4-1 MAR-M200+Hf DS 試棒巨觀觀察
原材及經過 DS 鑄造後之試棒如國 4-1，取試棒上中下端來進行巨觀觀 察，上端距離固液界面 12cm，中間距離固液界面 8cm，下端距離固液界面 1cm 可發現原材上端的晶粒尺寸約為 1.55mm，中間晶粒尺寸約為 1.52mm，下端 晶粒尺寸約為 2.11mm 如圖 4-2，下拉速率 60mm/hr 上端及中端的晶粒尺寸約 為 5.59mm，下端的晶粒尺寸約為 3.29mm 如圖 4-3，而下拉速率 120mm/hr 上 端晶粒尺寸約為 4.12mm，中間晶粒尺寸約為 3.72mm，下端晶粒尺寸約 2.54mm 如圖 4-4，下拉速率 180mm/hr 上端晶粒尺寸約為 3.75mm，中間晶粒 尺寸約為 3.54mm，下端晶粒尺寸約 1.31mm 如圖 4-5，說明了下抽速度慢所
圖 4-1 MAR-M200+Hf 下拉速率 60mm/hr 巨觀照(縱切)
圖 4-2 MAR-M200+Hf 原材巨觀照(橫截面)
表 4-1 原材各位置晶粒尺寸
Position
上端 中端 下端
Grain size 1.55mm 1.52mm 2.11mm
圖 4-3 MAR-M200+Hf 下拉速率 60mm/hr 巨觀照(橫截面)
表 4-2 下拉速率 60mm/hr 各位置晶粒尺寸
Position
上端 中端 下端
Grain size 5.59mm 5.59mm 3.29mm
圖 4-4 MAR-M200+Hf 下拉速率 120mm/hr 巨觀照(橫截面)
表 4-3 下拉速率 120mm/hr 各位置晶粒尺寸
Position
上端 中端 下端
Grain size 4.12mm 3.72mm 2.54mm
圖 4-5 MAR-M200+Hf 下拉速率 180mm/hr 巨觀照(橫截面)
表 4-4 下拉速率 180mm/hr 各位置晶粒尺寸
Position
上端 中端 下端
Grain size 3.75mm 3.54mm 1.31mm
4-2 MAR-M200+Hf DS 試棒微觀觀察
先進鎳基超合金主要微組織以基地相 γ、析出強化相 γ'、碳化物及非平 衡共晶相γ/γ' (Non-equilibrium Eutectic γ/γ')等所組成。根據凝固過程參予反應 的性質有幾種可能性，超合金中最常見的 2 種分別為共晶相(eutectic)和包晶 變化(peritectic transformation)，共晶相是在單方相最終凝固過程產生微偏析 (Microsegregation)所形成。而包晶變化類似共晶反應，意思指在固定溫度下 狀成長從圓球狀正方體ogdoadically diced cubeoctodendrit樹突狀，如 圖 4-7 所示。圖 4-6(A)中多晶因鑄造時冷卻速率極快，γ'析出相形狀為不規則 形狀，尺寸呈現不均勻情況。而經過單方向凝固後，下拉速率 60mm/hr 試棒 因冷卻速度慢，其 γ'形狀慢慢成長為 dendrite 形狀，如圖 4-6(B)。下拉速率 120mm/hr 試棒可以發現部分 γ'形狀為 dendrite 形狀部份是 octodendrite 形狀，
如圖 4-6(C)。而下拉速率 180mm/hr 試棒因冷卻速率快，導致 γ'相快速成型，
形狀成長為 octodendrite 就停止成長，如圖 4-6(D)。
圖 4-8 為碳化物與共晶相 γ/γ'分佈狀況，圖 4-8(A)未經過單方向凝固的
不及成長所致，而單方向凝固製程因冷卻速度慢，MC 型碳化物的形狀較偏 向塊狀，細長的碳化物較少。而經過單方向凝固製程之試棒，皆可在晶界上 發現共晶相γ/γ'與 MC 型碳化物分佈在上面。
ㄧ般鎳基超合金中常見的碳化物有 MC、M6C 及 M23C6 等三種形式，根 據文獻上，脆性的 MC 碳化物分佈在晶界上會降低其機械性質，而延展性較 好的 M23C6或者共晶相γ/γ'出現在晶界上則會增加材料的延展性。由於 MAR-M200+Hf 碳含量較多，高達 43.43wt%成分如圖 4-9，因此主要目的要透過之 後的熱處理來控制碳化物、共晶相的數量或者γ'的大小形狀。
