臺灣博碩士論文加值系統

SUS420不銹鋼為麻田散鐵系，因鋼料中含有鉻元素，可在表面形成氧化膜保護鋼料內部，阻隔外界環境，因此具有良好的耐蝕性。麻田散鐵系不 麻田散鐵系不 銹鋼 的碳含量 較高， 可以透過熱處理程序來提升其機械性質， 可以透過熱處理程序來提升其機械性質， 可以透過熱處理程序來提升其機械性質， 具有高硬度、耐 有高硬度、耐 有高硬度、耐 有高硬度、耐 磨的特點。
本研究 實驗 分三部進行 ：(1)鋼料先經氣體滲氮碳再淬火、回處理 鋼料先經氣體滲氮碳再淬火、回處理 鋼料先經氣體滲氮碳再淬火、回處理 鋼料先經氣體滲氮碳再淬火、回處理 ：先 以 經過預分解的氨氣混合木精進行滲氮碳處理 ，在試片表面固溶氮、碳原子 ，在試片表面固溶氮、碳原子 ，在試片表面固溶氮、碳原子 ，在試片表面固溶氮、碳原子 ， 接著實施淬火 、回接著實施淬火 、回接著實施淬火 、回以增強硬度 ，期望透過改善熱處理程序來避免 表面硬化 鋼料 中心硬度偏低的情況發生 ；(2)傳統氣體軟氮化 ：鋼料先經淬火再進行後續滲氮碳 處理 ；(3)傳統氣體滲碳氮化 傳統氣體滲碳氮化 ：高溫下進行滲碳氮化 並淬火，再進行回處理。 並淬火，再進行回處理。 並淬火，再進行回處理。 並淬火，再進行回處理。 探 討不同 溫度、 溫度、 時間 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 對麻田散鐵系不銹鋼之硬度分布、顯微組織耐蝕性的影響。 本研究主要實驗結果如下 :
(1) 在氣體滲氮碳時，持溫 在氣體滲氮碳時，持溫 在氣體滲氮碳時，持溫 時間增長，析出物層也跟著變厚 時間增長，析出物層也跟著變厚 時間增長，析出物層也跟著變厚 時間增長，析出物層也跟著變厚 。在低溫滲氮碳 低溫滲氮碳 低溫滲氮碳 時， 析出物層與基材的分界不明顯 出物層與基材的分界不明顯 出物層與基材的分界不明顯 出物層與基材的分界不明顯 ；而高溫滲氮碳 高溫滲氮碳 時，析出物層與基材有明顯的 時，析出物層與基材有明顯的 時，析出物層與基材有明顯的 時，析出物層與基材有明顯的 分界 。
(2) 氣體 滲氮碳時 在不超過 Fe-C、Fe-N的共析溫度且持時間短的情況下 共析溫度且持時間短的情況下 硬度較 高，例如在 570℃×6hr滲氮碳可得到本實驗最大硬度 ，但 次表層 會有軟層區 的產生。
(3) SUS420不銹鋼先經 570℃×3hr滲氮碳再淬火 、回火後 ，對鹽酸 、硫酸 、硝酸 的耐蝕性都有提升。
(4) SUS420不銹鋼施以 傳統氣體軟氮化 時，鋼料心部硬度會因滲氮碳處理 ，鋼料心部硬度會因滲氮碳處理 溫度過 高使中心硬度偏低。
(5) SUS420不銹鋼施以 傳統氣體滲碳氮化 時，短時間即可達到 ，短時間即可達到 顯著的表面硬化 效 果， 但鋼料表層 會有粒界氧化的情形 產生 。

SUS420 stainless steel is martensitic series stainless steel and its steel material contains chromium and it can form oxidation film on its surface to protect the steel from oxidation, so it has excellent corrosion resistance. As the martensitic series stainless steel contains higher carbon content, it can improve mechanical properties through thermal treatment and it is characterized by high hardness and high wear resistance.
