旋形量與電子束能量對C-250麻時效鋼銲件機械性質之影響

國 立 交 通 大 學

機械工程學系

博士論文

旋形量與電子束能量

對 C-250 麻時效鋼銲件機械性質之影響

The effects of the flow forming and EB energy on

mechanical properties of C-250 maraging steel weldments

研 究 生：李衍榮

旋形量與電子束能量對 C-250 麻時效鋼銲件機械性質之影響

The effects of the flow forming and EB energy on

mechanical properties of C-250 maraging steel weldments

研 究 生：李 衍 榮 Student：Yen-Jung Lee

指導教授：周 長 彬 Advisor：Dr. Chang-Pin Chou

國 立 交 通 大 學

機 械 工 程 學 系

博 士 論 文

A Thesis

Submitted to Department of Mechanical Engineering National Chiao Tung University

in Partial Fulfillment of the Requirements for the Doctor of

Philosophy In

Mechanical Engineering

May 2008

Hsinchu, Taiwan, Republic of China

旋形量與電子束能量對 C-250 麻時效鋼銲件機械性質之影響

學生：李衍榮 指導教授：周長彬 博士 國立交通大學 機械工程學系 (研究所) 博士班

摘 要

高強度麻時效鋼廣泛應用於航太科技工業之高壓及高溫載具推進器系 統，為能提升製程效益及發揮優良的機械性質，應用流旋形冷作加工技術 製造精密無縫之薄形管件。然而，昔日研究結果，經高旋形加工量及高能 量電子束銲接製程後，均產生延伸率嚴重不足的問題，造成整體結構的脆 弱點，限制了麻時效鋼的應用彈性，形成航太科技工業發展的瓶頸。 本研究應用順流旋形冷作加工及電子束銲接製程技術，規劃設計以不 同旋形加工量、銲前消除加工應力、降低電子束熱輸入量、銲接前、後以 低熱量電子束熱處理、不同時效熱處理及高溫環境試驗等有系統及關聯性 之研究程序，以解決當前旋形麻時效鋼銲後延伸率嚴重偏低的問題，及高 溫對機械性質的影響。 研究結果顯示，固溶 C-250 麻時效鋼適合應用經濟與易製性的順流旋 形加工製程，其強度隨著旋形加工量而增加，延伸率則相對降低。經 79% 旋形加工及 480℃時效熱處理後，拉伸強度提升 12%，延伸率則大幅下降 31%。經電子束銲接後，強度同樣隨著旋形加工量而增加，延伸率則相對 下降，顯示麻時效鋼經高旋形加工量後，不適合直接施以電子束銲接製程。 經一般熱輸入量電子束銲接後，銲道內由於合金成份的偏析，在正常的

經本研究有了重大的成果，藉由降低 26%電子束熱輸入量，可有效的 縮小銲道及熱影響區之截面積，同時可大幅減少銲道內 55%的逆變態沃斯 田鐵池，可提升拉伸強度約 12％，但仍無法有效的消除逆變態沃斯田鐵池 的生成。經銲前增加消除加工應力製程，已可有效解決延伸率不足的窘境， 大幅提升 108％，符合規範規格 2.5%。同時研究第二種銲接製程，應用低 熱量的電子束在銲道處施以續熱處理，以改變熱影響區的顯微結構，並促 使晶粒細化之再結晶作用，使破斷的位置發生在 α´+γ´雙相暗浸蝕區。使拉 伸強度提升 8％，延伸率更大幅提升 100％，已達規範值規格 2.4%。 79%高旋形加工量的麻時效鋼，經不同時效溫度熱處理後，450℃～ 540℃範圍之機械性質均符合規範規格，其中以 480℃時效熱處理條件為最 佳。因大量的旋形冷作加工效應，使再結晶溫度降低至540℃時即已發生。 旋形麻時效鋼及電子束銲件經高溫拉伸實驗，拉伸強度僅有300℃～500℃ 符合規範規格。其延伸率隨著溫度升高從遞減至遞增，在 400℃條件時延伸 率為最低，旋形麻時效鋼及旋形銲件分別僅有規範值的 88%及 46%。在 600℃以上時破斷均發生在暗浸蝕區外側的母材，且有 Ti 元素偏析集中形 成破裂的起始點。 固溶 C-250 麻時效鋼適合應用順流旋形加工，製造高縮減率之精密無 縫薄形管件，經簡易時效熱處理後，具有超高強度及優異的常溫與高溫機 械性質，且適合應用在480℃以下的高溫環境。昔日旋形麻時效鋼因電子束 銲接後，延伸率嚴重不足的瓶頸已獲得突破，使延伸率由 1.2%提升至 2.5%。就銲件使用之機械性質與穩定性，可優先採用「銲前消除加工應力 ＋降低熱輸入量電子束銲接」，或以「銲後低熱量電子束續熱」製程技術。 並可依實際工程應用需求，與不同時效熱處理做最適化的組合，以獲得最 佳的效益，以解決昔日航太與國防科技發展中棘手之低延伸率的窘境。 關鍵字：麻時效鋼、旋形加工、電子束銲接、消除加工應力、熱輸入量、 時效熱處理、高溫性質、逆變態沃斯田鐵、再結晶、延伸率

The effects of the flow forming and EB energy on

mechanical properties of C-250 maraging steel weldments

Student : Yen-Jung Lee Advisor : Dr. Chang-Pin Chou

Department﹙Institute﹚of Mechanical Engineering National Chiao Tung University

ABSTRACT

The high strength martensite steel is widely used in aerospace and defense industries, particularly the motor propulsion system. To elevate the efficiency of manufacturing process and to exploit the superior mechanical properties of the steel, cold flow forming technique is commonly employed to manufacture seamless tubing. However, subsequent to its electron-beam welding (EBW) and age hardening treatment, the highly deformed tubing is known to suffer a severe lack of percentage elongation. This fact has limited the applications of the maraging steel and utility of the flow forming process, creating a bottle neck of manufacturing in the aerospace and defense industries.

In the present study, the cold forward flow forming technique and EBW process were employed to fabricate the tube and to join the tubing pieces, respectively. Various process parameters were incorporated to combat the problem of inadequate ductility associated with the weldment fabricated from the maraging steel. These included varying the input amount of cold forming, applying pre-EBW stress relief, varying the amount of the pre-EBW and

decreased ductility, as the amount of flow forming was increased. In the case of 79% flow forming input, the mechanical strength of the steel was elevated by 12% but the percentage elongation markedly deteriorated by 31% after the steel was aging treated at the temperature of 480°C. Subsequent to EB welding, likewise the maraging steel showed an enhanced mechanical strength but a deteriorated ductility. This suggested that the heavily flow formed C-250 maraging steel can not be used for a direct EB welding. Further investigation revealed that the maraging steel that had received a flow forming input of 79% and a regular EB thermal energy showed 11% reversion austenite formed at the intergranular boundaries of the steel after a conventional 480°C aging treatment. The formation of reversion austenite, which was related to segregation of alloying elements, had resulted in deterioration of mechanical properties, namely, reduction of percentage elongation (1.2%) accounting for only 48% of the value stipulated in the specification. This has created an adverse effect on the mechanical property of the weldment of the maraging steel, and thus has greatly limited the manufacturing process development for the highly efficient flow forming fabrication and EBW.

Through reducing the EBW thermal energy input by 26%, not only the size of the weld metal but the total area covered by the reversion austenite pools formed was also reduced by 55%. Although the reversion austenite was not completely eliminated, the tensile strength of the steel was effectively raised by 12%. To solve the problem of inadequate ductility, an additional EBW stress relief was conducted before the welding fabrication. As a result, the percentage elongation was raised markedly by 108%, reaching a value of 2.5% and has thus met the AMS 6520D specification requirement. In order to increase the efficiency of manufacturing process and to develop a second EB welding route, a low thermal EB energy was applied for post EBW annealing. This was meant to alter the microstructure of the heat affect zone, namely to refine the gains through re-crystallization, such that the fracture line (the weakest link line) in the welded tensile specimens can be shifted outward to the dark etch area where (α+γ’) dual phase was located. This resulted in an 8% increase of tensile strength and a remarkable 100% increase of percentage elongation, reaching 2.4% in value.

the steel met the mechanical properties stipulated in the specification for the temperature range of 450℃～540℃after its various aging treatments. Among these, the 480℃ aging temperature showed the best performance because heavy cold forming had enabled the steel to re-crystallize at a low temperature of 540℃ After high temperature tensile test, the flow formed maraging steel met the specification only in the 300℃ ～ 500℃ testing range. However, the percentage elongation decreased to start with and then increased as the temperature was increased. The lowest percentage elongation occurred at testing temperature of 400℃,where the maraging steel and the weldment of the steel showed meager percentage elongation of 2.2% and 1.16% respectively, which accounted for 88% and 46% of their corresponding specification values. For tensile testing temperature beyond 600℃, fracture took place in the parent metal and the fracture was initiated at the spot where Ti segregated.

