CN101638749B - 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法 - Google Patents

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一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法,属于汽车用钢技术领域。基于合理化学成分设计和合金元素的配分,关键在于控制马氏体相变、C/Mn等溶质再次配分和奥氏体逆相变,获得多相、亚稳、及多尺度的M3型组织结构。其特征为:主要通过0.02-0.50wt%C和3.50-9.00wt%Mn使钢板、钢卷等在工业生产冷却过程中获得马氏体组织,且在Ac1以下100℃到Acl的保温过程中通过Mn和C配分,获得超细尺寸的逆转变奥氏体和α相基体。可实现汽车用高强塑积热轧和冷轧钢板的工业生产。优点在于,强度为0.7-1.3GPa,延伸率为55-30%,强塑积为35-55GPa%。

Description

一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
技术领域
[0001] 本发明属汽车用钢技术领域,提供了一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法,其强塑积(强塑积是抗拉强度与延伸率的乘积)>35GPa%。
技术背景
[0002] 高强度高塑性材料一直是材料工作者持之以恒的追求目标,特别是随着汽车轻量 化和安全性要求的提高,要求汽车结构件用钢具有高强塑积(抗拉强度与延伸率的乘积)。 第一代汽车用钢的强塑积在10-20GPa%&水平,已经不能满足汽车工业未来发展对轻量化 和高安全的双重要求。比如抗拉强度在200-1000MPa的范围的IF钢、BH钢、HSLA钢、DP钢 和TRIP钢等钢材的强塑积为15-20GPa%的水平,超高强度马氏体钢的强度在1500MPa的级 另IJ,它的强塑积约为10GPa%左右。为了适应汽车轻量化和提高安全性的需求,近年来人们 相继开发了高强度高塑性的TWIP钢和奥氏体钢,即现在被称谓的第二代汽车用钢,它们的 抗拉强度可以达到800-1000MPa,强塑积达到了 级别。但第二代汽车用钢添加了 大量的Cr、Ni、Mn、Si和Al等合金元素,使得其成本较高。同时由于高合金含量,导致了钢 的工艺性能较差,冶金生产困难较大,因而限制了其生产与应用。为了适应节约资源、降低 成本、汽车轻量化和提高安全性的要求,需要研发高强塑积超高强度、而且低成本的新一代 汽车用钢,即第三代高强高塑汽车用钢。
[0003] 我们提出新一代低合金钢的控制理念,即基于多相(Multi-phase)、亚稳 (Meta-stable)、及多尺度(Multi-scale)组织设计(M3组织控制)。研制出一种中低合金 含量的超高强塑积汽车用钢制备技术,并可应用于现有的钢铁冶金工业板带生产流程,生 产出高性能的热轧板带或冷轧钢板带。
发明内容
[0004] 本发明的目的在于提供一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法,为了适应节 约资源、降低成本、汽车轻量化和提高碰撞安全性的要求,需要研发成本低廉又具有较高强 塑积的钢种。有别于第一代钢铁材料的以BCC组织结构为主的第一代汽车用钢和以FCC 组织结构为主的第二代汽车用钢,第三代汽车用钢采用新型组织调控的手段,获得“多相 (Multi-phase)、亚稳(Meta-stable)、及多尺度(Multi-scale) ” 的 M3 组织结构。