圖 4-6 γ´相 SEM 觀察(A)原材(B)下拉速率 60mm/hr(C)下拉速率 120mm/hr (D)下拉速率 180mm/hr
圖 4-7 γ'相經過連續冷卻後形狀之變化
圖 4-8 碳化物及 γ/γ'共晶相 SEM 觀察(A)原材(B)下拉速率 60mm/hr (C)下拉速率 120mm/hr(D)下拉速率 180mm/hr
ogdoadically diced cube octodendrite cube
sphere
dendrite
圖 4-9 MC 碳化物之 EDS 成分表(wt.%) 測結果，在主要枝晶間距方面（1）60mm/hr 約為 0.31 ㎜；（2）120mm/hr 約 為 0.21 ㎜；（3）180mm/hr 約為 0.14 ㎜。在二次枝晶間距方面（1）60mm/hr 約為 0.13 ㎜；（2）120mm/hr 約為 0.11 ㎜；（3）180mm/hr 約為 0.7 ㎜。
4-3 EBSD 晶粒成長方位分析
本研究利用 EBSD 方位鑑定原材及單方向凝固三種不同抽引速度下晶粒 成長的方向，是將四種分別為原材、下拉速率 60 mm/hr、下拉速率 120mm/hr 與下拉速率 180 mm/hr 抽引速度之試棒，各取其上端、中端及下端位置處橫 截面試片作分析，因為此處晶粒為經過競爭成長後，形成最穩定之柱狀晶，
且其柱晶較接近潛變試驗時試棒中段標距長度(Gauge length)之型態。
在柱狀晶粒成長方位之量測，EBSD 係以[001]垂直試片之優選方位定為 Z-axis 方向。圖 4-10 為原材上端之方向鑑定結果，從 Scanning 分析鑑定圖 中可發現上端因為存在著非常多不同的方向[116]、[113]、[356]、[013]，因為 原材為多晶(Polycrystalline)，所以很多方向未被競爭，就會間接影響其機械性 質，另外可以看到原材的中端及下端也是非常多的方向。圖 4-13 為下拉速率 60mm/hr 上端之方向鑑定結果，從 Scanning 分析鑑定圖中可發現上端只有少 量[014]，主要是由[116]方向所涵蓋面積較廣；到了中間段時，則是由大面積 的[001]優選方向所分佈，及有少部分的[104]、[116]偏析方向所組成，[116]與 [001]角度差 15 度，如圖 4-14 所示，到了下端為固液界面附近可以發現有非 常多的方向在競爭，以[125]方向分佈，如圖 4-15 所示。
而下拉速率 120mm/hr 上端部分從 Scanning 分析鑑定圖結果屬於[001]優 選方向及[116]各佔一半，如圖 4-16 所示；圖 4-17 為中間部分成長方向，還 是以[116]、[001]，此並沒有偏移情況產生，這表示經由本實驗所鑄造的單 方向凝固柱狀晶成長方位均與理論優選方位相去不遠。 再來是下拉速率 180mm/hr 上端部分從 Scanning 分析鑑定圖[016]及[116]各佔一半，並沒有出 現[001]優先方向，但是都非常接近，如圖 4-19，中端有三個方向[114]、[115]、
[116] ，這三個方向是一致的，所以並沒有偏析情況發生如圖 4-20，而原材及 三種速度下都有其他成長方向，是因為合金中各組成元素在結晶時分佈不均 勻，且可能為在成長過程中受到擠壓的橫向樹枝狀晶(Dendrite)。
原材 上端
A 區塊[116] B 區塊[113]
C 區塊[356] D 區塊[013]
圖 4-10 原材 EBSD 分析(上端)
原材 中端
A 區塊[025] B 區塊[134]
C 區塊[112] D 區塊[223]
E 區塊[335] F 區塊[216]
圖 4-11 原材 EBSD 分析(中端)
原材 下端
