性能的一個重要指標，近年來對如何提高SiC基陶瓷復合材料的力學強度進行了廣泛研究[18-19]。不同金剛石含量SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料的抗彎性能如圖5所示。

圖5 不同金剛石含量SLS成形素坯和金剛石/碳化硅復合材料的抗彎強度(a)及彎曲應力-位移曲線(b、c)Fig.5 Flexural strength(a) and flexural stress-displacement curves(b，c) of SLS green body and diamond/SiCcomposites with different diamond contents

從圖5a可以看出，隨著金剛石含量的增加，SLS成形素坯的抗彎強度相差不大。而經過液相滲硅工藝致密化后，不同金剛石含量的復合材料的抗彎強度存在較大的差異；其中，金剛石含量分別為30%和50%的復合材料的抗彎強度較高，相比于其它金剛石含量樣品有40%～65%的提升，且在金剛石含量為30%時，抗彎強度最高，為(231.15±3.27) MPa。已有研究表明，金剛石/碳化硅復合材料中SiC成分對其抗彎強度性能有著重要影響。在本研究中，由于SLS成形素坯含有大量的空隙(約50%)，在滲硅處理后仍存留較高含量的硅，復合材料的抗彎強度受過高的殘余硅含量限制，因為硅相通常表現出較低的抗彎強度。

從圖5b、c可以看出，在曲線上升段，隨著位移的增加,彎曲應力平穩緩慢增大；超過最大值后彎曲應力急劇減小，這是陶瓷材料典型的脆性斷裂方式。對于SLS成形素坯(圖5b)，抗彎強度越高的樣品，在斷裂前的位移越小，表現為越低的韌性；而抗彎強度越低的樣品，位移越大，韌性越高。對于復合材料(圖5c)，變化規律恰恰相反，抗彎強度越低的樣品在斷裂前的位移越小；而抗彎強度越高的樣品位移越大，韌性越強，表現為更優異的力學綜合性能。

金剛石常作為強化相來增強陶瓷復合材料的表面硬度。通常材料中牢固的界面結合、金剛石含量和粒度的提高以及孔隙率的降低都有利于提高金剛石/碳化硅復合材料的表面硬度，并且提高金剛石含量對材料表面硬度的提升效果明顯。不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的表面洛氏硬度HRA如圖6所示。

圖6 不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的表面洛氏硬度HRAFig.6 Surface Rockwell hardness HRA of diamond/SiC composites with different diamond contents

從圖6可以看出，金剛石/碳化硅復合材料的表面洛氏硬度HRA在73.13～78.06之間，且隨著金剛石含量的增加，復合材料的表面洛氏硬度HRA明顯增大，最大表面洛氏硬度HRA為78.06±0.54。

2.3 熱學性能

不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的熱膨脹系數和熱導率如圖7所示。

圖7 不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的熱膨脹系數(a)和熱導率(b)Fig.7 Thermal expansion coefficient(a) and thermal conductivity(b) of diamond/SiC composites with different diamond contents

從圖7a可以看出，隨著溫度的升高，金剛石/碳化硅復合材料的熱膨脹系數整體呈非線性上升趨勢，從2.06×10-6～ 3.14×10-6K-1(100 ℃下)升至5.62×10-6～5.81×10-6K-1(900 ℃下)，上升速度隨溫度的升高有明顯的減緩趨勢。此變化規律可通過目前對復合材料熱膨脹行為的研究來解釋。復合材料的熱膨脹行為受復合材料中各物相之間的相互應力和物相自身的彈性模量及塑性的影響。在較低的溫度范圍內，復合材料內部存在著大量殘余應力，隨著溫度的升高，物相間的殘余應力加速了復合材料各物相的塑性變化，從而表現為熱膨脹系數的迅速上升；繼續升高溫度，復合材料內部的殘余應力急劇降低甚至消退，不再促進復合材料的熱膨脹行為，但是各物相的晶格間距隨溫度的繼續升高而增大，晶體振動幅度逐漸增強，使復合材料的體積繼續緩慢膨脹，直到晶體振動幅度不再繼續增加，復合材料的熱膨脹系數逐漸趨于平穩。此外，隨著金剛石含量的增加，復合材料的熱膨脹系數在各個溫度范圍內皆呈一定幅度的降低。尤其在溫度較低時，金剛石含量對復合材料的熱膨脹系數的影響更明顯，各樣品的熱膨脹系數差距較大；在溫度逐漸升高后，各樣品的熱膨脹系數逐漸接近。

