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AISI S7工具鋼之滲碳研究
A study of carburization of AISI S7 tool steel
邱六合*, 陳昱仁*,黃家寶*,徐慶宗*
Liu-Ho Chiu, Yu-Jen Chen, C.P Huang, Ching-Tsung Hsu
*大同大學材料工程學系
摘要
AISI S7工具鋼進行乙炔為增碳性氣氛的
950℃及1000℃滲碳熱處理,經氮氣冷卻,部
分試片經深冷處理後,以不同溫度回火,來
探討S7工具鋼的顯微結構及特性的變化。由
金相組織觀察,知S7工具鋼經950 ℃及1000
℃真空滲碳處理均有明顯滲碳層存在,但
1000℃滲碳件有較大原沃斯田體晶粒及殘留
沃斯田鐵含量,且有明顯網狀結構。S7工具
鋼經1000℃真空滲碳,氣淬及低溫回火處
理,其表面滲碳層具有高碳工具鋼之高溫淬
火易有大量殘留沃斯田體而降低硬度,而高
溫回火則有碳化物析出導致二次硬化之硬度
提升現象。由950℃真空滲碳件,說明在500
℃以下回火滲碳件的KIC值均較淬火原材之
KIC值低;但對600℃淬火回火件,KIC值則明
顯會因滲碳而提高。綜論之,真空滲碳處理
配合高溫回火處理,確可達到提供S7工具鋼
表面高硬度且擁有高破裂韌性值。
關鍵詞:AISI S7、破裂韌性、衝擊韌性、回
火脆性。
Abstract
The effects of vacuum carburizing
followed by various tempering temperatures on
the properties of AISI S7 shock-resistant tool
steel have been studied. The AISI S7 tool steel
specimens are. As specimens carburized at
950℃ and 1000℃ were tempered at low
temperature (200℃), the surface hardness of the
specimens carburized at 1000℃ are lower than
those of the specimens carburized at 950℃, due
to the large amount of retained austenite in the
cases of the specimens carburized at 1000℃.
When those specimens are tempered in the range
between 450℃ to 550℃, the surface hardness of
carburized specimen show a modest increase due
to the secondary hardening effects. According to
the fracture toughness data, the toughness of the
specimen carburized and tempered at 600℃ was
74 MPa.m1/2.
Keywords: shock-resistant tool steel, vacuum
carburizing, tempering, fracture
toughness
1. 前 言
含碳量低於 0.2wt%之碳鋼表面硬化,常利
用 880~930℃溫度進行滲碳使表層變為高碳後
再淬火回火,達到表面層硬度高而耐磨,而心
部硬度低具高韌性之組合(1-3)。但對具結構與工
具用途的零件要求耐磨(高硬度、高強度)及高
韌性之組合,低碳鋼表面硬化件並無法完全滿
足。但利用高碳淬火回火鋼材而言,硬又韌的
特性組合實難兼得,如 Crane and Bigg(4)以
M2、T1、A2 及 S1 工具鋼製作破裂韌性試片,
進行各種不同熱處理,嘗試在不失去硬度下尋
求最大韌性,所獲得結果說明 S1 工具鋼可以
