改进的铸铝合金部件 |
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| 申请号 | CN201510216760.0 | 申请日 | 2015-04-30 | 公开(公告)号 | CN105039798B | 公开(公告)日 | 2017-11-21 |
| 申请人 | 通用汽车环球科技运作有限责任公司; | 发明人 | H.W.多蒂; | ||||
| 摘要 | 具有改进的性质的 铝 合金 部件。在一种形式下，该 铸造 合金 部件可包括大约0.6至大约14.5重量% 硅 、0至大约0.7重量% 铁 、大约1.8至大约4.3重量% 铜 、0至大约1.22重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、0至大约1.2重量%锌、0至大约3.25重量%镍、0至大约0.3重量%铬、0至大约0.5重量% 锡 、大约0.0001至大约0.4重量% 钛 、大约0.002至大约0.07重量% 硼 、大约0.001至大约0.07重量%锆、大约0.001至大约0.14重量% 钒 、0至大约0.67重量%镧，且余量主要为铝+任何残余物。此外，Mn/Fe的重量比为大约0.5至大约3.5。还描述了制造铸铝部件的方法。 | ||||||
| 权利要求 | 1.一种铸铝基部件，其包含，以重量百分比计：0.6 – 14.5 Si；0 – 0.7 Fe；1.8 – 4.3 Cu；0 – 1.22 Mn；0.2 – 0.5 Mg；0 – 1.2 Zn；0 – 3.25 Ni；0 – 0.3 Cr；0 – 0.5 Sn； |
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| 说明书全文 | 改进的铸铝合金部件发明领域 背景技术[0002] 铝合金由于它们的高强度-重量比而获得广泛使用并因此已广泛用于减重努力。这已成为汽车工业中的重要主题，其中燃料经济性和减排已促使制造商降低重量以改进效率。随着效率目标扩展到更高水平，减重已经与功率密度的提高相结合以满足要求。但是，较高的功率密度促成工作环境中的较高负荷和温度。 [0003] 过去，已经为室温或近室温用途发展了铝合金和它们的热处理。在材料科学中，如果工作环境包括在合金的同系熔融温度的一半以上的任何非短暂暴露，该合金的用途被视为高温。同系温度是绝对温标上的熔点的分数（铝TMP=660℃ + 273 = 933 K；0.5 TMP = 465.5 K或193.5℃）。因此，在194℃以上的任何用途被视为高温用途。在0.5 TMP以上，不同破坏机制在部件中变明显。对于气缸盖，运行温度常常超过这一值并在不久的将来，预计提高到0.55至0.58 TMP。 [0004] 大规模商业铝合金主要通过两种机制增强：加工硬化和沉淀硬化。对于需要大批量生产的复杂形状的用途，如汽车发动机部件，加工硬化合金不实际或不经济，以使通过热处理沉淀硬化成为实现所需机械性质的主要方法。通过控制微结构的不同热处理步骤实现沉淀硬化，以通过改变在老化过程中的温度下的时间而以受控方式形成极精细的强化相。这些强化机制已用于要在室温或略升高的温度下使用的系统和产品。但是，一旦运行环境的温度升至150 – 220℃的典型老化温度范围以上，这些性质会随温度提高和在温度下的时间增加而快速变差。 [0005] 沉淀硬化通过从合金元素在母体铝相中的过饱和固溶体中沉淀出原子簇（“沉淀物”）而改变铝合金的机械性质。随着沉淀物形成，它们使晶格变形，以阻碍位错的运动。正是对位错运动的阻碍造成性质的改变；硬度和强度提高且延性降低。 [0006] 沉淀物的形成受时间和温度影响；在低温下，沉淀反应缓慢并花费大量时间，在较高温度下，由于较高的原子迁移率，该反应进行得更快。 [0007] 在给定温度下，强度和硬度随在温度下的停留时间提高，直到形成大多数潜在的第二相。随着停留时间增加，各沉淀物发生两种基本变化；首先，一些粒子以另一些粒子为代价生长。