隨著航天事業(yè)的進(jìn)一步發(fā)展及對深空領(lǐng)域的不斷探索，航天器結(jié)構(gòu)件對低溫材料的性能要求進(jìn)一步提高。一方面，航天器結(jié)構(gòu)材料在低溫下必須具備足夠的強(qiáng)度和韌性以及優(yōu)良的熱學(xué)性能；另一方面，考慮到航天器結(jié)構(gòu)件形狀的復(fù)雜性，材料必須具有良好的可加工性能[1—2]。與傳統(tǒng)低溫材料相比，鈦合金低溫下具有更高的屈服強(qiáng)度，為不銹鋼3倍以上，同時其密度只有不銹鋼的 1/4~1/2。此外，鈦合金還具有熱傳導(dǎo)率低、膨脹系數(shù)小、無磁性等一系列優(yōu)點(diǎn)，因此非常適合作為新型低溫材料應(yīng)用于航天領(lǐng)域[3]。

目前，低溫鈦合金已經(jīng)初步應(yīng)用于液體火箭發(fā)動機(jī)領(lǐng)域，主要作為氫氧發(fā)動機(jī)儲氫罐、氫泵葉輪等結(jié)構(gòu)材料，大幅度提高了液體火箭發(fā)動機(jī)的推重比、工作壽命及可靠性。低溫鈦合金應(yīng)用的最大問題在于低溫環(huán)境下鈦合金伸長率及斷裂韌性大幅度下降[4]，表現(xiàn)出明顯的低溫脆性，因此，如何降低鈦合金的低溫脆性，提高鈦合金低溫條件下的韌塑性成為低溫鈦合金研究的重中之重。國內(nèi)外學(xué)者為解決這一問題進(jìn)行了大量研究，發(fā)現(xiàn)通過降低 C，H，O 等間隙元素含量、降低鋁元素含量兩種方法可有效提高鈦合金的低溫性能[5—8]。通過這兩種方法，國內(nèi)外開發(fā)了一系列性能優(yōu)異的新型低溫鈦合金[9—11]。

1、 國內(nèi)外低溫鈦合金發(fā)展現(xiàn)狀

前蘇聯(lián)曾致力于低溫鈦合金的研發(fā)及應(yīng)用。通過降低鋁元素的含量，前蘇聯(lián)開發(fā)了一系列低鋁低溫鈦合金，其中應(yīng)用比較廣泛的有 OT4 及 BT5-1。OT4合金曾被用于航天器軌道對接件、液體火箭管道及燃燒室結(jié)構(gòu)件中；BT5-1 合金曾用于液氫容器的制造[9]。

為了進(jìn)一步提高液體火箭發(fā)動機(jī)脈沖推動比，俄羅斯某研究所進(jìn)行了適用于?253 ℃極低溫環(huán)境的高強(qiáng)度高塑性低溫鈦合金的研發(fā)。前蘇聯(lián)及俄羅斯開發(fā)的鈦合金種類及性能如圖 1 所示[10]。

美國對于低溫鈦合金的研究重要集中于 α 型鈦合金 TA7 ELI（Extra low interstitial，超低間隙）、以及 α+β 型鈦合金 TC4 ELI。通過降低間隙元素含量，兩種鈦合金極低溫下強(qiáng)度及韌性獲得了顯著提升。

TA7 ELI 作為一種近 α 型鈦合金，在 20 K 低溫條件下仍具有良好的韌性、較低的熱導(dǎo)率以及缺口敏感性，目前已經(jīng)成功用于低溫容器、低溫管道以及液體火箭發(fā)動機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)[2,11]。阿波羅計(jì)劃中，TC4 ELI作為液氫容器、液氫導(dǎo)管的主要材料被大量應(yīng)用并取得了較好的效果。除此之外，美國學(xué)者還對低溫鈦合金斷裂機(jī)理、氫脆等一系列問題展開了基礎(chǔ)性研究，獲得了 TA7 ELI，TC4 ELI 等多種低溫鈦合金的力學(xué)性能及斷裂機(jī)理數(shù)據(jù)，為低溫鈦合金的進(jìn)一步發(fā)展及應(yīng)用奠定了基礎(chǔ)。美國研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖 2所示。

在低溫鈦合金研發(fā)領(lǐng)域，相比于美俄等發(fā)達(dá)國家，中國起步晚、技術(shù)相對落后。近年來，隨著航天事業(yè)的發(fā)展，我國開始進(jìn)行低溫鈦合金的研究。“九五”期間，我國先后開展了 Ti-2Al-2.5Zr，Ti-3Al-2.5Zr，CT20 等多種低溫鈦合金的研發(fā)工作[12]，我國研發(fā)的低溫鈦合金性能如圖 3 所示。CT20 合金是我國第一種擁有全部自主產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，可在 20 K 極低溫條件下使用。該合金在低溫下具有良好的力學(xué)性能，20 K 低溫下強(qiáng)度大于 1100 MPa，伸長率大于10%，同時該合金還具有優(yōu)良的成形性能，可加工成棒材、板材、管材及絲材。目前為止，CT20 合金已成功應(yīng)用于某航天器低溫管路。與此同時，張忠、杜宇、范承亮等[6,13—15]學(xué)者探究了間隙元素對 CT20 合金低溫力學(xué)性能的影響，為 CT20 鈦合金性能的進(jìn)一步提高提供了參考。

2、 主要低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

2.1 TA7 ELI 低溫鈦合金的變形機(jī)理研究

TA7 ELI 是在 TA7 鈦合金的基礎(chǔ)上，通過減少 C，H，O 等間隙元素含量，改善了普通 TA7 合金極低溫條件下韌性及強(qiáng)度不足的缺點(diǎn)。相比于傳統(tǒng)低溫材料不銹鋼及鋁合金而言，TA7 ELI 具有熱導(dǎo)率低、比強(qiáng)度高（在超低溫下約為鋁合金和不銹鋼的 2 倍）等優(yōu)點(diǎn)[9]，除此之外，TA7 ELI 還具有優(yōu)良的焊接性能。

