TW201313923A - 高強度、高延展性以及高耐腐蝕性鐵錳鋁碳合金之成份設計及其處理方法 - Google Patents

高強度、高延展性以及高耐腐蝕性鐵錳鋁碳合金之成份設計及其處理方法 Download PDF

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Abstract

本發明揭露一種同時兼具有高強度、高延性與高耐腐蝕鐵錳鋁碳合金之組成成分設計及其處理方法。本發明合金包含23~34wt.%錳、6~12wt.%鋁、1.4~2.2wt.%碳及其餘比例為鐵。本發明合金經固溶處理淬火後，在沃斯田鐵基地內有十分緻密奈米尺寸之κ'-碳化物，與習知技藝揭露鐵錳鋁碳合金系統相較，可在較低溫與較短時間做時效處理，且在約相同延性時，本發明合金所得的強度可高約30%以上。另外，在淬火狀態下之本發明合金於450~550℃進行氮化處理(兼具有時效效果)後，氮化層主要為AlN和少量Fe4N。氮化後表面硬度和在3.5%NaCl溶液中耐蝕性均遠優於經最佳氮化處理後之工業用各類型不銹鋼。

Description

高強度、高延展性以及高耐腐蝕性鐵錳鋁碳合金之成份設計及其處理方法
本發明為一種鐵錳鋁碳(Fe-Mn-Al-C)合金之成分設計及其處理方法，特別是指依照本發明所製成之鐵錳鋁碳合金具有高強度、高延展性以及高耐腐蝕性等材料特性。
沃斯田鐵型鐵-錳-鋁-碳(Fe-Mn-Al-C)四元合金，因具高強度以及高延展性之特性，深具應用潛力而引發廣泛的研究。在此鐵-錳-鋁-碳合金系統中，錳和碳是穩定面心立方(Face-Centered Cubic,FCC)沃斯田鐵相(austenite或γ-phase)的元素，而鋁則是穩定體心立方(Body-Centered Cubic,BCC)肥粒鐵相(ferrite或α-phase)的元素。因此，將錳、鋁和碳元素含量適當調配可使鐵-錳-鋁-碳之合金在室溫具有完全沃斯田鐵相結構。由先前的技藝知，成份在Fe-(26-34)wt.%Mn-(6-11)wt.%Al-(0.54-1.3)wt.%C範圍的合金，在經980-1200℃固溶化熱處理(solution heat-treatment，SHT)後淬火至室溫水或冰水中，其顯微結構為單一的沃斯田鐵相，無任何的析出物。因合金成份含量不同，此鐵錳鋁碳四元合金在SHT後淬火之狀態(as-quenched condition)下，其最高拉伸強度(ultimate tensile strength，UTS)介於814~993 MPa之間，而降伏強度(yield strength，YS)介於423~552 MPa，而伸長率(elongation，El)則介於72-50%之間。此一結果顯示，雖然適當地調配鐵、錳、鋁和碳的組成含量，合金在淬火狀態下可以具有單一沃斯田鐵相結構，因而具有非常優異的延展性，但機械強度則偏低，故尚不能達到同時具有高強度和高延展性的目標。
為了增進鐵-錳-鋁-碳合金的機械強度，將淬火後之鐵-錳-鋁-碳合金於450-650℃溫度間進行時效(aging)處理，結果發現有十分緻密細微的(Fe,Mn)3AlCx碳化物(又稱κ'-碳化物)在沃斯田鐵基地中整合(coherent)析出，κ'-碳化物具有有序面心立方(ordered fcc)L'l2結構。因十分緻密細微的κ'-碳化物在基地中析出而大幅提升材料的機械強度。由先前廣泛研究知，κ'-碳化物的析出是鐵-錳-鋁-碳合金強化最主要原因。但富碳和鋁的κ'-碳化物((Fe,Mn)3AlCx)於淬火後在含過飽和碳的沃斯田鐵基地中析出時，涉及大量碳原子與相關合金元素的擴散過程，因此需要較長的時效處理時間，或較高的時效處理溫度。