陳光1, , 鄭功1, 祁志祥1, 張錦鵬1, 李沛1, 成家林2, 張中武3

1 南京理工大學先進金屬與金屬間化合物材料技術工業和信息化部重點實驗室、材料評價與設計教育部工程研究中心 南京 210094
2 南京工程學院材料工程學院 南京 211167
3 哈爾濱工程大學超輕材料與表面技術教育部重點實驗室 哈爾濱 150001

摘要

關鍵詞： 受控凝固 ; 熔體熱處理 ; 半固態快冷順序凝固 ; 定向凝固 ; 定向熱處理

凝固是自然界的普遍現象,也是材料特別是金屬材料制備的基本過程。控制凝固過程已成為提高傳統材料性能和研制新材料的重要途徑。如應用定向凝固技術發展的單晶高溫合金,顯著提高了航空發動機葉片的承溫能力和戰機的推重比[1]。因此,發展受控凝固技術,對科技進步、社會發展乃至國家安全均具有重要和不可替代的作用。定向凝固技術在發熱鑄型法(EP)[2]、功率降低法(PD)[3]、快速凝固法(HRS)[4]、液態金屬冷卻法(LMC)[5]等基礎上,發展了區域熔化液態金屬冷卻法(ZMLMC)[6]、深過冷定向凝固法(DUDS)[7]、電磁約束成形定向凝固法(DSEMS)[8]、激光超高溫度梯度快速定向凝固法[9]以及光學浮區定向凝固法[10]等。定向凝固的溫度梯度不斷提高、冷卻速率不斷加快,無坩堝熔煉、無鑄型、無污染的定向凝固成形技術嶄露頭角[11]。以快冷和深過冷為典型代表的非平衡凝固研究也越來越活躍。通過控制凝固過程對平衡偏離的程度所產生的非平衡效應,不僅可以減小偏析、擴大亞穩固溶度、細化組織、形成新的亞穩相,而且還發展了非晶、準晶、納米晶新材料[12]。作者所在課題組近20年來,以定向凝固技術為基礎,致力于全面全程受控非平衡凝固技術研究,取得了一些進展和心得。本文對作者所在課題組的相關工作進行回顧和展望。

1 調控預結晶狀態的熔體熱處理及其對液/固界面形態的影響

對于經由液態到固態相變過程獲得的材料,其液態結構和性質對固態組織、性能和質量有著直接和重要的影響。Вертман等[13]指出,只有在獲得可靠的液態結構和性質的情況下,冶金學才能由技藝轉變成一門科學;金屬熔體的結構和性質是冶金學的重要問題。金屬和合金的液態結構不僅與金屬的種類和合金的成分有關,也與熔體的溫度以及熔體的熱歷史有關。

文獻[14]的作者提出通過熔體過熱處理改變材料預結晶狀態進而調控凝固過程的學術思想,即根據材料熔體結構與溫度的對應關系及其在冷卻和凝固過程中的演化規律,借助于一定的熱作用人為地改變熔體結構以及變化進程,從而改善材料的組織、結構和性能。

經熔體熱處理后,對Al-Cu合金進行定向凝固,隨著過熱處理溫度的升高,界面形態發生胞→平→平胞界面失穩演化[15];同樣,對Sb-Bi合金的定向凝固熔體處理表明,過熱溫度的升高會使液/固界面形態發生胞→平→胞→樹枝晶轉變[16];對鎳基高溫合金進行過熱處理定向凝固時,隨著過熱溫度的升高,界面形態發生平→淺胞→胞狀轉變,如圖1[17]所示。

圖1   熔體過熱溫度對定向凝固鎳基高溫合金液/固界面影響規律[17]

Fig.1   Influences of melt superheat temperature on interface morphology of Ni-based superalloy in directional solidification[17]
(a) 1400 ℃ (b) 1500 ℃ (c) 1600 ℃ (d) 1700 ℃

研究[18,19]表明,熔體過熱處理影響定向凝固界面形態及其穩定性的根本原因在于熔體結構狀態的非平衡弛豫過程和不可逆變化引起的滯后效應。熔體過熱處理對平界面穩定性的影響,一方面包括了黏滯性系數η與溶質分配系數k對平界面穩定性的穩定化作用;另一方面又有過熱度ΔT'及其引起的高溫“遺傳”熵對平界面穩定性的減弱作用。當ΔT'低于臨界過熱度ΔTc' 時,η與k的穩定化作用占主導地位,使平界面穩定性隨著ΔT'的增加而提高;當ΔT'超過ΔTc' 時,高溫“遺傳”熵使界面前沿成分過冷區增大,增大的成分過冷度成為降低平界面穩定性的主要因素,導致平界面失穩。

