鈷(Co)、鎳(Ni)三種元素做為基底，在加上少量 VIIIA 過渡金屬元素例如：
鈮、鉻、鈦、鎢…等元素所組成，常使用的元素如圖 2-1 所示；鐵基超合金、
境惡劣：鎳基超合金被廣泛應用於各種嚴苛之使用條件，如航太飛行引擎燃
減少 γ/γ'共晶相析出位置及減少可形成 γ/γ'共晶相的 Ta 含量，並造成 生長速率範圍所產生的現象有了溫度梯度(Thermal gradient)才能促使合金發 生單方向凝固。而單方向凝固合金的顯微結構則取決於凝固前沿著熔體中溫 度梯度和凝固速度的大小，如圖 2-3[7]所示單方向凝固的晶粒形態控制在 Columnar Dendrites 區，以固定方向固定速度的方式作鑄件凝固冷卻，此鑄造 金屬技術稱為單方向凝固鑄造。然而在給固定的溫度梯度下，隨著生長速率
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2-4-2 γ'相(Gamma prime)
γ'析出相到了 1940 年代被發現[11]，主要形成元素落在 III、IV 和 V 族 等，例如鋁和鈦為必要的溶質[9]。結果與 Ni 元素的反應中析出 γ'相，形式為
Ni3X，其中 X 為一個合金元素；γ'相也是屬於 FCC 結構，如圖 2-10(b)[9]。而
鎳基超合金的強度主要是依賴 γ'相的體積百分比(volume fraction)，一般 鍛造後的合金有 20~45%的 γ'相體積百分比。而經過加工鑄造後可以高達 60%
的γ'相體積百分比，跟鍛造相比可以增加超合金的強度。
2-4-3 碳化物(Carbides)
一般 C 元素所加的量約為 0.02～0.2％，導致碳元素會與高熔點元素(ex:
型和 M6C 型碳化物最常在晶界上析出，可以加強晶界，抑制晶界的滑移[10]； 造製程(Single Crysral,SC)如圖 1-4 所示，可明顯發現晶粒大小的差異性，飛機 渦輪葉片則是以單晶鑄造與單方向凝固鑄造為主要方式，圖 2-6[12]所示為渦輪
加至約為 105 小時，所以超合金的機械性質可以由鑄造方式不同來達到減少 或消除晶界的產生[13]；因為通常在高溫有應力的狀態下，晶粒容易沿著晶界 滑動而造成變形導致材料的破壞，這也是要消除或減少晶界的原因。
為了有效防止變形機制所造成的破壞，在 1960 年由美國 Pratt & Whitney 公司開發出單方向凝固鑄造製程，主要在生產葉片與柱狀晶結構[14]。當合金 受到固定方向的熱流條件下，以一定的生長速率範圍所產生的凝固現象，必 須要有溫度梯度(Thermal gradient)才能促使合金發生單方向凝固。單方向凝 固鑄造時通常以不同的合金特性設定不同的抽引速度(withdrawspeed)，而抽 引速度是控制凝固時溫度梯度最主要的因素，所以設定溫度則相當於控制凝 固過程時的溫度梯度。為了讓晶粒能呈現柱狀材料必須均勻且固定熱源環境 固定的凝固速率 V(Soldfication Rate)範圍和溫度梯度 G(Thermal Gradient)範圍 才能促使晶粒呈現柱狀晶的型態。如圖 2-3[7]所示單方向凝固製程的晶粒型態 被控制在 Columnar Dendrites 區。然而現在的實驗室及業界超合金鑄造方法 皆 被 廣 泛 的 以 單 方 向 凝 固 製 程 所 應 用 ， 又 稱 高 速 拔 引 凝 固 法 (High Rate Withdrawal Solididication,HRS) [15]，則當平面凝固速度比材料內部的凝固速度 快 時 ， 則 晶 粒 會 朝 側 面 的 方 向 來 生 長 產 生 胞 狀 晶 (Cellular) 與 樹 枝 狀 晶 (Denedrite)結構如圖 2-8[16]。至於單晶超合金的鑄造是由美國 Pratt & Whitney 公司藉由早期的單方向凝固的製程的研究室同時起步的，但是單晶生產技術 不如單方向凝固生產技術發展的快[17]，然而單方向凝固的製程得到緊密的單 方向晶及避免偏離的晶粒。另外，單晶超合金其抗熱疲勞(thermal fatigue resistance)及抗高溫腐蝕強度(hot corrosion resistance)均較一般超合金優越，
如圖 2-9 所示；由於渦輪葉片使用於高溫的環境下，其潛變強度為重要考慮 的因素；在相同的溫度條件下，單晶超合金潛變強度較一般超合金優良許多 如圖 2-10 所示。
2-6 熱處理對超合金的影響 理(Solid Solution)及時效熱處理(Aging)。
2-6-1 固溶熱處理(Solid Solution)
