稀土Y 與噴射沉積技術(shù)對鋁鐵合金組織和性能的影響

戴琨， 汪志剛， 王和斌， 葉潔云

（江西理工大學(xué)， a. 材料冶金化學(xué)學(xué)部；b. 江西省有色金屬加工工程技術(shù)研究中心，江西 贛州341000）

0 引 言

鋁合金具有質(zhì)輕、高比強度、高彈性模量、良好的耐腐蝕性等優(yōu)點，是交通運輸、航空航天、軍事等領(lǐng)域中極具競爭力的輕質(zhì)結(jié)構(gòu)材料[1]。 近年來，人們發(fā)現(xiàn)鐵在鋁合金中能改善耐熱性，且能強化鋁合金。 鐵對鋁的強化歸因于鋁基體中硬質(zhì)、 耐熱的Al-Fe 金屬間化合物，通過提高合金中的Fe 含量可以進一步改善合金的性能。 但是鋁鐵合金中的Al-Fe 相常以脆性針片狀的富鐵相形式存在， 嚴重割裂基體的連續(xù)性，惡化合金的強度和塑性等性能；降低合金的抗腐蝕性能和耐磨性能， 亦會影響合金的切削加工性能。而當(dāng)今在實際生產(chǎn)中， 鋁資源回收再利用因價格優(yōu)勢仍占有相當(dāng)大的比例，這不可避免地會引起鐵含量增多， 對合金的顯微組織和力學(xué)性能產(chǎn)生有害影響。因此，如何降低回收鋁合金中鐵元素含量或控制和改善鋁中富鐵相的形態(tài)，是回收鋁重復(fù)應(yīng)用的關(guān)鍵[2-3]。減小金屬化合物尺寸、改善化合物形貌等是解決這一關(guān)鍵問題的有效途徑。

鋁合金中的第二相主要從2 個方面進行改善，一是通過工藝進行改善，二是通過添加微合金元素進行改善[4]。 用先進工藝進行Al-Fe 合金的優(yōu)化，已有了大量研究。 20 世紀80 年代中期，美國Allied Signal公司利用平面流鑄造（PFC）工藝開發(fā)出的Al-Fe-VSi 系耐熱鋁合金， 如Al-12Fe-1V-2Si（FVS1212），Al-8.5Fe-1.3V-1.7Si（FVS0812，即8009 合金），這2 種合金的彌散相為體心立方結(jié)構(gòu)的α-Al12（Fe,V）3Si相，其大小為40~50 nm，呈球形，通過強化基體和晶界提升合金的力學(xué)性能[5]。Ban 等通過直流磁場處理，使得過共晶Al-Fe-Si 合金的Al 基體中的針狀A(yù)l3Fe和漢字狀α-AlFeSi 相得到細化和均勻分布[6]。 付大軍對鑄造Al-5%Fe 合金進行電磁攪拌和軋制變形后，發(fā)現(xiàn)它的鐵相尺寸可以減小到15 μm 以下[7]。

另一種優(yōu)化Al-Fe 相的形貌與分布的方法則是通過添加微量元素進行變質(zhì)處理，改善凝固過程中初生相和共晶相的形核和長大。周震平研究發(fā)現(xiàn)Mg 在初生Al3Fe 相周圍富集造成很大的成分過冷，使得初生相產(chǎn)生分歧，由粗大針片狀轉(zhuǎn)變?yōu)闃渲?、短棒狀、塊狀[8-9]。董福宇發(fā)現(xiàn)添加0.1%～0.4%Sc、Ti 或Zr 導(dǎo)致長針狀A(yù)l3Fe 相在Al-5%Fe 合金的Al 基體中轉(zhuǎn)變?yōu)榫鶆蚍植嫉募氠槨㈩w粒和花狀，降低了針片狀鐵相對基體的割裂作用，減少了應(yīng)力集中源，提高了力學(xué)性能， 但添加稀土后沒有達到完全均勻的圓整化效果，對初生Al3Fe 相形狀的改變并不徹底[10]。 此外，Shi 等研究發(fā)現(xiàn)在鑄態(tài)Al-1%Fe 合金中加入稀土元素后，即使在改性效果最好的情況下，合金的抗拉強度也僅是從85 MPa 提高到89 MPa，延伸率從25.5%提高到28.5%，僅通過稀土元素改性處理并不能強烈提高鑄態(tài)Al-1%Fe 的力學(xué)性能[11]。

