何凱城，楊明軍，林 翰，邵 軍，熬四海，李翔光

Al-Si 系鑄造鋁合金由于其具有高的比強(qiáng)度、高的比剛度、優(yōu)異的鑄造性能、良好的耐腐蝕性和可焊接性已被廣泛應(yīng)用于航天航空領(lǐng)域以及交通運(yùn)輸領(lǐng)域。然而Al-Si 鑄造鋁合金缺乏可熱處理強(qiáng)化能力，為了改善該系合金的這一性能，通常向合金中添加Mg、Cu 等合金化元素。其中，ZL114A 作為一種非常典型的可固溶時(shí)效熱處理強(qiáng)化Al-Si-Mg 合金，其時(shí)效析出序列為：過(guò)飽和固溶體（Supersaturated Solid Solution, SSSS）→原子團(tuán)簇（Clusters）→G.P.區(qū)→β″（Mg5Al2Si4）→β′（Mg9Si5），U1（Type A，MgAl2Si2），U2（Type B，MgAlSi），B′（Type C，Mg9Al3Si8）→β（Mg2Si）。該合金通過(guò)合適的固溶和時(shí)效處理后，會(huì)析出數(shù)密度很高的納米尺度β″/β′/Mg2Si 析出相，從而使得合金的強(qiáng)度得到了大幅度提升。但隨著產(chǎn)品性能指標(biāo)的提高，要求ZL114A 合金的綜合性能特別是塑性達(dá)到更高的水準(zhǔn)。通?？赏ㄟ^(guò)添加變質(zhì)劑、調(diào)控澆注溫度和凝固速率等手段來(lái)改善ZL114A 合金的綜合性能。

向ZL114A 鋁合金中添加變質(zhì)劑可以改變共晶硅的形核和生長(zhǎng)方向，促使共晶硅細(xì)小彌散分布，從而改善合金的力學(xué)性能。目前，由于Sr 改性的有效時(shí)間長(zhǎng)、操作簡(jiǎn)單、無(wú)毒、效果明顯且可多次熔煉，而Na 鹽變質(zhì)會(huì)對(duì)設(shè)備產(chǎn)生腐蝕、且變質(zhì)時(shí)間短。因此，Sr 變質(zhì)已逐漸取代Na 成為鋁硅合金的主要變質(zhì)劑。但Sr 的添加會(huì)增加鋁熔體的吸氣量，致使鑄件上產(chǎn)生大量微小氣孔，對(duì)鑄件的力學(xué)性能和內(nèi)部質(zhì)量產(chǎn)生負(fù)面作用，因此需要科學(xué)的控制Sr 元素的添加量，并且在熔煉過(guò)程中進(jìn)行有效脫氣。

對(duì)于大型薄壁鑄件而言，合適的澆注溫度是保證鑄件質(zhì)量和性能的關(guān)鍵一環(huán)。高的澆注溫度有利于提高合金的流動(dòng)性，但是合金中枝晶α-Al 會(huì)隨著澆注溫度的提高而變得逐漸粗大，Si 相從分散變得聚集，對(duì)合金的組織帶來(lái)不利影響，進(jìn)而影響鑄件的性能。而澆注溫度過(guò)低，合金的流動(dòng)性大幅度下降，可造成鑄件澆注不足以及冷隔等鑄造缺陷，無(wú)法保證產(chǎn)品的質(zhì)量和性能。因此，需要基于生產(chǎn)實(shí)際，確定合適的澆注溫度。

