中 華 大 學 碩 士 論 文 -...
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中 華 大 學
碩 士 論 文
題目改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼
之熱處理研究
系 所 別機械與航太工程研究所碩士班
學號姓名M09308034 蔡 宗 憲
指導教授林 育 立 博 士
中華民國 九十六 年 一 月
I
摘 要
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是
不銹鋼中可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械性
質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成份
而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使其從
沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田散
鐵麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成分上會
有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的限制
在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳化物在
晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強度的
440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此時鉻
調整至16~18 wt
「07C-13Cr」為新研發的改良型440系麻田散鐵不銹
鋼本實驗將探討此改良型440系麻田散鐵不銹鋼在經過
不同溫度的回火硬化熱處理之後其機械性質與金相組織的
變化並與SUS440C麻田散鐵系不銹鋼做比較
實驗中以感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫
分析儀做成分分析結果顯示此鋼種化學成分中碳含量為
II
063 wt鉻含量為 127 wt發現碳和鉻的含量遠低於
一般商用 SUS440C 的規格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095
～120 wt鉻含量為 16～18 wt
由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型SUS440系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升其微
硬度的下降變化與在400～500時回升的變化情形相較
於SUS440C較不明顯回火曲線的差異與此改良鋼種之化學
成分及碳化物分布有直接關係同時也發現改良型鋼種雖然
碳鉻含量較SUS440C低但在採用200低溫回火時其硬
度值為736Hv（616HRc）也可達成軸承用麻田散鐵不銹鋼
所需求之規格
由金相及FE-SEM顯微結構分析顯示改良型SUS440系麻
田散鐵不銹鋼其碳化物較為細密且分布均勻平均大小為1
～3μm由於低碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗
大的一次碳化物可得到較佳的碳化物分布因此擁有較好
的機械性質
III
Abstarct
Heat treatment such as quenching and tempering was usually
used to enhance the mechanical properties in martensitic
stainless steel A normal martensitic stainless steel is
consists 12-17wt of Cr and sufficient carbon To have
excellent mechanical properties there is a lower limit of Cr
content which is about 11wt Cr in martensitic stainless steel
However the carbons are restricted under 015 to avoid
separating out carbons to the depletion region of grain
boundary near Cr in the limit of Cr content In this study the
contents of carbon is increased to 06-11wt and the contents
of Cr are adjusted to 16-18wt to maintain the excellent
mechanical properties
The modified 440 type martensitic stainless steel is consists
of 063wt C and 127wt Cr which was analyed by ICP-OES To
compare the mechanical properties and the change of
microstructure between the modified 440 type martensitic
stainless steel and the tranditional SUS440C heat treatment
in various temperature was utilized
IV
According to the results of tempering curve and the
microstructure investigation by FE-SEM fined grained carbides
was found in the specimen of modified 440 type martensitic
stainless steel The average size of this fined grain carbides
was measured about 1～3μm This is the reason why the
mechanical properties of modified 440 type martensitic
stainless steel can be improved comparing to that of SUS440C
specimens
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
I
摘 要
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是
不銹鋼中可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械性
質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成份
而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使其從
沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田散
鐵麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成分上會
有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的限制
在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳化物在
晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強度的
440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此時鉻
調整至16~18 wt
「07C-13Cr」為新研發的改良型440系麻田散鐵不銹
鋼本實驗將探討此改良型440系麻田散鐵不銹鋼在經過
不同溫度的回火硬化熱處理之後其機械性質與金相組織的
變化並與SUS440C麻田散鐵系不銹鋼做比較
實驗中以感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫
分析儀做成分分析結果顯示此鋼種化學成分中碳含量為
II
063 wt鉻含量為 127 wt發現碳和鉻的含量遠低於
一般商用 SUS440C 的規格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095
～120 wt鉻含量為 16～18 wt
由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型SUS440系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升其微
硬度的下降變化與在400～500時回升的變化情形相較
於SUS440C較不明顯回火曲線的差異與此改良鋼種之化學
成分及碳化物分布有直接關係同時也發現改良型鋼種雖然
碳鉻含量較SUS440C低但在採用200低溫回火時其硬
度值為736Hv（616HRc）也可達成軸承用麻田散鐵不銹鋼
所需求之規格
由金相及FE-SEM顯微結構分析顯示改良型SUS440系麻
田散鐵不銹鋼其碳化物較為細密且分布均勻平均大小為1
～3μm由於低碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗
大的一次碳化物可得到較佳的碳化物分布因此擁有較好
的機械性質
III
Abstarct
Heat treatment such as quenching and tempering was usually
used to enhance the mechanical properties in martensitic
stainless steel A normal martensitic stainless steel is
consists 12-17wt of Cr and sufficient carbon To have
excellent mechanical properties there is a lower limit of Cr
content which is about 11wt Cr in martensitic stainless steel
However the carbons are restricted under 015 to avoid
separating out carbons to the depletion region of grain
boundary near Cr in the limit of Cr content In this study the
contents of carbon is increased to 06-11wt and the contents
of Cr are adjusted to 16-18wt to maintain the excellent
mechanical properties
The modified 440 type martensitic stainless steel is consists
of 063wt C and 127wt Cr which was analyed by ICP-OES To
compare the mechanical properties and the change of
microstructure between the modified 440 type martensitic
stainless steel and the tranditional SUS440C heat treatment
in various temperature was utilized
IV
According to the results of tempering curve and the
microstructure investigation by FE-SEM fined grained carbides
was found in the specimen of modified 440 type martensitic
stainless steel The average size of this fined grain carbides
was measured about 1～3μm This is the reason why the
mechanical properties of modified 440 type martensitic
stainless steel can be improved comparing to that of SUS440C
specimens
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
II
063 wt鉻含量為 127 wt發現碳和鉻的含量遠低於
一般商用 SUS440C 的規格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095
～120 wt鉻含量為 16～18 wt
由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型SUS440系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升其微
硬度的下降變化與在400～500時回升的變化情形相較
於SUS440C較不明顯回火曲線的差異與此改良鋼種之化學
成分及碳化物分布有直接關係同時也發現改良型鋼種雖然
碳鉻含量較SUS440C低但在採用200低溫回火時其硬
度值為736Hv（616HRc）也可達成軸承用麻田散鐵不銹鋼
所需求之規格
由金相及FE-SEM顯微結構分析顯示改良型SUS440系麻
田散鐵不銹鋼其碳化物較為細密且分布均勻平均大小為1
～3μm由於低碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗
大的一次碳化物可得到較佳的碳化物分布因此擁有較好
的機械性質
