良性競爭

第三章非鐡金恩材料
Zn等會減低A1的耐蝕性，但 加Mg、Si、Mn等時，可以增 加耐蝕性。所謂hydronalium 是其代表，在A1中添加Mg。 第3-13表中第7種就是這種 合金。
Al-Mg系鑄造用合金的
實用範圍爲Mg在12 %以下。一 0 2 4 6 8 10 12 14 ° 第3.16圖(P.321)爲Al-Mg 合金
451 °C0 a爲固溶體。Mg的
最大固溶量在451°C時爲14.9 %。此系合金也有P相（Al3Mg2 )的 時效硬化效果。A1合金中對海水的耐蝕最高，所以可用爲船舶用或 化學工業用零件。
(6)壓鑄用鋁合金
所謂壓鑄法（die casting)是把熔融狀態的金屬加以壓力鑄入金 屬模（dies)內，而得到尺寸及形狀正確，具有互換性的鑄件。要生產 大量的同形狀鑄件時常採用它。壓鑄用的合金，必須考慮其流動性、 熔點、強度、金屬模的壽命等。現時適合於壓鑄成形的合金有Zn合 金和A1合金，Mg合金和Cu合金亦可使用。這些壓鑄用合金可用來 製造汽車零件，通信機零件，鐵路車輛零件，機械工具，家庭用具等。 壓鑄用鋁合金，多用流動性良好的lautal，狀態圖，共晶點£1爲Mg 33%，第3.15圖A卜Si砂模鑄鐵的機 械性質（Fe0.35~0.45%)lium系統的合金。

第三章非鐵金属材料
第3.13圖是A1-Si合金的狀態圖。從 圖可知這合金是簡單的共晶系合金，共晶點900 爲Si 11.6%，在共晶溫度A1能固溶1.65 % Si,而在常溫僅能固溶0.2%左右。鑄造用800 合金通常使用共晶附近的成分，實用範圍爲 Si 14 %以下。這種合金叫做Al-Si系合金用普通方法鑄入砂模內時，因爲冷却速度慢，Si的結晶如第3.14圖(a) 500 所示相當粗大，所以機械性質不良。假如鑄 造前，在720〜730°C的高溫加入0.05〜0.1 第3.13圖 %Na，充分攪挣後鑄入模內，則如第3.14 Al-Si系平衡狀態圖 圖(b)所示Si會變爲很細的共晶，機械性質則可改良。這種熔解法叫做改良處理（modification)。所得的合金叫 做改良合金（modified alloy)。第3.15圖表示普通合金和改良合金 的機械性質。
第3-13表第3種和第4種是此類合金。其鑄造性和機械性質都 好，但切削性稍差。第3種A是近於共晶成分者，通常不施熱處理。 第4種A ( r-silumin )是添加Mg而利用Mg2Si的時效硬化作用改良 機械性質者（515°C水淬火，170°C囘火10小時）。第4種B (含 銅silumin )是第4種A中再加入Cu者，以熱處理可改良機械性質 (500°C水淬火，160°C囘火6小時）。
若在silumin內加Ni，則可以增加高溫強度。所謂Lo-ex是si-lumin內除了 Cu，Mg外再加3 %以下的Ni者。Si量多，質輕，膨脹係數小，有耐熱性，所以可做爲活塞等之材料。第3- 13表中的
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合金會發生時效硬化的原因
彎曲多些晶粒內之滑線
1C規格與ISO規格之比較例
金屬總論
這種現參吸爹加工
技衡資料之記填寫
理論轉數
活塞之速度由流入之油量所決定
符號之含意
可變排量型液壓泵與固定排量型液壓馬達