由先前眾多研究結果知，在550℃進行15~16小時的時效處理將可達到較佳的強度和延展性組合。其主要原因乃在此處理條件下沃斯田鐵基地中的κ'碳化物含量大幅增加，且尚無析出物在晶界中產生之故。依先前技藝研究可彙整而知，依合金成分之不同，經SHT處理淬火後的鐵-錳-鋁-碳合金，在550℃時效處理15~16小時後，可達到的UTS、YS和El分別介於1130~1220 MPa、890~1080 MPa和39~31.5%之間。惟若在450 ℃進行時效處理，欲達上述機械強度，時效時間需長達500小時以上；而在500℃進行時效處理需時50~100小時。
先前之技藝亦嘗試延長在550-650℃時效處理的時間，但卻發現除了在沃斯田鐵基地中析出之緻密細微的κ'-碳化物會持續成長之外，在晶界上亦會發生：γ→γ0+κ反應(其中γ0為碳缺乏(C-depleted)之γ相)。『註：κ-碳化物與κ'-碳化物一樣，均為具有有序面心立方L'l2結構的(Fe,Mn)3AlCx碳化物，於沃斯田鐵晶界上析出，較為粗大。一般將於基地內析出細微之(Fe,Mn)3AlCx碳化物稱為κ'-碳化物，而於晶界上以較粗大顆粒析出之碳化物稱為κ-碳化物，以示區別。』γ→α+κ反應，γ→κ+β-Mn反應或γ→α+κ+β-Mn反應。因此，延長時效時間，將促成出大顆粒析出物在晶界上析出，而導致合金的延展性大幅降低。
下列參考文獻(1)~(20)對於上述這些性質均有詳細的描述。
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為了進一步提高合金的強度，另一種揭露於先前技術的作法，乃添加其他少量易形成碳化物的合金元素於沃斯田鐵型鐵-錳-鋁-碳(Fe-Mn-Al-C)四元合金中。習知公開技藝指出，在Fe-(25-31)wt.%Mn-(6.3-10)wt.%Al-(0.65-1.1)wt.%C合金中，加入至多0.75wt.%釩(V)、0.6wt.%鈮(Nb)、0.8wt.%鎢(W)及1.5wt.%鉬(Mo)後，合金於1050~1200℃ SHT後淬火，或於1200℃控制輥軋(controlled-rolling)後空冷至室溫，然後於550℃做最佳化時效處理約16小時。此法所得合金其UTS、YS和E1分別為953~1259 MPa、910~1094 MPa和41~26%。
下列參考文獻(21)~(25)對於上述這些性質均有詳細的描述。
(21) I.S.Kalashnikov,B.S. Ermakov,O. Aksel’rad and L.K. Pereira,Metal. Sci. Heat. Treat. 43(2001) 493-496. (22) I.S. Kalashnikov,O. Acselrad,A. Shalkevich,L.D. Chumakova and L.C. Pereira,J. Mater. Process. Tech. 136(2003) 72-79. (23) K.H. Han,Mater. Sci. Eng. A 279(2000) 1-9. (24) G.S. Krivonogov,M.F. Alekseyenko and G.G. Solov’yeva,Fiz. Metall. Metalloved. 39(1975) 775. (25) I.S.Kalashnikov,B.S. Ermakov,O. Aksel’rad and L.K. Pereira,Metal. Sci. Heat. Treat. 43(2001) 493-496.
