CN109666824A - 高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明公开了一种高强度Al‑Mg‑Si‑Mn变形铝合金及其制备方法，其成分的质量百分含量为：Mg 0.8～1.5wt.％，Si 0.80～1.60wt.％，Mn 0.3～1.0wt.％，Zr 0.01～0.3wt.％，Cu 0～0.30wt.％，Zn 0.05～0.3wt.％，Cr 0.1～0.30wt.％，Ti≤0.1wt.％，Fe≤0.5wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。本发明通过调整Mg、Si及Mn、Zr元素的含量及进行加工工艺及热处理工艺控制，控制晶粒尺寸及强化相细小弥散分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金的力学性能、韧性及疲劳性能。

Description

高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法
技术领域
本发明属于有色金属材料技术领域，具体涉及一种高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法。
背景技术
随着汽车轻量化的持续推进，铝合金以比强度高、耐蚀性好，良好的加工性能、极高的再回收、再生性等一系列优良特性，成为汽车轻量化最理想的材料。
与传统铸铁材料相比，采用铝合金生产汽车零部件不仅可以使重量大大减轻，强度、韧性及延展性大幅度提高，而且还可以使材料获得可靠的内部质量和优异的综合性能。因此开发具有优异性能的铝合金产品实现汽车轻量化，降低污染和能源消耗具有重要意义。
汽车上采用的传统铝合金为6061合金，由于其Mg和Si含量较低，经锻造后热处理后材料的屈服强度仅为280MPa左右，挤压后热处理的屈服强度也很难超过350MPa。随着汽车轻量化发展的需要，对材料的力学性能提出更高要求。研究表明，在6xxx系合金中，通过增加Mg、Si元素的含量来提高Mg2Si强化相的数量可以进一步提高合金的强度。但合金化增加到一定程度后，不仅不能获得期望值，还将严重降低材料的塑性及韧性。此外，即使Mg、Si含量及比例合适，但若无合适均匀化处理及后续加工匹配，也难以获得理想的性能。同时，在锻造、挤压和随后固溶处理过程中，材料容易发生再结晶，产生粗大晶粒，导致力学性能急剧降低。到目前为止变形6xxx系铝合金的屈服强度仍难以突破400MPa。
发明内容
针对上述已有技术存在的不足，本发明提供一种高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金及其制备方法。
本发明是通过以下技术方案实现的。
高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金，其特征在于，其成分的质量百分含量为：Mg 0.8～1.5wt.％，Si 0.80～1.60wt.％，Mn 0.3～1.0wt.％，Zr 0.01～0.3wt.％，Cu 0～0.30wt.％，Zn 0.05～0.3wt.％，Cr 0.1～0.30wt.％，Ti≤0.1wt.％，Fe≤0.5wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。
根据上述的铝合金，其特征在于，Mn 0.5～1.0wt.％。
根据上述的铝合金，其特征在于，Zr 0.06～0.20wt.％。
根据上述的铝合金，其特征在于，Mg 0.90～1.20wt.％。
根据上述的铝合金，其特征在于，Mn 0.5～1.0wt.％，Zr 0.06～0.20wt.％，Mg0.90～1.20wt.％。
根据上述的铝合金的制备方法，其特征在于，首先，采用半连续铸造方式制备合金铸锭；然后均匀化，铸锭在均火炉内随炉升温至200℃～450℃，再以0.1℃/min～5℃/min的速率升温至530℃～590℃，保温6h-13h后，强风冷却；再经过挤压处理，将经过均匀化处理后的铸锭加热至450℃-540℃后进行挤压，挤压出口温度不低于540℃；最后对挤压件进行T6处理，经530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，淬火，再经160℃～200℃时效处理4h～12h。
根据上述的制备方法，其特征在于，所述合金经过半连续铸造、均匀化处理、挤压处理及热处理后，制备获得的合金，其中残留Mg2Si的尺寸不大于5μm，含Mn、Zr粒子弥散分布于基体中，尺寸小于50nm，材料屈服强度400MPa以上，延伸率大于11％。
本发明的有益技术效果，本发明通过调整Mg、Si及Mn、Zr元素的含量及进行加工工艺及热处理工艺控制，控制晶粒尺寸及强化相细小弥散分布，充分发挥各合金元素的作用，显著提高合金的力学性能、韧性及疲劳性能。
具体实施方式
下面结合具体实施方式对本发明进行详细说明。
高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金，其成分的质量百分含量为：Mg 0.8～1.5wt.％，Si 0.80～1.60wt.％，Mn 0.3～1.0wt.％，Zr 0.01～0.3wt.％，Cu 0～0.30wt.％，Zn 0.05～0.3wt.％，Cr 0.1～0.30wt.％，Ti≤0.1wt.％，Fe≤0.5wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。优选，Mn 0.5～1.0wt.％；或者Zr 0.06～0.20wt.％；或者Mg 0.90～1.20wt.％。