[0005] 本发明基于合理化学成分设计和合金元素的配分,关键在于控制马氏体相变、 C/Mn等溶质再次配分和奥氏体逆相变,获得M3型组织结构,在钢的应变过程中实现TRIP 或TWIP机制,提高钢的塑性和强度。其基本特征为:1、在钢的化学成分上,主要是通过 0. 02-0. 50wt % C和3. 50-9. OOwt % Mn合金化实现两个目的:a、使钢具有良好的淬透性, 保证热轧钢板或型材空冷、热轧钢板卷冷却、冷轧退火后空冷获得70%以上的马氏体组织; b、在中温热处理过程中,Mn和C的进行再次配分,从而实现奥氏体逆转变。2、将获得70% 以上的马氏体组织的钢材,加热到Acl以下100°C到Acl之间保温。本发明不同于TRIP钢 采用正相变获得残余奥氏体的方法,主要是利用C和Mn等溶质元素中的一种或两种元素的再次配分来控制钢的奥氏体逆转变形核和长大,获得10%以上的尺寸细小分布均勻亚稳逆 转变奥氏体和超细尺寸的α相基体。基于上述获得的多相和亚稳的超细晶粒的组织,在钢 的应变过程中实现TRIP或TWIP机制,提高钢的塑性和强度。通过本专利技术制备的钢材 结构材料,抗拉强度为0. 7-1. 3GPa,延伸率为55-30%,强塑积达到35_55GPa%。在上述基 础上还可以通过下列技术进一步提高或达到性能:1、可以添加Ni、Mo、Cr、B等进一步提高 钢的淬透性或低温冲击韧性、添加Nb、V、Ti等细化原奥氏体晶粒、添加Cu、V等通过析出强 化提高钢的强度、以及添加Si等提高强度和抑制碳化物析出等、添加[N]调节奥氏体的稳 定性等;2、 通过热轧或温轧等轧制工艺控制钢的微观组织结构的均勻性,细化晶粒尺寸,为 最终热处理提供理想的组织结构。本发明适用于现有工业条件下的高性能冷轧和热轧高强 度汽车板生产、高性能型材和棒线材等的生产。同样适用于通过热处理手段来实现高性能 的产品,如热成形零件等。通过本发明技术制备的钢材结构材料,强度在0. 7-1. 3GPa范围 内,延伸率在55-30%的范围内,强塑积可以达到35-55GPa%。
[0006] 本发明钢的化学成分:
[0007] 从经济性角度出发,本发明以碳锰钢为基础钢。但可以通过其它合金元素的添加 获得相同性能或对性能有所提高。钢的化学成分、合金元素配分工艺和生产工艺等是本发 明的关键。
[0008]本发明所述钢的化学成分为:C :0. 01-0. 50wt Mn :3. 50-9. Owt
P ^ 0. 020wt%, S彡0.02wt%,余为Fe及不可避免的不纯物。在此基础上可以另加以下 一种或多种元素:Ni :0. 1-3. OwtCr :0. 2-3. OwtMo :0. 1-0. 8wtSi :0. 3-2. 3wt%、 Cu :0. 5-2. Owt %, B :0. 0005-0. 005wt Nb :0· 02-0. IOwt [N] :0· 002-0. 25wt Ti : 0. 05-0. 25wtV :0. 02-0. 25wt%、Al :0. 015-0. 060wt%、RE(稀土 ) :0· 002-0. 005wt%、 Ca :0. 005-0. 03wt%o
[0009] 本发明各元素的作用及配比依据如下:
[0010] C :作为主要的间隙固溶强化元素,对淬火马氏体钢的强度起决定作用。通过碳的 配分可以调控逆转变奥氏体稳定性、数量、尺寸、形状和分布;但碳含量过高将恶化钢的性 能,C含量应控制在0. 01-0. 50衬%范围内。
[0011] Mn :Mn具有提高钢的淬透性的作用。Mn是扩大奥氏体区元素,通过中温热处理 过程中Mn的再次配分,实现逆转变奥氏体的产生。本发明中Mn是控制逆转变奥氏体的 稳定性、分布及其尺寸大小的主要元素之一。为保证钢的高塑性和强度,Mn含量应控制在 3. 5-9. 0%范围内。
[0012] Ni =Ni是奥氏体化稳定元素,可以有效降低Ms点,同时可以提高材料塑性和低温 韧性,但Ni价格高,其含量应控制在4. 0 %以下。
[0013] P:在钢液凝固时形成微观偏析,随后在奥氏体后温度加热时偏聚到晶界,使钢的 脆性显著增大,从而使氢致延迟断裂敏感性升高。因此,P含量应控制在0. 020%以下。
[0014] S :不可避免的不纯物,形成MnS夹杂物和在晶界偏析会恶化钢的韧性,从而降低 钢的韧塑性,并使氢致延迟断裂敏感性升高。因此,S含量应控制在0. 015%以下。
