.jpg)
原标题：基于magmasoft®模拟分析下的大型一体化铸件的集成演化过程 概述 一体化压铸技术被首次提出之后，迅速引起了各大车企，新势力，压铸件厂商，模具厂商，压铸机厂商和周边配套企业的积极关注与跟进，已成为汽车行业的核心焦点。其铸件集成化的过程从最开始的后地板，到目前的前机舱，以及当下被热议的下地板（图 1）。本文将从合金材料，方案设计，模拟分析和模具钢材这四个方面进行详细的阐述。
图1 一、合金材料 传统车身结构件主要应用 silafont-36 合金,通过高真空压铸 热处理达到零部件的使用性能要求。但对于一体压铸大型薄壁车身结构件，零件集成度更高，尺寸更大，结构更复杂，而热处理易引起零件变形和表面起 泡，难以达到尺寸精度和装配要求，造成零部件报废，如后续进行矫形和修整，则增加生产工序，提高生产成本，不利于节能减排。因此，开发一体化压铸车身结构件用免热处理高强韧铝合金材料是超大型一体化车身结 构件发展的关键之一。 免热处理的压铸铝合金材料，一般是指合金在铸态下具备高强高韧特性，且合金有较低的析出强化能力。1990 年前后，德国莱茵公司推出两款免热处理压铸铝合金材料：castsail37 合金(al9simnmozr)与magsimal59(al5mg2si)合金。但由于以上两款合金对工艺的敏感性高，增加了整个铸件生产的控制难度。且castsail37 合金含 mo、zr 等高成本的元素，al-mg 体系的 magsimal59 合金则增加了熔炼、模具设计的要求。这 些问题限制了当时非热处理压铸铝合金的发展。随着电动汽车对轻量化及零件集成设计的需求增加，大吨位压 铸机设备，模具设计，工艺控制等技术能力显著提高，免热处理压铸铝合金再次成为关注的热点并实现超大型 一体化车身结构件的批量生产。某新能源车企开发了适用于一体压铸大型车身结构件的免热处理铝合金材料， 并成功应用于其产品。美国铝(c611)、国内上海交大开发的免热铝合金材料也已经在超大型一体化车身结构件 实现量产应用。立中集团、瑞格金属、湖北新金洋、重庆顺博等也在进行免热处理铝合金材料的开发及产业化 推广应用工作。 从材料角度而言，共晶组织的控制是决定合金性能的关键之一。高效、长效的变质剂可以使铸态共晶组织保持细小弥散，从而提高合金性能。从经济性角度考虑，超大型一体化铸件中的生产过程中需要引入回炉料，再生料等降低铝锭成本。但回炉料的使用容易造成杂质元素的超差引入，从而带来的组织粗化，造成合金性能的降低。因此，免热处理压铸铝合金需要具备更高杂质元素的容忍度确保达到铸件性能要求。在保证铸件中组织特征的情况下，超大型一体车身结构件在使用过程中要有足够的强韧性保证铸件的疲劳耐久，碰撞等要求。 同时为了保证铸件与周边环境的连接，会采用 spr、点焊、胶结等工艺。因此，材料需具备更高的连接包容性。另外，超大型一体化铸件结构复杂、充型距离远，要求材料具有更高的流动性、更低的收缩率等。因此，优异的服役性能是非热处理高强高韧压铸铝合金工程化应用的基础条件。与此同时，从设计与工艺角度而言， 完整的物性数据库与材料卡片是免热处理压铸铝合金材料融入零件结构设计与模具设计的必要条件。而适合于 材料特性的工艺控制方案则是发挥材料潜能的关键手段。只有通过以上环节之间的紧密配合方能真正实现工业 化应用。 二、方案设计 二.1. 前机舱排位方案分析
图 2 二 1.1 产品厚度分析 最大厚度是 31.80mm，最小厚度是 2.2mm，平均厚度是 3.48mm 查表相关填充特性（图 2）：使用北美手册的填 充时间为 0.055-0.085 秒，速度参考 36-44 米/秒 。
表 1: 产品平均壁厚的填充时间和浇口速度参考表 二 1.2 根据初步设计数据合成输出排位为下图
图 3 二 1.3 使用 3 区域填充方式均匀填充（图 3） 由于左右两侧需要流量比中间区域的多。结合产品 3d 排位计算出 相关的排位特性如下图。相关的速度为 45 米/秒，填充时间 0.071 秒，符合手册表 2。
