中 華 大 學 碩 士 論 文
題目：SCS13 沃斯田鐵系鑄鋼固溶化處理溫度 對耐蝕性及機械性質影響
系 所 別：機械工程學系碩士班 學號姓名：E09608015 徐 歷 星 指導教授：林 育 立 博 士
中華民國 九十八 年 七 月
摘要
本研究為探討SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼在砂模鑄造後，以不同固溶 化溫度處理，觀察SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼的耐腐蝕性及機械性質。
塑化工業所使用的原料絕大部份都具有腐蝕性，空氣輸送用閥體ㄧ般 使用SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼，其耐蝕性取決於適當的固溶化處理，
研究結果顯示不同固溶化處理溫度對耐蝕性影響較為明顯，機械性質 影響較不明顯；從顯微組織發現無實施固溶化處理者之顯微組織為典 型樹枝狀晶的鑄造組織，固溶化溫度使用900°C對樹枝狀晶組織的分解 並不明顯，隨著溫度的增加δ-ferrite會不斷的向沃斯田鐵基地相進 行分解，分解擴散的過程中使濃度趨向於平衡，固溶化溫度於1200°C 鑄造狀態的條狀初析δ-ferrite已完全分解成分散球狀結構，則相對 使得晶界的面積減少許多，存在的高含鉻量δ-ferrite已被大量固溶 完全，因而減少延晶腐蝕的機會。機械性質部份，900°C固溶化試棒的 伸長率有下降趨勢，與析出於基地上的大量碳化物有關，固溶化處理 1200°C伸長率增加硬度有下降趨勢，研判與δ-ferrite已完全分解有 關，以上結果有助於工業界對SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼固溶化處理對 耐腐蝕性及機械性質的瞭解。
致謝
本論文得以順利完成，就學及研究期間要感謝許多中華大學的老師及 先進同仁的提攜及幫助 :首先要感謝指導教 授林育立 博士 在我就 學兩年的諄諄誨，並對論文提供嚴謹及正確的觀念，而得以順利完成 此份論文，此外也要感謝口試委員馬廣仁教授及工研院賴宏仁博士提 供的指導建議，使論文更趨完整。另外 感謝實驗過程期間先進同仁對 我的協助，中科院林榮進顧問及台灣精密黃桂濤襄理在繁忙的工作之 餘仍然給與實驗上的協助，及台灣控制閥 佳宏及志聰同仁在試棒製作 的協助，這些先進朋友的幫助我銘感在心，最後筆者要感謝最親愛的 家人父親徐明籓先生及母親田月蓮女士，以及在我就學期間適逢女兒 芷誼出生，就學期間辛苦的太太敏容，對家庭的照顧使我無後顧之憂。
在此將成果與喜悅獻與上述各位一同分享。
目錄
頁次 摘要 ... Ⅰ 致謝 ... Ⅱ 目錄 ... Ⅲ 表目錄 ... Ⅵ 圖目錄 ... Ⅶ
第一章 前言... 1
1.1 背景說明 ... 1
1.2 研究動機 ... 3
第二章 理論與文獻回顧 ... 5
2.1 材料介紹 ... 5
2.1.1 鑄鋼 ... 5
2.1.2 沃斯田鐵系鑄鋼 ... 5
2.2. 沃斯田鐵系不銹鋼鑄造 ... 7
2.2.1 沃斯田鐵系不銹鋼的凝固模式 ... 7
2.2.2 肥粒鐵量對耐蝕的影響 ... 8
2.2.3 肥粒鐵量對沃斯田鐵不銹鋼的影響 ... 10
2.2.4 σ相對不銹鋼的影響 ... 10
2.3 鑄鋼的熱處理 ... 12
2.3.1 鑄鋼均質化退火 ... 12
2.3.2 固溶化處理 ... 13
2.4 不銹鋼之延晶腐蝕 ... 14
第三章 實驗方法與程序 ... 15
3.1 試件的製備 ... 17
3.1.1 試片材質分析 ... 17
3.1.2 拉伸試棒的製作 ... 17
3.2 固溶化熱處理 ... 20
3.3 萬能材料試驗機 ... 22
3.4 金相試驗 ... 23
3.5 δ-肥粒鐵量分析 ... 24
3.6 硬度試驗 ... 25
3.7 鹽霧試驗 ... 26
3.8 掃 描 式 電子顯微鏡(SEM)試驗 ... 27
3.9 能量分散光譜儀(EDS)試驗 ... 29
第四章實驗結果與討論 ... 30
4.1 顯微組織觀察 ... 30
4-1.1 固溶化溫度對顯微組織的影響 ... 30
4.1.2 拉伸試驗破斷形態 ... 39
4.2 機械性質探討 ... 43
4.2.1 拉伸試驗結果 ... 43
4.2.2 硬度試驗結果 ... 45
4.3 耐蝕性質探討 ... 47
4.3.1 δ-ferrite殘留量 ... 47
4.3.2 EDS 微組織成份分析 ... 50
4.3.2 鹽霧耐蝕性試驗 ... 55
第五章 結論 ... 57
第六章參考文獻 ... 59
表目錄
頁次
表一 SCS13 各試棒成份表 ... 18
表二 固溶化作業曲線表 ... 21
表三 SCS13 固溶化處理拉伸試驗機械性質 ... 44
表四 SCS13 於不同固溶化條件下硬度測量值 ... 45
圖目錄
頁次
圖 1-1 塑化工業空輸系統閥體示意圖 ... 4
圖 2-1 Schoefer 狀態圖 ... 9
圖 2-2 鉻元素比例與肥粒體關係圖 ... 9
圖 2-3 σ-phase 異質成核的有利環境 ... 11
圖 3-1 實驗步驟流程 ... 16
圖 3-2 賀欣鋼鐵材質分析設備分光儀 ... 18
圖 3-3 鑄造成品 ... 19
圖 3-4 CNS2112 金屬材料拉伸試驗試片鑄件品 4 號試片... 19
圖 3-5 鹽浴爐 ... 21
圖 3-6 萬能材料試驗機 ... 22
圖 3-7 金相試片作業流程 ... 23
圖 3-8 直立式光學(OM)顯微鏡 ... 23
圖 3-9 洛氏(Rock well)硬度機 ... 25
圖 3-10 鹽霧試驗機 ... 26
圖 3-11 SEM原理 ... 28
圖 3-12 場發射掃 描 式 電子顯微鏡 ... 28
圖 4-1 無實施固溶化 OM 金相組織 ... 31
圖 4-2 無實施固溶化 SEM 金相組織 ... 31
圖 4-3 900°C 固溶化處理後金相組織圖 ... 33
