國 立 交 通 大 學
工學院精密與自動化工程學程
碩士論文
高溫固溶處理
對旋形麻時效鋼及 EBW 銲件之影響
Effect of high temperature solution treatment on
flow formed maraging steels and EBW weldments
研 究 生：顏俊宏
指導教授：周長彬 教授
高溫固溶處理對旋形麻時效鋼及 EBW 銲件之影響
Effect of high temperature solution treatment on
flow formed maraging steels and EBW weldments
研 究 生: 顏 俊 宏 Student : Chun-Hung Yen
指導教授: 周 長 彬 Advisor :Dr. Chang-Pin Chou
國 立 交 通 大 學
工學院精密與自動化工程學程
碩 士 論 文
A Thesis
Submitted to Degree Program of Automation and Precision Engineering College of Engineering
National Chiao Tung University in Partial Fulfillment of the Requirements
for the Degree of Master of Science
In
Automation and Precision Engineering January 2009
Hsinchu, Taiwan, Republic of China
高溫固溶處理對旋形麻時效鋼及 EBW 銲件之影響
學生：顏俊宏 指導教授：周長彬 博士 國立交通大學 工學院精密與自動化工程學程 碩士班 摘 要 高旋形加工量C-250 麻時效鋼電子束銲件經時效熱處理後，因銲道強 化元素徧析及晶界間生成多量的逆變態沃斯田鐵池，導致材料強度下降及 延伸率嚴重不足。先前學者研究藉由製程技術改善銲件延伸率不足，但仍 須施以高溫的均質化熱處理以消除逆變態沃斯田鐵池，卻導致材料偏脆化 的負面影響，限制了麻時效鋼在航太科技工業上的發展。為改善旋形麻時 效鋼銲後直接施以時效熱處理，材料延伸率偏低及銲道晶界間逆變態沃斯 田鐵生成之問題。本研究以58% 旋形加工 C-250 麻時效鋼及電子束銲接 後，除了施以標準時效熱處理外，特別規劃以不同前置「固溶」熱處理「溫 度」及「時間」製程進行研究與實驗，以獲得提升延伸率及消除逆變態沃 斯田鐵池之最佳化熱處理製程。 研究試驗顯示，為獲得較佳銲件延伸性及改善銲道晶界間逆變態沃斯 田鐵池，經過時效（510℃、540℃）及三分鐘固溶至均質化溫度（810℃～ 1150℃）不同熱處理後，以 940℃/3min/AC(Air cooling)再施以時效熱處理 效益為最佳，除銲件延伸率可滿足 AMS 6520D 規範規格外，並大幅提升 200%，且銲道晶界間逆變態沃斯田鐵開始減少及開始再結晶成板條狀麻田 散鐵組織。當施以1150℃/3min/AC 熱處理後，其結果與 AMS 6512 E 規範 標準具有相同的效益，已可完全消除銲道晶界間逆變態沃斯田鐵池，但銲 件有偏脆化之現象。 經研究結果，58% 旋形麻時效鋼電子束銲件經 940℃/3min/AC 後，再 施以標準時效熱處理，機械性質均可滿足AMS 6520D 規範值，大幅改善銲 後直接時效之材料延伸率不足及銲道逆變態沃斯田鐵生成等問題，此縮短 前置熱處理時間之有效製程將可提供後續工程應用上更多選擇。Effect of high temperature solution treatment on
flow formed maraging steels and EBW weldments
Student : Chun-Hung Yen Advisors : Dr.Chang-Pin Chou
Department of Automation and Precision Engineering College of Engineering
National Chiao Tung University
ABSTRACT
After electron-beam welding (EBW) and highly deformed tubing, the C-250 maraging steel suffer a severe lack of percentage elongation. Its weldment shows reversion austenite formed at the intergranular boundaries of the steel after 480℃ aging treatment. This reversion austenite has created an adverse effect on the mechanical properties. Homogenization treatment can dissolve the reversion austenite pools but enhance the brittleness of the weldment. The objective of this research is to study the effect on 58% flow-formed of maraging steel and EBW weldment by various heat treatments and to solve the problem of loss of ductility.
From the experimental results of material strength, the 480℃ aging treatment showed the best performance and can met AMS 6520D Standard Code for the maraging steel and EBW weldment that had received the flow forming amount of 58%. But the weldment suffers a severe lack of percentage elongation. In order to increase the ductility of the EBW weldment, several heat treatments were conducted, including over-aging treatment (510℃,540℃/6h/AC), solution and homogenization treatment (810℃～1150℃/3min/AC). Among these, the 940℃/3min/AC + 480℃/6h/AC treatment showed the best performance. The amount of reversion austenite at the intergranular boundaries of the weldment can be decreased and the reversion austenite can be transformed into lath
before aging, the EBW weldment of 58% flow-formed maraging steel can meet the requirement of AMS 6512E Standard.
This new technique of high temperature solution treatment can effectively solve the problem of lack of ductility of EBW weldment of C-250 flow formed maraging steel and can provide more choices of engineering applications.
致 謝
本論文得以順利完成，在此由衷感謝恩師 周長彬教授，於碩士求學期 間誨人不倦時時給予細心指導與教誨，使學生於專業知識、技能的提昇及 學習待人處世的道理，獲得最大的收穫，師恩浩瀚，謹致上最誠摯的感激。 在求學期間最感激中科院李衍榮博士細心指導，使學生在試片整備、 試驗、資料分析及論文撰寫皆有李衍榮博士全力教導，使本研究更加圓滿 成功；試驗期間感謝學弟黃偉銘及林美玲小姐在 SEM 拍攝上的指導與支 持，還有感謝天弓計畫主持人、副主持人及同仁全力支持及謝阿雪阿姨的 教誨，使學生在工作之餘仍可順利圓滿完成學業及本研究，感謝您們。 寒來暑往孜孜不倦，感謝同窗好友宗漢、有量、彗硯相互勉勵與知識 分享。最後感謝疼愛我的父母，學無止境、全力以赴是雙親給我的座右銘， 在多次挫折中給予無窮的鼓舞，一直鼓勵我的弟弟俊毅、妹妹靜瑜、妹婿 俊博，使我無後顧之憂，全心全意的完成學業。謹以此論文獻給所有關心、 愛護及幫助我的人。目 錄