通过合金元素的扩散，一些粒子会收缩并最终消失，而另一些粒子的尺寸增长。这导致数量较少的较大沉淀物。较少沉淀物之间的较大距离改进了导致硬度和强度降低及延性提高的位错运动性。另外，随着沉淀物的尺寸增长，沉淀物与铝晶格之间的应变能提高到在能量上可以使界面原子键断裂并形成分相边界的程度。这以两种方式降低应变能；跨边界键断裂，以致分隔更大和因此晶格畸变更小，并且由于母体晶格与沉淀物晶格的晶体结构不同，在该簇-母体界面处不再迫使它们同时适应这两组晶格参数。 [0008] 当该界面仍完好时，这两个相中归因于错配的畸变相等并反向。畸变区伸出该化学界面，以扰乱母体相中的晶格的有序排列。这种畸变使得沉淀物对机械性质具有不相称地大的影响。沉淀物的有效半径是化学半径加上畸变区的一部分，因为畸变区也阻碍位错的运动且位错负责该材料对变形载荷的机械响应。随着化学半径逐渐提高，该界面破坏；其首先变得部分相干，然后不相干。在高的不相干水平下，随着沉淀物进一步生长，该系统的机械性质开始降低，因为由于母体相中的晶格应变的损失，沉淀物的有效半径现在降低。有效半径的损失以及上述沉淀物密度的降低伴随着机械性质的损失和相反，拉伸延性的提高，这种现象被称作过度老化。 [0009] 因此，需要改进的可铸造铝合金部件及其制造方法，尤其是在升高的温度条件下。 发明内容[0010] 本发明提供合金优化以及铸造和热处理工艺控制中的方法和技术以制造在室温和升高的温度结构用途中具有增强的机械性质和强度的可铸造和可热处理的铝合金部件。 [0011] 本发明涉及以下[1]至[16]： [0012] [1]. 一种铸铝基部件，其包含，以重量百分比计：0.6 – 14.5 Si；0 – 0.7 Fe；1.8 – 4.3 Cu；0 – 1.22 Mn；0.2 – 0.5 Mg；0 – 1.2 Zn；0 – 3.25 Ni；0 – 0.3 Cr；0 – 0.5 Sn；0.001 – 0.4 Ti；0.002 – 0.07 B；0.001 – 0.07 Zr；0.001 – 0.14 V；0.00 – 0.67 La；余量主要为铝+任何残余物；其中Mn/Fe的重量比为大约0.5至3.5。 [0013] [2]. [1]的部件，其中将重量百分比进一步限定为大约：1.1 – 7.0 Si；4.13 Cu；1.14 Mn；0.2 Zn；0.2 Mg；0.12 Ni；0.15 Cr；0.019 Sn；0.379 Ti；0.066 B；0.624 Zr； 0.078 V；和0.032 La。 [0014] [3]. [2]的部件，其中Si的重量百分比为大约1.1。 [0015] [4]. [2]的部件，其中Si的重量百分比为大约7。 [0016] [5]. [2]的部件，其中Mo、Co、Nb和Y的总重量百分比小于大约0.2%。 [0018] [7]. 制造Al-Si合金铸造部件的方法，其包括： [0019] 提供所述部件的模具； [0020] 将包含所述Al-Si合金的熔融金属倒入所述模具中； [0021] 以高于大约1.5℃/s.的受控冷却速率固化所述模具中的熔融金属； [0022] 其中所存在的任何初生Si基本均匀分散在固化铸件内。 [0023] [8]. 根据[7]的方法，其进一步包括热处理所述铸造合金的步骤。 [0024] [9]. 根据[8]的方法，其中所述合金在热处理后人工老化。 [0025] [10]. 根据[7]的方法，其进一步包括在所述模具中冷却所述合金，将所述合金加热至大约495℃大约5小时，所述合金在基本60℃流体中淬火，将所述合金再加热至大约180℃大约8小时和将所述合金气冷至大约室温。 [0026] [11]. 根据[7]的方法，其进一步包括在所述模具中冷却所述合金，将所述合金加热至大约312℃大约4小时，所述合金在基本60℃流体中淬火，将所述合金再加热至大约490℃大约3小时，将所述合金的温度提高至大约515℃大约2小时，将温度进一步提高至大约530℃大约2小时，所述合金在基本60℃流体中淬火，将所述合金再加热至大约180℃大约8小时和将所述合金气冷至室温。 [0027] [12]. 根据[7]的方法，其中所述部件是气缸盖、发动机缸体、轮子、活塞、托架、箱体或悬挂系统。 [0028] [13]. 根据[7]的方法，其中所述Al-Si合金包含，以重量百分比计：1.1 – 7.0 Si；4.13 Cu；1.14 Mn；0.02 Zn；0.5 Mg；0.12 Ni；0.15 Cr；0.019 Sn；0.379 Ti；0.066 B；0.624 Zr；0.078 V；0.032 La；且余量主要为铝+任何残余物。 [0029] [14]. 根据[13]的方法，其中Si的重量百分比为大约1.1。 [0030] [15]. 根据[13]的方法，其中Si的重量百分比为大约7。 [0031] [16]. 根据[13]的方法，其中Mo、Co、Nb和Y的总重量百分比小于大约0.2%。 [0032] 本发明的一个方面是一种铝合金部件。通常，该合金可包括大约0.6至大约14.5重量%硅、0至大约0.7重量%铁、大约1.8至大约4.3重量%铜、0至大约1.22重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、0至大约1.2重量%锌、0至大约3.25重量%镍、0至大约0.3重量%铬、0至大约0.5重量%锡、大约0.0001至大约0.4重量%钛、大约0.002至大约0.07重量%硼、大约0.001至大约0.07重量%锆、大约0.001至大约0.14重量%钒、0至大约0.67重量%镧且余量主要为铝+任何残余物。此外，Mn/Fe的重量比为大约0.5至大约3.5。 [0033] 本发明的另一方面涉及制造Al-Si合金铸造部件的方法。在一个实施方案中，该方法包括：提供所述部件的模具；将包含Al-Si合金的熔融金属倒入所述模具中；和以受控冷却速率固化所述模具中的熔融金属。所存在的任何初生(primary)Si基本均匀分散在固化铸件内。 具体实施方式[0034] 提供了高强度和高耐腐蚀的铝合金。与商业合金，如360和380相比，这些合金应该表现出在高温条件（如在运行中的内燃机（ICE）和它们的部件，如发动机缸体和气缸盖中遇到的那些）下更好的耐腐蚀性和更高的机械性质。此外，该铸铝合金部件在室温和升高的温度下都改进的强度扩大了它们在其它结构用途，如变速箱和悬挂部件中的接受度和应用。另一益处是在这些和其它汽车用途中铸铝部件的保修成本显著降低。另一益处是部件的重量减轻，以提高里程数（mileage）和降低成本。 [0035] 该合金还可以含有至少一种可铸造性和强度增强元素，如硅、锰、铁、铜、锌、银、镁、镍、锗、锡、钙和钪、钇和钴。该合金的微结构可包括含有至少一种稀土元素或一种合金元素的至少一种或多种不可溶的固化和/或沉淀粒子。 [0036] 通常，该合金可包括大约0.6至大约14.5重量%硅、0至大约0.7重量%铁、大约1.8至大约4.3重量%铜、0至大约1.22重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、0至大约1.2重量%锌、0至大约3.25重量%镍、0至大约0.3重量%铬、0至大约0.5重量%锡、大约0.0001至大约0.4重量%钛、大约0.002至大约0.07重量%硼、大约0.001至大约0.07重量%锆、大约0.001至大约0.14重量%钒、0至大约0.67重量%镧且余量主要为铝+任何残余物。 [0037] 在一些实施方案中，该合金可以基本由大约1.1至大约7.0重量%硅、0至大约0.7重量%铁、大约4.13重量%铜、大约1.14重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、大约0.2重量%锌、大约0.12重量%镍、大约0.15重量%铬、大约0.019重量%锡、大约0.379重量%钛、大约0.066重量%硼、大约0.624重量%锆、大约0.078重量%钒、大约0.032重量%镧和主要为铝+任何残余物的余量构成。 [0038] 在另一实施方案中，该合金可以基本由大约1重量%硅、0至大约0.7重量%铁、大约4.13重量%铜、大约1.14重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、大约0.2重量%锌、大约0.12重量%镍、大约0.15重量%铬、大约0.019重量%锡、大约0.379重量%钛、大约0.066重量%硼、大约 0.624重量%锆、大约0.078重量%钒、大约0.032重量%镧和主要为铝+任何残余物的余量构成。 [0039] 在另一实施方案中，该合金可以基本由大约7重量%硅、0至大约0.7重量%铁、大约4.13重量%铜、大约1.14重量%锰、大约0.2至大约0.5重量%镁、大约0.2重量%锌、大约0.12重量%镍、大约0.15重量%铬、大约0.019重量%锡、大约0.379重量%钛、大约0.066重量%硼、大约 0.624重量%锆、大约0.078重量%钒、大约0.032重量%镧和主要为铝+任何残余物的余量构成。 [0040] 受控固化和热处理改进微结构均匀性和细化并提供在特定铸造条件下最佳的结构和性质。在一些实施方案中，该合金可以用浓度分别为不小于大约0.01重量%和大约0.002重量%的Ti和B细化晶粒。 [0041] 对于传统高压压铸（HPDC）、砂模铸造和永久模铸造，所提出的合金的溶液处理温度通常为大约400℃至大约540℃，优选温度范围是大约450℃至大约525℃。可通过将铸件淬火到温水、加压空气或气体中实现铸件的快速冷却。老化温度通常为大约160℃至大约250℃，优选温度范围是大约180℃至大约220℃。 [0042] 当合金用于完全T6/T7或T4热处理时，溶液处理温度既不应低于大约400℃，又不应高于大约540℃。下限取决于该组合物的溶线温度（Solvus temperature），上限是该合金的固相线。通常，较高溶液温度加速反应，但对标准的现有炉控制技术的限制要求将最大目标温度保持在最大理论值下方的安全水平，因此优选的溶液处理温度应该控制在大约480℃至大约525℃之间。 [0043] 当使用高Si（近共晶组成12-14重量% Si）时，应该使用高含量的Mg（高于大约0.45%）和B（大约0.05至大约0.1重量%）细化共晶(Al+Si)晶粒。 [0044] 改进的强化 [0045] 通常在机械处理之前对铸铝合金施以至少包括老化的热处理。人工老化（T5）通过将铝铸件加热至中温、然后使铸件保持一段时间以经沉淀实现硬化或强化而产生沉淀硬化。考虑到沉淀硬化是动力学过程，铸态铝固溶体中保留的溶质元素的含量（过饱和）在铝铸件的老化响应中起到重要作用。因此，铸造后的铝软基质溶液中硬化溶质的实际含量对随后的老化是重要的。与如在砂模铸造过程中发现的较低冷却速率相比，如在例如HPDC过程中发现的高冷却速率导致铝溶液中较高的元素浓度。 [0046] 如下表中看出，已在不同的热处理下对照市售合金测试进一步包含1.1% Si、0.3% Fe和0.35% Mg的在[0032]中描述的实施方案的范围内的合金。可以看出，本合金在许多测量标准中比较有利，尤其是在比较在250℃下的极限抗拉强度和屈服强度时。考虑到在室温下也具有相对较高的极限抗拉强度和屈服强度的能力，这种性质尤其有意义。 [0047] [0048] Mg、Cu和Si是铝合金中的有效硬化溶质。Mg与Si结合形成Mg/Si沉淀物，如β"、β'和平衡Mg2Si相。实际沉淀物类型、量和尺寸取决于老化条件。老化不足倾向于形成可剪切的β"沉淀物，而在最高和过度老化条件下，形成不可剪切的β'和平衡Mg2Si相。在铝合金中，Si可独自形成Si沉淀物，但强化非常有限并且不像Mg/Si沉淀物那样有效。Cu可以与Al结合形成许多亚稳沉淀物相，如Al-Si-Mg-Cu合金中的θ'、θ和Q相。类似于Mg/Si沉淀物，实际沉淀物类型、尺寸和量取决于老化条件和合金组成。在铸铝合金中的沉淀物中，Al/Cu沉淀物和硅沉淀物与Mg/Si沉淀物相比可以维持高温。 [0049] 为了进一步改进铸铝合金的老化响应，应该使该合金中的镁含量保持不小于大约0.2重量%，优选含量高于大约0.3重量%。