圖 4-4 900°C 固溶化處理後顯微組織圖 ... 33
圖 4-5 900°C 固溶化 SEM 金相組織 ... 34
圖 4-6 Cr 碳化物析出形態示意圖 ... 34
圖 4-7 1050°C 固溶化處理金相組織圖 ... 35
圖 4-8 δ-ferrite 不穩定狀態示意圖 ... 36
圖 4-9 1050°C 固溶化處理後金相組織圖 ... 36
圖 4.10 1200°C 固溶化 OM 金相組織 ... 38
圖 4.11 初析δ-ferrite 球狀化 ... 38
圖 4-13(a) 拉伸實驗破斷面型態無固溶化 ... 40
圖 4-13(b) 拉伸實驗破斷面型態於 900°C 固溶化條件... 40
圖 4-13(C) 拉伸實驗破斷面型態於 1050°C 固溶化條件 ... 41
圖 4-13(D) 拉伸實驗破斷面於 1200°C 固溶化條件 ... 41
圖 4-14 局部頸縮形成纖維狀破壞 ... 42
圖 4-15 SCS13 於不同固溶化處理條件下機械性質比較圖... 44
圖 4-16 SCS13 於不同固溶化條件下硬度值比較圖... 46
圖 4-17 無固溶化熱處理δ-freeite 所佔比例... 48
圖 4-18 900°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例... 48 圖 4-19 1050°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例... 49 圖 4-20 1200°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例... 49 圖4-21 1200°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS成份分析... 51 圖4-22 1050°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS成份分析... 52 圖4-23 900°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS成份分析.... 53 圖4-24 無固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS成份分析... 54 圖4-25鹽霧試驗結果 ... 56
第一章 前言
1.1 背景說明
隨著科技日新月異，工業界對金屬材料使用的要求逐漸嚴苛，耐腐 蝕的不銹鋼材料所佔使用比例更有逐步上升趨勢，尤其應用在塑化工 業粉粒體空氣輸送系統，沃斯田鐵系不銹鋼材料更佔決大部份。
沃斯田鐵系不銹鋼具有抗氧化耐腐蝕性並兼具可焊接性，所以塑化 工業粉粒體空輸系統中閥體或閥件甚至輸送管路均被大量使用，如(圖 1-1)空輸系統閥體的使用位置示意圖所示，如分向閥、閘刀閥、迴轉
閥、控制閥等各類閥體材料，使用沃斯田鐵系不銹鋼的閥體或閥件比 例相當高，因此在塑化工業沃斯田鐵系不銹鋼材料扮演著舉足輕重角 色；
有鑑於砂模鑄造SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼的閥體或閥件表面容易 發生氧化生銹問題，且此缺陷常存在材料表面而造成化工用粉粒體原 料在輸送過程中被氧化物所汙染，為解決氧化生銹問題有必要對SCS13 沃斯田鐵系鑄鋼氧化生銹問題加以研究。
SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼具有良好的焊接性，是因為沃斯田鐵系不 銹鋼本身含碳量相當低 < 0.08%，在不銹鋼各族群中相對比較能避免 焊接後所造成「鉻貧乏區」之容易腐蝕現象，這是熱影響區的「敏 化」所生成的敏化現象。但是在實際焊接作業中仍然容易產生熱裂、
殘留應力及變形及敏化現象，沃斯田鐵系鑄鋼在焊接後會析出初析肥 粒鐵(δ-ferrite)，然而有文獻記載， 殘留的肥粒鐵含量與分佈情形 會影響熱裂 ,於凝固過程中先析出肥粒鐵則可降低熱裂的產生，適量 的肥粒鐵也可降低敏化現象，但是需注意在腐蝕能較大的環境肥粒鐵 容易產生溶解而產生孔蝕(Pitting)，最適合的肥粒鐵含量為5% ~ 10%
［1］ 。
SCS13沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼熱處理的目的，即為消除鑄造過程中內 部存在的鑄造應力，以及固溶鑄造過程中所析出的大量複碳化物 (Carbide)和分解初析肥粒鐵(δ-ferrite)增加材料耐蝕性；從不同的 固溶化熱處理條件解析初析肥粒鐵(δ-ferrite)狀態，將有助於日後 依照使用需求調整固溶化條件。
1.2 研究動機
台灣地處位置屬海島型氣候空氣比較潮濕，氣溫也比較高，一整年 都受到海島型季風的影響，環境上對金屬耐蝕性較不利金屬容易發生 腐蝕劣化，會直接對金屬材料壽命產生影響；本研究的對象是應用於 塑化工業空輸系統閥體材料 SCS13 鑄鋼，主要原因是塑化工業使用的 原料如聚氯乙烯(PVC)、 聚苯乙烯（PS）、聚乙烯(PE)、 聚丙烯(PP) 等決大部份塑化原料具有腐蝕性再加上環境因素，所以空輸系統閥體 材料都是使用具有耐腐蝕性的材料，並且以成本較低廉砂模鑄造降低 製作成本增加產業競爭力。
本研究的目的在瞭解 SCS13 沃斯田鐵系鑄鋼在鑄造後實施固溶化處 理，材料組織產生的變化與耐腐蝕性差異進行研究；在塑化工業空輸 系統中，一般考量耐腐蝕性以及製作成本所以閥體採用 SCS13 沃斯田 鐵系耐蝕鑄鋼並以砂模澆鑄成型，金屬在鑄造冷卻過程中所產生的鑄 造內應力，考量作業成本及熱變形並未實施高溫 1300° ~ 1400°長時間 均質化處理，徹底消除鑄造所產生樹枝狀晶(Dendritic ) 的偏析組 織，然後再實施固溶化熱處理以增加 SCS13 沃斯田鐵系鑄鋼耐蝕性，
目前在工業界改採成本較低廉的作業方式，略過均質化處理直接以固 溶化熱處理消除內部應力，而忽略樹枝狀晶 (Dendritic )組織內應力 所造成耐蝕性問題。
本研究對 SCS13 不銹鋼耐蝕鑄鋼砂模鑄造後實施三種固溶化溫度，