從圖7b可以看出，整體來說，金剛石/碳化硅復合材料的熱導率在常溫(25 ℃)下最高，并隨著溫度的升高逐漸下降。在常溫～150 ℃范圍內熱導率的下降速率最快，150 ℃后，熱導率下降速率變緩并在450 ℃時趨于平穩。這是由于，陶瓷材料通常通過晶格振動的方式來傳遞熱量，隨著溫度的升高，晶格振動幅度加強，聲子自由程減小，而材料的導熱能力與聲子的平均自由程成正比[20]。在溫度較低時，溫度升高會快速增加晶格的振動幅度，聲子平均自由程快速減小，從而體現為材料熱導率的快速降低；而隨著溫度的繼續升高，晶格被自身結構和相互作用力所束縛，振動幅度緩慢上升至最高值后停止上升，進而表現為材料熱導率的緩慢下降至最后趨于平穩。此外，金剛石含量的增加對復合材料熱導率的提升效果十分顯著，在常溫下，50%金剛石含量的復合材料的熱導率最高，為207.21 W·m-1·K-1；當金剛石含量下降到20%后，熱導率下降至118.05 W·m-1·K-1。

2.4 物相組成

不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的XRD圖譜如圖8所示。

圖8 不同金剛石含量的金剛石/碳化硅復合材料的XRD圖譜Fig.8 XRD patterns of diamond/SiC composites with different diamond contents

從圖8可以看出，XRD圖譜中有5種物相，分別為：α-SiC、β-SiC、金剛石、Si及SiO2。4組樣品在2θ為26.6°處皆出現了非常小的衍射峰，說明樣品中含有微量的SiO2。但由于在碳化和燒結工藝中分別嚴格處于氬氣和真空氣氛中，樣品在燒結過程中沒有受到氧氣氧化，SiO2組分為后續制樣時樣品中的部分殘余硅因線切割時產生高溫與空氣中的氧氣反應生成的。因此，結合SLS成形與液相滲硅燒結制備的金剛石/碳化硅復合材料包含4種組分，分別為：α-SiC、β-SiC、金剛石及Si。由于其中并無石墨相，初步認為金剛石在1 500 ℃下的真空反應熔滲過程中并未發生石墨化。

在4組樣品的XRD圖譜中都能檢測到硅相，說明經過液相滲硅后熔融硅與碳源反應生成的SiC不足以填充素坯中的全部孔隙，經由殘余硅將剩余的孔隙填滿并完成致密化，而對于金剛石/碳化硅復合材料而言，材料中的硅相具有很低的力學強度，并且熱導率也遠不及金剛石，會在一定程度上影響復合材料的力學性能和熱學性能。金剛石含量為50%的復合材料在2θ為43.9°處有明顯的衍射峰，其對應著金剛石相，而隨著樣品中金剛石含量的降低，此處的峰值明顯降低，并在金剛石含量為20%時，此處的衍射峰幾乎完全消失，說明在液相滲硅過程中素坯中的金剛石會被液相硅侵蝕，并且在原料中金剛石含量較低時，3DP成形素坯經過液相滲硅后獲得的復合材料中有可能最終并不存在金剛石相。此外，復合材料中還存有兩種不同晶型的SiC：α-SiC、β-SiC。其中，α-SiC為粉末原料中的SiC粉末，β-SiC為反應熔滲過程中素坯中的碳源(主要為環氧樹脂熱解后的玻璃態碳以及金剛石)與硅在低于1 700 ℃的燒結溫度下反應生成的。

2.5 微觀結構演變

為了探究金剛石/碳化硅復合材料的各物相分布狀態，對樣品斷面進行研磨拋光后使用電子探針顯微分析儀對不同金剛石含量的樣品斷面進行觀測，結果如圖9所示。

a.20% diamond b.30% diamond c.40% diamond d.50% diamond

從圖9可以看出，3種不同顏色深度的區域分別對應3種不同的成分，其中淺色區域為Si，灰色區域為SiC，黑色區域為金剛石。由于SLS成形素坯是進行逐層激光燒結而獲得的，燒結層與層之間存在大量孔隙，在使用液相滲硅工藝后，燒結樣品層間孔隙會被硅填滿，可以通過觀察背散射電子照片中的硅相分布狀況來確認燒結樣品的分層結構。此外，可觀察到金剛石都被SiC層包覆，說明金剛石與熔滲的Si在一定程度上發生反應生成了SiC層覆蓋在金剛石表面。原料中金剛石含量較低(20%和30%)時，反應燒結所得的金剛石/碳化硅復合材料中主要為SiC和Si相，金剛石相含量非常低。而當原料中金剛石含量較高(40%和50%)時，最終得到的金剛石/碳化硅復合材料中金剛石相的含量大幅度增加，且增幅明顯大于原料中的金剛石含量差。可以推斷，當SLS成形素坯中的金剛石含量較低時，經過反應熔滲后坯體中的金剛石受到熔融硅的反應程度較為嚴重，金剛石被大面積侵蝕甚至完全反應；當SLS成形素坯中金剛石含量較高時，熔融硅對金剛石的反應程度較小。