基于上述優(yōu)點(diǎn)，TA7 ELI 鈦合金廣泛應(yīng)用于航空航天領(lǐng)域，作為航天器或?qū)椀蜏馗邏喝萜骷皻溲醢l(fā)動機(jī)葉輪等結(jié)構(gòu)材料。目前，TA7 ELI 的力學(xué)行為研究主要集中在變形機(jī)理方面。在低溫環(huán)境下 TA7 孿晶變形更易發(fā)生，因此，低溫下 TA7 ELI 的塑性變形是由滑移與孿晶共同作用的結(jié)果[16—18]。Sun 等[24]研究了293 K 及 77 K 溫度下 Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)在 293 K 溫度條件下，Ti-5AI-2.5Sn ELI 應(yīng)力應(yīng)變曲線為連續(xù)光滑曲線，而在 77 K 溫度條件下為鋸齒狀波動，如圖 4a 所示，同時在 77 K 下微觀結(jié)

構(gòu)中還觀察到大量孿晶。Skoczen 和 Aldo Ghis 等[19—20]認(rèn)為鋸齒狀波動與滑移剪切應(yīng)力有關(guān)。一方面，隨著溫度的降低，HCP 晶格臨界剪切應(yīng)力升高很快，阻礙了晶界滑移，增加了變形所需的應(yīng)力。另一方面，在變形過程中孿晶與滑移的發(fā)生將產(chǎn)生形變熱，由于鈦合金比熱容很低，局部溫升明顯，降低了滑移剪切應(yīng)力。熱軟化效應(yīng)與加工硬化效應(yīng)交替作用形成鋸齒狀波動曲線。Moskalenko 和 Conrad 等[21—22]認(rèn)為，應(yīng)力的上升是由于滑移受阻引起應(yīng)力集中導(dǎo)致，應(yīng)力的下降是由于變形過程中產(chǎn)生的絕熱增溫引起位錯坍塌導(dǎo)致，而位錯坍塌形核過程中必然伴隨孿晶，所以鋸齒波是滑移與孿晶共同作用導(dǎo)致的。張忠等[23]研究了20 K 極低溫條件下 TA7 ELI 的單向拉伸力學(xué)行為，發(fā)現(xiàn)其拉伸塑性應(yīng)變區(qū)有明顯的鋸齒狀波動，同時發(fā)現(xiàn)試樣在不同位置出現(xiàn)多處頸縮。對于這種現(xiàn)象，張忠等認(rèn)為極低溫條件下，頸縮區(qū)的應(yīng)力集中可能誘發(fā)金屬微結(jié)構(gòu)的變化，產(chǎn)生局部強(qiáng)化的效果。Sun 等[24]在 77 K 條件下拉伸試樣中觀察到大量孿晶，如圖 5所示，確定孿晶在低溫變形中起著重要作用。此外，Sun 等還確定 77 K 條件下存在{10-11}，{10-11}， {11-22}這 3 個方向的孿晶。鄭桂鈞等[25]對不同組織形態(tài)的 TA7 ELI 進(jìn)行了研究，發(fā)現(xiàn)不同顯微組織在不同溫度下力學(xué)性能表現(xiàn)不同。在室溫下等軸組織的塑性最好，而在 20 K 溫度下塑性卻最差。針狀組織和網(wǎng)籃組織在室溫與 20 K 低溫環(huán)境下塑性都居中，而室溫下塑性最差的片狀組織在 20 K 低溫下塑性卻最好。同時在液氮溫度（77 K）下，與室溫和液氫溫度相比，片狀組織與等軸組織性能差異縮小，說明隨著溫度降低，Ti-5AI-2.5Sn 變形方式逐漸由滑移過渡為孿晶。Aldo Ghisi 等[26]探究了溫度對 TA7 ELI 變形機(jī)制的影響，發(fā)現(xiàn)無論是在室溫環(huán)境還是低溫環(huán)境，Ti-5Al-2.5Sn 斷裂形式均為韌性斷裂，并未發(fā)生低溫下的韌脆轉(zhuǎn)變。Reytier 等[27]對比了光滑 TA7 ELI 試樣與缺口 TA7 ELI 試樣在液氦溫度下的斷裂機(jī)理，其結(jié)果如圖 6 所示，與光滑試樣相比，缺口試樣斷口有大量長條狀韌窩，而光滑試樣斷口以等軸狀韌窩為主。Reytier 等認(rèn)為這些韌窩的變化與孿晶變形有關(guān)。

與 Reytier 等不同，Stone 等[28]在研究 TA7 合金在液氮溫度下斷裂機(jī)理過程中發(fā)現(xiàn)試樣韌窩以長條狀為主，對于這種現(xiàn)象，陳廉等[29]認(rèn)為，TA7 鈦合金晶格滑移系與滑移方向不同，從而表現(xiàn)變形的各向異性，導(dǎo)致韌窩沿某一特定的方向生長。

2.2 TC4 ELI 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

TC4作為典型的α+β型鈦合金，其組織由密排六方結(jié)構(gòu)的α相及體心立方結(jié)構(gòu)的β相組成，因此TC4合金變形機(jī)理受α相及β相的綜合影響。考慮到α相與β相結(jié)構(gòu)的不同，滑移會從α相晶粒開始，受到β相的影響，逐漸向周圍的β轉(zhuǎn)變組織擴(kuò)展[30]。與α型鈦合金相同，Ti-6Al-4V在低溫下孿晶也是重要的變形機(jī)制[31—33]。Upadrasta等[34]研究了20 K溫度下Ti-6Al-4V的變形，發(fā)現(xiàn)其具有與Ti-5A1-2.5Sn相似的鋸齒狀波動，Upadrasta等將其歸因于局部發(fā)熱軟化與加工硬化交替作用。Ambard等[35]研究了20 K溫度下α相形態(tài)對Ti-6Al-4V變形模式的影響，發(fā)現(xiàn)當(dāng)α相為球狀時，主要滑移系統(tǒng)是棱柱體系統(tǒng)，而當(dāng)α相為板條狀時，主要滑移系統(tǒng)為基底滑移，α相形態(tài)決定低溫變形模式。