先前公開技藝及文獻所發展之Fe-(28-34)wt.%Mn-(6-11)wt.%Al-(0.54-1.3)wt.%C和Fe-(25-31)wt.%Mn-(6.3-10)wt.%Al-(0.6-1.75)wt.%M(M=V,Nb,W,Mo)-(0.65-1.1)wt.%C之合金，雖然可以達到高強度和高延展性的極佳機械性質組合，但是該合金均普遍展現抗腐蝕性不佳的缺點。例如在3.5% NaCl溶液中(模擬海水環境)，該類合金之腐蝕電位(corrosion potential，Ecorr)大約介於-750~-900mV之間，而其孔蝕電位(pitting potential，Epp)則約介於-350~-500mV之間，顯示其在海水中抗蝕能力不佳。為了提高鐵錳鋁碳合金抗蝕能力，先前研究即在合金中添加鉻元素。在先前公開技術中指出，添加3-9wt.%的鉻元素可以有效改善抗蝕能力，並在腐蝕電流-電壓極化曲線中產生了明顯鈍化區。研究結果顯示，在Fe-(28-34)wt.%Mn-(6.7-10.5)wt.%Al-(0.7-1.2)wt.%C合金中，加入3.3wt.%以上之鉻時，即可明顯改善合金之抗腐蝕性。例如先前在Fe-30wt.%Mn-9wt.%Al-(3,5,6.5,8)wt.%Cr-1wt.%C合金研究中發現，鉻含量的增加確可改善合金之抗蝕性，當鉻含量為5wt.%的合金在SHT後淬火條件下，於3.5%NaCl溶液中其Ecorr和Epp可分別改善至-560mV與-53mV。然而，當鉻含量增加至6.5wt.%和8wt.%時，合金的抗蝕能力不僅沒有如預期地隨鉻含量的增加而改善，反而顯著劣化，Cr為6.5 wt.%時Ecorr=-601mV，Epp=-308mV；Cr為8.0wt.%時Ecorr=-721mV，Epp=-380mV。又例如在先前Fe-30wt.%Mn-7wt.%Al-(3,6,9)wt.%Cr-1.0wt.%C合金研究中，當鉻含量約為6.0wt.%時，其合金在SHT淬火條件下，於3.5%NaCl溶液中之Ecorr和Epp分別可改善至-556mV與-27mV。但當鉻含量增至9wt.%時，其Ecorr和Epp急降為-754mV和-472mV。先前技藝研究中指出，其主要原因為鉻含量在約6wt.%或以下時，鉻在1100℃SHT的溫度下可以完全固溶於單相沃斯田鐵中，且不會在淬火過程中析出富鉻(Cr-rich)之鉻碳化物，故在此範圍內其抗腐蝕性隨鉻含量增加而有所改善。但隨著鉻含量的繼續增加(如增加至6.5wt.%以上時)，因為鉻元素是一種非常強的碳化物形成者，當其含量超過某一固溶濃度，合金在SHT溫度時富鉻之鉻碳化物即會在晶界上析出，因而造成抗腐蝕性不但沒有隨鉻含量增加而改善，反而會劣化其抗腐蝕性。另外必須指出的是，即使在其最佳的抗腐蝕組成的情況下，如Fe-30wt.%Mn-7.0wt.%Al-6.0wt.%Cr-1.0wt.%C合金，其抗腐蝕性仍與AISI 304(在3.5%NaCl溶液中Ecorr=-350~-210mV；Epp=+100~+500mV)和AISI 316(Ecorr=-200mV，Epp=+400mV)沃斯田鐵型不銹鋼，或17-4PH析出硬化不銹鋼(Ecorr=-400~-200mV；Epp=+40~+160mV)等，相差甚遠。
尤有甚者，因為鉻元素是一種非常強的碳化物形成者，所以依先前研究得知即使鉻含量小於5wt.%之沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-Cr-C合金在SHT淬火後雖為單一沃斯田鐵相，但在時效處理時，卻很容易在晶界形成粗大之富鉻(Fe,Mn,Cr)23C6和(Fe,Mn,Cr)7C3等碳化物，造成延展性與抗腐蝕性大幅降低之致命缺點。因此先前揭露的專利或公開技藝，絕大多數之沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-Cr-C合金，均在SHT之條件下使用，極少再進行時效處理。在一系列公開技術中揭露之Fe-(26.5-30.2)wt.