邢宇軒,郭英奎,陳 磊,趙壯志,王玉金
(1 哈爾濱理工大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院,哈爾濱 150080;2 哈爾濱工業(yè)大學(xué) 特種陶瓷研究所,哈爾濱 150001)
鎢銅復(fù)合材料是一種非常典型的復(fù)合材料,其兼具金屬鎢高熔點(diǎn)、低熱膨脹系數(shù)、高耐腐蝕和高強(qiáng)度的優(yōu)異性能以及金屬銅的高熱導(dǎo)率、高電導(dǎo)率和機(jī)械加工性能良好的優(yōu)點(diǎn),被廣泛應(yīng)用于電工電子、航空航天、核能等領(lǐng)域,同時(shí)鎢具有高的濺射電阻、低的氘氚保留率,在聚變堆第一壁材料的應(yīng)用方面也備受關(guān)注[1]。為了提高鎢銅復(fù)合材料的性能,研究人員開發(fā)出原料粉體細(xì)化(利用高能球磨[2]或化學(xué)合成[3])、W粉表面處理(表面鍍銅鍍鎳[4-7])等改性方法,也開發(fā)出放電等離子燒結(jié)[8-9]和微波燒結(jié)[10-11]等新型制備工藝,但仍然不能解決鎢銅復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度低的問題。例如,鎢銅復(fù)合材料在800 ℃的抗拉強(qiáng)度僅為其室溫抗拉強(qiáng)度的30%~40%,在1800 ℃時(shí)強(qiáng)度為室溫的6%~11%[12],嚴(yán)重影響了鎢銅復(fù)合材料在高溫領(lǐng)域的應(yīng)用。研究發(fā)現(xiàn),鎢銅復(fù)合材料的高溫強(qiáng)度取決于鎢骨架的高溫強(qiáng)度。為了提高鎢的高溫強(qiáng)度,人們通過在W中添加難熔金屬、氧化物和過渡金屬碳化物的方法,對(duì)W起到固溶強(qiáng)化、顆粒彌散強(qiáng)化和第二相強(qiáng)化作用[13-14]。其中ZrC提高W的高溫力學(xué)性能效果明顯[15]。例如,30%ZrC-W(體積分?jǐn)?shù),下同)復(fù)合材料在800 ℃的抗壓強(qiáng)度高達(dá)1177 MPa,遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于純W的強(qiáng)度,且隨溫度升高強(qiáng)度下降緩慢[16]。本工作提出通過ZrC改性鎢骨架,以提高鎢銅復(fù)合材料高溫性能的思路,采用無壓燒結(jié)工藝制備ZrC-W骨架,再對(duì)骨架進(jìn)行壓力滲銅,制備出ZrC-W-Cu復(fù)合材料。研究ZrC含量對(duì)ZrC-W骨架開氣孔率、壓縮強(qiáng)度及ZrC-W-Cu復(fù)合材料的顯微組織和力學(xué)性能的影響規(guī)律,以期提高鎢銅復(fù)合材料的高溫力學(xué)性能。
實(shí)驗(yàn)所用W粉(純度>99.5%),購自廈門金鷺特種合金有限公司;ZrC粉(純度≥98.0%),購自長(zhǎng)沙偉暉高科技新材料股份有限公司。W粉和ZrC粉的平均粒徑分別為5.5 μm和1.5 μm,W粉的外形為規(guī)則的多面體,ZrC粉形狀不規(guī)則,原料形貌如圖1所示。用于滲銅的純銅選用T3銅(Cu+Ag的質(zhì)量分?jǐn)?shù)≥99.70%)。
圖1 原料粉體的SEM照片 (a)W粉;(b)ZrC粉Fig.1 SEM images of raw materials (a)W powder;(b)ZrC powder
將W粉和ZrC粉按表1的成分配比,并添加一定量的黏結(jié)劑,采用滾筒式球磨機(jī)干法混合,以鋼球?yàn)榍蚰ソ橘|(zhì),球磨料2∶1,混合24 h,過篩后經(jīng)200 MPa/1 min冷等靜壓成型后在氬氣保護(hù)下經(jīng)400 ℃/2 h排膠,之后在AVS熱壓燒結(jié)爐中采用2200 ℃/2 h工藝真空無壓燒結(jié)(真空度1.2×10-3Pa),得到ZrC-W復(fù)合材料多孔骨架。采用1200 ℃/5 MPa/0.5 h壓力浸滲工藝將熔融Cu滲入ZrC-W多孔骨架中,得到ZrC-W-Cu復(fù)合材料。