分別為參考金屬手冊標準固溶化溫度的 1050°C 以及高於標準固溶化溫 度 150°和低於標準固溶化溫度 150°等三種溫度實施固溶化鹽浴熱處 理，確認溫度對樹枝狀晶(Dendritic )分解狀態及機械性質，從不同 固溶化溫度所得的組織及機械性質探討固溶化溫度對 SCS13 不銹鋼耐 蝕性所產生的影響。
圖1-1 塑化工業空輸系統閥體使用示意圖
第二章 理論與文獻回顧
2.1 材料介紹
2.1.1 鑄鋼
鋼鐵材料由於價格便宜、彈性的機械性質(可經由不同熱處理條件獲 得)且產量多，目前可以說是用途最廣的工業材料；工業界對於形狀複 雜且難於鍛造之機件，一般採用鑄造成型法，雖然鑄造機械性質相較 於鍛造鋼差，且常伴隨著砂孔，縮裂等問題，但是相較於鍛造加工擁 有較大成本優勢及形狀複雜仍可製作的優點，鑄鋼仍受工業界所親 賴；鑄鋼與其它鐵鋼材料同樣有碳鋼、合金鋼、不銹鋼、耐熱鋼、高 錳鋼等的區別，會依其目地而採用不同的熱處理方法以獲得所需性質。
2.1.2 沃斯田鐵系鑄鋼
金屬材料有一項很大的缺點，就是耐氧化性不足，置放於空氣接觸 處，容易產生氧化作用而造成表面氧化生銹，更甚者侵入材料內部組 織造成材料性質劣化。倘若在鋼鐵材料中加入適當的鉻 (Cr) 和鎳(Ni) 時可以改良鋼的耐蝕性而不容易生銹；鉻(Cr)合金之所以能具有耐蝕 性是因為能在鋼的表面產生鉻(Cr)的氧化膜 Cr2O3，而這種膜對鋼有保 護作用，避免鋼與空氣產生作用，但是鉻(Cr)鋼若和會侵蝕鉻 (Cr) 之氧化膜的酸類(例如硫酸、鹽酸)相接觸，鉻 (Cr)鋼會失去其耐蝕
性，而產生氧化，倘若從鉻 (Cr)鋼中添加適當的鎳(Ni)穩定沃斯田鐵 相則可改良此缺點，達到耐蝕目的，此材料即為工業界大量採用之 3 字頭沃斯田鐵系不銹鋼材，代表性鋼種為 SUS304 .SUS316，本文所採 用之鋼種為 SCS13 鑄鋼，成份規範相近於 SUS304 沃斯田鐵系不銹鋼，
除釸(Si)含量不同 SCS13 達 2.0%，而 SUS304 僅 1.0%以下，釸(Si)在 鑄造過程中可增加金屬液流動性，其餘成份與 SUS304 皆大同小異。
2.2. 沃斯田鐵系不銹鋼鑄造
2.2.1 沃斯田鐵系不銹鋼的凝固模式
沃斯田鐵系不銹鋼的凝固模式，依照Suutala［2］所提出依其特徵、
肥粒鐵含量，以及Creq/Nieq的當量比區分，Creq/Nieq當量比定義如下式，
鉻當量Creq=(%Cr)+(%Mo)+1.5×(%Si)+0.5(%Cb) 鎳當量=Nieq=(%Ni)+30×(%C)+0.5×(%Mn)
可分為以下三種形式:
(1) A型式: Creq/Nieq≦1.48
凝固固化時基地為沃斯田鐵組織，若存有初析肥粒鐵δ-Freeite，
則為蠕蟲狀(vermicular)，存在於樹枝狀(dendrite)結構中。
(2) B型式:1.48≦Creq/Nieq≦1.95
凝固固化時基地主要為肥粒鐵組織，且同時具有蠕蟲狀肥粒鐵 (vermicular ferrite)與板條狀肥粒鐵(lathy ferrite)兩種形式在樹 枝狀結構的心部，而沃斯田鐵組織存在於樹枝狀(dendrite)結構中間 (3) C 型式: Creq/Nieq≧1.95
凝固固化時基地主要為板條狀肥粒鐵組織(lathy ferrite)，再後續 的冷確過程中，沃斯田鐵以費德曼(widmanstatten)組織延著肥粒鐵的 晶界面(habit plane)析出
2.2.2 肥粒鐵量對耐蝕的影響:
沃斯田鐵不銹鋼鑄造過程中會從基地上產生初析肥粒鐵，耐蝕鑄鋼 其強度及焊接性受肥粒鐵量多寡有莫大的變化，熔製時需控制化學成 份，使獲得適量的肥粒體組織，一般廣用之 Schoefer 狀態圖［3］如(圖 2-1)所示肥粒鐵量會影響機械性質變化鉻 (Cr)是不銹鋼中主要合金
元素，純鉻 (Cr)結晶構造與肥粒體相同，同為 BCC 體心立方格子，所 以鉻 (Cr)為肥粒體穩定的原素，使沃斯田鐵區域縮小如(圖 2-2)所示
［4］，對酸類(例如硫酸、鹽酸)耐蝕性不佳；為改善此問題不銹鋼中 常添加另一合金原素鎳(Ni)，鎳(Ni)的添加可增加鋼材在氧化煤界環 境中的抗蝕性，鎳原素與沃斯田鐵相均為 FCC 結構面心立方格子，所 以可藉由添加鎳 Ni 穩定沃斯田鐵相，增加對酸耐蝕性。
圖 2-1 Schoefer 狀態圖［3］
圖 2-2鉻元素比例與肥粒體關係圖［4］
2.2.3 肥粒鐵量對沃斯田鐵不銹鋼的影響
SCS13沃斯田鐵系不銹鋼耐蝕鑄鋼於鑄造過程中析出的δ-freeite 殘留含量與分部狀況都會影響熱裂縫的發生與裂縫形態，肥粒鐵具有 細化晶粒的效果增加晶界面積因此析出在晶界的薄膜較薄不易發生裂 紋［5］。缺點為δ-freeite對沃斯田鐵系不銹鋼來說為富鉻(Cr)區容 易造成σ-phase 析出，所以δ-freeite是異質成核的有利環境對耐腐 蝕性有不利影響。
2.2.4 σ相對不銹鋼的影響
一般來說沃斯田鐵系不銹鋼焊接等同經過不同溫度的熱處理，過程 中會對組織發生變化，焊接後會分解成許多的第二相，對材料耐蝕性 產生劣化其中以δ→σ+γ2的共析分解最需探討，對於不同的熱處理條 件會直接影響到δ-ferrite 轉變成σ-phase 的型態變化及σ-phase 析出的位置，σ相在沃斯田鐵系不銹鋼析出溫度約在650° ~ 900°C，
為不具磁性的Fe-Cr化合物，有助於提升硬度，但是會造成貧鉻區的產 生 ， Kokawa 提 出 在 700 ℃ 時 ， σ -phase 較 易 析 出 於 蠕 蟲 狀 (Vermicular ferri te)肥粒鐵勝於析出存在於絲帶狀肥粒鐵( lacy ferri te)中， 而在溫度高於800℃時，會由樹枝狀肥粒鐵直接分解成 網狀σ-phase， 而在更高溫環境之下， 經歷較長的持溫時間， 網狀
的δ-ferr ite 樹枝狀晶結構會逐漸被破壞並分解， 意指在高溫下，
σ -phase 會 伴 隨 δ -ferrite 往 基 地 相 產 生 型 態 分 解 的 情 形 發 現
［6］。Boppert et al.則發現δ/γ相界面為一個高鉻含量的區域，