快速凝固可獲得微晶、 納米晶等物質(zhì)， 實現(xiàn)彌散強化，使得制作出來的鋁合金能夠具有較高的力學(xué)性能、強度與穩(wěn)定性，是現(xiàn)階段技術(shù)研究的重要熱點方向之一，其已經(jīng)成為實現(xiàn)金屬潛在性能研發(fā)的關(guān)鍵手段之一[12-14]。 但由于噴射沉積坯料中存在微孔，顆粒之間、顆粒與層界面之間均未達到完全的冶金結(jié)合，直接使用性能較差，因此必須對沉積坯料進行有效的熱加工使其致密化[15]。 添加Y 元素能和Fe 元素形成金屬間化合物，可凈化基體，改變雜質(zhì)相的形態(tài)和分布，使其粒子化、球化和細化，同時Y 元素在枝晶網(wǎng)絡(luò)和晶界分布，加大了合金凝固時的成分過冷程度，從而細化晶粒和枝晶組織[16]。將快速凝固技術(shù)與稀土Y 微合金化結(jié)合，并輔以熱擠壓技術(shù)，以解決鋁鐵合金中粗大的針片狀富鐵相割裂基體的問題。

本文通過噴射沉積Al-6Fe-（0.3Y）合金，研究了噴射沉積技術(shù)和稀土Y 對Al-6%Fe 合金在組織、相組成和性能上的影響，并輔以熱擠壓技術(shù)提高材料的致密性，發(fā)揮快速凝固鋁合金的本征性能，為研制高性能鋁合金材料提供有意義的參考。

1 實驗材料及方法

采用高純Al（99.99%，質(zhì)量分數(shù)）和Al-20Fe、Al-10Y 中間合金在電阻爐中熔煉鑄造Al-Fe-（Y）合金。 合金鑄錠的制備工藝如下：先使用電阻爐在800 ℃將純鋁錠和Al-20Fe 熔化， 然后將預(yù)熱的Al-10Y 中間合金加入合金熔體中， 全部熔化后充分攪拌并向鋁合金熔體通入高純度（99.999%）氬氣進行除氣。 除氣結(jié)束后靜置5 min，隨后精煉除渣，將金屬熔體倒入已經(jīng)預(yù)熱至250~300 ℃的直徑為80 mm 的圓柱形金屬模具中，自然冷卻后得到直徑80 mm、高120 mm 的圓柱預(yù)制合金錠。 將預(yù)制合金錠放入噴射沉積設(shè)備的感應(yīng)加熱爐中加熱至950 ℃熔化得到鋁合金熔體，在噴射沉積設(shè)備的霧化室進行霧化處理后形成混合合金霧化顆粒，從噴射沉積設(shè)備的噴嘴噴出，使所述混合合金霧化顆粒在噴射沉積設(shè)備的沉積器上沉積，獲得Al-Fe-（Y）合金坯料。 隨后在TD2000 型擠壓機上進行熱擠壓， 坯料預(yù)熱溫度460 ℃，擠壓速率20 mm/s，擠壓比17∶1。 根據(jù)稀土含量的不同，試樣編號為0，1，使用ICPE-9800 全譜直讀型ICP 發(fā)射光譜儀測得兩種合金的實際成分如表1 所列。

表1 Al-Fe 合金化學(xué)成分 單位：質(zhì)量分數(shù)，%Table 1 Chemical composition of Al-Fe alloy

在鑄錠、 沉積坯及擠壓桿中隨機截取金相樣品，將其粗磨并機械拋光后在Keller 試劑中腐蝕，在DMILM 金相顯微鏡和Zeiss Sigma 掃描電子顯微鏡下進行顯微組織觀察， 并用配套能譜分析儀測試微區(qū)成分和進行元素面掃描；使用Image-Pro 6.0 圖像分析軟件對第二相進行統(tǒng)計分析； 利用Bruker D8 Advance A25 型X 射線衍射儀對不同狀態(tài)下的稀土鋁鐵合金相做XRD， 隨后使用MDI Jade6.5 物相分析軟件對合金物相進行分析； 顯微硬度測試采用HV-1000 型數(shù)顯維氏硬度計進行，載荷0.98 kN，保持載荷時間15 s，結(jié)果取5 點平均值；根據(jù)GB/T 228.1—2010 《金屬材料拉伸試驗第1 部分: 室溫試驗方法》加工拉伸試樣，尺寸如圖1 所示， 以1.5 mm/min 的速率在UTM/CMT5105 系列（精密）電子萬能試驗機拉伸機上測定合金的力學(xué)性能。