表2
图 4 二.2.1 产品厚度分析 最大厚度是 11..28mm，最小厚度是 1.9mm，平均厚度是 4.12mm 查表相关填充特性(图 4)：使用北美手册的填充 时间为 0.080-0.115 秒，速度参考 34-42 米/秒
表 3：产品平均壁厚的填充时间和浇口速度参考 二.2.2 根据初步设计数据合成输出排位为下图
图 5 二.2.3 使用 3 区域填充方式均匀填充（图 5） 由于中间区域流量比左右区域多，我们会适当调整进浇厚度。 结合产品 3d 排位计算出相关的排位特性如下（表 4）。相关的速度为 40 米/秒，填充时间 0.098 秒，符合手册。
表 4 二.3.集成下地板一体件排位方案分析
图 6 二.3.1 产品厚度分析 最大厚度是 22.15mm，最小厚度是 1.9mm，平均厚度是 3.8mm 查表相关填充特性（图 6）：使用北美手册的填充时间为 0.070-0.11 秒，速度参考 36-44 米/秒。 表 5：产品平均壁厚的填充时间和浇口速度参考
二.3.2 根据初步设计数据合成输出排位为下图 方案 1. 如图 7 所示进浇位置
图 7 由红色线区域进浇填充到远端距离相对合理，流向和排气往外走势，但是，流道两侧会很长（冲头到浇口 行程）。过程能量损耗大，不利于成型（图 7）。 方案 2. 如图 8 所示进浇位置
图 8 使用上方填充方案，填充行程（冲头到浇口行程）较方案 1 短且能量损耗少，可遇见问题是进入型腔后前端冷料和气体需要的窗户处做排渣排气通道（图 8）。 二.3.3 使结合产品 3d 排位使用方案 2 排位计算出相关的特性 如下表 6
相关的速度为 50 米/秒，填充时间 0.119 秒，由于是使用双冲头（直径 280mm，双冲头 280mm 面积约等于 396mm 冲头面积）压射，填充速度和时间或许和相关理论有轻微偏差。 三、模拟分析 如大家所知，压铸是一个涉及很广，包含全面，由多部门、多产业通力合作的行业。简单的来说，包含了 前期的产品结构设计，然后再到压射方案设计，再到压铸现场进行工艺参数设置调整优化等。从模拟仿真角度 同样具备精细的分门归类，分成了不同的结果组别，有的结果组别是应用于产品结构设计，有的结果组别是应 用于压射方案设计，有的结果组别是应用于工艺参数优化。在本文中将结合模拟案例重点阐述应用于压射方案 设计组别和工艺参数调整组别的模拟结果。 三.1 前机舱方案成型分析
图 9 如图 9 模拟结果组主要为通过模拟软件分析产品成型不良的相对应结果组别。其中图 9a 是空气接触结果， 空气接触主要反应金属液在充型的过程中，模具型腔内气体最后滞留的地方。如图所示，我们可以看到亮色的 位置，就是气体滞留时间最长的地方，也就是最后充型的地方，主要集中在产品左右两侧的高塔位置和产品尾 端。图 9b 结果为型壁接触结果，主要反馈出在压射成型的过程中，模具表面的水蒸汽、油污等之类最后汇聚的 地方，如图所示，模拟结果亮色的位置就是这些油污最后积聚的地方，严重影响产品的机械性能。 图 9c 是材料 年龄结果，主要反馈金属液在充型的过程中，由于充型时间久而伴随着温降幅度大，最后形成大量冷料积聚的 位置。图 9d 为成型温度结果，结果显示暗色（蓝色）的区域表示成型温度低，成型不良的风险大。 图 9 所示的结果组别主要都为基于目前产品的结构和成型方案反馈出的成型困难和成型尾端的位置，也就 是目前现有的浇注系统难以辐射到的地方。具体到前机舱产品，我们通过模拟可以发现成型不良的位置主要有 两处，一处在两侧高塔端部，此两处位置金属液在成型的过程中需要爬坡，从而导致充型困难。另一处为产品 进浇的尾端，金属液充型后期伴随着充型能量的下降，从而出现以上结果所描述的问题。主要的缺陷为成型不良，表现最严重的会出现冷裂，最轻微的产品表面会出现流痕，从而影响产品力学性能。
