楊 合， 孫志超， 樊曉光， 高鵬飛， 武 川

(西北工業(yè)大學 材料學院 凝固技術(shù)國家重點實驗室，西安710072)

航空航天等高端裝備的發(fā)展，要求實現(xiàn)大運力、低能耗、長壽命，這就要求其關(guān)鍵承力構(gòu)件采用輕質(zhì)高強的難變形材料(如鈦合金)和復雜的難成形結(jié)構(gòu)(高筋薄腹板、大型整體、大小尺寸極端結(jié)合)，如鈦合金大型復雜構(gòu)件;同時因其服役環(huán)境惡劣，對該類構(gòu)件力學性能要求十分苛刻，既要求好的室溫塑性和熱穩(wěn)定性，又要求好的強度、高溫性能(持久、蠕變)、斷裂韌度、疲勞性能和抗裂紋擴展能力［1］。然而，該類鈦合金大型復雜構(gòu)件的精確塑性成形，面臨著如何提高成形制造能力和如何實現(xiàn)成形成性一體化控制兩大挑戰(zhàn)性難題。

等溫局部加載［2］，即在等溫條件下通過多道次變換加載位置，對坯料不同局部區(qū)域施加載荷，再通過不斷協(xié)調(diào)和累積局部變形，并控制不均勻變形與組織性能，最終實現(xiàn)整個構(gòu)件的整體成形(圖1)，為提高鈦合金大型復雜構(gòu)件成形能力，實現(xiàn)高性能輕量化成形成性一體化制造提供了重要途徑。另一方面，周義剛等［3］提出一種獲得三態(tài)組織(由約含20%的等軸α 相、50% ～60%網(wǎng)籃交織的片層α 相和剩余的β 轉(zhuǎn)變組織構(gòu)成)的有效方法，即通過近β鍛造+高低溫強韌化熱處理來獲得。三態(tài)組織集等軸和片層組織的性能優(yōu)勢于一身，能在不降低塑性、不喪失熱穩(wěn)定性的條件下，顯著提高材料的高溫性能、低周疲勞性能和斷裂韌度，在改善性能的同時提高使用溫度，是一種能使構(gòu)件滿足優(yōu)異的綜合力學性能匹配要求的組織。

結(jié)合后續(xù)高低溫強韌化熱處理的等溫局部加載近β 鍛造工藝為高性能鈦合金大型復雜構(gòu)件成形提供了一種先進的途徑。然而，等溫局部加載是多模具、多參數(shù)、多場耦合作用下的多道次不均勻變形，鍛造溫度高、鍛造區(qū)間窄;存在先、后加載區(qū)及變形過渡區(qū)，各區(qū)域經(jīng)歷不同的熱循環(huán)過程且存在高溫空燒現(xiàn)象。由于成形過程的特殊性、構(gòu)件結(jié)構(gòu)的復雜性以及鈦合金組織對成形方式與條件的敏感性，使得該過程中材料的熱變形行為和組織演化極其復雜，控制難;容易使構(gòu)件不同部位組織呈現(xiàn)多樣性，進而導致構(gòu)件性能多樣化。因此，如何實現(xiàn)微觀組織控制并獲得性能優(yōu)異的三態(tài)組織成為制約該成形技術(shù)發(fā)展與應用的瓶頸［4，5］。為突破這一瓶頸，需要解決鈦合金等溫局部加載多道次成形組織演化機制、不同加載區(qū)和過渡區(qū)組織均勻性控制和三態(tài)組織形成及等溫局部加載參數(shù)優(yōu)化等技術(shù)難題。

為此，研究工作圍繞鈦合金等溫局部加載近β鍛造過程，分析組織控制所面臨的問題和難點，歸納最新研究進展，為等溫局部加載技術(shù)的發(fā)展應用和高性能鈦合金大型復雜構(gòu)件的成形成性一體化制造提供依據(jù)。

圖1 局部加載成形過程示意圖［2］Fig.1 Schematic diagram of local loading forming process［2］

1 鈦合金等溫局部加載多道次變形微觀組織演化機制

鈦合金三態(tài)組織對各構(gòu)成相(等軸α 相、片層α 相和β 轉(zhuǎn)變組織)含量和形貌有明確要求，等溫局部加載多道次變形過程中合金的組織發(fā)生一系列復雜的演化，如等軸α 相和β 相發(fā)生再結(jié)晶、片層α 相形核長大及球化等。實現(xiàn)鈦合金等溫局部加載微觀組織的控制，首先需要掌握多道次變形微觀組織演化機制和規(guī)律。本節(jié)將以TA15 鈦合金為典型代表，對其局部加載多道次變形行為和機制展開研究。