表1 ZrC-W骨架原料配比及燒結(jié)工藝Table 1 Raw materials compositions and sintering processing of ZrC-W skeletons
用Auto Pore 9500型壓汞測(cè)量?jī)x測(cè)量ZrC-W骨架的開氣孔率和孔徑;采用阿基米德排水法測(cè)試ZrC-W-Cu復(fù)合材料的密度;使用D/max-γB型X射線衍射儀進(jìn)行物相分析,采用CuKα輻射,加速電壓為 40 kV,加速電流為100 mA,衍射角 2θ的范圍為10°~90°,掃描速率為 4 (°)/min,步長(zhǎng)為0.02 °。在Quanta
200FEG型和HELIOS NanoLab 600i 型掃描電子顯微鏡(SEM)上觀察材料的顯微組織;在Instron5569 型萬能電子試驗(yàn)機(jī)上進(jìn)行ZrC-W復(fù)合材料骨架的壓縮性能測(cè)定,試樣尺寸φ3 mm×4.5 mm,壓頭移動(dòng)速率為2 mm/min;在HBV-30A 型布維氏硬度計(jì)上測(cè)試復(fù)合材料的維氏硬度,載荷為1 kg,保壓時(shí)間 15 s;使用RFDA-HTVP1750C型高溫彈性模量測(cè)試儀測(cè)量材料的彈性模量;在Instron-1186 型萬能電子試驗(yàn)機(jī)上測(cè)量復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度和斷裂韌度,強(qiáng)度試樣尺寸為3 mm×4 mm×36 mm,跨距為 30 mm,壓頭移動(dòng)速率為 0.5 mm/min。平面應(yīng)變斷裂韌度采用單邊切口梁法測(cè)量,跨距為 16 mm,切口深度為 2 mm,壓頭的移動(dòng)速率為0.05 mm/min。
圖2為ZrC-W復(fù)合材料骨架的XRD譜圖??梢姡琙rC-W骨架由W和ZrC兩相組成,沒有生成其他新相,也沒有氧化現(xiàn)象。與ZrC的標(biāo)準(zhǔn)PDF卡片對(duì)比發(fā)現(xiàn),ZrC的(111)晶面的衍射峰應(yīng)在2θ=38.506°處,而復(fù)合材料中ZrC的(111)晶面的衍射峰在2θ=40.144°左右,衍射峰向高角度偏移,晶格常數(shù)變小。這是由于,在高溫下W原子向ZrC晶格中擴(kuò)散,形成(Zr,W)C固溶體[16],且(Zr,W)C固溶體晶體結(jié)構(gòu)與ZrC相同;同時(shí),W原子半徑(約130 pm)小于Zr的原子半徑(約145 pm),因此W原子固溶會(huì)使ZrC的晶面間距變小。W原子向ZrC晶格的擴(kuò)散,促進(jìn)材料的燒結(jié)及兩相的界面結(jié)合,對(duì)提高材料的力學(xué)性能有利[16]。
圖2 不同ZrC含量的ZrC-W骨架XRD譜圖Fig.2 XRD patterns of ZrC-W skeletons with different ZrC contents
圖3為ZrC含量不同的ZrC-W骨架的背散射SEM照片。由圖3(a)可見,在純W基體上分布著黑色的氣孔,尺寸約為1 μm。ZrC-W骨架主要由3種物相組成,亮灰色相為W,暗灰色相為(Zr,W)C固溶體,黑色相為氣孔[17]。隨著ZrC含量的增加,氣孔的數(shù)量也相應(yīng)增加,且多分布于ZrC團(tuán)聚處。當(dāng)ZrC含量較少時(shí)(<10%),ZrC顆粒均勻地分布于W基體中。當(dāng)ZrC含量大于10%時(shí),ZrC在W晶界處的團(tuán)聚明顯增多,但ZrC自身燒結(jié)困難,因此在ZrC團(tuán)聚處存在大量閉氣孔(圖3(e)),不利于材料的燒結(jié)致密化,也影響到ZrC-W骨架開氣孔的含量。