鑄件的凝固組織是由合金的成分及冷卻條件共同決定的，因此一定成分合金的凝固組織直接反映著鑄件的冷卻情況?？刂颇踢^(guò)程的冷卻速度，是獲得細(xì)化的微觀組織最為有效、應(yīng)用最廣泛的辦法。隨著鑄件凝固速率的變化，鑄件的組織結(jié)構(gòu)也呈現(xiàn)出規(guī)律性的變化。當(dāng)冷卻緩慢時(shí)，形成相有足夠的時(shí)間進(jìn)行生長(zhǎng)，造成晶粒粗大，偏析嚴(yán)重，并夾雜氣孔等缺陷。增大冷卻速率時(shí)，形成相與合金在理想狀態(tài)下平衡冷卻時(shí)的形成相相同，并且形成細(xì)小的晶粒，成分的不均勻程度以及不均勻范圍減小，缺陷減少。進(jìn)一步增大冷速，會(huì)生成超細(xì)晶粒，少偏析甚至無(wú)偏析的亞穩(wěn)相，擴(kuò)大固溶度極限，形成過(guò)飽和固溶體，可以進(jìn)行固溶強(qiáng)化、第二相析出、彌散強(qiáng)化、沉淀強(qiáng)化等。而針對(duì)砂型鑄造Al-Si 系合金可通過(guò)增大凝固速率細(xì)化晶粒、降低二次枝晶臂間距、并實(shí)現(xiàn)共晶硅由粗大的片層狀向纖維狀分枝結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變、產(chǎn)生變質(zhì)作用，從而達(dá)到改善鑄件的拉伸強(qiáng)度和疲勞強(qiáng)度的目的。有必要指出的是Sr 對(duì)共晶硅的變質(zhì)作用受凝固速率影響較小，即使在較低凝固速率下，Sr 變質(zhì)后共晶硅在合適的熱處理工藝下仍然可以變?yōu)槔w維狀，只不過(guò)在較高凝固速率下Sr 變質(zhì)后共晶硅向細(xì)化的穗狀組織轉(zhuǎn)變。所以，為了使鑄件獲得優(yōu)異的性能，有必要采取適當(dāng)?shù)墓に嚧胧﹣?lái)提高鑄件的凝固速率。

在實(shí)際生產(chǎn)中，為了保障產(chǎn)品最終性能能達(dá)到使用要求，通常需要多個(gè)方面因素的協(xié)同調(diào)控。本文針對(duì)大型薄壁砂型鑄件用ZL114A 鑄造鋁合金，研究Sr 變質(zhì)對(duì)其微觀組織結(jié)構(gòu)和力學(xué)性能的影響，并通過(guò)調(diào)整元素Sr 的含量以及熔鑄工藝來(lái)改善鑄件的強(qiáng)度和塑性。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料制備

首先根據(jù)GB/T 1173-2013《鑄造鋁合金》對(duì)ZL114A 中化學(xué)成分的相關(guān)規(guī)定進(jìn)行合金原材料配料，即合金元素Si含量控制在6.5wt.% ～7.5wt.%范圍內(nèi)、合金元素Mg 含量控制在0.45wt.% ～0.75wt.%范圍內(nèi)、合金元素Ti 含量控制在0.10wt.% ～0.20wt.%范圍內(nèi)、合金元素Be 含量控制在0.00wt.%～0.07wt.%范圍內(nèi)、余量為Al。該標(biāo)準(zhǔn)中也對(duì)合金中的雜質(zhì)元素進(jìn)行了明確規(guī)定：雜質(zhì)元素Fe 和Cu 含量均不高于0.20wt.%、雜質(zhì)元素Zn 和Mn 含量均不高于0.10wt.%、其他雜質(zhì)元素含量總和不高于0.75wt.%。由于實(shí)驗(yàn)所需合金量大，且要求真實(shí)反應(yīng)實(shí)際生產(chǎn)產(chǎn)品問(wèn)題，所以并未采用99.9%純鋁，取而代之的是工業(yè)鋁錠。合金元素Mg 使用99.99%的純Mg 錠，而由于Si、Ti、Be 以及Sr 的熔點(diǎn)較高，所以配料時(shí)均使用了99.99%的高純中間合金：AlSi25、AlTi5B、AlBe3 以及AlSr10。合金使用電阻爐進(jìn)行熔煉，在熔煉過(guò)程中有加入精煉劑對(duì)合金熔液進(jìn)行精煉除渣，而待合金熔液攪拌均勻后，取出少量澆鑄成光譜試樣后，采用德國(guó)進(jìn)口布魯克直讀光譜儀對(duì)其成分進(jìn)行測(cè)定，結(jié)果發(fā)現(xiàn)Mg 有燒損，與名義成分相差較大，所以再添加了一定量的Mg。進(jìn)一步成分檢測(cè)合格后，采用氬氣旋轉(zhuǎn)噴吹精煉設(shè)備對(duì)熔體進(jìn)行除氣除雜，精煉時(shí)間為20min。扒渣后靜置6min ～8min，然后采用差（低）壓澆鑄澆鑄系統(tǒng)進(jìn)行合金鑄件的反重力澆注。澆注工藝參數(shù)設(shè)定如下：升液速度為60mm/s、升液壓力為25kPa、充型速度為70mm/s、充型壓力為40kPa、保壓時(shí)間為400s、保壓壓力為50kPa，且前后兩臺(tái)殼體鑄件的澆注溫度分別設(shè)定為710℃和695℃。有必要指出的是鑄型采用的是3DP（Three-Dimensional Printing）砂型增材制造設(shè)備打印的，所用型砂和芯砂為樹(shù)脂砂。為了使得鑄件能實(shí)現(xiàn)整體順序凝固，在砂型中預(yù)埋了冷鐵。同時(shí)冷鐵可以加速鑄件的冷卻速率，在一定程度上細(xì)化了鑄件的晶粒、抑制共晶硅的生長(zhǎng)。本工作中實(shí)驗(yàn)所用材料分別取自經(jīng)0.06wt.%和0.02wt.%～0.04wt.%的Sr 變質(zhì)后的ZL114A 鋁合金砂型鑄件。