同時，Ambard等在變形過程中并未觀察到孿晶，因此認(rèn)為Ti-6Al-4V合金20 K下的主要變形機(jī)制為滑移。與Ambard等不同，Iorio等[36]研究Ti-6Al-4V在20 K條件下的變形時，發(fā)現(xiàn)了{(lán)10-12}，{5-61-3}<4153>，{10-11}<10-12>這3個方向的孿晶，如圖7所示，這種差異可能是由于材料內(nèi)部間隙元素含量不同導(dǎo)致。當(dāng)材料內(nèi)部無足夠的間隙元素抑制孿晶時，孿晶則為低溫條件下的主要變形機(jī)制。左景輝等[37]探究了不同組織Ti-6Al-4V低溫力學(xué)性能，與Ti-5A1-2.5Sn不同的是，雙態(tài)組織的試樣在低溫條件下性能最好。與此同時，劉志丹[38]研究了不同溫度下Ti-6Al-4V的斷裂特征，發(fā)現(xiàn)從室溫至77 K斷裂形式均為韌性斷裂，但是韌窩的形狀尺寸不同，溫度顯著影響韌窩尺寸均勻性。在77 K溫度下，韌窩均勻性較差，除少數(shù)較大尺寸的韌窩，大部分韌窩較淺，說明在低溫條件下，鈦合金韌窩來不及生長，導(dǎo)致伸長率降低，塑性下降。

2.3 CT20 低溫鈦合金變形機(jī)理的研究

CT20 是我國第一種具有全部知識產(chǎn)權(quán)的低溫鈦合金，由西北有色金屬研究院設(shè)計(jì)，是一種新型Ti-Al-Zr-Mo 系低溫鈦合金。相比傳統(tǒng)低溫材料，CT20在低溫下具有比強(qiáng)度高、導(dǎo)熱率低、熱膨脹系數(shù)小、介質(zhì)相容性好、抗氫脆等一系列優(yōu)點(diǎn)，目前已經(jīng)成功應(yīng)用于航天低溫管路。杜宇等[39]探究了 20 K 溫度下CT20 的應(yīng)變行為，發(fā)現(xiàn)孿晶是其低溫下變形的主要機(jī)制。范承亮等[40]探究了合金元素對 CT20 低溫力學(xué)性能的影響規(guī)律，在 20 K 條件下低氧當(dāng)量及低間隙元素的試樣中觀察到{10-11}，{10-11}，{11-12}這 3個方向的孿晶，同時發(fā)現(xiàn)顯微組織顯著影響低溫變形機(jī)理，滑移在等軸組織變形過程中起主要作用，而雙態(tài)組織變形過程中除了滑移，還伴隨著少量的孿晶變形。在片狀組織中，孿晶變形逐漸增多，開始占據(jù)主導(dǎo)作用，這與張智等[41]觀察到的結(jié)果相一致。張智等還探究了 20 K 條件下不同顯微組織 CT20 的斷裂失效形式，如圖 8 所示，可以看到，在斷裂過程中，4種組織都發(fā)生了頸縮現(xiàn)象，同時 4 種組織斷口均可觀察到明顯韌窩，說明斷裂形式均為韌性斷裂。同時，不同的組織斷口韌窩形態(tài)不同，片狀組織韌窩尺寸相比等軸組織明顯較大，說明片狀組織試樣斷裂過程中韌窩生長充分，進(jìn)一步證明片狀組織更適合低溫環(huán)境下變形。

3、 低溫鈦合金成形工藝研究現(xiàn)狀

3.1 鍛造工藝

鍛造作為傳統(tǒng)鈦合金成形方法，其工藝簡單，應(yīng)用廣泛，能夠通過變形控制材料組織與性能。周立鵬等[42]探究了不同鍛造工藝（如表1所示）對TA7 ELI室溫性能及超低溫性能的影響，發(fā)現(xiàn)室溫下塑性最好的工藝低溫下表現(xiàn)較差，而室溫下表現(xiàn)最差的工藝低溫下卻表現(xiàn)最好，說明不同工藝鍛造的TA7 ELI鈦合金鍛件室溫力學(xué)性能和超低溫力學(xué)性能各具優(yōu)缺點(diǎn)，如圖9所示，在實(shí)際應(yīng)用過程中，應(yīng)該根據(jù)產(chǎn)品的生產(chǎn)及服役環(huán)境選擇合適的鍛造工藝。王云等[43]研究了不同鍛造組織的TA7 ELI鈦合金力學(xué)性能，結(jié)果表明，使用始鍛溫度在950~980 ℃的試驗(yàn)工藝可得到等軸組織的材料，力學(xué)性能滿足標(biāo)準(zhǔn)要求，但材料的不同位置組織存在差異。始鍛溫度在1030~1040 ℃的試驗(yàn)工藝沒有能夠得到理想的網(wǎng)籃組織的材料，且伸長率不合格。對此王云等認(rèn)為[43]，組織的不均勻性是由于鍛造過程中的變形不均勻造成的，TA7 ELI顯微組織形態(tài)其與鍛造過程中的溫度、變形量有很大關(guān)系。

孫洪蘭等[44]探究了模具與毛坯溫差對TA7鍛造工藝的影響，發(fā)現(xiàn)隨著毛坯溫度與模具預(yù)熱溫度溫差的降低，TA7塑性顯著提高。郭凱等[45]探究了鍛造變形量對TA7棒材組織及性能的影響。結(jié)果表明，大變形量不適宜TA7鈦合金鍛造，原因在于大變形量導(dǎo)致TA7棒材宏觀組織出現(xiàn)微觀孔洞（如圖10所示），降低了TA7的力學(xué)性能。

3.2 鑄造工藝

對于液氫渦輪泵等復(fù)雜低溫結(jié)構(gòu)件，鍛造工藝并不能滿足成形要求。相比于鍛造，鑄造成形可以獲得更加復(fù)雜的形狀，同時能夠有效降低成本。劉時兵等[46]對TA7 ELI鈦合金的鑄造組織和力學(xué)性能進(jìn)行了研究。結(jié)果表明，TA7 ELI鑄態(tài)組織由α相組成，并呈片狀分布，經(jīng)熱等靜壓處理后顯微組織未有明顯變化，缺陷彌合部位有再結(jié)晶現(xiàn)象，如圖11所示，熱等靜壓處理在提高塑性的同時，并未影響材料的強(qiáng)度及彈性模量。劉時兵等認(rèn)為，熱等靜壓工藝處理之后，能有效消除鑄造工藝過程中產(chǎn)生的微孔洞、微裂紋等缺陷，從而減少變形過程中的斷裂缺口，減小應(yīng)力集中；另一方面，熱等靜壓處理后材料的晶粒被充分壓合，裂紋不易擴(kuò)展，從而提高了材料的斷裂韌性。圖12顯示了鑄態(tài)試樣與鑄造后經(jīng)熱等靜壓工藝處理試樣室溫拉伸的顯微組織及斷口形貌。可以看出，鑄造試樣的組織為粗大的魏氏組織，內(nèi)部有大量微觀缺陷；經(jīng)熱等靜壓處理后試樣的微觀組織發(fā)生了很大變化，

