铁基材料因具有优异的力学性能和良好的耐磨性，且价格低廉、对环境几乎无污染，成为制作轴承的理想材料^[1–2]。但是铁基材料减摩性能较差，容易造成不可逆的磨损，通常需要润滑介质。烧结铁基含油轴承材料具有含油自润滑特性，应用最为广泛^[3–4]。但在润滑油使用困难、含油轴承有润滑油损失或机器启停等情况下，很难确保良好润滑状态，一种有效的解决方法就是添加固体润滑剂改善材料的自润滑性能^[5–6]。具有层状结构的石墨和MoS₂是使用较为广泛的固体润滑剂^[7–8]，但是石墨与铁基体反应易生成弥散硬质点，从而对配偶部件造成较大损伤^[9]，而MoS₂则会与铁基体反应生成Mo和S，使MoS₂的有效性大幅降低^[10]。

FeS具有与MoS₂、石墨类似的分子结构，其储油、易剪切滑移的结构特点可以改善材料的边界润滑特性，且FeS的分子结构和性能在高温烧结过程中能够保持稳定，通常用于轴套、齿轮和其他摩擦副的表面改性。由于FeS具有这些特征以及低成本，可以作为固体润滑剂引入铁基轴承材料^[11–12]。但是，FeS易团聚，且FeS和Fe是理化性质不同的材料，两者的润湿性很差，引入FeS润滑相容易破坏基体的连续性，削弱了基体材料的力学性能和摩擦学性能，阻碍了材料的进一步开发与应用^[13]。

采用化学镀方法对非金属颗粒进行表面金属化，可以改善颗粒与基体的界面结合^[14]。相关研究表明，通过在增强材料上镀镍或者银可以最大限度地减少材料的润湿性差问题^[15–16]，改善增强材料与基体之间的界面结合。基于以上分析，本文利用化学镀镍的方法处理FeS，并作为固体润滑剂添加到铁基粉末中，采用粉末冶金工艺制备铁基材料，研究FeS表面改性对铁基材料微观结构、力学性能和润滑性能的影响，对发展铁基轴承材料有重要意义。

1.   实验材料及方法

1.1   FeS粉末化学镀镍

取密度4.84 g·cm⁻³、纯度99.8%、平均粒度30 μm的FeS粉末，用无水乙醇对FeS粉末进行超声清洗、分散、过滤干燥。将干燥后的FeS粉末加入到新鲜配置的银氨溶液中充分搅拌过滤，然后将FeS粉末加入到一定浓度的次亚磷酸钠（NaH₂PO₂·H₂O）溶液中，充分搅拌，使FeS颗粒表面包覆一层Ag原子作为催化活化剂，过滤、干燥。将预处理完成后的FeS粉末置于由硫酸镍（NiSO₄·6H₂O）、次亚磷酸钠（NaH₂PO₂·H₂O）、柠檬酸钠（Na₃C₆H₅O₇）、硫脲（CH₄N₂S）和氢氧化钠（NaOH）组成的pH值为10的镀液中，在水浴锅中加热至90 ℃，并持续搅拌2 h。充分反应后，停止加热，冷却至室温后，通过过滤、清洗和烘干得到表面镀镍的FeS粉末^[17]。

1.2   实验材料及制备

在铁粉中添加质量分数0.65%的石墨，烧结过程中碳溶于铁中形成合金，提高材料的强度。在铁碳粉末中添加不同质量分数的FeS和镀镍FeS以及质量分数0.5%的硬脂酸锌进行混料，具体成分见表1。将混合均匀的粉末倒入刚性模具中压制，压制压力为500 MPa，压制好的生坯在氮气和氢气气氛保护的高温网带烧结炉（JLTRC-55-12）中烧结，烧结温度为1080～1120 ℃，烧结时间2.5 h。