1.1 TA15 鈦合金高溫多道次變形行為及微觀機制

TA15 鈦合金在兩相區(qū)和β 單相區(qū)變形，β 相的再結(jié)晶是流動軟化的重要原因(圖2)，初生α 相體積分數(shù)主要由變形溫度決定，高應變速率大變形產(chǎn)生的變形熱導致初生α 相減少;β 相晶粒尺寸主要由α 相的分布決定。在兩相區(qū)多道次變形間歇，軟化體積分數(shù)隨保溫時間的延長而不斷增加(圖3)，保溫期間回復速率隨溫度、應變速率和應變量增加而增加;靜態(tài)再結(jié)晶是兩相區(qū)變形間歇期間軟化的主要機制，靜態(tài)再結(jié)晶速率隨溫度和應變速率的增加而增加［6］。文獻［7］進一步定量分析了近β 變形溫度、應變速率和變形量對TA15 鈦合金流動應力和微觀組織的影響，建立了等軸α 相含量和晶粒尺寸與變形溫度關(guān)系的經(jīng)驗模型。這為近β 鍛造條件選取和等軸α 相的控制提供了依據(jù)。

1.2 片層組織形核及球化機制

三態(tài)組織中片層α(次生)所占比例大，對疲勞性能、斷裂韌度、屈服強度、抗蠕變性能等都產(chǎn)生至關(guān)重要的作用，而其受到熱加工中溫度、時間、冷速和變形等多因素的影響，形成和演化過程復雜，如在冷卻過程中片層α 形核長大，在變形和熱處理過程中片層α發(fā)生動態(tài)和靜態(tài)球化，因此探明三態(tài)組織中片層α 形成演化機制是實現(xiàn)最終組織控制的首要問題。

圖2 成形條件對流動應力的影響［6］Fig.2 Effects of forming conditions on flow stress［6］

圖3 軟化體積分數(shù)隨保溫時間的變化關(guān)系［6］Fig.3 Softening fraction as a function of holding time［6］

文獻［8］通過實驗研究了鍛后冷卻對等溫局部加載鈦合金組織形態(tài)的作用機制及規(guī)律，研究表明鈦合金在兩相區(qū)鍛后冷卻中次生α 相的形核生長機制為擾動形核并快速長大成片層(圖4)，其中次生α 片層的厚度由形核率決定，而片層的長度則由β 晶粒的尺寸決定。成形過程中采用鍛后快冷可提高形核率，減小片層α 的厚度，并增加其混亂度;粗化β 晶粒能增加片層α 的長度;有利于提升最終構(gòu)件的使用性能。

圖4 次生α 相形核生長示意圖［8］(a)和片層α 形貌(b)Fig.4 Schematic growth diagram of secondary α phase［8］(a)and microstructure of α－lamellae(b)

文獻［9，10］揭示了片層組織TA15 合金熱變形行為、動靜態(tài)球化主要影響因素以及變形軟化機制。建立了本構(gòu)模型和動態(tài)球化動力學模型ln(σ)=－26.797+0.939 ln(Z)－6.7×10－3(lnZ)2－0.7035ε，研究表明動態(tài)球化率隨著應變量的增加滿足Avrami 方程，fDg=1 －exp［－k·(ε －εc)n］。同時揭示熱變形對初始組織及靜態(tài)球化的影響規(guī)律:發(fā)生彎折、被鐓粗的片層球化率較小，垂直于壓縮軸的片層通過平直分離機制發(fā)生動態(tài)/靜態(tài)球化;應變量顯著影響靜態(tài)球化效果，小變形下片層組織靜態(tài)球化難發(fā)生，大變形使得組織細小、均勻;并建立了靜態(tài)球化動力學模型(Xstatic為靜態(tài)球化比例)(式1)和球化時間(τvd)預測模型(式2)［11］，為熱處理制度的確定奠定了基礎。