且晶界能最高， 正是σ-phase 異質成核的有利環境如(圖2-3)貧鉻區 的產生會造成耐蝕性下降［7］。Konosu & Mashiba et al 於三種不 銹鋼焊材的焊接實驗中發現會有熱裂縫的生成，且裂縫延著δ/γ的相 界面延伸擴展，因為δ/γ為一個低延性的破斷初始位置，因為焊接時 原素的擴散，而造成不銹鋼產生δ- ferrite分解成σ-phase［8］，
有許多研究指σ-phase為裂縫成核有利的位置，此種潛變熱裂縫成長 於焊接過程是不容忽視的。
圖 2-3 σ-phase 異質成核的有利環境［8］
2.3 鑄鋼的熱處理
2.3.1 鑄鋼均質化退火
鑄鋼在合金的凝固中，界面的固液兩相溶質濃度不同，致使凝固的 固相內的溶質濃度不均勻，造成偏析(segregation)。微視偏析是結晶 粒凝固時，可微式觀察的偏析，一般性的是樹枝狀晶凝固的有心組織，
樹枝狀晶呈板狀，變厚而進行金屬凝固。鑄造品如前述之微視偏析，
呈現不均質組織可藉由熱處理均質化處理，樹枝狀晶枝的中心部從最 小溶質濃度部到與鄰接枝交界部的最大溶質濃度部，有濃度斜度，以 適當溫度加熱使組織均質化，上述濃度即會減少，均質化的程度可定 義如下式
C0M、C0m為均質化熱處理前的最大及最小濃度，CM、Cm為進行θ小時 均質化退火後的最大及最小濃度假使完全被均質化，濃度差完全消失 則 θ＝0。
鑄造時的微視偏析對材料強韌性，耐蝕性、應力腐蝕破裂抵抗都有 不良影響，均質化熱處除可減低微視偏析，也可使不純介在物、微視 孔等球狀化。
2.3.2 固溶化處理
鑄鋼為了改善鑄造組織和消除鑄造過程中所產生的應力(casting stress)，一定要加熱到 A3變態點以上的溫度，保持長時間使組織均 勻，再以慢冷之方式，得到波來鐵+肥粒體標準組織；SCS13 沃斯田鐵 系不銹鋼鑄鋼，在相變態上並無 A3變態點，熱處理的方法與一般鑄鋼 有所不同，SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼品其退火的目的是使鑄造狀態 析出的碳化物儘量固溶，保證其耐蝕性、並兼具韌性消除鑄造應力，
所謂溶體化處理即屬此，溶體化處理溫度高達 1000°~1150°C。
SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼品並無實施熱間成形加工，使得鑄造於 冷卻過程狀態所產生的溶質濃度不均勻樹枝狀晶並未被破壞，特別是 鑄件較厚或凝固冷確慢的部份會使結晶粗化，伸長率及衝擊值降低，
原則上需先以均質化熱處理操作改善鑄造樹枝狀晶組織，再經過晶粒 細化處理改善機械性質，最後實施固溶化 1000°~1150°C 將 SCS13 沃斯 田鐵系耐蝕鑄鋼碳化物儘量固溶增加材料耐蝕性［9］。
2.4 不銹鋼之延晶腐蝕
耐蝕性不銹鋼延晶粒間腐蝕是發生在合金晶界上強度最弱及晶界附近 的局部腐蝕現象，當合金中成份或雜質於晶界發生析雜時，晶界能量 最高且原子會在材料的晶界間產生電位差，電位較低的金屬在金屬接 觸處會形成賈凡尼腐蝕，在正常情況下金屬若為均勻腐蝕，晶界的腐 蝕反應只會稍微加快於基地的反應。但在某些情況下晶界區域會變得 很容易起反應而導致粒間腐蝕，如此會使晶界的強度下降甚至導致晶 界分裂；沃斯田鐵系不銹鋼屬低碳高合金於鑄造或焊接冷卻過程中晶 界上會析出部份碳化物(Carbide)造成耐蝕性下降是延晶粒間腐蝕主 要原因，此種腐蝕是沿著晶粒界面進行，造成如裂縫般的腐蝕。
第三章 實驗方法與程序
本實驗所用材料為 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼，成型方式採用砂 模鑄造；作業方式首先澆鑄拉伸試棒粗胚共 4 支，鑄造成型後每支取 1 規格ψ20mm×L20mm 面積大小的試片化驗鑄鋼合金成份，確認是否符合 本次試驗材料，試片確認成份符合後再將拉伸試棒粗胚送至鹽浴熱處 理廠實施固溶化熱處理，依照本次實驗所設定固溶化條件有三種溫 度，分別為 900°C、1050°C、1200°C 等三種溫度，保持時間同為二小 時，固溶化熱處理後再依照拉伸試驗試棒 JIS 規格以 CNC 自動車床車 製確保精度，拉伸試棒車製完成實施以下實驗確認不同固溶化溫度對 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕性不銹鋼組織及機械性質的影響:
1. 拉伸試驗:觀察不同固溶化破斷面及機械性質
2. 鹽霧試驗: SCS13 沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼耐腐蝕性觀察 3. OM 金相組織微結構觀察
4. SEM 掃描式電子顯微鏡金相微結構及腐蝕程度觀察 5. EDS 微結構成份分析。
6. 硬度分析
7.金相分析軟體分析肥粒鐵相百分比 實驗步驟流程如圖 3-1所示:
試件製備
成份 砂模澆注 取樣
拉伸試棒
固溶化 熱處理
拉伸 試驗 OM金相
微觀檢測 SEM金相
微觀檢測
EDS 成份分析
鹽霧耐蝕 試驗
SEM電子顯微鏡 鹽霧試驗機
SEM電子顯微鏡
OM金相顯微鏡 萬能拉伸試驗機
圖 3-1實驗步驟流程
3.1 試件的製備
3.1.1 試片材質分析
本研究所使用的材料為 JIS SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼，主要合金 成份利用分光儀(圖 3-2)分析材料合金成份，分析結果如表一所示，其 中 Cr(鉻)的含量為不銹鋼提高耐蝕主要合金元素，至少需達 12%以上 耐蝕性才能有效發揮，Ni(鎳) 為沃斯田鐵系不銹鋼穩定沃斯田鐵相主 要原素，沃斯田鐵系不銹鋼基本上以此二元素影響最為顯著，經檢測 試片所有合金成份皆符合 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼 JIS 規範。
3.1.2 拉伸試棒的製作