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得到較大破壞韌性值(48MPa.m1/2)。耐震工具
鋼為中碳鉻鉬釩合金鋼,此系列鋼種具有容易
加工及熱處理特性,專為需要耐衝擊應用而開
發,可適用於如衝頭、壓板與滾齒輥子等冷作
衝擊工具。具有螺牙及衝孔等形狀不規則或不
連續零件,因為形狀所產生應力集中效應,在
具衝擊條件下對韌性之要求更為殷切。故有針
筒 S7 耐震工具鋼研究,得到在 54HRC 具有
54 MPa.m1/2 破壞韌性值,可以滿足部分需
求,但高韌性的熱處理條件所提供相對之硬度
即耐磨性仍不足(5)。
因此結合淬火回火與滲碳處理,對如 S7
之中高碳合金鋼提供表面高的碳量,再與其內
的鉻鉬釩等碳化物合金元素結合而產生表面
具有二次回火硬化作用的工具鋼,來提供較高
耐磨特性是否為恰當而可行,以及耐破壞韌性
效果是否會加強均值得探討。
真空滲碳利用真空斷熱做高溫處理、小孔
內面的滲碳性良好、無污染及省能源降低成本
等優點,因此被認為可能取代傳統的滲碳熱處
理製程(6)。近年來歐、美、日之學者與業者均
投入大量研究,且在真空的環境下,可不虞工
作物的氧化,並改善產品的機械性質,且在環
境方面也不會產生 CO2,且可斷續運轉而省能
源(6)。真空滲碳通常直接通入烷類氣體當作滲
碳之原料氣體,而文獻(7-8)指出炔類氣體由於
具有未飽和之碳氫鍵結構,在高溫下極易分解
成活性碳原子,以提供滲碳所需的碳勢。而作
用包含了三個基本步驟:氣體的解離、碳原子
的吸附、碳原子的擴散。Chen 及 Liu (9)研究得
到滲碳氣體 C2H2 滲碳效果是直接吸著,有助
於小孔面的滲碳性,並說明其適合深孔滲碳處
理。
因乙炔具有較好的滲碳性(10-11),故本研究
擬進行 AISI S7 工具鋼選用乙炔為增碳性氣氛
的 950℃及 1000℃滲碳熱處理,然後進行噴入
氮氣冷卻。部分試片再施以液態氮深冷處理 2
小時,並分別於 200℃、300℃、400℃、450℃、
500℃、550℃及 600℃不同溫度回火,以探討
S7 工具鋼的顯微結構及特性的變化。
2. 實驗步驟
2.1 實驗材料
以直徑 25mm 的 AISI S7 耐震工具鋼棒為
實驗材料,輝光放電分析儀(GDOS)分析鋼材
之化學組成如表 1。收料之微觀結構為球狀雪
明碳鐵散佈在肥粒鐵基底的組織,硬度 17
HRC。因為檢驗、量測及分析方式不同,所以
依規範製作各試片:將 S7 棒材加工成每片
長、寬、高各 13mm 之滲碳用試片,用以觀察
微觀結構、量取 HRC 硬度及 HV 微硬度,之
後進行真空滲碳熱處理。另將 S7 棒材,依照
ASTM E 399-90(12)規範製作破裂韌性試片。
表 1 AISI S7 工具鋼化學組成(wt﹪)
C Si Mn Cr Mo VS7 實驗材 0.472 0.237 0.716 3.012 1.515 0.29
規範0.45-0.55
0.20-1.00
0.20-0.90
3.00-3.50
1.30-1.80
0.2-0.3
2.2 滲碳熱處理
採用臻龍公司兩腔式真空熱處理爐進行
真空滲碳,真空爐具設備如 Fig.1 所示。滲碳
氣體選用乙炔為增碳性氣氛。試片熱處理條件
為於 650~700℃進行均溫預熱,持溫 30 分鐘,
接著升溫至950℃及1000℃進行沃斯田鐵化及
滲碳處理,滲碳時間分別為 0.5、1 及 2 小時,
然後移到外腔噴入氮氣冷卻。部分試片再施以
液態氮深冷處理 2 小時,並分別於 200℃、
300℃、400℃、450℃、500℃、550℃及 600℃
不同溫度回火,持溫 2 小時。
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Fig. 1 Schematic of the vacuum furnace
綜合以上,以實驗鋼材針對AISI S7
工具鋼真空滲碳熱處理之參數設定及熱
處理方式分別如Fig.2及Fig.3所示。
Fig. 2 A thermal processing cycle
Fig. 3 Process sequences for vacuum and
carburizing.