The experiment in this research was implemented in three parts: (1) First of all, the steel materials went through gas nitriding/carburizing and then quenching and tempering were done. Pre-dissociated ammonia gas and methanol dissociation gas were mixtured for the treatment of nitriding/carburizing; nitrogen and carbon atom solution treatment was performed on the surface of specimen and then quenching and tempering were implemented to increase hardness. It is expected to avoid the occurrence of surface hardening and low hardness in the center of steel through the improvement of thermal processing ; (2) The traditional gas nitrocarburizing: the steel material was firstly quenched and then the subsequent gas nitriding/carburizing treatment was done. (3) The traditional gas carbonitriding: the carbonitriding and quenching were done under high temperature and then tempering was performed, so as to discuss the effect of different temperature and time on the hardness distribution, microstructure and corrosion resistance of martensitic series stainless steel. The main experimental results in this research are shown as below:
(1)With the holding time increases, the precipitate layer grows thicker during gas nitriding/carburizing. During low-temperature gas nitriding/carburizing, the boundary between precipitate layer and base material is not obvious; during high-temperature gas nitriding/carburizin, there exists obvious boundary between precipitate layer and base material.
(2)During gas nitriding/carburizin, the hardness is higher when the eutectoid temperature is less than Fe-C and Fe-N and holding time is short. For example, 570℃×6hr nitriding/carburizin can gain the maximum hardness in this experiment, but the soft layer area is generated on the subsurface layer.
(3)SUS420 stainless steel should firstly go through 570℃×3hr nitrocarburizing and then it is quenched ,and finally it is tempered, the corrosion resistance to hydrochloric acid, sulfuric acid and nitric acid will be improved.
(4)After traditional gas nitrocarburizing, the hardness in the center of SUS420 stainless steel will become lower because the treatment temperature of nitrocarburizing is too high.
(5)After traditional gas carbonitriding, the significant surface hardening effect can be achieved in a short time, but the intergranular oxidation appears on the steel surface.