砂模鑄造容易於澆鑄口及內部存在縮孔及氣孔等缺陷，造成內部組 織均勻性不足容易影響拉伸試驗數據，所以鑄造拉伸試棒必需加以考 量此問題，避免實驗數據誤差；鑄造拉伸試棒粗胚成品(圖 3-3) ，為 解決縮孔氣孔等缺陷問題，鑄造粗胚成品上端圓棒處(組織均勻性較 佳)，鑄造粗胚成品下方為鑄模澆鑄口，澆鑄後存有大量澆鑄時產生的 熱縮孔及均勻性不足，所以下方以鋸床切除；上端圓棒以手動車床粗 車至外徑ψ30 長 L200mm，再將圓棒送至熱處理廠依本次實驗所需固溶 化條件實施固溶化處理，熱處理後的拉伸試棒為確保試驗準確性，拉 伸試棒必須以 CNC 自動車床車製成型，使試棒具有一致性＂CNS2112＂
規定金屬材料拉伸試驗試棒，依規定鑄鋼件採用 4 號試片規格，尺寸 如圖 3-4所示。
圖 3-2 賀欣鋼鐵材質分析設備分光儀
表一 SCS13 各試棒成份表
圖 3-3 鑄造成品
圖 3-4 CNS2112 金屬材料拉伸試驗試片鑄件品 4 號試片
3.2 固溶化熱處理
本實驗為瞭解 SCS13 鑄鋼於鑄造後不同固溶化溫度對機械性質及耐 蝕性影響；熱處理部份委拖台灣精密工具熱處理課，以鹽浴爐如圖 3-5 進行 900°C 、1050°C 及、1200°C 等三種溫度，持溫時間同為 2hr，以 水中急冷方式如表二，瞭解 SCS13 鑄鋼固溶化效果與機械性質和耐蝕 性的關係。
鹽浴爐溫度控制採用 PID 控制器，相較於 ON-OFF 控制器 PID 溫度變 異性較低。
鹽浴熱處理所用化學鹽主要成份如下:
中溫爐 工作溫度 660°C ~ 1000°C 固化溫度 560°C ~ 590°C 氯化鈉 SODIUM CHLORIDE >20%
氯化鉀 POTASSIUM CHLORIDE >20%
氯化鋇 BARIUM CHLORIDE >45%
高溫爐 工作溫度 980°C ~ 1350°C 固化溫度 930°C ~ 950°C 氯化鋇 BARIUM CHLORIDE <90%
氧化鎂 MAGNESIUM OXIDE <5%
二氧化矽 SILICIC <5%
硼砂 BORAX >5%
圖 3-5 鹽浴爐
表二 固溶化作業曲線表
3.3 萬能材料試驗機
拉伸實驗是確認有關未固溶化及不同固溶化溫度所得 SCS13 沃斯田 鐵系鑄鋼破壞型式以及機械性質。使用儀器為萬能材料試驗機如圖 3-6，從破壞型式及機械性質推斷固溶化熱處理溫度是否會造成材料劣 化和不同固溶化溫度的材料機械性質。
固溶化處理溫度在熱處理作業中屬相對高溫，一般鋼料熱處理目的 都是將材料升溫至沃斯田鐵化(約 850° ~ 950°C)後，以不同冷卻速度 使鋼鐵材料獲得所需機械性質；固溶化處理溫度在相對高溫下必須注 意材料是否有劣化情形。
圖 3-6 萬能材料試驗機
3.4 金相試驗
SCS13 沃斯田鐵系不銹鋼於砂模鑄造後基地為δ-肥粒鐵相(BCC)及 γ沃斯田體(FCC)二相，金相測試可確認初析δ-肥粒鐵(Ferrite)在不 同固溶化溫度下的相變化情形與與耐腐蝕關聯性。圖 3-7 為本次金相 試片作業流程，一般鋼料金相腐蝕液以 Nital 腐蝕，不銹鋼對 Nital 具有高耐蝕性，不易腐蝕試片觀察金相，無法確認相變化金相組織；
為確認沃斯田鐵系基地不銹鋼耐蝕性，腐蝕液調整為 vilella＇s reagent(1g picric acid 15ml HCL and 100ml ethanol) 腐 蝕 時 間 200sec；圖 3-8 為本次使用直立式光學(OM)顯微鏡，觀察本試驗試片 不同固溶化溫度相變化對腐蝕性的影響，金相組織同時做為 SEM 掃描 式電子顯微鏡檢測前的微組織觀察。
圖 3-7 金相試片作業流程 圖 3-8 直立式光學(OM)顯微鏡
3.5 δ-肥粒鐵量分析
SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼δ-肥粒鐵在溫度增加的過程中會產生分 解現象，確認分解肥粒鐵殘留量以自動光學檢測方試並搭配金相分析 軟體計算，首先將所需計算之肥粒鐵相轉換成灰階與基地沃斯田鐵相 可產生識別，以軟體計算灰階所包含之面積，再依所佔面積的百分比 例，確認不同固溶化溫度所得δ-肥粒鐵分解量不同情形。
3.6 硬度試驗
硬度試驗依 CNS 2114 Z8003 洛氏(Rock well) 硬度試驗法相關規定 施行，洛氏硬度試驗機乃利用槓桿原理，將硬鋼球或金鋼石圓錐壓痕 器，用一定的荷重壓入材料表面，使試片表面產生壓痕塑性變形，由 壓痕深度大小經過換算代表材料的洛氏(Rock well)硬度值，作業方式 首先將不同溫度固溶化試片經由切斷鑲埋後以水砂紙研磨，由 120#依 序研磨至 1500#，清洗後以拋光布倒上拋光液(氧化鋁粉加水稀釋)將試 片拋至鏡面；量測基準為各試片量測三個點，各點間相差 4D 以上(D=
壓痕器外徑)測量不同溫度固溶溫度下試片的硬度值，目的為確認不同 溫度固溶化對 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼硬度的影響。圖 3-9 為本次 使用洛氏(Rock well)硬度機。
圖 3-9洛氏(Rock well)硬度機
3.7 鹽霧試驗
本試驗為使用鹽水噴霧試驗機將氯化納溶液，以霧狀噴於試片上的 一種耐腐蝕試驗方法。試驗液配製是以溶解試藥級氯化納於蒸餾水，
調配成濃度爲 5±1%的試驗液，所需之設備爲噴霧嘴、鹽水桶、試驗片 支架、噴霧液收集容器、試驗室、鹽水補給桶、壓力桶、壓縮空氣之 供給設備與排氣設備等所構成其外觀(圖 3-10)所示，並依照如下條件 試驗。鹽液濃度 50g/L、 Ph 值 6.4、壓縮空氣壓力 1.0、噴霧量 1.0、
空氣飽和度壓力 47℃、鹽水桶溫度 34℃、試驗槽溫度 34℃
圖 3-10 鹽霧試驗機
3.8 掃 描 式 電子顯微鏡(SEM)試驗
SEM原理是藉由電子槍產生電子束，以約0.2 ~ 0.4kv的電壓加速，
再經過包含三個電磁透鏡所組成的電子光學系統，使微小電子束照射 在試片上。偏向線圈試用來偏折電子束(圖3-11)，使電子束在試片表 面做二度空間掃描動作，此動作會與陰極射線管(CRT)的掃描動作同步 作業。當電子束作用於試片表面時會激發出二次電子與反射電子訊 號，由試片室內之偵測器，偵測其訊號後，經數位放大後在螢幕上顯 像. 掃瞄之區域愈大則顯示於螢幕上之倍率愈小，反之則愈大。本實 驗所使用的儀器為場發射掃 描 式 電子顯微鏡FE-SEM(圖3-12)主要用以 觀察本試驗金相組織及腐蝕顯微結構，試片製備與3-5 金相試驗相同。