2 等溫局部加載不同加載區(qū)和過渡區(qū)組織均勻性控制

等溫局部加載每一加載步僅對坯料局部施加載荷，存在著加載區(qū)、未加載區(qū)和過渡區(qū)，不同區(qū)域經(jīng)歷著復雜的不同熱循環(huán)過程和不均勻變形，可能導致組織的多樣化。同時過渡區(qū)作為連接加載區(qū)和未加載區(qū)中間部分，變形和組織演化更為復雜，易于出現(xiàn)宏微觀缺陷。保證過渡區(qū)和不同加載區(qū)組織的均勻性是其中又一關(guān)鍵問題。

文獻［12］提出研究鈦合金大型復雜構(gòu)件成形過渡區(qū)微觀組織演化的物理模擬方法，獲得了局部加載多道次不均勻變形條件下過渡區(qū)微觀組織的演化機理。研究表明:應變路徑的變化使得初生等軸α 相扭曲、排列混亂，而再結(jié)晶促進β 晶粒的等軸化;多次加熱會導致初生等軸α 相的粗化，而變形細化了β 晶粒;初生等軸α 相體積分數(shù)則與變形路徑無關(guān)。

文獻［13］獲得了局部加載下鈦合金熱加工溫度歷史對不同區(qū)域組織形貌和均勻性的影響規(guī)律。研究表明:兩相區(qū)變形，當每一加載步變形溫度相同時，獲得的是雙態(tài)組織或等軸組織，各變形區(qū)組織形態(tài)差異較小(圖5);第一加載步近β 鍛，第二加載步常規(guī)鍛，可獲得三態(tài)組織，各區(qū)域次生片層α 相形態(tài)因變形歷史不同而不同(圖6)。進一步研究發(fā)現(xiàn)，近β 鍛的加熱溫度是初生等軸α 相含量的決定因素，近β 鍛與常規(guī)鍛的溫度差則決定次生片層α相的含量，提高最后一個加載步常規(guī)鍛的加熱溫度或冷卻速率可促進β 基體中產(chǎn)生次生α 相(圖7);最后一道次變形量大則可導致后加載區(qū)片層α 相球化，增大組織不均勻性;降低最后一道次的變形量或增加片層α 相厚度可防止片層球化［14］。

不均勻變形影響等軸α 相的擴散生長、次生α相析出及球化，在局部加載近β 鍛造中可能出現(xiàn)的四種準三態(tài)組織形態(tài)有:(a)初生α +平直的次生片層α+分散的β 基體，(b)初生α+混亂的次生片層α+聚集的β 基體，(c)初生α +部分球化的次生α +β基體，(d)初生α+球化的次生α+聚集的β 基體(圖8)。針對2個加載步成形過程，產(chǎn)生上述組織相應的條件分別為:(a)每一加載步均小變形(ε ＜0.4);(b)第一加載步大變形(ε ＞1.0)，(c)第二加載步中等程度變形(0.4 ＜ε ＜0.8)，(d)第二加載步大變形(ε ＞1.0)［5］。

圖5 兩相區(qū)局部加載后各區(qū)微觀組織［13］ (a)先加載區(qū);(b)過渡區(qū);(c)后加載區(qū)Fig.5 Microstructures of different regions after deformation in two－phase region(970℃/AC)［13］(a)the first－loading region;(b)the transitional region;(c)the second－loading region

圖6 第一加載步近β 鍛第二加載步常規(guī)鍛后各區(qū)微觀組織［13］ (a)先加載區(qū);(b)過渡區(qū);(c)后加載區(qū)Fig.6 Microstructures of the sample processed through near－β forging in the first loading step combined with conventional forging in the second one［13］(a)the first－loading region;(b)the transitional region;(c)the second－loading region

圖7 近β 鍛+常規(guī)鍛獲得的組織［13］ (a)970℃/930℃，50%，AC;(b)970℃/950℃，50%，AC;(c)970℃/930℃，50%，WQ;(d)970℃/930℃，70%，WQFig.7 Microstructures of the specimen through near－β forging combined with conventional forging by changing forming conditions［13］(a)970℃/930℃，50%，AC;(b)970℃/950℃，50%，AC;(c)970℃/930℃，50%，WQ;(d)970℃/930℃，70%，WQ