图 10 如图 10 模拟结果组别主要应用于现场工艺参数优化的组别。其中图 10a 为气体结果，主要是从两个角度来 阐述：第一个角度是随着金属液在充型的过程中，型腔里面的气体的去处，没有被排出型腔，还是滞留在型腔 里面的某个位置；第二个的角度就是滞留气体密度的高低，同时也是气体这个结果的单位，高气体密度位置相 对应的气体缺陷风险大，而低气体密度位置，虽然有气体滞留，但是风险相对较小。图 10b 结果是增压卷气， 通常与图 10a 结果结合一起观察，我们通过图 10b 结果发现在充型过程中卷气的具体位置，然后再通过图 10a气体结果的动态变化过程来观察卷气是如何形成的，比如是从模具型腔其它位置转移过来，还是一直被困住出 不去最后再把密度和百分比结合来综合判断风险性高低。图 10c 模拟结果呈现出在充型的过程中型腔内气压 的变化过程，在什么位置和什么时间形成的高气压，通常与图 10d 最大气压这个结果合同使用。其两者之间的关系为图 10c 会显示出充型过程中会形成高气压的位置和时间段，最后将不同时间段的高气压汇总成在一个结果中，这就是最大气压结果。最大气压位置就是困气处，在正常的情况下，型腔内气体为一个标准大气压，被 困气体在被金属液挤压的过程中形成高气压，从而产生气孔缺陷的风险。 图 10 所示的结果组别主要都为基于目前产品的结构，方案设计和工艺参数所反馈出的气体缺陷风险位置，也就是排气困难，或由于高速切换位置及高速速度形成的金属液翻滚等造成包气，卷气和憋气等。具体到前机 舱产品，我们通过模拟发现气体风险位置主要集中在两侧高塔端部，产品进浇的尾端。通过观察充型过程发现，金属液在内浇口位置高速充型形成卷气，最后此些气体伴随着充型最后滞留在最后成型的位置。主要的缺陷为气体缺陷结果，可以通过探伤进行检测观察，此缺陷会影响产品力学性能。 三.2 后地板方案成型分析
图 11 关于结果的含义解析不再复述。通过观察成型不良模拟结果组别（图 11）发现后地板成型不良缺陷位置主 要集中在产品两侧轮罩（充型需要爬坡，充型困难位置）和最后成型位置（尾端）。
图 12 通过观察现场工艺参数优化结果组别（图 12）发现后地板气体缺陷位置同样主要集中在产品两侧轮罩和最 后成型位置，通过观察充型过程发现，严重部分滞留气体是因为产品本身结构问题，气体一直在滞留位置打转无法被金属液推走最后排出型腔。 三.3 下地板方案成型分析
图 13
图 14 通过观察成型不良模拟结果组别（图 13）发现下地板成型不良缺陷位置除了前面分析过的两侧高塔和轮罩 位置外，还存在于产品中间位置。如（图 14）所示金属液从两侧进行压射，一方面云顶国际集团的产品中心位置最后成型位 置，从另一方面来看同时也是两侧金属液交汇碰撞的位置，从（图 13）结果中可以观察到中间碰撞位置出现明 显的充型漩涡。
图 15 现场工艺参数优化结果组别（图 15）发现下地板产品气体缺陷位置主要集中在产品两侧充型需要爬坡的高 处位置和产品中间两侧金属交汇位置。 四、模具钢材 热作模具钢，一般应用于表面工作温度超过200°c的模具。这类模具除了要承受长期的热应力外，还会因为周期性的温度变化，而产生附加的应力。起初，研发含有 5% 铬的马氏体钢被用于铝合金压铸。其它典型应用领域包括：锻造模具、芯棒、挤出模具和压铸模具等。这类工模具热处理后的主要目标是获得高强度和高韧性，以便更好地抵御机械冲击和热冲击。为达成该目标，需要使用具有马氏体显微组织的模具钢，它们能具有 mc、m3c、m7c3 和 m23c6 这些可以二次硬化的碳化物。钢材的显微组织，是通过复合的热处理工艺获得的，包括淬火和随后的多次回火。热处理工艺上的微小改动，都会对钢材的显微组织造成极大的影响，进而体现在材料的机械性能上。尤其是，淬火时的冷却速率对模具钢的韧性和延展性会造成重要影响。如今的压铸行业，对热作模具的尺寸及其结构复杂程度的要求都越来越高，这会导致模具各个截面的冷却速率存在不一致的问题。这些大尺寸模具的心部和表面之间存在温度梯度，并致使模具心部 [图 16] 的冷却速率降低，从而对显微组织造成影响，除了马氏体基体外，还会出现贝氏体。根据以往的研究表明，马氏体显微组织中出现的贝氏体会严重降低材料的韧性和延展性，这跟马氏体和贝氏体间的强度差有关。我们已知的研究通常是以实验室的样件作为参考，而这只是一种理想条件，并非是从大尺寸压铸模具上测得的实际材料性能。