根據定向凝固成分過冷理論[20],平界面穩定性判據為：

${?}_{\mathrm{L}}/?\ge \mathrm{\Delta }?/{?}_{\mathrm{L}}$(1)

$\mathrm{\Delta }?=?{?}_0(1-?)/?$(2)

式中,GL為固/液界面前沿液相中的溫度梯度,V為界面生長速率,ΔT是成分為C0的合金液相線與固相線溫度差,DL為液相中溶質擴散系數,m為液相線斜率,C0為合金溶質含量,k為溶質分配系數。在ΔT' 低于ΔTc'、GL/V不變的條件下,隨著過熱處理溫度升高,k和DL增大、η減小(η減小也使DL增大),導致ΔT/DL減小。當ΔT/DL減小到趨近或小于GL/V時,平界面穩定,發生Al-Cu和Sb-Bi合金胞狀界面向平界面的演化。

對定向凝固DD98單晶高溫合金進行熔體熱處理,與不經熔體過熱處理相比,一次枝晶間距細化52%,1010 ℃、248 MPa持久壽命達107.38 h,是不經熔體處理(37.55 h)的2.86倍[12]。

最近,對鑄造TiAl合金進行的熔體熱處理研究[21,22,23]表明,未經熔體處理的Ti-48Al-2Cr-2Nb合金為粗大的柱狀晶。經過10次熔體處理后,合金由邊緣細小的柱狀晶及芯部粗大的等軸晶組成。增加循環次數后,晶粒細化效果更加顯著,但晶粒尺寸的減小程度則不斷降低,如圖2[23]所示。

圖2   熔體熱處理循環次數對Ti-48Al-2Cr-2Nb合金宏觀組織的影響[23]

Fig.2   Macrostructures of Ti-48Al-2Cr-2Nb alloys after different cycles of cyclic melt heat treatment[23]
(a) 0 cyc (b) 10 cyc (c) 15 cyc (d) 20 cyc

可見,從利用溫度對熔體結構的影響出發,通過控制金屬熔體預結晶狀態可以顯著改善金屬材料的組織、性能及質量,為挖掘材料的性能潛力開辟了一條有效的新途徑,具有廣闊的應用前景。

2 半固態處理調控內生相形貌和尺寸

針對塊體金屬玻璃(BMG)室溫脆性,本課題組前期工作[24]發明了在液/固兩相區進行保溫調控先析出相形貌、尺寸和體積分數的方法,成功制備了內生球晶/BMG復合材料,如圖3[24]所示。可以看出,球晶/BMG復合材料的室溫壓縮屈服強度和斷裂強度分別達到了1350 MPa和1800 MPa,塑性應變達到了12.0%,與具有相同成分、含有同樣β相體積分數的樹枝晶/BMG復合材料相比,球晶/BMG復合材料的壓縮塑性提高了約20%,屈服強度提高了約13%[24,25]。繼我們2006年首次發表了半固態處理調控內生相形貌、尺寸的方法,發現粗化和球形的析出相更能有效阻止剪切帶和裂紋擴展后,Hofmann等[26,27]于2008年利用半固態技術制備了一系列鋯基、鈦基金屬玻璃復合材料,其拉伸屈服強度超過了1200 MPa,拉伸塑性應變達到了10%,實現了BMG復合材料拉伸塑性的突破。用粗化的內生晶體相阻止剪切帶的擴展被提為(proposed)金屬玻璃復合材料獲得室溫拉伸塑性的2個基本原則之一[26,28,29]。

圖3   半固態處理制備金屬玻璃復合材料的組織和室溫壓縮應力-應變曲線[24]

Fig.3   Microstructure (a) and room temperature compressive stress-strain curves (b) of bulk metallic glasses (BMG) composites synthesised by semi-solid processing[24] (Vit.1 monolithic BMG; S1 (Zr56.2Ti13.8- Nb5.0Cu6.9Ni5.6Be12) with spherical crystalline; S2 (Zr60Ti14.7Nb5.3Cu5.6Ni4.4Be10) with spherical crystalline)