The study has demonstrated that C-250 maraging steel is a suitable material for manufacturing seamless thin-wall tubing through the cold forward flow forming technique. After a simple 480℃ aging treatment, the steel can deliver superior room temperature and elevated temperature mechanical properties, which are fit for below 480℃ applications. However, the maraging steel has been found not suitable for EB welding directly after cold flow forming, because the weldment of the cold formed steel may suffer a serious inadequacy of percentage elongation. The study has demonstrated that percentage elongation of the maraging steel can be greatly improved if a pre-welding stress relief coupled with low EB thermal energy input or singly by post welding annealing with low EB energy is employed in the fabrication process. The purposes of the preceding additional processing steps were to alter the microstructure in the weld metal and in the heat affect zone. The improvement of the steel’s ductility resulted from the preceding process modification was also demonstrated in the fracture mode study of the present investigation. As a result of the present research, the sticky problem associated with lack of ductility of the maraging steel that used

誌 謝

由衷的感激與感謝恩師 周長彬教授，引領我續深造博士學位，求學 期間誨人不倦時時給予悉心指導與諄諄教誨，並給予最大的發展空間及專 業學術知識的薰陶。同時特別感謝口試委員龔明覺博士、胡家嶺博士、林 丕祿博士、洪景華教授與李義剛助理教授，撥冗給予專業知識的指導，並 於昔日求學期間給予最大的支持與鼓勵，使我獲益良多，以及感謝支持本 研究的吳興國博士，於研究期間給予專業的指導。 在求學與研究實驗期間最感激的是始終全力支持與協助我的摯友吳世 基先生，以及金龍、統生、台欽、龍芝們共同協助完成試片整備；實驗與 分析階段特別感謝學弟俊榮、矜良及柏青傾力協助與俊宏竭誠參與研究的 行列。實驗能順利圓滿完成，還有感謝許許多多協助我的先進們，謝謝您 們！ 寒來暑往孜孜不倦，深情厚誼情同手足，感謝同窗好友叔筠、處明、 永褔的相互勉勵與知識分享。在第二階段的求學歷程中，最感激疼愛我的 父母，給予最大的空間與鼓勵，以及家人兄、嫂、弟、弟妹、妹、妹婿及 姪兒女們的支持。論文能順利付梓，要感激我賢淑的妻子無怨無悔的付出 與支持，於求學期間細心照顧與教導在學中的兩個兒子，讓我無後顧之憂 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。

項 目 頁次 中文摘要………..……….. i 英文摘要……….……...……….. iii 誌謝……….…...……….. vi 目錄……….…...……….. vii 表目錄……….…...……….. xi 圖目錄……….…...……….. xii 符號說明……….…...……….. xviii 一、前言 1.1 簡介……….……….…….………... 1 1.2 研究動機與目的….……….…….………… 2 二、文獻回顧 2.1 C-250 麻時效鋼………...…..…...……….. 4 2.1.1 麻時效鋼之發展………….……….……..………... 6 2.1.2 麻時效鋼合金元素及特性……….……….…...……….. 7 2.1.3 麻時效鋼的物理冶金特性……….……….…...……….. 14 2.1.4 麻時效鋼銲接特性………...……….. 19 2.2 流旋形加工………...……….. 25 2.3 電子束銲接………...……….. 29 2.3.1 電子束銲接簡介………..…...……….. 29 2.3.2 電子束銲接原理……….……….. 29 2.3.3 銲接參數………..…...…....……….. 32 2.3.4 銲接環境的影響……….…....……….. 34

目 錄

2.5 顯微組織對機械性質的影響……….……….. 41 三、 實驗方法與程序 3.1 實驗材料………..………...……….. 43 3.2 實驗程序………..………..…………..….……….. 43 3.3 旋形管件製作………..………..………..….……….. 44 3.4 電子束銲接試驗及設備.………..…...………...……….. 45 3.4.1 電子束銲接參數………...………..………..…….……….. 45 3.4.2 電子束熱處理…..…...………..…….……….. 46 3.5 後熱處理試驗及設備…....………..……..…..………….... 46 3.5.1 時效熱處理……..……...………..……... 47 3.6 微硬度量測及設備.…...………....……..……… 48 3.7 拉伸試驗……….. 48 3.7.1 常溫拉伸試驗………... 48 3.7.2 高溫拉伸試驗……….………. 49 3.8 金相觀察與 EDS 分析………..………..……… 51 3.9 X 光繞射(XRD)分析……….……….. 52 3.10 穿透式電子顯微鏡(TEM)的觀察與分析….………... 52 四、實驗結果與討論 4.1 試驗材料驗證………..……….…... 54 4.1.1 試驗材料化學成分分析………..………... 54 4.1.2 試驗材料胚管微硬度量測與顯微組織觀察…………... 54 4.2 旋形加工量對 C-250 麻時效鋼的影響……….….…………... 55 4.2.1 試驗目的與流程………..………... 55 4.2.2 旋形加工量對機械性質與顯微組織的影響…………... 56 4.2.3 時效熱處理對旋形加工量的影響………... 59 4.2.4 X-ray 繞射分析－旋形加工量對顯微結構的影響….…... 62 4.2.5 破斷面觀察與分析………...………….……….. 63 4.2.6 本節結論………... 67 4.3 旋形加工量與電子束銲接對麻時效鋼接的影響……….. 68 4.3.1 試驗目的與流程………..………....………… 68

4.3.2 麻時效鋼經不同旋形加工量及電子束銲接…………...………… 69 4.3.3 時效熱處理對不同旋形加工量麻時效鋼電子束銲件的影響…….. 77 4.3.4 破斷面觀察與分析………...………… 86 4.3.5 本節結論………..…………. 88 4.4 應力消除與電子束熱輸入量對旋形麻時效鋼銲件之影響….…………. 89 4.4.1 試驗目的與流程………..………....………… 89 4.4.2 微硬度量測與顯微組織觀察………..…...…………. 90 4.4.3 時效熱處理對不同熱輸入量銲件的影響………….…...…………. 97 4.4.4 機械性質測試結果與分析………...…………. 101 4.4.5 拉伸破斷面觀察與分析………...…………. 103 4.4.6 本節結論………..…………. 106 4.5 電子束預熱及續熱對旋形麻時效鋼銲件的影響……….….……… 107 4.5.1 試驗目的與流程……….…….….…………. 107 4.5.2 微硬度量測與顯微組織觀察……….…..…………. 108 4.5.3 時效熱處理對銲件微硬度與顯微組織的影響……….….………… 118 4.5.4 機械性質測試結果與分析………....…..…………. 125 4.5.5 拉伸破斷面觀察與分析………..……....………… 127 4.5.6 本節結論………...………… 134 4.6 旋形麻時效鋼及電子束銲件之高溫機械性質與顯微組織………….. 135 4.6.1 試驗目的與流程……….………..…………. 135 4.6.2 高溫對旋形麻時效鋼的影響……….………..……… 136 4.6.3 高溫對旋形麻時效鋼電子束銲件的影響…….……….………. 145 4.6.4 本節結論……….……….. 155 4.7 熱處理溫度對旋形麻時效鋼機械性質與顯微組織之影響………….. 156 4.7.1 試驗目的與流程……….……….…………. 156 4.7.2 微硬度量測與顯微組織觀察……….…….………. 157 4.7.3 機械性質測試結果與分析……….……….………. 161

五、結論 5.1 旋形加工量………...……….. 171 5.2 旋形量與電子束銲接………...………...………… 171 5.3 銲前應力消除及低熱輸入量電子束銲接……….….………… 172 5.4 銲接前、後低熱量電子束熱處理……….…………..………… 172 5.5 高溫機械性質….………...……….……… 173 5.6 時效熱處理對延伸率的應用彈性………...………… 173 5.7 設計與製程建議………...……….……….……… 174 六、未來研究與發展方向之建議……….……… 175 七、參考文獻………...………..……… 177

