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蛟吕韶
4 years ago
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1 第 9 章熱處理 9.1 鋼鐵退火熱處理均質化退火完全退火正常化球化退火應力消除退火 9.2 鋼的硬化能力硬化能力試驗法影響硬化能力之因素鋼的淬火質量效應 9.3 鋁銅合金之析出強化 9.4 回火二次硬化熱處理回火二次硬化麻時效鋼之析出強化 9.5 敏化與安定化熱處理 9.6 高強度低合金鋼的界面間析出

2 例鐵合金的製造工程模式溶解均質化 ( 完全正常化球化 ) 退火熱處理表面處理各種熱處理鑄造熱加工 ( 製程應力消除 ) 冷加工退火淬火回火退火敏化表面處理等等等等圖 4-1 鋼鐵合金的製造工程模式 1. 鑄件 : 不包括圖中的熱加工冷加工鑄件鍛件 : 不包括圖中的熱加工冷加工圖中的熱加工和冷加工分別是指在高溫和室 2. 溫進行軋延擠型或鍛造之意鍛件 : 圖中的熱加工和冷加工分別是指在高溫和室溫進行軋延擠型或鍛造之意圖 9.1 鋼鐵合金的製造工程模式 Chapter 10 -

3 第 9 章熱處理 9.1 鋼鐵退火熱處理均質化退火完全退火正常化球化退火應力消除退火所謂退火是指把鋼鐵 1. 加熱到適當的溫度, 保持適當的時間後, 2. 慢慢冷卻的一種熱處理 3. 微結構均為平衡結構的肥粒鐵與雪明碳鐵之混合物 4. 因退火熱處理製程不同, 造成不同型態的肥粒鐵與雪明碳鐵混合物

4 8.4.3 連續冷卻相變化圖 (CCT 圖 ) 正常化 ( 空冷 ) 完全退火 ( 爐冷 ) 圖 8.21 共析鋼的 CCT 圖, 圖上並畫出數種冷卻方法得到的微結構

1500 1300 A 3 Acm 1100 Acm A 1 900 A 3 A 1 碳 (wt%) 碳鋼均質化

5 A 3 Acm 1100 Acm A A 3 A 1 碳 (wt%) 碳鋼均質化正常化與完全退火之熱處理溫度範圍 (a) (b) 球化退火製程退火應力消除退火圖 9.2 碳鋼各種退火熱處理之溫度範圍

6 9.1 說明碳鋼經下列退火製程之目的與其微結構 :(1) 均質化退火,(2) 完全退火,(3) 正常化退火,(4) 製程退火 ( 再結晶 ),(5) 球化退火, 與 (6) 應力消除等退火 [ 解 ] 目的微結構均質化退火完全退火正常化退火製程退火應力消除退火球化退火利用擴散作用把鋼內的合金偏析降低, 使化學成分均勻化平衡結構的肥粒鐵與雪明碳鐵之混合物 ( 層狀波來鐵 ) 將鋼鐵軟化, 改善切削性或塑性加工性同上 ( 層狀波來鐵 ) 改善鋼鐵熱加工後或一些鑄鋼的不良微結構, 使晶粒細化, 以獲得良好強度韌性等機械性質來回復材料未冷加工時的安定狀態, 提升材料之韌性同上 ( 層狀波來鐵 ) 同上 ( 層狀波來鐵 ) 降低因殘留應力所造成對零組件的傷害同上 ( 層狀波來鐵 ) 改善鋼鐵材料的切削性和塑性加工性, 或者增加淬火後的韌性, 以及防止淬火破裂等同上 ( 球化碳化物分佈於肥粒鐵中 )