图 16:h11 型 热作模具钢的 cct 图(连续冷却转变曲线)模具尺寸对冷却速率的影响[10]。 然而相关文献中，几乎无法找到冷却速率对5% 铬热作模具钢大尺寸样件的显微组织以及机械性能的影响。因此，我们眼前的工作将着重研究具有不规则的几何结构，尺寸为810 x 510 x 350 mm 的大块样件，就像压铸模具使用的钢材一样。我们以压铸模具应用的规范条件，对该样件进行热处理，随后将样件锯开以确认材料的断裂韧性，并分别检测不同冷却速率区域的缺口冲击韧性。最后，采用光学显微镜和扫描电镜 (sem) 对其显微组织进行研究，并通过数字模拟计算，得出钢材在多种冷却速率下的相的百分比。 该大尺寸的实验模具钢的等级为 x38crmov5-1。此钢种的化学成分可参见表 7 。该材料是奥地利卡普芬贝格的 böhler edelstahl 钢厂以工业规模生产的钢材，名称为 w350 isobloc，它具有出色的淬透性，非常适合用于超大尺寸的压铸模具 。 表 7. böhler w350 isobloc 钢的化学成分（重量 %）
如图 17 所示，我们通过铣床将退火态的材料加工成最终的结构。在实验模具的结构加工完成后，用马氏体热作模具钢的典型热处理工序对其进行热处理。热处理是在 schmetz 型真空炉内进行的，该真空炉的最大装载重量为 4.5 吨，并采用高压气淬（氮气）。淬火和回火条件如下：以 0.5°c/s 的速率加热到 1020°c 的奥氏体化温度，在 1020°c 的温度保持30分钟，然后冷却至室温。测量模具 3 个不同区域的冷却参数，分别为：心部 (λ= 36)、大块部分的表面 (λ = 3.4) ，以及插头 (λ = 2.6)。冷却参数被定义为时间（秒），即样件从 800°c 冷却到500°c 所需的时间，再除以因数 100。随后，样件以> 550°c 的温度进行三次回火，每次回火保温 2 小时，以达到 44 – 46 hrc 的工作硬度。
图 17：实验模具最终的几何结构（所有尺寸均以毫米为单位） 用于测试冲击韧性和断裂韧性的样件取自不同的区域，并分别具有不同的淬火参数。每个单独试样的位置如 图18所示。我们特定了 5 个位置：母材心部和大块的心部 (cm)，大块区域的表面 (sm)，中空部分的底部 (bh)和边缘 (eh)，最后是插头 (s)。 冲击实验依照 en 10045-1 标准，用德国 zwick 公司的冲击摆锤在 300j 的条件下执行的，以此来测量其冲击韧性。这些性能的数值是在室温条件下，使用标准的夏比 v 型缺口试样测得的。应当注意的是，通过冲击方向的调整，始终与变形方向保持交叉。针对肉眼可见裂纹，抵抗裂纹扩展的能力，即断裂韧性 kic ，则通过弯曲实验来确定，该实验使用尺寸为 20 x 8.3 x 110mm，具有单边裂缝的钢条进行四点弯曲测试。实验依照 astm e399规范，在室温条件下用瑞士的 rumul 电动实验机检测。 依照 astm e112 规范，通过光学显微镜以微米为单位，分别对回火马氏体中混合的显微组织及其对应的晶粒尺寸进行检测，该试样需在含 10% 酒精的硝酸溶液中酸蚀 15 秒钟。冲击实验中，断裂面的分析是通过扫描电镜操作的。扫描电镜检查是在日本 jeol jsm – 6460 lv 的设备上进行的，运行时的加速电压为 15 kv。