缺陷明顯減少，組織更為均勻。從斷口形貌可以看出，相比鑄態(tài)組織，熱等靜壓處理后的試樣韌窩較多，韌窩尺寸大而深，同時發(fā)現(xiàn)在大韌窩中包含著大量小韌窩，說明經(jīng)熱等靜壓處理后的試樣，斷裂過程中韌窩充分生長，材料塑性的到極大改善。史昆等[47]研究了真空退火對鑄造 TA7 ELI 合金組織和性能的影響。結(jié)果表明，真空脫氫退火后，焊接試樣的顯微組織略顯等軸化，熔合線處的顯微組織趨于均勻，強(qiáng)度略有下降，但伸長率有所增加。黃金昌等[48]比較了 TA7 ELI和 TC4 ELI 在鑄造和鍛造狀態(tài)下的力學(xué)性能，結(jié)果如表2所示。經(jīng)熱等靜壓處理的鑄態(tài) TA7 ELI 具有與鍛造產(chǎn)品相同的優(yōu)良低溫塑性和斷裂韌性。前者的強(qiáng)度和斷裂韌性比后者低 10%左右，而在 4 K 時強(qiáng)度比鍛造低 25%。

3.3 粉末熱等靜壓成形

鑄造工藝成本低，生產(chǎn)效率高，但材料利用率低，產(chǎn)品性能差，需要進(jìn)一步處理才能使用。為提高產(chǎn)品質(zhì)量同時保證生產(chǎn)效率，粉末熱等靜壓成形（Hotisostatic pressing，HIP）工藝受到越來越多的關(guān)注。粉末熱等靜壓成形是將粉末直接置于模具中給予各向同等壓力，同時施加高溫?zé)Y(jié)，以獲得模具形狀相同的零件，其裝置原理如圖 13 所示。相比于傳統(tǒng)鑄造工藝，粉末熱等靜壓成形組織均勻，致密度高，無微觀缺陷，性能可全面達(dá)到或超過鍛件的水平；同時生產(chǎn)效率高，后續(xù)加工少，能生產(chǎn)各種復(fù)雜形狀的零件，除此之外，熱等靜壓成形材料利用率高，約為鑄造成形的 2 倍[49]。基于以上優(yōu)點(diǎn)，熱等靜壓技術(shù)受到各國的廣泛關(guān)注。美國自 20 世紀(jì) 70 年代就開展了粉末熱壓工藝的研究，目前已經(jīng)能利用熱等靜壓技術(shù)快速、大規(guī)模生產(chǎn)火箭發(fā)動機(jī)、飛機(jī)以及各種復(fù)雜系統(tǒng)結(jié)構(gòu)部件。圖 14 為美國 Synertech PM 公司設(shè)計(jì)和制造的鈦合金火箭發(fā)動機(jī)葉輪過程簡圖[50]。俄羅斯化工機(jī)械研究院研究了不同牌號鈦合金粉末的發(fā)動機(jī)冠頂葉片及離心葉輪的熱等靜壓工藝，獲得了相對較好的成形質(zhì)量及結(jié)果。此外，他們還探究了包套全自動計(jì)算機(jī)輔助近凈成形設(shè)計(jì)、內(nèi)孔型芯材料與合金粉末的擴(kuò)散、熱等靜壓工藝與成形性能關(guān)系等一系列問題，為后續(xù)熱等靜壓的進(jìn)一步推廣奠定基礎(chǔ)[51]。

近些年來，國內(nèi)熱等靜壓技術(shù)研究也取得了一定的進(jìn)展。中國科學(xué)院金屬研究所通過提高粉末純度及優(yōu)化粉末顆粒尺寸，解決了 TA7 ELI 葉輪粉末熱等靜壓成形過程中成形件性能不一致、可靠性低的技術(shù)難題，獲得了力學(xué)性能優(yōu)異的 TA7 ELI 氫泵葉輪（見圖15）[52]。李圣剛等[53—54]采用熱等靜壓成形工藝，開展粉末冶金 TA7 ELI 鈦合金構(gòu)件凈成形技術(shù)研究，實(shí)現(xiàn)了大尺寸、薄壁、半封閉式火箭發(fā)動機(jī)低溫轉(zhuǎn)子高性能、高可靠性的整體凈成形，他們發(fā)現(xiàn)通過等離子旋轉(zhuǎn)電極方法制備的低溫鈦合金球形粉末，具有非常高的球形度和振實(shí)密度，同時可以根據(jù)實(shí)際需求將粒徑控制在一定范圍內(nèi)；粉末熱等靜壓成形零件性能達(dá)到鍛造件性能水平，微觀組織為等軸狀組織。目前，李圣剛等通過粉末熱等靜壓成形的低溫鈦合金氫泵葉輪已通過了某發(fā)動機(jī)型號的低溫全程試車考核。在探索工藝的同時，國內(nèi)外學(xué)者也對粉末熱等靜壓成形機(jī)理展開了研究。徐磊等[55]研究了粉末在熱等靜壓過程中的致密化行為，發(fā)現(xiàn)采用熱等靜壓技術(shù)制備形狀復(fù)雜的鈦合金構(gòu)件，其晶粒細(xì)小、組織均勻、無明顯缺陷，后續(xù)生產(chǎn)過程中無需或僅需少量進(jìn)一步加工。