圖3-11 SEM原理
圖 3-12 場發射掃 描 式 電子顯微鏡(FE-SEM)
3.9 能量分散光譜儀(EDS)試驗
能量分散光譜儀簡稱 EDS，是利用電子束把試片中某原素內
層電子擊出後，由較外層的電子進入原空出的電子軌域填
補，會釋放出一定的能量且具有代表該元素特性的 X 光，所
以偵測此特性 X 光可用來做為材料原素分析，經由 SEM 觀察
特定相，以 EDS 分析其中成份可解析金相與成份相關性。
第四章實驗結果與討論
4.1 顯微組織觀察
4-1.1 固溶化溫度對顯微組織的影響
本實驗對 SCS13 砂模鑄造組織，利用不同溫度的固溶化條件以消除鑄 造應力處理；一般沃斯田鐵系不銹鋼為增加材料耐蝕性，所以固溶化 作業前應當依標準作業先實施高溫均質化處理，實施溫度為 1300°
~1400°C 均質化作業目的為破壞鑄造過程中所產生的合金元素偏析；惟 本次依照工業界於鑄造後無實施均質化處理之程序，直接進行固溶化 作業。固溶化溫度選擇 900°C、1050°C、1200°C 三種進行固溶化處理。
無實施均質化處理及固溶化處理者之顯微組織為典型樹枝狀晶的
鑄造組織(圖4-1)，其中條狀為初析δ-ferrite，基地為沃斯田體，經 vilella ＇ s reagent 腐 蝕 後 可 從 SEM 電 子 顯 微 鏡 發 現 (圖 4-2)δ -ferrite有嚴重延晶腐蝕現象，耐蝕性不佳，符合Boppert et al.所 提出之理論[7]，δ/γ相界面為一個高鉻含量的區域，且晶界能最高，
正是σ-phase 異質成核的有利環境，σ-phase不利於耐腐蝕及降低延 展性。若沃斯田鐵系鑄鋼鑄造後無實施固溶化，則基地為沃斯田鐵、
δ/γ相界面成為一個高鉻含量的區域，不利於腐蝕性環境的使用，腐 蝕形態為延晶腐蝕。
圖 4-1 無實施固溶化 OM 金相組織
圖 4-2 無實施固溶化 SEM 金相組織
實施 900°C 固溶化處理，持溫時間為 2hr，金相組織如圖4-3所示，
條狀為初析δ-ferrite 樹枝狀結構仍未改變其鑄造組織形態，沃斯田 鐵基地因固溶溫度不足，大量析出點狀碳化物(Carbide)，SCS13 沃斯 田鐵系鑄鋼因為含鉻(Cr)量高達 18% ~ 21%，如以 900°C 進行消除鑄造 應力處理，會對耐蝕性產生反效果，圖 4-4 以 SEM 電子顯微鏡觀察 900
° C 固 溶 化 處 理 後 之 試 片 顯 示 δ / γ 相 界 面 並 未 改 善 耐 蝕 性 ， 以 vilella＇s reagent 後仍發生延晶腐蝕，且沃斯田鐵基地析出的大量 碳化物也呈現點狀腐蝕形態，圖 4-5 為以 SEM 電子顯微鏡觀察 900°固 溶化處理後之試片由圖中顯示δ-ferrite 嚴重侵蝕現象造成腐蝕缺 陷，不利於腐蝕性環境的使用；晶界 M23C6碳化物析出形態示意如圖 4-6 所示，晶界能量最高鉻於適當溫度與碳結合形成碳化物(Carbide)，首 先由晶界析出[10]，經過長時間容易造成如圖 4-3所顯示之大量析出，
此組織將造成沃斯田鐵系不銹鋼材料的耐蝕性降低。
圖 4-3 900°C 固溶化處理後金相組織圖
圖 4-4 900°C 固溶化處理後顯微組織圖
圖 4-5 900°C 固溶化 SEM 金相組織
圖 4-6 Cr 碳化物析出形態示意圖[10]
實施 1050°固溶化處理，持溫時間為 2hr，金相組織如圖 4-7所示，
條狀為初析δ-ferrite，在較高溫的環境下固溶處理，δ-ferrite 樹 枝狀結構逐漸有被分解的情形，與[11]提到增加熱處理的溫度對δ -ferrite 有重要的影響一致；高溫中δ-ferrite 會不斷的向沃斯田鐵 基地相進行分解，分解擴散的過程中使濃度趨向於平衡，因此δ -ferrite 型態會因細小部位的消失而逐漸斷裂如圖 4-8 所示；δ -ferrite 於高溫 1050°C 實施固溶化可使δ-ferrite 相產生分解，
鉻 (Cr)為肥粒體穩定的原素，則相對鉻 (Cr)可於 1050°降低濃度，使 沃斯田鐵區域增加，使得 SCS13 耐蝕性提高，如圖 4-9 所示延晶腐蝕 現象已明顯改善，點狀腐蝕區下降許多。
圖 4-7 1050°C 固溶化處理金相組織圖
圖 4-8 δ-ferrite 不穩定狀態示意圖[11]
圖 4-9 1050°C 固溶化處理後金相組織圖
實施1200°固溶化處理，持溫時間為2hr，金相組織如圖4-10及4-11
所示，鑄造狀態的條狀初析δ-ferrite已完全分解成分散球狀結構，
相對使得晶界的面積減少許多，所以δ/γ相界所存在的高含鉻量已被 大量固溶完全，因而減少延晶腐蝕的機會；
以SCS13沃斯田鐵系不銹鋼來說，Cr、Ni 元素的擴散理論就顯得格 外重要，不銹鋼顯微組織是受到合金元素所影響，鉻、鉬、矽、鈮是 肥粒鐵生成的元素；沃斯田鐵生成元素為鎳、碳、錳、氮。鉻及鎳之 當量濃度可由下列公式求得:
鉻當量Creq=(%Cr)+(%Mo)+1.5×(%Si)+0.5(%Cb) 鎳當量=Nieq=(%Ni)+30×(%C)+0.5×(%Mn)
δ-肥粒鐵是一種高鉻低鎳含量的相，而沃斯田鐵卻是一個高鎳貧鉻的 組織，分別以Creq、Nieq 來代表兩種相在發生熱擴散時預測顯微組織 改變的指標，故加熱到固定的溫度後，隨著時間增加，富鉻相的δ-肥 粒鐵中的穩定Cr 當量之元素會開始往外擴散，同時富鎳相的沃斯田鐵 也會有穩定Ni 之元素擴散到δ-肥粒鐵的晶粒中，由於Cr、Ni 擴散速 率不同，最後δ-肥粒鐵因為有許多的Cr 元素擴散，使原本完整的樹 枝狀組織從枝臂端最先擴散，使得一次枝臂與二次枝臂慢慢拉斷，乃 至在樹枝狀組織中心也產生分解作用，使得最終的組織成為分散圓球 狀結構組織。
圖 4.10 1200°C 固溶化 OM 金相組織
圖 4.11 初析δ-ferrite 球狀化
4.1.2 拉伸試驗破斷形態