表  1  实验材料化学成分（质量分数）

Table  1.  Chemical composition of the experimental materials %

编号	FeS	镀镍FeS	C	其他	Fe
A0	—	—	0.65	≤1.0	余量
A1	2	—	0.65	≤1.0	余量
A2	4	—	0.65	≤1.0	余量
A3	6	—	0.65	≤1.0	余量
A4	8	—	0.65	≤1.0	余量
A5	10	—	0.65	≤1.0	余量
A6	—	2	0.65	≤1.0	余量
A7	—	4	0.65	≤1.0	余量
A8	—	6	0.65	≤1.0	余量
A9	—	8	0.65	≤1.0	余量
A10	—	10	0.65	≤1.0	余量

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1.3   测试和表征

采用SU8020场发射扫描电子显微镜（scanning electron microscope，SEM）观察粉末和铁基轴承材料的显微结构。利用光学显微镜观察试样和对偶件表面转移膜微观组织。使用MH-300A密度计测量烧结试样的密度。在密度检测前需要对试样表面简单打磨，去除表面氧化层，用无水乙醇清洗烘干；考虑到粉末冶金材料存在孔隙，在进行体积检测时，在表面涂上一层凡士林作为防水层，使测量结果更加精确。通过HB-3000型布氏硬度试验机进行硬度测试，测试时施加的力为2.452 kN，采用直径为5 mm的钢球作为压头，保持时间为20 s，环境温度25 ℃。每个样品需要在随机选取的5个位置进行测试，并计算出这些测量值的平均值。

在MM-200型摩擦磨损实验机上对铁基轴承材料的减摩耐磨性能进行检测，摩擦副的接触方式为环/块。下试样为40Cr圆环，外径40 mm，内径15 mm，厚度10 mm，硬度为HRC 47～53；上试样为长条状，长宽高为31 mm×6 mm×7 mm。为确保摩擦试验结果准确性，减少误差，需要使用相同细度的砂纸对待测试样和对偶件表面进行打磨和抛光，使它们处于相同状态。处理完成后，将试样和对偶件装夹，施加适当载荷进行实验，转速为200 r·min⁻¹，试验时间30 min。同一样品需进行3次实验，取平均值作为结果。根据测量数据计算平均摩擦系数和磨损量，上述实验在25 ℃的环境温度下进行。

2.   结果与讨论

2.1   粉末形貌

图1为镀镍前后FeS颗粒微观结构及局部区域元素能谱分析。由图1（a）可见，FeS颗粒为不规则的多边形块体，表面光滑，没有其他的附着物。镀镍后的FeS颗粒如图1（b）所示，FeS颗粒表面被一层稳定的球形微小颗粒致密包覆。对FeS局部区域A进行能谱分析（energy disperse spectroscope，EDS），结果如图1（c）所示，可见原始FeS中仅有Fe、S元素，且Fe与S原子比接近1:1。图1（d）是对FeS表面镀层B位置的元素分析，可以看出主要成分是Ni，存在少量P和Ag，可见FeS表面是包覆了一层均匀致密的镀镍层。

图  1  FeS颗粒镀镍前后微观形貌和区域元素能谱分析：（a）原始FeS颗粒；（b）镀镍FeS颗粒；（c）A处能谱分析；（d）B处能谱分析

Figure  1.  SEM images and EDS analysis of FeS particles before and after nickel plating: (a) original FeS particles; (b) nickel-plated FeS particles; (c) EDS analysis at point A; (d) EDS analysis at point B

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2.2   材料的组织结构

图2为编号A0、A4、A9的3组试样烧结后金相组织，其中灰白色为铁基体，深灰色为FeS，黑色是试样表面的孔隙。由图2（a）可以看出，没有添加FeS的铁基材料在烧结之后会产生孔隙，但是表面孔隙孔径较小，材料相对密度较好。从图2（b）可以看出，添加FeS的铁基材料表面存在较多的孔隙，部分孔隙孔径较大，是由含FeS材料脱落形成的脱落坑。直接添加FeS对材料整体结构的破坏较为严重，这是由于FeS易团聚，而且FeS与基体的理化性质有很大的差异，在烧结过程中FeS颗粒很难与基体形成良好的界面结合，团聚成块状的FeS容易剥落，形成较大孔洞。由图2（c）可以看出，相比于直接添加FeS的材料，对FeS表面镀镍后，材料表面孔隙数量明显减少，FeS与基体的结合质量变好。FeS表面紧密包覆的镍原子在铁基体中有一定的固溶度，烧结过程中镍原子可以向铁基体中扩散固溶，使得镍在FeS与铁基体之间起到“架桥作用”，两者形成良好的冶金结合。但由图2（c）也能看出FeS的分布并不均匀，部分FeS仍然团簇在一起，不利于材料的力学性能和摩擦学性能。