优选，高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金，其成分的质量百分含量为：Mg 0.90～1.20wt.％，Si 0.80～1.60wt.％，Mn 0.5～1.0wt.％，Zr 0.06～0.20wt.％，Cu 0～0.30wt.％，Zn 0.05～0.3wt.％，Cr 0.1～0.30wt.％，Ti≤0.1wt.％，Fe≤0.5wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。
本发明的铝合金的制备方法，首先，采用半连续铸造方式制备合金铸锭，半连续铸造方式为热顶铸造，半连续铸造方式制备的合金铸锭直径为φ120～260mm，铸造速度80～160mm/min，冷却水流量1～4m3/h；然后均匀化，铸锭在均火炉内随炉升温至200℃～450℃，再以0.1℃/min～5℃/min的速率升温至530℃～590℃，保温6h-13h后，强风冷却，均匀化处理的目的是：溶解非平衡低熔点共晶组织，为后续时效强化析出提供足够的过饱和度，同时使含Mn、Zr的粒子均匀弥散析出，以利于在挤压、锻造过程中控制晶粒结构，一般而言，采用较慢的升温速率有利于促进弥散粒子的析出；再经过挤压处理，将经过均匀化处理后的铸锭加热至450℃-540℃后进行挤压，挤压出口温度不低于540℃；最后对挤压件进行T6处理，经530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，淬火，再经160℃～200℃时效处理4h～12h。只有在以上的时效处理条件下，才能使得强化相均匀析出，并最终使得材料具有较佳的综合力学性能。
通过该方法制备获得的合金，其中残留Mg2Si的尺寸不大于5μm，含Mn、Zr粒子弥散分布于基体中，尺寸小于50nm，材料屈服强度400MPa以上，延伸率大于11％。
合金成分是控制材料强度的关键因素之一。6xxx系中Mg、Si是主要强化元素，形成强化相Mg2Si。该系合金通过Mg/Si比及Mg、Si含量控制合金强度。合适的Mg/Si比及较高的Mg、Si含量则强化效果越佳。但Mg、Si含量过高，一方面材料的成形性能降低，另一方面大量残留的粗大Mg2Si相，显著降低材料韧性及疲劳性能。因此Mg和Si元素含量分布控制在0.80～1.50wt.％和0.80～1.60wt.％范围内。
Mn在合金中主要起抑制再结晶、稳定亚结晶组织的作用，既提高材料强度又提高韧性和耐蚀性能，但Mn含量过高会在铸造过程中形成过多粗大金属间化合物，严重降低材料的铸造性、成型性及韧性，因此Mn含量不宜低于0.3wt.％，同时不宜高于1.0wt.％。
Zr元素可以在不过冷条件下成为铝的结晶核心，细化晶粒，并可以促进强化相的形核。Zr最重要的作用是可以影响铝的再结晶行为，可使铝的再结晶温度提高100℃。当Zr以极细的沉淀物形式存在时，其效果最显著，结晶时加以快冷，随后在高温下沉淀，可获得细小而均匀分布的Al3Zr。弥散的Al3Zr质点尺寸小，密集度很高，对位错的滑移和攀沿以及晶界的移动具有很强的钉扎作用，可以稳定变形组织的亚结构，阻碍加热时位错重新排列成亚晶界及随后发展成大角度晶界的过程，从而阻碍了再结晶的形核。在再结晶核心形成长大的过程中，Al3Zr质点同样能起到阻碍作用。因为晶粒长大过程是一个晶界迁移的过程。但当Zr元素含量过高，或者合金熔铸过程中控制不当而导致Zr元素的偏聚，会形成粗大的Al3Zr相，对合金各项性能不利。因此Zr含量宜控制在0.01～0.3wt.％。
Cu亦可强化6xxx系铝合金，如起固溶强化或者促进Mg2Si相析出或形成新强化相，但会降低合金的耐蚀性，因此Cu含量不宜超过0.3wt.％。Cr、Fe为杂质元素需分别控制在0.10～0.3wt.％及0.5wt.％以下。Ti起晶粒细化作用，需控制在≤0.05wt％。通过以上的成分控制，是保证材料获得屈服强度大于400MPa的基础。
以下通过具体的实施例对本发明的技术方案作进一步的描述。
实施例1
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.3wt.％，Si 1.0wt.％，Mn 0.4wt％，Zr0.05wt.％，Cr 0.20wt％,Cu 0.10wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭随炉升温至440℃，然后以2℃/min的速率升温至560℃，保温8h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度450℃，挤压出口温度543℃。在555℃固溶30min然后时效处理：182℃x8h。
实施例2