加熱溫度和保溫時間直接影響著析出相的形貌、尺寸和體積分數。通過改變保溫時間可以調控初生晶體相的形貌和尺寸,改變保溫溫度可以調控初生晶體相的體積分數,圖4[30]是Zr-BMG在850 ℃保溫不同時間的金相顯微組織。從圖中可以清楚看到β-Zr相的演化過程。當合金熔體不經過半固態處理,直接連續冷卻時,β-Zr相為細小樹枝晶彌散分布在BMG基體上,如圖4a所示。當保溫時間延長至5~10 min時,枝晶臂開始熔斷并逐漸球化,同時晶粒尺寸也進一步增大,如圖4d和e所示。當保溫時間超過20 min后,β-Zr相進一步演化成了近球狀,并隨著保溫時間的進一步延長,細小的球形顆粒逐漸消失,粗大的球狀顆粒進一步長大,如圖4f~h所示。

圖4   Zr-塊體金屬玻璃(BMG)復合材料850 ℃保溫不同時間的顯微組織[30]

Fig.4   Microstructures of the Zr-BMG composites held at 850 ℃[30]
(a) 0 min (b) 1 min (c) 3 min (d) 5 min (e) 10 min (f) 20 min (g) 40 min (h) 200 min

為了更好地表征不同保溫時間下β-Zr的尺寸和形態的演變規律,用等效直徑Deq、平均形狀因子SF和比表面積Sv來定量描述析出相的形貌和尺寸,如圖5[30]所示。根據上述實驗結果,可得出[30]：

${?}_{\mathrm{v}}\left(?\right)\approx {?}_{\mathrm{S}}^{-1/3}{?}^{-1/3}$(3)

${?}_{\mathrm{eq}}\approx {?}^{1/3}{?}^{1/3}$(4)

式中,t為保溫時間,KS為表面速率常數,K為與擴散系數、界面能等其它材料參數相關的速率常數。

圖5   等效直徑Deq、平均形狀因子SF和比表面積的倒數Sv-1隨保溫時間變化曲線[30]

Fig.5   Average equivalent diameter Deq, average shape factor SF (a) and inverse specific surface area Sv-1 (b) of precipitated β-Zr phase as a function of the holding time[30]

析出相的體積分數Vs與半固態處理溫度有關,在某一溫度T0下保溫時,可以認為是平衡態,固相比例符合杠桿定率：Vs=(C0-CL)/(CS-CL)。其中,CL和CS分別為溫度T0時的液、固相線成分。

以冷速R從半固態處理保溫溫度T0冷卻到玻璃轉變溫度Tg,所需時間tc。最終Vs為：

${?}_{\mathrm{s}}=[1+{\int }_0^{{?}_{\mathrm{c}}}?\left(?\right)\mathrm{d}?]\frac{{?}_0-{?}_{\mathrm{L}}}{{?}_{\mathrm{S}}-{?}_{\mathrm{L}}}$(5)

$?=?\left(?\right)$(6)

式中,U(T)為在非平衡連續冷卻過程中,溫度T下固態相體積分數的增加速率。

3 快冷順序凝固制備組織性能均勻的非晶復合材料

動力學快冷非平衡凝固對冷速極為敏感,不同壁厚處的冷卻速率存在差異導致組織和性能不均勻,也難以消除縮孔、縮松等凝固缺陷。本課題組前期工作[31,32]發明的快冷順序凝固方法,在快速冷卻過程中控制熱流單向流出,使與熱流方向相互垂直的橫截面上冷速相同,保證了組織、性能均勻,并控制逐層順序凝固,消除了凝固缺陷。

圖6   銅模鑄造和快冷順序凝固制備的Mg-BMG復合材料的顯微組織[32]

Fig.6   Microstructures of the Mg-BMG composites prepared by different method[32]
(a, b) copper mold casting (c, d) rapid progressive solidification

圖6[32]為銅模鑄造與快冷順序凝固的Mg-BMG復合材料的微觀組織。快冷順序凝固實現了第二相從邊緣到芯部的均勻分布。銅模鑄造的試樣室溫壓縮斷裂強度和塑性分別為945 MPa和9%,而快冷順序凝固技術制備的試樣斷裂強度為1100 MPa,塑性達到19%。在Mg-BMG中加入Zr,采用順序凝固制備出的內生NiZr金屬間化合物復合材料,強塑性也大幅度提高[33]。