中文摘要... i 英文摘要...ii 致 謝 ... iv 目 錄 ... v 表 目 錄 ...viii 圖 目 錄 ... ix 符 號 ...xiii ㄧ、緒 論 ... 1 1.1 簡介... 1 1.2 研究動機與目的... 1 二、文獻回顧... 3 2.1 Fe-Ni麻時效鋼 ... 3 2.1.1 麻時效鋼的發展... 3 2.1.2 麻時效鋼合金元素的作用... 5 2.1.3 麻時效鋼的冶金特性... 11 2.1.4 麻時效鋼加工特性... 14 2.2 旋形加工... 14 2.2.1 旋形加工介紹... 14 2.2.2 材料流旋形性... 16 2.3 熱處理對麻時效鋼影響... 17 2.4 電子束銲接... 19 2.4.1 電子束銲接簡介... 19 2.4.2 電子束銲接的工作原理... 21 2.4.3 銲接真空環境的影響... 24 2.4.4 電子束銲接特性... 26 2.5 銲接之影響... 28 2.5.1 銲接冶金... 28 2.5.2 銲接對麻時效鋼之影響... 32 三、實驗方法與程序... 34 3.1 實驗目的及流程... 34 3.2 實驗試片之規格及準備... 353.3 熱處理試驗及設備... 36 3.3.1 時效熱處理... 38 3.3.2 固溶熱處理... 39 3.4 電子束銲接試驗及設備... 40 3.5 拉伸試驗及設備... 41 3.6 微硬度測量及設備... 41 3.7 金相試片準備... 42 四、結果與討論... 43 4.1 試驗材料化學成份分析... 43 4.2 C-250 試驗胚管微硬度量測與顯微組織觀察... 43 4.2.1 58% 旋形C-250 試件微硬度量測與顯微組織觀察 ... 44 4.2.2 本節結論... 45 4.3 時效熱處理對旋形C-250 試件之機械性質與顯微組織的影響 .... 46 4.3.1 試驗目的與流程... 46 4.3.2 微硬度量測與顯微組織觀察... 47 4.3.3 機械性質測試結果與分析... 52 4.3.4 拉伸破斷面觀察與分析... 55 4.3.5 本節結論... 62 4.4 後熱處理對旋形C-250 試件之機械性質與顯微組織的影響 ... 63 4.4.1 試驗目的與流程... 63 4.4.2 微硬度量測與顯微組織觀察... 64 4.4.3 機械性質測試結果與分析... 67 4.4.4 拉伸破斷面觀察與分析... 69 4.4.5 本節結論... 72 4.5 時效熱處理對旋形C-250 EBW銲件之機械性質與顯微組織的影響... 73 4.5.1 試驗目的與流程... 73 4.5.2 微硬度量測與顯微組織觀察... 74 4.5.3 機械性質測試結果與分析... 82 4.5.4 拉伸破斷面觀察與分析... 84 4.5.5 本節結論... 88 4.6 後熱處理對旋形C-250 EBW銲件之機械性質與顯微組織的影響... 89
4.6.2 微硬度量測與顯微組織觀察... 90 4.6.3 機械性質測試結果與分析... 104 4.6.4 拉伸破斷面觀察與分析... 106 4.6.5 本節結論... 111 五、結論... 112 5.1 旋形試件之熱處理性質... 112 5.2 旋形銲件之熱處理... 113 5.3 未來研究與發展方向之建議... 114 六、參考文獻... 115
表 目 錄
表2-1 麻時效鋼合金組成化學成份表 ... 5 表2-2 工作艙真空度分類及特性比較表 ... 25 表3-1 旋形C-250 麻時效鋼試片時效/固溶熱處理規劃表 ... 37 表3-2 旋形C-250 麻時效鋼EBW試片時效/固溶熱處理規劃表 ... 38 表4-1 本試驗使用C-250 化學成份 ... 43 表4-2 旋形C-250 經不同時間之時效 480℃熱處理微硬度量測值 ... 47 表4-3 旋形C-250 經不同溫度之時效 6 小時熱處理微硬度量測值 ... 47 表4-4 旋形C-250 經不同時效強化熱處理之機械性質 ... 52 表4-5 後熱處理對旋形C-250 微硬度量測結果 ... 64 表4-6 旋形C-250 經不同熱處理之機械性質 ... 67 表4-7 旋形C-250 EBW銲件經不同時效強化熱處理之機械性質 ... 82 表4-8 旋形C-250 EBW銲件經不同後熱處理之機械性質 ... 104圖 目 錄
圖2-1 麻時效鋼與超高強度鋼之強度及破裂韌性比較 ... 3 圖2-2 溫度對 18Ni麻時效鋼機械性質之影響 ... 4 圖2-3 鐵-鎳二元系統準安定（Metastable）相圖 ... 6 圖2-4 Co與Mo的含量對麻時效鋼硬度之影響 ... 7 圖2-5 鈦含量對麻時效鋼（C-300）降伏強度之影響 ... 8 圖2-6 鈦、鈷及鉬總含量對麻時效鋼（C-300）降伏強度之影響 ... 8 圖2-7 鋁含量對麻時效鋼（C-250）衝擊韌性性質之影響 ... 9 圖2-8 矽和錳含量對麻時效鋼（C-250）衝擊韌性性質之影響 ... 10 圖2-9 碳含量對麻時效鋼（C-250）機械性質之影響 ... 10 圖2-10 鐵-鎳二元系統平衡相圖 ... 11 圖2-11 麻時效鋼各種時效溫度與時間下之微硬度變化 ... 12 圖2-12 時效溫度與逆變態沃斯田鐵回復量之關係圖 ... 13 圖2-13 順、逆流旋形加工示意圖 ... 15 圖2-14 最大壁厚減縮率之測定方式示意圖 ... 17 圖2-15 固溶溫度對C-250 麻時效鋼機械性質之影響 ... 17 圖2-16 析出粒子之粒度隨時效溫度變化 ... 18 圖2-17 板條狀及變形麻時效鋼麻田散鐵之逆變態組織再結晶示意圖 .... 19 圖2-18 能束功率密度與應用 ... 20 圖2-19 電子束能量轉換示意圖 ... 21 圖2-20 EBW設備示意圖... 22 圖2-21 電子鎗構造剖面圖 ... 22 圖2-22 鑰孔現象產生示意圖 ... 23 圖2-23 EBW機構圖... 23 圖2-24 銲接方法之功率密度分佈圖 ... 24 圖2-25 銲接艙真空壓力對銲道形狀和熔深之影響 ... 25 圖2-26 電子束銲接與TIG銲接其銲道比較... 26 圖2-27 銲道形狀之比較 ... 27 圖2-28 銲件之不同區域分佈 ... 28 圖2-29 銲接時之溫度變化情形 ... 29圖2-30 析出硬化型合金銲接後基材熱影響區微觀顯微組織圖 ... 30 圖2-31 熔融線上的液化裂縫示意圖 ... 31 圖2-32 麻時效鋼銲件銲道及熱影響區示意圖 ... 33 圖3-1 C-250 麻時效鋼機械性質實驗流程 ... 34 圖3-2 管件下料配置圖 ... 35 圖3-3 標準拉伸試片尺寸圖 ... 36 圖3-4 麻時效鋼之基本熱處理程序(一)... 39 圖3-5 麻時效鋼熱處理程序(二)... 40 圖3-6 金相觀察及微硬度試片 ... 42 圖4-1 C-250 經固溶處理之金相圖 ... 43 圖4-2 C-250 旋形管件與母材之微硬度分佈 ... 44 圖4-3 C-250 旋形後（58%）金相圖 ... 45 圖4-4 時效熱處理對旋形C-250 麻時效鋼影響之試驗流程 ... 46 圖4-5 旋形C-250 經不同時間之時效熱處理微硬度分佈值 ... 47 圖4-6 旋形C-250 經不同溫度之時效熱處理微硬度分佈值 ... 48 圖4-7 旋形C-250 經不同時效熱處理後，微硬度分佈值 ... 49 圖4-8 旋形C-250 經不同時間之時效熱處理之金相圖 ... 50 圖4-9 旋形C-250 經不同溫度之時效熱處理之金相圖 ... 51 圖4-10 旋形C-250 經不同時間之時效熱處理之機械性質比較 ... 53 圖4-11 旋形C-250 經不同溫度之時效熱處理之機械性質比較 ... 54 圖4-12 旋形C-250 拉伸試片破斷圖 ... 55 圖4-13 旋形C-250 經 480℃/1h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 56 圖4-14 旋形C-250 經 480℃/3h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 57 圖4-15 旋形C-250 經 480℃/6h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 58 圖4-16 旋形C-250 經 450℃/6h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 59 圖4-17 旋形C-250 經 510℃/6h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 60 圖4-18 旋形C-250 經 540℃/6h/AC時效熱處理之拉伸試片破斷圖 ... 61 圖4-19 後熱處理對旋形C-250 麻時效鋼影響之試驗流程 ... 63 圖4-20 旋形C-250 經不同熱處理之微硬度分佈值 ... 64 圖4-21 旋形C-250 試件經不同熱處理之顯微結構金相圖 ... 66 圖4-22 不同熱處理對旋形C-250 機械性質的影響 ... 68