III
Abstarct
Heat treatment such as quenching and tempering was usually
used to enhance the mechanical properties in martensitic
stainless steel A normal martensitic stainless steel is
consists 12-17wt of Cr and sufficient carbon To have
excellent mechanical properties there is a lower limit of Cr
content which is about 11wt Cr in martensitic stainless steel
However the carbons are restricted under 015 to avoid
separating out carbons to the depletion region of grain
boundary near Cr in the limit of Cr content In this study the
contents of carbon is increased to 06-11wt and the contents
of Cr are adjusted to 16-18wt to maintain the excellent
mechanical properties
The modified 440 type martensitic stainless steel is consists
of 063wt C and 127wt Cr which was analyed by ICP-OES To
compare the mechanical properties and the change of
microstructure between the modified 440 type martensitic
stainless steel and the tranditional SUS440C heat treatment
in various temperature was utilized
IV
According to the results of tempering curve and the
microstructure investigation by FE-SEM fined grained carbides
was found in the specimen of modified 440 type martensitic
stainless steel The average size of this fined grain carbides
was measured about 1～3μm This is the reason why the
mechanical properties of modified 440 type martensitic
stainless steel can be improved comparing to that of SUS440C
specimens
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
III
Abstarct
Heat treatment such as quenching and tempering was usually
used to enhance the mechanical properties in martensitic
stainless steel A normal martensitic stainless steel is
consists 12-17wt of Cr and sufficient carbon To have
excellent mechanical properties there is a lower limit of Cr
content which is about 11wt Cr in martensitic stainless steel
However the carbons are restricted under 015 to avoid
separating out carbons to the depletion region of grain
boundary near Cr in the limit of Cr content In this study the
contents of carbon is increased to 06-11wt and the contents
of Cr are adjusted to 16-18wt to maintain the excellent
mechanical properties
The modified 440 type martensitic stainless steel is consists
of 063wt C and 127wt Cr which was analyed by ICP-OES To
compare the mechanical properties and the change of
microstructure between the modified 440 type martensitic
stainless steel and the tranditional SUS440C heat treatment
in various temperature was utilized
IV
According to the results of tempering curve and the
microstructure investigation by FE-SEM fined grained carbides
was found in the specimen of modified 440 type martensitic
stainless steel The average size of this fined grain carbides
was measured about 1～3μm This is the reason why the
mechanical properties of modified 440 type martensitic
stainless steel can be improved comparing to that of SUS440C
specimens
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
IV
According to the results of tempering curve and the
microstructure investigation by FE-SEM fined grained carbides
was found in the specimen of modified 440 type martensitic
stainless steel The average size of this fined grain carbides
was measured about 1～3μm This is the reason why the
mechanical properties of modified 440 type martensitic
stainless steel can be improved comparing to that of SUS440C
specimens
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
V
致 謝
首先十分感謝我的指導教授林育立博士在研究期間的
細心指導才能克服於研究中面臨的困難與阻礙而順利完
成口試此外也非常感謝工研院賴宏仁博士在研究期間的
不吝指教和協助提供許多重要的見解使得論文研究能趨
於完善同時承蒙口試委員賴宏仁博士與葉明勳博士的指導
與建議給予學生許多寶貴的意見使論文更趨於理想學
生在此深表感激
於研究期間感謝學長黃厚升梁騰中沈和勳的指導
同學俊宏以及學弟冠同志中安鈞在研究期間的全力協助
與陪伴使得我的研究生生涯更加豐富精采
最後特別感謝一路支持我的家人父親 蔡龍男先生
母親 游秀琴女士哥哥嫂嫂和所有親友由於你們的關
懷和陪伴成為我的精神支柱得使順利完成學業在此將
成果與喜悅獻予上述各位共同分享
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
VI
目 錄
頁次
摘要 I
英文摘要 III
致謝 V
目錄 VI
表目錄 IX
圖目錄 X
第一章 序論 1
11 前言 1
12 研究動機及目的 2
第二章 文獻回顧 4
21 麻田散鐵系不銹鋼 4
211 SUS440C 不銹鋼 5
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序 6
22 合金元素的影響 12
23 析出硬化熱處理 20
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
VII
2-4 回火 21
241 回火的四個階段 22
242 鉻鋼的回火 28
25 回火碳化物 29
251 含鉻鋼中碳化物的種類 30
第三章 實驗方法與設備 34
31 實驗流程 34
32 實驗材料 36
33 回火硬化熱處理 36
34 硬度測試 37
35 金相觀察 41
36 SEM 觀察和 EDS 微成分分析 41
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 41
362 能量分散光譜儀（EDS） 42
第四章 實驗結果與討論 44
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較 44
411 規範與成分的比較 44
VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
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VIII
42 原材碳化物分析比較 47
43 硬化熱處理機械性質探討 56
431 硬度試驗 56
44 回火組織觀察與分析 59
第五章 結論與建議middotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddotmiddot 69
51 結論 69
52 未來建議工作 72
參考文獻 73
IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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77
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IX
表 目 錄
頁次
表 2-1 440 系麻田散鐵不銹鋼成分之規範 8
表 2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表 9
表 2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt） 10
表 2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI 規範】 10
表 2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS 規範】 11
表 3-1 改良型麻田散鐵 440C 系不銹鋼 DD400 成分 38
表 4-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼成分分析 49
表 4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
（a）SUS440C 試樣 50
（b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 51
X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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X
圖 目 錄
頁次
圖 2-1 鐵碳平衡相圖 16
圖 2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
17
圖 2-3 含 5Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 18
圖 2-4 含 13Cr 時的 Fe-C-Cr 相圖 19
圖 2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高而硬度降示
意圖 25
圖 2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫
度所得硬度與時間的關係 25
圖 2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃
斯田鐵變態量隨時間變化關係 26
圖 2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火各一小時後的
硬度 27
圖 2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係 33
圖 3-1 實驗流程圖 35
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐 39
XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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XI
圖 3-3 回火硬化熱處理程序 39
圖 3-4 微硬度試驗機 40
圖 4-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM） 43
圖 4-1 含 17wtCr 之鐵-碳相圖 52
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
52