%Mn-(6.85-7.53)wt.%Al-(3.15-9.56)wt.%Cr-(0.69-0.79)wt.%C合金中，在SHT(或時效)處理後，其UTS與YS分別介於723~986 MPa與410~635 MPa之間。若將該機械性質與前述鐵-錳-鋁-碳四元合金經550℃時效15~16小時(UTS=1130~1220 MPa、YS=890~1080 MPa)比較，可明顯看出沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-Cr-C合金雖抗腐蝕性較佳，但其機械強度遠低於時效後的Fe-Mn-Al-C合金。
下列參考文獻(26)~(39)對於上述這些性質均有詳細的描述。
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總結先前技藝揭露之Fe-(26-34)wt.%Mn-(6-11)wt.%Al-(0.54-1.3)wt.%C合金，和Fe-(25-31)wt.%Mn-(6.3-10)wt.%Al-(0.6-1.75)wt.%M(M=V,Nb,Mo,W)-(0.65-1.1)wt.%C合金等，可以發現此類碳含量小於1.4wt.%之合金經980~1100℃進行SHT處理淬火後，所得之結構為單一沃斯田鐵相，或沃斯田鐵相含少量MC碳化物。淬火後合金經過550℃、15~16小時時效處理後，均可達到最佳的強度與延展性之機械性質組合，但是其抗腐蝕不佳。在沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-C合金中，添加約6.0wt.%鉻雖可改善其抗腐蝕性，但此類合金在時效處理時，易在沃斯田鐵晶界上析出粗大富鉻之(Fe,Mn,Cr)23C6等碳化物，因而劣化其合金之機械延展性與抗腐蝕能力。總而言之，先前技藝以及公開技術知識所揭露之Fe-Mn-Al-C，Fe-Mn-Al-M(M=V,Nb,W,Mo)-C和Fe-Mn-Al-Cr-C合金成份，均無法達到同時兼具高強度、高延展性和高耐腐蝕之特性。
爰是，本發明人基於鐵錳鋁碳(Fe-Mn-Al-C)合金材料不斷創新之理念，乃本著多年從事材料研究、設計、開發之實務經驗，以及積極潛心研發思考，經由無數次之實際設計實驗，致有本發明之產生。
本發明之目的，係在提供一種具有與先前技藝沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-C，Fe-Mn-Al-M-C，與Fe-Mn-Al-Cr-C合金相當(或一樣)的優異延展性之外，並具有更高的機械強度之鐵錳鋁碳(Fe-Mn-Al-C)合金。
本發明之另一目的，係在提供一種具有與先前技藝沃斯田鐵型Fe-Mn-Al-C，Fe-Mn-Al-M-C，與Fe-Mn-Al-Cr-C合金相當(或一樣)的優異延展性之外，並具有更高的機械強度和高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳(Fe-Mn-Al-C)合金的處理方法。
為達上述之目的，本發明Fe-Mn-Al-C合金其中各合金成分比例範圍為：Mn(23-34wt.%，最佳在25-32wt.%之間)；Al(6-12wt.%，最佳在7-10.5wt.%之間)；C(1.4-2.2wt.%，最佳在1.6-2.1wt.%之間)。
本發明Fe-Mn-Al-C合金的處理方法摘述如下：
(1)本發明合金中緻密細微κ'-碳化物形成機制與先前技藝合金截然不同：本發明揭示碳含量不低於1.4wt.%且不高於2.2wt.%的Fe-Mn-Al-C四元合金，在SHT後淬火時，緻密細微奈米尺度之κ'-碳化物在淬火過程中即會藉由節點分解(spinodal decomposition)之相變機制，在沃斯田鐵基地內形成，且無任何析出物在晶界上形成。此一相變機制與先前技術完全不同。在先前技藝所揭示之合金中，κ'-碳化物必須由淬火後的時效處理，方始出現於沃斯田鐵基地內。