1.2 材料熱處理

取自砂型鑄件本體的試塊嚴(yán)格按照GB/T 25745-2010《鑄造鋁合金熱處理》中規(guī)定進(jìn)行熱處理。首先在箱式電阻爐（控溫精度±1℃）中完成固溶處理。試塊在室溫下隨爐升溫至540℃，升溫速率為5℃/min，保溫18h 后在45℃水中淬火。緊接著對(duì)其進(jìn)行人工時(shí)效，該過(guò)程在恒溫鼓風(fēng)干燥箱（控溫精度±1℃）中完成，時(shí)效溫度為165℃，保溫8h 后在空氣中冷卻，使試塊達(dá)到T6 狀態(tài)。

1.3 力學(xué)性能測(cè)試

試塊在熱處理后，通過(guò)銑床和數(shù)控車床并按GB 6397-86《金屬拉伸試驗(yàn)試樣》中規(guī)定將其加工成直徑10mm 的標(biāo)準(zhǔn)拉伸試棒。拉伸實(shí)驗(yàn)根據(jù)GB/T 228.1-2010《金屬材料 拉伸試驗(yàn) 第1部分：室溫試驗(yàn)方法》中規(guī)定進(jìn)行，所有拉棒均在室溫下通過(guò)CMT5305 萬(wàn)能拉伸試驗(yàn)機(jī)完成，拉伸速率為5.0mm/min。為了準(zhǔn)確的測(cè)定試樣的屈服強(qiáng)度，在試驗(yàn)過(guò)程中使用了高精度引伸計(jì)。最終所得的抗拉強(qiáng)度、屈服強(qiáng)度、斷后延伸率等值均為3 個(gè)數(shù)據(jù)點(diǎn)的平均值。

1.4 微觀組織結(jié)構(gòu)觀察

從熱處理后的試塊上用電火花線切割切取2cm×2cm×cm的小塊，通過(guò)金相研磨機(jī)對(duì)試樣的觀測(cè)面依次用200#、500#、1000#、1500#、2000#的水砂紙進(jìn)行粗磨、細(xì)磨，緊接著通過(guò)拋光機(jī)對(duì)研磨好的面進(jìn)行拋光處理，其中拋光布為長(zhǎng)絨拋光布、拋光液采用粒度為0.25μm 的金剛石噴霧。拋光后的試樣經(jīng)自來(lái)水沖洗干凈后用酒精擦拭、并用吹風(fēng)機(jī)吹干。然后對(duì)制備好的金相試樣進(jìn)行金相組織觀察和微米甚至納米尺度組織觀察。同時(shí)，在拉斷后的拉伸試樣截取含斷口一端的試樣進(jìn)行斷口形貌分析。微觀組織結(jié)構(gòu)觀察在Leica Mias2000 金相顯微鏡（Optical Microscope，OM）和Nova NanoSEM230 掃描電子顯微鏡（Scanning Electron Microscope，SEM）上完成。其中微納尺度組織在掃描電鏡下采用二次電子（Secondary Electrons，SE）成像模式和背散射電子（Backscattered Electrons，BSE）成像模式下觀察，二次電子成像模式工作電壓為10.0kV,背散射電子成像模式工作電壓為20.0kV。拉伸斷口形貌在背散射電子成像模式下觀察。此外，對(duì)于微納尺度第二相粒子的化學(xué)成分是通過(guò)掃描電子顯微鏡上配備的能量色散X 射線譜（Energy Dispersive Spectroscopy，EDS）進(jìn)行點(diǎn)分析和元素面分布分析的，能譜儀的工作電壓為20.0kV，最后根據(jù)各元素含量原子比鑒定第二相粒子種類。