[0015] Mo :有效地提高钢的淬透性,还能够强化晶界。含量小于0. 20%难以起到上述作 用,但含量超过0.80%则上述作用效果饱和,且成本较高,应控制在0. 2-0. Swt %范围内。
[0016] Cr :能够有效提高钢的淬透性和防止高温表面氧化,Cr含量应控制在0. 2-3. Owt %。
[0017] Cu:通过析出ε-Cu实现析出强化,提高钢的强度,添加范围0.5-2.00wt%。
[0018] B:能够显著提高钢的淬透性和净化晶界。含量低于0.0005%时以上作用不明显, 高于0. 0050%时作用增加不明显。因此,如添加,B含量应控制在0. 0005-0. 0050wt%范围 内。
[0019] Si :抑制碳化物析出,提高C的配分效果。Si含量在0.30%以下时,不能起到以 上作用;Si含量高于2. 30%时,以上作用饱和,并可能影响韧性。因此,Si含量应控制在 0. 50-2. 3(^丨%范围内。
[0020] Nb :形成碳氮化物能够细化晶粒,同时固溶铌可以提高未再结晶区温度,易于通过 控制轧制实现奥氏体的扁平化。低于0. 02%时上述作用不明显,高于0. 10%时作用增加不 明显,达到饱和。Nb含量应控制在0. 02-0. IOwt%范围内。
[0021] Ti :是一种强碳氮化物形成元素,可以形成细小弥散分布的碳氮化物,起到细化奥 氏体晶粒的作用。Ti含量应控制在0. 05-0. 25衬%范围内。
[0022] V :以细小的碳氮化物形成存在时,能够细化晶粒;以固溶形式存在时,能够提高 淬透性,从而提高强度。适量加入可以改善性能,高于0. 15%时易形成大颗粒碳氮化物,反 而使韧塑性下降。另外,V还具有析出强化作用,可进一步提高钢的强度。V含量应控制在 0. 02-0. 5(^丨%范围内。
[0023] Al :能有效脱氧和细化晶粒,提高韧性。含量低于0.015%时以上作用不明显,高 于0.060%时作用增加不明显,且可能形成粗大的氧化铝夹杂物,恶化钢的韧性。因此,Al 含量应控制在0. 015-0. 060衬%范围内。
[0024] [N]:与Al、Ti、Nb、V等结合形成化合物,从而细化晶粒,但也会偏聚晶界而降低晶 界强度。另外,[N]为奥氏体区扩大元素,它可以提高逆转变奥氏体的稳定性。[N]含量应 控制在0. 002-0. 35wt %范围内。
[0025] RE :起到脱氧和脱硫作用,并且使夹杂物变性,从而能够提高钢的韧塑性。低于 0.001%时以上作用不明显,高于0.050%时作用增加不明显,达到饱和。因此,如添加,RE 含量应控制在0. 001-0. 050衬%范围内。
[0026] Ca :脱氧和脱硫,并且使夹杂物变形,从而能够提高钢的韧塑性。Ca的添加量与钢 水中的S含量为3 : 1。因此,Ca含量应控制在0.005-0. 030衬%范围内。
[0027] 本发明的制造工艺及条件为:
[0028] (1)钢的冶炼与凝固:适用于转炉、电炉和感应炉冶炼,采用连铸生产铸坯或模铸
生产铸锭。
[0029] (2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧:
[0030] 热连轧:将铸坯经1100-1250°C加热,由粗轧机进行5_20道次轧制,热轧到 30-50mm厚度规格,由热连机组进行5_7道次轧制,轧后在500-700°C范围内进行卷取成钢 卷,钢卷冷却或可获得70 %以上马氏体;
[0031] 热轧:将铸坯或铸锭经1100-1250°C加热,由轧机进行10_25道次轧制到设计厚度 规格的钢板,钢板冷却到室温,获得70%以上马氏体;
[0032] (3)合金元素配分热处理工艺:将钢卷或钢板装入退火炉,加热到Acl以下100°C 到Acl之间,保温l-10h,实现奥氏体的逆转变和控制奥氏体的稳定性,完成高强塑积性能钢板的制备。
[0033] 本发明还可以对所述的热连轧钢卷再进行冷轧,其工艺为:
[0034] 对未经合金元素配分热处理的热连轧钢卷的力学性能达到屈服强度小于650MPa、 延伸率大于10%的钢卷冷轧;将钢卷进行酸洗处理后,在冷轧连轧机组进行轧制,得到冷 轧钢板。