如果仅对铸件施以T5老化过程，应该使最大Mg含量保持在大约0.4%以下，优选含量为大约0.35%，以使添加的大部分Mg在快速固化（如高压压铸中那样）后留在Al固溶体中。 [0050] 改进的高温性能 [0051] 形成的铸铝合金具有良好的升高的温度性质，因为该合金含有大体积分数的在预期工作温度下热力学稳定的分散相。如果在该铸铝合金中添加Fe、Ni和Mn，在固化过程中形成显著量的热稳定共晶分散相，如Al3Ni、Al5FeSi、A15FeMn3Si2和其它金属间相。添加Sc、Zr、Y和稀土元素，如Yb、Er、Ho、Tm和Lu也形成三铝化物化合物。 [0052] 三铝化物如Al3Ti、Al3Zr、Al3Lu、Al3Y等的其它四方晶体结构（D022或D023）与L12结构密切相关并可通过与第四周期过渡金属，如Cr、Mn、Fe、Co、Ni、Cu和Zn合金化而进一步转化成高对称的立方L12晶体。此外，随着相干亚稳L12的形成，金属间Al3Zr沉淀。用Zr部分取代Ti降低了L12沉淀物与Al基质的晶格失配，由此降低成核障碍，提高L12相的稳定性并非常基本延迟转化成四方相。最后，Zr在Al中比Sc扩散得慢得多，这可提供增强的粗化阻力，因为奥斯特瓦尔德熟化的动力学受到溶质经过基质从不断收缩的粒子移向不断增大的粒子时的体积扩散调节。 [0053] 改进的可铸造性 [0054] Cu添加 [0055] 铜的添加明显降低该合金的熔点和共晶温度。但是，铜通过形成低熔点相（其在该合金的固化范围结束时形成并促成孔隙形成条件）而提高固化范围。 [0056] 可以如下描述在固化过程中在Al-Si-Cu-Mg铸造合金中固化和形成富Cu相的程序： [0057] (i) 在大约610℃以下的温度下形成初生α-铝枝晶网络，以致剩余液体中硅、镁和铜的浓度单调提高。 [0058] (ii) 在大约577℃（平衡铝-硅共晶温度）下，形成硅和α-Al的共晶混合物，以致剩余液体中的铜含量进一步提高。 [0059] (iii) 在大约540℃下，形成Mg2Si和Al8Mg3FeSi6。但是，对含有大约0.5重量% Mg的合金而言，当Cu含量高于大约1.5%时，不会形成Mg2Si相。 [0060] (iv) 在大约525℃下，会与β-Al5FeSi片晶一起形成枝晶间的（有时称作“大块”或“块状”）CuAl2相。 [0061] (v) 在大约507℃下，形成CuAl2与散布的α-Al的共晶体。在Mg存在下，在此温度下也形成Q相（Al5Mg8Cu2Si6），通常具有超细共晶结构。 [0062] Si添加 [0063] 硅向铸铝合金提供若干优点，其中大多数无论是否改性都存在。硅的第一个和可能最重要的益处在于其降低与熔体的冻结相关的收缩量。这是因为，固体硅由于其非密排的晶体结构而不如沉淀出固体硅的Al-Si液体溶液致密。公认的是，收缩率几乎与硅含量成正比地降低，在25% Si下达到零。共晶体的收缩率对亚共晶合金的可铸造性是重要的，因为固溶体中的硅实际上提高初生α-Al枝晶的密度并因此轻微提高收缩率。α-Al的收缩率为大约7%，但这在进料容易时发生；在进料较难的后期，共晶体固化并据报道具有大约4%的收缩率。就收缩缺陷而言，共晶合金比亚共晶合金更易铸造。 [0064] 与硅相关的第二个益处与其高的熔化潜热有关。铝的熔化潜热为321 kJ/Kg，硅为1926 kJ/Kg，添加硅带来的较高潜热意味着冻结时间延长，这改进通过例如螺旋流动性试验测得的流动性。已经观察到，流动性在大约14-16% Si的范围内达到最大。 [0065] 平面固化前沿促进进料。因此，纯金属或共晶体的进料比具有宽冻结范围和相关糊状区（mushy zone）的合金容易。由螺旋流动性试验发现，在共晶组成附近，Al-Si基合金的流动性最高。这由两个相关效应造成。首先，硅含量看起来影响枝晶形态，其中高硅含量促成莲座状晶体（rosettes），较低含量促成经典的枝晶。一般而言，莲座状枝晶通过延迟枝晶内聚和降低截留在枝晶臂之间的液体分数而使进料更容易。模具填充在高冷却速率的方法，如永久模铸造和高压压铸中更难，因为冻结时间降低。