張順等[17]在研究ZrC對(duì)W合金性能與組織結(jié)構(gòu)的影響時(shí)發(fā)現(xiàn),ZrC化學(xué)性質(zhì)較穩(wěn)定,ZrC高溫下不易發(fā)生塑性變形和物質(zhì)遷移,所以比W更難燒,因此當(dāng)ZrC含量過高時(shí),ZrC粒子容易發(fā)生團(tuán)聚長(zhǎng)大,在ZrC團(tuán)聚區(qū)域中更容易出現(xiàn)孔洞等缺陷。
圖3 不同ZrC含量的ZrC-W骨架的SEM照片 (a)W;(b)5ZrC-W;(c)10ZrC-W;(d)15ZrC-W;(e)20ZrC-WFig.3 SEM images of ZrC-W skeletons with different ZrC contents (a)W;(b)5ZrC-W;(c)10ZrC-W;(d)15ZrC-W;(e)20ZrC-W
圖4為不同ZrC含量的ZrC-W骨架開氣孔率的變化情況??梢?,ZrC-W骨架的開氣孔率隨ZrC含量的增加而增加,在ZrC含量為10%時(shí),開氣孔率由純鎢骨架的 21.38%增大到 29.77%,此后,開氣孔率略有降低,ZrC含量為20%時(shí)降為 26.33%。如前所述,盡管ZrC加入W中后,由于W向ZrC晶格的擴(kuò)散促進(jìn)復(fù)合材料的致密化,但隨著ZrC含量的增加,ZrC發(fā)生團(tuán)聚的可能性增加。而ZrC化學(xué)性質(zhì)穩(wěn)定,較W在高溫下更難發(fā)生塑性變形和物質(zhì)遷移,易出現(xiàn)孔洞等缺陷,這將導(dǎo)致材料的致密度降低[18]。結(jié)合圖3的ZrC-W骨架的背散射SEM照片發(fā)現(xiàn),由于ZrC熔點(diǎn)高,燒結(jié)活性低,彌散在W晶粒間會(huì)阻礙W晶界的移動(dòng),阻礙W基體的燒結(jié),使ZrC-W骨架的開氣孔率上升。但隨著ZrC含量的增加,ZrC發(fā)生團(tuán)聚,容易形成小的閉氣孔,導(dǎo)致閉氣孔的比例增加,使得ZrC-W骨架的開氣孔率在ZrC含量高于10%后開始下降,這將影響后序滲入Cu的含量。
圖4 ZrC含量對(duì)ZrC-W骨架開氣孔率的影響Fig.4 Effect of ZrC content on open porosity of ZrC-W skeletons
圖5為ZrC-W復(fù)合材料骨架的抗壓強(qiáng)度隨ZrC含量的變化曲線。W骨架的壓縮強(qiáng)度為1341 MPa,隨著ZrC含量的增加,多孔骨架的壓縮強(qiáng)度迅速下降,當(dāng)ZrC含量增加至20%時(shí),多孔骨架的壓縮強(qiáng)度僅為646 MPa。在第二相粒子強(qiáng)化合金中,即使是極低程度的第二相粒子聚集,在承受載荷條件下也容易迅速斷裂而降低合金性能[17]。隨著ZrC含量的增加,盡管W向ZrC的擴(kuò)散促進(jìn)了界面結(jié)合強(qiáng)度,但同時(shí)ZrC的團(tuán)聚增加,引起ZrC之間的閉氣孔、微觀缺陷增加,同時(shí)材料的塑性下降,所以其壓縮強(qiáng)度會(huì)低于W骨架的壓縮強(qiáng)度,且隨著ZrC含量的增加而下降[18]。
圖5 ZrC含量對(duì)ZrC-W骨架壓縮強(qiáng)度的影響Fig.5 Effect of ZrC content on compressive strength of ZrC-W skeletons
圖6為不同ZrC含量的ZrC-W骨架斷口的SEM照片??梢?,圖6(b)的ZrC-W骨架以沿晶型脆性斷裂為主,基體的晶粒明顯比圖6(a)中W骨架的晶粒細(xì)小,說明ZrC的加入明顯阻礙W晶粒的長(zhǎng)大。在圖6(b)中有部分的W晶粒是穿晶斷裂,所以其壓縮強(qiáng)度比較高。圖6(a) 中W骨架孔隙的形狀規(guī)則,多為顆粒堆疊產(chǎn)生,但孔之間互相連通,分布較為均勻,利于一步滲銅。加入ZrC后ZrC-W骨架中孔隙形狀發(fā)生變化,孔徑變小,顆粒間狹長(zhǎng)狀孔增多,孔隙的形狀不規(guī)則,但分布均勻且互相連通。