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.5wt.％，Si 0.8wt.％，Mn 1.0wt％，Zr0.3wt.％，Cr 0.1wt％,Cu 0.30wt.％，Zn 0.30wt.％，Ti 0.1wt％，Fe 0.50wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭随炉升温至200℃，然后以0.1℃/min的速率升温至590℃，保温6h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度540℃，挤压出口温度540℃。在570℃固溶30min然后时效处理：160℃x12h。
实施例3
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.8wt.％，Si 1.6wt.％，Mn 0.3wt％，Zr0.01wt.％，Cr 0.30wt％,Cu 0wt.％，Zn 0.05wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭随炉升温至450℃，然后以5℃/min的速率升温至530℃，保温13h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度450℃，挤压出口温度552℃。在530℃固溶4h然后时效处理：200℃x4h。
实施例4
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.9wt.％，Si 1.1wt.％，Mn 0.5wt％，Zr0.06wt.％，Cr 0.1wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭以2.5℃/min的速率升温至560℃，保温12h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度533℃，挤压出口温度560℃。在549℃固溶70min然后时效处理：195℃x6h。
实施例5
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.2wt.％，Si 1.2wt.％，Mn 1.0wt％，Zr0.20wt.％，Cr 0.2wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭以2.5℃/min的速率升温至560℃，保温13h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度525℃，挤压出口温度546℃。在560℃固溶50min然后时效处理：176℃x8h。
实施例6
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.0wt.％，Si 1.2wt.％，Mn 0.8wt％，Zr0.15wt.％，Cr 0.2wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为φ155mm的圆棒，将铸锭以2.5℃/min的速率升温至560℃，保温13h进行均匀化退火后，车皮切断成φ152mm×300mm的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度525℃，挤压出口温度546℃。在560℃固溶50min然后时效处理：176℃x8h。
比较例1
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.75wt.％，Si 0.7wt.％，Mn 0.25wt％，Zr0.40wt.％，Cr 0.40wt％,Cu 0.40wt.％，Zn 0.02wt.％，Ti 0.15wt％，Fe 0.55wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为的圆棒，将铸锭随炉升温至560℃，保温8h进行均匀化退火后，车皮切断成的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度460℃，挤压出口温度510℃。在525℃固溶60min然后时效处理：185℃x10h。
比较例2
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.6wt.％，Si 0.7wt.％，Mn 0.5wt％，Zr0.1wt.％，Cr 0.20wt％,Cu 0.10wt.％，Zn 0.1wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为的圆棒，将铸锭随炉升温至440℃，然后以2℃/min的速率升温至560℃，保温8h进行均匀化退火后，车皮切断成的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度470℃，挤压出口温度520℃。在515℃固溶80min然后时效处理：185℃x10h。
比较例3
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 0.6wt.％，Si 0.7wt.％，Mn 0.6wt％，Zr0.12wt.％，Cr 0.1wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为的圆棒，将铸锭随炉升温至250℃，然后以0.2℃/min的速率升温至570℃，保温6h进行均匀化退火后，车皮切断成的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度480℃，挤压出口温度515℃。在545℃固溶80min然后时效处理：185℃x10h。