[0035] 本发明还可以对冷轧钢板的合金元素配分热处理:为了实现冷轧钢板的高强塑 积,有两种方案可实施:
[0036] (a)利用钢厂现有的连续退火生产线,通过连续退火线将钢板加热到500-600°C 保温l-3min,随后快速加热到Ac3+10至40°C保温l-3min (也可直接加热到Ac3+10至40°C 保温l-5min),随后空冷。然后装入退火炉,加热到Acl以下100°C到Acl之间进行I-IOh 保温,来实现奥氏体的逆转变。
[0037] (b)将冷轧后钢卷装入退火炉,加热到Acl以下100°C到Acl之间进行I-IOh保温, 实现奥氏体的逆转变。
[0038] 另外,对符合本发明成分的的钢材(经元素配分热处理与否均可)还可以通过热 处理获得高性能,即将铸坯或铸锭加热到Ac3+20°C保温2-15min(可以在此温度下成形), 随后空冷或油冷,获得马氏体组织。再将钢板加热到Acl以下IOOt^IjAcl之间进行I-IOh 保温,实现奥氏体的逆转变,获得高强塑积。
[0039] 本发明的优点在于,
附图说明
[0040] 图1为4#钢的连续冷却转变曲线。
[0041] 图2为1#钢的模拟热轧卷取后钢板的组织形貌
[0042] 图3为4#钢的模拟热轧卷取后钢板的组织形貌
[0043] 图4为6#钢的模拟热轧卷取后钢板的组织形貌
[0044] 图5为4#钢650°C保温1分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0045] 图6为4#钢650°C保温5分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0046] 图7为4#钢650°C保温30分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0047] 图8为4#钢650°C保温60分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0048] 图9为4#钢650°C保温360分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0049] 图10为4#钢650°C保温600分钟逆转变奥氏体含量及组织形貌的变化
[0050] 图11为4#钢650°C保温处理时间对拉伸力学性能的影响
[0051] 图12为4#发明钢的SEM组织形貌,显示了微细结构组织形貌
[0052] 图13为4#发明钢的TEM组织形貌的,显示了逆转变奥氏体的微细结构组织形貌
[0053] 图14为组织的取向关系,表明逆转变奥氏体与铁素体间呈现了 K-S关系
[0054] 图15为组织的取向关系,表明逆转变奥氏体与铁素体间呈现了 K-S关系
[0055] 图16为形变促进了亚稳逆转变奥氏体的转变
具体实施方式
[0056] 实施例:[0057] 本实施例主要针对于汽车用热轧钢板和冷轧钢板的开发,试验过程模拟钢板的热 连轧和冷连轧工艺。但该工艺同样适用于中厚板材、型材和棒线材。
[0058] 钢的冶炼:
[0059] 本发明钢由试验室真空感应炉冶炼,浇铸锭型为150kg和50kg的圆锭。共冶炼14 炉钢,其中1_8#采用150kg锭型,9-14#采用50Kg锭型,化学成分见表1。4#钢的CCT曲线 显示钢具有良好的淬透性,冷却时珠光体和贝氏体转变的孕育期十分长,附图1。
[0060] 表1发明钢的化学成分
[0061]
Figure CN101638749BD00071
[0062] 钢的锻造和热轧:[0063] 1-14#钢的钢锭经过1100-1250°C加热,保温2_5h,进行锻造开坯。锻造温度范围 为800-1150°C,锻后空冷。最终锻造成尺寸为30mmX IOOmmX 150mm的坯料。将上述锻造坯 料经1100-1250°C加热,保温2-5h后,由试验热轧机通过7道次轧制,最终钢板成品厚度为 3mm。轧制过程模拟热连轧工业生产过程。主要分为两种工艺:方案A :采用1100°C开轧,终 轧温度为90(TC。平均分配道次压下量,为保证板形,最后一道次压下量小于15%。