圖6 不同ZrC含量的ZrC-W骨架斷口的SEM照片(a)W;(b)5ZrC-W;(c)10ZrC-W;(d)15ZrC-W;(e)20ZrC-WFig.6 SEM images of ZrC-W skeletons fracture with different ZrC contents(a)W;(b)5ZrC-W;(c)10ZrC-W;(d)15ZrC-W;(e)20ZrC-W
根據(jù)ZrC-W骨架的開氣孔率預(yù)測(cè)復(fù)合材料中Cu的含量分別約為20%,28%,30%,28%,26%。表2為ZrC-W-Cu復(fù)合材料的骨架編號(hào)和密度。可以看出,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的致密度均在98%以上,添加ZrC可以顯著降低鎢銅復(fù)合材料的密度。
表2 ZrC-W-Cu復(fù)合材料的骨架編號(hào)及密度Table 2 Skeleton number and density of ZrC-W-Cu composites
圖7為不同ZrC含量的ZrC-W-Cu復(fù)合材料的XRD譜圖??梢钥闯觯瑥?fù)合材料主要由W,ZrC,Cu相組成,沒有新的物質(zhì)產(chǎn)生。圖8是不同ZrC含量的ZrC-W-Cu復(fù)合材料的SEM照片。照片中亮灰色相為W,暗灰色相為ZrC固溶體,深灰色相為Cu,黑色相為氣孔。從圖8(d)中可以清晰看出,ZrC多分布在W相與Cu相之間,晶粒尺寸為1~2 μm。在富Cu相中,出現(xiàn)很多微氣孔,如圖8(e)所示,這可能是由于滲銅時(shí)Cu熔融的液體冷卻時(shí)發(fā)生體積收縮,或者是多孔骨架中的氣體沒有及時(shí)排出所致。與鎢銅復(fù)合材料(圖8(a))對(duì)比,發(fā)現(xiàn)ZrC-W-Cu復(fù)合材料的W晶粒尺寸明顯減小。由于熔融Cu可以與W相潤(rùn)濕,但不能與ZrC相潤(rùn)濕,因此滲銅后,在ZrC相處存在微孔聚集的現(xiàn)象,影響復(fù)合材料的力學(xué)性能。
圖7 不同ZrC含量的ZrC-W-Cu復(fù)合材料的XRD譜圖Fig.7 XRD patterns of ZrC-W-Cu composites with different ZrC contents
圖8 不同ZrC含量的ZrC-W-Cu復(fù)合材料的SEM照片(a)W-20Cu;(b)4ZrC-W-28Cu;(c)7ZrC-W-30Cu;(d)11ZrC-W-28Cu;(e)15ZrC-W-26CuFig.8 SEM images of ZrC-W-Cu composites with different ZrC contents(a)W-20Cu;(b)4ZrC-W-28Cu;(c)7ZrC-W-30Cu;(d)11ZrC-W-28Cu;(e)15ZrC-W-26Cu
表3列出了ZrC-W-Cu復(fù)合材料的力學(xué)性能。可以發(fā)現(xiàn),隨ZrC含量的增加,復(fù)合材料的彈性模量變化不大,在300 GPa左右波動(dòng)。彈性模量是一個(gè)對(duì)組織結(jié)構(gòu)較為敏感的性能參數(shù),雖然復(fù)合材料中加入了高彈性模量的ZrC,但由于微觀結(jié)構(gòu)的差異和ZrC-W-Cu復(fù)合材料中氣孔的綜合影響,造成材料的彈性模量變化不大。
表3 ZrC-W-Cu復(fù)合材料的力學(xué)性能Table 3 Mechanical properties of ZrC-W-Cu composites