為了探明上述現象發生的機理，對金剛石/碳化硅復合材料微觀結構中金剛石顆粒的形態和SiC生長機理進行進一步研究。金剛石含量為30%時，復合材料的高分辨率背散射電子照片如圖10所示。

圖10 金剛石/碳化硅復合材料的高分辨率背散射電子照片(a)及金剛石-SiC和SiC-Si界面特征(b)Fig.10 Backscattered electron(BSE) images of diamond/SiC composite(a) and interfaces between diamond and SiC,between SiC and Si(b)

從圖10 a可以看出，SiC可分為4種類型：①原料中含有的SiC顆粒；②金剛石顆粒與熔融硅完全反應生長的大尺寸SiC顆粒；③金剛石顆粒表面被熔融硅部分反應形成的SiC外層；④金剛石邊緣生長的大量納米尺寸的SiC顆粒。兩顆金剛石顆粒被SiC外層包覆，而SiC外層又被周圍的Si所包覆，形成了金剛石-SiC和SiC-Si兩種界面。可以觀測到金剛石的形態是不規整的，界面輪廓存在多處凹槽，同時SiC外層的棱角分明，可以推斷出包覆在金剛石周圍的SiC外層是熔融硅與金剛石表面部分反應生成的。并且由于Si原子和C原子的擴散作用，新形成的完全包覆的SiC層會阻隔熔融硅，阻止金剛石與Si的進一步反應，進而限制SiC的繼續生長。金剛石的部分表面首先被Si所侵蝕在界面上成核了一些SiC晶體，然后這些晶體沿著金剛石表面快速生長并進入熔融硅中，在這些SiC成核與金剛石的晶界處，碳被液體硅溶解并傳輸到了正在生長的晶體中，進而導致金剛石-SiC界面處凹槽的形成。SiC晶粒的生長是通過硅和碳在晶界上的緩慢的擴散作用來實現的，同時金剛石的高穩定性也會阻止熔融硅的進一步侵蝕，這兩個原因共同限制了Si與金剛石的反應速率。所以，Si與金剛石的反應程度受到金剛石周圍Si原子濃度影響，當金剛石周圍熔融Si濃度過高時，金剛石與Si的反應速率會一定程度地提高，經過較長時間的滲硅過程后，金剛石甚至有可能被完全反應并生長為大尺寸SiC顆粒，這也可以合理地解釋當SLS成形素坯中金剛石含量較低時，經過滲硅處理后的復合材料內金剛石含量大幅度降低的現象。

圖10b展示了金剛石表面和熔融硅之間反應形成的不規則界面特性，可在金剛石-SiC界面附近觀測到大量的納米尺寸的SiC晶粒。這些SiC晶粒也是通過在金剛石表面生長得到的，在液(熔融硅)-固擴散作用下，這些晶粒在生長的某一階段失去了與金剛石顆粒的接觸并停止繼續生長，最終呈現為納米尺寸的SiC晶粒。

3 結論

采用激光選區燒結(SLS)技術制備了金剛石/碳化硅成形生坯，經碳化處理后在1 500 ℃下對碳化坯體熔融滲硅制備了金剛石/碳化硅復合材料。復合材料的最大體積密度為(2.90±0.01) g·cm-3，最大致密度為(99.75±0.05)%，最高抗彎強度為(231.15±3.27) MPa，最大洛氏硬度HRA為78.06±0.54。通過增加粉末原料中金剛石含量可以有效提高金剛石/碳化硅復合材料的熱學性能，在常溫下的最低熱膨脹系數和最高熱導率分別為2.06×10-6K-1和207.21 W·m-1·K-1。

通過對復合材料斷面微觀形貌的觀測，發現金剛石在燒結過程中被周圍的熔融硅部分反應生成一層薄SiC外殼包覆在金剛石表面，形成金剛石-SiC和SiC-Si兩種交界面，并且由于金剛石本身的高穩定性，通過液-固擴散在金剛石周圍生長了許多納米尺寸的SiC晶粒。另外，通過增加粉末原料中的金剛石含量可以有效降低液相滲硅過程中金剛石被反應的程度。該方法具有快速成形和自由結構設計的優勢，經過致密化處理后還可以獲得性能優異、幾乎完全致密的金剛石/碳化硅復合材料，可以解決傳統制備工藝周期長、成本高的問題，為金剛石/碳化硅復合材料的制備提供了新思路。