以Zr-BMG復合材料為對象,本課題組進一步研究了順序凝固速率對析出相形貌及力學性能的影響,如圖7[34]所示。可見,隨著順序凝固速率的降低,樹枝晶尺寸和體積分數都相應增加,復合材料的塑性也顯著提高。凝固速率降低到1 mm/s時,復合材料的塑性應變達到了22.9%。繼續降低抽拉速率,BMG基體中將會析出脆性金屬間化合物組成的共晶組織,復合材料的塑性迅速降低。圖8是采用普通滲流鑄造和快冷順序凝固方法制備的連續鎢絲Wf/Zr-BMG復合材料組織。可以看出,與采用普通滲流鑄造方法得到的連續鎢絲Wf/Zr-BMG復合材料相比,采用快冷順序凝固得到的復合材料的凝固缺陷被有效消除。

圖7   抽拉速率對快冷順序凝固Zr-BMG復合材料組織和性能的影響[34]

Fig.7   Microstructures (a~e) and compressive stress-strain curves (f) of Zr-BMG composites prepared by rapid progressive solidification at different withdrawal velocities of 8 mm/s (a), 4 mm/s (b), 2 mm/s (c), 1 mm/s (d) and 0.46 mm/s (e)[34]

圖8   普通滲流鑄造和快冷順序凝固制備的Wf/Zr-BMG復合材料

Fig.8   Wf/Zr-BMG composites prepared by infiltration casting (a) and rapid progressive solidification (b)

4 半固態快冷順序凝固制備具有室溫拉伸塑性的大尺寸非晶復合材料

半固態快冷順序凝固(SSPS)綜合了半固態處理和快冷順序凝固的各自優勢[35],首先將熔體冷卻至液/固兩相區進行半固態處理,控制初生相形貌、尺寸和體積分數;隨后進行快冷順序凝固,以消除縮孔、縮松等凝固缺陷,獲得組織、性能均勻一致,具有室溫拉伸塑性的大尺寸非晶復合材料。

圖9[34,35]為采取SSPS技術制備的11 mm直徑Zr-BMG合金的宏觀形貌及其表面、心部的顯微組織。可以看出,試樣表面和心部的組織非常均勻,粗大的β-Zr相均勻分布在玻璃基體上,平均尺寸為42.5 μm,體積分數約為50%,并且沒有觀察到縮孔、縮松等凝固缺陷。圖10[35]為SSPS技術制備的Zr-BMG合金試樣室溫拉伸工程應力-應變曲線。可見,在室溫拉伸條件下,該合金表現出了優異的力學性能：其屈服強度為1080 MPa,具有明顯的加工硬化行為,抗拉強度達到了1180 MPa,拉伸塑性應變達到了6.2%。

圖9   半固態快冷順序凝固(SSPS)技術制備的11 mm直徑Zr-BMG復合材料的宏觀形貌及表面、心部的顯微組織[34,35]

Fig.9   Appearance (a) and OM images take from the surface (b) and center (c) for the Zr-BMG composites prepared by semi-solid progressive solidification (SSPS)[34,35]

圖10   SSPS技術制備的Zr-BMG復合材料室溫拉伸工程應力-應變曲線[35]

Fig.10   Engineering tensile stress-strain curve of the Zr-BMG composites prepared by SSPS (Inset show the samples after tension)[35]

5 定向凝固思想在固態相變中的應用：定向熱處理

定向凝固技術廣泛應用于高溫合金[1]、金屬間化合物[36,37,38,39]、超導體[40,41,42]、半導體[43]、拓撲絕緣體[44,45]、磁性材料[46,47,48,49,50]和鐵電材料[51,52]等。但對于不經歷液/固相變過程制備的材料構件,如粉末冶金技術制備的合金、氧化物彌散強化高溫合金以及變形合金等構件,無法通過定向凝固實現組織定向化。定向凝固過程中熔體與模殼長時間接觸,污染難以避免。凝固過程中在熔點以上長時間保溫能耗也很大。如果能夠在熔點以下,通過再結晶或固態相變實現晶界或相界的定向遷移,獲得所需要的具有定向組織的顯微結構或單晶,即定向熱處理[53],則可解決上述問題。