比较例4
铝合金成分以质量百分比计为：Mg 1.6wt.％，Si 0.7wt.％，Mn 0.3wt％，Zr0.05wt.％，Cr 0.1wt％,Cu 0.05wt.％，Zn 0.15wt.％，Ti 0.05wt％，Fe 0.15wt％，余量为Al；
通过半连铸的方法将以上合金成分铸造成直径为的圆棒，将铸锭随炉升温至250℃，然后以0.2℃/min的速率升温至570℃，保温6h进行均匀化退火后，车皮切断成的圆柱形锭坯，然后挤压：挤压棒加热温度460℃，挤压出口温度535℃。在535℃固溶80min然后时效处理：185℃x10h。
表1 示意了实施例及比较例中合金的性能及微观组织特征。
其中力学性能的测试按照国标GB/T 228.1-2010进行。
如表1所示，本发明通过合理调整铝合金中主强化元素Mg、Si的含量及能控制晶粒结构的Mn、Zr元素的含量，并控制加工工艺，和热处理工艺，使得主合金元素能最大程度的溶入基体，完全发挥其强化作用，并且严格控制热处理工艺，使得Mn、Zr粒子细小、均匀弥散的分布与基体中，钉扎晶界运动。合理的合金成分及工艺保证了该材料可以达到屈服强度400MPa以上，并且仍保持良好的韧性，较好地满足了汽车零部件的使用要求。
以上所述的仅是本发明的较佳实施例，并不局限发明。应当指出对于本领域的普通技术人员来说，在本发明所提供的技术启示下，还可以做出其它等同改进，均可以实现本发明的目的，都应视为本发明的保护范围。

Claims (6)

1.高强度Al-Mg-Si-Mn变形铝合金，其特征在于，其成分的质量百分含量为：Mg 0.8～1.5wt.％，Si 0.80～1.60wt.％，Mn 0.3～1.0wt.％，Zr 0.01～0.3wt.％，Cu 0～0.30wt.％，Zn 0.05～0.3wt.％，Cr 0.1～0.30wt.％，Ti≤0.1wt.％，Fe≤0.5wt.％，不可避免的杂质总和≤0.15wt.％，余量为Al。
2.根据权利要求书1所述的铝合金，其特征在于，Mn 0.5～1.0wt.％。
3.根据权利要求书1所述的铝合金，其特征在于，Zr 0.06～0.20wt.％。
4.根据权利要求书1所述的铝合金，其特征在于，Mg 0.90～1.20wt.％。
5.根据权利要求书1所述的铝合金，其特征在于，Mn 0.5～1.0wt.％，Zr 0.06～0.20wt.％，Mg 0.90～1.20wt.％。
6.根据权利要求书1-5任意所述的铝合金的制备方法，其特征在于，首先，采用半连续铸造方式制备合金铸锭；然后均匀化，铸锭在均火炉内随炉升温至200℃～450℃，再以0.1℃/min～5℃/min的速率升温至530℃～590℃，保温6h-13h后，风冷；再经过挤压处理，将经过均匀化处理后的铸锭加热至450℃-540℃后进行挤压，挤压出口温度不低于540℃；最后对挤压件进行T6处理，经530℃～570℃固溶处理0.5h～4h，淬火，再经160℃～200℃时效处理4h～12h。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111020306A (zh) * 2019-12-26 2020-04-17 广东宏锦新材料科技有限公司 铝合金制作方法、铝合金和手机
CN111575560A (zh) * 2020-07-14 2020-08-25 江苏亚太航空科技有限公司 一种锻造用Al-Mg-Si合金及其制备方法
CN111876638A (zh) * 2020-07-30 2020-11-03 中铝材料应用研究院有限公司 一种控制Al-Mg-Si-Mn合金中弥散粒子尺寸的热处理方法
US20210087664A1 (en) * 2019-09-25 2021-03-25 Apple Inc. Heat-treatable aluminum alloy made from used beverage can scrap
CN112831701A (zh) * 2021-02-04 2021-05-25 河南中孚高精铝材有限公司 一种短流程生产5052h32铝合金板的方法
CN113245486A (zh) * 2021-06-21 2021-08-13 鼎镁新材料科技股份有限公司 一种抑制粗晶组织的Al-Mg-Si系铝合金的模锻件的制备方法
CN113355616A (zh) * 2021-06-03 2021-09-07 苏州大学 一种抑制Al-Mg-Si-Cu-Mn-Cr铝合金形变再结晶以及粗晶的热处理方法
US11345980B2 (en) 2018-08-09 2022-05-31 Apple Inc. Recycled aluminum alloys from manufacturing scrap with cosmetic appeal

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2008303449A (ja) * 2007-06-11 2008-12-18 Furukawa Sky Kk 成形加工用アルミニウム合金板および成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