圖8 近β 局部加載不均勻變形條件下可能的四種準三態(tài)組織［5］ (a)初生α+平直的次生片層α+分散的β 基體;(b)初生α+混亂的次生片層α+聚集的β 基體;(c)初生α+部分球化的次生α+β 基體;(d)初生α+球化的次生α+聚集的β 基體Fig.8 Four quasi－tri－modal microstructures resulting of unequal deformation by near－β local loading［5］ (a)primary α+clustered lamellar α+transformed β matrix;(b)primary α+disordered lamellar α+aggregated transformed β matrix;(c)primary α+partly globularized secondary α+transformed β matrix;(d)primary α+fully globularized secondary α+aggregated transformed β matrix

3 鈦合金三態(tài)組織形成條件及等溫局部加載參數(shù)優(yōu)化

等溫局部加載成形件的最終組織與整個熱加工過程密切相關(guān)，且過程復雜、影響參數(shù)多，因此研究獲得三態(tài)組織的方法和形成條件，并實現(xiàn)基于三態(tài)組織目標的鈦合金等溫局部加載參數(shù)優(yōu)化是等溫局部加載技術(shù)應用于高性能鈦合金大型復雜構(gòu)件成形的關(guān)鍵。

3.1 鈦合金三態(tài)組織成形條件

鈦合金三態(tài)組織具有類似于雙態(tài)組織的初生等軸α 相，除等軸α 相之外的組織與雙態(tài)組織中的β轉(zhuǎn)變組織有很大不同，是類似于雙片層組織［15～18］的組織，即由粗片層α 和β 轉(zhuǎn)變組織組成。三態(tài)組織的形成通常要經(jīng)歷近β溫度和普通兩相區(qū)溫度的過程［3，19，20］，鈦合金在經(jīng)歷了近β 溫度(變形或不變形)處理和水冷的過程后，組織中等軸α 的含量將減少到20%左右;之后經(jīng)歷普通兩相區(qū)溫度(β 轉(zhuǎn)變點以下40 ～60℃)的保溫，組織中出現(xiàn)細片層α 且厚度不斷增大［21］;冷卻后粗片層α 之間的高溫β 相轉(zhuǎn)變成β轉(zhuǎn)變組織(β轉(zhuǎn))，即形成三態(tài)組織(α等軸+α粗片+β轉(zhuǎn))。

文獻［22］提出三種可能獲得三態(tài)組織的工藝方法:近β 鍛、常規(guī)鍛+最后一道次近β 鍛、常規(guī)鍛+近β 熱處理，并探明不同加載道次、冷卻方式和熱處理下先后加載區(qū)組織演化規(guī)律。研究表明:等溫局部近β 鍛和等溫局部常規(guī)鍛+最后一道次等溫局部近β 鍛條件下，各加載區(qū)晶粒尺寸較小且比較均勻，先加載區(qū)等軸α 晶粒含量和晶粒度大于后加載區(qū)。兩種工藝方案下微觀組織的不同主要表現(xiàn)在后加載區(qū)的微觀組織:前者有混亂交織的片層次生α 相生成，而后者無該相生成(圖9)。

圖9 不同成形工藝獲得的先后加載區(qū)微觀組織［22］(a)先加載區(qū)(等溫局部近β 鍛);(b)后加載區(qū)(等溫局部近β 鍛);(c)先加載區(qū)(等溫局部常規(guī)鍛+等溫局部近β 鍛);(d)后加載區(qū)(等溫局部常規(guī)鍛+等溫局部近β 鍛)Fig.9 Microstructures of first and second loading regions through different forming techniques ［22］ (a)first－loading region，near－β local forging;(b)second－loading region，near－β local forging;(c)first－loading region，conventional local forging combined with near－β forging;(d)first－loading region second－loading region，conventional local forging combined with near－β forging

多道次等溫局部近β 鍛(水冷)，熱處理后后加載區(qū)組織由等軸α 相、混亂交織的次生片層α 相和β 轉(zhuǎn)變基體組成，三道次成形時，獲得典型的三態(tài)組織(圖10)。當鍛后冷卻方式為空冷(AC)時，先加載區(qū)等軸α 含量高于水冷(WQ)條件，且等軸α 晶粒尺寸也略大;對于后加載區(qū)而言，兩種冷卻方式下試樣的微觀組織中均為包含少量等軸α 晶粒的網(wǎng)籃組織(圖11)。