項 目 頁次 表_{2-1 麻時效鋼合金組成化學成份表……….……... 7} 表_{3-1 胚管製作需求表..……….………..…………... 44} 表_{3-2 C-250 麻時效鋼旋形管之 EB 銲接及 EB 熱處理參數表.………. 45} 表_{3-3 C-250 麻時效鋼之機械性質試驗試片數量與熱處理條件………….. 50} 表4-1 本試驗使用 C-250 麻時效鋼化學成分(wt.%)表….……….. 54 表4-2 C-250 麻時效鋼經不同旋形加工量的機械性質…….………. 58 表4-3 不同旋形加工量 C-250 麻時效鋼經時效熱處理的機械性質…………... 61 表4-4 麻時效鋼經不同旋形加工量及電子束銲接之機械性質………. 76 表4-5 不同旋形加工量麻時效鋼銲件經時效熱處理之機械性質…………. 84 表4-6 旋形麻時效鋼高熱輸入量、低熱輸入量及應力消除＋低熱輸入量 電子束銲件之機械性質…..……….. 102 表_{4-7 旋形(電子束預熱、續熱)銲件時效熱處理之機械性質……….. 126} 表_{4-8 旋形 C-250 麻時效鋼高溫拉伸機械性質……….……… 139} 表4-9 旋形 C-250 麻時效鋼高溫拉伸破斷表面層分析………. 141 表4-10 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件高溫實驗之機械性質……… 148 表4-11 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件高溫拉伸破斷表面層分析…..…… 150 表4-12 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理後之拉伸機械性質… 162

表 目 錄

項 目 頁 次 圖1-1 麻時效鋼在航太發動機(Motor)及深海潛艇的應用……... 1 圖2-1 麻時效鋼與超高強度鋼之強度及破裂韌性比較…….……….. 4 圖2-2 溫度對 18Ni 麻時效鋼機械性質之影響………... 5 圖2-3 Fe-Ni 二元系統準安定(Metastable)相圖…………..……... 8 圖2-4 Co 與 Mo 的含量對麻時效鋼硬度之影響………….………. 9 圖2-5 Co 與 Mo 對 Fe–18Ni–Co–4Mo 系統之 Ms 溫度之影響……… 9 圖2-6 Co 對 Fe–18Ni–Co–4Mo 系統的影響…….………. 9 圖2-7 Ti 含量對麻時效鋼(C-300)降伏強度之影響…..….….……….. 11 圖2-8 Ti、Co 及 Mo 總含量對麻時效鋼(C-300)降伏強度之影響…………. 11 圖2-9 Al 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響………. 12 圖2-10 Si 和 Mn 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響………….. 12 圖2-11 C 含量對麻時效鋼(C-250)機械性質之影響………..…... 13 圖2-12 S 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響………... 13 圖2-13 Fe-Ni 二元系統平衡相圖….………..………….…..……….. 15 圖2-14 Fe-Ni 二元系統 Ms 及 As 相圖….……….….……… 15 圖2-15 麻時效鋼各種時效溫度與時間下之硬度變化…..……... 16 圖2-16 482℃(900℉)時效時間對 T-300 板材機械性能之影響………. 16 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………. 17 圖2-18 時效溫度與逆變態沃斯田鐵回復量之關係曲線…….………. 19 圖2-19 C-250 電子束銲道相關位置與溫度關係示意圖………. 20 圖2-20 麻時效鋼銲件銲道及熱影響區示意圖………….…….………. 21 圖2-21 C-250 麻時效鋼電子束銲道與 HAZ 之光學顯微相片..………. 21 圖2-22 C-250 麻時效鋼電子束銲道之逆變態沃斯田鐵池………. 22 圖2-23 沃斯田鐵池形成示意圖……….…... 24 圖2-24 臥式順流旋形冷作加工……….……... 25 圖2-25 順、逆流旋形加工示意圖………... 26

圖 目 錄

圖2-26 旋形加工示意圖……….……….. 27 圖2-27 最大壁厚減縮率之測定方式示意圖……..……….……… 28 圖2-28 流旋力分析示意圖……….……….………. 28 圖_{2-29 電子束銲接設備示意圖………..…….……… 30} 圖_{2-30 電子束銲接真空艙……….……….………. 31} 圖_{2-31 電子束銲接之電子鎗構造剖面圖……….……….. 31} 圖2-32 電子束銲接之鑰孔現象產生示意圖………... 32 圖2-33 電子束銲接機構圖………..……….. 32 圖2-34 銲接方法之功率密度分佈圖…………..……….. 33 圖2-35 銲接艙真空壓力對銲道形狀和熔深之影響………... 34 圖2-36 真空度與常態化銲接深度之關係………... 34 圖2-37 EBW 和 TIG 銲接其銲道比較……….………. 35 圖2-38 銲道形狀之比較……….…... 36 圖2-39 異種材料銲接性……….…... 36 圖2-40 析出硬化型合金 HAZ 說明圖………..……… 38 圖2-41 熔融線上的液化裂縫示意圖………... 38 圖2-42 析出粒子之粒度隨時效溫度變化……….….……….. 39 圖2-43 Al-Cu 系合金之相圖………..……… 40 圖2-44 晶粒度對 18Ni(2100MPa)麻時效鋼性能的影響………. 42 圖_{3-1 麻時效鋼機械性質試驗流程……….…..…………..……… 44} 圖_{3-2 旋形管電子束預熱與續熱銲接示意圖………..……… 46} 圖3-3 麻時效鋼之基本熱處理程序……….……... 47 圖3-4 標準室溫及高溫拉伸試片製作尺圖………..………. 49 圖3-5 觀查試片樹脂鑲埋示意圖……….……….……..………. 51 圖4-1 C-250 麻時效鋼經固溶熱處理後之旋形胚盂 SEM………. 54 圖4-2 C-250 麻時效鋼經不同斷面減縮率之旋形加工實驗流程圖……….. 55 圖4-3 C-250 麻時效鋼經不同旋形加工量的顯微組織結構 SEM………… 56

圖4-7 C-250 麻時效鋼經不同旋形加工量之應力及應變曲線……….. 58 圖4-8 不同旋形加工量 C-250 麻時效鋼經時效熱處理後管壁截面之徑向 微硬度分佈……….………....……… 59 圖4-9 C-250 麻時效鋼經不同旋形加工量及時效熱處理之機械性質比較.. 61 圖4-10 C-250 麻時效鋼經不同旋形加工量及時效熱處理之應力應變曲線.. 61 圖4-11 C-250 麻時效鋼不同旋形加工量顯微結構 X-ray 繞射分析……….. 62 圖4-12 C-250 麻時效鋼經固溶熱處理之拉伸破斷試片 OM 及 SEM……… 63 圖4-13 C-250 麻時效鋼經固溶(未旋形加工)及時效熱處理之拉伸破斷試 片OM 及 SEM……….……….…….……… 64 圖4-14 C-250 麻時效鋼經 58%旋形加工之拉伸破斷試片 O M 及 SEM 64 圖4-15 C-250 麻時效鋼經 58%旋形加工及時效熱處理之拉伸破斷試片 OM 及SEM……….………...………... 65 圖4-16 C-250 麻時效鋼經 79%旋形加工之拉伸破斷試片 O M 及 SEM 65 圖4-17 C-250 麻時效鋼經 79%旋形加工及時效熱處理之拉伸破斷試片 OM 及SEM……….………….….……… 66 圖4-18 不同旋形加工量之麻時效鋼與電子束銲接實驗流程….……… 68 圖4-19 麻時效鋼經不同旋形加工量及電子束銲件之微硬度分佈…………. 70 圖_{4-20 未旋形加工之麻時效鋼電子束銲件 SEM….…..…..……… 72} 圖_{4-21 58%旋形加工量之麻時效鋼電子束銲件 SEM…………... 73} 圖4-22 79%旋形加工量之麻時效鋼電子束銲件 SEM…………... 74 圖_{4-23 麻時效鋼經不同旋形加工量及電子束銲接之機械性質比較.. 76} 圖_{4-24 麻時效鋼經不同旋形加工量及電子束銲接之應力應變曲線.. 77} 圖_{4-25 麻時效鋼經不同旋形加工量、電子束銲接及時效熱處理之微硬度分佈. 79} 圖_{4-26 未旋形加工之時效麻時效鋼電子束銲件 SEM…….….……….. 80} 圖_{4-27 58%旋形加工量之時效麻時效鋼電子束銲件 SEM…..……….. 81} 圖4-28 79%旋形加工量之時效麻時效鋼電子束銲件…………... 82 圖_{4-29 不同旋形加工量麻時效鋼銲件經時效熱處理之機械性質比較……. 84} 圖4-30 不同旋形加工量麻時效鋼銲件經時效熱處理後拉伸破斷時形成不同程 度變形量相片……….………..………... 85 圖_{4-31 不同旋形加工量麻時效鋼銲件經時效熱處理之應力應變曲線…… 85} 圖_{4-32 未旋形加工之麻時效鋼銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構…..…. 87} 圖_{4-33 58%旋形加工之麻時效鋼銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構….. 87} 圖_{4-34 79%旋形加工之麻時效鋼銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構…… 87}