2 結(jié)果與分析

2.1 經(jīng)0.06wt.% Sr 變質(zhì)的ZL114A 合金力學(xué)性能

通過(guò)對(duì)三組經(jīng)0.06wt.%Sr 變質(zhì)后ZL114A 鑄件本體拉伸試棒進(jìn)行拉伸測(cè)試，獲得這三組試棒的抗拉強(qiáng)度分別為：σb-1-1=330MPa、σb-1-2=323MPa、σb-1-3=318MPa，屈服強(qiáng)度分別為：σ0.2-1-1=277MPa、σ0.2-1-2=272MPa、σ0.2-1-3=272MPa，斷后延伸率分別為δ5-1-1=4.7%、δ5-1-2=5.0%、δ5-1-3=3.4%，然后通過(guò)計(jì)算這三組的平均值獲得經(jīng)0.06wt.%Sr 變質(zhì)后ZL114A 鋁合金鑄件本體平均抗拉強(qiáng)度σb-1=323.7MPa，平均屈服強(qiáng)度σ0.2-1=273.7MPa，平均斷后延伸率δ5-1=4.4%。合金強(qiáng)度已基本達(dá)到目標(biāo)值（抗拉強(qiáng)度σb-0≥320.0MPa，屈服強(qiáng)度σ0.2-0≥280.0MPa，斷后延伸率≥6%），然而斷后延伸率與目標(biāo)值δ5-0=6.0%仍有較大差距。而材料的微觀結(jié)構(gòu)決定了其力學(xué)性能，因此十分有必要對(duì)經(jīng)0.06wt.%Sr 變質(zhì)后的ZL114A 鋁合金鑄件本體進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)分析。

2.2 加0.06wt.% Sr 變質(zhì)的ZL114A 合金微結(jié)構(gòu)

對(duì)不同放大倍率下經(jīng)0.06wt.%Sr 變質(zhì)的ZL114A 鑄件在T6狀態(tài)下的金相組織進(jìn)行分析可以發(fā)現(xiàn)，合金中的共晶Si 由不經(jīng)變質(zhì)處理的正常長(zhǎng)條狀或塊狀變成了球狀，即在該熱處理工藝條件下合金中添加0.06wt.%的Sr 元素起到了良好的變質(zhì)作用，說(shuō)明該熱處理工藝起到了良好的球化效果。共晶Si 的球化在很大程度上改善了合金的韌性。并且微觀組織中很明確的顯示鑄件中存在微觀孔洞，而微觀孔洞的出現(xiàn)可能是由于Sr 在熔煉過(guò)程中吸氣造成的。為了進(jìn)一步探明微觀孔洞的來(lái)源及其對(duì)合金力學(xué)性能的影響，有必要對(duì)其進(jìn)行更加深入的分析。

通過(guò)掃描電子顯微鏡對(duì)鑄件的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行觀察。同樣可以證明合金中存在的微觀孔洞。掃描電子顯微鏡憑借其高的放大倍率優(yōu)勢(shì)，對(duì)鑄件進(jìn)行微觀組織觀察過(guò)程中發(fā)現(xiàn)合金中除了存在被球化的Si 顆粒外，在界面處還存在一種襯度較亮的顆粒。進(jìn)一步通過(guò)掃描電子顯微鏡中的能譜儀對(duì)該顆粒進(jìn)行元素面分布分析，可以判定該顆粒為富Sr 顆粒。富Sr 顆粒的出現(xiàn)表明合金中的Sr 含量偏高，從而產(chǎn)生過(guò)變質(zhì)現(xiàn)象，對(duì)合金的力學(xué)性能產(chǎn)生不利的影響，減弱了Sr 改性帶來(lái)的益處。正如前文所述，Sr的添加可以對(duì)共晶硅改性，但同樣會(huì)增加熔體的吸氣量，致使鑄件產(chǎn)生微觀孔洞等缺陷，鑄件中微觀孔洞的存在則證實(shí)了這一論述。