等溫局部常規(guī)鍛+近β 熱處理時，先、后加載區(qū)組織的相構(gòu)成和晶粒大小無明顯差異，但晶粒粗化現(xiàn)象明顯;熱處理后爐冷(FC)時，等軸α 相晶粒度和次生片層α 相厚度均明顯大于前兩種工藝;熱處理后空冷時，等軸α 相晶粒度明顯大于前兩種工藝的結(jié)果，無片層次生α 生成，僅有少量針狀次生α 相(圖12)。

圖10 不同道次等溫局部近β 鍛的微觀組織［22］ (a)二道次;(b)三道次;(c)四道次Fig.10 Microstructures of the specimen through isothermal near－β local forging with different loading passes［22］(a)2 passes;(b)3 passes;(c)4 passes

圖11 不同冷卻方式、不同加載區(qū)的微觀組織［22］ (a)先加載區(qū)(WQ);(b)后加載區(qū)(WQ);(c)先加載區(qū)(AC);(d)后加載區(qū)(AC)Fig.11 Microstructures of different loading regions with AC or WQ［22］ (a)first－loading region/WQ;(b)second－loading region/WQ;(c)first－loading region/AC;(d)second－loading region/AC

圖12 近β 熱處理后不同冷卻方式、不同加載區(qū)的微觀組織［22］ (a)先加載區(qū)(FC);(b)后加載區(qū)(FC)Fig.12 Microstructures of first and second loading regions after near－β heat treatment［22］(a)first－loading region/FC;(b)second－loading region/FC

綜合分析等溫近β 鍛造和熱處理對TA15 鈦合金組織形貌的影響，可知:相同條件近β 鍛后，再結(jié)晶退火(850℃/100min/AC)后β 晶粒內(nèi)析出細小平行片層α 相，而淬火時效(950℃/100min/WQ +800℃/8h/AC)后析出的片層α 相寬度明顯增加，呈現(xiàn)交錯、網(wǎng)籃狀分布;并且TA15 鈦合金近β 變形+鍛后迅速水冷+淬火時效后組織符合三態(tài)組織特征(圖13)。通過進一步的定量分析(圖14)，確定TA15 鈦合金獲得穩(wěn)定三態(tài)組織的工藝條件:970 ～975℃變形+鍛后水冷+淬火時效(950℃/100min/WQ+800℃/8h/AC)?？梢垣@得一定含量等軸α(15% ～20%，直徑7μm，長寬比≤2.5)，大量片層α 構(gòu)成的網(wǎng)籃(50% ～60%，厚度在1 ～1.3μm)和 β 轉(zhuǎn)變基體組成的三態(tài)組織［23，24］。

圖13 TA15 鈦合金再結(jié)晶退火、淬火時效后組織(970℃/35% /0.1s －1)［23］ (a)再結(jié)晶退火;(b)淬火時效Fig.13 Microstructures after near－β forging and annealing or quenching+aging (970℃/35% /0.1s －1)［23］(a)annealing;(b)quenching+aging

圖14 TA15 鈦合金不同變形條件淬火時效后組織［24］ (a)965℃/35% /0.01s －1;(b)970℃/20% /0.01s －1;(c)975℃/50% /0.01s －1;(d)980℃/50% /0.01s －1Fig.14 Microstructures after near－β forging and quenching［24］ (a)965℃/35% /0.01s －1;(b)970℃/20% /0.01s －1;(c)975℃/50% /0.01s －1;(d)980℃/50% /0.01s －1

3.2 等溫局部加載成形全過程工藝參數(shù)優(yōu)化控制

綜合考慮鈦合金等溫局部加載全過程的加熱、保溫、變形和冷卻等多個階段，分析獲得各階段的主要組織演變現(xiàn)象、影響參數(shù)及組織變化特征，建立包含全過程組織演變機制的材料模型，在此基礎上建立了鈦合金大型復雜構(gòu)件等溫局部加載全過程宏微觀有限元模型［25～27］。并結(jié)合元胞自動機和晶體塑性有限元耦合的微觀組織形態(tài)預測模型，實現(xiàn)鈦合金等溫局部加載成形過程宏觀變形和微觀組織的統(tǒng)一預測［28～30］，為鈦合金大型復雜構(gòu)件等溫局部加載成形過程優(yōu)化和組織控制提供先進手段。