7 [ 例 9.1] 過共析鋼完全退火時, 為何其加熱溫度是在 A 1 點以上 30-50? [ 解 ] 過共析鋼加熱到 ( +Fe 3 C) 兩相區是要球化初析 Fe 3 C, 其球化的趨動力是來自 Fe 3 C 球化後而降低 /Fe 3 C 的界面能所致若過共析鋼加熱溫度高於 A cm, 而位於 ( ) 單相區時, 則於爐冷過程中, 沃斯田鐵晶界上會形成網狀的初析 Fe 3 C, 將脆化此過共析鋼

8 1. 正常化熱處理期望獲得比完全退火更細化之晶粒, 2. 對於相同鋼鐵, 相較於完全退火者, 正常化之強度較高, 而韌性則稍低 3. 為了獲得細化晶粒, 正常化熱處理與完全退火熱處理有以下差異 : (1). 增加加熱速率 : 從 A l 點到 A 3 點或 A cm 點之間的加熱速率愈快, 所產生的沃斯田核愈多, 因此晶粒愈會微細化, 所以正常化溫度較完全退火略高約 30 以增加加熱速率 (2). 增加冷卻速率 ( 空泠 ): 從沃斯田鐵化溫度冷卻時, 通過變態點時的速率愈快, 晶粒愈微細化

9 30um 35um 圖合金鋼之碳化物 :(a) 沿著原沃斯田鐵晶界析出 (OM),(b) 沿著晶界碳化物之破裂面 (SEM)

10 9.2 過共析鋼進行完全退火與正常化退火時, 試說明 :(1) 它們的加熱區, 與 (2) 兩者之微結構之異同 [ 解 ] (1) 完全退火與正常化退火的加熱區分別為 (γ+fe 3 C) 兩相區, 與單相之沃斯田鐵區 (i) 原因是要球化初析 Fe 3 C(proeutectoid Fe 3 C) (ii) 雖然正常化加熱溫度位於單相之沃斯田鐵區, 理論上於空冷過程中會形成網狀 Fe 3 C, 但實務上, 沃斯田鐵化溫度與時間相較於均質化為低, 並未完全將原先已存在之網狀初析 Fe 3 C 回溶至沃斯田鐵中, 如此反而將促使 Fe 3 C 球化 (2) 球化的初析 Fe 3 C 存在於波來鐵之基地內

11 9.1.4 球化退火 (spheriodizing) 20um 圖 9.4 Fe-0.66 C-1 Mn(Wt%) 鋼之麻田散鐵經 704 回火 24 時所得之球化結構

12 球化率 % 細中粗波來鐵時間 ( 小時 ) 圖 9.5 Fe-0.74 C-0.71 Si(wt%) 合金鋼於 700 下球化率與時間之關係

13 [ 例 9.2] 球化溫度下, 影響鋼鐵球化退火熱處理時間長短的主要因素是什麼? [ 解 ] 球化速率有這麼大的差異, 是球化活化能 ( 趨動力 ) 不同所致 (1) 由介穩相的麻田散鐵相變化成球形 Fe 3 C 最容易, 其相變化成球形 Fe 3 C 之活化能低, 其球化趨動力遠遠大於層狀碳化物的球化趨動力, 僅需數小時便可完成球化 ( 第節 ) (2) 由層狀波來鐵相變化成球形 Fe 3 C 不容易, 需數百小時, 如圖 9.5 所示 (i) 因波來鐵的層狀 Fe 3 C 與球化 Fe 3 C 都是平衡相, 僅藉由界面能的降低來趨動球化, 所以其活化能極高 ( 趨動力低 ) (ii) 細波來鐵較粗波來鐵易球化, (3) 另外, 若鋼鐵中含有強碳化物形成元素 (carbide-forming- 如 Mo V 等 ) 時, 將會大幅降低球化速率

14 圖 9.6 鋼鐵材料之

15 9.2 鋼的硬化能力硬化能力試驗法影響硬化能力之因素鋼的淬火質量效應 9.2 鋼的硬化能力 1. 鋼的硬化能是鋼鐵相變化為麻田散鐵的能力, 2. 鋼在某一淬火條件下, 能完全相變化成麻田散鐵, 則可藉由後續的回火處理, 得到最佳的機械性質 ( 強度和延性 ) 組合 9.3 鋁銅合金之析出強化 9.4 回火二次硬化熱處理回火二次硬化麻時效鋼之析出強化