图  2  铁基轴承材料烧结金相组织：（a）A0；（b）A4；（c）A9

Figure  2.  Metallographic diagrams of the iron-based bearing materials after sintering: (a) A0; (b) A4; (c) A9

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2.3   材料密度和硬度

图3为添加不同质量分数FeS和镀镍FeS制备烧结试样的密度和硬度变化情况。由图3（a）可以看出，随着FeS含量不断增多，材料的密度逐渐减小。主要是因为FeS的密度远低于铁基体的密度，随着FeS含量的增加，铁粉含量相应减少；其次，FeS含量的增加导致相互团聚现象更加严重，故材料密度降低。当添加润滑相含量相同时，含镀镍FeS的材料密度更高，含8%镀镍FeS的铁基材料比含8%FeS的铁基材料密度提升了8.5%。如图2（b）所示，FeS与基体的结合很差，试样中的孔隙很多而且大，而FeS表面镀镍后与基体的界面结合提升，材料孔隙减少，故材料密度增加。

图  3  添加不同质量分数FeS和镀镍FeS制备烧结试样密度（a）和硬度（b）

Figure  3.  Density (a) and hardness (b) of the sintered samples prepared by FeS and nickel-plated FeS in different mass fraction

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由图3（b）可以看出，添加2%FeS的试样比不添加FeS试样的硬度有一个大幅下降，幅度达到61.5%。这是因为FeS相的加入割裂了基体，阻碍烧结，破坏了基体组织的连续性。当FeS质量分数从2%增加到10%，材料的硬度存在一定幅度变动，总体变化不大。一方面是因为随着FeS含量的增加，割裂基体，阻碍烧结的效应继续增大；另一方面FeS含量的增加，增强了材料的压制性能。添加镀镍FeS材料的硬度变化趋势与添加FeS材料基本相同，含镀镍FeS材料整体的硬度要高于含FeS的材料。这是由于FeS表面镀镍促进了FeS与基体的结合，材料整体的孔隙减少，且镀镍层与铁基体在烧结过程中互溶，形成固溶强化，硬度得到一定幅度提升。

2.4   材料的摩擦磨损性能

图4为固定载荷（50 N）条件下干摩擦测试中A0、A4、A9试样的摩擦系数和磨损量。如图4（a）所示，未添加FeS的铁基材料由于缺少固体润滑剂，摩擦过程中上下表面直接接触，导致摩擦系数高，波动程度较大，摩擦系数一直在上升，缺乏稳定期，最高升至0.82左右。添加8%FeS的试样摩擦曲线的波动程度减小，材料在600 s后进入摩擦稳定期，平均摩擦系数为0.62，可见FeS在摩擦界面处形成的固体润滑膜起到了一定的减摩效果。添加8%镀镍FeS试样的摩擦系数进一步减小，磨合阶段用时也较短，在不到300 s的时候，曲线就趋向于平稳，存在较长时间的摩擦平稳阶段，表明镀镍FeS所形成的固体润滑膜更加稳定。如图4（b）所示，试样A0的磨损量为28.34 mm³，当添加8% FeS后，材料的磨损量下降至5.63 mm³，FeS作为固体润滑剂，摩擦过程可以形成固体润滑膜避免对偶件与基体的直接接触，减少黏着与撕裂。试样A9的磨损量下降至2.53 mm³，较试样A4的磨损量下降幅度达到55.1%。FeS表面镀镍后，镀镍层与基体发生充分的扩散，使FeS与基体结合紧密，在摩擦剪切作用下不会轻易脱落，减轻材料的磨损。

图  4  摩擦实验中摩擦副摩擦系数（a）和材料磨损量（b）

Figure  4.  Friction coefficient of friction pair (a) and the material wear (b)