金屬材•料
很低，易於作業。但是鋁合金的融點較低，所以雖然是共晶成分以外 者，也可以應用於鑄造零件。
鋁合金的鑄件，通常用砂模鑄造，但是也可用金屬模。近年來採 用壓鑄（die casting )鑄造的也相當多0
現時所用的鑄造用鋁合金有Al-Cu系，Al-Si系，Al-Si-Mg系 和Al-Mg系合金。需要耐蝕性時則採用Al-Mg系合金。其他視用途 上的要求，而選定適當成分的合金。第3-13表表示鋁合金鑄件的實 例。
(1)Al-Cu系合金
Al-Cu系鑄造用合金的鑄造性，機械性質，切削性良好，但是 有高溫脆性的缺點。鑄造用Al-Cu合金的實用範圍以Cu含量在12 %以下爲限。從第3.10圖的平衡圖可知，這種合金可藉時效現象以 改良其機械性質。
通常含Cu8〜12%的A1合金以砂模鑄造後不經熱處理，用在不 注重強度的飛機引擎零件。含Cu4〜5%的AI合金通常熱處理後（約 515°C水淬火，約在160°C囘火6小時）使用。這種合金以第 3.13表之第一種（Alcoa 195)最具代表性。其強度大，但是鑄造 性稍差。第一種含有1 %左右的Si，Fe及少量Ti。Fe可使鑄件在 收縮時不易破裂，Ti則可以使晶粒變細。
(2)Al-Cu-Si 系合金
第3.13表中第2種是Al-Cu-Si系合金。Lautal是此系合金 之一例，其主要成分爲Cu2〜5 %，• Si4-7 %，其餘爲A1。因爲Si 含量比第一種多，所以鑄造性良好，機械性質也好。施以熱處理時， 更能改良其機械性質。用爲金屬模鑄件的量相當多。
(3)Al-Si系合金

第三章非鐵金恩材料
CuA12析出在A1基地內。圖(b)表示從(a)狀態要變爲(c)狀態過程中的 中間狀態。
(a)的狀態是因爲A1固溶Cu，所以可以增加強度。(b)的狀態因 爲Cu原子局部集中在AI格子內，所以這部份的結晶格子受到很大 的畸變，而產生很大的內部應力。這種格子的畸變會妨害結晶格子面 上的原子之滑動，所以(b)狀態的強度、硬度會比(a)狀態的大。(c)狀態 是安定的，所以內部應力比由)狀態低，其強度不高。上面三種狀態相 比較時，以(b)狀態的強度、硬度最高。
因爲(b)狀態的強度、硬度是由格子的應變所引起的，所以這種強 化作用叫做應變硬化（strain hardening)。(c)狀態的強度及硬度是由 新析出的0所引起的，假如新析出的相很細，其強化作用也相當大。 這種強化作用叫做析出硬化（precipitation hardening ) 0
Al-Cu^金之強化作用，主要是起因於應變硬化。但是其強化作 用的主因也有由析出硬化促成者，例如Ag-Cu系合金是這種例。
2.2.3鑄造用鋁合金
鑄造用金屬材料，多用化學成分近於共晶成分者。因爲它的熔點
1-Cu合金的時效硬化
第3.12圖

