2-1 超合金簡介
超合金是在高溫環境下能承受極嚴酷的機械應力和具有良好的表面穩 定性的一種合金。超合金之所以得名是因為它具有下列特性：(1)具有高溫 強度及低溫韌性(Toughness)；(2)高溫應力破斷(Stress Rupture)性能佳，具高 溫抗潛變性(Creep Resistance)；(3)熱疲勞(Thermal Fatigue)壽命長；(4)耐高 溫氧化(Oxidation)及應力腐蝕(Stress Corrosion)等[11]。超合金由於較一般鋼 Hastelloy(Ni-Cr-Mo 合金)等，主要用於模具等耐高溫腐蝕之材料。
(2) 析出硬化型超合金：析出硬化型合金為高溫強度最佳之超合金，主 要有 Nimonic、Inconel、Rene、Waspelloy 及 Udimet 等系列，主要
用 於 引 擎 內 溫 度 及 應 力 要 求 最 嚴 苛 之 部 位 ， 本 研 究 所 採 用 之 CM-681LC 超合金即屬於析出硬化型超合金材料。
圖 2-1[12]顯示超合金在 1950-1970 年中為提升機械及化學性能，不斷 添加許多元素，到1980 年代，超合金的元素才大致達到一個水平。圖 2-2[13]
顯示超合金的工作溫度隨年代增加的趨勢，可以清楚看出超合金工作溫度 約以每年17℉向上提升，一直到 1970 年代超合金的工作溫度才達到一個水 平；和其他材料相比，超合金的工作溫度更接近合金之熔點溫度，因此超 合金的發展極受重視。超合金在高的工作溫度下依舊具有良好的強度，最 主要是因為其具有許多的強化機構，如：(1)固溶強化：γ相及γ’相的固溶強 化；(2)析出強化：超合金中最重要的析出物是γ’相(Ni3Al)，當合金受到外
力時，γ’相可阻擋差排(Dislocation)的移動，增加材料強度，此外γ’相的相穩 定度(Phase Stability)極佳，在高溫不易粗化(Coarsening)；(3)MC 及 M23C6
碳化物強化；(4)晶界強化元素(硼(B)、鋯(Zr)、鉿(Hf))的偏聚。
圖 2-1 超合金化學成份變化趨勢的定性比較圖[12]
圖2-2 超合金承受溫度能力發展圖[13]
2-2 CM-681LC 超合金簡介
2-2-1CM-681LC 超合金發展背景
鎳基超合金由於其優異的高溫機械性質，因此常被應用於氣渦輪引擎
CM-681LC 超合金為美國 Cannon-Muskegon 公司於 2000 年所開發之新 一代鎳基超合金，由於其特殊之合金設計，可維持顯微組織之穩定性，藉
圖2-3 理想氣渦輪轉子顯微組織示意圖
2-2-2 CM-681LC 超合金合金設計簡介
CM-681LC 超合金含有 5.7wt%鋁、6.1wt%鉭及 0.15wt%鈦，可形成約 70vol%的γ’相(Ni3Al,Ta,Ti)，藉以達到γ’相析出強化之效果。此外，文獻指 出[14-15]，鉭可以增加超合金之高溫強度及抗熱腐蝕性。鉭添加後，約
表 2-1 CM-681LC 超合金化學成份規範值
元素 規範值(wt%)
Cr 5.0~6.0 Co 9.0~9.5 Mo 0.3~0.7 W 8.0~9.0 Re 2.8~3.1 Ta 5.9~6.3 Al 5.6~6.0 Ti 0.05~0.25 Hf 1.1~1.8
C 0.10~0.12 B 0.01~0.024 Zr 0.011~0.020 Ni bal.