CN101545063A (zh) * 2008-03-25 2009-09-30 株式会社神户制钢所 弯曲压坏性和耐蚀性优异的铝合金挤压材及其制造方法
CN100577848C (zh) * 2003-10-29 2010-01-06 克里斯铝轧制品有限公司 用于生产高损伤容限铝合金的方法
JP2011017063A (ja) * 2009-07-10 2011-01-27 Furukawa-Sky Aluminum Corp 冷間プレス成形用アルミニウム合金板ブランクの製造方法、およびそれによる冷間プレス成形方法および成形品
CN104073689A (zh) * 2013-03-29 2014-10-01 株式会社神户制钢所 汽车用铝合金锻造件及其制造方法
EP3299482A1 (en) * 2016-09-21 2018-03-28 Aleris Aluminum Duffel BVBA High-strength 6xxx-series forging material
CN108118210A (zh) * 2017-11-28 2018-06-05 中铝材料应用研究院有限公司 一种铝合金及其挤压型材的加工方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN100577848C (zh) * 2003-10-29 2010-01-06 克里斯铝轧制品有限公司 用于生产高损伤容限铝合金的方法
JP2008303449A (ja) * 2007-06-11 2008-12-18 Furukawa Sky Kk 成形加工用アルミニウム合金板および成形加工用アルミニウム合金板の製造方法
CN101545063A (zh) * 2008-03-25 2009-09-30 株式会社神户制钢所 弯曲压坏性和耐蚀性优异的铝合金挤压材及其制造方法
JP2011017063A (ja) * 2009-07-10 2011-01-27 Furukawa-Sky Aluminum Corp 冷間プレス成形用アルミニウム合金板ブランクの製造方法、およびそれによる冷間プレス成形方法および成形品
CN104073689A (zh) * 2013-03-29 2014-10-01 株式会社神户制钢所 汽车用铝合金锻造件及其制造方法
EP3299482A1 (en) * 2016-09-21 2018-03-28 Aleris Aluminum Duffel BVBA High-strength 6xxx-series forging material
CN108118210A (zh) * 2017-11-28 2018-06-05 中铝材料应用研究院有限公司 一种铝合金及其挤压型材的加工方法

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11345980B2 (en) 2018-08-09 2022-05-31 Apple Inc. Recycled aluminum alloys from manufacturing scrap with cosmetic appeal
US20210087664A1 (en) * 2019-09-25 2021-03-25 Apple Inc. Heat-treatable aluminum alloy made from used beverage can scrap
CN112553514A (zh) * 2019-09-25 2021-03-26 苹果公司 由用过的饮料罐废料制成的可热处理的铝合金
CN111020306A (zh) * 2019-12-26 2020-04-17 广东宏锦新材料科技有限公司 铝合金制作方法、铝合金和手机
CN111020306B (zh) * 2019-12-26 2021-08-24 广东中色研达新材料科技股份有限公司 铝合金制作方法、铝合金和手机
CN111575560A (zh) * 2020-07-14 2020-08-25 江苏亚太航空科技有限公司 一种锻造用Al-Mg-Si合金及其制备方法
CN111876638A (zh) * 2020-07-30 2020-11-03 中铝材料应用研究院有限公司 一种控制Al-Mg-Si-Mn合金中弥散粒子尺寸的热处理方法
CN112831701A (zh) * 2021-02-04 2021-05-25 河南中孚高精铝材有限公司 一种短流程生产5052h32铝合金板的方法
CN112831701B (zh) * 2021-02-04 2022-04-19 河南中孚高精铝材有限公司 一种短流程生产5052h32铝合金板的方法
CN113355616A (zh) * 2021-06-03 2021-09-07 苏州大学 一种抑制Al-Mg-Si-Cu-Mn-Cr铝合金形变再结晶以及粗晶的热处理方法
CN113245486A (zh) * 2021-06-21 2021-08-13 鼎镁新材料科技股份有限公司 一种抑制粗晶组织的Al-Mg-Si系铝合金的模锻件的制备方法

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