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图5为A4和A9烧结试样的平均摩擦系数和磨损量随载荷增加的变化^[18]。如图5（a）所示，随着载荷的增加，A4试样的平均摩擦系数不断增加，当载荷从30 N增至70 N时，平均摩擦系数逐渐上升至0.71。随着载荷的增加，A9试样的平均摩擦系数略微下降，载荷为30 N时，平均摩擦系数为0.58；载荷增加至70 N时，平均摩擦系数为0.54。随着载荷的增加，两种材料平均摩擦系数的差距越来越大，可见增强润滑相与基体的结合强度可以使材料在高载荷下仍能保持良好的减摩效果。如图5（b）所示，两种材料的磨损量都随着载荷的增加而增加，A9试样的磨损量要比A4试样少很多，其中A4试样的最大磨损量为9.6 mm³，而A9试样的最大磨损量为4.6 mm³。载荷增加，使得对偶件上的微凸体更深的嵌入到材料里，对材料表面的润滑膜产生更大的破坏，导致磨粒磨损与粘着磨损程度越来越严重，同时FeS与基体的结合差，受到外力的作用容易脱落，造成了较大的磨损；而镀镍FeS润滑相与基体的结合力更强，当载荷增加时，材料的磨损量增加程度较缓慢。

图  5  不同载荷下添加8% FeS和8%镀镍FeS材料的平均摩擦系数（a）和磨损量（b）

Figure  5.  Average friction coefficient (a) and material wear (b) of the friction pair prepared by 8% FeS and 8% nickel-plated FeS under the different loads

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2.5   材料的减摩耐磨机理

图6为摩擦过程中不同FeS颗粒在基体中的状态。由图6（a）可以看出，摩擦过程中，FeS处于即将脱落的状态，其周围出现了裂纹。图6（b）中镀镍FeS与基体结合良好，结合处细腻光滑。FeS与基体结合较差，材料整体强度降低，FeS受力易于脱落，而且还会产生衍生裂纹，导致FeS与周围的材料以磨屑形式脱落，造成严重的磨损，不利于材料的减摩耐磨性能。FeS表面改性增强了FeS与基体的界面结合，提高了材料的力学性能，受摩擦剪切作用会使FeS逐渐涂覆在摩擦界面处，减缓了FeS的消耗速度，在润滑膜遭到破坏后，可以有效进行补充，在摩擦界面处形成持续、牢固的润滑膜，提高了材料的摩擦学性能。

图  6  摩擦过程中FeS颗粒在基体中的状态：（a）含FeS材料；（b）含镀镍FeS材料

Figure  6.  FeS particle state in the matrix during friction: (a) FeS; (b) nickel-plated FeS

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FeS和铁基材料的界面结合强度对摩擦界面的调控作用机制如图7所示。当FeS与基体是弱界面结合时，FeS的加入割裂了基体，材料力学性能下降，摩擦过程中，受到摩擦力的作用，会在FeS与基体的结合界面处发生沿晶断裂，在摩擦力的作用下含FeS润滑膜会剥落，少部分会黏附在摩擦界面处起到润滑作用，转移到对偶件的转移膜也易于脱落，影响了材料的减摩耐磨性能。当FeS化学镀镍后，镀镍FeS和基体的强界面结合使材料力学性能得到提升，摩擦过程中镀镍FeS一般只会发生穿晶断裂，即以小颗粒的形式迁移至摩擦界面，大大减缓了FeS从基体中的剥落速度；其次，以小颗粒形式迁移出的FeS更容易在摩擦表面黏附，实现FeS在摩擦界面持续有效的供给，在摩擦界面形成稳定的润滑膜，使材料具有良好的减摩耐磨性能。

图  7  FeS和铁基材料的界面结合强度对材料摩擦界面的影响

Figure  7.  Effect of interfacial bond strength between FeS and iron-based materials on friction interface