2-2-2-2 錸之效應
大，可改變 γ 基地的晶格參數(Lattice Parameter)及失調度(Misfit)等效果。在CM-681LC 超合金中添加 3wt%的錸可減慢高溫擴散速率，抑制γ’析 出強化相之成長，因此可改善中溫及高溫應力破斷性能[1]。
2-2-2-3 鉿之效應
鎳基超合金大量使用於渦輪引擎零組件，其實際使用溫度已達到合金 初熔溫度的 85%，但由於強化的結果，這些合金的延伸率大都非常低，因
此這些合金具有異常的第三階段潛變特性，且其破壞模式主要為沿晶破裂
就 CM-681LC 超合金而言，添加 1.49wt%的鉿，在晶界上產生了具延 展性的γ-γ’共晶組織，另外在晶粒內及晶界上形成了 MC 碳化物，有效提升
於增加γ’相及γ-γ’共晶組織的體積分率，使晶界上的碳化物以不連續之顆粒 狀析出，發揮晶界強化的效果、提高應力破斷與潛變特性、抑制有害相的 產生。CM-681LC 超合金添加了 9.3wt%的鈷，可有效增加γ’相的體積分率 及提升高溫強度[1]。 晶鑄造，因此CM-681LC 添加了 0.11wt%的碳、0.018wt%的硼及 0.013 wt%
的鋯，除可提供等軸晶鑄件必要之晶界強化及碳化物形成元素，達到晶界 強化及碳化物強化效果，亦可減少單方向凝固晶界裂紋產生，提供單方向 凝固鑄件必要之鑄造性[1]。
近年來，由於單晶超合金的蓬勃發展，世界各國專家學者研究發現適 (Degree of Short-range Order)，降低固溶體中元素的擴散能力，提高再結晶 溫度，來達到強化合金基地之目的[35]。
2-2-3-2 γ’析出強化相之效應
γ’相為一種 A3B 型金屬間化合物，是 CM-681LC 超合金中最主要的析 出強化相，形狀為立方體形，屬L12超晶格結構(圖 2-4)，其結構與γ相基地
相近，化學式為Ni3(Al,Ta,Ti)，均勻析出在基地上。由於γ’相的晶格常數與γ 不同可分為：(1)初析γ’相(Primary γ’ Phase)：係指鑄造狀態(As-Cast)下呈現 立方體型態的γ’相，其大小約為 1～2μm；(2)二次γ’相(Secondary γ’ Phase)：
係指初析γ’相經固溶處理後，於時效處理時所析出之大小約為 0.1～0.2μm 之γ’相，(3)三次γ’相(Ternary γ’ Phase)：利用 TEM 可於二次γ’相之間觀察到 更細小之三次γ’相，大小約為 0.01～0.02μm[36]。
綜上所述，γ’相之含量、大小及分佈對鎳基超合金的高溫強度及抗潛變 性有決定之影響[27,31]，因此如何藉由熱處理或合金設計來控制γ’相之含 量、大小及分佈，藉以獲得良好之機械性能，是超合金研究中重要之課題。
圖 2-4 L12超晶格結構示意圖
2-2-3-3 γ-γ’共晶相之效應
潛變時可抑制晶界滑移(Grain Boundary Sliding)，達到晶界強化效果，進而 提高潛變壽命及延伸率。然而，這些碳化物若以連續薄膜狀析出在晶界上，不但不具穩定晶界的作用，反而易造成晶界強度之弱化，進而成為破裂的 起源，形成沿晶破壞。因此如何改變碳化物的形態進而改善超合金材料之 機械性能，一直是超合金研究領域中重要之研究課題。
鎳基超合金常見之碳化物為 MC 型碳化物、M23C6型碳化物及 M6C 型
碳化物等，分別簡述如下：
MC 型碳化物一般在凝固過程中析出，通常呈現骨架型或塊狀，不均勻 分佈在晶界上或晶粒內，其結構為面心立方結構，由於緊密堆積，屬於較 穩定之化合物。MC 型碳化物通常是碳與活性高熔點金屬的化合物，如 TaC、HfC 和 TiC 等，此三種 MC 碳化物由於具有不同之晶格常數，因此具 有不同之穩定性，一般而言，其穩定性順序為HfC＞TaC＞TiC[37]，當 MC 碳化物中鉿及鉭含量高時，穩定性提高，即使高溫固溶處理亦不易分解。 MC 型碳化物，CM-681LC 超合金與一般鎳基超合金相較，含有較低的鈦含 量及較高的鉭含量，較低的鈦含量可減少 TiC 碳化物析出，避免在熱均壓
處理後 TiC 碳化物之分解；較高的鉭含量則可增加 TaC 碳化物析出，TaC
2-3 細晶鑄造技術
由 Woulds[42]等人所提出，通常稱為細晶鑄造技術(Fine Grain Processes , FGP)。他們所得到的細晶鑄件晶粒度等級為 ASTM 1-2 級，晶粒平均直徑 為180 μm，而傳統鑄件的晶粒平均直徑為 6350 μm。在 80 年代，美國 Howmet 公司為了得到更細小且均勻的等軸晶，成功地發展了Microcast –X (MX)微 細鑄造技術[43-46]，在澆鑄過程和澆鑄後迅速提取熱量，使凝固過程很快 完成，可得晶粒等級為ASTM 3-5 級，其晶粒尺寸和型態可與超合金鍛件媲 美。2-3-2 機械震動法