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
53
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析 54
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼未經回火硬化熱處
理的 EDS 分析 55
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼之回火曲線 58
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
61
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
XII
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析 65
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析 66
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
300的 EDS 分析 67
XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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XIII
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼回火硬化熱處理
500的 EDS 分析 68
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
1
第一章 緒論
11 前言
軸承工業屬精密工業須有一定程度以上之生產技術以
及精密設備相配合方可產製且需要不斷地技術改進和研究發
展目前世界上約有十分之一的國家有生產軸承且大部份為
工業先進國如美國德國日本瑞典等雖其規格繁多
然均依國際標準規格(ISO)大量生產
軸承被廣泛應用於汽機車工業電機電氣機械產業機
械一般機械鐵路車輛航空機精密機械和其他需要運轉
之機械
軸承屬精密工業在機械結構中用於支持機械上旋轉或往
復運動其具有減低平面摩擦及增強平滑靈活運動使機械設
備的運作得以發揮之功能產品品質之優劣直接影響機械本
身的精密度性能與壽命故為機械產品重要元件之一
一般而言最常用的軸承材料有錫合金鉛合金巴氏合金
(Babbit)和銅合金青銅及黃銅製的套筒適合重負載使用而
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
2
錫合金與鉛合金則具高抗壓強度與疲勞限界現今一般工業上
的精密軸承鋼材料種類眾多最常見的就屬洛式硬度在 58~67
高硬度的高碳鉻鋼像是 AISI 52100此外還有耐蝕性佳的麻
田散鐵系不銹鋼像是 SUS440C由於現今軸承使用環境的需
求耐蝕性的不銹鋼已被廣泛使用於軸承材料
12 研究動機
不銹鋼（Stainless Steel）為極重要的工程材料鋼種
因含有高量的鉻元素可於表面形成緻密的氧化層（Cr2O3）
因而具有良好的抗蝕性麻田散鐵系不銹鋼通常含12~17 wt
鉻及足夠的碳含量使從沃斯田鐵相淬火時能得到麻田散鐵
組織有效提升材料之強度與硬度
SUS440C 屬於麻田散鐵系不銹鋼碳含量095sim120wt
鉻含量為16sim18wt相對於麻田散鐵系其他鋼材之含碳含鉻
量均高故淬火硬度很高並使得SUS440C 鋼材可經由空冷或
油冷等緩慢之冷卻速率獲得硬化的麻田散鐵組織且耐蝕性
佳特別是在加工及回火的情況下也能有良好的抗蝕性
然而因為具有高的碳鉻含量凝固時會產生粗大共晶碳
4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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4
第二章 文獻回顧
21 麻田散鐵系不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼（Martensitic Stainless Steel）是不
銹鋼中唯一可藉由淬火回火等熱處理方法獲得優異機械
性質的鋼種一般麻田散鐵系不銹鋼含有12－17wt鉻成
份而且含有足夠的碳成份因此具有相當好的硬化能使
其從沃斯田鐵相空冷或油冷等緩慢冷卻速率即可得到麻田
散鐵[1]麻田散鐵系不銹鋼為得到高的強度及硬度在成
分上會有所限制因為不銹鋼抗蝕性有最少鉻含量11wt的
限制在此範圍的鉻含量碳被限制在015以下使避免碳
化物在晶界析出造成晶界附近鉻的空乏區對於需要提高強
度的440AB 及C不銹鋼種碳含量則高達06~11wt此
時鉻調整至16~18 wt然而碳的增加雖可擴張 γ loop卻
也會降低Ms 溫度使得沃斯田鐵大量殘留這類不銹鋼的Cr
含量一般少於17wt否則沃斯田鐵相區就會變的很小但
在此條件下的抗蝕性較沃斯田鐵系及肥粒鐵系不銹鋼差而
使的所需的沃斯田鐵化溫度與含碳量必須小心控制當含Cr
量較低時則含碳量可由01wt變化至10 wt這將會產
5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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5
生硬度不同的麻田散鐵組織表現出不同硬度強度和抗蝕
性的組合使此種合金對許多種的應用上很具吸引力其中
包括高品質不銹鋼刀鋼球軸承及閥門等
211 SUS440C 不銹鋼
麻田散鐵系不銹鋼在不銹鋼鋼種之中使用於需要高
強度及高韌性的腐蝕環境[2]依據日本工業標準「JIS」的
規範制定目前規範出麻田散鐵440系不銹鋼鋼種有四類
分別是1SUS440A 2SUS440B 3SUS440C
4SUS440F 其規格代號皆屬ldquoG4303而成分規範如表
2-1 所示而依據美國鋼鐵協會「AISI」的規範所訂其鋼
種代號為 440A 440B 440C 等規範對照表如表2-2 所
示
SUS440C 不銹鋼提高碳含量至1wt以上比同系列的
440A440B 更高用以提升耐磨性及硬度同時添加16-18
的Cr可使其耐蝕性佳特別是硬化及回火的情況下也能具
有良好的抗蝕性常用做軸承噴嘴 閥門及幫浦耐磨耗
部分另外其高合金含量的結果促使其具有很高的硬化
能所以空冷或油冷的方式便可以得到麻田散鐵組織且在
6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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6
各種情況都具有磁性[1]
440C 不銹鋼的基本性質如密度熱膨脹係數及熱傳導
係數分別為7667 gcm3(21)101x10-6(0~100)
79492 wm2K （373K）[3]至於化學成分與機械性質則
如表2-3表2-4（a）（b）所示[4]
212 SUS440C 不銹鋼一般製程程序
440C 不銹鋼一般所用的製程程序[1]為在1040~1175
施以鍛打(forging)再進行退火處理退火處理可在675~760
間做製程退火(process anneal)後空冷硬度可達23HRc
亦可在845~900做恆溫退火(isothermal anneal)緩慢冷
卻至690持溫4小時硬度約25HRc或在845-900做完全
退火(full anneal)以每小時不超過17~22冷卻速率至595
以避免冷速影響硬度同時可使用Ar 或He 來作為保護
氣氛硬度約為25HRc因完全退火較耗時又貴所以除非
後續需做成形或特殊的金屬切削否則較少使用不銹鋼之
熱傳導性低於一般碳鋼及合金鋼快速加熱所產生的高溫梯
度及熱應力可能會導致較脆或形狀複雜的部分產生裂縫故
440C 不銹鋼於熱處理過程中需在760~790做長時間預
7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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7
熱以使溫度均勻分佈一般而言適當的沃斯田鐵化溫度
在1010~1065間對於大型物件或需最大耐蝕性及強度之
場合採溫度上限[1]持溫時間採取13mm 厚則30~60 分鐘
可用空冷或油冷方式淬火但使用油冷方式較好空冷方式
會容易因較厚較重部分緩慢冷卻通過870~540回火區間
而使鋼材在晶界析出碳化物導致抗蝕性及延性下降所以
在油中冷卻可以得到最大的抗蝕性及延性但有時大型或型
態複雜的部分則需用空冷方式以避免扭曲變形或脆裂淬火
硬度至少可達60~62HRc另外雖非必要但可作對材料有益
處的穩定化處理(stabilizing)由沃斯田鐵化處理後連
續冷卻至室溫隨即深冷處理可得到最少的殘留沃斯田鐵
及最大的尺寸穩定效果
440C 不銹鋼淬火後可在165或更高溫作回火可有最
小硬度60HRc在190回火則最小硬度為58HRc在230回
火最小硬度為57HRc在355回火硬度則約52~56HRc最好
能做2次回火並在2次回火之間冷卻至室溫以提高韌性[1]
8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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8
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
JISG4303 SUS440A 060-
075
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440B 075-
095
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440C 095-
120
100
MAX
100
MAX
004
MAX
003
MAX
1600-
1800
075
MAX
JISG4303 SUS440F 095-
120
100
MAX
125
MAX
060
MAX
015
MAX
1600-
1800
075
MAX
表2-1 440系麻田散鐵不銹鋼成分之規範
9
不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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不銹鋼規範對照表（麻田散鐵系）
JIS AISI DIN
SUS403 AISI 403 -
SUS410 AISI 410 DINX10Cr13
SUS416 AISI 416 -
SUS420Jl AISI 420 DINX20Cr13
SUS420F AISI 420F -
SUS431 AISI 431 DINX20CrNi172
SUS440A AISI 440A -
SUS440B AISI 440B -
SUS440C AISI 440C -
【JIS】日本工業標準 【AISI】美國鋼鐵協會
【DIN】德國工業標準
表2-2 麻田散鐵系不銹鋼規範對照表
10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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10
表2-3 AISI 麻田散鐵系不銹鋼之化學成分（wt）[4]
表2-4（a） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【AISI規範】[4]
11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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11
表2-4（b） 麻田散鐵不銹鋼之機械性質【JIS規範】[4]
12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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12
22 合金元素的影響
為滿足使用上的需求不銹鋼中常需要加入各種合金元
素以改善材料的性質如耐蝕性耐磨性硬度韌性等
然而各種合金元素的特性不同其所得的性質自然有所不
同以下就不銹鋼中主要的合金成分的作用加以說明
1 碳碳是影響鋼材機械性質最大的元素碳含量的增加
可提高不銹鋼的硬度及機械強度但相對的亦會降低鋼
材的延展性焊接性與韌性此外在沃斯田鐵化時碳在
基地的固溶量增加可提供良好的硬化能以使基地在淬
火時足以變態形成麻田散鐵加以硬化同時在回火時合金
碳化物的析出對鋼材可有二次硬化的效果
碳含量高低對不銹鋼的組織及性質有相大的影響碳
含量少除硬化效果降低更可由相圖（如圖2-1）發現鋼
材會傾向在高溫產生δ-Fe低溫產生α-Fe 與Fe3C碳
為沃斯田鐵穩定化元素因此隨著碳含量的增加相圖中
沃斯田鐵的區域也慢慢的擴大且將使固相線的溫度降
低並導致沃斯田鐵在淬火回火中的穩定性大幅提高
而於淬火時殘留大量的沃斯田鐵影響硬度和韌性需要
13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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13
多次回火才能使其完全變態另外碳含量很高時易與
鉻結合成碳化鉻析出造成基地或局部缺乏鉻而降低不
銹鋼的抗蝕性
2 鉻鉻為不銹鋼中最不可或缺的元素至少需含11wt的
鉻才能在表面形成緻密的氧化膜以避免被侵蝕創造出
不銹鋼的性質鉻的添加可增加鋼材在常溫及高溫下的硬
化能和強度尤其在高碳鋼材中更可提高其耐磨性但缺
點則是有促進晶粒成長的趨勢
考慮鉻在鐵碳合金系統中的影響（參考圖2-2）可
明顯發現鉻的添加使碳化物的種類增多了M7C3 與M23C6
而鉻在鐵基地中亦有高溶解度再由圖2-3圖2-4 含
鉻量固定在5wt及13wt的Fe-C-Cr 三元平衡圖中比較可
知當鉻含量提高時由於鉻為ferrite 穩定化元素因
此相圖中ferrite 區域會趨於擴張而沃斯田鐵區域則明
顯縮小並提高了形成沃斯田鐵的臨界溫度同時若鉻含
量超過12wt則鋼材就必須有最少含碳量的限制否則
將無法完全獲得可硬化的沃斯田鐵結構
14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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14
3 鎳鎳是沃斯田鐵穩定化元素可阻止晶粒成長增加