16 9.4 試說明 :(1) 鋼的硬化能力與硬度之區別,(2) 具備良好硬化能力的鋼鐵在使用上有何好處,(3) 何種鋼鐵不希望具備高的硬化能力 [ 解 ] (1) 硬化能力是鋼由沃斯田鐵相變化成麻田散鐵之能力, 硬度是抵抗塑性變形之能力 (2) 高硬化能力的鋼於淬火時, 容易相變化為麻田散鐵, 後續之回火就容易獲得各種良好特性組合 (3) 應用於銲件之大型結構鋼料, 需具低硬化能力, 避免熱影響區形成脆化的麻田散鐵相 9.5 對於含碳量相同的碳鋼, 試說明麻田散鐵之硬度遠高於波來鐵與球化結構之原因 [ 解 ] 麻田散鐵具有加工硬化與固溶強化雙重強化機構, 且滑動系統少

17 100mm 硬化能力試驗法固定架試棒水柱閥泵 102mm 半徑 (a) 試棒圖 9.7 爵明立端面淬火法水 (b) 爵明立端面淬火裝置

18 9.6 簡述 (1) 鋼鐵硬化能之測試法 (2) 影響鋼鐵材料硬化能之因素解 (1) 爵明立端面淬火法 (Jominy end-quench test), 直接測出其硬化能曲線另外, 也可以利用葛樂士明 ( Grossmann) 圓棒法所測得的 (ideal critical diameter) 理想臨界直徑來表示硬化能的大小 (2)(i) 第一個是碳含量 /(ii) 第二個因素是合金元素 /(iii) 第三個因素是沃斯田鐵晶粒大小

19 9.2.2 影響硬化能力之因素圖 9.8 幾種低合金鋼的硬化能曲線

20 9.3 鋁銅合金之析出強化 9.4 回火二次硬化熱處理 ( 高溫硬化 ) 回火二次硬化麻時效鋼之析出強化

21 圖 9.9 鉬對 Fe-0.1% C 合金鋼回火硬度之影響

22 9.6 簡述 (1) 鋼鐵硬化能之測試法 (2) 影響鋼鐵材料硬化能之因素解 (1) 爵明立端面淬火法 (Jominy end-quench test), 直接測出其硬化能曲線 (2)(i) 第一個是碳含量 (ii) 第二個因素是合金元素 (iii) 第三個因素是沃斯田鐵晶粒大小 9.7 簡述含鉬之合金鋼中何種析出相是主導其回火二次硬化主要析出相 [ 解 ] 1. 鉬與鎢是鋼鐵中的主要元素時, 若其含量介於 4-6wt% 時, 其碳化物析出之順序為 :Fe 3 C M 2 C M 6 C 2. 其中貢獻二次硬化的主要析出物為 M 2 C(Mo 2 C W 2 C), 3.M 6 C 在高於 700 時析出, 但因粗化較快, 而喪失硬化效果

23 9.4.2 麻時效鋼之析出強化合金鋼之回火二次硬化的主要原因是因細小合金碳化物之析出所致, 所以只要能在麻田散鐵中有恰當的中間化合物析出, 並不一定非要有合金碳化物析出, 同樣也會達到合金強化之目的麻時效鋼 (maraging steel) 幾乎是不含碳 (<0.03% ) 的合金鋼, 它的主要合金元素是含 18-25wt%Ni( 參考後面表 11.4), 次要合金元素是 10Co-4Mo-0.8Ti 與少量的 Al,Nb 等來產生中間相, 若添加 Cr 時, 可以成為不繡鋼型麻時效鋼