復(fù)合材料的維氏硬度隨著ZrC含量的增加而增加,在ZrC含量為15%時(shí)達(dá)到3.26 GPa,這主要源于ZrC陶瓷的高硬度。加入ZrC后,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的斷裂韌度均優(yōu)于鎢滲銅材料。ZrC含量在4%,7%,11%時(shí),復(fù)合材料的斷裂韌度無明顯變化,均在17.6 MPa·m1/2左右,當(dāng)ZrC含量增加到15%時(shí),復(fù)合材料的斷裂韌度開始降低。較細(xì)的基體晶粒有助于復(fù)合材料韌性的提高,ZrC阻礙W晶粒長(zhǎng)大,細(xì)化W晶粒,使材料斷裂韌度提高,但當(dāng)ZrC含量為15%時(shí),材料內(nèi)部缺陷變多,因此斷裂韌度下降。
相較于純鎢滲銅材料850 MPa的抗彎強(qiáng)度,加入ZrC之后ZrC-W-Cu復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度均有提高,ZrC含量為4%時(shí)達(dá)到最大值,為1243 MPa。隨著ZrC含量的繼續(xù)增加,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度略有減小,ZrC含量為15%時(shí),抗彎強(qiáng)度下降至930 MPa。ZrC-W-Cu復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度主要由ZrC-W骨架來提供,ZrC-W骨架受到外力時(shí),ZrC第二相粒子的添加能有效細(xì)化晶粒,使晶界面積增加,裂紋擴(kuò)展方向易被晶界改變,需要消耗更多能量。純鎢滲銅材料加入ZrC后,因?yàn)閆rC粒子彌散增強(qiáng)的作用,可以抑制W顆粒的長(zhǎng)大,從而提高W的抗彎強(qiáng)度。隨著ZrC含量增加,材料內(nèi)部缺陷增多,所以抗彎性能開始下降。值得注意的是,隨著ZrC含量的增加,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的抗彎強(qiáng)度與ZrC-W骨架的壓縮強(qiáng)度變化規(guī)律并不一致,這主要是由于Cu滲入后,改變了復(fù)合材料的塑性,使ZrC的增強(qiáng)作用得以發(fā)揮。
圖9是ZrC-W-Cu復(fù)合材料的斷口照片。可以看出,復(fù)合材料中Cu主要為延性斷裂,ZrC主要為沿晶斷裂。隨著ZrC含量的增加,W晶粒的斷裂方式由鎢銅材料的沿晶斷裂逐步轉(zhuǎn)變?yōu)閆rC-W-Cu復(fù)合材料的穿晶斷裂。鎢銅材料的純W骨架在燒結(jié)時(shí),W-W界面易偏聚氧等雜質(zhì)[17],使得W-W界面強(qiáng)度低,因而傾向發(fā)生沿晶脆性斷裂;加入ZrC后,ZrC-W-Cu復(fù)合材料骨架中W-ZrC晶界增多,W-W弱相界減少,在高溫?zé)Y(jié)過程中, ZrC中的碳空位能有效提高原子的擴(kuò)散能力,在ZrC處形成(W, Zr)xOyCz復(fù)合粒子,從而減少W晶界處的氧聚集[17]。因此,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的界面強(qiáng)度得到提高。在ZrC-W-Cu復(fù)合材料承受載荷時(shí),由于顆粒對(duì)復(fù)合材料力學(xué)性能的影響[20],W 基體將應(yīng)力載荷傳遞給ZrC粒子,而ZrC粒子抵抗變形能力強(qiáng),較W晶粒更難發(fā)生斷裂。因此,ZrC-W-Cu復(fù)合材料在承受載荷情況下,W 晶粒優(yōu)先發(fā)生穿晶解離斷裂,復(fù)合材料的強(qiáng)度得到顯著提高。