從拉伸破斷面觀察，固溶化處理的條件並不會影響沃斯田鐵系鑄鋼 延性金屬特性，延性多晶質金屬通常於拉伸破壞過程中發生穿晶破壞 (transgranular fracture)，破壞面會通過晶粒的內部，而產生近似 杯錐狀型態，對於延性金屬而言是容易觀察到的破斷面現象，此種破 壞可被分為三個階斷。首先是有一些小洞或空穴在內部較弱的界面成 (如顆粒/基質界面)，然後這些空穴會因塑性變形而擴大，如本次試驗 即有此現象如圖 4-13(a)(b)(c)(d)所示，各溫度固溶化於破斷面都有 小洞，且洞內可發現顆粒，最終在相鄰空穴間的金屬因空穴合併而發 生局部頸縮(圖 4-14)進而形成纖維狀破壞；我們可視這種破壞為經由 一內部塑性空穴成核後(並非經由裂縫)，向外成長，而遇到向內成長 的外部頸縮所發生的。本次測試可發現破斷面在固溶溫度 900°C、1050
°C 及 1200°C 實施固溶化熱處理後，沃斯田鐵系不銹鋼皆屬延性破斷型 態。
圖 4-13(a) 拉伸實驗破斷面型態 無固溶化
圖 4-13(b) 拉伸實驗破斷面型態於 900°C 固溶化條件
圖 4-13(C) 拉伸實驗破斷面型態於 1050°C 固溶化條件
圖 4-13(D) 拉伸實驗破斷面於 1200°C 固溶化條件
圖 4-14 局部頸縮形成纖維狀破壞
4.2 機械性質探討
4.2.1 拉伸試驗結果
從拉伸試驗結果可發現 900°固溶化試棒的伸長率有明顯下降趨勢，
1050°及 1200°則與未固溶化者伸長率相差較少(表三)，未實施固溶化 試片所測之伸長率為 65.0%，實施固溶化 900°C 之試片其伸長率減為 47.6%，以上數據與文獻記載 650°~900°C 易析出第二相例如σ相及 Cr 化物等造成未固溶碳化物較多，造成脆性及耐蝕性下降相符；若以高 於標準溫度進行 1200°C 固溶化並不會造成材料劣化，伸長率反而增高 為 67%，顯見晶粒成長粗化的過程中並不會對材料產生脆性，在基地上 的δ-ferrite 因 1200°C 高溫固溶化使得 Cr、Ni 元素的擴散現象更為 明顯，δ-ferrite 的高濃度 Cr 元素被大量固溶會使基地上沃斯田鐵相 增加，伸長率的增加與γ沃斯田鐵具有較高韌性有關，圖4-15為不同 固溶化處理條件下各種機械性質之比較。
。
表三 SCS13 固溶化處理拉伸試驗機械性質
SCS13 於不同固溶化處理條件下機械性質比較圖
35.14 36.15 32.99 36.50
50.53
47.53 50.40 49.94
61.60%
67.00%
47.60%
65.00%
0 10 20 30 40 50 60 70 80 90 100
1200°2hr 1050°2hr 900°2hr 無固溶化
強 度
0%
10%
20%
30%
40%
50%
60%
70%
80%
90%
100%
延 伸 率
降伏強度=Py/A0(kgf/mm2) 抗拉強度 =PM/A0(kgf/mm2)
伸長率% =L1-L0/L0 (mm)
圖 4-15 SCS13 於不同固溶化處理條件下機械性質比較圖
4.2.2 硬度試驗結果
從金相組織觀察可發現 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼固溶化熱處理 相變化對組織上除δ-ferrite 殘留量有所不同，因產生熱分解，基地 同為沃斯田鐵組織，並不因固溶化溫度產生太大相變化，因此硬度影 響較小。
本次測試件因鑄造材質均勻性稍差，為減少量測的誤差，硬度值量 測採用 HRB 洛氏 B 尺度，壓痕器 1/16＂鋼球，重量 100 公斤，表四為 本次試驗所得硬度值，其差異並不特別明顯，實驗結果顯示以 1200°C 實施固溶化處理硬度略為下降，研判為基地上鑄造析出的碳化物被大 量固溶，及δ-ferrite 分解成球狀有關，其餘溫度與無實施固溶化幾 無差別，這部份可說明沃斯田鐵系不銹鋼無法經由固溶化熱處理相變 態增加硬度改善，圖4-16為 SCS13 沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼不同溫度固 溶化後硬度值比較圖。
單位:HRB
表四 SCS13 於不同固溶化條件下硬度測量值
SCS13於不同固溶化條件下硬度測量值
78.1 77.6 73.2 78.1
77.2 77.9 73.1 75.0
79.9 76.5
77.0
75.3
78.5
76.5 77.4 73.9
70.0 71.0 72.0 73.0 74.0 75.0 76.0 77.0 78.0 79.0 80.0
1200˚ 2hr 1050˚ 2hr 900˚ 2hr 無固溶化 硬
度 H R B
第一點 第二點 第三點 平均
圖 4-16SCS13 於不同固溶化條件下硬度值比較圖
4.3 耐蝕性質探討
4.3.1 δ-ferrite殘留量
從金相顯微組織觀察δ-ferrite是SCS13沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼較 易腐蝕區域，固溶溫度會影響δ-ferrite分解情況及耐蝕性，有必要 對未分解δ-ferrite進行量化分析，金相分析軟體可以將δ-肥粒鐵殘 留量在一定面積所佔比例進行量化。δ-freeite含量與分部狀況會影 響熱裂縫的發生與裂縫形態，肥粒鐵具有細化晶粒的效果，可增加晶 界面積，因此析出在晶界的薄膜較薄，不易發生裂紋。但缺點為δ -freeite對沃斯田鐵系不銹鋼來說為富鉻(Cr)區，容易受到溫度影響 析出σ相形成貧鉻(Cr)區對耐腐蝕性是有不利影響，為確認固溶化溫 度對δ-freeite殘留量，以金相分析軟體進行分析在不同固溶化溫度 下δ-freeite之殘留比例，藉以確認溫度對δ-freeite分解的影響，
圖4-17 ~ 圖4-20所示，未實施固溶化之試片δ-freeite所佔比例佔總
面積之14.31%，經過固溶化熱處理後δ-freeite因熱分解及元素擴散 造成所佔面積有下降趨勢， 900°C固溶化熱處理後δ-freeite所佔比 例為11.96%下降趨勢尚不明顯，與未實施固溶化者比較僅多下降 2.35%，實施1050°C與1200°C固溶化δ-freeite所佔比例僅剩6.81%及 5.17%。可確認溫度於1050°δ-freeite明顯開始分解，高於1200°可有 效分解δ-freeite至殘留量僅5.17%。