此外，在掃描電子顯微鏡下對(duì)合金的斷口形貌進(jìn)行了分析。不難發(fā)現(xiàn)，斷口處基本沒(méi)有出現(xiàn)韌窩，而且發(fā)現(xiàn)Si 顆粒在拉伸過(guò)程中發(fā)生破碎，這一現(xiàn)象與Al-Si 系合金斷裂機(jī)理相符，即Al-Si 系合金的斷裂主要是由于Si 顆粒的破碎和剝離引起的。值得指出的是在合金斷口處有較多微觀孔洞，這些孔洞的出現(xiàn)導(dǎo)致合金強(qiáng)度下降的同時(shí)，也對(duì)合金的斷后延伸率帶來(lái)了負(fù)面影響。因?yàn)樵诤形⒂^孔洞的樣品中，微觀孔洞使得樣品有效承載面積減少并引起應(yīng)力集中，導(dǎo)致斷裂從微觀孔洞處開(kāi)始，并且裂紋傾向于繞過(guò)Si 顆粒，微觀孔洞成為裂紋的形成源和擴(kuò)展源。此外，在固溶處理過(guò)程中，Mg 原子會(huì)從α-Al 基體中擴(kuò)散到孔洞邊緣，降低了α-Al 基體中Mg 含量，導(dǎo)致后續(xù)時(shí)效過(guò)程中形成的MgSi 納米析出強(qiáng)化相含量降低，從而在一定程度上減弱了合金的強(qiáng)度。

2.3 ZL114A 強(qiáng)度和塑性協(xié)調(diào)提升

為了使鑄件力學(xué)性能能夠達(dá)到指標(biāo)，現(xiàn)從以下三個(gè)方面對(duì)合金成分及熔鑄工藝進(jìn)行優(yōu)化：①將Sr 含量從0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%；②將澆注溫度從710℃改為695℃；③采用外冷鐵和內(nèi)冷鐵來(lái)加快鑄件的凝固速率。通過(guò)上述成分和工藝優(yōu)化后，對(duì)三組經(jīng)0.02wt.%～0.04wt.%Sr 變質(zhì)后ZL114A 鑄件本體拉伸試棒進(jìn)行拉伸測(cè)試，獲得這三組試棒的抗拉強(qiáng)度分別為：σb-2-1=347MPa、σb-2-2=367MPa、σb-2-3=341MPa，屈服強(qiáng)度分別為：σ0.2-2-1=287MPa、σ0.2-2-2=296MPa、σ0.2-2-3=280MPa，斷后延伸率分別為δ5-2-1=6.5%、δ5-2-2=7.5%、δ5-2-3=6.5%，然后通過(guò)計(jì)算這三組的平均值得到鑄件本體平均抗拉強(qiáng)度σb-2=351.7MPa，平均屈服強(qiáng)度σ0.2-2=287.7MPa，平均斷后延伸率δ5-2=6.8%，合金的力學(xué)性能均達(dá)到了目標(biāo)值（抗拉強(qiáng)度σb-0≥320.0MPa，屈服強(qiáng)度σ0.2-0≥280.0MPa，斷后延伸率≥6%）。該合金相對(duì)于經(jīng)0.06wt.%Sr變質(zhì)的合金而言，抗拉強(qiáng)度和斷后延伸率均有大幅度提升，而屈服強(qiáng)度的提升不明顯。