[0064] 方案B : 1100°C开轧,终轧温度为780°C,其中最后三道次轧制在850°C以下。平均 分配道次压下量,最后一道次为保证板形小于15%。该工艺可获得扁平化的原奥氏体组织。 其中1_14#钢的轧制采用轧制工艺A方案。4#和9#钢还进行了 B方案轧制。
[0065] 轧后冷却:
[0066] 轧制后钢板空冷到500-700°C时,立即放入500-700°C的箱式加热炉中,钢板在炉 内以20-30°C /h的冷却速度,冷却到100°C以下。本过程主要模拟热连轧轧后冷却和模拟 卷取和热轧钢卷的冷却过程。轧后钢板的性能见表2。微观组织观察结果表明,上述工艺处 理的钢板以马氏体组织为主,附图2-4。
[0067] 表2轧后钢板的性能
[0068]
Figure CN101638749BD00081
[0069] 注:其中4A和8A为按A方案轧制,4B和8B为按B方案轧制
[0070] 合金元素配分热处理工艺:
[0071] 主要有两种工艺:
[0072] 方案C :将上述随炉冷却钢板加热到Acl以下100°C到Acl之间进行l_10h保温, 实现奥氏体的逆转变。主要模拟在钢厂完成高强塑积性能钢板的制备工艺。
[0073] 方案D :将上述随炉冷却钢板加热到Ac3+20°C保温15min,随后空冷或油冷,获得马氏体组织。再将钢板加热到Acl以下100°C到Acl之间进行I-IOh保温,实现奥氏体的逆 转变。主要模拟由用户厂通过热处理方法实现高强塑积的产品制备,如热成形零件等。对 1-14#模拟工业轧制卷取的钢板按方案C的合金元素配分热处理工艺进行处理,配分热处 理工艺和力学性能见表3。对1-6#钢模拟工业轧制卷取的钢板还按方案D的合金元素配分 热处理工艺进行处理,配分热处理工艺和力学性能见表4。
[0074] 对于4#模拟工业轧制卷取的钢板进行合金元素配分热处理工艺的优化试验。试 验结果表明:随着保温时间的增加,逆转变奥氏体的数量增加,附图5-10。随着保温时间的 增加,钢的强度变化不大,但延伸率性能明显增加,附图11。XRD研究结果表明,通过组织调 控,钢中亚稳奥氏体的含量达到了 30%的水平,这样高的亚稳奥氏体含量是得到高塑性的 原因之一。
[0075] 表3方案C配分热处理工艺和力学性能 [0076]
Figure CN101638749BD00091
[0077] *2#钢采用700°C模拟卷取处理材料
[0078] 表4方案D热处理工艺和力学性能
[0079]
Figure CN101638749BD00092
Figure CN101638749BD00101
[0080] 钢的冷轧:
[0081] 本试验仅针对于1_8#钢进行冷轧试验,供冷轧热轧坯料主要有两种状态:
[0082] 1#、2#和7#的热轧钢板模拟卷取性能满足钢板的屈服强度小于650MPa和延伸率 大于10%的要求,直接作为冷轧原料。
[0083] 1-8#经合金元素配分热处理后,作为冷轧原料。
[0084] 将上述钢板进行酸洗后,由3mm经5道次冷轧到1. 5mm厚,平均分配各道次形变 量。该过程模拟工业连续冷轧工艺。
[0085] 冷轧钢板的合金元素配分热处理工艺:
[0086] 热处理工艺分为两种:
[0087] 方案E :将钢板快速加热到600°C保温l-2min,随后快速加热到Ac3+30°C,保温 lmin,随后以5-15/s的速度空冷,获得马氏体组织。上述过程模拟冷轧钢板的连续退火过 程。然后将该钢板加热到Acl以下100°C到Acl之间进行I-IOh保温,实现奥氏体的逆转 变,力学性能见表5。
[0088] 方案F :将该钢板加热到Acl以下100°C到Acl之间进行l_10h保温,实现奥氏体 的逆转变,力学性能见表6。
[0089] 表5 E方案热处理工艺和力学性能
[0090]
Figure CN101638749BD00102
[0091] 表6 D方案热处理工艺和力学性能
[0092]
Figure CN101638749BD00103