2.3 滲碳層分析
2.3.1 顯微組織觀察
滲碳處理試片以砂輪切割適當大小,經
鑲埋、研磨、拋光,再以 Nital 浸蝕液(5% HNO3
+ 95% C2H5OH) 處 理 後 , 使 用 Olympus
BHM-112B 型光學顯微鏡(Optical Microscope)
觀察其顯微組織。
2.3.2 TEM 微結構觀察
滲碳試片表面以慢速切割機切取約 0.5mm
之厚度,之後以砂紙研磨至 0.1mm 厚度並磨至
1000 號砂紙,接著試片衝壓成 3mm 直徑之薄
片,再以 1200 號砂紙研磨至 0.06mm,之後進
行 Double-Jet 電解拋光。電解拋光液為 70﹪體
積百分比的乙醇、25﹪的甘油與 5﹪的過氯酸
之混合溶液,溶液溫度控制在 0℃,工作電壓
為 50V,在薄片中央電解出小孔,小孔周圍之
薄區即 TEM觀察之區域。所使用 TEM 為 Jeol
2000CX Ⅱ型,工作電壓 200kV。
2.4 機械性質測試
2.4.1 HRC 硬度量測
使用 Matsuzawa Seiki MARK-M2 型洛氏
(Rockwell)硬度試驗機,測試各個不同溫度回
火試片之硬度值。每一試片均打三點洛氏硬度
值(HRC),再求其平均值。
2.4.2 HV 微硬度量測
使用 Future-Tech FM-7 微硬度機進行維克
氏(Vickers) 微硬度值測試。為求實驗數據穩定
正確測試前需先拋光,測試方式由表面至心部
每 0.05mm 打一點硬度值,直到硬度值下降至
一低值不再變化為止,此可觀察滲碳深度與硬
度之走向趨勢。操作條件為荷重 300g,壓痕停
留時間為 10 秒。
2.4.3 破裂韌性測試
依照 ASTM E 399-90 規範(12),利用 MTS
810.13 型動態萬能試驗機進行 mode I 型式試
片之預裂與拉斷之試驗步驟,並計算破裂韌性
值。若符合規範要求,則稱為『平面應變破裂
韌性』(KIC),否則為『平面應力破裂韌性』
(KQ)。
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3.結果與討論
3.1 金相微觀結構
Fig.4 為S7工具鋼經950℃滲碳1小時、氮
氣淬冷及再經300℃、500℃、550℃、600℃回
火處理試片之橫截面金相組織。S7工具鋼的
沃斯田體化溫度為940-960℃,在950℃進行滲
碳處理,近表面與心部之組織大都為針狀麻
田體之組織,表層與心部並無明顯差異。
Fig.4 Microstructures of the S7 tool steel
specimens carburized at 950℃ for 1 hour (a)
as-quenched, and quenched and tempered at (b)
300oC, (c) 500 oC, (d) 550 oC and (e) 600 oC.
Fig. 5 為S7工具鋼經1000℃滲碳1小
時、氮氣淬冷及再經300℃、500℃、550℃、
600℃回火處理試片之橫截面金相組織。Fig.
5(a)為S7工具鋼經1000℃滲碳1小時氮氣氣
淬試片之橫截面金相組織,與950℃滲碳試片
比較,表面滲碳層能清楚看到碳化物網狀及
散佈有析出相的相對耐蝕性較高的基地結
構,心部與表層組織則有明顯差異,可以看
到其散佈析出相已逐漸減少。同時也可以看
到大顆粒的晶粒邊界。如5(b~e)所示,高溫
回火試片除滲碳層網狀結構仍然存在,其間
的基地組織已有更多的微細析出相導致其腐
蝕後組織複雜化。
Fig.5 Microstructures of the S7 tool steel
specimens carburized at 1000℃ for 1
hour (a) as-quenched, and quenched and
tempered at (b) 300oC, (c) 500 oC, (d) 550oC and (e) 600 oC.
S7 工具鋼經 1000℃滲碳 1 小時、淬火、深
冷及再經 300℃、500℃、550℃、600℃回火試
片之橫截面金相組織如 Fig. 6 所示。6(a)為
S7 工具鋼經 1000℃滲碳 1 小時氮氣氣淬試片
之再經深冷處理橫截面金相組織,其組織與未
經深冷者差異不大,同樣可以看到大的晶粒邊
界以及散佈析出相。同樣地經深冷後試片經高
溫回火試片,如 6(b~e)所示除滲碳層網狀結
構仍然存在,其間的基地組織已有更多的微細
析出相導致其腐蝕後組織複雜化。但從另6(e)
所示,除滲碳層網狀結構依然存在,其間的基
地組織已有更多的針狀組織,展現出 600 度的
回火效遠超過 300 度所能提供,散佈有針織組
(a) (b)
(c) (d)
(a) (b)
(c) (d)
(e)
(e)
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織及其間之白色基地說明其或多或少仍有殘
留沃斯田體存在。
Fig.6 Microstructures of the S7 tool steel
specimens carburized at 1000 for 1℃
hour (subzero) (a) as-quenched, and
quenched and tempered at (b) 300oC, (c)
500 oC, (d) 550 oC and (e) 600 oC.