高溫強度及耐蝕性接能改善韌性此外在低合金鋼中
添加鎳還可降低臨界冷卻速率而避免淬火時變形或產
生裂縫
4 矽矽為肥粒鐵穩定化元素更是被廣泛使用的良好脫
氧劑矽的添加可增加鋼材的強度硬度及彈性限更可
增加液體金屬的流動性使易於鑄造但當矽形成夾雜物
時將不利於焊接和切削加工性
5 鉬鉬為肥粒鐵穩定化元素與極有效的硬化元素可大
幅提昇硬化能並降低殘留沃斯田鐵熱穩定性使其在回
火時變態成麻田散鐵提高強度及韌性鉬可增加高溫強
度和潛變強度並有極佳阻止回火脆性效果此外添加
鉬還可增加對還原性腐蝕媒體的耐蝕性但對氧化性腐蝕
劑則反而腐蝕得較嚴重對氯化物和海水耐蝕性優良
6 錳錳為沃斯田鐵穩定化元素可幫助去氧（形成MnO）
及減輕硫的有害特性（形成MnS）此外添加錳還可提
15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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15
高強度硬度及韌性但提升錳含量卻會有害於焊接性
7 鈷估為沃斯田鐵穩定化元素可增加高溫強度及潛變
強度同時還可增加熱傳導率和減低摩擦係數
8 氮氮為沃斯田鐵穩定化元素可增加強度硬度細
化晶粒並提高切削性但另一方面不好的影響增是會產生
時效硬化造成鋼材延性韌性下降另外有文獻指出
氮含量增加雖可增加強度硬度但對回火軟化抵抗性並無
作用且對於球化處理後的鋼材會降低其耐蝕性
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
16
圖2-1 鐵碳平衡相圖
17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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17
圖2-2 Fe-C-Cr 三元平衡相圖中低於A1 溫度之等溫區域
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
18
圖2-3 含5Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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19
圖2-4 含13Cr 時的Fe-C-Cr 相圖
20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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20
23 析出硬化熱處理
某些金屬合金的強度可藉由的極小且均勻分佈第二相
在母相基地的形成而達到材料強化的效果此效果必須藉
由適當的熱處理來完成這個過程被稱為析出硬化
（Precipitation Hardening）極小且均勻分佈的新相的
小顆粒稱為ldquo析出物
析出硬化和鋼熱處理產生回火麻田散鐵是完全不同的
現象雖然其熱處理過程很相似但原理與強化機構
（Strengtheningmechanism）完全不同因此這些製程不應
被混淆以下說明其主要差異以及達到硬化和強化的不同機
構
（一）固溶熱處理
析出硬化藉由兩個不同熱處理程序來完成第一種熱處
理程序是固溶熱處理此種處理使得溶質原子充分溶入溶劑
結晶格子內而形成單相固溶體在此高溫固容處理溫度點
合金僅包括含有單一成分的 α 相皆下來的程序係將材料
急冷或淬冷到某一溫度此溫度對許多的鋼鐵材料而言是室
溫如此可避免任何擴散和伴隨的任何殘留相的形成
21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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21
（二）析出熱處理
第二個處理稱為析出熱處理主要係將過飽和的 α 相
固溶體加熱到 α+β 二相區範圍的溫度在此溫度擴散速率
變得較明顯在保持依段時間後β 相析出物開始以微細散
佈顆粒形式形成此過程有時亦稱為時效
24 回火
麻田散鐵是一強度很高但又相當脆的相其脆性可能來
自於碳原子深陷八面體格隙所造成的晶格扭曲不純物原子
在沃斯田鐵晶界的偏析淬火時碳化物的形成或淬火時產
生的應力回火是一種降低淬火態麻田散鐵脆性相當良好的
熱處理法它可以提高韌性消除內應力但不可避免的會
降低硬度及強度如圖2-5圖2-6 [56]所示同時亦可由
圖中發現回火溫度回火時間及碳含量均會對硬度造成
很大的影響
22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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22
241 回火的四個階段
將淬火態麻田散鐵重新加熱回火的發生可分成四個截
然不同卻又互相重疊的階段[25]
（1） 回火第一階段
室溫~250---------析出ε碳化物麻田散鐵正方性降低
室溫下由於格隙內碳原子可在麻田散鐵的正方晶格內
擴散或由差排各種邊界偏析[789]因此中碳鋼與
高碳鋼內麻田散鐵並不穩定而從室溫至250溫度範圍
更提高了此不穩定性故此時麻田散鐵將析出六方最密堆積
結構的ε碳化物（Fe24C）[1011]並呈現出小桿狀的型態
曾有人觀察到高碳鋼在50~100間回火時有硬度提高的現
象這即是因為ε碳化物在麻田散鐵葉片上微細的分佈析出
硬化如圖2-6在此階段結束時麻田散鐵仍具有正方性
其含碳量約025wt也因此顯示出含碳量低的鋼材將不易
析出ε碳化物另外此回火階段所具活化能約
60~80kJmole反應速率是由碳在麻田散鐵中之擴散速率所
支配[11]
23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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23
（2）回火第二階段
200~300-------殘留沃斯田鐵之分解
在第二階段中淬火時所形成的殘留沃斯田鐵將會在
200 至300的範圍間分解成肥粒鐵及Fe3C殘留沃斯田鐵的
變態會受到加熱速率及持溫時間影響加熱速度慢持溫時
間長則殘留沃斯田鐵變態量多如圖2-7[12]這是因為
殘留沃斯田鐵在加熱及持溫時擴散釋出碳原子使殘留沃斯
田鐵之Ms 上升故回火冷卻過程變態成麻田散鐵另外殘
留沃斯田鐵變態尚須考慮添加的合金元素之影響且變
態速率會受到合金元素在沃斯田鐵內擴散速率控制
（3） 回火第三階段
200~350間-------ε碳化物被Fe3C 取代麻田散鐵失去正
方性轉變為α-Fe
回火第二階段及第三階段的過程是重疊的二者的特徵
是反應產物相同mdash肥粒鐵與雪明碳鐵許多熱活化過程
如回復再結晶晶粒成長及雪明碳鐵的球化也在較高溫
的第三階段進行[13]在此回火階段中雪明碳鐵先以長約
200nm 且直徑約15nm 的桿狀顆粒型態出現在回火過程
中最有可能讓雪明碳鐵成核的位置為ε碳化物與基地之界
24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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24
面而且ε碳化物顆粒會隨著Fe3C 顆粒成長而逐漸消失其
他可供Fe3C 成核與成長的位置尚有高碳麻田散鐵的雙晶此
時Fe3C 將沿雙晶邊界成長為板條狀顆粒麻田散鐵板條邊界
與原來沃斯田鐵晶界區域亦可供Fe3C 成核並成長球化基地
麻田散鐵的正方性將在此回火階段消失而轉變為含碳量低
的肥粒鐵
（4） 回火第四階段
350以上--------雪明碳鐵加粗球化肥粒鐵再結晶
雪明碳鐵在此回火階段的300-400間開始粗化且約
在700發生球化在350-600範圍內原本在板條及板條
邊界的差排會大幅重新排列此過程可算是回復而在約
600-700範圍麻田散鐵板條的邊界會被更具等軸性的肥
粒鐵晶界所取代或可說是再結晶因而形成了在邊界及晶
粒內皆含有球化Fe3C 顆粒之等軸肥粒鐵晶粒此種過程易發
生於低碳鋼中在高碳鋼中因在肥粒鐵邊界有較多的Fe3C
顆粒阻擋所以再結晶較不明顯最後Fe3C 持續粗化而肥
粒鐵晶粒逐漸成長（參考圖2-8）[7]
25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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25
圖2-5 各種不同含碳量鋼材隨回火溫度升高
而硬度降低示意圖[5]
圖2-6 Fe-122C 合金中對麻田散鐵作三個不同回火溫度所
得硬度與時間的關係[6]
26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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26
圖2-7 Fe-122C 合金中作三個不同回火溫度時殘留沃斯田
鐵變態量隨時間變化關係[12]
27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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27
圖2-8 鐵-碳麻田散鐵在100~700中回火
各一小時後的硬度[7]
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
28
242 鉻鋼的回火
在鉻鋼中常發現Cr7C3 與Cr23C6 兩種碳化物而在高鉻
鋼回火時碳化物的生成依序為
基地 （FeCr）3C Cr7C3 Cr23C6
通常含鉻量低於7時是沒有出現Cr23C6在含鉻量小
於4的鋼材中Fe3C 到Cr7C3 的變態是在雪明碳鐵與肥粒
鐵的界面成核產生的當含鉻量高於9wt時由於Cr7C3 析
出回火曲線會開始顯出二次硬化尖峰因為鉻在肥粒鐵中
擴散速率高於其他合金元素所以在500回火即可發現
Cr7C3的析出並且在500-700易持續的粗化
含12鉻鋼在同一溫度範圍也會因Cr7C3 的析出而有
二次硬化的現象另外Cr23C6 也大約同時成核但成核位
置是在原先沃斯田鐵晶界和肥粒鐵板條晶界上由Cr7C3 過
渡到Cr23C6 是以分離成核方式Cr23C6 的成長會使Cr7C3 消
耗所以若過度時效化將無法觀察到Cr7C3
29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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29
25 回火碳化物
碳化物的種類數量與分佈在材料的位置都會影響材
料的硬度衝擊值與耐蝕性一開始形成的碳化物通常不
是平衡相在達到平衡相之前可能會產生一種或多種的過
渡碳化物也可能進行不同種類的碳化物變態
合金元素與碳所形成的雙元碳化物如圖2-9示[14]其
晶體結構通常分為三種
（a）立方晶系（cubic）如Cr23C6NbCV4C3
（b）六方晶系（hexagonal）如Cr7C3Mo2CMn7C3WC
（c）正方晶系（orthohombic）如Fe3CCr3C2
然而在鋼中碳化物不可能只有二種合金元素存在實
際上碳化物會固溶其它的合金元素所以應將碳化物以一般
的化學式表示如M23C6M7C3其中M 代表金屬元素
研究指出回火溫度升高碳化物型式由M3CrarrM7C3rarrM23C6的方
式轉變碳化物的數量和回火溫度與時間有關[2426~31]
30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
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30
251 含鉻鋼中碳化物的種類
（1） ε-carbide（Fe24C）外形為片狀具有Hexagonal
結構出現於回火的最早階段可固溶少量Cr 和Mn
但Mo 並未出現其中由於ε-carbide 為含碳量較高
的介穩相在變態成Fe3C 過程中碳化物的體積分率
也會隨著增加
（2） Cementite（M3C）外形為片狀具有Orthohombic 結
構通常被視為Fe3C此碳化物可固溶多量其它合金
元素如MnCrMoV 等其中Mn 元素可謂無限量
地固溶於Fe3CBaker和Nutting [15]認為Fe3C 是由
ε-carbide 藉現場變態而來因為在形成階段沒有證
據顯示有新的成核發生除了厚度漸增外Fe3C之外
觀亦和ε-carbide 相似Jack 指出Fe3C 至少滿足一
個方向和基地有很好的接合
（3） M7C3外形為片狀或桿狀具有Hexagonal 結構富
含Cr 元素可固溶大量的FeMn 元素及少量的V
MoNi 元素Pickering[16]指出從Fe3C 經由現場變
態或分離成轉變成M7C3主要取決於Fe 或Cr 的相對
含量Kuo[17]認為在缺乏Cr 元素的基地內M7C3 不
31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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31
可能以分離成核的方式析出另外有研究指出[18]
在形成M7C3前雪明碳鐵內的Cr 含量一直增加M7C3
可能在基地和雪明碳鐵的界面形成而且在最初
階段其成長速率相當快在正常化的鋼中雖然肥粒
鐵含有較豐富的Cr 元素但M7C3只有在變韌鐵區域
內發生也就是說只有在預先存在著Fe3C的區域
M7C3才可能被發現
（4） M23C6通常為桿狀或球狀外形具FCC[14]結構Harue
Wada[19]證實在鉻鉬鋼中鉻為M23C6 主要元素在
Beech Warrington 之研究[20]顥示在形成M23C6 之
前M7C3的Cr含量一直保持固定的程度所以M23C6不
太可能完全從M7C3藉現場變態而成且M23C6沒有在M7C3
附近被觀察到因此M23C6應是以分離成核的形式在雪
明碳鐵附近析出
此外不同合金元素其產生碳化物的種類或變態先後順
序會有不同碳化物形成條件和成核方式也會受合金元素比
例影響如Fe-Cr-C合金系統在回火時從CrC 含量的比
例可預期出現的碳化物如下[21]
32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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32
CrC lt 31 形成 （FeCr）3C
CrC gt 31 形成 （FeCr）7C3
CrC gtgt 31 形成 （FeCr）23C6 與（FeCr）7C3