目 錄
致 謝 II
摘 要 III
Abstract IV
目 錄 VI
圖 目 錄 IX
表 目 錄 XIII
第一章 前言 1
第二章 實驗理論與文獻回顧 2
2.1 麻田散鐵系不銹鋼 2
2.2 麻田散鐵系不銹鋼之熱處理 3
2.2.1 淬火處理 3
2.2.2 回火處理 3
2.2.3 回火碳化物形成 4
2.3 氣體滲氮·滲碳處理 5
2.3.1 氣體滲氮原理 5
2.3.2 氣體滲氮的反應 6
2.3.3 氣體滲碳原理 7
2.3.4 氣體滲氮碳對鋼料表面的影響 8
2.3.5 氣體滲氮碳的特性 9
3.1 實驗規劃 10
第三章 實驗設備與方法 11
3.2 實驗設備 11
3.2.1 氣體滲氮碳設備 11
3.2.2 淬火設備 11
3.2.3 回火設備 11
3.2.4 實驗用氣體、液體 12
3.2.5實驗設備及儀器 12
3.3 實驗方法 13
3.3.1試片種類與製作 13
3.3.2實驗步驟 13
3.3.3 金相組織觀察 14
3.3.4 XRD分析 14
3.3.5 Vickers微硬度量測 15
3.3.6 EPMA分析 15
3.3.7耐腐蝕實驗 16
第四章 結果與討論 17
4.1 SUS420不銹鋼之氣體滲氮滲碳 17
4.1.1氨氣預分解溫度 17
4.1.2硬度分佈量測 18
4.1.3金相顯微組織 19
4.1.4氮、鉻元素分析 21
4.1.5線掃描分析 22
4.1.6 XRD分析 24
4.1.7耐腐蝕實驗 25
4.2 SUS420不銹鋼之傳統氣體軟氮化 29
4.2.1硬度分佈量測 29
4.2.2金相顯微組織 29
4.2.3耐腐蝕實驗 30
4.3 SUS420不銹鋼之傳統氣體滲碳氮化 31
4.3.1硬度分佈量測 31
4.3.2金相顯微組織 31
4.3.3耐腐蝕實驗 31
4.4 不同熱處理方法的比較 33
4.4.1硬度分布比較 33
4.4.2耐蝕性比較 33
4.4.3熱處理程序比較 33
第五章 結 論 34
參考文獻 88

 
圖 目 錄
圖2.1 鐵碳平衡圖 36
圖2.2各類型麻田散鐵系不銹鋼的淬火溫度與硬度的關係 37
圖2.3 SUS420不銹鋼的回火硬度曲線[8] 38
圖2.4 鐵-氮平衡圖 39
圖2.5 低於共析溫度(590℃)時，氮濃度變化與氮化持續時間的相變化圖[21] 40
圖2.6 滲氮反應機構 41
圖2.7 甲醇分解反應之自由能圖[23] 42
圖3.1 實驗流程圖 43
圖3.2 滲氮碳設備 44
圖3.3 淬火設備 45
圖3.4 回火設備 45
圖3.5 耐腐蝕實驗設備 46
圖4.1 不同氨氣預分解溫度對滲氮碳後鋼材(570℃×3hr)硬度分布的影響 47
圖4.2 SUS420不銹鋼以不同溫度預分解的氨氣混合木精分解氣滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織(a)750℃預分解 (b) 800℃預分解 48
圖4.3 SUS420不銹鋼先進行450℃滲氮碳24hr、48hr再淬火、回火後的硬度分布圖 49
圖4.4 SUS420不銹鋼先進行500℃滲氮碳3hr、6hr、12hr、24hr再淬火、回火後的硬度分布圖 49
圖4.5 SUS420不銹鋼先進行570℃滲氮碳3hr、6hr、12hr再淬火、回火後的硬度分布圖 50
圖4.6 SUS420不銹鋼先進行630℃滲氮碳3hr、6hr再淬火、回火後的硬度分布圖 50
圖4.7 SUS420不銹鋼以相同時間不同溫度滲氮碳再淬火、回火後的硬度分布圖 52
圖4.8 SUS420不銹鋼先進行450℃×24hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 53
圖4.9 SUS420不銹鋼先進行450℃×48hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 53
圖4.10 SUS420不銹鋼先進行500℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 54
圖4.11 SUS420不銹鋼先進行500℃×6hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 54
圖4.12 SUS420不銹鋼先進行500℃×12hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 55
圖4.13 SUS420不銹鋼先進行500℃×24hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 55
圖4.14 SUS420不銹鋼先進行570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 56
圖4.15 SUS420不銹鋼先進行570℃×6hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 56
圖4.16 SUS420不銹鋼先進行570℃×12hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 57
圖4.17 SUS420不銹鋼先進行570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 58