李一平等[56]研究了熱等靜壓成形過程中 TA7 ELI 合金的室溫彌散系數(shù)和低溫力學(xué)性能，如圖 16 所示，TA7 ELI 合金的低溫伸長率和低溫收縮率的彌散系數(shù)較高，李一平認(rèn)為，其主要原因在于低溫塑性對間隙元素含量比較敏感，而室溫強(qiáng)度和低溫強(qiáng)度的彌散系數(shù)較小，同時室溫沖擊能和斷裂韌性的彌散系數(shù)較高。這是因?yàn)闆_擊能和斷裂韌性屬于準(zhǔn)動態(tài)性質(zhì)，對成分、晶粒尺寸、微氣孔率等因素更為敏感。彈性模量的離散系數(shù)很低，只有 0.4%，這是因?yàn)閺椥阅Ａ恐饕c晶體結(jié)構(gòu)有關(guān)，對結(jié)構(gòu)和成分不敏感，所以非常穩(wěn)定。

盡管以粉末熱等靜壓成形為代表的粉末近凈成形技術(shù)擁有傳統(tǒng)成形無法比擬的優(yōu)勢，但考慮到航空航天領(lǐng)域高可靠性的特殊需求，粉末冶金零件目前并未獲得大規(guī)模使用，然而，航空航天領(lǐng)域?qū)τ诜勰┮苯鹆慵臐撛谛枨笫俏阌怪靡傻摹ｋS著金屬粉末制備技術(shù)及設(shè)備的發(fā)展，兩年前粉末成形技術(shù)的成本降低了 65%；同時，隨著粉末熱等靜壓技術(shù)的進(jìn)一步發(fā)展，粉末熱等靜壓件的質(zhì)量也越來越穩(wěn)定，在未來，粉末冶金部件必將在航天領(lǐng)域占據(jù)越來越多的份額。

3.4 真空擴(kuò)散焊接工藝

真空擴(kuò)散焊技術(shù)是將焊接件緊密結(jié)合，在一定的溫度和壓力下保持一段時間，使接觸面之間的原子擴(kuò)散形成連接的方法。與其他焊接工藝相比，真空擴(kuò)散焊接工藝能最大限度地保持材料的原始性能，保證焊接接頭具有高強(qiáng)度和高塑性。擴(kuò)散焊技術(shù)廣泛應(yīng)用于低溫鈦合金鍛件、鑄件和熱等靜壓零件的連接，以獲得高強(qiáng)度、高轉(zhuǎn)動性能。王江波等[57]通過熱壓和熱等靜壓擴(kuò)散焊工藝的結(jié)合，通過內(nèi)置支撐模的設(shè)計(jì)和使用，控制焊接變形，提高焊接質(zhì)量的均勻性，最終可獲得焊接強(qiáng)度大于 710 MPa、焊接變形小于 1%的合格葉輪。王江波等[58]還探討了焊接參數(shù)對 TA7 ELI擴(kuò)散焊葉輪的影響。結(jié)果表明，隨著焊接壓力的增加，材料強(qiáng)度逐漸提高，但是，當(dāng)溫度達(dá)到 1000 ℃時，材料的強(qiáng)度和塑性達(dá)到最佳，然后材料的性能隨著溫度的升高而逐漸下降，如圖 17 所示。

4、 結(jié)論

目前，國內(nèi)外通用的低溫鈦合金主要為近 α 型鈦合金及含有少量 β 相的兩相鈦合金。由于其不含或僅含有少量 β 相，其工藝塑性差，致使渦輪等復(fù)雜零件難以成形。由于 α 鈦合金不能通過熱處理強(qiáng)化，只能用于受力較低的部件，例如液氫管道、氫泵等，對于葉輪等高速轉(zhuǎn)動部件不能很好滿足要求。

同時隨著深空領(lǐng)域探索的進(jìn)一步開展，未來氫氧發(fā)動機(jī)推力將進(jìn)一步提高，這就要求其低溫部件具有更高的強(qiáng)度，因此對于更高性能的低溫鈦合金開發(fā)迫在眉睫。相比 α 鈦合金，β 鈦合金強(qiáng)度更高，且成形性能好，更適合復(fù)雜形狀零件，因此，低溫鈦合金發(fā)展趨勢如下。

1）開發(fā)具有更高低溫強(qiáng)度和塑性的鈦合金，以滿足更大推力氫氧發(fā)動機(jī)要求。同時，提高 β 相鈦合金低溫變形機(jī)理的研究，弄清楚 β 相鈦合金韌脆轉(zhuǎn)變的臨界條件。

2）開發(fā)低成本民用低溫鈦合金。由于低溫鈦合金對間隙元素要求苛刻，導(dǎo)致成本高昂，目前民用較少，因此未來有必要進(jìn)行低成本低溫鈦合金的研發(fā)。

3）開發(fā)新的成形技術(shù)及加工方法以滿足航空航天零件要求。粉末冶金技術(shù)作為一種凈近成形技術(shù)，相比傳統(tǒng)鑄造、鍛造及熱成形具有顯著優(yōu)勢，除了此之外，其他粉末冶金技術(shù)，例如 SPS 燒結(jié)，粉末注射成形等都應(yīng)收到重視和發(fā)展。

參考文獻(xiàn)：

[1]劉春立, 何濤, 富大欣. 航天結(jié)構(gòu)材料低溫力學(xué)性能測試技術(shù)[J]. 低溫工程, 1999(3): 17—21.

LIU Chun-li, HE Tao, FU Da-xin. Low TemperatureMechanical Properties Testing Technology for Aero-space Structural Materials[J]. Low Temperature Engi- neering, 1999(3): 17—21.

[2]郁炎, 蔣鵬, 李士凱. 國內(nèi)外低溫鈦合金的開發(fā)與應(yīng)用現(xiàn)狀[J]. 材料開發(fā)與應(yīng)用, 2014, 29(6): 118—122.

YU Yan, JIANG Peng, LI Shi-kai. Development andApplication Status of Low Temperature Titanium Alloyat Home and Abroad[J]. Material Development and Ap- plication, 2014, 29(6): 118—122.

[3]劉偉, 杜宇. 低溫鈦合金的研究現(xiàn)狀[J]. 稀有金屬快報(bào), 2007, 26(9): 6—10.

LIU Wei, DU Yu. Research Status of Low TemperatureTitanium Alloys[J]. Rare Metal Bulletin, 2007, 26(9):6—10.

[4]曲玉福, 袁曉光, 謝華生, 等. 低溫鈦合金的研究應(yīng)用現(xiàn)狀及發(fā)展趨勢[J]. 機(jī)械工程與自動化, 2009(1):189—191.