圖_{4-35 旋形麻時效鋼應力消除與不同電子束熱輸入量之實驗流程圖…… 90} 圖_{4-36 旋形麻時效鋼電子束銲後硬度分佈…...………….………. 92} 圖_{4-37 旋形麻時效鋼高熱輸入量電子束銲道 SEM…...………. 93} 圖_{4-38 旋形麻時效鋼高熱輸入量電子束銲接熱影響區 SEM…... 94} 圖_{4-39 旋形麻時效鋼低熱輸入量電子束銲件 SEM…...….……… 95} 圖_{4-40 旋形麻時效鋼經應力消除＋低熱輸入量電子束銲件 SEM…………. 96} 圖_{4-41 旋形麻時效鋼電子束銲件時效熱處理後硬度分佈………. 98} 圖4-42 旋形麻時效鋼高熱輸入量電子束銲件及時效熱處理之銲道顯微組 織SEM…...………. 99 圖4-43 旋形麻時效鋼電子束銲件經時效熱處理銲道之逆變態沃斯田鐵池 SEM…...……….. 99 圖4-44 麻時效鋼電子束銲件經 480℃/6h/AC 時效熱處理後銲道及晶界間逆 變態沃斯田鐵池之TEM…...………. 100 圖_{4-45 銲前應力消除＋低熱輸入量電子束銲件拉伸實驗試片頸縮之 SEM 103} 圖4-46 高熱輸入量、低熱輸入量及應力消除＋低熱輸入量電子束銲件之 應力應變曲線……… 103 圖4-47 高熱輸入量電子束銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構………….. 105 圖_{4-48 低熱輸入量電子束銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構……… 105} 圖_{4-49 應力消除＋低熱輸入量電子束銲道 OM 及 SEM 破斷顯微組織結構 105} 圖_{4-50 C-250 旋形麻時效鋼之電子束預熱/續熱銲接實驗流程圖………… 108} 圖_{4-51 旋形麻時效鋼電子束銲前預熱之微硬度分佈圖………. 110} 圖_{4-52 旋形麻時效鋼銲前預熱之銲道與熱影響區 OM 金相圖……… 110} 圖_{4-53 旋形麻時效鋼電子束預熱與銲接之銲道與熱影響區 OM 金相圖... 111} 圖_{4-54 旋形麻時效鋼電子束銲後續熱之微硬度分佈圖……..………... 113} 圖_{4-55 旋形麻時效鋼電子束銲後續熱之銲道與熱影響區 SEM.………….. 113} 圖_{4-56 旋形麻時效鋼電子束銲後續熱之銲道與熱影響區 SEM 金相圖... 114} 圖_{4-57 順流旋形 C-250 後電子束銲後續熱之析出物 SEM 金相圖……….. 115} 圖_{4-58 旋形麻時效鋼電子束預熱與續熱之微硬度分佈圖..……….. 116} 圖_{4-59 旋形麻時效鋼電子束預熱與續熱之銲道與熱影響區 SEM………… 116} 圖_{4-60 旋形麻時效鋼電子束預熱與續熱之銲道與熱影響區 SEM 金相圖… 117}

圖_{4-63 旋形(電子束續熱)銲件時效熱處理之微硬度分佈圖……….. 120} 圖4-64 旋形(電子束續熱)銲件時效強化熱處理之銲道與熱影響區顯微組 織SEM……….……….. 121 圖_{4-65 旋形(電子束續熱)銲件時效強化熱處理之銲道熔線顯微組織 SEM. 122} 圖_{4-66 旋形(電子束預熱與續熱)銲件時效熱處理之微硬度分佈圖……….. 123} 圖4-67 旋形(電子束預熱與續熱)銲件時效熱處理之銲道與熱影響區顯微 組織OM……….……… 124 圖_{4-68 旋形(電子束預熱、續熱)銲件及時效熱處理之應力應變曲線圖…… 126} 圖_{4-69 旋形(電子束預熱)銲件時效熱處理之拉伸 OM 及 SEM 破斷面...… 128} 圖_{4-70 旋形(電子束續熱)銲件時效熱處理之拉伸 OM 及 SEM 破斷面…… 130} 圖_{4-71 旋形(電子束續熱)銲件時效熱處理之拉伸 SEM 破斷面.……… 131} 圖_{4-72 旋形(電子束續熱)銲件時效熱處理之二次裂縫顯微組織 SEM……. 131} 圖_{4-73 旋形(電子束預熱與續熱)銲件時效熱處理之拉伸 OM 及 SEM 破斷面 133} 圖_{4-74 旋形 C-250 麻時效鋼高溫實驗流程圖………... 135} 圖_{4-75 旋形 C-250 麻時效鋼高溫拉伸 OM 金相圖……… 137} 圖_{4-76 旋形 C-250 麻時效鋼高溫拉伸機械性質比較………. 139} 圖_{4-77 旋形 C-250 麻時效鋼在 300℃拉伸破斷 OM 及 SEM……… 141} 圖_{4-78 旋形 C-250 麻時效鋼在 400℃拉伸破斷 OM 及 SEM……… 141} 圖_{4-79 旋形 C-250 麻時效鋼在 500℃拉伸破斷 OM 及 SEM……… 142} 圖_{4-80 旋形 C-250 麻時效鋼在 600℃拉伸破斷 OM 及 SEM………. 142} 圖_{4-81 旋形 C-250 麻時效鋼在 700℃拉伸破斷 OM 及 SEM……… 143} 圖4-82 旋形 C-250 麻時效鋼因鈦元素徧析造成破裂啓始點之 SEM 及 EDS 分析………..……….. 143 圖_{4-83 旋形 C-250 麻時效鋼在 800℃拉伸破斷 OM 及 SEM…... 144} 圖4-84 旋形 C-250 麻時效鋼在 800℃徧析造成破裂啓始且形成孔洞之 SEM 及EDS 分析………..…... 144 圖4-85 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件經時效熱處理之拉伸實驗銲道破 斷顯微觀察………... 146 圖4-86 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件經時效熱處理之拉伸破斷及銲道 形態OM 顯微觀察……… 147 圖_{4-87 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件經時效熱處理之高溫機械性質… 148} 圖_{4-88 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 300℃拉伸銲道破斷相……….. 150} 圖_{4-89 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 400℃拉伸銲道破斷相………. 151} 圖_{4-90 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 500℃拉伸銲道破斷相……….. 151}

圖_{4-91 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 600℃拉伸破斷相………... 152} 圖_{4-92 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 700℃拉伸銲件破斷相……… 152} 圖4-93 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 700℃拉伸破斷時，因鈦元素徧 析集中造成破斷的啟始點，高純度的鈦元素殘留在孔洞內之SEM 與 EDS………. 153 圖_{4-94 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件在 800℃高斷面頸縮之拉伸破斷相 153} 圖_{4-95 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件之 800℃拉伸銲件破斷相………. 154} 圖_{4-96 旋形 C-250 麻時效鋼電子束銲件之 800℃拉伸破斷之大旋渦狀 SEM 154} 圖_{4-97 時效熱處理溫度對旋形 C-250 麻時效鋼影響之實驗流程圖………. 157} 圖_{4-98 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理之 X-ray 繞射分析…. 158} 圖4-99 C-250 麻時效鋼經 79%壁厚縮減率之旋形加工後管壁截面之徑向 微硬度分佈……… 158 圖_{4-100 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理後平均微硬度值……. 159} 圖_{4-101 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理後之光學顯微組織觀察 160} 圖_{4-102 旋形 C-250 麻時效鋼經過時效熱處理後之 SEM 顯微組織觀察…… 160} 圖_{4-103 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理後之拉伸機械性質….. 162} 圖4-104 79%旋形加工量 C-250 麻時效鋼經 540℃/6h/AC 時效處理後 之 顯 微 組 織 結 構 TEM……….……….. 163 圖4-105 79%旋形加工量 C-250 麻時效鋼經 540℃/6h/AC 時效處理後 之 顯 微 組 織 結 構 TEM………..………. 163 圖4-106 79%旋形加工量 C-250 麻時效鋼經 540℃/6h/AC 時效處理後 之 顯 微 組 織 結 構 TEM………..………. 164 圖_{4-107 旋形 C-250 麻時效鋼經不同時效溫度熱處理後拉伸之應力應變曲線 164} 圖_{4-108 旋形 C-250 麻時效鋼之拉伸破斷面………. 166} 圖_{4-109 旋形 C-250 麻時效鋼經 450℃不足時效熱處理之拉伸破斷面……. 166} 圖_{4-110 旋形 C-250 麻時效鋼經 480℃標準時效熱處理之拉伸破斷面……. 167} 圖_{4-111 旋形 C-250 麻時效鋼經 510℃低過時效熱處理之拉伸破斷面……. 167} 圖_{4-112 旋形 C-250 麻時效鋼經 540℃過時效熱處理之拉伸破斷面………. 168} 圖_{4-113 旋形 C-250 麻時效鋼經 570℃高過時效熱處理之拉伸破斷面……. 168} 圖_{4-114 旋形 C-250 麻時效鋼經 600℃高過時效熱處理之拉伸破斷面…….. 169}