圖4.18 SUS420不銹鋼先進行630℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 59
圖4.19 SUS420不銹鋼先進行630℃×6hr滲氮碳再淬火、回火後的顯微組織 59
圖4.20 SUS420不銹鋼經570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後表層的N含量分布 60
圖4.21 SUS420不銹鋼經570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後表層的Cr含量分布 60
圖4.22 試片只經570℃×3hr滲碳氮無淬火、回火的線掃描分析 61
圖4.23 試片先經450℃×24hr滲氮碳再淬火、回火後的線掃描分析 62
圖4.24 試片先經500℃×12hr滲氮碳再淬火、回火後的線掃描分析 63
圖4.25 試片先經570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後的線掃描分析 64
圖4.26 試片先經450℃×24hr滲氮碳再淬火、回火後的XRD分析 65
圖4.27 試片先經500℃×12hr滲氮碳再淬火、回火後的XRD分析 65
圖4.28 試片先經570℃×3hr滲氮碳後再淬火、回火後的XRD分析 66
圖4.29 試片先經570℃×12hr滲氮碳後再淬火、回火後的XRD分析 66
圖4.30 試片先經630℃×6hr滲氮碳後再淬火、回火後的XRD分析 67
圖4.31 試片先經630℃×6hr滲氮碳後再淬火、回火後的顯微組織 67
圖4.32 試片先經630℃×6hr滲氮碳後再淬火、回火後表層的N含量分布 68
圖4.33 不銹鋼原材經淬火、回火後，以濃度37%、溫度40℃的鹽酸浸泡60min的腐蝕情況(a)表面(b)橫截面 69
圖4.34試片先經570℃×3hr滲氮碳再淬火、回火後，以濃度37%、溫度40℃的鹽酸浸泡60min的腐蝕情況(a)表面(b)橫截面 70
圖4.35 試片先經570℃×3hr滲氮再淬火、回火後，以濃度37%、溫度40℃的鹽酸浸泡60min的腐蝕情況(a)表面(b)橫截面 71
圖4.36 試片經不同條件滲氮碳再淬火、回火後，以鹽酸腐蝕的腐蝕量比較 72
圖4.37 試片經不同條件滲氮碳再淬火、回火後，以鹽酸腐蝕的腐蝕量比較 72
圖4.38 不銹鋼原材經淬火、回火後，以硫酸腐蝕的表面組織 73
圖4.39 不銹鋼先經450℃×24hr滲碳氮再淬火、回火後，以硫酸腐蝕的表面組織 73
圖4.40 不銹鋼先經500℃×12hr滲碳氮再淬火、回火後，以硫酸腐蝕的表面組織 74
圖4.41 不銹鋼先經570℃×3hr滲碳氮再淬火、回火後，以硫酸腐蝕的表面組織 74
圖4.42 試片經不同條件滲氮碳再淬火、回火後，以硫酸腐蝕的腐蝕量比較 75
圖4.43 試片經不同條件滲氮碳再淬火、回火後，以硫酸腐蝕的腐蝕量比較 75
圖4.44 試片經不同條件滲氮碳再淬火、回火後，以硝酸腐蝕的腐蝕量比較 76
圖4.45 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫30min淬火後再不同條件滲氮碳的硬度分布圖 77
圖4.46 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫30min淬火，再施以570℃×3hr滲氮碳後的顯微組織 78
圖4.47 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫30min淬火，再施以570℃×6hr滲氮碳後的顯微組織 78
圖4.48 原材經淬火、回火後與試片先淬火再經不同條件滲氮碳後，以鹽酸腐蝕的腐蝕量比較 79
圖4.49 SUS420不銹鋼先經不同條件淬火(滲氮碳)後再回火的硬度分布圖 80
圖4.50 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫30min淬火(滲氮碳)後再回火的顯微組織 81
圖4.51 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫1hr淬火(滲氮碳)後再回火的顯微組織 81
圖4.52 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫2hr淬火(滲氮碳)後再回火的顯微組織 82
圖4.53 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫2hr淬火(滲氮碳)後再回火的顯微組織(EPMA-3000x) 82
圖4.54 SUS420不銹鋼先經不同條件淬火(滲氮碳)後再回火後，以鹽酸腐蝕的腐 蝕量比較 83
圖4.55 SUS420不銹鋼經1050℃×2hr淬火(滲氮碳)再回火後的N含量分布 83
 
表 目 錄
表2.1鋼料在不同滲氮溫度下，滲層中各相形成順序及室溫平衡狀態下的結構 84
表3.1 實驗處理條件 85
表3.2 SUS 420不銹鋼試片經分光儀分析各元素含量 86
表3.3麻田散鐵400系不銹鋼規範規格 86
表4.1 SUS420不銹鋼先經1050℃持溫2hr淬火(滲氮碳)再回火後的元素分析 87

參考文獻
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