(2)本發明揭露之合金，在淬火狀態下，於沃斯田鐵基地中即具有十分緻密細微奈米尺度κ'-碳化物，故合金在淬火狀態下即具有極佳的機械強度和延性組合。與先前技藝相較，在約相同延伸率時，本發明合金在淬火狀態下其YS約為先前技藝合金之1.6~2.1倍；經最佳時效處理後，其YS約為1.2~1.5倍。其詳細情形描述於後。
(3)本發明揭露之合金在淬火後，直接在450-550℃進行氮化處理，即可同時達到時效和氮化處理的雙重效果。另由於本發明之合金中具高含量鋁元素，氮化處理所形成之氮化層為AlN或大部份的AlN和少量的Fe4N，與一般商業上主要用於高強度和高耐腐蝕環境之麻田散鐵型不銹鋼(如AISI 410)或析出硬化型不銹鋼(如17-4PH)氮化處理截然不同。這些不銹鋼氮化後，形成之氮化層主要為Fe2-3N和Fe4N。因此本發明之合金，在進行氮化處理後，其機械強度、延展性、表面硬度和3.5%NaCl溶液中抗腐蝕能力均遠優於經強化熱處理以及最佳氮化處理後之前揭所有高強度和高抗腐蝕不銹鋼。其詳細情形描述於後。
( 一)本發明鐵錳鋁碳合金成分組成設計之新穎性特徵
本發明合金能具有上述三大特性，乃本發明廣泛深入探討各種添加元素，對於合金材料性質的影響，結果詳述如下：
1.　錳：錳元素為沃斯田鐵相的強化元素，由於沃斯田鐵相為面心立方結構，具有較多的滑移系統，因此能有較佳的延展性。為了使合金淬火至室溫時能具有完全面心立方結構之沃斯田鐵相，故與先前技藝一樣，在本發明合金中的錳含量維持在23-34wt.%的範圍。
2.　鋁：鋁元素不但是肥粒鐵相的強化元素，同時也是(Fe,Mn)3AlCx碳化物(或κ'-碳化物)的主要形成元素之一。為了瞭解鋁元素含量對細微κ'-碳化物在淬火過程中藉由節點分解相變機制在沃斯田鐵基地內形成之影響，本發明設計一系列不同含鋁量的合金，並詳細觀察分析其對κ'-碳化物形成的效應。經由一系列具不同鋁含量之Fe-Mn-Al-C合金之X-光繞射與穿透式電子顯微鏡的分析，可以證實κ'-碳化物是否會在淬火過程中就形成，與合金中含鋁量，有非常密切的關係。以含碳量固定為1.8wt.%的Fe-Mn-Al-C合金為例，實驗結果顯示：在鋁含量小於約5.8wt.%時，SHT淬火後合金之顯微結構為單一沃斯田鐵相，基地內並未發現有κ'-碳化物形成；隨著鋁含量增加至高於6.0wt.%時，淬火後合金之顯微結構為沃斯田鐵相，且基地內可發現於淬火過程中，經由節點分解相變化機制形成之有序性(ordered)富碳之κ'-碳化物；惟在鋁含量高於約12wt.%時，淬火後的合金之顯微結構，除了主要由沃斯田鐵相，以及形成於基地內之κ'-碳化物之外，另發現有少量肥粒鐵相(ferrite phase)出現在沃斯田鐵相之晶界上。故本發明合金中之鋁含量應限制在6-12wt.%之間。
3.　碳：熟知材料科學專家學者均知，在商業化鋼鐵合金中碳含量超過約1.2wt.%時，合金之延展性將嚴重劣化或謂脆化。因此研究沃斯田鐵合金系統之先前技藝中，合金中的含碳量均在0.54-1.3wt.%之間。本發明卻發現沃斯田鐵型之Fe-Mn-Al-C四元合金中，當碳(C)含量在超過約1.4wt.%以上時，合金經980~1200℃作SHT處理後淬火至室溫水或冰水中，即可發現奈米尺度的緻密細微κ'-碳化物在沃斯田鐵基地內形成。經由X光繞射與穿透式電子顯微鏡分析發現緻密細微κ'-碳化物乃在淬火過程中經由節點分解(spinodal decomposition)之相變化機制，在沃斯田鐵基地內形成。此一發現與先前公開之Fe-Mn-Al-C合金系統技藝中κ'-碳化物之形成機制完全不同，在先前技藝合金中之κ'-碳化物只能在淬火後的時效處理中才形成。在此值得特別一提的是，κ'-碳化物在淬火過程中即能藉由節點分解形成，在先前公開之Fe-Mn-Al-C研究中未曾被發現過。為了能更進一步闡述改變合金中碳含量對節點分解導致κ'-碳化物形成之具體影響，本發明茲舉以下之例證。