FCC ：面心立方晶 BCC； ：體心立方晶 α；M ：麻田散鐵 α’ ：肥粒鐵(含 Ni 較少為 BCC 相) γ；A ：沃斯田鐵 γ’ ：逆變態沃斯田鐵(含 Ni 較多的 FCC 相) As ：開始變態為沃斯田鐵的起始溫度 Af ：完成變態為沃斯田鐵的結束溫度 Ms ：開始變態為麻田散鐵的起始溫度 Mf ：完成變態為麻田散鐵的結束溫度 EBW；E ：電子束銲接 TIG ：氬銲 AV ：加速電壓 BC ：射速電流 S ：銲接速度 θ ：熱輸入量(J/mm) WM ：銲道 HAZ ：熱影響區 PMZ ：部份熔化區 t ：厚度 0 t ：胚盂管壁厚 f t ：試件成品壁厚 t ε ：壁厚減縮率 max ε ：最大壁厚減縮率 F0 ：0%旋形加工量 F58 ：58%旋形加工量

符 號

F79 ；F ：79%旋形加工量 A450 ：不足時效熱處理（450℃/6h/AC） A480；A ：時效熱處理 （480℃/6h/AC） A510 ：低過時效熱處理（510℃/6h/AC） A540 ：過時效熱處理 （540℃/6h/AC） A570 ：過時效熱處理 （570℃/6h/AC） A600 ：高過時效熱處理（600℃/6h/AC） F0A ：0%旋形加工量+時效熱處理 F58A ：58%旋形加工量+時效熱處理 F79A ：79%旋形加工量+時效熱處理 F0E ：0%旋形加工量+電子束銲接 F58E ：58%旋形加工量+電子束銲接 F79E ：79%旋形加工量+電子束銲接 F0EA ：0%旋形加工量+電子束銲接+時效熱處理 F58EA ：58%旋形加工量+電子束銲接+時效熱處理 F79EA ：79%旋形加工量+電子束銲接+時效熱處理 S ：消除加工應力 （480℃/6h/AC） FHθE ：79%旋形加工量+高熱輸入量電子束銲接 FLθE ：79%旋形加工量+低熱輸入量電子束銲接 FSLθE ：79%旋形加工量+消除加工應力＋低熱輸入量電子束銲接 FHθEA ：79%旋形加工量+高熱輸入量電子束銲接+時效熱處理 FLθEA ：79%旋形加工量+低熱輸入量電子束銲接+時效熱處理 FSLθEA ：79%旋形加工量+消除加工應力＋低熱輸入量電子束銲接 +時效熱處理 FHE ：79%旋形加工量+電子束預熱＋銲接 FEH ：79%旋形加工量+銲接＋電子束續熱 FHEH ：79%旋形加工量+電子束預熱＋銲接＋續熱

一、前 言

1.1 簡介

以 Co、Mo 為主要強化元素之 18% Ni 麻時效鋼(Maraging steel)， 經固溶退火(Solution annealing)處理後不論冷卻速度快慢，皆會完全變 態為質軟的低碳麻田散鐵組織(Martensite structure)。其後經由時效 (Aging)熱處理，使麻田散鐵基地析出分佈均勻極細的金屬間化合物 (Intermetallic compound)，以阻礙差排滑移(Dislocation slip)來強化材料 的機械性質[1-3]。 麻 時 效 鋼 經 固 溶 熱 處 理 後 ， 具 有 高 破 斷 韌 性 (Fracture toughness)、延展性、成形性佳及良好銲接性。經簡易熱處理即可獲得 高抗拉強度，且尺寸變化甚微，又無表面脫碳的困擾，並具有優良的 高溫操作及耐蝕等特性，廣泛應用在航太精密科技之載具及推進器系 統及深海潛艇與核能工業(圖 1-1)[1-7]。 為能發揮麻時效鋼的優良特性及製程品質控制，航太科技工業經 常應用旋形加工(Flow forming)及電子束銲接(Electron beam welding, EBW)精密加工製程技術，製造如高性能的飛行推進器及結構系統。 旋形加工為非切削性、無屑之冷作成型加工製程技術[8-11]，可製造 長且薄的高精密無縫管件，有增加強度、節省材料、加工快速及低成 本之優點。電子束銲接製程技術[2,11-13]則具有熱輸入量小、銲道深 寬比大、熱影響區(Heat affected zone, HAZ)窄、銲後變形小及工件表 面不易氧化等特性。

1.2 研究動機與目的

18%Ni 麻時效鋼自開發以來，對航太工業的發展貢獻良多。超高 強度及優異機械性質的麻時效鋼成為航太科技工業主要的應用材 料，並廣泛應用在太空、大氣層內之飛行器及深海之潛航器等高科技 產品[7]。隨著航太科技工業需求性能的不斷提升，傳統的製造技術已 不符效益。因此，各界均致力於開發更精良、快速及高效率的製程以 及材料特性的掌握與發揮。 在航太科技工業所應用的飛行載具必須具備重量輕及強度高的 要求條件。而在使用的過程中，必須同時承受內部燃燒所產生的高 溫、高壓及外部因飛行氣流產生的熱效應，以及支撐整體結構的高應 力負荷，因此載具必須具備一定的結構強度及應變能力。因此，為了 提升製程效益及材料機械性質與控制品質，航太製造工業經常採用精 密無縫「旋形冷作加工」及高能量「電子束銲接」製程技術來達成。 然而，之前研究 [8-11] 結果顯示，C-250 級麻時效鋼(簡稱為「麻 時效鋼」)經高斷面減縮率(79%)之順流旋形(Forward flow forming)冷 作加工(簡稱為「旋形加工」)及高能量電子束銲接製程，再施以 480℃/6h/AC 時效熱處理後，銲道因強化元素偏析(Segregation)作用導 致強化不足及母材產生加工硬化效應，銲道強度隨著加工量增加而形 成極大的落差，導致延伸率(Percentage elongation)嚴重不足(1.2%)， 僅達 AMS 6520D 規範值(2.5%)的 48%。此影響藉由一般的熱處理程 序無法有顯著的改善[2,8-11]。若應用在飛行載具，則因銲道強度及延 伸率不足形成整體結構的脆弱點，嚴重限制了在航太科技工業的發 展。 因此，為了解決麻時效鋼經高斷面減縮率之旋形加工(簡稱為「旋 形麻時效鋼」)及電子束銲接後延伸率嚴重不足的窘境，本研究有系 統的規劃六組研究與實驗程序，經由先前的推論與實驗以獲得正確的 相互關係後，再依據結果規劃設計解決的方案，進行全尺寸之實體試

麻時效鋼進行相同參數之電子束銲接，經由實驗分析以獲得不同旋形 量電子束銲件與延伸率的相互關係及影響程度；(3)以高、低電子束能 量進行銲接及銲前先消除加工應力製程，經由實驗以獲得銲道內強化 元素之偏析量及消除應力，對旋形銲件的強度與延伸率的影響及相互 關係，以解決延伸率不足的問題；(4)以低功率的電子束在銲道處，分 別施以銲前預熱及銲後續熱之不同製程，以獲得低功率電子束熱處理 對銲道與熱影響區之顯微組織結構與延伸率的影響；(5)經 79%高旋形 加工量的麻時效鋼及電子束銲件，進行不同高溫環境的實驗，以獲得 高溫對母材與銲道的機械性質及顯微組織結構的影響；(6)對 79%旋形 麻時效鋼，施以450℃～600℃不等的時效熱處理製程，以獲得時效溫 度對晶粒細化及延伸率的影響與關係，並藉由不同時效熱處理製程之 組合條件，以增加旋形麻時效鋼及電子束銲件在延伸率應用彈性的廣 度。希望由此六組的結果提供日後研究與使用者，在考量材料強度及 延伸率選用時之製程組合的參考依循。 藉由以上的實驗設計與研究分析，將分別獲得：(1)不同旋形加工 量於常溫及高溫環境應用之機械特性；(2)不同旋形加工量對電子束銲 件強度及延伸率的影響；(3)79%旋形管件經由降低電子束熱輸入量以 提升銲件強度及延伸率的最佳關鍵製程；(4)79%旋形管件經由電子束 銲前預熱及銲後續熱處理，以改變銲件破斷的型態來提升延伸率之關 鍵技術。最後經由上述完整且最適化的關鍵製程技術，提高銲件強度 及解決延伸率嚴重不足的瓶頸，以提升麻時效鋼對航太科技發展的貢 獻。

