麻時效鋼的物理冶金特性

麻時效鋼之冶金特性其主要包含兩個概念，為「麻田散鐵組 織 」 經 「 時 效 硬 化 」 後 所 得之 鋼 材 。 可 分 為 固 溶 處 理(Solution treatment)及時效硬化(Age-hardening)兩部分。

學者以兩個相圖來詮釋麻時效鋼的相變態。由 Fe-Ni 二元合金 平衡相圖(如圖 2-13)得知，當麻時效鋼之 Ni 含量為 18%時，相變態 溫度曲線約 600℃(1112℉)以上區域之合金均為 γ 相(Austenite)，隨溫 度降低至相變態溫度曲線 600℃以下區域時，則變態為 α＋γ(Ferrite

＋Austenite)之混合組織，此區域 α＋γ 相隨著麻時效鋼之 Ni 含量增、

減而依循著相變態溫度曲線增寬或縮小，同時相變態溫度曲線亦隨 著 Ni 含量少、多而由左至右呈現下降曲線。由於實際熱處理之升溫 與降溫過程中，合金極不易達成平衡狀態，而經由準安定相圖(如圖 2-3)來預測相變態實際狀態較具準確性[2]。

由圖 2-14 之 Fe-Ni 二元系統準安定相圖所示，麻時效鋼由沃斯 田鐵化溫度冷卻時之變態情形，未降至 Ms 溫度前沃斯田鐵仍維持未 變態，當降至Ms 溫度以下時開始變態為麻田散鐵。其變態顯示僅與 溫度有關，而與加熱或冷卻速率無關。甚至於厚斷面極慢冷卻時亦 可全部變態為麻田散鐵，而不因冷速或工件截面積大小而有異，因 此，麻時效鋼之硬化處理，並無一般淬火、回火型鋼料所遭遇的硬 化能問題。由準安定相圖顯示，麻時效鋼經固溶處理後之低碳麻田 散鐵必須施以相當高的溫度方能開始變態為沃斯田鐵(Austenite start temperature, As)。利用此一遲滯性，即 As 溫度與 Ms 溫度間，有相 當大的差距範圍，使得麻時效鋼能在麻田散鐵區域內，進行時效硬 化反應[2]。

一般麻時效鋼的Ms 溫度約為 200℃～300℃(390℉～570℉)，固 溶沃斯田鐵冷卻至室溫可完全變態為麻田散鐵。此麻田散鐵為低碳 體心立方結構（BCC；α 相）之板條狀麻田散鐵，為高密度之糾結差

圖2-13 Fe-Ni 二元系統平衡相圖[2]

圖 2-14 Fe-Ni 二元系統 Ms 及 As 相圖[2]

固溶處理後，施以 480℃恆溫 3 小時之時效熱處理，即可達到近 乎最高硬度(如圖 2-15)。值得注意的是，即使在 480℃經過相當長時 間(25 小時)的時效處理亦不會發生過時效的軟化現象[20]，這可能是

α α＋γ γ

γ' α'

Ms As

γ

α γ

α

因為析出粒子並未明顯粗化所致，如圖 2-16 所示[43]。麻時效鋼之 初期時效硬化速率很快，以 250 級而言 480℃保溫 3 分鐘，即可獲 得約 43 HRC 之硬度值[8]。但若時效溫度太低，則析出反應不完全 [45]；時效溫度太高，則因為析出顆粒過度粗大或發生沃斯田鐵逆變 態現象，使得強度皆低於480℃時效熱處理的效果[46-49]。

圖2-15 麻時效鋼各種時效溫度與時間下之硬度變化[2]

在 C-250 型麻時效鋼經過長時間時效後，逆變態沃斯田鐵 (Reversion austenite)將伴隨主要析出物 Ni₃Mo 之溶解而產生[49,50]，

溶解的 Ni₃Mo 與隨之形成的 Fe₂Mo 為穩定之析出物，而在麻田散鐵 基地導致局部富 Ni，由於 Ni 的顯微偏析將降低 As 及 Ms 溫度，而 有利於麻田散鐵在局部區域回復為沃斯田鐵，當Ni 濃度超過 20%時，