图 18：用于机械实验的单个试样的位置。 对于所研究的冷却参数：核心 (λ = 36) 和插头(λ = 2.6)，其对应的显微组织是通过 deform (design environment forming) 模拟软件进行数字计算的。为了执行准确的形变热处理模拟，需要掌握“温度和相变的关联”方面的材料性能知识，这些知识以及所用的数字模型均基于 schemmel 等人的研究 [12]。他用同一钢种，以不同尺寸的试样，来计算其在淬火过程中残余应力和相的百分比的形成和演变。对相变动力学的正确描述是一个先决条件。值得注意的是，数字计算的结果仅可作为参考值。 汇总了材料大块的心部 (cm) 和大块区域表面 (sm) 的机械实验结果。和预期的一样，心部 λ=36 比表面区域 λ=3.4 的冷却参数要高得多。一般来说，这就会导致 cm 的 kic 值 (35.3 mpa m-1/2) 和冲击韧性 (~10 j) ，要比 sm 的 kic 值 (45.1 mpa m-1/2) 和冲击韧性 (~14 j) 更低。材料大块的两个位置都达到了 ~46 hrc 的硬度值。图 19，显示了冷却参数对材料显微组织的影响。由此可以看出，cm 的显微组织由回火马氏体和贝氏体混合组成，而 sm 恰好相反，它完全呈马氏体组织。根据 astm e112 的标准，两个位置的晶粒尺寸可以评定为 9 级。 表 8. cm 和 sm 位置的冲击韧性、硬度和断裂韧性。
图 19：材料大块位置，a) cm 和 b) sm 的显微组织。
图 20：材料大块位置，a) cm 和 b) sm 的断裂面分析。 图 20 显示了，材料经冲击实验后，通过扫描电镜观察到的断口形貌。不同的冷却参数和与其对应的不同的 显微组织，会对断裂类型造成微小的变化。cm 断裂面呈现穿晶断口的特征，是由于该位置出现了贝氏体。sm的断裂类型则表现为明显的沿晶断裂，该位置呈现出完全的马氏体组织。可以预料，这会与模具在该部分的冲击韧性和断裂韧性值密切相关。 这里未对该部位的冷却参数进行研究，因为对于所用的真空炉，可供测量淬火速率的位置只有 3 个。笔者假定，中空部分的冷却参数和大块部分表面区域 (sm) 的冷却参数相似。 表 9. 位置 bh 和 eh 的冲击韧性、硬度和断裂韧性。
表 9 ，给出了 bh 和 eh 位置的冲击实验结果。可以看出，在大约 44 hrc 的相同硬度等级下，bh 的平均冲击值 (18 j) 要比 eh (~16 j) 略高。仅测量了位置 eh 的断裂韧性。采用 kq 而不用 kic ，是因为试样的尺寸太小，其几何构造不能满足 astm e 399 的要求。无论如何，基于三点弯曲实验呈现出一个非常明显的趋势，bh位置的 kq 值实际上已经很高，达到了 86.7 mpa m-1/2。bh 和 eh 位置的显微组织如图 21 所示，很明显，eh的显微组织由马氏体和大量出现的贝氏体构成；相反，bh 则完全是马氏体组织。根据 astm e112，中空部分和大块部分所有位置的晶粒尺寸被评定为 9 级。图 22 展示了 bh 和 eh 的断裂面，断裂面出现在沿晶，两个位置显示了相似的断裂机制。然而与 eh 相比，bh 具有完全的马氏体组织，其失效的风险更小，意味着它具有相对高的延展性。尽管如此，冲击韧性值和断裂面的差异，尚未达到需要推定它们显微组织的程度。
图 21：中空部分位置， a) bh 和 b) eh 的显微组织。
图 22：中空部分位置， a) bh 和 b) eh 的断裂面分析。 表 10 中，汇总了插头的机械实验结果。在模具的这个位置，测量了最低的冷却参数为 λ=2.6。工作硬度为43 hrc 的情况下，平均的冲击韧性值为 ~20 j，最高 的 kq 值为 87.8 mpa m-1/2 ，意味其具有高水平的延展性。 图 23a 显示了其对应的、组织为回火充分的马氏体。根据 astm e112 规范，晶粒尺寸被再次确定为 9 级。冲击实验后的断裂面如图 23b 所示，据此可以看出，该断面为沿晶断裂和韧性断裂混合组成。 表 10. s 位置的冲击韧性、硬度和断裂韧性。