A 區塊[213] B 區塊[225]
C 區塊[315] D 區塊[445]
E 區塊[456] F 區塊[235]
圖 4-12 原材 EBSD 分析(下端)
下拉速率 60mm/hr 上端
A 區塊[116] B 區塊[014]
圖 4-13 下拉速率 60mm/hr EBSD 分析(上端)
下拉速率 60mm/hr 中端
A 區塊[001] B 區塊[016]
C 區塊[104]
圖 4-14 下拉速率 60mm/hr EBSD 分析(中端)
下拉速率 60mm/hr 下端
A 區塊[136] B 區塊[125]
C 區塊[103] D 區塊[114]
E 區塊[126]
圖 4-15 下拉速率 60mm/hr EBSD 分析(下端)
下拉速率 120mm/hr 上端
A 區塊[116] B 區塊[001]
圖 4-16 下拉速率 120mm/hr EBSD 分析(上端)
下拉速率 120mm/hr 中端
A 區塊[001] B 區塊[116]
圖 4-17 下拉速率 120mm/hr EBSD 分析(中端)
下拉速率 120mm/hr 下端
A 區塊[116] B 區塊[213]
C 區塊[116] D 區塊[216]
E 區塊[456]
圖 4-18 下拉速率 120mm/hr EBSD 分析(下端)
下拉速率 180mm/hr 上端
A 區塊[016] B 區塊[106]
圖 4-19 下拉速率 180mm/hr EBSD 分析(上端)
下拉速率 180mm/hr 中端
A 區塊[114] B 區塊[115]
C 區塊[116]
圖 4-20 下拉速率 180mm/hr EBSD 分析(中端)
下拉速率 180mm/hr 下端
A 區塊[016] B 區塊[012]
C 區塊[023] D 區塊[015]
圖 4-21 下拉速率 180mm/hr EBSD 分析(下端)
4-4 EPMA 成分散佈分析
將原材及經過不同速度之單方向凝鑄後之試片進行 EPMA 檢測元素是否 有偏析狀況，選用超合金的基本組成元素來分析，其分析結果不管是原材或 是三種下抽速度都並未有明顯的元素偏析現象，其碳化物上含著少量的 Ti、
Hf 和 W，從元素分佈上此為 MC 型碳化物，如圖 4-22、4-23、4-24、4-25 所 示，其他的元素 Cr、Co、Al、Ni 元素都均勻的分佈在晶粒中。
圖 4-22 原材 EPMA-Mapping 分析
圖 4-23 下拉速率 60 mm/hrEPMA-Mapping 分析
圖 4-24 下拉速率 120 mm/hr EPMA-Mapping 分析
圖 4-25 下拉速率 180 mm/hr EPMA-Mapping 分析
4-5 熱處理前後微組織觀察
在經過單方向鑄造後會形成兩種影響材料機械性質的行為，第一會形成 非均質分佈，第二會形成二次相(Secondary phase)在枝晶相中，以上兩種均 會對機械性質造成有害的影響。因此必需透過熱處理程序來獲得均勻且均質 的微觀組織，改善材料的機械性質。
固溶熱處理主要作用是將粗大化 γ'相及偏析的元素固溶回 γ 基底中，再 經由時效熱處理進行析出強化。由圖 4-26 比較可以發現到經由完整熱處理 (固溶+一次時效+二次時效)後的 γ'相粒徑較小且排列較整齊，而超合金若要 擁有良好的機械性質強度，主要因素為需要有整齊、大小一致及有序排列在 一起的 γ'強化相， 這樣才能有效的阻擋差排的滑移，而在試片碳化物及 γ/γ' 共晶相在超合金中也扮演了重要的部分，因為碳化物為比較堅硬的晶粒，當
差排移動至碳化物時會堆積於碳化物周邊，因此有一定的比例之碳化物能提 升超合金性質，而γ/γ'共晶相則可以提高超合金的延性。
圖 4-26 MAR-M200+Hf 經過熱處後 SEM 圖(A)原材 (B)下拉速率 60mm/hr(D)下拉速率 180mm/hr
4-6 潛變試驗
4-6-1 潛變數據分析