圖4-24 旋形C-250 over-solution ×3 + aging拉伸試片破斷圖 ... 70 圖4-25 旋形C-250 over-solution ×6 + aging拉伸試片破斷圖 ... 71 圖4-26 時效熱處理對旋形C-250 麻時效鋼EBW銲件影響之試驗流程 .... 73 圖4-27 旋形C-250 麻時效鋼電子束銲件微硬度分佈值 ... 74 圖4-28 C-250 之EBW銲件相關位置與相圖的溫度關係示意圖 ... 75 圖4-29 旋形C-250 電子束銲件經不同時效熱處理之微硬度分佈值 ... 76 圖4-30 旋形麻時效鋼電子束銲件之金相圖 ... 78 圖4-31 旋形麻時效鋼電子束銲件經 480℃/6h/AC時效熱處理之金相圖 . 79 圖4-32 旋形麻時效鋼電子束銲件經 510℃/6h/AC時效熱處理之金相圖 . 80 圖4-33 旋形麻時效鋼電子束銲件經 540℃/6h/AC時效熱處理之金相圖 . 81 圖4-34 旋形C-250 EBW銲件經不同時效熱處理之機械性質比較 ... 83 圖4-35 旋形C-250 EBW銲件拉伸試片破斷圖 ... 84 圖4-36 旋形C-250 EBW銲件+ 480℃/6h/AC拉伸試片破斷圖 ... 85 圖4-37 旋形C-250 EBW銲件+ 510℃/6h/AC拉伸試片破斷圖 ... 86 圖4-38 旋形C-250 EBW銲件+ 540℃/6h/AC拉伸試片破斷圖 ... 87 圖4-39 後熱處理對旋形C-250 麻時效鋼EBW銲件影響之試驗流程 ... 89 圖4-40 旋形C-250 麻時效鋼EBW銲件經不同時間固溶及均質化溫度熱 處理微硬度值分佈圖... 90 圖4-41 旋形C-250 麻時效鋼EBW銲件經不同熱處理微硬度值分佈圖 .... 91 圖4-42 旋形麻時效鋼電子束銲件經 810℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 95 圖4-43 旋形麻時效鋼電子束銲件經 810℃/1h/AC + 480℃/6h/AC熱處理 之金相圖... 96 圖4-44 旋形麻時效鋼電子束銲件經 850℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 97 圖4-45 旋形麻時效鋼電子束銲件經 880℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 98 圖4-46 旋形麻時效鋼電子束銲件經 910℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 99 圖4-47 旋形麻時效鋼電子束銲件經 940℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 100
圖4-48 旋形麻時效鋼電子束銲件經 970℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 101 圖4-49 旋形麻時效鋼電子束銲件經 1150℃/3min/AC + 480℃/6h/AC熱 處理之金相圖... 102 圖4-50 旋形麻時效鋼電子束銲件經 1150℃/1h/AC + 480℃/6h/AC熱處 理之金相圖... 103
圖4-51 旋形C-250 EBW銲件經 810℃/3min/AC + 480℃/6h/AC拉伸試片
破斷圖... 106
圖4-52 旋形C-250 EBW銲件經 810℃/1h/AC + 480℃/6h/AC拉伸試片破
斷圖... 107
圖4-53 旋形C-250 EBW銲件經 940℃/3min/AC + 480℃/6h/AC拉伸試片
破斷圖... 108
圖4-54 旋形C-250 EBW銲件經 1150℃/3min/AC + 480℃/6h/AC拉伸試
片破斷圖... 109
圖4-55 旋形C-250 EBW銲件經 1150℃/1h/AC + 480℃/6h/AC拉伸試片
符 號
FCC ：面心立方晶 BCC ：體心立方晶 γ ：沃斯田鐵 γ’ ：逆變態沃斯田鐵 α ：麻田散鐵 α’ ：肥粒鐵 EBW ：電子束銲接 TIG ：氬銲 HAZ ：熱影響區 t ：壁厚 AC ：空冷 WM ：銲道ㄧ、緒 論
1.1 簡介
隨著人類無止盡的探索及航太科技的日新月異，如何使飛行器在 有限能量下飛得更高、行得更遠，成為各國研究的重點。20 世紀 60 年代初期，美國國際鎳公司（ International Nickel Co.）Decker 等人發
現在Fe-Ni 麻田散鐵合金中加入 Co、Mo 元素可使硬化效果大幅提升， 並藉由調整 Co、Mo、Ti 強化元素含量比例，可分成 200、250、300 及350 等級強度之麻時效鋼（Maraging steel）[1,2]。 以 Co、Mo 為主要強化元素之麻時效鋼經固溶退火（Solution annealing）處理後，為質軟的「板條狀麻田散鐵」組織（Lath martensite structural），並以時效熱處理，使低碳麻田散鐵基地內析出金屬間化合 物來強化材料的機械性質，具有高強度、高韌性，銲接性良好、簡易 熱處理且同時具有良好的冷作成形性，因此，廣泛的應用在航空及原 子能工業等領域，如飛機起落架、火箭發動機等。
1.2 研究動機與目的
由於新一代航空器均朝向重量輕、速度快的發展趨勢。傳統的發 動機燃燒室材料 SAE 4130/4340 等鉻鉬合金鋼及製造技術已不符合 此需求。因此，各國積極致力於超高強度鋼的研究，藉以滿足此發展 趨勢。 然而，先前研究顯示[3,4,5]，高強度的麻時效鋼經（79%）高旋 形（Flow forming）加工及電子束銲接（Electron beam welding, EBW） 製程，再施以時效熱處理後，銲道因強化元素偏析（Segregation）作用導致析出強化不完全，及銲道內有變態沃斯田鐵池（Reversion
austenite pools）生成，以致銲道強度降低及延伸率嚴重不足[3,4]。因
此，學者 Y.Arata 的研究及建議，可利用更高溫的均質化熱處理以消
影響[3,4,6,7] ，嚴重限制麻時效鋼在航太工業上的發展。
因此，為了改善高旋形加工量麻時效鋼經電子束銲接後，材料延 伸率不足及消除銲道內逆變態沃斯田鐵池，並避免因高溫導致材料偏
脆化之問題。本試驗研究內容分為兩大部分：（1）麻時效鋼施以 58%
壁厚縮減率之旋形加工量，其後除了施以標準時效熱處理外，並規劃
以不同循環次數之短時間「固溶熱處理」（Over solution heat treatment）
製程進行研究與實驗分析，以獲得延伸率最佳化之熱處理製程；（2） 旋形麻時效鋼銲件，特別規劃以不同前置「固溶」熱處理「溫度」及 「時間」製程進行研究與實驗，期能藉由短時間固溶熱處理，消除銲 道內逆變態沃斯田鐵池且避免晶粒粗大化，導致材料偏脆化。提供日 後研究與使用者在強度及延伸率選用時製程組合之參考依循，以提升 麻時效鋼對航太工業發展的貢獻。
二、文獻回顧
2.1 Fe-Ni 麻時效鋼
2.1.1 麻時效鋼的發展
麻時效鋼是一種經固溶處理後為低碳（或無碳）鐵鎳麻田散鐵為
基 體 ， 再 經 400℃ ～ 550℃ 時 效 溫 度 能 均 勻 析 出 金 屬 間 化 合 物
（Intermetallic compound），如：Ni3Mo、Ni3Ti…等，使得差排難以移
動而強化的超高強度鋼，其強度及韌性比一般傳統高強度鋼更好（如 圖 2-1 所示[2,6-11]），且固溶狀態下具有優異的成形及銲接性、熱處 理工藝簡單及穩定性良好，因此常被廣泛的應用航空及飛彈武器上。 依據Floreen[2]表示此種材料在 400℃長時間環境下操作，其抗拉 及降伏強度仍可維持約室溫之80 % 的能力，斷面縮減率及延伸率與 室溫值相當，具有良好的高溫機械性質[8]，如圖 2-2 所示。 圖 2-1 麻時效鋼與超高強度鋼之強度及破裂韌性比較[2]
具有優異機械性質的麻時效鋼，是20 世紀 60 年代初由國際鎳公 司首先發現出來的[9]。該公司 Decker 等人發現，在 Fe-Ni 麻田散鐵合
金中同時加入Co、Mo 可使麻時效鋼時效強化效果大大增加，並透過
調整Co、Mo、Ti 含量得到降伏強度在 200～350Ksi 的 18Ni（200）、
18Ni（250）、18Ni（300）的 18Ni 系麻時效鋼[1]，且首先將 18Ni（200）
和 18Ni（250）應用於火箭發動機殼體[12]，立即引起各國材料工作 者的高度重視。而 18Ni（350）、18Ni（400)及 18Ni（500）由於韌性 太低且生產工藝過於複雜，沒有得到實際應用，表 2-1 為典型麻時效 鋼合金組成化學成分表。 80 年代時，戰略元素 Co 資源短缺、價格上漲，促使各國材料工 作者研製無鈷麻時效鋼加以代替，國際鎳公司與 Vasco 公司合作，發 展了 T 系列無鈷麻時效鋼，其成分特點是完全去掉 Co，降低 Mo 的 量，增加 Ti 含量，藉由調整 Ti 含量發展不同級數之無鈷麻時效鋼（前 端 T 表示為 Ti 強化鋼），其性能相當於含鈷 18Ni 麻時效鋼，且大幅 降低了生產成本。 表2-1 麻時效鋼合金組成化學成份表（wt.%）[13] Item Ni Co Mo Ti Al Cr Si Mn C S P Fe 18Ni(200) 18 8.5 3.3 0.2 0.11 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem 18Ni(250) 18 8.5 5.0 0.4 0.10 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem 18Ni(300) 18 9.0 5.0 0.7 0.10 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem 18Ni(350) 18 12.5 4.2 1.6 0.10 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem 18Ni(cast) 17 10.0 4.6 0.3 0.10 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem 2.1.2 麻時效鋼合金元素的作用 麻時效鋼的合金元素主要有三類，一類是形成析出硬化相的強化 元素，如 Mo、Ti 等；一類是平衡組織可以控制或不出現肥粒鐵，如 Ni、Co、Mn 等；一類是與抗腐蝕性有關的元素，如 Cr 等。其各種添 加元素對其機械性質及熱處理等特性說明如下[14-21]：