圖1 拉伸試樣尺寸Fig. 1 Size of tensile test

2 實驗結(jié)果與分析

2.1 稀土Y 添加對Al-6Fe 合金鑄態(tài)組織的影響

圖2（a）、圖2（b）和圖2（c）、圖2（d）給出了鑄態(tài)Al-6Fe 及Al-6Fe-0.3Y 合金的場發(fā)射掃描圖。鑄態(tài)Al-6Fe 合金中第二相以較粗大的長板條 （點A）、長針（點B）和爪形（點C）等形貌存在。 添加稀土Y 后，Al-6Fe 合金中的初生富鐵相形貌發(fā)生了明顯變化。 如圖2（c）所示，鑄態(tài)Al-6Fe-0.3Y 合金中粗大針片狀初生富鐵相消失， 轉(zhuǎn)變成了回型 （點D）、菱形（點E）、長條（點F）、短棒狀（點G），共晶組織變化不明顯。 圖2（f）為圖2（d）中譜圖2 所在位置的能譜圖，添加0.3%Y 后，譜圖中出現(xiàn)了稍弱的Y 峰。 因此，可以判斷，鑄態(tài)Al-6Fe-0.3Y 中Al-Fe 相內(nèi)部摻雜有少量稀土Y。 通過能譜還發(fā)現(xiàn)了圓點型Al-Y 相，如圖2（d）中的譜圖3 所在位置。加入稀土元素后，由于初生富鐵相形成溫度高，微量Y的結(jié)晶溫度低，Y 在初生相邊緣富集， 增加結(jié)晶過冷度，促進初生相形核，抑制了富鐵相的針片狀生長；Al3Fe 的共晶溫度為928 K， 與Al3Y 的共晶溫度接近， 不存在Y 在共晶Al3Fe 相生長表面聚集的條件，因此對共晶相的形貌沒有明顯影響[12]。圖3（a）為鑄態(tài)Al-6Fe 合金的XRD 圖譜， 鑄態(tài)Al-6Fe 合金組織主要由α-A1 基體、一定體積分數(shù)的Al3Fe 相及Al2Fe相組成， 第二相最大尺寸為227.6 μm， 平均尺寸為64.4 μm。 圖3（b）為鑄態(tài)Al-6Fe-0.3Y 合金的XRD 圖譜，鑄態(tài)Al-6Fe-0.3Y 合金組織主要由α-A1 基體、一定體積分數(shù)的Al3Fe 相、Al2Fe 相及Al3Y 相組成，第二相最大尺寸為159.7 μm，平均尺寸為52.9 μm。

2.2 稀土Y 添加對Al-6Fe 合金沉積態(tài)組織及相組成的影響

圖2 鑄態(tài)Al-6Fe 及Al-6Fe-0.3Y 合金的場發(fā)射掃描圖Fig. 2 SEM of as-cast Al-6Fe and Al-6Fe-0.3Y Alloys

圖3 鑄態(tài)Al-6Fe 和Al-6Fe-0.3Y 的X 射線衍射圖譜Fig. 3 X-ray diffraction patterns of as-cast Al-6Fe and Al-6Fe-0.3Y