图 23：位置 s 的 a) 显微组织和 b) 断裂面。 图 24 ，分别显示了高压气淬（氮气）后的贝氏体和马氏体分布。通过模拟结果可以看出，在实验模具的心部，贝氏体的体积分数大约为 50%，而马氏体大约为 45%，这导致了 5% 的残余奥氏体。由于插头处的冷却参数较低，因此产生了更多数量的马氏体，约为 80%，贝氏体和残余奥氏体对应的体积分数分别为 15% 和 5%。
a) b) 图 24：a) 贝氏体和 b) 马氏体的体积分数的数值计算。 众所周知，淬火速率对热作模具钢的机械性能影响最为显著，它对材料强度和形变特性上的区别甚微。但材料的断裂韧性和冲击韧性极大地取决于冷却参数和显微组织 [4]。冷却参数越高，韧性就越低，原因是材料中存在更多数量的贝氏体、初生的共析碳化物、残余奥氏体，以及通常呈粗大晶粒的显微组织 [11]。特别对于大尺寸的压铸模具而言，这至关重要。因为材料心部和表面不同的冷却速率，会使截面上的韧性分布不均。本项工作即是对这些影响进行研究。 被研究的样件被分为 3 个部分（如图 17 所示）。其结果是，材料心部(cm) 和大块部分的表面(sm) 虽然分别具有不同的冷却参数，但它们在韧性等级（表 8）上的差别并没有预想的大。当然，纯马氏体结构的 sm 相对于马氏体/贝氏体混合组织（图 19）的 cm 具有更高的韧性值。根据数值模拟，贝氏体的体积分数大约为 50% （图 24a）。因此，断裂机制由沿晶断裂变成了穿晶断裂（图 20）。一般情况下，较低硬度水平 (~44 hrc) 的中空部分（表 9）比大块部分 (~46 hrc) 的韧性值更高。光学显微镜观察到，eh 位置存在了大量的贝氏体组织，而 bh 为充分回火的马氏体组织（图 21）。我们仅观察到它们在冲击韧性存在细微的差别。到底为什么会在这个位置 (eh) 出现贝氏体？可以假定该部分与大块部分（sm） 位置均具有相同的淬火速率。一种可能的解释是硬化过程中，模具在真空炉中位于靠近格栅的位置，由此可能导致出现不同的冷却条件和显微组织。断裂面分析显示，裂纹类型从 bh 位置的沿晶韧性断裂演变为 eh 位置的纯沿晶断裂（图 22）。3 个位置中，插头位置具有最低的硬度 (~43 hrc) 和最高的韧性值（表 10），其显微组织中呈纯马氏体（图 23a）。数字计算显示，该位置的马氏体体积分数超过了 80%（图 24b）。断裂面分析（图 23b）显示，该位置的断裂形态由晶间断裂和韧性断裂混合构成。根据 astm e112，实验模具的所有部分和位置的晶粒度均被确定为 9，由此可得出结论：由于模具截面上的温度分布均匀，因而没有出现晶粒度变粗的情况。 对具有不规则几何构造的大尺寸试样进行的研究显示，不同区域的冷却速率会造成材料中贝氏体组织的形成，它会导致了材料整体韧性的下降。但就工业层面而言，在大块部分的 cm 位置和中空部分的 eh 位置具有贝氏体/马氏体的混合组织，以及测量到的冲击韧性和断裂韧性等级是完全可以接受的。因此我们可以得出结论，钢材的淬透性对大尺寸压铸模具的优异使用性能至关重要。但模具尺寸的限制并不受材料的淬透性影响，其尺寸受热处理使用的真空炉的大小限制。böhler w350 isobloc (~x38crmov5-1)，针对压铸用途、具有明确几何构造的大尺寸试样进行了研究。经证实，大块部分的心部和中空部分的 eh 位置，会因为较高的冷却参数导致贝氏体的产生，与纯马氏体组织相比，它会在整体上降低冲击韧性和断裂韧性。同时研究也表明，虽然出现了贝氏体，材料的韧性值仍达到了可接受的范围。
参考 |
.jpg)
.jpg)
.jpg)