1. Ni：Ni 的多寡影響麻田散鐵起始溫度（Maraging start，Ms），每 增加1wt.% Ni 會使 Ms 降低約 40℉（如圖 2-3 所示）。Ni 是沃斯 田鐵穩定元素（Austenite stabilizer），易形成沃斯田鐵組織，當時 效析出過程中首先發生Ni 偏析，由於 Ni 偏析導致富鎳區出現逆 變態沃斯田鐵（Reverted austenite）相，此現象為麻時效鋼高溫或 長時間時效軟化原因之ㄧ。由於材料的韌性取決於塑性變形時差 排滑移的難易度。Ni 能使材料差排滑移易發生，提高鋼的韌性， 因此，Ni 的多寡將影響材料強度、延性及韌性[6,17,21]。 圖 2-3 鐵-鎳二元系統準安定（Metastable）相圖[2] 2. Co：Co為麻時效鋼強化主要合金元素之ㄧ。Co固溶於基體中，不 會 形 成 金 屬 間 析 出 物[2,22] ， 但 可 使 基 地 形 成 短 程 序 化 （Shortrange ordering），而有硬化效果。其作用在減少Mo在麻田 散鐵中的溶解度，使更多Mo參與時效反應，促使含鉬金屬化合物
（Ni3Mo、Fe2Mo）的析出，提高材料強度。其Co與Mo對麻時效
鋼的硬度影響，隨含量增加成線性上升，如圖2-4 所示[9]。Co可
更為細小且均勻分佈，減少析出相粒子間距。另外，Co可以提高 麻田散鐵Ms溫度（約 1wt.%的鈷提高 10℉），保證固溶冷卻後完 全轉換為麻田散鐵組織，這是其他元素所無法取代的。 圖 2-4 Co與Mo的含量對麻時效鋼硬度之影響[9] 3. Mo：對麻時效鋼而言，Mo對強度和韌性皆是有利的。在時效初 期易在板條狀的麻田散鐵晶粒內析出含鉬的析出物（如：Ni3Mo） 而達到強化的效果。另一作用，Mo的存在，也可以阻止析出相延 沃斯田鐵晶界析出，避免了延晶斷裂的產生，提高斷裂韌性，使 在強化同時仍保持鋼的韌性[2]。Mo為裂縫抑制劑，可抑制裂縫成 長速率。但過量的Mo（超過 10%）如同過量的Ni一樣，也會生成 逆變態沃斯田鐵。在無鈷的麻時效鋼中，當其含量超過3%時，每 添加1%的鉬，強度將會增加 56MPa[23]。 4. Ti：無論在含鈷或無鈷的麻時效鋼中，Ti為強化強度的元素之ㄧ， 主要是在麻田散鐵內析出Ni3Ti而達到強化的效果，每增加 1wt.% 的Ti，可使降伏強度提升 100ksi（如圖 2-5 所示）[24]。也可降低 麻田散鐵轉換溫度範圍，減少沃斯田鐵的形成。但是Ti含量也不 可過高，易在900℃～1100℃長時間保溫下形成一層TiC薄膜。因 此，必須避免長時間退火於此溫度區間而導致脆性[2]。
圖2-5 鈦含量對麻時效鋼（C-300）降伏強度之影響[24] 有學者以其主要強化強度合金元素歸類出一方程式（1）來推估 麻時效鋼之降伏強度，試驗結果顯示在材料長軸（Longitudinal）的 誤差值較為另一軸向小，如圖2-6 所示[3,4,24]。 降伏強度(ksi)=15.1＋9.1(%Co)＋28.3(%Mo)＋80.1(%Ti) (1) 圖2-6 鈦、鈷及鉬總含量對麻時效鋼（C-300）降伏強度之影響[24]
5. Cr：在Fe-Cr-Ni中，Cr是促進沃斯田鐵相形成的重要元素之ㄧ， 因此，在無鈷麻時效鋼中，Cr可以代替部份的Ni[23]。在文獻記 載中，要得到良好的韌性及獲得最佳強度，17～21%（Ni＋Cr） 的比例是最佳的，可以減少Ni3Ti析出，引起基體因為Ni的析出造 成韌性的損失。而且Cr也可降低Ms點，對韌性也是有極大之幫助。 6. Al：鋁通常是作為脫氧劑而加入至鋼中，一般而言，在 0.05～ 0.15wt.%即已足夠，含量越多，則衝擊韌性越好，如圖 2-7 所示。 但添加至0.2wt.%，雖會有強化的效果，但將導致韌性大幅降低。 圖 2-7 鋁含量對麻時效鋼（C-250）衝擊韌性性質之影響 7. Si 和 Mn：在麻時效鋼中，Mn 被認為是雜質元素，其含量受到嚴 格控制（≦0.1%）。不過，由於在 Fe-Mn 系合金中，可以在較寬 的冷卻速度範圍內形成板條狀或塊狀的麻田散鐵組織，對強度提 升上也是有所貢獻。在 18% Ni 麻時效鋼中，Mn 可部份取代 Ni 和Co。1%的 Mn 可以取代 3%的 Ni，但若太缺乏 Ni 元素將使合 金韌性下降，故其取代的量不能超過6%[25,26]。文獻中表示，Si ＋Mn 含量超過 0.25wt.%，將降低麻時效鋼之韌性，如圖 2-8 所示。
圖 2-8 矽和錳含量對麻時效鋼（C-250）衝擊韌性性質之影響 8. C、N 及 O：在麻時效鋼中為插入型雜質，因此含量越低越好， 否則會因晶格變形，導致材料變脆。碳之含量在0.03wt.%以下時， 對麻時效鋼沒有強化作用。但當含量超過0.05wt.%以上時，則易 形成 TiC，而減少 Ti 與 Mo 的析出，導致強度降低，如圖 2-9 所 示。且碳對Ms 的影響最為顯著，約增加 1% C，鋼的 Ms 點降低 330℃[27]。 圖 2-9 碳含量對麻時效鋼（C-250）機械性質之影響 9. S：對麻時效鋼而言為有害雜質，其含量需控制在 0.01wt.%以內， 越少越好，此元素對強度及韌性均有不好的影響[2,10]。
2.1.3 麻時效鋼的冶金特性 麻時效鋼是「麻田散鐵顯微組織」經「時效硬化（Aging hardening）」 後所得之高強度鋼材。可分為固溶熱處理及時效硬化兩部份。由於含 碳量低，故形成之麻田散鐵顯微組織和一般傳統鋼形成的麻田散鐵顯 微組織比較具有較好之延展性及韌性。且根據學者[2]表示，Fe-Ni 合 金之相變態屬於非擴散反應（Diffusionless type），其相變態只與溫度 有 關 與 溫 變 率 無 關 。 換 言 之 ， 冷 卻 溫 度 只 要 降 至 麻 田 散 鐵 溫 度 （Martensite start temperature，Ms）以下，無論材料截面積大小皆會 產生麻田散鐵組織相變態。也因如此，麻時效鋼並沒有一般淬火、回 火型鋼料而遭遇的硬化能問題。 麻時效鋼相變態可用圖 2-10 之 Fe-Ni 平衡圖來解釋之[2]。比如 18% Ni 之麻時效鋼，在溫度約 600℃（1112℉）以上區域之合金均為 γ 相（Austenite），當溫度冷卻至600℃以下，則變態成 α＋γ 之混合組 織。且隨著Ni 的含量不同，其 As、Ms 及兩變態溫度間的區域範圍也 隨之改變。如圖2-10 所示，當 Ni 的含量越多，兩溫度間的區域越寬， 且變態的溫度曲線也隨之下降。但實際熱處理過程中，合金不易達成 平衡狀態，而經由準安定（Metastable）相圖（如圖 2-3）來預測實際 狀況的相變態也較為準確[2]。 γ α＋γ α 圖2-10 鐵-鎳二元系統平衡相圖[2]
麻時效鋼經固溶處理可將析出物完全溶於沃斯田鐵基體中，利用 遲滯現象（Hysteresis），即沃斯田鐵溫度（As）與麻田散鐵溫度（Ms） 有極大的差距，使得麻時效鋼可在麻田散鐵區域內，進行時效硬化反 應[2]。此時麻田散鐵組織為低碳體心立方結構（BCC；α 相）之板條 狀組織。由於晶格幾無畸變（Distortion），因此，具質軟而富強韌性 及良好延展性[3,4,5,13,28]。 固溶處理後，如圖 2-11 所示，施以 480℃恆溫三小時之時效熱處 理，即可達到近乎最高硬度。以 C-250 麻時效鋼為例，480℃保溫 3 分鐘，即可獲得43 HRC 之微硬度值[3]。有關麻時效鋼之強化機構， 主要係由於麻田散鐵基地內析出極細金屬間化合物，導致阻礙差排移 動而強化，此種機構即為時效熱處理硬化效應[2,6]。 圖 2-11 麻時效鋼各種時效溫度與時間下之微硬度變化[2] Fe-Ni 平衡圖（圖 2-3）可知，當麻時效鋼於室溫或較低溫（430℃） 以下時，會一直保持著此種準安定相，或因時效反應形成析出物而達 到安定狀態。但是當過時效後（480℃以上），由於析出物型態的改變，
使得Ni、Mo、Ti 等元素在前沃斯田鐵晶界（Prior γ grain boundary）
和板條狀麻田散鐵邊界（Martensite lath boundary）偏析，降低此區域 As 和 Ms。在平衡過程中，麻田散鐵（α）會逐漸變成肥粒鐵（α’）及 沃斯田鐵相（γ’），其中 α’含鎳少，而 γ’含鎳多，加上鎳為沃斯田鐵 穩定元素（Austenite stabilizer），所以當合金再冷卻至室溫後，γ’相無
austenite）[2,20]，為麻時效鋼一重要的冶金特性，此特性對麻時效鋼 強度及延性皆有極大的影響。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，其中在 677℃ （1250℉）生成最多[29]，如圖 2-12 之時效溫度與沃斯田鐵回復量之 關係曲線圖所示。 圖2-12 時效溫度與逆變態沃斯田鐵回復量之關係圖[29] 因此，欲消除麻時效鋼中逆變態沃斯田鐵，只有將溫度加熱至沃 斯田鐵單相區，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[3,4,30]： 1. 逆變態沃斯田鐵強度低且不具析出強化能力，會導致材料強度降 低。 2. 逆變態沃斯田鐵的產生現象，限制麻時效鋼在 480℃以上之溫度 實施，以製程退火或應力消除退火。 3. 根據李君的研究[30]，麻時效鋼銲接時，由於合金成份的偏析， 會使逆變態沃斯田鐵生成的溫度降低，在熱影響區會有軟化的現 象。導致在正常的時效熱處理程序（480℃/6h/AC）也有逆變態沃 斯田鐵產生，使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，建議限 制麻時效鋼在 480℃以上溫度實施製程退火或應力消除。然為顧及 EBW 後之殘留應力，而必須執行應力消除時，則必須評估其對基材 機械性質之影響程度[3,4,5]。 2.1.4 麻時效鋼加工特性 ㄧ般鋼材，韌性隨著淬火硬化之提高而下降，然麻時效鋼屬於金 屬間化合物之析出硬化型材料，具高強度及高延展性。麻時效鋼之含 碳量低，在固溶狀態下很軟，因此，加工性非常好，容易加工，利用 其良好的特性，加工到所需形狀，然後再施以時效熱處理，使材料硬 化。且加工硬化指數為0.02～0.03 與普通鋼相比低一個等級，因此， 加工過程不需退火即可進行80% 以上的加工量。