合金凝固界面在快冷條件下偏離基本平衡狀態(tài)，獲得很大的過冷度，形核條件得以改善，凝固組織較常規(guī)凝固更加細小均勻。 隨著冷卻速度的提高和凝固速度的加快， 促成非晶或納米晶結(jié)構(gòu)形成條件， 合金的組織形貌以及宏觀性能都會改變[1]。 由圖4 所示，對鑄態(tài)合金進行噴射沉積處理后，合金中的Al-Fe 相發(fā)生了顯著的細化，Al-6Fe中第二相的形態(tài)由長板條、 長針和爪形變?yōu)榱思毿〉牧睿cE）、針狀（點F）和條狀（點G），Al-6Fe-0.3Y 中第二相的形態(tài)由回型、菱形、長條、短棒狀變?yōu)榱思毿〉牧睿cH）、條狀（點I）和塊狀（點J）。但由于噴射過程中的存在噴射不均勻的情況，存在部分孔隙（點A、點C），并存在部分大塊鐵相團聚（點B、點D），沉積態(tài)Al-6Fe-0.3Y 中還觀察到大塊的Al-Fe 相和彌散的Al-Fe-Y 三元相聚集在一起形成了有裂紋的花朵形貌。 這是由于噴射過程中冷速較快， 合金不能實現(xiàn)完全的液相補縮[17]，使部分區(qū)域存在孔隙、部分區(qū)域存在團聚現(xiàn)象。圖5（a）為沉積態(tài)Al-6Fe 合金的XRD 圖譜，沉積態(tài)Al-6Fe 合金組織主要由α-A1 基體及一定體積分數(shù)的Al3Fe 相組成，第二相最大尺寸為36.4 μm，平均尺寸約2.56 μm。 加入稀土后，快速凝固技術(shù)結(jié)合稀土的微合金化作用， 獲得了細小彌散分布的三元Al-Fe-Y 金屬間化合物，如圖4（d）中譜

圖4 沉積態(tài)Al-6Fe 及Al-6Fe-0.3Y 合金的場發(fā)射掃描圖Fig. 4 SEM of deposition Al-6Fe and Al-6Fe-0.3Y Alloys

通過對圖5 中沉積態(tài)Al-6Fe-（0.3Y）XRD 結(jié)果分析可知， 沉積態(tài)Al-6Fe 過共晶合金由立方α-Al（PDF#04-0787）和斜方Al3Fe（PDF#45-1203）相組成。 稀土微合金化結(jié)合快冷技術(shù)形成了Al10Fe2Y（PDF#51-0681）。 稀土改變了衍射峰的相對強度，密堆積（111）鋁面強度增大，次密堆積（200）鋁面強度增大、（220）鋁面強度增大。 這表明稀土變質(zhì)擾亂了正常的晶化過程，即α-Al 晶體沿（111）Al 擇優(yōu)密排晶面本征生長增強，依賴于（220）、（200）Al 亞密排晶面的生長增加，這有利于凝固組織的均勻性。 0.3%Y的加入通過促進α-Al 擇優(yōu)生長的方式擾亂了合金的晶化過程，使合金組織均勻細化。

圖5 沉積態(tài)Al-6Fe（a）和Al-6Fe-0.3Y（b）的X 射線衍射圖譜Fig. 5 X-ray diffraction patterns of deposited Al-6Fe（a） and Al-6Fe-0.3Y（b）

2.3 稀土Y 添加對Al-6Fe 合金沉積后熱擠壓態(tài)組織的影響

經(jīng)過熱擠壓后使噴射合金胚料致密化后，合金的致密度提高，但由于擠壓作用，第二相沿擠壓方向被拉長，如圖6 所示，相比沉積態(tài)鋁鐵合金，沉積后熱擠壓使得Al-6Fe 合金的組織進一步有效細化， 區(qū)域團聚現(xiàn)象消失了，第二相均勻分布于基體上。圖6（a）、圖6（b）為Al-6Fe 組織形貌，第二相主要以片狀（A 點）、條狀（B 點）、針狀（C 點）的形式存在，圖7（a）為擠壓態(tài)Al-6Fe 合金的XRD 圖譜，擠壓態(tài)Al-6Fe 合金組織主要由α-A1 基體和一定體積分數(shù)的Al13Fe4組成， 文獻[18-21] 表明，Al13Fe4為快速凝固Al-Fe 合金中的平衡穩(wěn)定相。 說明在熱擠壓過程中，隨著溫度的升高，快速凝固A1-6Fe合金發(fā)生了亞穩(wěn)相A13Fe 向穩(wěn)定相Al13Fe4轉(zhuǎn)變的過程， 固溶在基體中的過渡族元素Fe 以彌散穩(wěn)定相Al13Fe4的形式存在。 在Al-6Fe-0.3Y 合金中，由于稀土微合金化，對Al-Fe 相的細化作用，較Al-6Fe 合金細化程度更強烈，如圖6（c）、圖6 （d）所示，第二相組織由大量的粒狀（D 點）、短棒狀（E 點）和個別小塊（F 點）組成，圖7（b）為擠壓態(tài)Al-6Fe-0.3Y 合金的XRD 圖譜，沉積態(tài)Al-6Fe-0.3Y 合金組織主要由α-A1 基體、 一定體積分數(shù)的Al13Fe4相及Al10Fe2Y 相組成。 由圖4 可有看出， 噴射沉積后的Al-Fe-Y 相耐熱性更好，400 ℃熱擠壓后的尺寸變化不大，而Al-6Fe 中的鋁鐵相不僅被拉長， 還存在裂紋（A點），會對合金的性能造成不利影響，是因為Al-6Fe-0.3Y 合金發(fā)揮稀土元素Y 和過渡族元素Fe 低固溶度和低擴散速率的性能特點， 在晶內(nèi)形成熱穩(wěn)定性良好的三元Al-Fe-Y 顆粒。Al-6Fe 合金第二相最大尺寸為67 μm， 平均尺寸約3.37 μm；Al-6Fe-0.3Y 合金第二相最大尺寸為31.8 μm，平均尺寸約2.05 μm。