定向熱處理最早被用來制備單晶W絲[54]。后來很多實驗研究發現,定向熱處理可以在許多金屬中獲得定向柱狀晶或單晶[55,56,57,58,59,60,61,62,63,64,65,66,67,68,69,70,71,72,73,74,75,76],并發現材料初始晶粒尺寸、晶體學織構以及材料中的溶質原子或第二相顆粒等顯微組織特征會影響晶界定向遷移過程;同時,加熱溫度(熱區溫度)、溫度梯度和試樣的抽拉速率(或熱區移動速率)等定向熱處理工藝參數也會影響組織定向化效果。但以往的研究中涉及定向熱處理過程中再結晶機制和動力學的報道很少。

本課題組前期工作[77,78,79,80]以工業純Fe為模型材料,對定向再結晶過程及其影響因素、定向再結晶動力學及其機制進行了系統的實驗研究。圖11[77]表明,在900 ℃熱區溫度下,對應著一個最佳的抽拉速率,在這個抽拉速率下可以得到最大的柱狀晶長度;抽拉速率很小的條件下,定向再結晶后的顯微組織由大的等軸晶構成;隨著抽拉速率增加,柱狀晶長徑比不斷增大,達到峰值后又隨抽拉速率增加而下降;當抽拉速率增大到一定程度后只能得到等軸晶。值得注意的是,合適的抽拉速率下,所得到的柱狀晶的晶界彼此之間相當平直。基于此,提出了定向再結晶動力學機制：不同熱區溫度下的最佳抽拉速率對應于該溫度晶界遷移速率;若大于最佳抽拉速率,晶界的定向遷移是熱激活過程;小于最佳抽拉速率,晶界的定向遷移則受控于有效抽拉速率。進而建立了可以成功預測柱狀晶長徑比與定向再結晶工藝關系的動力學方程。羅志榮等[81,82]的相場法模擬結果驗證了該動力學方程的正確性。

圖11   熱區溫度為900 ℃時不同抽拉速率下定向熱處理后純Fe的顯微組織[77]

Fig.11   Typical microstructures of iron directionally annealed at 900 ℃ with various withdrawing velocities (The direction of columnar grain growth is from left to right)[77]
(a) 0.5 µm/s (b) 0.8 µm/s (c) 3 µm/s (d) 8 µm/s (e) 15 µm/s (f) 30 µm/s

隨后,本課題組將定向熱處理應用于Fe-6.5%Si (質量分數)高硅鋼,其定向再結晶過程符合以工業純Fe為模型材料建立的定向再結晶動力學模型,證明該動力學模型適用于鐵基固溶體合金[83,84]。由于大尺寸的定向熱處理組織的存在,沿定向再結晶方向60°的矯頑力大幅降低,使軟磁性能顯著提升,進而實現了磁性能取向控制,具有重要的工程應用前景。

6 定向凝固與定向固態相變相結合制備具有擇優取向的全片層TiAl單晶

定向凝固的實質是控制熱流單向流出,液/固界面向相反方向遷移,使晶體沿擇優取向生長,得到沒有橫向晶界的柱狀晶組織。如果經過選晶或者采用籽晶,則可獲得單晶組織。定向凝固技術最杰出的應用,就是制備了<001>取向擇優生長的鎳基定向/單晶高溫合金,大幅度提高了高溫強度、持久/蠕變性能、熱疲勞性能以及服役溫度[1]。但是對于存在多變體固態相變的合金,定向凝固難以控制最終的晶體學取向,即使獲得了定向、甚至單晶組織,也未必是性能最佳的取向[85]。

初生β相凝固TiAl就是具有多變體固態相變的合金,在凝固之后還要經歷β→α→α2+γ的固態相變。根據Burgers關系,β→α固態相變中,新相α有12個變體(variants)[86],其中4個在α→α2+γ相變后形成與β相[001]取向一致的片層組織,另外8個呈45°角(圖12[87])。這就意味著,即使在定向凝固過程中獲得了具有[001]擇優取向的β相單晶,也無法控制最終的片層組織取向。

圖12   不同初生相TiAl合金片層取向和晶體取向之間的關系[87]

Fig.12   Relationship between lamellar and crystal orientation for primary β phase TiAl alloy (a) and primary α phase TiAl alloy (b)[87]