2.2 旋形加工
2.2.1 旋形加工介紹 傳統車削加工製造長形薄管時，常因壁厚太薄，會有加工變形、 加工後尺寸精度難掌握、加工工時長，不易達到量產及降低成本的需 求等問題，因此，於製造長形薄管時，為易達到所要求的壁厚、內徑 公差及直度要求，常以流旋形（Flow forming）加工方式。 旋形加工係運用前人經驗所發展的一種無屑塑形成型技術，非常 適合製造長且薄的高強度無縫管件，又稱為管旋形（Tube spinning） [31-36]。此法當材料受旋壓之力起形變，而形成能夠產生高精度及高 強度之管體工件，尤其可對胚盂材料先行熱處理強化後，再加旋製， 如此之冷作效果可再提高其既有之強度，而且生產速度快，胚料重量 省，故對各種武器系統之管體，如飛彈及火箭之發動機外殼之製作， 為最優良生產技術與方法之ㄧ。 旋形加工依其流旋滾輪運動與工件材料流動方向之不同，區分為順流旋形（Forward flow forming）與逆流旋形兩種（Backward flow forming），如圖 2-13 所示。當滾輪運動方式與工件金屬流動方向相同 者為順流旋形；反之，滾輪轉動方向若與工件金屬流動方向相反者， 則稱為逆流旋形。 (a) 順流旋形加工 (b) 逆流旋形加工 圖 2-13 順、逆流旋形加工示意圖[33]
綜合上述旋形加工技術具有以下幾點特色： 1. 節省材料，與一般傳統切削加工不同，利用材料因塑變性質依 體積不變定律而成形，無屑料發生。 2. 節省工時，生產速率方面，旋形加工非車削加工所能企及。 3. 可提高產品材料強度，經旋形加工之產品，由於加工硬化之作 用，加工後之產品其硬度可些微提升。 4. 產品品質精良，旋形加工之工件，能達到品質均ㄧ，精度高之 要求。 2.2.2 材料流旋形性 旋形加工材料的加工性係以胚盂之最大壁厚減縮率（
ε
max）表示， 及材料進行旋形加工時在材料發生失敗前最可能達到的壁厚減縮率 [3]，其壁厚減縮率（Reduction rate）ε
t定義為[34-36]： εt =(t0-tf)/t0 ×100% (2) t0：胚盂管壁厚 tf：試件成品壁厚 通常，ε
t最大值（ε
max）即定義為該金屬材料之流旋形性，其值 越大，代表流旋形性越佳，越適合於旋形加工。設旋形瞬間滾輪下的 工件壁厚為t
i，則（t
f-t
i）值可定義為壁厚材料之回彈值。一般稱材料 之旋形性優良，係指其壁厚減縮率大，表示可由很厚之胚盂，經過多 ㄧ道次或多道次旋形，而不需中間製程退火，即可旋製非常薄的管 件。最大壁厚減縮率之測定方式，如圖2-14 所示。圖 2-14 最大壁厚減縮率之測定方式示意圖[35,36]
2.3 熱處理對麻時效鋼影響
麻時效鋼之熱處理程序比其他鋼料之熱處理單純，大致分為固溶 退火（Solution annearing）及時效（Aging）熱處理兩種方式。 固溶處理其目的在確保析出物能完全溶入沃斯田鐵基地中。圖 2-15 說明，不同固溶溫度下經 900℉（480℃）時效熱處理，經實驗結 果得出固溶溫度在 816℃（1500℉）的硬度及斷面減縮率皆是最佳的 [11]。且經過固溶處理之麻時效鋼具延展性、加工及成形性均優異 [38,39]。時效熱處理，利用了麻時效鋼遲滯現象，使麻田散鐵在沃斯田鐵 回復前大量再加熱時效，提高強度及硬度。時效硬化主要原因是由於 金屬間化合物於低碳板條麻田散鐵中析出所致。
1921 年學者認為析出強化的機構的超顯微散播粒子之微硬細粒
子有「契梢效能」（Keying effect），將成塑性變形時之「滑動干涉（Slip
interference）」使材料強化[37]。圖 2-16 看出，析出硬化型合金經固溶 處理後施以析出處理時，其時效溫度越低則析出粒徑越小，析出粒徑 越小，對於差排滑動將產生阻礙的效應，而使塑性變形不被發生，達 到強化之效果。 圖 2-16 析出粒子之粒度隨時效溫度變化[37] ㄧ般而言，影響時效反應最重要的因素是時間和溫度。而溫度的 效應通常大於時間的效應，如圖2-11 所示。當用 480℃的時效溫度， 在短暫的時間內即可明顯看出硬度明顯提升之效果。但時效熱處理時 間增長，似乎對硬度增加並沒有明顯的改善，甚至增至一百小時，由 圖2-11 中可發現硬度並沒有多少的提升。 由上述麻時效鋼的強化機械性質的熱處理方式，其目的：（1）使 合金元素充分的溶解於基體中，以便時效熱處理可得到應有強度；（2） 獲得比較細小的晶粒及顯微組織；（3）得到較均勻及擴散的析出相。 依據文獻表示，麻時效鋼經 750℃～800℃溫度保溫兩分鐘退火，顯微 組織已由麻田散鐵轉變為沃斯田鐵相，並無再結晶現象發生；麻時效
鋼經 930℃兩分鐘熱處理後，發生再結晶現象，於沃斯田鐵晶粒及晶 界上生成細小晶粒。圖2-17 所示[41]，若麻時效鋼為板條狀麻田散鐵 組織，再結晶晶核首先在沃斯田鐵晶界上形成；變形板條狀麻田散鐵 組織，於晶內及晶界上同時形核，可獲得更佳細化的晶粒組織，但卻 容易造成混晶現象。因此，學者提出利用 γ α 反覆循環相變化熱處 理道次，利用麻田散鐵組織再加熱至沃斯田鐵時發生冷作硬化再結晶 特性，經相同時效，即可獲得較佳機械強度[41,42]。 圖2-17 板條狀及變形麻時效鋼麻田散鐵之逆變態組織再結晶示意圖[41]
2.4 電子束銲接
2.4.1 電子束銲接簡介電子束銲接（Electron beam welding，EBW）[43-48]係利用金屬 熱電子放射方式所產生的高壓、高能量電子束為能束（Energy beam） 熱源，以進行金屬熔接的一種銲接技術。其所聚焦之能束功率可高達
108w/mm2。在銲接上，所需能束功率密度約104 w～108 w/mm2，如圖
性質，使輸入工件內之熱量減到最低，且銲縫極為細窄，具有使銲接 變形量小，銲道強度大，產品品質優異等特性。其品質是傳統加工方 法所無法達到的，因而此技術最適於高品質之零件加工，如航太、核 能、火箭等零件製造。 圖 2-18 能束功率密度與應用[49] 朔至本世紀初，人們已熟知自由電子能在真空管內放射與運動， 而所謂的電磁透鏡也能像光學透鏡般地把此等自由電子集聚成束而 聚焦，此即近代科學及精密科技藉以發展之電子顯微鏡的基本原理， 也是電子束銲槍的作用原理。以電子束加工材料之觀念是 1950 年德 國科學家 Dr. Steigerwald 在紅寶石上試鑽細孔得來的，當時核能工業 的發展促使人們對高熔點金屬（W、Mo、Ta、Nb）及稀貴金屬需求 的增加，且這些材料在銲接時對大氣環境中的氧、氮、氫等氣體具有 很強的親和力，極易形成化合物，影響其性能，加上當時真空技術已 經發展至相當的水準，且真空可以提供更為純淨的環境。因此，在上 個世紀初就已經知道在真空中被加速的電子撞擊作為熱源來熔化金 屬，皆是促使電子束銲接發展的重要原因[48]。 1957 年 J. A. Stohr 在巴黎的核子燃料元件會議上發表論文，說明 原子爐燃料棒的外殼用電子束銲接的效果最好，此後引起歐美各國以 及日本對電子束銲接技術的研究發展。1960 年工業用途之第一部電子 束銲接機問世。時至今日 EBW 在實驗室及工業廠地上已有數千台遍 佈在世界各地被廣泛的運用。
2.4.2 電子束銲接的工作原理 電子束銲接是利用在真空中被靜電場聚焦並加速的電子束，撞擊 待銲工件連接處，將電子束的能量施加於工件，熔化材料實現銲接的 過程，電子束銲接時的能量傳遞是以無任何化學屬性的電子束做為載 體，以接近光速速度穿過真空空間直接作用於材料，當電子撞擊到材 料表面時，電子將首先穿透電子穿透層，此時電子動能損失很小，又 有極小部分能量耗損於二次電子發射、X 射線或被彈性散射電子帶 走，如圖2-19，當電子進入進入材料內部後，其動能首先移轉到晶格 電子上，然後晶格電子再傳送震動能量到全部晶格，晶格振盪振幅因 此而增加，此時材料皆達到非常高的溫度，使材料瞬間熔化和蒸發， 實現銲接。 圖 2-19 電子束能量轉換示意圖[48] 電子束銲接設備（如圖 2-20 所示）包含真空艙、電子鎗（如圖 2-21 所示）、真空建立系統、高壓裝置、光學視窗系統或掃描機構、 工作台及控制系統等。電子束銲接設備係在一個 10-4torr 的高真空環 境中，利用電子鎗將電子經由鎢（W）或鉭（Ta）的陰極（Cathod）、 柵極（Grid）、陽極（Anode）間電場加速至 0.8 倍光速的高速電子流， 藉磁透鏡（Magnetic lens）瞄準、聚焦而集中成一股射束做為銲接加 熱的熱源。聚焦線圈下又有電磁偏向線圈（Magnetic deflection coil）， 用以控制電子束偏離原垂直路徑或產生高頻擺動。當電子束之能量撞
擊至工件表面時，會引起局部的金屬汽化瞬間穿透工件，形成一個熔 融金屬包圍的金屬蒸汽孔（Vapor hole），稱為鑰孔（Key hole），如圖 2-22 所示。藉著移動電子鎗或工件讓此鑰孔延著銲道移動，在前端的 金 屬 受 熱 而 熔 解 ， 且 向 後 流 動 ， 流 至 後 端 則 逐 漸 凝 固 成 銲 道 [46,50,51,52,53]，如圖 2-23 所示。 圖 2-20 EBW設備示意圖[46] 圖 2-21 電子鎗構造剖面圖[53]
圖 2-22 鑰孔現象產生示意圖[3,4,5]
電子束銲接其重要的參數有加速電壓（Accelerating voltage，
AV）、射束電流（Beam current，BC）、銲接速度（Travel speed，TS）、