33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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33
圖2-9 碳化物結構與週期上金屬位置之關係[14]
3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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3
化物粗大的碳化物易造成高的應力集中引起剝落降低麻田
散鐵基體的鉻含量導致熱處理後硬度偏低耐蝕性下降另外
粗大共晶碳化物的存在影響軸承的表面粗糙度增加軸承的噪
音因此鋼中非常不希望共晶碳存在
DD400為日本NMB公司所新開發出的改良型麻田散鐵440
系不銹鋼透過降低碳鉻含量減少共晶碳化物含量及尺寸
但仍有部分共晶碳化物存在就成分規範此改良型新鋼種熱
處理條件應相近 SUS440C不銹鋼但其熱處理條件與機械性質
關係值得再深入了解因此本實驗想針對此改良型SUS440
系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440C 做硬化熱處理的研究比較進
一步對其微結構做分析以作探討比較
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
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25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
34
第三章 實驗方法與設備
31 實驗流程
圖 3-1 為本實驗研究之流程示意圖我們將取用改良型
SUS440 系麻田散鐵不銹鋼與麻田散鐵系不銹鋼 SUS440C 作比
較分別以回火溫度 200300400500及 600
將其做硬化熱處理之後分別做微硬度試驗測量其顯微組
織的硬度以獲得硬化熱處理回火曲線圖另ㄧ方面將以硬化
熱處理過後的軸承試件做金相顯微試驗先以 OM 觀察其顯
微結構之後進一步以掃描式電子顯微鏡（SEM）觀察其金
相組織並以能量分散光譜儀（EDS）作微成分分析
35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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35
試件選用
成分分析
硬化熱處理
金相觀察 微硬度試驗
SEM EDS
圖3-1 實驗流程圖
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
36
32 實驗材料
本實驗所選用的試件材料為改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼的軸承環圈此改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼為
日本 NMB 公司新發展的改良 SUS440 系鋼種為適合軸承用
之麻田散鐵系不銹鋼其鋼種編號「DD400」目前為 NMB 公
司自訂
其成分規範如表 3-1主要為碳含量降低為 060～075
wt鉻含量降低為 1150～1350wt 本實驗試件軸承環
圈在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析
儀的分析之後證實皆符合 NMB 公司所訂定之 DD400 規範
33 回火硬化熱處理
本實驗所使用的儀器為工研院的高溫箱型爐設備儀器
如圖 3-2 所示
選擇 200300400500及 600共五組不同
回火處理條件據以比較回火溫度對於改良型 SUS440C 系麻
田散鐵不銹鋼之金相結構及機械性質的影響
回火處理程序如圖 3-3 所示各階段回火處理皆在中溫
箱型爐中進行以達到在各回火過程中皆能保有最佳的溫度
37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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37
均勻性而回火處理是採用ㄧ次回火的方式步驟是先開啟
中溫爐及加熱器將溫度分別設定在 200300400
500及 600接著放入欲回火處理之試件為使試件均
溫等溫度回升至設定溫度時再持溫 10~15 分鐘後開始計時
ㄧ小時時間一到取出試片空冷即完成回火處理
34 硬度測試
本實驗所採用的硬度試驗為日本 Mitutoyo 公司出品的
MVK-G1 型儀器（圖 3-4）測量值為 Micro Vikers hardness
可對照試片的顯微組識以微硬度試驗機分別測量不同區域
之顯微組織之硬度以幫助金相顯微組織之分辨測量硬度
時採用之荷重為 100g測試時每一條件測試 5 點再求取
其平均值最後依照 ASTM E 140[21]規範將所有 Hv 維
克式硬度測試值轉換成 HRc 洛氏硬度值以做一整合性的硬
度比較
38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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38
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-
075
100
MAX
100
MAX
003
MAX
002
MAX
1150-
1350
03
MAX
表 3-1 改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼 DD400 成份
39
圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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圖 3-2 熱處理所用之高溫箱型爐
圖 3-3 回火硬化熱處理程序
Temprature (
)
Time（min）
升溫 持溫
空冷
6060
Tempering Tem
perature ︵200
300
400
500
600
︶
40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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40
圖 3-4 微硬度試驗機
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
41
35 金相觀察
試片經過不同的熱處理後以砂紙研磨至1500號再
以氧化鋁粉拋光放置酒精中以超音波洗淨並吹乾並以
Vilellas reagent （含1g 苦味酸15ml 鹽酸及100ml
酒精）腐蝕清洗後吹乾以光學顯微鏡(OM)及掃瞄式電子顯
微鏡(SEM)來觀察試片之金相組織
36 SEM觀察和EDS微成分分析
361 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
本實驗的金相顯微結構主要由掃描式電子顯微鏡來做
觀察其主要原理是以電子槍發射加速電子至試件表面時
試件原子受到入射電子撞擊所釋放出來弱鍵結的電子稱
之為二次電子（Secondary Electron）而這些電子被偵測
器偵測到之後經由訊號處理放大送到CRT形成二次電子
影像（Secondary Electron ImageSEI）二次電子的數
量會受到試片表面高低起伏狀況的影響因此可以用來觀
察試件表面的形貌特徵場發射式電子槍比起傳統游離式
具有較高亮度（Brightness）電子源相干性（Coherency）
佳等優點因此提供較高的解析度
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
42
而本實驗所使用的儀器為工研院-奈米科技研發中心的
多功能場發射掃描式電子顯微鏡(FE-SEM)其型號為 JEOL
JSM-6500F Field-Emission SEM如圖 3-5主要用以觀察
本實驗試樣的金相組織結構
362 能量分散光譜儀（EDS）
電子束與試片作用後除了前面所述會產生二次電子
另外還會激發試片產生 X-ray其原理主要是當原子內層軌
域電子收到入射電子束所激發而產生空洞此時外層電子藉
由能階躍遷填補空洞並因為能階差而釋放 X-ray對於不同
原子其能階差異會有所不同所釋放的 X-ray 的波長也不
相同稱之為特性（characteristic）X-ray而光譜儀則
是藉由試片所釋放的特性 X-ray來激發偵測器中半導體的
電子電洞對而將所得到的訊號經由電路回饋放大轉換成能
譜圖
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
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77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
43
圖 3-5 場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
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碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
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相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
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研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
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15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
44
第四章 實驗結果與討論
在本實驗的研究結果與分析中我們將分為幾個部份加
以說明第一部份就 SUS440C 與改良型 SUS440 系麻田散
鐵不銹鋼的成分分析做比較第二部分將對兩者的ㄧ次初
析碳化物作比較討論第三部份分別探討經過回火硬化熱
處理之後其硬度與回火溫度的不同有何變化第四部份對
於經過回火硬化熱處理之後SUS440C 與改良型 440 系麻田
散鐵不銹鋼其金相組織與二次碳化物的分析比較
41 改良型 SUS440 系不銹鋼材質成分分析與比較
411 規範與成分的比較
由日本工業標準規範「JIS」可以知道 SUS440系麻田
散鐵不銹鋼可分為SUS440ASUS440BSUS440C等鋼種其
中SUS440C 麻田散鐵系不銹鋼因為提升高碳含量至095
～ 120wt 以上使用於需要高強度及高韌性的腐蝕環境
也因為硬度為麻田散鐵系不銹鋼中最高者所以適合作為精
密軸承等用途
本研究所使用之改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼試樣
45
在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
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32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
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在經過感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
的分析之後其成分如表4-1我們可以發現其主要成分碳
含量為063 wt鉻含量為127 wt比 JIS 規範中的
SUS440C 碳含量為095～120 wt減少了03 wt以
上反倒接近於SUS440A 的碳含量而其鉻含量為127 wt
也遠低於440系的16～18 wt
在與SUS440C之成分做比較後的結果發現改良型 440
系麻田散鐵不銹鋼其降低了碳鉻的含量而此一種類為新
興改良的麻田散鐵鋼種由國外NMB公司所發展目前其規
格成分尚無規範將其標駐
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
46
表4-1 改良型SUS440系麻田散鐵不銹鋼成分分析
Standard Grade C Si Mn P S Cr Mo
--- DD400 060-075
100MAX
003MAX
003MAX
002 MAX
1150- 1350
03 MAX
改良型SUS440系
麻田散鐵不銹鋼
063 034 073 0022 0002 127 002
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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77
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子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
47
42 原材碳化物分析比較
我們將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與 SUS440以光
學顯微鏡（OM）和場發射掃描式電子顯微鏡（FE-SEM）作觀
察
SUS440C試樣的碳含量高達1wt且具有高鉻合金
(17wt)含量這些合金元素於前製程處理之冷卻過程中易
結合形成合金碳化物於基地中析出鉻含量為17wt的鐵-碳
平衡相圖如圖4-1[23]所示來推斷可得知於室溫下基地之
平衡組織應為肥粒鐵相與各種合金碳化物此初析碳化物
(primary carbides)於光學顯微鏡下呈白色細小顆粒狀散佈
於基地然而部份卻以塊狀或帶狀存在於基地內如圖4-2
所示由前製程處理來探討其成因在前製程中為了避免合
金碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物故於光學顯微鏡
下可觀察到各種大小不一之白色顆粒且白色顆粒經鍛打分
散後又因退火而形成球狀之合金碳化物但其中呈帶狀分佈
之大塊顆粒應為高溫即存在之穩定相且未被鍛打分散開之
合金碳化物