本研究潛變試驗參數依據文獻記載標準設定試驗溫度為 982℃、潛變應 力為 207MPa，屬於中高溫低應力的潛變條件，在此情況下潛變曲線第一階段 時間非常的短，因此在曲線圖中第一階段並不明顯。
文獻記載原材 MAR-M200+Hf 在 982℃/207MPa 下的潛變壽命(Creep rupture life)約為 35 小時。
本實驗是利用原材及 DS 下拉速率 60mm/hr、120mm/hr、180mm/hr 在相
同熱處理條件下，DS 對於潛變壽命之影響。從圖 4-27 可以發現原材潛變壽 潛變率 21.23%，因為下拉速率 180mm/hr 晶粒尺寸(Grain size)較小晶界(Grain boundary)數量相對的多，而在高溫時晶界會比較薄弱，因空孔在晶界擴散形 成空隙，差排也會沿晶界產生滑移，造成裂縫沿著晶界產生，減少潛變壽命。
根據引擎材料規範，MAR-M200+Hf 超合金在潛變測 982℃/207MPa 下，潛變 壽命需大於 25 小時、伸長率須大於 4%，本次潛變結果也高於規範標準，但 是用於引擎材料時潛變應變不能太大，潛變應變太大代表變形量大，造成引 擎運作時很快就會崩壞，最佳的結果希望潛變壽命能夠久一點，而潛變應變 落在一定範圍。如果從應用的觀點來看最適合做為飛機引擎的參數依序為下 拉速率 60mm＞下拉速率 120mm＞下拉速率 180mm＞原材。
圖 4-27 MAR-M200+Hf 高溫潛變曲線圖
4-6-2 潛變破裂面巨觀觀察
為了了解超合金的破斷原因及破斷型態，將經過 982℃/207MPa 高溫低 應力的破斷面，以 SEM 觀察其斷裂面，以判斷破斷的原因。
從圖 4-28、4-29 分別可以看到原材、下拉速率 60mm/hr、下拉速率 120mm/hr、下拉速率 180mm/hr 經過潛變拉斷後的巨觀觀察，發現破斷面皆呈 現蜂窩狀(dimple)組織，γ´析出相在潛變的過程中，受到長時間的高溫及施加 應力而造成變形，主要破裂帶有一些延性破裂的現象，斷裂面上可以發現破 碎狀的碳化物分佈在其中，而且裂縫會從這些碳化物表面開始慢慢形成，而 我們從圖可以判斷原材及三個不同下拉速率的試棒皆屬於延性破裂。
圖 4-28 982℃/207MPa 潛變破斷面觀察 (A)原材 50 倍及 500 倍 (B)下拉速率 60mm/hr 50 倍及 500 倍
圖 4-29 982℃/207MPa 潛變破斷面觀察(A)下拉速率 120mm/hr 50 倍及 500 倍 (B)下拉速率 180mm/hr 35 倍及 500 倍
4-6-3 潛變破裂面微組織觀察
γˊ相在經過潛變後會從一個立方形變成扁平片狀的形態，稱為竹筏狀 (Rafting)，任何鎳基超合金在高溫受到長時間的應力時，在潛變第一階段 γˊ相 會保持原始形狀，進入第二階段穩態潛變時，γ´相開始向垂直應力軸的兩邊變 形形成竹筏狀，此現象在潛變過程中是必定會產生的，當在高溫過程中施加 應力時，基材中竹筏狀的 γˊ相會變得更明顯，在進入潛變第三階段時 γ 基地 相和γ´析出相會形成這樣的形態去抵抗變形，從圖 4-30 發現原材的 γ´析出相 幾乎沒有變形，間接影響機械性質，所以在高溫下施加應力，內部擁有太多空 位，γ´析出相抵擋不住應力，就直接斷裂。
γˊ相在經過潛變後會從一個立方形變成扁平片狀的形態，稱為竹筏狀 (Rafting)，任何鎳基超合金在高溫受到長時間的應力時，在潛變第一階段 γˊ相 會保持原始形狀，進入第二階段穩態潛變時，γ´相開始向垂直應力軸的兩邊變 形形成竹筏狀，此現象在潛變過程中是必定會產生的，當在高溫過程中施加 應力時，基材中竹筏狀的 γˊ相會變得更明顯，在進入潛變第三階段時 γ 基地 相和γ´析出相會形成這樣的形態去抵抗變形，從圖 4-30 發現原材的 γ´析出相 幾乎沒有變形，間接影響機械性質，所以在高溫下施加應力，內部擁有太多空 位，γ´析出相抵擋不住應力，就直接斷裂。