熱處理對 FeCoNiCrCuC 0.1 高熵合金鑄件之影響

本研究對 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件施以 800~1000℃且保持不同時 間之熱處理，圖 4-4 為 800℃熱處理不同持溫時間後空冷之 SEM 照片，其 中 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件於 800℃熱處理 2 小時及 8 小時後，其樹 枝狀結構無明顯變化，而在富銅之樹枝間組織中，鑄造態之顆粒狀結構，

隨熱處理時間之增長，有逐漸球化之趨勢，且出現少許微小之顆粒物。

圖 4-5 為 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金鑄件施以 800℃不同時間熱處理 之顯微組織 SEM 照片，其中樹枝狀結構經 800℃熱處理後，無明顯變化，

而富銅樹枝間組織結構，由鑄造態之針狀及顆粒狀結構，隨熱處理時間增 長，顆粒狀結構逐漸消失，而針狀結構則逐漸增加，於 800℃熱處理 8 小時 後，僅留下針狀結構。

圖 4-6 為 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金鑄件於 800℃不同時間熱處理之顯 微組織 SEM 照片，其中，樹枝組織之板狀結構於 0.5 至 8 小時熱處理後，

無明顯之結構變化。

在硬度變化方面，FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件經 800℃熱處理 2 小時 後，其硬度由鑄造態硬度 Hv215 提升至 Hv258，硬度增加約 20%，類似高 溫析出硬化效應。而在 800℃熱處理超過 2 小時後，硬度則逐漸下降，應為 過時效所致，如圖 4-7 所示。當提高熱處理溫度至 900℃及 1000℃時，

FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件在 0.5 小時左右即可獲得最高硬度，於較長之 熱處理持溫時間下(2~8 小時)，其硬度則呈現下降趨勢。

比較 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件於不同溫度熱處理後之硬度變化則 可以發現，隨熱處理溫度之提升，高熵合金獲得析出硬化及過時效所需之 時間愈短。

圖 4-8 為不同熱處理溫度及時間之硬度變化，其中 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1 高熵合金鑄件經 800℃熱處理，隨處理時間之增長，硬度有上升之趨勢，於 熱處理 8 小時後，硬度由鑄造態之 Hv268 上升至 Hv280，硬度上升 4.5%，

且未有過時效而使硬度下降之趨勢。當熱處理溫度提高至 900℃時，在熱處 理 2 小時後，則可獲得與 800℃熱處理 8 小時相近之硬度，此後硬度隨熱處 理時間增長而逐漸下降。在 1000℃溫度下進行熱處理時，則在 0.5 小時即 獲得最高硬度，由此可知，FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金鑄件隨熱處理溫度 之提升，析出硬化所需之時間愈短。

圖 4-9 為 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金鑄件受不同熱處理溫度及時間作 用後空冷之高熵合金鑄件硬度變化圖，其中鑄件在 800℃鑄件短時間(0~2 小時)及較長時間(8 小時)進行熱處理其硬度值略為下降，類似一般鑄件退火 效應之變化，在 4 小時持溫後空冷可得到與原鑄件相近之硬度；而以 900

℃及 1000℃熱處理之試片，在較短之熱處理時間時，其硬度值亦下降，但 延長處理時間，其硬度則有上升之趨勢。

(a)鑄造態

(b)800℃-2h

(C)800℃-8h

圖 4-4 FeCoNiCrCuC0.1高熵合金母材 SEM 照片 (a)鑄造態(b)800℃-2h(C)800℃-8h

(a)鑄造態

(b)800℃-2h

(C)800℃-8h

圖 4-5 FeCoNiCrCuAl_0.5C0.1高熵合金母材 SEM 照片 (a)鑄造態(b)800℃-2h(C)800℃-8h

(a)鑄造態

(b)800℃-2h

(C)800℃-8h

圖 4-6 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金母材 SEM 照片 (a)鑄造態(b)800℃-2h(C)800℃-8h

100

280

比較不同 Al 含量之 FeCoNiCrCuAl_xC_0.1高熵合金鑄件在 800℃~1000℃

200

4.3 FeCoNiCrCuAl

C

高熵合金銲件研究

4.3.1 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件研究

本研究於 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件板材上進行無填料 TIG 銲接，

圖 4-11 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件經 TIG 銲接後之金相照片，其中圖 4-11 (a)為銲道金相組織，呈現細緻之樹枝狀結構，圖 4-11(b)則為母材距離 銲道熔線 1~2mm 左右之金相照片，圖 4-11(c)則為遠離銲道之母材金相照 片，比較圖 4-11(b)與圖 4-11(c)，二者同為細小之樹枝狀結構及球形偏析組 織所構成，顯示銲接熱影響對 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件之金相結構無 明顯影響。