QU Yu-fu, YUAN Xiao-guang, XIE Hua-sheng, et al.Research and Application Status and DevelopmentTrend of Low Temperature Titanium Alloy[J]. Me- chanical Engineering and Automation, 2009(1): 189—191.

[5]GRINBERG N M, ALEKSENKO E N, MOSKALENKOV A, et al. Fatigue-induced Dislocation Structure of Ti-tanium Alloy VT5-1ct at Temperatures of 293-11K[J].

Materials Science & Engineering A, 165(2): 117—124.

[6]張忠, 趙立中. 控制間隙元素含量對于鈦合金低溫力學(xué)性能的影響[J]. 低溫物理學(xué)報(bào), 1994(2): 157—160.

ZHANG Zhong, ZHAO Li-zhong. Effect of ControllingInterstitial Element Content on Mechanical Properties ofTitanium Alloy at Low Temperature[J]. Acta Cryophys- ics, 1994(2): 157—160.

[7]NAGAI Kotobu, ISHIKAWA Keisuke. Deformation andFracture Characteristics of Titanium Alloys at LowTemperatures[J]. Tetsu to Hagane, 1989, 75(5): 707— 715.

[8]OUCHI C, IIZUMI H, MITAO S. Effects of Ultra-highPurification and Addition of Interstitial Elements onProperties of Pure Titanium and Titanium Alloy[J]. Ma- terials Science & Engineering A (Structural Materials:,Properties, Microstructure and Processing), 1998,243(1/2): 186—195.

[9]朱樂樂, 賈祥亞, 周洪強(qiáng). 航空航天用低溫鈦合金研究現(xiàn)狀[C]// 全國鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會, 2016.

ZHU Le-le, JIA Xiang-ya, ZHOU Hong-qiang. ResearchStatus of Low Temperature Titanium Alloys for Aero-space[C]// National Titanium and Titanium Alloy Aca- demic Exchange Meeting, 2016.

[10] 陳鼎, 黃培云. 鈦和鈦合金在低溫下的力學(xué)性能[J].礦冶工程, 2002, 22(3): 111—114.

CHEN Ding, HUANG Pei-yun. Mechanical Propertiesof Titanium and Titanium Alloys at Low Temperature[J].Mining and Metallurgy Engineering, 2002, 22(3): 111—    114.

[11] 史昆, 謝華生, 趙軍, 等. 低溫 Ti-5Al-2.5SnELI 的研究現(xiàn)狀及應(yīng)用[J]. 鑄造, 2008, 57(8): 763—767.

SHI Kun, XIE Hua-sheng, ZHAO Jun, et al. ResearchStatus and Application of Low Temperature Ti-5Al-2.5Sn ELI[J]. Foundry, 2008, 57(8): 763—767.

[12] 趙永慶, 周廉. 西北有色金屬研究院創(chuàng)新研制的部分鈦合金[C]// 全國鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會, 2005.

ZHAO Yong-qing, ZHOU Lian. Some Titanium AlloysDeveloped by Northwest Nonferrous Metals ResearchInstitute[C]// National Symposium on Titanium and Ti- tanium Alloys, 2005.

[13] 杜宇, 蔡學(xué)章, 楊冠軍. CT20 鈦合金 20 K 下的應(yīng)變行為與組織關(guān)系分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2005(6): 20—23.

DU Yu, CAI Xue-zhang, YANG Guan-jun. Analysis ofthe Relationship between Strain Behavior and Micro-structure of CT20 Titanium Alloy at 20 K[J]. Titanium Industry Progress, 2005(6): 20—23.

[14] 范承亮. 顯微組織和間隙元素對近 α 鈦合金低溫塑韌性的影響[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2004: 17—22.

FAN Cheng-liang. Effect of Microstructure and Intersti-tial Elements on Low Temperature Ductility andToughness of Near α Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2004: 17—22.

[15] 范承亮, 楊冠軍, 于振濤. CT20 合金的不同顯微組織與拉伸性能研究[J]. 稀有金屬, 2016, 28(2): 330—333.

FAN Cheng-liang, YANG Guan-jun, YU Zhen-tao.Study on Microstructure and Tensile Properties of CT20Alloy[J]. Rare Metals, 2016, 28(2): 330—333.

[16] MAHAJAN S, WILLIAMS D F. Deformation Twinningin Metals and Alloys[J]. International Metallurgical Re-views, 1973, 18(2): 43—61.

[17] JONES I P, HUTCHINSON W B. Stress-state Depend-ence of Slip in Titanium-6Al-4V and Other H.C.P. Met-als[J]. Acta Metallurgica, 1981, 29(6): 951—968.

[18] NEMAT-NASSER S, GUO W G, CHENG J Y. Me-chanical Properties and Deformation Mechanisms of aCommercially Pure Titanium[J]. Acta Materialia, 1999, 47(13): 3705—3720.

[19] SKOCZE? B. Constitutive Model of DiscontinuousPlastic Flow at Cryogenic Temperatures[J]. InternationalJournal of Plasticity, 2010(26): 1659—1679.

[20] ALDO Ghisi, STEFANO Mariani. Mechanical Charac-terization of Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy at Cryogenic andRoom Temperatures[J]. International Journal of Fracture, 2007, 146(1/2): 61—77.

[21] MOSKALENKO V A, STARTSEV V I, KOVALEVA VN. Low Temperature Peculiarities of Plastic Deforma-tion in Titanium and Its Alloys[J]. Cryogenics, 1980, 20(9): 503—508.

[22] CONRAD H. Plastic Flow and Fracture of Titanium atLow Temperatures[J]. Cryogenics, 1984, 24(6): 293—304.

[23] 張忠, 涂志華, 李來風(fēng), 等. 鈦合金低溫拉伸中的多處頸縮[J]. 低溫物理學(xué)報(bào), 1995(3): 238—241.

ZHANG Zhong, TU Zhi-hua, LI Lai-feng, et al. Multi-ple Necking in Low Temperature Tension of TitaniumAlloy[J]. Acta Cryophysics, 1995(3): 238—241.

[24] SUN Q Y, GU H C. Tensile and Low-cycle Fatigue Be-havior of Commercially Pure Titanium and Ti-5Al-2.5Sn Alloy at 293 and 77 K[J]. Materials Science & Engineering A, 2001, 316(1/2): 80—86.