固溶是為了溶解超合金內部粗大化的碳化物、γ′強化相、與 γ/γ'共晶組織、 抗潛變性能。但有些超合金受到低溶點初融相( Incipient melting )的影響，固 溶溫度不能無限制的提高。原因是超合金中添加十幾種合金元素，其溶解曲 線十分複雜。倘若不斷提高固溶溫度，會使低溶點的初融相很可能形成液態，
此時初融相會發生嚴重的偏析現象，且熔點相當低。因此超合金中應極力避
免產生的有害相，所以必須嚴格控制固溶溫度的上限。 熱處理，冷卻方式大致上分為三種氬氣冷卻(Argon Cooling)、空冷(Air Cooling) 及爐冷(Furnace Cooling)，而因為冷卻方式的不同及冷卻速率的快慢，往往會 影響合金的機械性質與強度，而本研究是以氬氣冷卻(Argon Cooling)來研究 MAR-M200+Hf 材料的機械性質影響。
2-7 潛變理論
在此種一定應力負荷作用下，變形隨時間 而循循漸進之現象稱之為潛變 (Creep) 。而潛變可能會發生在高於絕對溫度的所有溫度下，也因此潛變的程 度與熱激發能有關。故工作溫度越高，潛變現象變的更為重要。
2-7-2 潛變機構三階段
如潛變壽命曲線圖中 2-11，潛變通常可分為三個階段說明：
(1) 瞬間潛變(Primary creep):
潛變率隨著時間的增加而減少，這是因為應變硬化的產生導致於潛變率隨 著時間而遞減。
(2) 穩態潛變又稱次級潛變(Secondary creep):
潛變率的斜率為定值圖形上表示為線性，此階段通常是最長時間的潛變階 段，潛變率並不會隨著時間而產生變化，因為這個時期應變硬化與應變軟 化互相競爭達達成平衡。
(3) 第三潛變(Tertiary creep)：
在潛變最後一個階段，應變硬化已經無法抵擋應變軟化的發生，潛變率隨 著時間快速攀升，最後材料無法負荷產生斷裂。潛變發生變化時，從瞬間 潛變(Primary creep)至第二階段穩態潛變(Secondary creep)時，潛變速率會 有個最低點稱為最小潛變應變率(Minimun creep strain rate)，潛便到第三階 段時超合金的顯微組織則會發生不可逆的變化，然而在潛變的機制中，有 另 外 兩 種 機 制 分 別為 差 排 潛 變 (Dislocation creep) 與 擴 散 潛 變 (Diffusion creep)。通常在潛變的過程中，兩者都會同時進行，而其分別在於溫度高低 與拉力的大小。若溫度大於 0.9 倍的熔點，則其擴散潛變影響較大；若應 力較大，而溫度較低的情形下，差排潛變則較為明顯［18-20]。
2-7-3 潛變變形理論
上述兩種理論皆與應力程度及晶界滑移(grain boundary sliding)有關，為了調 節原子移動，晶界必定有相對的移動。在高應力時，差排潛變變的較重要。 是導源於差排核心擴散(Core diffusion)，當溫度高於 0.5Tm時爬升過程是受體 擴散(Buck diffusion)所控制。由於在所有潛變方程式中都有擴散項式出現，
如果這些項式由擴散關係式 D =D0exp-(Q/RT)所取代，即可獲得 Arrhenius 形式
潛變率，所以潛變變形與溫度有強烈的關係。超合金的潛變性能與顯微組織 筏狀(Rafting)的 γ'相，可以推動形成界面的差排網格(Dislocation network)[23] ， 竹筏狀的γ'相可以使差排聚集在橫向的 γ 和 γ'的基材通道，這是有利於高溫超 合金的行為之一，可以增加材料的潛變性能，而差排網格的形成則可以減輕γ 和γ'的錯配應變(Misfit strain)，如圖 2-16[24]所示各種差排網格[25]。
圖 2-1 常見於超合金的合金成分
圖 2-2 Stress rupture behavior of superalloys[３]
圖 2-3 單相合金之晶粒凝固後型態分佈圖[7]
圖 2-4 一次枝臂間距 λ1及二次枝臂間距λ2示意圖[8]
圖 2-5 (a)Crystal structure of γ (b)Crystal structure of γ'[9]
圖 2-6 Turbine blading in the (a)equiaxed (b) columnar (c) single-crystal forms.
(a) (b)
圖 2-7 Mar-M200 經傳統鑄造、單方向凝固及單晶鑄造的潛變壽命圖
圖 2-8 樹枝狀晶結構[16]
圖 2-9 等軸晶、柱狀晶與單晶潛變強度、抗熱疲勞強度及抗高溫腐蝕性比較
圖 2-10 等軸晶、柱狀晶與單晶超合金潛變強度比較
圖 2-11 潛變壽命曲線圖
圖 2-12 擴散潛變之圖解
圖 2-13 差排爬升：擴散允許差排繞過障礙物
圖 2-14 原子擴散差排爬升
圖 2-15 (a)低溫差排所需跨越能量(b)在高溫時熱能減少必須跨越障礙的能量
圖 2-16 不同種類的差排網格