圖9 ZrC-W-Cu復(fù)合材料的斷口照片(a)W-20Cu;(b)4ZrC-W-28Cu;(c)7ZrC-W-30Cu;(d)11ZrC-W-28Cu;(e)15ZrC-W-26CuFig.9 Fractographs of ZrC-W-Cu composites(a)W-20Cu;(b)4ZrC-W-28Cu;(c)7ZrC-W-30Cu;(d)11ZrC-W-28Cu;(e)15ZrC-W-26Cu
當(dāng)ZrC添加量過多時(shí),由于ZrC在晶界處易發(fā)生團(tuán)聚,形成氣孔等,使ZrC-W-Cu復(fù)合材料在承受載荷時(shí),微裂紋沿氣孔等缺陷迅速擴(kuò)展,極易發(fā)生斷裂,從而影響ZrC-W-Cu復(fù)合材料強(qiáng)度的進(jìn)一步提高。鎢銅復(fù)合材料斷口的W晶粒尺寸為8~10 μm, 說明ZrC阻礙了W晶粒的長(zhǎng)大,起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用。復(fù)合材料在燒結(jié)過程中,W 原子向ZrC晶格的擴(kuò)散,增強(qiáng)了兩相的界面結(jié)合強(qiáng)度,從而也有助于材料強(qiáng)度的提高。
相較利用氣壓浸滲法制備ZrC-W-Cu復(fù)合材料,Wang等采用反應(yīng)熔滲的方法制備出ZrC-68%W-Cu復(fù)合材料,材料抗彎強(qiáng)度僅為657 MPa[21]。反應(yīng)熔滲法制備的ZrC-W-Cu復(fù)合材料中Cu含量低,從側(cè)面證明Cu滲入后,填充了ZrC-W骨架中的開氣孔,降低復(fù)合材料的缺陷,改變了復(fù)合材料的塑性,使ZrC的增強(qiáng)作用得以充分發(fā)揮,ZrC-W-Cu復(fù)合材料在ZrC-W骨架的壓縮強(qiáng)度下降時(shí),也表現(xiàn)出優(yōu)異的抗彎強(qiáng)度。金屬Cu在復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展時(shí),可以通過Cu晶面的滑移來消耗裂紋擴(kuò)展的能量,有助于材料性能的提高,氣壓浸滲法制備ZrC-W-Cu復(fù)合材料可以控制各相組成,進(jìn)而調(diào)控復(fù)合材料的性能。
綜上所述,ZrC的加入可以起到細(xì)晶強(qiáng)化的作用。復(fù)合材料在燒結(jié)過程中,W原子向ZrC晶格的擴(kuò)散,增強(qiáng)了兩相的界面結(jié)合強(qiáng)度;金屬Cu在復(fù)合材料裂紋擴(kuò)展時(shí),可以通過Cu晶面的滑移來消耗裂紋擴(kuò)展的能量,有助于材料性能的提高。但隨著ZrC含量的增加,復(fù)合材料的顯微組織發(fā)生了顯著變化,大量ZrC集中分布在W相與Cu相之間,阻礙了W,Cu兩相的潤(rùn)濕。同時(shí),ZrC的聚集也降低了復(fù)合材料的局部燒結(jié)活性,在復(fù)合材料中留下氣孔和缺陷。復(fù)合材料承受載荷時(shí),產(chǎn)生的應(yīng)力集中嚴(yán)重影響材料的性能。因此調(diào)控復(fù)合材料的顯微組織,成為提高復(fù)合材料性能的一個(gè)重要研究方向。
(1)ZrC-W復(fù)合材料骨架的開氣孔率隨著ZrC含量的增加而增大,在ZrC含量為10%時(shí)開氣孔率最大,為29.77%。多孔W骨架壓縮強(qiáng)度為1341 MPa,隨ZrC含量的增加,ZrC-W復(fù)合材料骨架的壓縮強(qiáng)度下降,在ZrC含量為20%時(shí),壓縮強(qiáng)度僅為646 MPa。
(2)ZrC-W-Cu復(fù)合材料的維氏硬度隨著ZrC含量的增加而增大,在15%ZrC時(shí)達(dá)到3.26 GPa;斷裂韌度優(yōu)于W-Cu復(fù)合材料,隨著ZrC含量的增加,ZrC-W-Cu復(fù)合材料的斷裂韌度有所下降;抗彎強(qiáng)度隨著ZrC含量的增加先降低后升高,在ZrC含量為4%時(shí)達(dá)到最高,為1243 MPa。