射束焦距（Beam focus，BF）、銲槍至工件表面的工作距離（Gun-to- work distance，GTW）等。電子束在工件表面所形成射束斑點（Beam spot）的大小是由 AV、BC、BF 及 GTW 所決定。AV 或 BC 增加，則 EB 穿透深度及銲道寬度會增加，然 AV 對穿透深度影響較大，而 BC 對銲道寬度較具貢獻；射束功率與AV、BC 的乘積有關。 可見，提高加速電壓比增加束流能更有效的提高功率密度。電子 束銲接之輸出功率密度是目前使用銲接設備中最高的，如圖 2-24 所 示。 圖 2-24 銲接方法之功率密度分佈圖[51] 2.4.3 銲接真空環境的影響 真空度環境也是影響電子束銲接品質的重要參數。在低真空環境 中，電子束會因為繞射作用而產生不良的影響。首先，電子束的聚焦 變得困難，以至於撞擊在工件上的能量密度減小，降低銲接的穿透 力；其次電子透鏡的焦距會顯著的降低而使得電子鎗至工件物的工作
距離變短，而影響銲接的穿透力及品質。如圖2-25 所示，其銲道形狀 隨真空度之升高而越形狹長，深寬比值亦越大[53]。 圖 2-25 銲接艙真空壓力對銲道形狀和熔深之影響[53] 目前工業上應用的電子束銲接設備，其電子鎗大都維持在低於 5x10-4torr 的真空環境內，依工作艙的真空環境可概分為高真空、低真 空及非真空三等級，其特性如表2-2 中說明。 表 2-2 工作艙真空度分類及特性比較表[47] 真空別 高真空 (10-1～10-4torr) 低真空 (1.33～10-1torr) 非真空 特 性 z 可適於特殊合 金之銲接，如 Ti 或 Ti 合金。 z 在大工作距 離，仍保有極狹 窄精密之銲道。 z 較長之抽真空 時間。 z 適於鋼鋁合金 之銲接。 z 當工作距離加 大時，銲道稍 寬。 z 抽真空時間較 短。 z 受到工作距離之 限制，最大兼具 為30mm。 z 深寬比值約 3： 1。 z 需要高壓電子 鎗。
2.4.4 電子束銲接特性 電子束銲接的優異特性遠勝其他銲接方法[3,4,47,52,53]： 1. 電子束的能量密度可達 107～109 W/mm2，遠比大功率氣弧銲 高 2 ～4 個等級，且因在真空加工熔接，受空氣污染程度至最低，有最 佳的銲接品質。 2. 利用電子束施以高壓（25～200KV）加速運動（0.3～0.7 倍光速） 及電子束特殊的能量轉換方式具有很高的能量轉換效率，產生極 高之動能撞擊工件轉換成熱能，靠著母材本身熔接，增加了銲接 效益（每分鐘數十米）。
3. 輸入工件內之總熱量低，銲道及熱影響區（Heat affected zone， HAZ）窄，擁有極佳的深寬比，EBW 與 TIG 銲接之銲道及熱影響 區比較，如圖2-26 所示。因銲接殘留應力小，工件收縮變形小， 非常適合精密製造。 圖2-26 電子束銲接與TIG銲接其銲道比較[53] 4. 其工作環境大都在 10-3～10-4torr 之間，比一般工作環境來的純淨， 對熔化金屬有淨化之作用，而不會帶來任何汙染，且電子束本身 是沒有任何化學性質的，銲接時不需要加任何填料，避免了熱源 和填充材料帶來的汙染。 5. 穿透力強，銲道深而寬，與 TIG 及 Plasma 比較具有極佳的深寬比， 如圖2-27 所示。可以在很寬的範圍內調節輸送到工件上的熱量， 非常適合複雜工件之銲接。
圖2-27 銲道形狀之比較[3] 6. 銲接速度快，可達 100 mm/s，而且不需要填料，助熔劑或保護氣 體，銲接品質良好，且生產力高。 7. 可對異種金屬進行銲接，通常凡屬相同結晶構造且原子半徑大小 相差在13 %以內者，均具有相互熔銲之可行性。
2.5 銲接之影響
2.5.1 銲接冶金 銲接過程中，工件受高熱作用形成熔融狀態，隨著時間冷卻而凝 固而成銲道。靠近銲道附近之基材因受高熱影響產生冶金組織之變化 及明顯的機械性質改變，學者為與未受到熱影響，或即便曾受到高 溫，但仍保持原來組織之基材有所區別，稱此區域為熱影響區（Heat affect zone，HAZ）。工件銲接受高熱影響之不同區域分佈，如圖 2-28 所示[46]。 圖 2-28 銲件之不同區域分佈[46]由於，銲接時之溫度隨離銲道越遠，其熱傳導所達到之尖峰溫度 （Peak temperature）越低，如圖 2-29 所示，圖中曲線分佈及形狀可知 距銲道越遠，要達到尖峰溫度的時間越長，且冷卻速率亦較慢[46]。
因此，藉由熱循環尖端溫度及相圖對應出來，實際之析出硬化型 合金銲後組織結構變化，即可判斷 HAZ 內之組織包含溶解區、固溶 區及過時效區等。以圖2-30 解釋析出硬化型合金銲接後基材熱影響區 顯微組織變化：（a）為銲道各距離點之尖端溫度變化；（b）圖為銲接 時 HAZ 顯微組織變化情況。由圖中可知該合金已完成析出硬化後再 加以銲接，此時，HAZ 最外側則已有析出晶粒（θ）粗化現象，且內 側之固-液共存區中之晶界位置已開始有產生液化之趨勢；（C）圖則 說明了過時效（Over aging）現象，於 HAZ 最外側之 θ 相開始粗化， 導致機械強度變差[46]。
析出硬化型合金於銲接期間 HAZ 變化狀況頗為複雜。基材在時 效熱處理過後執行銲接作業時，最靠近基材區域為未受熱影響區、其 次 為 過 時 效 區 、 部 份 固 溶 區 、 固 溶 區 及 部 分 熔 化 區 。 說 明 如 下 [28,29,52,54,55,56,57]： 1. 未受熱影響區（Unaffected zone） 此區並非完全與基材之性質相同，只是受熱影響不大，且組織 結構亦均未改變。 2. 過時效區（Overaged zone） 析出之第二相受溫度影響而成長，導致晶粒粗化現象，成為機械 性質強度最差的區域。
3. 部份固溶區（Partial solution zone）
此時溫度約使部分析出之第二相因基地相溶解度增大而熔解，且 第二相有巨集粗化的現象。
4. 固溶區（Solution zone）
尖端溫度已提升至第二相晶粒完全溶入基地相中。冷卻後可得再 退火的組織。
5. 部分熔化區（Partial melted zone）
此區為 HAZ 中尖端溫度最高者，於相圖中為液-固共存區。因晶
界最易先液化，形成晶界之液化薄膜，此低熔點的薄膜，除降低
強度外，尚在此區內造成殘留應力的主因，如圖2-31 所示。同時，
2.5.2 銲接對麻時效鋼之影響 低碳的麻時效鋼的銲接性比一般高強度之合金鋼來的優異。由於 含碳量低的麻時效鋼於銲接過程中，因含碳量低，易形成富有延展性 之低碳麻田散鐵銲道組織，也不需經預熱或保溫即可獲得無裂痕之銲 件。且麻時效鋼經過二次真空熔鍊（Vacuum melting），使不純物硫、 矽、碳…等易造成熱裂元素含量降低，擁有良好的抗熱裂性。 圖 2-32 為麻時效鋼銲接後各部份組織之示意圖，銲道類似鑄造之 麻田散鐵及沃斯田鐵組織，熱影響區分為：因固溶退火而生成粗麻田 散鐵區；易生成逆變態沃斯田鐵暗蝕區（Dark etching band）；離銲道 最遠的局部硬化區[2]。 1. 銲道組織 麻時效鋼在時效熱處理後，不會產生逆變態沃斯田鐵相，而必 須在較高的時效溫度才會發生。然而，銲件經直接時效熱處理後， 銲道組織因鎳、鉬及鈦合金的元素偏析，會使逆變態沃斯田鐵生成 的溫度降低[5]，導致在標準時效溫度（480℃）即產生逆變態沃斯田 鐵相[16,30]。由於沃斯田鐵池大量奪取強化元素，導致銲道析出不 完全，強度因此而降低[6,30]。根據學者研究顯示[7]，時效前先做固 溶處理，沃斯田鐵會完全消失，但再經時效熱處理，沃斯田鐵池再 度出現。因此，Y.Arata 建議銲件若於時效前先行均質化處理，雖能 使偏析現象改善，但卻造成晶粒粗化，使銲件脆化[3,4,6,7]。 2. 熱影響區組織 熱影響區組織可分為：粗晶區、亮蝕區及暗蝕區。其中暗蝕區 係由於銲接時受溫度影響，此區域所產生析出物析出之作用，以致 該區域在金相試片浸蝕時易受到腐蝕，因凹陷處無反射光線而呈現 黑色[3,4]。主要的組織為麻田散鐵組織以及細微分散的逆變態沃斯 田鐵組織。其暗蝕帶的寬窄取決於輸入熱量之高低及停留之時間。
圖 2-32 麻時效鋼銲件銲道及熱影響區示意圖[31] 依據學者[58]研究所示，旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件，施以 標準時效熱處理（480℃/6h/AC）後，在 300℃～500℃之溫度環境中， 拉伸強度仍可滿足AMS 6520D 規範，顯示 C-250 麻時效鋼銲件於高 溫時仍保有優異的機械性質。
三、實驗方法與程序
3.1 實驗目的及流程
本試驗規劃以 58% 旋形麻時效鋼及電子束銲接
後施以不同熱 處理之組合製程，以探討對機械性質及顯微組織結構之影響。期能改 善麻時效鋼銲件經時效熱處理後，延伸率不足及銲道逆變態沃斯田鐵 池生成之問題。 本試驗主要研究內容包括： 1. 麻時效鋼管件經 58% 旋形壁厚縮減量。 2. 58% 旋形加工後直接施以電子束銲接。 3. 58% 旋形麻時效鋼經不足時效、時效及過時效熱處理後，其機械 性質及顯微組織之影響。 4. 58% 旋形麻時效鋼經不同循環次數短時間前置固溶熱處理後，其 機械性質及顯微組織之影響。 5. 58% 旋形麻時效鋼電子束銲件經時效及過時效熱處理後，其機械 性質及顯微組織之影響，藉由過時效熱處理以提升銲件延伸率。 6. 58% 旋形麻時效鋼電子束銲件經三分鐘不同固溶熱處理溫度後， 其機械性質及顯微組織之影響，並與標準熱處理做比較，期能找出 最適化之熱處理製程。 本試驗流程，如圖3-1 所示。 C-250 Tube Solution 815℃/1h/AC Machined Forward flow forming(58%) EBWUnder-aging:450℃/6h/AC;480℃/5 min, 15 min, 30 min, 1 h, 3 h/AC Aging:480℃/6h/AC
Over aging: 510℃, 540℃, 570℃, 600℃/6h/AC