在隨後的空冷中，可生成穩定之沃斯田鐵，而不會變態為麻田散鐵 [49-51]。

K.V. Rajkumar 等[52]發現 C-250 級麻時效鋼經 480℃(900℉)時 效處理時，逆變態沃斯田鐵的數量隨時間增長而漸次增多，如圖2-17 所示，在時效40 小時以前呈現平坦的曲線，硬度則在初期即大幅提 升。然而，在時效 70 小時後已有 5%逆變態沃斯田鐵生成，而後逆 變態沃斯田鐵呈快速的成長，其硬度值亦隨著變態沃斯田鐵的快速 增加而相對降低。當時效時間持續至 100 小時，其所佔的體積已逹 32％。由此可見，逆變態沃斯田鐵的生成除了溫度是主要控制因子，

但過長的標準時效時間也是逆變態沃斯田鐵生成的次要控制因子。

由於強度隨著變態沃斯田鐵的增加而降低，因此，在一般工業應用 上應避免長時間操作環境處於標準時效以上的溫度。

圖2-17 C-250 逆變態沃斯田鐵與硬度隨著時效時間的變化量[52]

「逆變態沃斯田鐵」是麻時效鋼另一個重要的冶金特性。麻時效 鋼之麻田散鐵為一種準安定相（如圖 2-14），當室溫或較低溫（430℃

以下）時，會一直保持此種準安定相，或因時效反應形成析出物而達 到安定狀態。但是，若在較高溫的環境(480℃以上)，由於合金元素的 擴散速率增加到足以使系統移向平衡狀態之程度，為了達到平衡，其 擴散機構(α→α´+γ´)則由麻田散鐵（α）會逐漸分解成肥粒鐵（α´）及 沃斯田鐵相（γ´），如圖 2-13 所示，其中 α´含 Ni 較少為 BCC 相，而 γ´為含 Ni 較多的 FCC 相，此即為逆變態沃斯田鐵[49,53]。

由於 Ni 為沃斯田鐵的安定劑，此種 γ´相再度冷卻至室溫後，無 法完全變態為 α 相，這種時效硬化特性的現象即稱之為逆變態沃斯 田鐵。此沃斯田鐵不僅是麻時效鋼高溫或長時間時效軟化的原因之一 [46]，而且會降低應力腐蝕破裂抵抗性以及疲勞強度[54,55]。一般而 言，逆變態沃斯田鐵生成之時效溫度範圍約 540℃～815℃(1000℉～

1500℉)之間，最多之尖峰溫度約在 677℃（1250℉）[56]，如圖 2-18 所示。因此，固溶溫度必須高於兩相區(α+γ)，時效溫度不宜過高，

以避免逆變態沃斯田鐵的發生。

麻時效鋼強度隨著逆變態沃斯田鐵增加而下降，延性則大幅提 升。欲消除麻時效鋼中逆變態沃斯田鐵，只有將材料溫度加熱至沃 斯田鐵單相區內，再空冷至室溫。逆變態沃斯田鐵對材料品質有幾 個重要之影響[8]：

1. 逆變態沃斯田鐵強度低且不具析出硬化能力，會導致材料強度之降 低。

2. 逆變態沃斯田鐵的產生現象，限制麻時效鋼在 480℃以上的溫度，施 以製程退火或應力消除退火。

3. 麻時效鋼銲件經時效處理後，由於逆變態沃斯田鐵的生成，導致銲 道及部份熱影響區(過時效區)無法完全硬化。銲後若僅做一般的時效 熱處理，則該區域無法得到完全硬化狀態。

為避免逆變態沃斯田鐵產生而導致材料強度降低的現象，建議

圖2-18 時效溫度與逆變態沃斯田鐵回復量之關係曲線[56]