24 9.8 麻時效鋼幾乎是不含碳 (<0.03%) 的高鎳合金鋼, 但卻具有析出強化特性,(1) 試說明其強化機制,(2) 與高錳鋼 (8.3.3 節 ) 有何異同? [ 解 ] (1) 因含高鎳, 麻時效鋼之 Ms 溫度可以降低到 150, 且因不含碳, 所以從沃斯田鐵區 ( 約 820 ) 空冷或淬火, 可以獲的具高密度差排之軟質麻田散鐵當回火 ( 或時效 ) 溫度低於 500 時, 基地並不會形成沃斯田鐵, 但有大量的微細中間相 ( 如 Ni3Mo,Ni3Ti, Fe2Mo) 在麻田散鐵基地析出, 而達到強化之目的, 最重要的是它也具有優良的韌性與延性 (2) 哈得非錳鋼 (Hadfield 鋼, 或稱高錳鋼 ) 含高碳 ( 約 wt%) 與高錳 (13-15 wt% 的錳 ), 能同時阻礙沃斯田鐵相變化為波來鐵與麻田散鐵, 室溫下為完全安定的沃斯田鐵, 具有優秀的韌性與加工硬化特性, 極具抗磨耗性

26 9.5 敏化與安定化熱處理不銹鋼圖 9.10 沃斯田鐵不鏽鋼之沿晶腐蝕示意圖

27 [ 例 9.3] 試依不銹鋼發生敏化的機制, 說明安定化處理可採用的方法 [ 解 ] 維持鐵基地中的含 Cr 量, 就能抑制不銹鋼發生敏化其方法有 : (1) 固溶處理 : 將銲件加熱到 , 使 Cr 23 C 6 回溶至 γ 相後, 急冷避開 TTT 曲線中的鼻端 ( 敏化溫度範圍 (500 至 850 ), 防止碳化物的析出 (2) 減少碳含量 : 含碳量低於 0.03%( 如 304L), 就不會形成碳化鉻, 在具抗腐蝕性的 18-8 不銹鋼中, 碳含量均不會超過 0.02 wt% (3) 添加強碳化物形成 (carbide former) 元素 : 鈮 (Nb) 鈦 (Ti) 等強碳化物形成元素比鉻更容易形成穩定的碳化物, 碳會傾向與這些元素形成碳化物而較不會形成 Cr 23 C 6 (4) 增加鉻含量 : 即使形成碳化鉻也不致於使晶界的含鉻量低於產生保護層的最低含鉻量 (5) M 23 C 6 活化能的控制 : 在鉻鎳不銹鋼中添加鉬 (Mo) 能明顯增加 M 23 C 6 析出時間

28 [9.8] 304 不鏽鋼銲接時, 銲道附近的熱影響區 (HAZ) 溫度分佈如圖 9.15 所示在此種溫度分佈下, 銲件的那一部份最可能發生腐蝕? 解 (1)HAZ 之溫度分佈如圖 9.15 所示, (2) 可知會發生腐蝕的區域不是在銲道, 而是在銲道周圍的熱影響區 (HAZ), 這是因為 : (i) 銲接時 : 溫度處於敏化溫度範圍的區域, 晶界將析出碳化鉻, 將形成缺鉻區 ( 參考圖 9.10) (ii) 冷卻時 : 銲件冷卻速度都很快, 所以只有銲接時被加熱到敏化溫度範圍的區域才會受到腐蝕若是在極緩慢冷卻情況下, 整個熱影響區都有可能敏化而受到腐蝕

29 2.Al-Mg 合金之敏化與安定化處理 (1) 時效軟化 ( ) 與安定化處理 ( ) (2) 消除敏化之安定化處理 ( )*3hr 圖 9.11 Al-6Mg 合金冷加工後於室溫下之時效軟化現象 (H14 代表半硬,H18 代表全硬, 詳見 12.1 節 )