3.2 硬度 (HRC)
S7工具鋼經950℃滲碳0.5小時、1小時、2
小時淬火(無深冷處理),經不同回火溫度之表
面硬度分佈圖如Fig.7。如圖可看到試片表面
硬度由200℃回火溫度的60HRC,依序降低至
回火溫度600℃時的50HRC左右,其中於回火
溫度500℃時硬度值比400℃稍有回升,除有明
顯回火軟化抵抗的能力,甚至在500℃可些微
觀查有二次回火硬化現象發生。三種滲碳時
間均有相同趨勢。S7工具鋼心部硬度隨回火
溫度的提升而降低,心部硬度所成表現的趨
勢與表面硬度相同,只是硬度值大都低於表
面約5HRC。
200 300 400 500 60040
45
50
55
60
65
70
Har
dnes
s(H
RC
)
Tempering Temperature (℃)
950℃ carburized for 0.5 h (nonsubzero)950℃ carburized for 1 h (nonsubzero)950℃ carburized for 2 h (nonsubzero)
Fig.7 The surface hardness of the carburized
S7 tool steel as a function of tempering
temperature at different carburizing time
under 950℃.
Fig.8 為 1000℃滲碳 0.5 小時、1 小時、2
小時淬火(無深冷處理),經不同回火溫度之表
面硬度分佈圖。滲碳 0.5 小時回火溫度之硬度
僅 54HRC,1 小時及 2 小時更低至 47HRC 左
右,針對 S7 工具鋼經 1000℃滲碳 1 小時淬火
試片表面作 X光繞射所得之圖形,結果顯示表
面組織主要為雪明碳鐵、麻田散鐵與殘留沃斯
田鐵,大量殘留沃斯田鐵相說明表面硬度降低
之原因,後續 TEM分析亦得到相同結果。相
對的,S7 工具鋼 1000℃滲碳淬火試片心部硬
度不會有低溫回火硬度降低的現象,但亦隨回
火溫度的提升而降低,有明顯回火軟化抵抗的
能力,甚至在 500℃時可些微觀查有二次回火
硬化現象發生。
相較於心部硬度,表面硬度呈現出與心部
有很大差異,因表面具有較高的含碳量,使得
表層組織在剛由 1000℃持溫後淬火時,含有
大量殘留沃斯田體,因而表現出較低的硬度
值。一般而言,在 300℃回火已能使殘留沃斯
田體變態成為麻田散體,因此硬度逐漸提升,
在 500℃回火時,硬度爬升更高,高於 S7 工
(e)
(a) (b)
(c) (d)
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具鋼基材,明顯呈具有二次回火硬化現象。因
此表示 S7工具鋼經 1000℃真空滲碳之滲碳層
產生成份變化,相應誘發性質變動都有高碳工
具鋼的特性。300℃、400℃回火硬值逐漸提
升,500℃回火硬度稍有回升現象,600℃回火
則稍降至 55HRC 左右。
200 300 400 500 60040
45
50
55
60
65
70
Har
dnes
s(H
RC
)
Tempering Temperature (℃)
1000℃ carburized for 0.5 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 1 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 2 h (nonsubzero)
Fig.8 The surface hardness of the carburized
S7 tool steel as a function of tempering
temperature at different carburizing time under
1000℃.
Fig.9 為 950℃及 1000℃滲碳 1 小時深冷
處理與無深冷處理淬火,經不同回火溫度之表
面硬度分佈圖。950℃滲碳 1 小時深冷處理與
無深冷處理淬火,其表面硬度由回火溫度
200℃的 60HRC,硬度值依序降低至回火溫度
600℃時的50HRC左右,其中於回火溫度500℃
時硬度值亦有跳升現象,1000℃滲碳 1 小時深
冷處理,其表面硬度值亦有相同趨勢,於回火
500℃時硬度值會跳升。1000℃滲碳 1 小時無
深冷處理則其表面硬度相對較低,由回火溫度
200℃的 43HRC,硬度值依序升高至回火溫度
600℃時的 57HRC 左右,應為大量殘留沃斯田
體的關係。
200 300 400 500 60040
45
50
55
60
65
70
Har
dnes
s(H
RC
)
Tempering Temperature (℃)
950℃ carburized for 1 h (nonsubzero)950℃ carburized for 1 h (subzero)1000℃ carburized for 1 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 1 h (subzero)
Fig.9 The surface hardness of the carburized S7
tool steel as a function of tempering
temperature at given condition.