圖6 擠壓態(tài)Al-6Fe 及Al-6Fe-0.3Y 合金的場發(fā)射掃描圖Fig. 6 SEM of Extruded Al-6Fe and Al-6Fe-0.3Y Alloys

圖7 擠壓態(tài)Al-6Fe 和Al-6Fe-0.3Y 的X 射線衍射圖譜Fig. 7 X-ray diffraction patterns of extruded Al-6Fe（a） and Al-6Fe-0.3Y（b）

2.4 稀土Y 添加對Al-6Fe 合金力學(xué)性能的影響

圖8（a）、圖8 （b）所示分別為實驗合金的硬度與致密度和稀土Y 的添加及加工狀態(tài)的關(guān)系。 鑄態(tài)合金噴射后由于孔隙較大硬度反而下降， 擠壓后硬度較鑄態(tài)有提高，HV1 硬度達到49.84 ，稀土Y 對合金的硬度有提升作用。 在快冷條件下稀土Y 的添加會進一步降低液固線的溫度區(qū)間， 從而提高合金的過冷度， 促使顯微組織進一步細化， 從而提高合金性能，使得硬度上升；另一方面添加Y 在合金中形成了呈彌散分布的第二相析出物Al10Fe2Y、Al10Fe2Y 析出物為金屬間化合物，具有較高的穩(wěn)定性，能夠阻礙材料中位錯運動，對快速凝固Al-6Fe 合金力學(xué)性能起強化作用，使得硬度提升。

圖8 硬度與致密度對比Fig. 8 Comparison of hardness and density

稀土變質(zhì)細化了合金的第二相， 合金的屈服強度有所提升，抗拉強度和延伸率差異較小。 表2 所列為擠壓桿拉伸試驗結(jié)果。 對于抗拉強度，噴射再擠壓Al-6Fe 合金抗拉強度達到130 MPa 以上，而Al-6Fe-0.3Y 為128 MPa 左右，稀土Y 的添加對鋁鐵合金的抗拉強度影響不大；對于屈服強度，噴射再擠壓Al-6Fe 合金屈服強度達到87 MPa，Al-6Fe-0.3Y 約為101.6 MPa， 稀土Y 的添加使得鋁鐵合金的屈服強度提升了；對于延伸率，噴射再擠壓Al-6Fe 合金延伸率約為30.03%， 而Al-6Fe-Y約為28.87%，稀土Y 的添加對鋁鐵合金的延伸率影響不大。

表2 擠壓桿拉伸試驗結(jié)果Table 2 Tensile test results of extrusion rod

快速凝固技術(shù)對合金組織的影響最突出的就是獲得超細組織，常規(guī)鑄造方法制備合金材料組織中晶粒尺度在微米甚至毫米數(shù)量級水平，但是利用快速凝固技術(shù)制備合金材料可以使組織中晶粒尺寸大為細化，形成微晶或納米晶，為微米或亞微米數(shù)量級[22]。細晶強化的本質(zhì)是晶界對位錯的阻礙作用，減小晶粒尺寸將增加位錯運動障礙的數(shù)目，使合金的屈服應(yīng)力隨晶粒尺寸的減小而升高[23]。 盡管Al-6Fe-0.6Y 合金組織在熱擠壓過程中發(fā)生了一定程度的長大，但是合金中含有大量熱穩(wěn)定性良好的彌散硬質(zhì)第二相， 能夠有效地阻礙基體晶粒的長大，因此最終合金組織中基體晶粒不會過分長大，其數(shù)量級與合金中彌散第二相尺寸相當(dāng)。 由于稀土Y 的添加細化了第二相，擠壓態(tài)Al-6Fe-0.6Y 合金獲得了更細小的晶粒，合金的屈服強度隨晶粒尺寸的減小而升高。