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图8显示了A0、A4、A9试样在固定载荷（50 N）干摩擦试验后表面磨痕形貌。无润滑相的材料表面磨损状况非常严重，塑性变形形成的犁沟宽度和深度较大，且存在明显的黏着撕裂痕迹，如图8（a）。摩擦过程中，由于缺少润滑剂，对偶件表面会与材料表面直接接触，对偶件上硬度较高的微凸体会对材料表面造成较大的切削作用力，同时接触点也会相互粘着与撕裂。FeS的加入减少了材料表面由磨粒磨损所形成的犁沟，犁沟尺寸减小，磨损状况减轻，如图8（b）。摩擦过程中，由于摩擦力和摩擦热的作用，材料中的FeS颗粒会在摩擦界面处富集形成润滑膜，从而减小摩擦，降低磨损。但是FeS与基体之间界面结合较弱，材料的硬度、强度较低，难以支撑润滑膜发挥较好的减摩作用，润滑膜容易遭到破坏而脱落，从图中可以看到存在润滑膜脱落的区域，形成的润滑膜完整性较差。由图8（c）可以看出，添加镀镍FeS后，磨损表面粘着磨损痕迹较为轻微，更多是摩擦过程中所形成的微型犁沟，磨损状况得到很大的改善。镀镍层增强了FeS颗粒与基体的界面结合，提高了材料的力学性能和承载能力，使FeS在摩擦过程中不易整个脱落，在磨痕处形成稳定且不易破裂的润滑膜，材料的减摩耐磨性能得到很大的提升。3组材料磨损表面形貌间接反映了材料磨损量的变化。

图  8  干摩擦试验后材料表面磨痕形貌：（a）A0；（b）A4；（c）A9

Figure  8.  Morphology of abrasion marks on the material surface: (a) A0; (b) A4; (c) A9

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图9为A4和A9试样在不同载荷下摩擦实验的磨痕形貌。从图9（a）中可以看出，小载荷下，A4试样表面的磨痕主要磨损形貌为犁沟和轻微黏着，随着载荷的增加，材料表面的磨损越发严重，由图9（c）可以看到，磨痕处存在较深的犁沟和大面积的黏着撕裂。如图9（d）～图9（f）所示，A9试样的表面磨损情况较好，在小载荷下，材料表面仅仅存在一些轻微的犁沟，随着载荷的增加，表面更加光滑平整，当载荷达到70 N时，磨痕表面存在一些疲劳裂纹，黏着现象较为轻微，表面犁沟尺寸变化也不显著，磨损状况在同载荷下整体情况较A4试样有明显的改善。

图  9  不同载荷下铁基轴承材料表面磨痕形貌：（a）30 N，A4；（b）50 N，A4；（c）70 N，A4；（d）30 N，A9；（e）50 N，A9；（f）70 N，A9

Figure  9.  Surface abrasion morphology of the iron-based bearing materials under the different loads: (a) 30 N, A4; (b) 50 N, A4; (c) 70 N, A4; (d) 30 N, A9; (e) 50 N, A9; (f) 70 N, A9

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表2展现了两种铁基轴承材料在不同载荷下磨痕处（图9白色框图位置）化学成分。整体而言，A9试样磨痕处S元素含量高于A4试样。由表2中数据可以看出，随着载荷的增加，A4试样磨痕表面的S元素含量不断减小。这是由于随着载荷的增大，FeS和铁基材料的弱界面结合使FeS以大颗粒的形式从材料表面脱落，FeS脱落的同时也是裂纹源，导致含FeS的大块材料以磨屑形式被带走，不利于其在磨损表面黏附成润滑膜，因此S元素含量在磨痕处逐渐降低，与图9（c）显示的70 N载荷下材料表面发生大面积的黏着撕裂一致。相反，A9试样随着载荷的增加，磨痕表面的S元素含量不断增加，镀镍FeS与基体的界面结合好，材料力学性能好，FeS以小颗粒的形式缓慢析出，在磨损表面趋附，减弱其以磨屑形式被排出，形成承载能力大的润滑膜，很好的黏附在材料表面和对偶件表面，且载荷的适当增加可以促进润滑膜的形成和稳定，改善材料润滑性能。但在大载荷下润滑膜也容易疲劳破裂和脱落，因此图9（f）中磨损表面出现了较多疲劳裂纹。