二、文獻回顧

2.1 C-250 麻時效鋼

「麻時效鋼」含碳量極低(C< 0.03%)，故非以碳來強化其機械性 質。麻時效鋼於固溶熱處理溫度時形成沃斯田鐵相，冷卻至室溫時則 變態為質軟(30～35 HRC)富延性及韌性之 BCC 晶體結構之麻田散鐵 組織[2]。再經「時效熱處理」則在基地均勻析出 Ni3Mo 極細粒子之 金屬間化合物，使得差排移動困難而強化[2,14,15]。同時，因基地仍 為低碳麻田散鐵，尚具有相當韌性及延展性，其破裂韌性比傳統高強 度鋼更好(圖 2-1)，具有一般鋼料無法達到之強度[2,16]。麻時效鋼具 優異的高溫機械性質，S. Floreen [2]稱此種鋼料可長時間使用於 400℃ 環境中，在此溫度下之抗拉及降伏強度約為室溫之80%，斷面縮減率 及延伸率與室溫值相當。當溫度高於 400℃則麻田散鐵基地逆變態為 沃斯田鐵，長時間負荷能力將因而快速衰減。低溫時，麻時效鋼的強 度增加，這與其他高強度鋼相似，如圖2-2 所示。麻時效鋼具有優越 硬化能 (Hardenability)，固溶後不受冷卻速率的影響，至室溫時皆會 完全變態為質軟的麻田散鐵。固溶材料於時效前易於製作成為複雜的 形狀，時效硬化後，具有尺寸變形量甚微、極佳的銲接及無脫碳等特 性[16,17]。由於以上的特性，除了應用在軸承、聯結器、模具、衝頭、 液 壓 管 及 彈 簧 外 ， 更 應 用 在 飛 彈 武 器 及 航 太 空…等 高 科 技 領 域 [6,15,16,18,19]。

2.1.1 麻時效鋼之發展 隨著航太及軍事工業蓬勃發展，超高強度結構鋼材需求日益迫 切，1959 年由美國國際鎳公司研發出以 Co 強化之 18%Ni 麻時效鋼 [19]。此鋼料主要是以 Fe-Ni 為合金系統，經固溶熱處理後空冷至室 溫形成麻田散鐵組織，並以Co、Mo 為主要強化元素，Ti 為補強元素 之18% Ni 麻時效鋼[7]。由於麻時效鋼擁有優異的機械性質與易製作 之特性，受到廣泛的重視與應用。 1970 年代中期，Co 成為重要的戰略物資，來源獲得不易且價格 昂貴，在應用上受到限制。1981 年由美國 Teledyne Vasco 公司研發以 價格較低廉的 Ti 為主要強化元素之無 Co 麻時效鋼[17,20]，形成以 Co 及 Ti 強化兩大系類。就 18%Ni 麻時效鋼之商業實用價值，依降伏 強度則在 200 Ksi～350Ksi，並區分為 200、250、300 及 350 四種等 級，指其尖峰時效(Peak-aged)條件之降伏強度為 200、250、300 及 350 Ksi。另有 20％Ni 與 25％Ni 之麻時效鋼，因高強度時之脆性大而不 以採用[21]。 麻時效鋼優越的機械特性，主要應用於機器結構件，特別是尖端 技術航太工業，也用於製作壓鑄、擠壓、冷鍛等各種模具。只是推展 麻時效鋼製造模具的具體技術和研究甚少[22]。麻時效鋼可於室溫之 麻田散鐵組織狀態下加工成型後，經由約480℃左右的時效析出金屬 間化合物來強化其機械性質，且因變形甚微，為製造高精密零件的理 想材料。 由於尖端科技技術及航太工業的快速發展，麻時效鋼有著廣闊的 發展前景。材料研究者除已開發不同成份及級別的麻時效鋼，在熱處 理工藝方面亦已開發了細化晶粒方法、時效處理、表面離子氮化等技 術。近年來更積極投入超純淨麻時效鋼、噴射沈積麻時效鋼複合材 料、超高強度麻時效鋼及燃料電池等的研究，且均獲得一定的成果 [22]。

2.1.2 麻時效鋼合金元素及特性 18Ni 麻時效鋼以 Co 及 Ti 為主要強化元素之 C 與 T 兩大系類。 以 C 類麻時效鋼之成份，通常含相當多量之 Ni、Co、Mo 及少量之 Ti、Al 等元素，而 Si、Mn、C、S、P 之含量相當低，屬不純物元素， 量多時會危害麻時效鋼之機械性質。其各種添加元素(如表 2-1)[23] 對其機械性能及熱處理等特性分述如下[24-30]： 表2-1 麻時效鋼合金組成化學成份表(wt.%)[8,23]

Element Ni Co Mo Ti Al Si(max) Mn(max) C(max) S(max) P(max) Fe

C-200 C-250 C-300 C-350 17-19 17-19 18-19 18-19 8.0-9.0 7.0-8.5 8.5-9.5 11.5-12.5 3.0-3.5 4.6-5.2 4.6-5.2 4.6-5.2 0.15-0.25 0.3-0.5 0.5-0.7 1.3-1.6 0.05-0.15 0.05-0.15 0.05-0.15 0.05-0.15 <0.1 <0.1 <0.1 <0.1 <0.1 <0.1 <0.1 <0.1 <0.03 <0.03 <0.03 <0.03 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 Rem. Rem. Rem. Rem. 1. Ni ： Ni 含 量 的 多 寡 ， 左 右 麻 田 散 鐵 起 始 溫 度 (Martensite start temperature, Ms)，每增加 1wt.% Ni 會使 Ms 降低約 40℉(如圖 2-3)。Ni 與 Fe、Mo、Ti 及 Al 所產生的析出物為 Ni3Mo[2,31,32],

η-Ni3Ti[33-36]、Ni3Al[37]及(Fe,Ni)2(Mo,Ti) [15,38]。由於 Ni

是沃斯田鐵穩定元素(Austenite stabilizer)，易形成沃斯田鐵組 織，而冷卻至室溫無法完全變態為麻田散鐵，稱為逆變態沃斯 田鐵。此一軟的沃斯田鐵不僅是麻時效鋼高溫或長時間時效軟 化原因之一，且會降低應力腐蝕破裂抵抗性以及疲勞強度。銲 道更是在標準時效溫度時即會產生，降低銲道的強度[8]。因而 Ni 的多寡將影響材料的強度、延性與韌性[15,39,40]。為克服 Ni 的這一缺點，在麻時效鋼中加入 Co 元素。

圖2-3 Fe-Ni 二元系統準安定(Metastable)相圖[2]。 2. Co：為麻時效鋼主要強化元素之一。Co 不會形成析出物[2]，但可使 基地形成短程序化(Short-range ordering )，而有硬化效果。其主 要功能在降低 Mo 在麻田散鐵基地內的溶解度及避免生成 Fe-Mo 相[41]，使更多的 Mo 參與時效反應，以增加時效期更多 細微且分佈均勻的 Ni3Mo 析出粒子。析出物大都析出於差排或 麻田散鐵板條晶界，使材質強度更佳。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、2-5、2-6 所示 [27,42]。Co 能抑制橫向滑移，而大幅的提昇轉脆溫度。另一作 用是Co 可升高麻田散鐵 Ms 的轉換溫度範圍( 1 wt.%的 Co 會使 Ms 升高約 10℉ ) [2]，使麻時效鋼之合金含量提高，當冷卻至室 溫前完全轉變為麻田散鐵，但會有材料脆化的缺點[43]。

圖2-4 Co 與 Mo 的含量對麻時效鋼硬度之影響[27]

圖2-5 Co與Mo對Fe-18Ni-Co-4Mo系統之Ms溫度之影響[42]

(a) (b)

圖2-6 Co對Fe-18Ni-Co-4Mo系統的影響：(a)時效對硬度的影響；(b)Co含 量對抗拉強度的影響[42]