圖 4-3 （a）圖 4-3（b）分別為 SUS440C 和 改良型
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
48
440 系麻田散鐵不銹鋼在 FE-SEM 2500 倍下的金相結構由
圖中我們可以觀察到 SUS440C 試樣的金相結構中有明顯粗大
碳化物分佈其碳化物大小經過量測平均約為 5～20μm
此粗大的初析碳化物是由鑄造鍛造或輥軋加工所產生
的無法以熱處理方式將其消除而細小的二次碳化物則是
因為硬化熱處理所產生的在改良型 440 系麻田散鐵不銹
鋼試樣的金相觀察中發現其碳化物較為細密且均勻大小
平均約為 1～3μm並無粗大碳化物的形成此與其材質成
分有密切的關係
此外我們再將改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼與
SUS440C 以能量分散光譜儀作 EDS 分析分別取粗大碳化物
與基地兩處做取樣分析結果如圖 4-4 與圖 4-5 所示圖
4-4 為 SUS440C 試樣而圖 4-5 則為改良型 440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣分別觀察兩件試樣中（a）圖『顆粒碳化物』
與（b）圖『基地』的分析由基地與顆粒兩者間鐵鉻元
素的差異可發現基地內的鐵含量佔了絕大多數且鉻含量
也頗高由此推論基地可能是 ferrite但因基地範圍狹小
無法打到全是基地的硬度值故無法以硬度來佐証兩試樣
的成分分析碳化物其碳鉻的含量皆明顯高於基地由此
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
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Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
49
可知（a）圖中所取的較大顆粒狀物質為麻田散鐵系不銹鋼
的一次碳化物
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
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22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
50
SUS440C 試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 813 724 605 698 685 405
第二次 841 706 609 634 702 407
第三次 852 813 642 747 743 387
第四次 894 777 483 724 743 381
測試值
第五次 888 724 677 630 649 429
最大值 max 894 813 677 747 743 429
最小值 min 813 706 483 634 649 381
平均硬度 Hv 855 740 603 705 704 414
（a）SUS440C 試樣
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
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Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
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First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
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Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
51
改良型試樣 1 2 3 4 5 6
回火溫度 As 200 300 400 500 600
第一次 777 824 681 729 689 383
第二次 830 711 698 706 653 381
第三次 757 724 673 669 634 374
第四次 743 715 677 665 694 371
測試值
第五次 724 702 720 677 661 366
最大值 max 830 824 720 729 694 383
最小值 min 724 702 677 665 634 366
平均硬度 Hv 765 736 690 689 666 375
（b）改良型440系麻田散鐵不銹鋼
表4-2 本實驗經不同溫度回火熱處理前後之硬度變化
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
52
圖4-1 含17wtCr 之鐵-碳相圖[23]
圖 4-2 SUS440C 未經回火熱處理之 OM 金相觀察【200X】
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
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26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
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30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
53
（a）
（b）
圖 4-3 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
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溫度
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圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
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0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
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min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
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75
16 FBPickering4th International Conf On
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
54
（a）
（b）
圖 4-4 SUS440C 未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
55
（a）
（b）
圖 4-5 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
未經回火硬化熱處理的 EDS 分析
Spectrum 2
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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Vol 169 1951 p26
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Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
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26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
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16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
56
43 硬化熱處理機械性質探討
431 硬度試驗
比較材料經過不同硬化熱處理回火溫度之維克氏硬度
(Hv)之變化情形如表4-2（a）（b）與圖4-6圖4-7所
示
一般而言碳鋼在經過回火熱處理時其硬度會隨著回
火溫度的上升而下降但從本實驗做完回火熱處理後的硬度
量測結果可以觀察到 SUS440C試樣在回火熱處理300時
平均量測硬度為603Hv有明顯的下降甚至低於了麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低需求硬度655Hv（58HRc）[4]但
後來在400～500時有顯著提升的情形發生由文獻研究
中[24]我們可以知道硬化回火曲線上升的原因是因為二次
碳化物的生成而使得產生了二次硬化的現象
此外我們由表4-2（b）和圖4-7中觀察到改良型 440
系麻田散不銹鋼試樣其硬度隨著回火溫度的提昇雖有下
降但與SUS440C試樣相比較其在回火熱處理溫度300
時硬度平均量測結果為690Hv符合麻田散鐵SUS440C系不
銹鋼的最低要求硬度655Hv但值得探討的是硬化回火曲線
在300～500之間並無產生顯著回升或下降
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
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700
800
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1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
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max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
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0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
57
由硬度試驗中我們可以發現改良型 440 系麻田散不
銹鋼雖然降低了碳鉻的含量但其硬度仍然是符合麻田散
鐵SUS440C系不銹鋼的最低要求硬度回火曲線的差異也顯
現出和此改良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同
時也發現改良型鋼種雖然碳鉻含量較SUS440C低但在採
用200低溫回火時其硬度值為736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
58
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
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Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
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21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
58
0
100
200
300
400
500
600
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800
900
1000
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-6 SUS440 不銹鋼之回火曲線
0
100
200
300
400
500
600
700
800
900
0 100 200 300 400 500 600 700
溫度
Hv
av
max
min
655
圖 4-7 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼 之回火曲線
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
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6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
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Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
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Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
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Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
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ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
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17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
59
44 回火組織觀察與分析
在SUS440C 及改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣經過回
火硬化熱處理及硬度測量分析後可以觀察到回火溫度300
與500為硬化曲線有顯著轉折之改變處所以我們取這
兩個不同回火溫度的實驗試樣作FE-SEM的金相觀察比較及
EDS成分分析
圖4-8圖4-9 為未經回火硬化熱處理的高低倍FE-SEM