整體而言,在 500℃回火時,硬度爬升更
高,高於 S7 工具鋼基材,明顯呈具有二次回
火硬化現象。因此表示 S7 工具鋼經 1000℃真
空滲碳之滲碳層產生成份變化,相應誘發性質
變動都有高碳工具鋼的特性。而在 600℃回火
時,更有表面硬度 56HRC 而心部硬度為 46HRC
之組合,可以提供心部有一定強度與軔性,而
表面高硬度之特性組合。
相對於表面硬度的變化,各組試片橫截面
微硬度曲線經分析如下,以進一步討論 S7 工
具鋼滲碳效益。Fig.10 為 950℃及 1000℃滲碳
1小時深冷處理與無深冷處理淬火試片縱深硬
度分佈圖。950℃滲碳 1 小時深冷處理與無深
冷處理淬火,有表面 950 及 900HV0.3Kg降至深
度 1.2mm 處的 800HV0.3Kg,1000℃滲碳 1 小時深
冷處理與無深冷處理淬火,則在表面深度 0.2
及 0.4mm 處硬度降至 750 及 400HV0.3Kg,無深
冷處理淬火試片之低硬度值應為表面殘留大
量沃斯田體之故。
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0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
Har
dnes
s(H
V0.
3kg)
Depth (mm)
950℃ carburized for 1 h (nonsubzero)950℃ carburized for 1 h (subzero)1000℃ carburized for 1 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 1 h (subzero)
Fig.10 Hardness profiles of S7 steel specimens,
carburized at 950℃and 1000℃ for 1 hour
and quenched.
Fig.11 為 950℃及 1000℃滲碳 1小時深冷
處理與無深冷處理淬火,再經 300℃回火縱深
硬度分佈圖。950℃滲碳 1 小時深冷處理與無
深冷處理淬火及 1000℃滲碳 1 小時深冷處
理,其表面硬度值分別為 800、730 與 860HV0.3Kg
緩慢降低至深度 1.2mm 處的 600HV0.3Kg左右,
而 1000℃滲碳 1 小時無深冷處理其表面至
0.4mm 深度之硬度值已提升至 500HV0.3Kg 以
上,應為 300℃回火後殘留沃斯田體量減少所
致。
0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
Har
dnes
s(H
V0.
3kg)
Depth (mm)
950℃ carburized for 1 h (nonsubzero)950℃ carburized for 1 h (subzero)1000℃ carburized for 1 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 1 h (subzero)
Fig.11 Microhardness profiles of the carburized
S7 steel specimens at given conditions and
tempered at 300 .℃
Fig.12 為 950℃及 1000℃滲碳 1小時深冷
處理與無深冷處理淬火,再經 550℃縱深硬度
分佈圖。950℃滲碳 1 小時深冷處理與無深冷
處理淬火及 1000℃滲碳 1 小時深冷處理,其表
面硬度值大約為 700HV0.3Kg 上下,隨後緩慢降
低至深度1.2mm處的550HV0.3Kg左右,而1000℃
滲碳 1 小時無深冷處理者,其表面硬度反而相
對較高,應為殘留沃斯田體量變態為麻田散體
與析出二次硬化碳化物所致。
0.0 0.2 0.4 0.6 0.8 1.0 1.2300
400
500
600
700
800
900
1000
1100
Har
dnes
s(H
V0.
3kg)
Depth (mm)
950℃ carburized for 1 h (nonsubzero)950℃ carburized for 1 h (subzero)1000℃ carburized for 1 h (nonsubzero)1000℃ carburized for 1 h (subzero)
Fig.12 Microhardness profiles of the carburized
S7 steel specimens at given conditions and
tempered at 550℃.
3.3 TEM 微觀組織
TEM 試片之取樣位置為離試片表面約
0.2mm 處,Fig. 13 為 S7 工具鋼在 1000℃滲碳
1 小時淬火後其滲碳層之 TEM 明視野影像。
圖中顯示的組織屬要為麻田散體與殘留沃斯
田體,因大量殘留沃斯田體的存在,所以造成
表面硬度較低的結果。
1000℃滲碳 1 小時淬火後經 300℃回火 2
小時其滲碳層之 TEM 影像。麻田散體為主要組
織,相較於淬火試片之影像,殘留沃斯田體明
顯減少。
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1000℃滲碳 1 小時淬火經 500℃回火其滲
碳層之 TEM 分析,得到較長之黑斑點狀者呈
現高合金工具鋼會在 500℃回火時,殘留沃斯
田體變態形成麻田散體及微細的碳化物析
出,造成在 500℃回火的硬度值逐漸爬升。
Fig.13 TEM bright field image of S7 specimen
carburized at 1000 then quenched with℃
nitrogen gas.