如2 金屬材料
因Cu量超過固溶限而所生成的CuA12的強化效果。因爲Cu量多 CuAI2也多，所以強度隨Cu量的增加而直線地增加。
bd線是從高溫急冷者，隨Cu量的增加，其強度有相當大的增 加。這是因爲Cu量愈多，過飽和固溶體的過飽和程度愈大，而強度 也隨之愈高的緣故cbd曲線是在ab線的延長上。然而，因爲以急冷 所得的過飽和固溶體是不安定的組織，所以把A1合金淬火（450〜 520°C)後長時間放置在常溫，或者把溫度略爲昇高時，會析出e相 而想變爲安定的a + 0兩相。這時假如退火的溫度夠高而保溫時間充 足，過飽和的不安定組織，就會變爲如徐冷時所得的a + 0兩相之安 定狀態。其強度就是以be線所示者。但是在某一退火條件下過飽和 的a固溶體要變爲《 + 6的安定狀態之途中，可得強度更高的中間狀 態。曲線be表示從高溫急冷（淬火）的Al-Cu合金加熱於160°C， 保持15〜60小時後的強度（保溫時間，因Cu含量之多寡而不同）。 其強度較淬火狀態的強度bd爲高。
過飽和固溶體在室溫，也會慢慢發生上述的強化現象。這種自然 的強化現象叫做自然時效（natural ageing)。假如把溫度提高至 160°C左右時，可以促進這種作用加速進行。這叫做人工時效(ar-tificial ageing)。又這種強化（或硬化）現象，通常叫做時效硬化 (age hardening )
2.2.2時效硬化的原因
Al-Cu合金會發生時效硬化的原因，根據許多X線的硏究結果， 目前有下面的說法：
第3.12圖(a)表示施行溶解處理後所得的過飽和固溶體，在A1 格子中之壬意點有Cu原子。圖(c)表示A1和Cu原子集合生成

 金屬材料
(c)滑線增加，交叉，彎曲多些晶粒內之滑線，已經超過晶界而展伸到相隣的晶粒。由圖(C)又可以 看出晶粒內的滑線發生彎曲。外力再增加時，如第1.68圖(d)所示晶 粒會沿加力方向變形，變爲細長的晶粒，而晶粒的方向大體會轉到加 工的方向，就是說材料變爲有方向性的組織。塑性變形增加到相當大 的程度時，原來的晶粒由於滑動作用其結晶格子會被分割，而個個部 分轉向後變爲細長的結晶。這時如第1.68圖(e)所示在顯微鏡下已經 看不出原來的結晶粒之晶界，乍看起來原來的結晶粒已經因加工受破 壞，而整個組織呈爲纖維狀。這種組織叫做纖維組織（fibre structure) 。雖然在這種纖維組織內看不出原來的晶粒，但是用X線繞射 法硏究時，可知結晶格子仍然和未受過加工的晶粒之結晶格子相同， 不過它的格子發生畸變而已。
(e)纖維組織
(d)晶粒轉向
第1.68圖加工度對顯微鏡組織的影響 並且在同一結晶粒內會產生方向不相同的滑線，而互相交會。有

第一章金屬總論
第1.67圖鋁的加工度和機械性質的關係 外力超過彈性限，金屬結晶就會發生滑動而產生塑性變形。並且隨加 工程度之增加，結晶內的滑動漸次受到阻碍而使材料硬化。這時構成 材料的晶粒的大小，形狀，方向等也發生變化，則材料的顯微鏡組織 亦因而改變。以下說明材料所受的外力漸次增加時，其顯微鏡組織的 變化情形。
余屬材料受外力而變形脖，假如所受的外力在彈性限內，P顯微一 鏡組織不會發生變化。所加的外力超過彈性限而材料發生永久變形時，組織才會變化。例如第1.68圖(a)表示未受過加工的純鐵，受外力而發生少_許塑性變形時，則如第1.68圖(b)所示，晶粒內各處會產生滑 線。這些滑^是由於結晶內比較容易滑動的結晶面發生滑動所生成的由圖(b)可知同內的滑線互相平行夂但是不相粒，y線的 方向就不相同。塑性，因爲除了原來的滑動個處繼 其他的比較不容易滑動的結晶面也會發生滑動，所以 如第1.68圖(C)所示不但原來的滑線之寬度會增加，滑線的數量也增
(次)褂凼
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理論轉數
二液壓馬達之理論轉數
可變排量型液壓泵與固定排量型液壓馬達
符號之繪法與解释之方法
符號之含意
金属總論
技衡資料之記填寫
1C規格與ISO規格之比較例
金餳材料
與輪葉泵不同之處