3. Mo：為主要硬化元素。形成 Fe-Ni-Mo 合金過渡相，其結構與 Fe2Mo 相似。此過渡相為準安定狀態，時效進行時形成 Fe2Mo，還促 使Ni3Ti 析出。Mo 另一功能是減少晶界析出之趨勢，而在板條 狀麻田散鐵晶粒內析出 Ni3Mo 而達到強化的效果( 20 Ksi/1 wt.% )。而不含 Mo 之麻時效鋼，析出物會析出於晶界而使韌性 大降。反之，可阻止晶界析出而改善韌性[2]。Mo 為裂縫抑制劑， 可抑制裂縫成長速率。並與 Ni 一樣隨著 Mo 含量增加，使 Ms 溫度降低(每增加 1 wt.%的 Mo 會使 Ms 降低約 40℉)。所以當 Mo 的加入量超過 10%時，將產生殘餘沃斯田鐵，從而對機械性 能造成不良影響。 4. Ti：在 Co 強化之麻時效鋼中，Ti 為強化之補助元素，主要是在麻田 散鐵內析出Ni3Ti 而達到強化的效果，每增加約 1 wt.%的 Ti，則 可使麻時效鋼降伏強度提升100 Ksi(如圖 2-7 所示)[18]。Ti 亦可 降低麻田散鐵轉換溫度範圍，減少沃斯田鐵的形成，當每增加1 wt.%的 Ti 可使 Ms 降低 70℉左右。Ti 也可以中和、消解殘留的 碳、氮，避免雜質形成而減低韌性。Ti 的含量通常低於 0.6 wt.%， 含量大於 1.6%(Wt%)時易產生偏析以導致韌性大幅下降，且在 900℃～1100℃長時間保溫時易在沃斯田鐵晶界生成一層 TiC 薄 膜。因此，麻時效鋼必須避免長時間退火於此溫度區間，以防止 TiC 薄膜之生成而導致脆性[2]。 研究學者[18]以主要合金元素 Co、Mo 及 Ti 歸類出一個方程式(1) 來推估麻時效鋼之降伏強度，並經實驗驗證結果顯示，在材料長軸向 (Longitudinal)的誤差值較另一軸向為小，如圖2-8 所示。 降伏強度(Ksi)=15.1＋9.1(%Co)＋28.3(%Mo)＋80.1(%Ti) (1)

圖 2-7 Ti 含量對麻時效鋼(C-300)降伏強度之影響。(1500℉之固溶處理 1 小時，900℉時效 3 小時)[18] 圖 2-8 Ti、Co 及 Mo 總含量對麻時效鋼(C-300)降伏強度之影響。(1500℉ 之固溶處理1 小時，900℉時效 3 小時)[18] 5. Al：Al 是增加降伏及抗拉強度的有力強化元素及去氧化劑，但也是 降低衝擊值最大的脆化元素。就韌性而言 Al 比 Ti 有利，因 Ti 所引起的脆化現象達 Al 的二倍以上[11]，當麻時效鋼含微量的 Al 時之 Ni3Al 析出均勻地分佈在基地內[44]，可產生甚大的強化

效果，一般含量在0.05～0.12 wt.%的範圍內，含量增多，則衝 擊韌性越好，如圖2-9 所示。但 Al 添加至 0.2 wt.%，雖仍會造 成強化效果，但將導致韌性降低。 圖2-9 Al 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響[8] 6. Si 和 Mn：Si＋Mn 含量超過 0.25 wt.%時，會降低麻時效鋼之韌性， 如圖2-10 所示。所以，Si 和 Mn 含量均須小於 0.12 wt.%。 圖2-10 Si 和 Mn 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響[8]

由於易形成TiC、Mo2C，而減少 Ti 與 Mo 的析出，導致強度降 低，如圖2-11 所示。 真空冶煉時，N 含量要低，否則將會與 Ti 形成 TiN，導致 因減少 Ni3Ti 相的析出，使降伏強度降低。Fe3C、TiN、TiC 及 TiCN 會使材料變脆。當 C、N 含量很小時，可增加麻時效鋼之 塑性變形抵抗能力。 圖2-11 C 含量對麻時效鋼(C-250)機械性質之影響[8] 8. S： S 對麻時效鋼而言為有害雜質，其含量須控制在 0.01 wt.%以內， 愈少愈好，此元素對強度及韌性均為負面的影響[2,14]。如圖 2-12 所示。 圖2-12 S 含量對麻時效鋼(C-250)衝擊韌性性質之影響[8]

2.1.3 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＋γ α 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] 2.1.4 麻時效鋼銲接特性 麻 時 效 鋼 的 銲 接 性(Weldability)較優於同級之高強度低合金 鋼。由於含碳量極低的麻時效鋼於銲接過程中，其熔融區冷卻時生 成質軟且富延性之低碳麻田散鐵鑄造組織[2,18]，熔融線附近的熱影 響區為非雙晶(Untwined) BCC 麻田散鐵組織，韌性高且氫脆敏感性 較低[57]，而不需經預熱或保溫即可獲得無裂痕之銲件。雖有文獻[58] 指出，以MIG 銲接麻時效鋼發生冷裂的現象，但若將銲件施以真空 退火(Vacuum annealing)，因氫的含量低，並無冷裂的困擾[59]。依鄔 君[60]的研究文獻中指出，銲件的氫脆敏感性受時效溫度所影響，主 要是隨時效溫度升高逆變態沃斯田鐵析出量增加，而降低材料的氫 脆敏感性。在黃君[61]的研究文獻亦提出，隨時效溫度升高，銲件所 增量析出之逆變態沃斯田鐵能阻擋裂縫成長或鈍化裂縫尖端，使裂 縫成長速率降低，破裂韌性提高。一般高強度低合金鋼銲件若未經 預熱或後熱處理時，其熱影響區的組織為Untempered martensite，不 但質硬、脆及氫脆的敏感性高，易在熱影響區發生冷裂現象[15]。 麻時效鋼銲件熱裂的敏感性與材質的清淨度及銲道合金成份有 關[62]。麻時效鋼經過二次真空熔煉(Vacuum melting)，使易造成熱 裂的不純物如S、Si、C、P…等含量降低，以維持優良的韌性。此

外，合金成份中所含的Mo 元素具抑制裂縫成長作用(Crack inhibitor) [40]，故能提升抗熱裂性。 根據以往對麻時效鋼銲接的研究，其接合效率[15]以電子束 90 ～100%最高，TIG 以 85％～95％次之、MIG 以 80％為最低，高熱 輸入量的銲接方法銲件強度較差，這是因為逆變態沃斯田鐵的量增 加以及沃斯田鐵池較粗大所致[63,64]。 李君研究[8,9]以 66.5 J/mm 電子束熱輸入量及接銲前時效熱處 理與銲後應力消除製程，因銲道仍然因大量的逆變態沃斯田鐵生 成，強度下降形成銲件的弱點，導致延伸率比母材大幅下降 88.5%， 但不影響拉伸強度。 麻時效鋼熔接後銲道受不同程度的熱輸入量(圖 2-19)，呈現類似 鑄造之麻田散鐵+沃斯田鐵(Martensitic + Austenite)[5]組織(圖 2-20、 2-21a)，及熱影響區可區分為三區域：緊鄰著銲道熔融線的粗晶區(圖 2-21b)，因輸入熱接近熔點形成粗大的麻田散鐵；其次是亮浸蝕區的 次粗晶區，因固溶退火而生粗的麻田散鐵；另是狹窄的暗浸蝕帶(圖 2-21c)，由於被熔接熱加熱至 600℃～750℃而產生逆變態沃斯田鐵。 除前三段受銲接熱影響呈現明顯的相變化之熱影響區外。同樣接受 銲接熱輸入的影響，產生局部硬化區域(溫度自 600℃至常溫)，此區 域為麻田散鐵，其時效硬化程度不等[2]。 700 600 500 1000 900 800 1100 1200 1300 1400 1500 1600 L 1700 HAZ Weld Base metal Fusion line Coarse-grained region Light-etching region Dark-etching band Tem p erat ur e ( ℃ ) γ γ +α α δ

圖 2-20 麻時效鋼銲件銲道及熱影響區示意圖[4] 圖 2-21 C-250 麻時效鋼電子束銲道與 HAZ 之光學顯微相片：(a)銲道；(b) 熔線與粗晶區；(c)暗浸蝕帶[11] 1. 銲道組織 麻時效鋼在固溶(815℃)及時效(480℃)處理後，不會產生逆變態 沃斯田鐵[65,66]，而必須在較高的時效溫度才會發生。然而，經銲 接後直接時效處理之銲道組織因 Ni、Mo 及 Ti 合金元素的偏析，會 使逆變態沃斯田鐵生成的溫度降低[66-68]，導致在正常的 480℃時效 溫度即會發生[64,68]。因此旋形麻時效鋼銲後直接時效處理，由於 25 μm a 25 μm b 25 μm c