Figure CN101638749BD00111
[0093] 综上所述,本发明钢具有40GMPa级的强塑积源于具有层片状或等轴状的超细晶 铁素体组织与层片状或等轴状奥氏体的复合组织。利用割线法可以测的材料的平均晶粒尺 寸约0. 55 μ m。铁素体/奥氏体板条的平均宽度约为0. 3 μ m,基本与板条马氏体的板条宽 度0.2-0.34!11—致,而等轴铁素体/奥氏体的晶粒尺寸约为0.64111,见附图12和13。通 过EBSD分析,逆转变奥氏体与铁素体存在K-S关系,附图14和15。另外,通过逆转变奥氏 体亚稳化实现了发明钢的高强塑积,附图16。

Claims (5)

  1. 一种低成本高强塑积汽车用钢,其特征在于,化学成分为:C:0.01‑0.50wt%、Mn:3.50‑9.0wt%、P≤0.020wt%,S≤0.02wt%,余为Fe及不可避免的不纯物;具有层片状或等轴状的超细晶铁素体组织与层片状或等轴状奥氏体的复合组织;平均晶粒尺寸0.55μm;铁素体/奥氏体板条的平均宽度为0.3μm,与板条马氏体的板条宽度0.2‑0.3μm一致,等轴铁素体/奥氏体的晶粒尺寸为0.6μm。
  2. 2.根据权利要求1所述的车用钢,其特征在于,在化学成分为:C:0.01-0.50wt%、 Mn :3. 50-9. Owt P ^ 0. 020wt%, S ^ 0. 02wt %,余为Fe及不可避免的不纯物的基 础上另加以下一种或多种元素:Ni :0. 1-3. Owt Cr :0· 2-3. Owt Mo :0· 1-0. 8wt%, Si :0. 3-2. 3wt Cu :0. 5-2. Owt B :0· 0005-0. 005wt Nb :0· 02-0. IOwt [N]: 0. 002-0. 25wt %、Ti :0. 05-0. 25wt V :0. 02-0. 25wt Al :0. 015-0. 060wt RE : 0. 002-0. 005wt%、Ca :0·005-0. 03wt%。
  3. 3. 一种制备权利要求1或2所述的高强塑积汽车用钢的方法,其特征在于,制造工艺及 条件为:(1)冶炼与凝固:适用于转炉、电炉和感应炉冶炼,采用连铸生产铸坯或模铸生产铸锭;(2)铸坯或铸锭的热轧或热连轧:热连轧:将铸坯经1100-1250°C加热,由粗轧机进行5-20道次轧制,热轧到30-50mm厚 度规格,由热连机组进行5-7道次轧制,轧后在500-700°C范围内进行卷取成钢卷,钢卷冷 却或可获得70%以上马氏体;热轧:将铸坯或铸锭经1100-1250°C加热,由轧机进行10-25道次轧制到设计厚度规格 的钢板,钢板冷却到室温,获得70%以上马氏体;(3)合金元素配分热处理工艺:将钢卷或钢板装入退火炉,加热到Acl以下100°C到 Acl之间,保温l-10h,实现奥氏体的逆转变和控制奥氏体的稳定性,完成高强塑积性能钢 板的制备;对所述的热连轧钢卷再进行冷轧,对未经合金元素配分热处理的热连轧钢卷的力学性 能达到屈服强度小于650MPa、延伸率大于10%的钢卷冷轧;将钢卷进行酸洗处理后,在冷 轧连轧机组进行轧制,得到冷轧钢板;对冷轧钢板的合金元素配分热处理,将钢板加热到500-60(TC保温l-3min,随后快速 加热到Ac3+10〜40°C保温l-3min,或者直接加热到Ac3+10至40°C保温l-5min ;随后空 冷;然后装入退火炉,加热到Acl以下100°C〜Acl之间进行I-IOh保温,实现奥氏体的逆 转变。
  4. 4.根据权利要求3所述的方法,其特征在于,将冷轧钢板装入退火炉,加热到Acl以下 100°C〜Acl之间进行I-IOb保温,实现奥氏体的逆转变。
  5. 5.根据权利要求3所述的方法,其特征在于,将铸坯或铸锭加热到Ac3+20°C保温 2-15min随后空冷或油冷,获得马氏体组织;再将钢板加热到Acl以下IOOt^IjAcl之间进 行I-IOh保温,实现奥氏体的逆转变,获得高强塑积。
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