TiAl合金具有輕質(理論密度僅為3.9 g/cm3,鎳基高溫合金約為8.5 g/cm3)、高強、良好的抗氧化、抗蠕變和抗燒蝕等特點,可替代鎳基高溫合金實現減重約50%。美國在2011年成功使用TiAl合金(4822)替代鎳基高溫合金作為商用波音787飛機GEnxTM發動機最后兩級低壓渦輪葉片,使單臺發動機減重約72.5 kg[88],成為當時航空和材料領域轟動性事件。但TiAl合金還存在2大致命缺點：室溫拉伸塑性<2%;650 ℃左右強度開始下降[89]。

受定向凝固鎳基單晶高溫合金的啟發,科研人員希望通過定向凝固制備TiAl單晶。但由于前述β相凝固TiAl合金片層取向的不確定性,以往關于TiAl單晶的研究主要集中于α相凝固TiAl合金,這是因為初生α相不僅在定向凝固中具有唯一的[0001]擇優取向,在隨后的固態相變中,母相與新相的取向關系也一一對應。采用籽晶法制備的具有平行片層取向的α相凝固TiAl單晶,室溫塑性雖然可以高達10%及以上,但強度很低,近30年來一直沒有實現綜合性能的突破[90,91,92,93,94,95,96,97]。

β相凝固TiAl合金具有唯一的定向凝固擇優取向,可以通過定向凝固得到[001]取向的β相單晶,但根據Burgers關系,難以控制隨后的固態相變過程及最終的片層取向。本課題組通過深入研究[87]發現,由β相單晶制備全片層TiAl單晶調控最終片層取向的關鍵是控制β→α固態相變。理論計算[87]發現,β→α相變生成的12個α變體中,與β相單晶[001]取向成0°角的β/α相界面錯配度比45°角的低3.2%,據此提出了在固態相變過程中利用界面各向異性調控晶體取向的新理論[87],發明了通過定向凝固獲得[001]取向β相TiAl單晶,再利用界面各向異性通過定向固態相變調控β→α及最終片層取向的“雙控”技術,成功制備了平行取向的全片層TiAl單晶(圖13a),實現了材料強度、塑性和蠕變抗力的優異結合與全面跨越性提升。這一工作被認為對TiAl合金在更高溫度的廣泛應用做出了重大貢獻[98]。

圖13   平行取向全片層TiAl合金定向組織示意圖

Fig.13   Illustration of fully lamellar TiAl alloy with parallel orientation
(a) single crystal (b) bi-crystals (c) poly-crystals

7 總結和展望

從凝固與相變的基本原理出發,提出了基于非平衡效應調控凝固過程的新思路,發明了從熔體結構到凝固組織、從近平衡到極端非平衡的全面全程受控非平衡凝固新技術,突破了傳統凝固技術的局限性,實現了平衡和極端非平衡組織的調控和內生復合。應用于非晶合金,成功制備了大尺寸、無凝固缺陷、組織和性能均勻的塊體金屬玻璃復合材料,攻克了室溫脆性難題。應用于高溫合金等,可以顯著細化凝固組織,提高性能。

定向熱處理不僅可以用于粉末冶金等不經歷液/固相變過程制備的構件的組織定向化,而且可以避免熔體與模殼長時間接觸造成的污染,同時比定向凝固節能。以工業純Fe為模型材料揭示了定向再結晶動力學機制,并建立了可以成功預測柱狀晶長徑比與定向再結晶工藝關系的動力學方程。應用于Fe-6.5%Si (質量分數)高硅鋼,實現了磁性能取向控制。

發明的定向凝固與定向固態相變相結合的“雙控”定向相變技術,基于界面各向異性調控晶體取向的新理論,突破了β相凝固TiAl單晶片層取向無法控制的定論,實現了材料強度、塑性和蠕變抗力的優異結合與全面跨越性提升。

綜上,全面全程受控凝固技術、定向熱處理、液/固與固/固相變“雙控”技術等突破了傳統凝固技術的局限性,對研制新材料和改善傳統材料組織和性能具有重要意義,今后應進一步加大研究力度,并結合不同材料種類及性能要求,有針對性地發展新型凝固技術;同時,還應結合先進材料成形技術(如增材制造等),發展控形、控構、控性一體化新型凝固技術。

來源--金屬學報