[25] 鄭桂均. TA7-d 鈦合金顯微組織與超低溫性能之間的關(guān)系[J]. 稀有金屬, 1984(3): 52—55.

ZHENG Gui-jun. Relationship between Microstructureand Ultra-low Temperature Properties of TA7-D Tita-nium Alloy[J]. Rare Metals, 1984(3): 52—55.

[26] ALDO Ghisi, STEFANO Mariani. Mechanical Charac-terization of Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy at Cryogenic andRoom Temperatures[J]. International Journal of Fracture, 2007, 146(1/2): 61—77.

[27] REYTIER M, KIRCHER F, LEVESY B. Characteriza-tion of Titanium Alloys for Cryogenic Applications[C]//Aip Conference, American Institute of Physics, 2002.

[28] VAN STONE R H, LOW J R, SHANNON J L. Investi-gation of the Fracture Mechanism of Ti-5AI-2.5Sn atCryogenic Temperatures[J]. Metallurgical & Materials Transactions A, 1978, 9(4): 539—552.

[29] 陳廉, 曹曉暉. Ti-5Al-2.5Sn 合金低溫力學(xué)性能及形變斷裂機(jī)理[J]. 稀有金屬, 1992, 16(3): 195—198.

CHEN Lian, CAO Xiao-hui. Low Temperature Me-chanical Properties and Deformation Fracture Mecha-nism of Ti-5Al-2.5Sn Alloy[J]. Rare Metals, 1992, 16(3): 195—198.

[30] PRAKASH D G L, DING R, MOAT R J, et al. Defor-mation Twinning in Ti-6Al-4V during Low Strain RateDeformation to Moderate Strains at Room Tempera- ture[J].MaterialsEnceandEngineering,2010,527(21/22): 5734—5744.

[31] CASTANY P, PETTINARI-STURMEL F, CRESTOU J,et al. Experimental Study of Dislocation Mobility in aTi-6Al-4V Alloy[J]. Acta Materialia, 2007, 55(18): 6284—6291.

[32] CASTANY P, PETTINARI-STURMEL F, DOUIN J, etal. In Situ Transmission Electron Microscopy Deforma-tion of the Titanium Alloy Ti-6Al-4V: Interface Behav- iour[J]. Materials Science & Engineering a StructuralMaterials Properties Microstructure & Processing, 2008,483/484: 719—722.

[33] JONES I P, HUTCHINSON W B. Stress-state Depend-ence of Slip in Titanium-6Al-4V and other H.C.P. Met-als[J]. Acta Metallurgica, 1981, 29(6): 951—968.

[34] UPADRASTA, RAMAMURTY, GOVIND, et al. De-formation and Strength of Ti-6Al-4V Alloyed with B atCryogenic Temperatures[J]. Materials Science & Engi- neering A Structural Materials Properties Misrostructure& Processing, 2014, 611: 45—57.

[35] AMBARD A, GUETAZ L, LOUCHET F, et al. Role ofInterphases in the Deformation Mechanisms of an [α]/[β]Titanium Alloy at 20 K[J]. Materials Science & Engi- neering A, 2001, 319: 404—408.

[36] STéPHANE D I, BRIOTTET L, RAUCH E F, et al.Plastic Deformation, Damage and Rupture of PMTi-6Al-4V at 20 K under Monotonic Loading[J]. ActaMaterialia, 2007, 55(1): 105—118.

[37] 左景輝. 環(huán)境因素對 Ti-6Al-4V 合金力學(xué)性能的影響[D]. 沈陽: 中國科學(xué)院金屬研究所, 2008: 27—33.

ZUO Jing-hui. Effect of Environmental Factors on Me-chanical Properties of Ti-6Al-4V Alloy[D]. Shenyang:Institute of Metals, Chinese Academy of Sciences, 2008: 27—33.

[38] 劉志丹. TA7 和 TB2 及 TC4 鈦合金低溫準(zhǔn)靜態(tài)拉伸行為研究[D]. 哈爾濱: 哈爾濱工業(yè)大學(xué), 2019: 56—58.

LIU Zhi-dan. Quasi Static Tensile Behavior of TA7,TB2 and TC4 Titanium Alloys at Low Temperature[D].Harbin: Harbin Institute of Technology, 2019: 56—58.

[39] 杜宇, 蔡學(xué)章, 楊冠軍. CT20 鈦合金 20 K 下的應(yīng)變行為與組織關(guān)系分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2005(6): 20—23.

DU Yu, CAI Xue-zhang, YANG Guan-jun. Analysis ofthe Relationship between Strain Behavior and Micro-structure of CT20 Titanium Alloy at 20 K[J]. Titanium Industry Progress, 2005(6): 20—23.

[40] 范承亮. 顯微組織和間隙元素對近 α 鈦合金低溫塑韌性的影響[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2004: 31—35.

FAN Cheng-liang. Effect of Microstructure and Intersti-tial Elements on Low Temperature Ductility andToughness of Near α Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University of Architecture and Technology, 2004: 31—35.

[41] 張智. CT20 鈦合金的組織與性能控制[D]. 西安: 西安建筑科技大學(xué), 2011: 26—28.

ZHANG Zhi. Microstructure and Property Control ofCT20 Titanium Alloy[D]. Xi'an: Xi'an University ofArchitecture and Technology, 2011: 26—28.

[42] 周立鵬, 高婷, 馬保飛, 等. 鍛造工藝對 TA7ELI 鈦合金 組 織 和 力 學(xué) 性 能 的 影 響 [J]. 熱 加 工 工 藝 , 2018,47(15): 133—135.

ZHOU Li-peng, GAO Ting, MA Bao-fei, et al. Effect ofForging Process on Microstructure and MechanicalProperties of TA7 ELI Titanium Alloy[J]. Hot Working Process, 2018, 47(15): 133—135.

[43] 王云, 席錦會, 王彥皓, 等. 鍛造工藝對 TA7 ELI 鈦合金餅材組織和力學(xué)性能的影響[J]. 熱加工工藝,2019, 48(13): 43—45.

WANG Yun, XI Jin-hui, WANG Yan-hao, et al. Effect ofForging Process on Microstructure and MechanicalProperties of TA7 ELI Titanium Alloy Cake[J]. Hot Working Process, 2019, 48(13): 43—45.