通過有限元模擬并結(jié)合實驗定量分析獲得高溫+低溫的熱循環(huán)溫度對組織含量的影響規(guī)律(圖15)，研究表明高溫加熱溫度是初生等軸α 相含量的決定因素，而低溫加熱溫度決定次生片層α 相的含量，據(jù)此確定高低溫熱循環(huán)合理加熱溫度。進一步研究局部加載不均勻變形程度對微觀組織的作用規(guī)律(圖16)，可知增加加載道次減小單道次不均勻變形量可以顯著提高組織均勻性。同時，綜合考慮鈦合金大型復雜構(gòu)件模鍛方式、模具分區(qū)和模具參數(shù)設計及可能出現(xiàn)的充填不滿、折疊、錯移、穿筋、流線紊亂等缺陷，確定既保證宏觀成形質(zhì)量又能獲得三態(tài)組織的鈦合金大型復雜構(gòu)件等溫局部加載成形合理工藝方案和參數(shù):第一道次Tβ－(40 ～50)℃/總變形量80% /AC;第二道次Tβ－ (15 ～20)℃/1.5h/AC+Tβ－(40 ～50)℃/1.5h/AC;鍛后普通退火(850℃/1.5h/AC)。

依據(jù)此方案以小載荷(小于3000t)成功制備出TA15 鈦合金隔框鍛件(圖17)，將我國小載荷鍛造鈦合金構(gòu)件投影面積從原有的不到1m2提高到2.1m2，提高成形能力2 倍多;鍛件各部位的力學性能均滿足航空設計要求(表1)，實現(xiàn)了鈦合金復雜鍛件省力成形成性一體化制造。

4 結(jié)論及展望

圖15 高溫+低溫的熱循環(huán)方式下加熱溫度對組織構(gòu)成的影響 (a)等軸α 相含量;(b)片層α 相含量Fig.15 Effect of temperature on microstructure after high－low temperature hot working(a)content of equiaxed α;(b)content of lamellar α

圖16 不均勻變形程度對等溫局部加載鈦合金組織的影響 (a)一道次成形等軸α 相體積分數(shù);(b)兩道次成形等軸α 相體積分數(shù);(c)一道次成形等軸α 相晶粒尺寸;(d)兩道次成形等軸α 相晶粒尺寸Fig.16 Effect of unequal deformation on microstructure of Ti－alloy under isothermal local loading (a)volume fraction of equiaxed α after one－pass loading;(b)volume fraction of equiaxed α after two－pass loading;(c)grain size of equiaxed α after one－pass loading;(d)grain size of equiaxed α after two－pass loading

圖17 鈦合金隔框和組織 (a)鈦合金隔框(局部);(b)組織形貌(三態(tài)組織)Fig.17 Bulkhead of TA15 alloy and its microstructure (a)bulkhead (part);(b)microstructure (tri－modal structure)

表1 TA15 鈦合金隔框樣件性能Table 1 Mechanical properties of TA15 bulkhead

通過精確塑性成形，將輕質(zhì)高強的難變形材料(如鈦合金)制造成高性能輕量化復雜構(gòu)件(如整體隔框)，既是航空航天高端裝備發(fā)展的戰(zhàn)略需求，又是國際成形技術(shù)前沿領(lǐng)域重要課題。等溫局部加載近β 鍛造工藝為實現(xiàn)鈦合金大型復雜構(gòu)件成形成性一體化制造提供了一種有效的工藝途徑，而等溫局部加載多道次、多參數(shù)和復雜的不均勻變形引發(fā)的組織控制難題是制約該技術(shù)應用和發(fā)展的瓶頸。本工作從等溫局部加載多道次變形鈦合金微觀組織各構(gòu)成相的演化機制入手，闡述不同加載區(qū)和過渡區(qū)組織均勻性及關(guān)鍵控制因素、綜合性能優(yōu)異的鈦合金三態(tài)組織形成條件，進而給出通過熱力參數(shù)優(yōu)化和毛坯設計實現(xiàn)鈦合金大型復雜構(gòu)件成形成性一體化的方法，并成功應用于TA15 鈦合金隔框的制造，提高成形能力2 倍多。針對鈦合金大型復雜構(gòu)件等溫局部加載成形如何實現(xiàn)構(gòu)件微觀組織形貌設計及實現(xiàn)、性能預測以及發(fā)展低成本成形技術(shù)將成為需要進一步開展的研究。

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