圖分別是【1000X】和【10000X】其中（a）為SUS440C試
樣（b）為改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣由圖4-8 可
以明顯的發現SUS440C試樣有許多一次粗大碳化物反觀改
良型440系麻田散鐵不銹鋼則多是呈細密狀分布的白色小型
碳化物顆粒而且不難發現這些細小的白色碳化物部分會呈
現一定方向性的條狀帶此乃是因為前製程中為了避免合金
碳化物聚集或生長凝聚成大塊狀而影響到鋼材之機械性
質因而於高溫下以鍛打方式打散碳化物之後再施以輥軋
等加工方式所造成的如同42節的探討
圖4-10圖4-11 為SUS440C和改良型440系麻田散鐵不
銹鋼試樣300與500【2500X】的FE-SEM金相結構而
圖4-12圖4-13 為300與500【10000X】的FE-SEM金相
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
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12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
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13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
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22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
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25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
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21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
60
結構觀察中同樣發現改良型440系麻田散鐵不銹鋼試樣的
碳化物分布及大小都遠比SUS440C試樣來的細密而且隨著
回火溫度的上升析出的二次碳化物也隨之增加可以知道
改良型440系麻田散鐵不銹鋼的低碳低鉻化學成分相較於
SUS440C有著很大的改變
由前人研究中得知[32]SUS440C於回火300時其析
出之二次碳化物以M7C3為主而在回火500之後則多半是
M23C6
透過EDS的分析如圖4-14～圖4-17其中（a）為「較
大顆粒碳化物」（b）為「基地」從圖中可以發現兩者
試樣基地的鐵鉻含量均高此外由EDS所分析出改良型
SUS440系麻田散鐵不銹鋼的碳鉻和鐵及其他微量合金元素
含量比例推斷其可能為「M7C3」的碳化物其中ldquoM代表
金屬元素
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
61
（a）
（b）
圖 4-8 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【1000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
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4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
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Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
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11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
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13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
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75
16 FBPickering4th International Conf On
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17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
62
（a）
（b）
圖 4-9 未經回火硬化熱處理的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
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75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
63
（a） （b）
圖 4-10 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-11 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【2500X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
64
（a） （b）
圖 4-12 回火硬化熱處理 300的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
（a） （b）
圖 4-13 回火硬化熱處理 500的 FE-SEM 圖 【10000X】
（a）SUS440C （b）改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
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7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
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p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
65
（a）
（b）
圖 4-14 SUS440C 回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
66
（a）
（b）
圖 4-15 SUS440C 回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
67
（a）
（b）
圖 4-16 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 300的 EDS 分析
Spectrum 2
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
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4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
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6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
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7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
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74
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Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
68
（a）
（b）
圖 4-17 改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼
回火硬化熱處理 500的 EDS 分析
Spectrum 2
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
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8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
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74
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9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
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75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
69
第五章 結論與建議
51 結論
本研究中由改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼的化學成
分硬化熱處理金相組織機械性質等實驗結果同時與
SUS440C 麻田散鐵不銹鋼作比較與探討可得到以下幾項結
論
1 使用感應耦合電漿發射光譜儀 (ICP-OES)和碳硫分析儀
對改良型 440 系麻田散鐵不銹鋼做成分分析結果顯示
此鋼種化學成分中碳含量為 063 wt鉻含量為 127
wt發現碳和鉻的含量遠低於一般商用 SUS440C 的規
格JIS 規範中 SUS440C 碳含量為 095～120 wt鉻
含量為 16～18 wt得知此新鋼材為一改良型麻田散鐵
不銹鋼由廠商新發展應用於軸承鋼目前 JIS 或 AISI
規範中尚無此鋼材之編號與規格而此改良鋼種成分的
改變對其碳化物組織與機械性質將會有直接的影響
2 由金相與 FE-SEM 顯微結構分析結果顯示SUS440C 鋼材
具有粗大的一次碳化物（primary carbides）碳化物大
小為 5～20μm此大塊初析合金碳化物是由高溫鑄造下
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
1982 p401
2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
3 Samuel Lhoyt ldquoASME HAND BOOK Metals Properties
p69
4 許樹恩鋼鐵材料手冊中國材料科學學會p197
5 MA Grossmann and EC Bain ldquoPrinciples of Heat
Treatmant 5th ed American Society for Metals
Metals Park OH 1964
6 DL Williamson K Nakazawa and G Krauss ldquoA
Study of the Early Stages of Tempering in an Fe-12C
Alloy Met Trans A Vol 10A 1979 p1351
7 SK Das and G Thomas Met Trans 1970 p325
8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
Structures in Metals Handbook Vol 8 8th ed
74
American Society for Metals Metals Park121 OH
p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
70
形成再經鍛造輥軋加工方式打散而分布於基地中
此大塊狀合金碳化物將影響到鋼材之機械性質其次
所研究之改良型 SUS440 系麻田散鐵不銹鋼發現其碳化
物較為細密且分布均勻平均大小為 1～3μm由於低
碳低鉻之化學成分改良顯示其不具有粗大的一次碳
化物可得到較佳的碳化物分布
3 經過不同硬化熱處理後量測不同回火溫度之維克氏硬
度(Hv)之變化顯示 SUS440C 麻田散鐵不銹鋼試樣在經
過回火熱處理時其微硬度會隨著回火溫度的上升而下
降但後來在 400～500時有顯著回升的情形發生
得知回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為二次碳化
物（secondary carbides）的生成使得產生了二次硬
化的現象經由 FE-SEM 的顯微結構觀察到細密二次碳化
物而得到證實
4 由回火曲線中顯示低碳低鉻改良型 SUS440 系麻田散鐵
不銹鋼試樣在經過回火熱處理時隨著回火溫度的上升
其微硬度的下降變化與在 400～500時回升的變化情
形相較於 SUS440C 較不明顯回火曲線的差異與此改
良鋼種之化學成分及碳化物分布有直接關係同時也發
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
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Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
71
現改良型鋼種雖然碳鉻含量較 SUS440C 低但在採用
200低溫回火時其硬度值為 736Hv（616HRc）也可
達成軸承用麻田散鐵不銹鋼所需求之規格
5 由回火熱處理時SUS440C 麻田散鐵不銹鋼與改良型麻田
散鐵系不銹鋼(Fe-127Cr-063C)二種鋼材者回火硬度
曲線中皆有二次硬化現象之發生也就是隨著回火溫度
的上升其微硬度在 400～500時有回升的變化情形
回火曲線中硬度值上升的主要原因是因為形成續許多多