[44] 孫紅蘭, 姚澤坤, 郭鴻鎮(zhèn), 等. TA7 鈦合金在不同鐓粗條件下缺陷形成的研究[J]. 熱加工工藝, 2012, 41(3):84—86.

SUN Hong-lan, YAO Ze-kun, GUO Hong-zhen, et al.Study on Defect Formation of TA7 Titanium Alloy un-der Different Upsetting Conditions[J]. Hot Working Process, 2012, 41(3): 84—86.

[45] 郭凱, 張利軍, 張晨輝, 等. TA7 鈦合金鍛造工藝研究[J]. 熱加工工藝, 2014, 43(15): 133—135.

GUO Kai, ZHANG Li-jun, ZHANG Chen-hui, et al.Study on Forging Process of TA7 Titanium Alloy[J]. HotWorking Process, 2014, 43(15): 133—135.

[46] 劉時兵, 婁延春, 徐凱, 等. Ti5Al2.5Sn ELI 鈦合金鑄造組織與力學(xué)性能研究[J]. 稀有金屬材料與工程,2017(46): 99—102.

LIU Shi-bing, LOU Yan-chun, XU Kai, et al. Study onCasting Microstructure and Mechanical Properties ofTi5Al2.5Sn Eli Titanium Alloy[J]. Rare Metal Materials and Engineering, 2017(46): 99—102.

[47] 史 昆 , 謝 華 生 , 趙 軍 , 等 . 真 空 退 火 對 鑄 造Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金焊接試樣組織與性能的影響[J].鑄造, 2015(3): 42—45.

SHI Kun, XIE Hua-sheng, ZHAO Jun, et al. Effect ofVacuum Annealing on Microstructure and Properties ofCast Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy Welding Specimen[J]. Casting, 2015(3): 42—45.

[48] 黃金昌. 鑄造 Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金的熱處理[J]. 稀有金屬材料與工程, 1995, 24(2): 80.

HUANGJin-chang.HeatTreatmentofCastTi-5Al-2.5Sn Ti-5Al-2.5Sn ELI Alloy[J]. Rare MetalMaterials and Engineering, 1995, 24(2): 80.

[49] CAI C, SONG B, XUE P, et al. Effect of Hot IsostaticPressing Procedure on Performance of Ti6Al4V: SurfaceQualities, Microstructure and Mechanical Properties[J].Journal of Alloys & Compounds, 2016, 686: 55—63.

[50] 劉文彬. 粉末鈦合金的熱等靜壓技術(shù)研究進(jìn)展[J]. 粉末冶金工業(yè), 2018, 28(2): 1—7.

LIU Wen-bin. Research Progress of Hip Technology forPowder Titanium Alloy[J]. Powder Metallurgy Industry,2018, 28(2): 1—7.

[51] DEMCHENKOV G G. Technological Features of Pro-duction Stages of Various Purpose Titanium AlloyComponents Using Hot Isostatic Pressing and Powder Metallurgy[C]// 11th International Conference on HotIsostatic Pressing, Stockholm, 2014: 554.

[52] 徐磊, 郭瑞鵬, 吳杰, 等. 鈦合金粉末熱等靜壓近凈成形研究進(jìn)展[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2018, 54(11): 69—84.

XU Lei, GUO Rui-peng, WU Jie, et al. Research Pro-gress of Hip Near Net Forming of Titanium Alloy Pow-der[J]. Acta Metallurica Sinica, 2018, 54(11): 69—84.

[53] 李圣剛, 呂宏軍, 何士桓, 等. 低溫復(fù)雜結(jié)構(gòu)件特種成形工藝[J]. 宇航材料工藝, 2012(1): 90—93.

LI Sheng-gang, LYU Hong-jun, HE Shi-huan, et al.Special Forming Process of Low Temperature ComplexStructural Parts[J]. Aerospace Materials Technology, 2012(1): 90—93.

[54] 李圣剛, 呂宏軍, 史金靚, 等. TA7 ELI 粉末冶金材料力學(xué)性能與顯微組織[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2011(2): 24—27.

LI Sheng-gang, LYU Hong-jun, SHI Jin-liang, et al.TA7 ELI Powder Metallurgy Material MechanicalProperties and Microstructure[J]. Titanium Industry Progress, 2011(2): 24—27.

[55] 徐磊, 鄔軍, 劉羽寅, 等. Ti-5Al-2.5Sn 合金粉末熱等靜壓壓坯的致密化行為及性能[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2011,28(4): 19—23.

XU Lei, WU Jun, LIU Yu-yin, et al. Densification Be-havior and Properties of Hot Isostatic Pressing Compactof Ti-5Al-2.5Sn Alloy Powder[J]. Titanium Industry Progress, 2011, 28(4): 19—23.

[56] 李一平,燚龔, 崔瀟瀟, 等. 粉末冶金 Ti-5Al-2.5SnELI 合金穩(wěn)定性分析[J]. 鈦工業(yè)進(jìn)展, 2019, 36(3): 22—25.

LI Yi-ping, GONG Yi, CUI Xiao-xiao, et al. StabilityAnalysis of Powder Metallurgy Ti-5Al-2.5Sn ELI Al-loy[J]. Titanium Industry Progress, 2019, 36(3): 22—25.

[57] 王江波, 馬金鋒, 高寶東, 等. Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金葉輪的擴(kuò)散焊接[C]// 全國鈦及鈦合金學(xué)術(shù)交流會,2005.

WANG Jiang-bo, MA Jin-feng, GAO Bao-dong, et al.Diffusion Welding of Ti-5Al-2.5Sn Alloy Impeller[C]//National Titanium and Titanium Alloy Academic Ex- change Meeting, 2005.

[58] 王江波, 高寶東, 馮昭偉. Ti-5Al-2.5Sn ELI 合金擴(kuò)散焊焊接質(zhì)量的控制[J]. 金屬學(xué)報(bào), 2004, 38(z1): 704—706.

WANG Jiang-bo, GAO Bao-dong, FENG Zhao-wei.Quality Control of Diffusion Welding of Ti-5Al-2.5SnAlloy[J]. Acta Metallurica Sinica, 2004, 38(z1): 704— 706.

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