圖 4-12 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件硬度分佈圖，其中銲道硬度介 於 Hv220~250 之間，於熔線附近開始下降，母材之硬度約在 Hv200 左右，

由此硬度分佈圖無法明顯判斷熱影響區之範圍，此點應為銲接過程中母材 受熱時間非常短暫，且由 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金鑄件熱處理研究中亦得 知其具有相當良好之高溫軟化抵抗能力，故受銲接熱影響無明顯硬度變 化。此外，由硬度分佈中可知其母材硬度在 Hv160~250 間變化，此乃其鑄 件組織主要由富高熔點元素之樹枝組織及富 Cu 之偏析組織所構成，兩種結 構之硬度值差異大所致。

(a)銲道

(b)熱影響區

(c)母材

圖 4-11 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件金相照片

0 100 200 300 400 500 600

0.5 1 1.5 2 2.5 3 3.5 4 4.5 5 5.5 6 6.5 7 7.5 8 8.5 9 9.5 10

量測點距銲道中心位置(mm)

硬度(Hv)

圖 4-12 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件硬度分佈圖

4.3.2.FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金銲件研究

本研究於 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金鑄件板材上進行無填料 TIG 銲 接，圖 4-13 為 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金鑄件經 TIG 銲接後之金相照片，

其中圖 4-13(c)為合金鑄件未受銲接熱影響之照片，由粗大之樹枝狀結構所 構成，圖 4-13(b)則為母材距離熔線 2mm 範圍內之照片，其金相組織與未受 銲接熱影響之區域相似。圖 4-13(a)為銲道金相照片，其組織呈現細緻之樹 枝狀組織。由此點可知，銲道組織較鑄造態之組織緻密，主要原因應為鑄 造態母材為模具中緩冷，而銲道之組織在銲接過程中，未熔化之母材可視 為巨大之吸熱體，凝固速度較為快速，故可得緻密之樹枝狀結構。

圖 4-14 為 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1高熵合金銲件硬度分佈圖，銲道硬度在 Hv250，熔線附近下降至 Hv210，熱影響區 Hv 介於 220~260 之間，母材硬 度 則 介 於 Hv280~330 之 間 ， 明 顯 高 於 銲 道 及 熱 影 響 區 。 由 此 可 知 FeCoNiCrCuAl_0.5C_0.1 高熵合金在銲接過程中，受銲接熱影響會有過時效產 生。

(a)銲道

(b)熱影響區

(c)母材

圖 4-13 FeCoNiCrCuAl_0.5C0.1高熵合金銲件金相照片

0 100 200 300 400 500

0.5 1 1.5 2 2.5 3 3.5 4 4.5 5 5.5 6 6.5 7 7.5 8 8.5 9 9.5 10

量測點距銲道中心位置(mm)

硬度(Hv)

圖 4-14 FeCoNiCrCuAl_0.5C0.1高熵合金銲件硬度分佈圖

4.3.3 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金銲件研究

本研究於 FeCoNiCrCuAlC_0.1 高熵合金鑄件板材上進行無填料 TIG 銲 接，圖 4-15 為 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金鑄件經 TIG 銲接後之金相照片，

其中圖 4-15(c)為合金鑄件未受銲接熱影響之照片，其由樹枝狀結構及樹枝 間偏析細針狀結構所組成，圖 4-15(b)則為母材距離熔線 2mm 範圍內之照 片，與圖 4-15(c)遠離銲道之金相結構相似。圖 4-15(a)則為銲道組織，可以 發現銲道組織較母材為細緻，其原因為銲道冷卻速度較鑄件為快，故銲道 組織緻密且與過去學者以真空熔煉後澆鑄於水冷銅模之鑄件結構相似。

［20］

FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金鑄件之硬度介於 Hv345-365 之間，經 TIG 無填料熔銲後之硬度分佈如圖 4-16 所示，其中銲道硬度較鑄件為高，介於 Hv525-545 之間，熔線附近硬度(Hv380-400)略高於鑄件母材，熔線後之母 材受銲接熱影響，硬度則略低於母材，硬度介於 Hv320-340 間，受銲接熱 影響之範圍為 3.5mm。

(a)銲道

(b)熱影響區

(c)母材

圖 4-15 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金銲件金相照片

0 100 200 300 400 500 600

0.5 1 1.5 2 2.5 3 3.5 4 4.5 5 5.5 6 6.5 7 7.5 8 8.5 9 9.5 10 量測點距銲道中心位置(mm)

硬度(Hv)