表  2  图9中磨痕区域化学成分（质量分数）

Table  2.  Chemical composition of the abrasion region in Fig. 9 %

材料	载荷 / N	质量分数 / %
		Fe	O	C	S	Ni	Cr
A4	30	86.11	8.04	4.18	1.59	0.04	0.04
	50	84.84	8.99	4.56	1.52	0.02	0.07
	70	84.91	10.08	3.75	1.20	0.01	0.05
A9	30	85.16	7.31	4.43	1.73	1.33	0.04
	50	85.64	6.62	3.94	1.96	1.68	0.16
	70	83.87	7.99	3.88	2.30	1.82	0.14

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为进一步研究材料的减摩耐磨机理，观察分析对偶件表面转移膜情况，结果如图10所示，其中白色或较亮区域是暴露出的对偶件材料，浅色或深色区域是对偶件表面转移膜，颜色深浅可以一定程度上反应转移膜的厚度。图10（a）是对偶件原始表面，可以看出对偶件初始表面存在一些细微划痕。图10（b）是与A0试样对磨后的对偶件表面形貌，由于缺乏固体润滑剂，材料与对偶件表面直接接触，造成两者表面严重的塑性变形和粘着撕裂，对偶件表面有明显的粘着转移物存在，由于粘着转移物无固体润滑组元，使得转移物继续发生严重磨粒磨损与粘着磨损。图10（c）是与A4试样对磨后的对偶件表面形貌，FeS的存在使得对偶件表面黏附着一层包含FeS的转移膜，避免上下表面的直接接触，减小摩擦磨损，但是对偶件表面的转移膜完整性很差，部分区域转移膜脱落暴露对偶件基体材料，部分区域转移膜颜色又较深。FeS与基体界面结合较弱，在摩擦过程中，FeS很容易从材料表面脱落而黏附到对偶件表面，造成材料表面润滑膜的缺失，大块脱落黏附的FeS造成了对偶件表面部分地方存在颜色很深的转移膜，部分区域又与材料表面润滑膜缺失的区域摩擦接触，再加上FeS与基体以及对偶件的结合都较弱，故含有FeS的转移膜也易从对偶件表面脱落随磨屑排出。图10（d）是对偶件与A9试样对磨后的表面转移膜形貌，可以看出对偶件表面转移膜覆盖程度较高、连续性好。镀镍FeS与基体的强界面结合提高了材料的力学性能，使FeS在磨痕处和对偶件表面形成稳定、连续的润滑膜和转移膜，且对偶件表面的转移膜附着牢固、完整性好和FeS含量高，改善了材料与对偶件间的润滑特性。

图  10  对偶件原始表面以及和试样对磨后转移膜光学形貌：（a）原始表面；（b）A0；（c）A4；（d）A9

Figure  10.  Optical images of the transfer films on the counterpart surface: (a) original surface; (b) A0; (c) A4; (d) A9

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3.   结论

（1）利用化学镀镍对FeS进行表面改性，与原始FeS进行对比，镀镍层增强了FeS与基体的界面结合，材料表面的孔隙明显减少，材料力学性能得到提升；未加入FeS的材料摩擦学性能差，加入FeS后材料的摩擦学性能提高，加入镀镍FeS的材料摩擦学性能最好。

（2）随着载荷的增加，含质量分数8%镀镍FeS的材料摩擦系数略微减小，含质量分数8% FeS的材料摩擦系数则不断上升，两者的磨损量都随着载荷的增加而增加，但含镀镍FeS材料的磨损量增加趋势较为缓慢；含镀镍FeS材料对应对偶件的表面转移膜覆盖程度高，连续性好。

（3）FeS和Fe基材料的弱界面结合使材料力学性能降低，对润滑膜的支撑作用减弱，FeS易脱落同时也是裂纹源，形成的固体润滑膜不完整，不利于材料的减摩耐磨性能提高；镀镍FeS和Fe基材料的强界面结合使得材料力学性能和承载能力好，在摩擦剪切作用下，FeS以小颗粒的形式涂覆在摩擦界面处，形成持续、牢固的润滑膜，有效提高了材料的摩擦学性能。