Solution:810℃/1h/AC;850℃,880℃,910℃,940℃,970℃/3min/AC Homogenization:1150℃/6h/AC Aging Homogenization Micro-hardness Tensile test OM SEM Solution 圖 3-1 C-250 麻時效鋼機械性質實驗流程
3.2 實驗試片之規格及準備
本試驗所使用材料為 C-250 麻時效鋼胚管，依 AMS 6512C 規範
獲得（經兩道真空冶煉- VIM/VAR），為確認材料的實際組合成份與比
例，以掃描式電子顯微鏡（Scanning electron microscopy，SEM）附屬
之能量色散X 光譜儀（Energy dispersive x-ray spectrometry，EDS） 及
測碳儀進行成份分析。 試驗採用之試片經由固溶熱處理後車製成厚度4 mm 之胚管，經 順流旋形加工使壁厚由 4 mm 縮減成 1.7 mm，並置於 1.3×10-2 Pa (1×10-4 Torr)真空櫃中施以電子束銲接（熱輸入量為 49 J/mm）。為避免 試件受溫度影響，拉伸試片均以利用水刀及線切割，依 ASTM E370 規範製作整備，如圖3-2 及圖 3-3 所示。 （a）C-250 旋形管尺寸示意圖 （b）拉伸試片下料示意圖 圖3-2 管件下料配置圖：（a）C-250 旋形管；（b）拉伸試片
Unit:mm （a）旋形試片尺寸圖 Unit:mm （b）旋形電子束銲接試片尺寸圖 圖3-3 標準拉伸試片尺寸圖：（a）旋形試片；（b）旋形電子束銲接試片
3.3 熱處理試驗及設備
熱處理試驗設備為 BCC 之 Pit type 高溫爐或 Lindberg（Bluen） 之發熱爐（Furnace heat treating electric，max：1500℃）。經旋形加工
之C-250 麻時效鋼含碳量極低（<0.03 %），且碳含量對麻時效鋼是有
害之元素。因此，為確保熱處理過程中維持合金元素的原有含量比 例，故熱處理時必需注意高溫下的滲碳現象。而於熱處理前先將爐體
升溫至1000℃，並空燒 4 小時，以完全燃燒爐體內的殘留積碳。 本試驗熱處理主要分為均質化及時效熱處理兩大程序，已固溶處 理之C-250 試件，雖經旋形後會產生冷加工硬化的效應，但仍必須再 經時效熱處理方能發揮麻時效鋼優良之機械性質，同時規劃以不完全 時效（Under-aging）、過時效（Over-aging）及前置固溶熱處理溫度及 時間進行驗證，探討對旋形C-250 麻時效鋼及銲件機械性質的影響， 如表3-1、表 3-2 所示。 表3-1 旋形 C-250 麻時效鋼試片時效/固溶熱處理規劃表 熱處理道次 數量 試片編號 Solution(815℃/1h/AC)→forming(58%)→ 拉伸 觀察 備 註 SF 同上 6 3 FA1 時效480℃/1 小時/空冷 6 3 FA3 時效480℃/3 小時/空冷 6 3 FA6 時效480℃/6 小時/空冷 6 3 FA450 時效450℃/6 小時/空冷 6 3 FA510 時效510℃/6 小時/空冷 6 3 FA540 時效540℃/6 小時/空冷 6 3 S1A6 固溶940℃/3 分鐘/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 S3A6 固溶940℃/3 分鐘/空冷*3→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 S6A6 固溶940℃/3 分鐘/空冷*6→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 註：1.時效溫度 480℃/6h/AC。 2.固溶溫度為 810℃/1h/AC。 3.試驗以 940℃/3min/AC 做為固溶基數(循環次數 1、3、6)。 4.另規劃 480℃/5,15,30 min/AC 及 570℃,600℃/6 h/AC 微硬度及觀察試片。
表3-2 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲接試片時效/固溶熱處理規劃表 熱處理道次 數量 試片編號 Solution(815℃/1h/AC)→forming(58%)→EBW 拉伸 觀察 備 註 FE 同上 6 3 FEA480 時效480℃/6 小時/空冷 6 3 FEA510 時效510℃/6 小時/空冷 6 3 FEA540 時效540℃/6 小時/空冷 6 3 ES810m3 固溶810℃/3 分鐘/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 ES940m3 固溶940℃/3 分鐘/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 EH1150m3 均質化1150℃/3 分鐘/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 ES810h1 固溶810℃/1 小時/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 EH1150h1 均質化1150℃/1 小時/空冷→時效 480℃/6 小時/空冷 6 3 註：1.時效溫度 480℃/6h/AC。 2.固溶溫度為 810℃/1h/AC。 3.拉伸試片各六片，觀察試片各 3 片(3 mm×10 mm)。 4.另規劃 850℃,880℃,910℃,970℃/3 min/AC 微硬度及觀察試片。 3.3.1 時效熱處理 本研究目的主要是以時效熱處理為主軸，探討直接時效、不完全 時效或過時效對麻時效鋼的影響。C-250 經 815℃/1h/AC 的固溶熱處 理後，必須再施以時效強化熱處理方能發揮超高強度的機械性質。依 據 AMS 6512E 規 範 ， C-250 麻 時 效 鋼 標 準 熱 處 理 條 件 溫 度 為 480℃/6h/AC[60]。 麻時效鋼常使用於大型載具及航空器，因此除了其超高強度深受 設計者的青睞外，材料之延伸率也是設計需考量的重點之一。依據學 者[3,4,5]表示，材料強度大幅提升後，延伸率相對的降低。為了解時 效熱處理對 58% 旋形麻時效鋼及銲件的影響，藉由此次實驗探討相 關的機械性質，因此除依標準時效熱處理480℃/6h/AC 條件試驗外，
及溫度參數（450℃、510℃、540℃、570℃、600℃/6h/AC）不同條 件，藉由析出不完全或溫度提高至 480℃以上，來達到析出物粗大化 及產生逆變態沃斯田鐵。使旋形管得以降低強度及增加延伸率為目 的，並探討各種時效條件對C-250 旋形試件之機械性質與顯微組織的 影響。本試驗之基本時效熱處理程序，如圖3-4 所示。 0 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12 13 0 200 400 600 800 R.T. aging treatment intermetallic compounds solution treatment 480o C/1h 480o C/3h 450o C/6h 480 o C/6h 510oC/6h540 oC/6h570 o C/6h600 o C/6h 810o C/1h Time ( h ) T emperature ( O C ) 圖3-4 麻時效鋼之基本熱處理程序(一) 3.3.2 固溶熱處理 旋形麻時效鋼經電子束銲接及時效熱處理後，銲道因偏析作用而 析出強化不完全及逆變態沃斯田鐵池的生成，導致銲道強度降低及延 伸率嚴重不足[3,4,5]。且經固溶熱處理後，亦無法完全消除沃斯田鐵 池及改善機械性質，故文獻中[3,4,6,7]建議施以更高溫（1150℃）的均 質化處理，以消除銲道偏析及逆變態沃斯田鐵池，但過高的均質化溫 度卻導致晶粒粗大及材料偏脆性化。 因此，本研究利用麻時效鋼經 930℃兩分鐘熱處理後，麻時效鋼 於晶界中生成細小晶粒，且經 γ α 反覆循環相變化熱處理道次，再 施以時效熱處理後，即可獲得較佳機械強度[41,42]特性。規劃以 940℃/3min/AC 短時間多循環熱處理程序，探討對旋形麻時效鋼其機 械性質與顯微組織之影響。並針對 EBW 銲件規劃，介於固溶與均質
化區間的溫度（810℃、850℃、880℃、910℃、940℃、970℃、1150℃） 之前置熱處理製程，探討對麻時效鋼電子束銲件之晶粒與機械性質之 影響，以期可利用「高溫」、「短時間」之熱處理程序，獲得較佳之機 械性質，如圖3-5 所示。 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 0 200 400 600 800 1000 480℃/6h/AC γ 940℃/3min/AC(1、3、6次) Tem p erature (C) Time (min) 圖 3-5 麻時效鋼熱處理程序(二)
3.4 電子束銲接試驗及設備
試驗設備為美國 Ferranti sciaky 製造，Type：VX-4-138x112x107； Power output：60kv/MA700 型。試件經順流旋形加工後，厚度為 1.7 mm 管件。採不加填料電子束銲接，由於 C-250 麻時效鋼含碳量極低 （<0.03wt.%），銲道凝固後為低碳麻田散鐵之鑄造顯微組織，微硬度 約30 HRC 左右[29]，故不易產生裂紋。尤其本試驗用之麻時效鋼經 二道真空冶煉基材清淨度高，其含硫、磷等雜質極低（<0.01wt.%）， 對防止裂紋的產生極有助益，極適合使用電子束來銲接。
3.5 拉伸試驗及設備
拉伸試驗係以MTS（810 Material test system ）執行，試驗條件
為：拉伸速率降伏（0.2 % offset） 前 0.2 mm/min.；降伏後 2 mm/min.