圖 4-17 無固溶化熱處理δ-freeite 所佔比例
圖 4-18 900°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例
圖 4-19 1050°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例
圖 4-20 1200°固溶化熱處理後δ-freeite 所佔比例
4.3.2 EDS 微組織成份分析
本實驗為確認腐蝕區成份，增加沃斯田鐵區域可增加材料耐酸腐蝕 性，鎳(Ni)成份為穩定沃斯田鐵相合金原素，而鉻 (Cr)結晶構造與肥 粒體相同，同為BCC體心立方格子，所以鉻 (Cr)為肥粒體穩定的原素，
會使沃斯田鐵區域縮小，依照SEM金相顯微組織檢測δ-freeite成份以 及沃斯田鐵基地以確認其成份。
如圖4-21~圖4-24所示，δ-Freeite 區域以EDS分析可確認在δ -freeite區域為高鉻(Cr)低鎳(Ni)區，較不利於硫酸、鹽酸等使用環 境，而相對沃斯田鐵區為鉻(Cr)鎳(Ni)共存區，耐腐蝕因為鎳(Ni)穩 定沃斯田鐵相，對於耐蝕性較高。
圖4-21 1200°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS合金成份分析
圖4-22 1050°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS合金成份分析
圖4-23 900°固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS合金成份分析
圖4-24 無固溶化δ-Freeite及沃斯田鐵 EDS合金成份分析
4.3.2 鹽霧耐蝕性試驗
SCS13沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼從金相顯微組織觀察，δ-ferrite是 SCS13沃斯田鐵系耐蝕性鑄鋼容易產生延晶腐蝕的區域，基地沃斯田鐵 耐蝕性較佳，沃斯田鐵基地對金相腐蝕液vilella＇s reagent 仍有相 當好抗蝕性。
環境對SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼的耐腐蝕性，本實驗採用鹽霧試驗 法，試驗設定檢驗時間為24hr、48、72 hr、120 hr ，並觀察SCS13 沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼試片表面氧化情形，藉以判斷試片腐蝕狀況。
如圖4-25所示，可發現無實施固溶化以及900°C固溶處理二試片經鹽霧 試驗於24小時後，試片表面即出現氧化情形顯示耐蝕性不佳，1050°C 試片於鹽霧處理120小時後表面才漸漸出現氧化物，試驗結果可印證金 相微組織所觀察1200°C固溶化處理將δ-freeite分解，增加沃斯田鐵 相，並可增加SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼材料抗蝕性，倘若固溶化熱處 理低於1200°C則基地存有δ-freeite未分解對鹽霧測試耐蝕性將有不 良影響。
鹽霧試驗 24 小時
鹽霧試驗 48 小時
鹽霧試驗 72 小時
鹽霧試驗 120 小時
圖4-25鹽霧試驗結果
第五章 結論
本研究主要探討SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼，砂模鑄造後利用不同固 溶化溫度對耐蝕性及機械性質的影響，並利用顯微組織的觀察分析耐 蝕性不同的原因，期望塑化工業在使用SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼的同 時，能對耐蝕性進一步了解為何不銹鋼表面產生氧化腐蝕的原因，以 下為本論文的幾項結論。
1. SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼的耐蝕性，取決於沃斯田鐵化的程度而 定，鑄造過程中析出δ-ferrite未經高溫固溶化(至少高於1200°) 是無法完全分解固溶，固溶化熱處理實驗中利用1200°可將大部分 樹枝狀δ -ferrite分解球化，但是2小時時間仍不足以完全分解，
建議時間再增加使沃斯田鐵化更加完全，使耐蝕性增加。
2. SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼固溶化熱處理盡可能避免低於1050°，原 因是固溶化熱處理效果不佳，更甚者粒界析出複碳化物造成脆性或 降低耐蝕性，此部分可從900°固溶化拉伸試驗伸長率下降可得。
3. 未實施高溫均質化處理的SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼，基本上是無 法確保其耐蝕性，主要原因是鑄造後材料偏析無法利用固溶化處
理達到平衡，省略均質化處理對SCS13耐蝕性足以影響。
4. 固溶化溫度對δ-ferrite的影響，固溶化熱處理900°溫度太低初析 δ-ferrite樹枝狀晶仍未改變其鑄造組織形態，標準固溶化熱理
1050°δ-ferrite分解效果仍顯不足，柱狀組織雖可見斷臂情形，
但是無法分解，1200°可分解δ-ferrite，是較合理溫度，將初析 δ-ferrite球化後分解。從金相軟體可概略解析溫度愈高則初析 δ-ferrite分解愈明顯。
5.δ-ferrite合金成份為低鎳(Ni)高鉻(Cr)區，不利於耐蝕性，沃 斯田鐵基地，為鎳(Ni)鉻(Cr)區共存區。
6. SCS13沃斯田鐵系耐蝕鑄鋼固溶化溫度與硬度幾乎無相關性，主要 原因為組織並無太大改變，需注意避免1050°以下實施固溶化熱處 理，硬度的微微提升主要是因為碳化物的析出，不利於耐蝕性。
7.經由鹽霧測試，1050°固溶化雖然可保有對環境的耐蝕性，倘若為嚴 苛環境建議仍然以較高溫度均質沃斯田鐵化為主，增加耐蝕性。
第六章參考文獻
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