強化合金元素的偏析作用及多量的沃斯田鐵池，使銲道的析出強化反 應不完全，而導致銲道硬度降低[11,15,68]。經由 EDS 分析顯示銲道 晶界間的逆變態沃斯田鐵池組織中 Ni、Mo 及 Ti 等合金強化元素含 量均高於銲道晶粒[11]，如圖 2-22 所示。由銲件的破斷面顯示，破 裂路徑乃是沿著沃斯田鐵池內的微裂縫(Microcrack)進行[69]，此種 時效硬化的麻田散鐵包圍較軟的沃斯田鐵池對於銲件的靭性以及延 性均有不利的影響。 根據前人所作的研究顯示[70]，時效前先作固溶處理，沃斯田鐵 池會完全消失，再作時效處理，沃斯田鐵池又再度出現，故固溶處 理無法改善銲道偏析情況。Y. Arata 與 Z. Paley 等人[68,70]建議， C-250 銲件時效前先行 1150℃～1260℃(2100℉～2300℉)的均質化 處理，雖能使銲道偏析情況改善，但是由於晶粒粗大化，可能使銲 件脆化[8-11,15]。 圖 2-22 C-250 麻時效鋼電子束銲道之逆變態沃斯田鐵池：(a)銲道晶界間 逆變態沃斯田鐵池；(b) 逆變態沃斯田鐵池 EDS 元素能量分析圖 [11] 10 μm a

Reversion austenite pools

2. 熱影響區組織

銲件之熱影響區組織可區分為三個區域：緊鄰銲道熔融線之粗 晶區(Coarse-grained region)、處於熱影響區中間之亮浸蝕區(Light- etching region)及與母材交接處之暗浸蝕帶(Dark-etching band)。 粗晶區：緊鄰銲道熔線的區域，銲接時受熱加溫至完全沃斯田鐵相 區，隨後不論冷卻速度之快慢，最後皆形成低碳粗大的板條狀麻田 散鐵組織[11]，這是因較高的沃斯田鐵化溫度所致，且因輸入熱量不 同，越靠近銲道越粗大，如圖2-21b 所示。 亮浸蝕區：此區的尖峰溫度(Peak temperature)界於粗晶區與暗浸蝕帶 之間，隨著愈接近母材，其尖峰溫度愈低，由於受到固溶以上溫度 及過時效作用，晶粒由粗大漸次縮小，且在接近暗浸蝕帶區有逆變 態沃斯田鐵逐漸生成。 暗浸蝕帶：係受銲接熱影響，溫度範圍落在 α´+γ´雙相區內，約 593℃ 至 730℃之間（1100℉至 1350℉）[11,15]，呈現過時效現象。此區 域產生大量的析出物，以致該區域經化學浸蝕時易受到腐蝕液之腐 蝕，由金相觀察因凹陷處無反射光線而呈現黑色，如圖2-21c 所示。 主要的組織為麻田散鐵以及細微分散的逆變態沃斯田鐵。暗浸蝕帶 的寬窄及逆變態沃斯田鐵必須藉由擴散反應方能完成，高輸入熱量 的銲接過程在此一溫度區間停留的時間較長，因此沃斯田鐵生成量 較多及暗浸蝕帶亦較寬[8,11]。 3. 沃斯田鐵池的形成 圖2-23 為沃斯田鐵池形成示意圖[7,24]，在合金成份偏析之處， 逆變態溫度(Reversion temperature, RT)降低，甚至低於時效溫度，以 致於經時效處理後形成白色的沃斯田鐵池，由於銲道凝固時，溶質 原子不斷地由成長的樹枝狀晶端排出，所以在樹枝狀晶端內區域偏 析的情況最為嚴重，沃斯田鐵池於此處優先形成，此種沃斯田鐵極 為安全，由時效溫度空冷至室溫時仍無法變態回麻田散鐵，亦無時

效硬化的效果，雖然在麻田散鐵基地時效硬化仍可進行，但因為強 化元素(Ni，Mo)含量不足，析出硬化的結果也受影響。

2.2 流旋形加工

流旋形加工亦即是運用前人經驗所發展的一種無屑塑性成形技 術，非常適合製造長且薄的高強度無縫管件，又稱為管旋形。乃是將 中空金屬胚管(Blank)或杯形胚盂(Preform)於一定的速度旋轉下，利用 一組滾輪(Roller)施以局部壓力，使其金屬產生塑性變形而包於形模 (或心軸)上，製成具有所需之中空、圓形截面的管殼、容器等工件的 一種管件成形製造技術，如圖2-24 所示。具有旋形後使管件材料依金 屬特性而產生不同的加工硬化效果，且管件品質控制容易，加工時間 短，及節省材料等優異特性。故適用於製作高精度、長形、薄殼無縫 之高強度航太及火箭推進器組件[71-75]。 圖 2-24 臥式順流旋形冷作加工(a)胚管安置(b)旋形製程 Blank Mandrel Roller a b

流旋形加工可依加工時材料流動方向的不同，概略分為兩類：一 為順流旋形，另一為逆流旋形(Backward flow forming)兩種[72-75]，如 圖2-25、2-26 所示。滾輪運動方向與工件金屬流動方向相同者為順流 旋形，適用於有底管件之旋形加工；反之，滾輪運動方向若與工件金 屬流動方向相反，則稱為逆流旋形，適用於中空管件的旋形加工。 (a) 順流旋形(材料流向與滾輪方向相同) (b) 逆流旋形(材料流向與滾輪方向相反) 圖 2-25 順、逆流旋形加工示意圖[72] 流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，即材料進行流旋形加工時在材料發生失敗前最可能達到的壁厚減 縮率[7]。其壁厚減縮率(εt)定義為[73-75]：

式中εt之最大值（εmax）即為金屬之流旋形性，其值愈大流旋 形性愈佳，愈適合於流旋形加工。設流旋形瞬間滾輪下的工件壁 厚為ti，則（tf −ti）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，表示可以由很厚之胚盂，經過乙 道次或多道次旋形，而不需中間製程退火，即可旋至非常薄的管件。 最大壁厚減縮率之測定方式，如圖2-27 所示。 圖 2-27 最大壁厚減縮率之測定方式示意圖[74,75] 加工方式係利用金屬管料或環形胚盂（Preform）置放在形模 （Mandrel）上，旋形設備的滾輪以一定的進給速率接觸胚盂表面後， 沿已設定之路徑運動而予以施壓，此時以大的徑向力量使胚件藉由金 屬發生向阻力較小的軸向方向流動而成形，流旋力分析如圖 2-28 所 示。加工期間因材料塑變性質係依體積不變定律，即加工前後金屬料 件之總體積不變，為無金屬屑生產的製造技術[74,75]。

2.3 電子束銲接

2.3.1 電子束銲接簡介 電子束銲接技術[12,76-78]為利用熱電子放射(Thermal electron emission) 經高電壓加速成為具有高能量電子束，再經過聚焦線圈， 將電子束聚集在很小的區域內，以此種作用方式應用於銲接工作， 進行金屬熔接的一種精密銲接技術。其所聚焦的電子束具高功率密 度及其可調性的優點，使得輸入工件內之熱量減到最低，且銲縫極 為細窄，熱影響區及變形量小，銲道強度大，產品品質優異…等特 性。電子束加工除銲接外還可用來做表面加熱硬化、表面鍍膜及鑽 微細孔洞，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、火箭等零件之製造。

1950 年德國 Carl Zeis 公司的 Dr. Steigerword，最先利用電子束 於熱熔接。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 途的第一部電子束銲接機問世，現今電子束銲接機已有數千台遍佈 世界各地，廣被應用。 2.3.2 電子束銲接原理 電子束銲接設備(圖 2-29)包含真空艙(圖 2-30)、電子鎗、真空建 立系統、高壓裝置、光學視窗系統或掃瞄機構、工作台及控制系統 等。電子槍依據使用的電壓可概分為兩種，一種為高壓型，一種為 低壓型，高壓型的電壓在 100kV 以上，而低壓型在 60kV 以下，高 壓型電子槍因為電壓太高，所以為固定式，而低壓型電子槍則可做 成移動式。 電子束係在一個1.3×10-2 Pa (1×10-4 Torr)高度真空的環境中，經 由電子鎗射出。電子鎗(圖 2-31)之鎢絲(或鉭)的陰極通以高電流，使 鎢絲被加熱到約 2500℃～2800℃的高溫，而放出熱電子。這些電子