圖 4-16 FeCoNiCrCuAlC_0.1高熵合金銲件硬度分佈圖

4.4 熱處理對 FeCoNiCrCuAl

C

高熵合金銲件之影響

4.4.1 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件 (1)800℃熱處理

圖 4-17 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 800℃不同持溫時間之熱處 理硬度變化圖，其中於 0.5 小時熱處理後空冷，其銲道硬度約為 Hv250，與 未熱處理前硬度相近。當處理時間增長為 2 小時後，其銲道硬度有下降之 趨勢，應為過時效，銲道於凝固過程產生之熱應力逐漸降少所致，而母材 則無明顯變化；當熱處理時間增加至 4 小時後，銲道硬度則有上升現象，

類似高溫析出，而母材硬度仍無明顯變化，二者差異在於銲道凝固速度較 母材為快，故銲道基地之元素飽和濃度較高，因此在較短之熱處理時間後 空 冷 ， 即 可 獲 得 高 溫 析 出 強 化 效 果 。 於 800 ℃ 熱 處 理 8 小 時 後 ， FeCoNiCrCuC_0.1 高熵合金銲件之銲道與鑄造態母材硬度均介於 Hv260~300 之間，整體銲件硬度分佈呈現平穩，應為在長時間熱處理狀況下，除熱處 理 4 小時後之析出效應外，處理時間之增長，使高熵合金產生均質效果。

圖 4-18 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金母材經 800℃不同持溫時間熱處理 之金相照片，受不同時間熱處理並無明顯差異。而銲道區域中在 0.5 小時處 理後，樹枝組織間出現球狀組織，而此組織隨熱處理時間增加至 4 小時而 有增大之趨勢，而此組織在處理 8 小時後，則有固溶進入樹枝組織之現象，

比對其硬度變化，此球狀組織應為提升強化原因之一。

圖 4-19 為以 SEM 觀察 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件之銲道球狀組織 之照片，此球狀組織出現於銲道樹枝間組織中，其球狀組織與鑄造態之富 銅偏析組織極為類似，由圖 4-19(a)中可以觀察到此偏析組織中存在有顆粒 狀結構，隨熱處理時間增長此顆粒狀消失，此外，於 800℃熱處理 2 小時後，

樹枝組織基地中出現微細顆粒散佈，應為高溫析出所致，當熱處理時間延 長至 8 小時後，樹枝組織基地散佈之微細顆粒則有減少之趨勢。由金相觀 察及 SEM 觀察可以得知 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件之銲道硬度受到樹枝 組織基地微小析出物及樹枝間偏析組織之影響。

(2)900℃熱處理

圖 4-20 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 900℃熱處理硬度變化圖，

經 0.5 小時熱處理時，銲道硬度在 Hv220~260 之間，與母材硬度呈現平穩 變化。當熱處理 2 小時後，銲道硬度變化不大，而母材硬度則有局部位置 有上升現象，此點應為母材偏析組織產生析出現象所致。熱處理 4~8 小時，

母材硬度呈現平穩，此溫度區間可視為較為穩定之均質化或固溶化區間，

而在銲道則出現高溫析出強化現象，而使硬度有上升之趨勢。

圖 4-21 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 900℃不同持溫時間熱處理 之金相照片，其中，母材在金相觀察中無明顯變化，而在銲道部分則與 800

℃相同出現顆粒狀組織，在 0.5~4 小時間進行熱處理，其銲道顆粒狀組織無 明顯增大之現象，惟在 4 小時熱處理時，部分顆粒狀組織有球化之現象，

當熱處理時間增加至 8 小時後，則可明顯觀察到此顆粒狀組織有擴大之現 象，此外，亦可觀察到顆粒狀組織沿樹枝狀結構方向成長。

(3)1000℃熱處理

圖 4-22 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 1000℃熱處理硬度變化圖，

其中，經 0.5 小時熱處理時，銲道、熱影響區、母材硬度在 Hv190~260 之 間，三區之間沒有特別差異，有均質化之現象。經 2 小時熱處理後，整體 硬度分佈亦為穩定，僅在母材有局部硬度上升，為基地相及偏析組織受熱 處理後，有局部析出強化現象。經 4~8 小時熱處理，銲道則呈現析出強化 現象，此點與 900℃熱處理之現象相似。

圖 4-23 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 1000℃不同持溫時間熱處理 之金相照片，其中，母材組織在不同熱處理時間下，無明顯變化，而銲道

圖 4-23 為 FeCoNiCrCuC_0.1高熵合金銲件經 1000℃不同持溫時間熱處理 之金相照片，其中，母材組織在不同熱處理時間下，無明顯變化，而銲道