Fig.14 TEM bright field image of S7 specimen
carburized at 1000 then quenched with℃
nitrogen gas and tempered at 600℃.
Fig.14 為 1000℃滲碳 1 小時淬火經 600℃
回火試片其滲碳層之 TEM 照片,相較於經 500
℃回火,可清楚看出析出物的明顯粗化。合金
鋼在較高的回火溫度時,合金元素容易擴散形
成碳化物析出物造成二次硬化效應,而碳化物
的結晶結構與化學組成會因合金元素的種類
而不同。含鉻的工具鋼中,析出物結構隨回火
溫度的提升,可為 M3C 然後 M7C3在來為 M23C6,
若工具鋼 Mo 含量高,則析出物結構隨回火溫
度的提升,可為 M3C 然後 M2C 在來為 M6C(13)。與
Fig. 9 的滲碳淬火件表面硬度的變化比對,
說明 S7工具鋼經 1000℃真空滲碳之滲碳層產
生的相變化,除能提供回火軟化抵抗更具有二
次回火硬化的特性。
3.4 破裂韌性分析
Fig.15 表示 S7工具鋼經不同時間 950℃滲
碳淬火,再分別經 300℃及 600℃回火試片之破
裂韌性值。Crane與 Bigg(4)提及以AISI T1、 M2、
A2 與 S1 試片,經不同回火熱處理得到 50HRC
左右之硬度,其中以 S1 試片的值最高 48 MPa‧
m1/2。而下 S7 工具鋼因具有較高之合金含量,
實驗所獲得的 KIC值為 53.2MPa‧m1/2,所對應的
硬度值為 54±2 HRC,強度及破壞韌性機械性質
組合(5)。另由 950℃真空滲碳件裂韌性值,說明
在 500℃以下回火滲碳件的 KIC 值均較淬火原
材之 KIC 值低;但對 600℃淬火回火件,KIC值
則明顯會因滲碳而提高。
0 1 240
50
60
70
80
90
KIC
(MPa‧
m1/
2)
Carburizing Time (h)
950℃ carburized and tempered 300℃950℃ carburized and tempered 600℃
Fig.15 Fracture toughness of S7 tool steel
specimen carburized at 950 and tempered at℃
300 and 600 as function of carburizing℃ ℃
time.
但由 Fig.15 顯示 950℃淬火再經 300℃回火試
片之破裂韌性值為 55MPa‧m1/2,可與文獻 5 所
得結果相近,然而經滲碳處理對 300℃回火之
γ
γ
γ
Μ
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破裂韌性值卻造成下降。但淬火經 600℃回火
之破裂韌性則為 55MPa‧m1/2相較高於 300℃回
火。但經滲碳處理對 600℃回火之破裂韌性值
卻提高之效益。此與 Lee 等人(14)對 AISI 8620
鋼材經滲碳處理後提高裂韌性值有相同結
論,表示心部具軔性而表面提高硬度即強度之
結構有助於提高裂韌性值
4.結論
S7 工具鋼經 950 ℃及 1000℃真空滲碳處
理均有明顯滲碳層存在。S7 工具鋼經 1000℃
真空滲碳,氣淬及低溫回火處理,從 X-Ray 與
TEM 之微觀結構觀察,其表面滲碳層具有高碳
工具鋼之高溫淬火易有大量殘留沃斯田體而
降低硬度,而高溫回火則有碳化物析出導致二
次硬化之硬度提升現象。因此表示 S7 工具鋼
經 1000℃真空滲碳之滲碳層產生成份變化,
相應誘發性質變動都有高碳工具鋼的特性。而
在 600℃回火時,更有表面硬度 56HRC 而心部
硬度為 46HRC 之組合,可以提供心部有一定強
度與軔性,而表面高硬度之特性組合。由 950
℃真空滲碳件說明 600℃淬火回火件 KIC 值明
顯會因滲碳而提高。綜論之,真空滲碳處理配
合高溫回火處理,確可達到提供 S7 工具鋼表
面高硬度且擁有高破裂韌性值。
致謝感謝國科會計畫案 NSC91- 2622- E- 036-
004- CC3 經費上之協助。
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