圖1所示為Fe-29wt.%Mn-9.8wt.%Al-(1.35,1.45,1.58,1.71,1.82,1.95,2.05)wt.% C七種合金之沃斯田鐵相(200)γ之X-光繞射峰。圖1中可看出當碳含量為1.35wt.%時，只有沃斯田鐵(200)γ繞射峰，表示含碳量1.35wt.%的合金在淬火狀態下其結構為單一沃斯田鐵相，並無κ'-碳化物存在。此結果與先前技藝在C≦1.3wt.%之合金中所觀察結果類同。但當碳含量達1.4wt.%或以上時，在(200)γ繞射峰左右兩側可觀察到側帶繞射峰(sidebands)存在，在(200)γ繞射峰左側(繞射角度較小側)之側帶繞射峰為富碳κ'-碳化物(carbon-rich κ'-carbide)之(200)κ ' 繞射峰，而在(200)γ繞射峰右側(繞射角度較大側)之側帶繞射峰為缺碳沃斯田鐵相(carbon-depleted γ0 phase)之(200)γo繞射峰。熟知X光繞射學者均知在(200)γ繞射峰左右兩側出現(200)κ ' 與(200)γo側帶繞射峰(sidebands)，即證明在淬火過程中有序性(ordered)富碳κ'-碳化物與缺碳沃斯田鐵相(γ0)，乃同時藉由節點分解機制於沃斯田鐵基地中形成。圖1亦顯示，(200)γ、(200)κ ' 、(200)γo三個繞射峰強度均有隨合金含碳量逐漸增加，而向低繞射角度同時偏移的趨勢。尤其是(200)κ ' 繞射峰的強度，更有明顯隨含碳量逐漸增加而增大的趨勢。這些結果顯示在淬火過程中，含碳量愈高的合金，不僅富碳κ'-碳化物形成的量愈多，沃斯田鐵基地相、有序性(ordered)富碳κ'-碳化物、與缺碳沃斯田鐵相(γ0)三者的晶格常數(lattice parameter)，亦有明顯隨含碳量之逐漸增加而增大的趨勢。另外隨著含碳量的增加，合金試樣中(200)κ ' 與(200)γo側帶繞射峰亦有向(200)γ繞射峰靠近的趨勢，顯示三者之間晶格常數的差異性，亦有隨碳含量逐漸增加而逐漸減小的趨勢。此現象表示隨著碳含量的增加，κ'、γ0、與γ三相間之晶格常數參差(misfit)會愈來愈小。意謂三相間的應變能(strain energy)愈來愈小，故隨含碳量的增加愈容易產生節點分解相變，即易有κ'-碳化物形成。為進一步觀察本發明合金碳元素含量改變對在淬火狀態下之顯微結構的影響，我們進一步以穿透式電子顯微鏡分析上述Fe-29wt.%Mn-9.8wt.%Al-(1.35,1.45,1.58,1.71,1.82,1.95,2.05)wt.% C合金在經1200℃，2小時SHT淬火至室溫水後之擇區繞射圖形(selected-area diffraction pattern,SADP)，以及(100)κ ' 暗視野影像(dark field image)等分析。圖2(a)顯示合金含碳量為1.35wt.%時之SADP，可以明顯看出在含碳量為1.35wt.%時，SADP僅呈現γ的繞射點(與前X光繞射結果相符)。此一結果再度證明，當碳含量為1.35wt.%時，沒有節點分解產生之κ'-碳化物在淬火過程中形成，與先前公開技藝與研究之結果相同。可是當合金中之碳含量增加至1.45wt.%或以上時，具有L'l2晶體結構細緻奈米級κ'-碳化物，即開始經由節點分解相變機制，於淬火過程中在沃斯田鐵基地內形成，如圖2所示。
圖2(b)-1~圖2(g)-1以及圖2(b)-2~圖2(g)-2分別表示碳含量為1.45,1.58,1.71,1.82,1.95和2.05wt.%合金之SADPs以及(100)κ ' 暗視野影像。由圖2(b)-1~圖2(g)-1之SADPs可看出除了γ基地相繞射點之外，另有強度較弱來自κ'-碳化物具有L'l2結構之繞射點。由這些SADPs亦可看出在(200)γ和(220)γ繞射點邊沿著<100>反晶格(reciprocal lattice)方向有衛星繞射點(satellites)且κ'-碳化物繞射點的強度明顯隨碳含量逐漸增加而增大，顯示在含碳量愈多的合金中，κ'-碳化物形成的量愈多，且這些κ'-碳化物乃在淬火過程中藉由節點分解機制於沃斯田鐵基地中形成。又由圖2(b)-2至圖2(g)-2可明顯看出奈米級細微κ'-碳化物緻密分佈在沃斯田鐵基地內，且κ'-碳化物含量(體積百分比)隨著合金碳含量逐漸增加而快速增加。「緻密細微κ'-碳化物係在淬火過程中藉由節點分解機制在沃斯田鐵基地內形成」，這是本發明的一大特徵之一。這個特徵對本發明合金經時效處理或氮化處理後之機械性質和抗腐蝕能力產生重大的助益(此部份將於稍後再討論)。