機械震動法是在合金澆鑄和凝固過程中利用外力使熔融合金產生震 動，熔融合金的震動打碎了樹枝晶結構，而且使破碎的枝晶遍佈於整個熔 融合金中，產生了更多有效的凝固晶核，並達到抑制晶粒成長的效果。同 時凝固過程中的強烈擾動可使鑄件中心和邊緣的溫度梯度減小，促進均勻 的等軸晶形成。美國Howmet 公司根據此原理發展了第一代細晶鑄造技術，
即 Grainex 技術(GX) [46-47]，這種方法比較適合鑄造整體葉輪及渦輪轉子 的細晶鑄件，晶粒等級可達 ASTM 2 級。該技術採用了較高的過熱溫度，
有利於合金中夾雜物的排除，防止鑄件鑄不滿(Misrun)缺陷的產生。然而，
Grainex 法要獲得細小的等軸晶和優良的顯微組織，溫度的控制是一個十分 重要的問題。
美國 Howmet 公司運用傳統鑄造、Grainex 及 Microcast 技術生產的典型 鑄件如圖2-5[53]所示。
2-3-3 晶粒細化劑法
這種方法是在熔體中加入有效的固化成核劑，形成大量非均質核種而 使晶粒細化。文獻[2,42]指出將 0.2wt%左右的硼加入到熔融金屬中，同時控 制金屬液在澆鑄時的溫度，使鑄件在凝固過程中，析出 TiB2作為細晶核種 來整體細化鑄件。此外，Zhen 等人[48]曾針對 IN-738LC 超合金做一系列的 研究，它們在合金中添加NiAl、Ni2Al3、ZrC、NbC 及 B 做為晶粒細化劑的 晶種，實驗結果顯示添加晶粒細化劑後，鑄件的晶粒果然可達到細化的效 果。此外，添加晶粒細化劑後，鑄件的碳化物形狀會由原本的骨架型或長
條狀轉變成塊狀或不連續顆粒狀，使合金的強度及延展性變好。
圖2-5 Howmet 公司運用(a)傳統鑄造(b)Grainex 及(c)Microcast 技術生產的典 型鑄件之晶粒大小[53]
2-3-4 超合金微細鑄造技術應用概況
超合金細晶鑄件大幅度地提高了鑄件的中低溫低週疲勞性能，許多文 獻報導[42-52]細晶鑄件的低週疲勞性能是傳統鑄造的 2∼4 倍。美國 Howmet
公司研製的IN-718 和 Mar-M247 超合金細晶鑄件多達 30 多種，其中包括直 徑大於一公尺的超合金細晶結構件，同時也生產細晶葉片。Garrett 公司研 製 Mar-M247 細晶渦輪轉子、同時 Allison 及 Airesearch 公司也投入細晶鑄 件的研究及生產，美國一些公司應用細晶鑄件的情況如表2-2[2]所示。
表2-2 國外細晶鑄件應用概況[2]
製造廠家 合金編號 晶粒平均尺寸 細晶鑄件機械性能的改善
Airesearch 公司
In-713C ASTM1-2 級 (0.18-0.025mm)
低週疲勞性質提高75%，拉伸性質提高 9%，數據分散 度降低 3-4 倍，斷裂韌性和延伸率得到改善
Garrett 公司 Mar-M247 ASTM1-2 級 (0.18-0.025mm)
低週疲勞壽命提高4 倍，數據分散度降低 1 倍，拉伸性 能提高 25%，應力破斷壽命和機械性能的等向性大幅提 高
Allison 公司 In-792 In-718
2-4 晶粒大小對機械性質的影響
細晶鑄造技術對於改善超合金鑄件之機械性能極為重要，以下則針對 文獻記載晶粒大小對於超合金機械性能的影響進行闡述。
2-4-1 晶粒大小對拉伸性質的影響
Chang 等人[56]指出，Controlled Grain Structure(CGS)之材料比傳統鑄造 之材料具有較佳之抗拉強度及降伏強度，但是在延性方面則較傳統鑄件要
其中σ0為晶格強化，σs為固溶強化，σp為析出強化，σd為差排作用。
由Hall-Petch 方程式可以清楚看出隨著晶粒細化，降伏強度變大。
Howmet 公司 G.K. Bouse 等研究了細晶鑄造技術對 IN-718 鑄件和鍛件 室溫拉伸性能的影響，結果顯示細晶鑄件經熱均壓處理後，拉伸降伏強度 及抗拉強度均比普通鑄件要好，而在降伏強度方面甚至可以比鍛壓件好，
詳如表2-3[43]所示。
表 2-3 IN-718 鑄件和鍛件室溫拉伸性能的比較[43]
2-4-2 晶粒大小對潛變性質的影響
第二階段為次級潛變(Secondary creep)或穩態潛變(Steady state creep)。
在此階段的斜率變成線性，這時通常是最長時間潛變階段。因此在此階段
圖 2-6 潛變曲線示意圖[64]
超合金的潛變性能與許多顯微組織有關，如γ’析出強化相的體積分率、 (Dislocation Glide)及差排爬升(Dislocation Climb)；(2)晶界擴散及體擴散；(3) 雙晶變形等等(圖 2-7[61])[62]。至於何種機構主導潛變破壞，則與合金成