30 Intergranular corrosion β AA5083-O 經 175 *100hr 後於 3.5% NaCl. 中測試 220 (Al-5%Mg) 合金暴 50~220 間有 β 相 (Mg 2 Al 3 ) 沿晶析出船用甲板之 5456-H116 (5.1 wt.% Mg) 合金之腐蝕

32 1.β 相 (Mg 2 Al 3 ) 與 Mg 2 Si 之電位相較於鋁鎂合金低, 於腐蝕環境中因陽極反應 (anodic) 而被優先腐蝕 ; 2.Al 6 Mn 及 Al 6 (Fe,Mn) 之電位與鋁基地相近, 對腐蝕較無影響

33 (a) (b) (c) (d) (e) (f) β-phase precipitation in AA5083 alloys (a)h15(b)150 - annealed (c)200 -annealed(d)250 -annealed(e)300 - annealed(f)350 -annealed alloys. 33

34 (a) (b) (c) (d) (e) (f) Corrosion morphology of AA5083 alloys after G67 test in (a)h15,(b)150 -annealed, c)200 -annealed(d)250 - annealed(e)300 -annealed(f)350 -annealed specimens. 34

35 (2) 消除敏化之安定化處理 ( )*3hr 1.Al-Mg 合金的時效軟化與消除軟化之安定化處理, 都會造成較晶粒活性高的 β 相 (Mg 2 Al 3 ) 會於晶界處網狀連續析出, 2. 使合金耐蝕性的下降 ( 即敏化現象 ), 3. 要求抗蝕的環境下, 常施予較高溫 (~210 ) 的安定化熱處理, 此時 β 相於晶界處形成不連續析出, 3. 雖然會減損稍多的強度, 但卻可以大大提升合金之耐蝕性

36 9.6 高強度低合金鋼的界面間析出 (a)fe-fe3c 部分相圖 (b) 含釩與鉻的 Fe-0.2wt% C 合金在 700 時之相圖圖 9.13 (a)fe-fe 3 C 相圖說明恆溫時效熱處理與 γ α 相變化, (b)hsla 之合金碳化物於 α/γ 界面成核與成長是意圖

37 9.9 說明含 V 之高強度低合金鋼,(1) 實施界面間析出熱處理之方法,(2) 析出物之形貌,(3) 影響析出物數量之因素 [ 解 ]:(1) 將 HSLA 合金加熱到沃斯田鐵相 ( 約 1150 C) 時, 持溫以獲得均勻的沃斯田鐵微結構後, 急冷到 700-8S0 C 間之單相區, 在此溫度下進行恆溫時效熱處理 (isothermal aging treatment), 時效過程中, 會發生 γ/α 相 ( 即沃斯田鐵轉變為肥粒鐵 ) 的恆溫變態同時也會發生階梯式碳化物 (V 4 C 3 ) 的析出 (2) 當台階前端移動時, 析出物繼續生長, 顆粒尺寸增大沃斯田鐵變成肥粒鐵是一種重覆的過程 (3) 受到碳 ( 氮 ) 化物形成元素 (carbide (nitride)formers) 數量之影響, 愈多則愈密集

38 (a) 碳化物成核與成長 (b) 規則排列之釩鋼析出物圖 9.14(a)HSLA 之合金碳化物於 α/γ 界面成核與成長是意圖, (b) Fe-0.15C-0.75V(wt%) 合金鋼析出物之規則排列微結構

連鑄棒

連鑄棒 JIS 不銹鋼棒 SUS 不銹鋼鋼種類別 : 沃斯田鐵系不銹鋼 :SUS201,202,301,302,303,303Se,304,304L,304N1, 304N2,304LN,305,309S,310S,316,316L,316N,316LN,316J1,316J1L,317,317J1,321,347,XM7,XM15J1 沃斯田鐵肥粒鐵系不銹鋼 :SUS3291 肥粒鐵系不銹鋼 :SUS405,410L,430,430F,434,447J1,XM27