但是，随着该组成接近共晶，流动性提高。因此，推荐在砂模和熔模铸造（低冷却速率）中将硅含量控制在5-9%，在永久金属模铸造中控制在7-10%并在高压压铸（最高冷却速率）中控制在8-14%。 [0066] Fe和Mn含量 [0067] 铁是Al合金中的主要杂质，与Al、Si、Mg和次要杂质形成脆性复杂金属间化合物。这些金属间化合物严重降低合金的拉伸延性。此外，由于它们常在共晶体的固化过程中形成，它们通过干扰枝晶间进料而影响可铸造性并由此促进孔隙率。最常观察到的富铁化合物是通常作为散布着硅薄片或纤维的薄片晶存在于Al-Al5FeSi-Si共晶体中的Al5FeSi（β-相）。如果存在锰，铁形成通常为汉字形状的Al15(Fe,Mn)3Si（2α-相）。如果可获得足够的镁，会形成化合物Al8FeMg3Si（6π-相），其如果在共晶反应过程中形成，具有汉字外观，但如果其作为液体中的初级沉淀物形式，则为球形。快速冻结使铁金属间化合物变细，铁的作用程度取决于铸件中的固化速率。 [0068] 这些富铁的金属间化合物通常对耐腐蚀性，尤其是应力腐蚀开裂有害，因为它们构成阴极（电势的贵电势组分(noble component)）。与其它富铁的金属间化合物，如α-Al15(Fe,Mn)3Si2和π-Al8FeMg3Si6相比，β-Al5FeSi由于其高的贵电势而对耐腐蚀性更有害。合金中大约1.5重量%的提高的Cu含量会提高贵电位Al2Cu相的量，以促进Cu溶解到α-Al15(Fe,Mn)3Si2中。这使得α-Al15(Fe,Mn)3Si2金属间化合物的电势更高，以造成耐腐蚀性降低。 [0069] 可以通过控制Mn/Fe比和Mn+Fe的总量来实现β-Al5FeSi的减少和消除。建议将Mn/Fe比控制在大约0.5以上，优选大约1以上或更高。用于压铸件的铝合金中Mn/Fe比的上限被限定为大约3.0或更低。应该将Mn+Fe的总量控制在大约0.5至大约1.5%的范围内以使模具粘结（die soldering）和富铁的金属间化合物对该材料的延性的有害作用最小化。应该将Mn+Fe的优选总量控制在大约0.8至大约1.2%的范围内。 [0070] 高Fe含量（高于大约0.5重量%）可用于金属模铸造，包括高压压铸，以避免热撕裂和模具粘结问题。借助Sr（高于大约500ppm），中等Fe含量（0.4-0.5重量%）可用于金属模铸造，包括高压压铸。较低Fe含量（低于大约0.5重量%）可用于其它铸造法。在Fe存在下，可以使Mn含量保持在使得Mn/Fe比高于大约0.5的水平，优选比率高于大约1。 [0071] 其它元素 [0072] 为促进老化过程，该合金可含有浓度高于大约0.5重量%的Zn。该铸铝合金还可根据特殊的性质和性能要求在铝合金中含有一种或多种元素，如Zr（0至大约0.2重量%）、Sc（0至大约1重量%）、Ag（0至大约0.5重量%）、Ca（0至大约0.5重量%）、Co（0至大约0.5重量%）、Cd（0至大约0.3%）、Cr（0至大约0.3重量%）、In（0至大约0.5重量%）。 [0073] 要指出，“优选”、“通常”和“一般”之类的术语在本文中不用于限制所要求保护的发明的范围或暗示某些要素对所要求保护的发明的结构或功能是关键的、基本的或甚至重要的。相反，这些术语仅意在强调在本发明的具体实施方案中可以使用或不使用的备选或附加要素。 [0074] 为了描述和规定本发明，要指出，术语“装置”在本文中用于表示部件的组合和独立的部件，无论部件是否与其它部件组合。例如，根据本发明的“装置”可包含电化学转换组装件或燃料电池、包括本发明的电化学转换组装件的车辆等。 [0075] 为了描述和规定本发明，要指出，术语“基本”在本文中用于表示可归于任何定量比较、数值、测量或其它表示法的固有不确定程度。术语“基本”在本文中也用于表示在不造成所涉主题的基本功能改变的情况下数量表示值与规定参考值的相异程度。 |
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