標距為 50.8mm，試片數每組至少六片以上，並將所獲得數據加以平 均運用。 本試驗使用之C-250 麻時效鋼，係採用旋形加工壁厚由 4 mm 縮 減至 1.7 mm 之薄壁管，因此，本試驗研究採用類似厚度的薄板料規 範做參考（AMS 6520D-板材料），若仍採胚管採購時之規範（AMS 6512E-鍛造管）來做拉伸機械性質之評估標準，其兩者差異性可能會 很大，因此本研究之拉伸試驗結果均以AMS 6520D 作為比較之標準 [61]。此旋形管具有下列幾個特點[4]： 1. 壁厚減縮率達 58%。 2. 加工方向主要在軸向，但材料在圓周方向也有流動。 3. 屬於冷加工，具有加工硬化效果。 4. 試片本身有扭曲現象。
5. 試片非平板狀，而是有弧度的薄板料（參考 ATSM E8.之 Fig 13 Tension test specimens for large-diameter tubular products）。
3.6 微硬度測量及設備
微硬度量測目的，主要係比較旋形前、後及電子束銲接後經不同 時效、固溶等熱處理對C-250 硬度的影響。試片準備方式與金相觀察 者相同，量測點分別為內、外管壁由內至外壁微硬度之分佈以及銲道 試片間的分佈，以觀察不同熱處理條件對C-250 麻時效鋼微硬度值之 變化。所使用微硬度設備為 Matsuzawa 之 Mxt70。量測方式係以 300 克重量下壓 15 秒，量測壓痕之兩對角長度，經設備內附軟體計算成 洛氏硬度值（HRC）[62]。3.7 金相試片準備
金相觀察的目的，主要係比較旋形前、後、電子束銲接以及各種 不同熱處理組合對C-250 顯微組織的影響。其試材係經由各種不同熱 處理條件之旋形管上取下約3 mm×10 mm 大小試片。 將其取樣的試片進行鑲埋、研磨，再以氧化鋁粉液及鑽石膏拋光 至0.05 µm。如圖 3-6 所示。 圖 3-6 金相觀察及微硬度試片 觀察試片經以氯化銅混合酸液（30ml HCl+10ml HNO3+CuCl2）加 以浸蝕出觀察面。使用設備包括光學顯微鏡（Optical microscopy，OM） 及掃描式電子顯微鏡[63]。四、結果與討論
4.1 試驗材料化學成份分析
試驗所使用之材料為 Co 強化 C-250 麻時效鋼，其依 AMS6520D 規範含量[61]與試驗時所測得之化學成份含量，如表 4-1 所示。本次 試驗所使用的麻時效鋼含碳量極低（僅 0.009wt.%）的麻時效鋼，其 餘合金元素均滿足規範規格。 表4-1 本試驗使用 C-250 化學成份(wt.%) Element Ni Co Mo Ti Al Cr Si Mn C S P FeSpecification AMS 6512E 17-19 7.0-8.5 4.6-5.2 0.3-0.5 0.05-0.15 <0.5 <0.1 <0.1 <0.03 <0.01 <0.01 Rem Used in this work 18 8.14 4.84 0.37 0.09 0.06 0.06 0.01 0.009 <0.01 <0.01 Rem
4.2 C-250 試驗胚管微硬度量測與顯微組織觀察
試驗用試材 C-250 經固溶熱處理（815℃/1h/AC）時形成沃斯田 鐵組織，經空冷至室溫後，變態為質軟富延、韌性之板條狀麻田散鐵 組織，如圖4-1 所示。其微硬度量測值為 33.2 HRC。 25µm 4-1 C-250 經固溶處理之金相圖4.2.1 58%旋形 C-250 試件微硬度量測與顯微組織觀察 C-250 胚管經旋形加工，壁厚由 4 mm 縮減為 1.7 mm，減縮率為 58%，經量測微硬度為 36.1 HRC，與母材相比，微硬度值約提升 3.9 HRC。由圖 4-2 顯示，58% 旋形麻時效鋼試件，其微硬度值呈現近似 水平分佈，顯示 C-250 麻時效鋼塑性變形佳，且加工後微硬度值分佈 均勻，非常適合旋形加工製程。 由光學顯微觀察顯示，C-250 試件經順流旋形加工後，原粗大的 板條狀麻田散鐵顯微組織皆已遭受破壞，顯微組織呈現纖維狀結構 （Fiber structure）。觀察 C-250 內、外壁之金相圖，旋形加工後管件 之晶粒顯微組織已被拉長變形且有明顯的方向性，如圖4-3 所示。 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 0.6 0.7 0.8 0.9 1.0 1.1 1.2 1.3 1.4 1.5 1.6 1.7 1.8 26 28 30 32 34 36 38 40 M icrohardness (H RC)
Distance from inner surface (mm)
Solution + forming 58% Solution
圖4-3 C-250 旋形後（58%）金相圖：（a）外壁；（b）內壁 4.2.2 本節結論 1. C-250 麻時效鋼經固溶熱處理後，為質軟富延性之板條狀麻田散鐵 組織，微硬度值為33.2 HRC。經順流旋形加工後，微硬度值提升 至36.1 HRC，具有加工硬化之效果。由金相觀察，呈現纖維狀顯 微組織結構，且具有方向性。 2. C-250 麻時效鋼經 58% 冷作加工後，其微硬度值呈近似水平分佈， 顯示 C-250 麻時效鋼冷作成形性佳，非常適合旋形加工製程。 25µm a b 25µm
4.3 時效熱處理對旋形 C-250 試件之機械性質與顯微組織的影響
4.3.1 試驗目的與流程 C-250 麻時效鋼經 58% 旋形加工為無縫管件，必須以時效熱處理 來強化其機械性質。然而，由於旋形加工所產生的纖維狀晶粒結構在 時效熱處理時，因旋形加工硬化效應與時效析出之複合作用下，將對 機械性質造成影響。先前學者[3,4,5]研究，79% 旋形麻時效鋼經 480℃/6h/AC，雖可獲得較高的抗拉強度，卻也導致延伸率大幅降低。 因此，本節將規劃以 58% 旋形加工試件施以不同時效熱處理， 實驗中除探討480℃時效熱處理，另規劃不完全時效（480℃/5 min、15 min、30 min、1 h、3 h/AC；450℃/6h/AC）熱處理，藉由析出強化
不完全，以探討經 58% 旋形加工製程後在不足時效之熱處理，對材 料硬化效果及顯微組織的影響，以及過時效（510℃、540℃、570℃、 600℃/6h/AC）熱處理之不同條件，使析出粒子粗大化及產生逆變態 沃斯田鐵，來觀察對C-250 之機械性質與顯微組織之影響。本試驗流 程如圖4-4 所示。 C-250 Tube Solution 815℃/1h/AC Preform by machining Optical microscopy Micro-hardness Forward flow forming(58%) Aging Under-aging Over-aging Micro-hardness Tensile test Optical microscopy SEM Under-aging:450℃/6h/AC;480℃/5 min, 15 min, 30 min, 1 h, 3 h/AC
Aging:480℃/6h/AC
Over aging: 510℃, 540℃, 570℃, 600℃/6h/AC
4.3.2 微硬度量測與顯微組織觀察
C-250 旋形試件經由各種不同時效條件熱處理後，經量測後其微
硬度平均值，如表4-2 及表 4-3 所示。
表4-2 旋形 C-250 經不同時間之時效 480℃熱處理微硬度量測值
Aging treatment Forming 5 min 15 min 30 min 1 h 3 h 6 h Hardness (HRC) 36.1 46.0 47.4 47.7 48.8 52.6 54.1
表4-3 旋形 C-250 經不同溫度之時效 6 小時熱處理微硬度量測值
Aging treatment Forming 450℃ 480℃ 510℃ 540℃ 570℃ 600℃ Hardness (HRC) 36.1 53.3 54.1 53.2 50.0 47.5 45.2 由表4-2 及圖 4-5 顯示，以不同時效時間（時效溫度 480℃）為 參數之熱處理，C-250 麻時效鋼經 480℃/5min/AC 時效熱處理後，量 測其微硬度值為46.0 HRC。與僅有旋形試件相比，微硬度值已提高 0 50 100 150 200 250 300 350 400 450 500 34 36 38 40 42 44 46 48 50 52 54 56 AMS 6520D (>48 HRC) M icrohardness (H RC)
Aging time (min)
約9.9 HRC，析出強化效果已達標準時效（480℃/6h/AC）之最高微硬 度值的85%，也非常接近 AMS 6520D 規範規格（>48 HRC），但隨著 時效時間拉長，析出強化效果並不明顯，直至時效熱處理三小時後， 其微硬度值（52.6 HRC）才有顯著的提升，經六小時後，其微硬度值 （54.1 HRC）達到最高值，但與時效熱處理三小時相比，僅再提升約 1.5 HRC 。 由表 4-3 及圖 4-6 顯示，以不同時效溫度（時效時間 6 小時）為 參數之熱處理，480℃/6h/AC之時效強化效果仍為最佳，600℃過時效 溫度之45.2 HRC為最低。由於旋形加工硬化效應與時效析出之複合作 用下，使不足時效溫度（450℃）與標準時效溫度（480℃）及過時效 溫度（510℃、540℃）均可滿足AMS 6520D規範規格（>48 HRC）[61]。 隨著時效溫度升高，析出強化之金屬間化合物Ni3Mo開始產生溶解。 當時效溫度提升至570℃及 600℃過時效溫度時，因溶解的Ni3Mo和隨
之形成的Fe2Mo，於麻田散鐵邊界（Martensite lath boundary）及先前
沃斯田鐵晶界（Prior austenite grain boundary）形成逆變態沃斯田鐵， 當熱處理溫度越高，其效果越明顯[2,3,4,5,14,20,28,64]，此條件之微 硬度值已無法滿足AMS 6520D 規範。 440 460 480 500 520 540 560 580 600 620 36 38 40 42 44 46 48 50 52 54 56 Aging time (6h) AMS 6520D (>48 HRC) Micr ohar dne ss (HRC) Aging temperature (? ) Aging temperature (℃) 圖4-6 旋形 C-250 經不同溫度之時效熱處理微硬度分佈值