細密二次碳化物（secondary carbide）所造成因此產
生了二次硬化的現象可由 FE-SEM 的顯微組織比較觀
察到許多細密二次碳化物而得到證實這些二次碳化物
使用 HR-TEM 或 XRD 進行詳細定性定量分析仍有待進一
步研究
72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
其精密度性能及壽命
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
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8 GR Speich ldquoTempered Ferrous Martensitic
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74
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10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
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14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
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16 FBPickering4th International Conf On
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
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26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
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72
52 未來建議工作
1 本實驗研究在經過以FE-SEM及EDS作觀察分析後發現定
性所能觀測範圍有限以及取樣試片之尺寸與形狀以致
於實驗結果無法確切分析出回火時基地組織結構變化及
碳化物種類未來可進一步可利用高解析度穿透式電子顯
微鏡（HR-TEM）以及XRD繞射分析來進行鑑定基地組織各
相的結構變化及碳化物的種類
2 由於回火的時間及溫度均會對材料的性質有很大的影
響未來可進一步探討在相同回火溫度條件下短時間多
次回火與長時間一次回火組織的差異亦可以相同回火溫
度時間的條件下作二次回火熱處理來比較其與一次回
火的差異性與機械性質的影響同時也可進行軸承鋼磨耗
性能等其他機械性質之研究
3 由於本實驗之改良型SUS440系不銹鋼為精密軸承用且應
用在海水或酸鹼環境下有耐蝕性的考量未來可作進一步
研究在不銹鋼上作各種表面處理增加抗蝕性以提升
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參考文獻
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12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
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16 FBPickering4th International Conf On
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18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
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21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
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23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
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Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
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24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
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25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
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30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
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31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
73
參考文獻
1 PM Unterweiser HE Boyer and JJ Kubbs ldquoHeat
Treaters Guidestandard Practices and Procedures for
Steels American Society for Metals Metals Park Ohio
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2 黃振賢機械材料文京圖書1993p219
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p69
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74
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p202
9 GR Speich and WC Leslie ldquoTempering of Steel
Met Trans Vol 3 1972 p1043
10 KH Jack ldquoStructural Transformations in the
Tempering of High Carbon Martensititic Steel JISI
Vol 169 1951 p26
11 CS Robert BL Averbach and M Cohen The
Mechanism and Kinetics of the First Stage of
Tempering Trans ASM Vol 45 1953p576
12 TA Balliett and G Krauss ldquoThe Effect of the
First and Second Stages of Tempering on Microcracking
in Martensite of an Fe-122C Alloy Met Trans A
Vol 7A 1976 p81
13 G B Olson and WS Owen ldquoMartensite ASM
Internationalp262
14 HJ Goldschmidt JISI Vol 160 1948 p345
15 Baker and Nutting 4th International Conf On
ElectMicro1958p900
75
16 FBPickering4th International Conf On
ElectMicro1958p668
17 KKuoShaw and AGQuarrellIbid1851957p10
18 SWKShaw and AGQuarrellIbid1851957p11
19 Harue WadaMetaTransAvol17A1986p1585
20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
Science and Technology A Comprehensive Treatment
Vol 7 1991 p615
22 ASTM E 140-95 ldquoStandard Hardness Conversion
Tables for Metals 1997 Ed Vol 0301 pp 264-283
23 DV Shtansky K Nakai and Y Ohmori Decomposition
of Martensite by Discontinuous-like Precipitation
Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
24 Donald Peckner and IM Bernstein Handbook of
Stainless SteelsMcGraw-Hill pp 6-191977
25 GB Olson and WS Owen Martensite 1992 p257
26 鄧惠源 碩士論文ldquo低矽CA-15不銹鋼調質熱處理與沖蝕
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
steel Materials science and engineeringA171
21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
74
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28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
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29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
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103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
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32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
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20 JBeech and DHWarringtonJISIMay1966p460
21 RW Cahn P Haasen E J Kramer Materials
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Vol 7 1991 p615
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Reaction in an Fe-17Cr-05C Alloy Acta Mater 48
(2000) 969-983
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27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
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21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
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naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
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103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
76
機制之研究p7 大同大學
27 Baihe Miao DO Northwood LC Lim MO Lai
ldquoMicrostructure of tempered AISI 403 stainless
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21-33 1993
28 KP Balan A Venugopal Reddy DS Sarma
ldquoAustenite precipitation during tempering in
16Cr-2Ni Martensitic stainless steels Scripta
naterialia 39(7) 901-905 1998
29 Charlie R Brooks Fabio Bogni ldquoA metallographic
examination of crack-path propagation in embrittled
12 Cr steel Materials characterization 38
103-117 1997
30 J Janovec M Svoboda J Blach ldquoEvolution of
secondary phases during quenching and tempering 12
Cr steel materials science and engineeringA249
pp184-189 1998
31 洪正隆 碩士論文ldquoAISI431不銹鋼之麻田散鐵相變態與
熱機處理顯微組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學
77
32 李承律 碩士論文ldquoAISI 440C不銹鋼回火麻田散鐵之電
子顯微鏡組織研究 國立台灣大學