采用金相顯微鏡對(duì)經(jīng)合金成分優(yōu)化、澆注工藝參數(shù)優(yōu)化、及鑄型工藝優(yōu)化以提升鑄件凝固速率后的ZL114A 鋁合金鑄件的微觀結(jié)構(gòu)進(jìn)行了分析。從金相組織中同樣發(fā)現(xiàn)該ZL114A 鋁合金鑄件中的共晶Si 發(fā)生了球化，而且相對(duì)于經(jīng)0.06 wt.% Sr 變質(zhì)的鑄件中Si 顆粒的分布，該ZL114A 鋁合金鑄件中的共晶Si 的分布更加彌散。引起這一現(xiàn)象的原因主要有以下三個(gè)方面：一方面在于Sr 元素含量的降低，減少甚至消除了合金中富Sr 顆粒，避免由于富Sr 顆粒的存在使得Si 元素的偏聚；另一方面在于澆注溫度的降低，使得枝晶α-Al 變得細(xì)小，有效的細(xì)化了合金晶粒，進(jìn)而導(dǎo)致Si 相分布更加彌散；最后鑄件凝固速率的提升，也可細(xì)化晶粒，而快冷可以抑制初生Si 粒子的析出，而慢冷有利于粗大組織的恢復(fù)。此外，更為重要的是在該ZL114A 鋁合金鑄件中并未發(fā)現(xiàn)微觀孔洞。這主要得益于Sr 元素含量降低后，減小了鋁熔體的吸氣傾向性（主要是氫氣），而鋁熔體的氫含量的降低，使得鑄件凝固過(guò)程中排除的氣體減少，最終不會(huì)因?yàn)槲鰵鈱?dǎo)致鑄件中產(chǎn)生氣孔等微觀缺陷。而且對(duì)于大型鑄件的凝固過(guò)程，已有研究報(bào)道指出當(dāng)溫度梯度與冷卻速率的比值大于一定值時(shí)（需要注意的是溫度梯度在凝固過(guò)程中并不保持為常數(shù)），可能會(huì)導(dǎo)致鑄件內(nèi)部產(chǎn)生微觀縮孔。因此降低澆注溫度和提高冷卻速率在某種程度上可以確保溫度梯度與冷卻速率的比值在合理的范圍內(nèi)，從而避免鑄件內(nèi)部產(chǎn)生微觀縮孔。

ZL114A 鋁合金鑄件本體抗拉強(qiáng)度和斷后延伸率得到大幅度提升的主要原因如下：①Sr 元素含量的降低使得合金在熔煉和澆注過(guò)程中吸氣量減少，消除了微觀孔洞這一結(jié)構(gòu)缺陷；②澆注溫度的降低使得合金中枝晶細(xì)化，Si 相分布更加分散；③凝固速率的提高使得合金的晶粒得到細(xì)化，二次枝晶臂間距降低。而合金屈服強(qiáng)度和斷后延伸率的提升主要得益于微觀孔洞的消除。

3 結(jié)論

采用金相顯微鏡和掃描電子顯微鏡對(duì)ZL114A 鋁合金鑄件進(jìn)行微觀結(jié)構(gòu)觀察、第二相粒子形貌和化學(xué)成分分析、拉伸斷口形貌分析，并耦合ZL114A 鋁合金材料的力學(xué)性能，深入分析了微觀結(jié)構(gòu)對(duì)力學(xué)性能的影響，明確了導(dǎo)致ZL114A 鋁合金鑄件力學(xué)性能無(wú)法滿足使用需求的原因。通過(guò)對(duì)合金中Sr 含量的調(diào)控、熔鑄過(guò)程中澆注工藝參數(shù)的優(yōu)化、鑄件冷卻速率的調(diào)控，進(jìn)而調(diào)控合金的微觀組織結(jié)構(gòu)，最終實(shí)現(xiàn)ZL114A 鋁合金鑄件強(qiáng)度和塑性協(xié)同提升。主要結(jié)論如下：

（1）ZL114A 鋁合金中添加過(guò)量的Sr 會(huì)在很大程度上增加熔體吸氣量，使得ZL114A 鋁合金鑄件中形成大量微觀孔洞。ZL114A 鋁合金鑄件在外力加載過(guò)程中，微觀孔洞的存在減少了有效承載面積，并作為裂紋的形成源和擴(kuò)展源，導(dǎo)致鑄件過(guò)早失效。

（2）通過(guò)將ZL114A 鋁合金鑄件中Sr 元素的含量從0.06wt.%降至0.02wt.%～0.04wt.%、澆注溫度從710℃降至695℃并對(duì)鑄型內(nèi)外包冷鐵等三條措施，成功的消除了鑄件中的微觀孔洞，并促使Si 相更加彌散的分布，最終實(shí)現(xiàn)鑄件本體的抗拉強(qiáng)度達(dá)到351.7MPa、屈服強(qiáng)度達(dá)到287.7MPa、斷后延伸率達(dá)到6.8%。