相比于Al-6Fe 合金，Al-6Fe-0.6Y 合金的抗拉強度和延伸率變化較小。從強化機制來看，Al-6Fe 中主要是受第二相強化為主， 添加稀土Y 后， 大顆粒A113Fe4相明顯被細化， 對基體有細化作用。 盡管在Al-6Fe-0.6Y 合金中， 這種大顆粒硬質(zhì)相會細化，這對于抗拉強度提升是有利的，但是，由于Y 的添加，會形成新的Al10Fe2Y 三元相（如圖6（d）中的譜圖8所示），它會減少基體中A113Fe4共晶相的含量，從而對抗拉強度有一定的削弱作用。 同時，Al10Fe2Y 三元相自身也會有強化作用。 除了尺寸外，影響第二相強化的因素還有形狀、數(shù)量、分布以及與基體的界面關(guān)系等。 因此，在多種因素共同作用下，添加Y 前后的Al-6Fe 合金抗拉強度差異較小。2 種Al-6Fe 合金都具有較好的延伸率，如圖9 所示，合金的斷裂都是以微孔聚合型韌性斷裂為主導(dǎo)，Al-6Fe 合金的韌窩更淺但分布較多，Al-6Fe-0.3Y 韌窩較深但分布較少?？傊?在基體細化、 第二相強化等多種機制作用下，2 種合金的延伸率也差異較小。

圖9 擠壓態(tài)Al-6Fe 和Al-6Fe-0.3Y 的斷口掃描Fig. 9 Fracture scanning of extruded Al-6Fe and Al-6Fe-0.3Y

3 結(jié) 論

1）鑄態(tài)Al-6Fe 合金在添加0.3%稀土Y 后，形貌及尺寸發(fā)生明顯變化。 初生針片狀富鐵相轉(zhuǎn)變成了回型、長條、短棒狀形貌。Al-Fe 相最大尺寸由227.6 μm 減小到159.7 μm，平均尺寸由64.4 μm 減小到52.9 μm。

2）噴射沉積使得Al-6Fe 合金及Al-6Fe-（0.3Y）合金中初生相發(fā)生了明顯的細化。 受稀土微合金化和快速凝固技術(shù)共同作用， 在Al-6Fe-0.3Y 合金形成了細小彌散分布的三元Al10Fe2Y 相。 沉積態(tài)Al-6Fe 第二相的形態(tài)由粗大的塊狀、 針狀變?yōu)榱思毿〉牧?、針狀和塊狀，第二相為A13Fe。 Al-6Fe-0.3Y 第二相形態(tài)由回型、菱形、長條、短棒狀變?yōu)榱思毿〉牧?、條狀和塊狀，第二相為A13Fe、Al10Fe2Y。 添加稀土Y后，Al-Fe 相最大尺寸由為36.4 μm 減小到34.2 μm，平均尺寸由2.56 μm 減小到1.94 μm。

3）Al-6Fe-（0.3Y） 合金通過噴射沉積和熱擠壓工藝處理后極大細化了合金的顯微組織，Al-6Fe 合金中第二相被細化為粒狀、 短棒裝和片狀， 亞穩(wěn)相A13Fe 向穩(wěn)定相A113Fe4轉(zhuǎn)變；Al-6Fe-0.3Y 合金中第二相被細化為粒狀相、短棒狀相和個別小塊相，第二相為A113Fe4、Al10Fe2Y。添加稀土Y 后，Al-Fe 相最大尺寸由為67 μm 減小到31.8 μm，平均尺寸由3.37 μm 減小到2.05 μm。

4）稀土Y 對鋁合金的抗拉強度和延伸率影響不大，對鋁合金的硬度、屈服強度有提升，HV1 硬度從40 提升到了49.8， 屈服強度從87 MPa 提升至101.6 MPa。