 金餳材料
這種材料受到某一方向的外力而在某一結晶內沿某--原子面發生滑動 時，因爲有不同方向的鄰接晶粒之阻碍，各晶粒相互間發生限制，所 以不但不能自由滑動，滑動面也會發生畸變（distortion)。滑動面發 生畸變後，對原子的移動產生阻碍。就是說不容易變形。
上述兩種因素之中，假如在常溫時，第一因素的影響較小，而第 二因素的影響相當大。多結晶體的變形抵抗比單結晶的變形抵抗大的 原因，大部分起因於第二種因素。
如上所，界的存在可增加 變形的抵抗，所以會增加強。
晶粒愈小，晶界愈多，金屬的強 就是B多結晶體''的 晶粒之大小會影響到它的塑性變形之能力。第1.66圖表示退火 黃銅的晶粒太小（圖中以單位面 積內的晶粒數表示）和g度囉.
舉#從圖可晶^愈小gy愈
第1.67圖表示在常溫把多 結晶體的純錦施以軋延時其加工 程度（軋延量）和各種機械性質的關係。從圖可知，加工程度增加時，強度和硬度增加，而伸長率 (表示變形能力之大小）會減小。這是各種金屬的共同傾向。
55加工後的金屬材料之顯微鏡組織如前面所述，對由多數晶粒所構成的金屬材料施行加工時，假如Brinell 硬度
笫1.66圖退火黃銅的晶粒大小 和硬度的關係

第一章金属總論
以會硬化，是因爲金屬材料受到力時，結晶內的差排及其他缺陷（例 如空孔，格子間原子）會增加，而這些差排本身或差排和缺陷發生相互作用，使差排越來越不容易移動，所以增加外力也難使結晶繼續發 生變形。
並且各晶粒的方向不儘相同。這種多結晶體受外力而變形時，因爲晶粒和晶粒之間有晶界 的存在，所以變形的現象變爲很複雜0這些晶界對變形的影響大體可 以分成兩種畢由於晶同所引起的影響。第二是因爲晶軸方向不同的晶粒相互引起的影響。
由結晶方向相同的晶粒所構成的材料及由結晶方向不 相同的晶粒所構成的材料。
表g由避晶JbOil相的晶粒gf構成的材麵這是假 想的一種狀態）。i種材料受到外力時，因爲結晶方向相同，所以對 每一晶粒而言都會向相同方向（箭頭方向）滑動。這時假如晶粒晶界 部分的強度大於結晶本身時，就A結晶而言它的滑動就不能自由傳到 B和C晶粒，而會受晶界的限制。就是說其變形受到影響。
第1.65圖(b)表示由結晶方向不相同的晶粒所構成的材料。因爲 結晶方向不相同，各晶粒內較容易滑動的方向（箭頭方向）也不相同。

金属材料
對上述各種差排的移動所產生的滑動而言，假如差排只通過結晶 內一次時，只能發生一原子間隔的滑動，所以用眼睛看不出結晶的變 形。但是差排很多次通過結晶後，就會發生眼睛能看到的滑動。所以 可以說，滑動是由於一群差排（a series of dislocation )沿滑動面 移動而產生的。
雙晶的機搆，在本質上和滑動相同，所以雙晶也是一群差排移動 於結晶內所產生者。
工硬化
這種現參吸爹加工
第1.64圖表示把 鋁的單-晶拉伸或壓縮4.2 時，所得的應力一應變 曲線。圖中應力表示沿$2-8 滑動面的剪應力，應變表示沿滑動面的剪應變。片1‘4 由圖可知隨變形的增加,所產生的應力也漸次增大。這表示變形的程度    第1.64圓鋁單結晶的應力一應變曲線
增加時，要加更大的外力才能使金屬繼續變形。就是說金屬的加工程 度越大對變形的抵抗也越大，材料越來越硬。
的，又因發生變形而硬化，所以 硬化的現象和滑動的原因有關係。也就是說和差排的移動有密切的關
係。假如差排的移動很容易，應該不容易發生硬化。金屬加工時之所