依據上述實驗，本發明合金中碳含量均在1.4 wt.%以上。圖3(a)-(c)分別表示含碳量為2.08wt.%時，合金在淬火狀態下TEM明視野影像(圖3(a))、上邊晶粒(圖3(b))與下邊晶粒(圖3(c))之(100)κ ' 暗視野影像。這些結果顯示當碳含量為2.08 wt.%時，合金的淬火結構仍然維持沃斯田鐵相+緻細κ'-碳化物之結構，在沃斯田鐵晶界上沒有任何析出物被觀察到；不過當合金之碳含量增加至2.21 wt.%時，除了有非常緻密的κ'-碳化物在沃斯田鐵基地內形成之外，沃斯田鐵相的晶界上亦可以觀察到較為粗大的析出物，如圖4所示。由圖4(a)-(c)之明視野和暗視野影像中，可以看出，晶粒內部沃斯田鐵相+κ'-碳化物結構之外，在晶界上之粗大析出物為與κ'-碳化物結構類同之κ-碳化物(詳見前節之『註』)。由於晶界析出物對材料之延展性不利，由前述淬火狀態下顯微結構之分析與討論，本發明揭露技術之合金其碳含量不宜超過2.3 wt.%，最佳應在1.4 wt.%≦x≦2.2 wt.%之範圍內。
4.　鉻、鉬和鈦：鉻、鉬和鈦均是很強的碳化物形成元素。發明人亦探討了鉻、鉬和鈦等元素添加在本發明揭露之合金中，對淬火狀態和時效處理顯微結構之影響。結果發現，這些碳化物強化元素分別低於某一含量時，其淬火結構仍為沃斯田鐵相+κ'-碳化物，在沃斯田鐵晶界上無任何析出物；但合金在450~550℃之間時效處理後，極易在晶界上析出粗大富鉻、富鉬或富鈦之碳化物。若當這些碳化物強化元素添加含量增加至某一含量時，則除了沃斯田鐵晶粒以及基地內細微κ'-碳化物之外，在晶界上亦可觀察到粗大的碳化物。
圖5(a)-(c)分別為Fe-28.1wt.%Mn-9.02wt.%Al-6.46wt.%Cr-1.75 wt.%C合金經1200℃，2小時SHT處理淬火至室溫水後之光學顯微鏡金相、TEM明視野影像以及取自晶界上粗大析出物之能量散佈光譜儀(energy-dispersive X-ray spectrometry,EDS)分析之結果。圖5(a)顯示該合金在淬火狀態下，除了可以觀察到γ相的晶粒結構之外，在晶界上亦有析出物形成。圖5(b)所示之TEM明視野影像可進一步獲得證實。圖5(b)清楚顯示除了包括沃斯田鐵晶粒以及基地內的細緻κ'-碳化物之外，在晶界上有粗大的析出物存在。圖5(c)EDS所示結果可知晶界粗大析出物為富鉻之鉻碳化物。圖6(a)-(b)分別為Fe-26.9wt.%Mn-8.52wt.%Al-2.02wt.%Ti-1.85wt.%C合金經1200℃，2小時SHT處理淬火至室溫水中後之TEM明視野影像以及取自晶界上粗大析出物之EDS。圖6顯示沃斯田鐵晶粒內為γ+κ'-碳化物，晶界上為粗大富鈦之鈦碳化物。TEM分析顯示Fe-28.3wt.%-Mn-9.12wt.%Al-1.05wt.%Mo-1.69wt.%C合金在淬火狀態下，其結構為γ+κ'-碳化物，在晶界上無任何析出物。但當此合金在500℃時效8小時後，除了沃斯田鐵基地內κ'-碳化物尺寸稍為變大且量變多之外，在晶界上亦有富鉬之鉬碳化物存在，如圖7所示。
實驗證實，鉻、鉬和鈦等碳化物強化元素極易造成粗大碳化物在晶界上析出。晶界析出極易大幅降低材料延展性。另一方面，發明人亦發現鉻、鉬和鈦合金元素的添加對本發明合金特徵，即「細微κ'-碳化物在淬火過程中藉由節點分解反應形成」並無助益。因此，不建議在本發明揭露之技術合金中添加鉻、鉬和鈦等碳化物強化元素。
5.　矽：先前研究和技術已揭示矽元素在鐵錳鋁碳合金系統中，不但是肥粒鐵的強化元素，更是一種很強的D03有序(ordered)相的形成元素。一旦合金中有D03有序相的析出，合金的延展性將會嚴重劣化。先前研究和技術中也揭示在含碳量1.0 wt.%以下之合金，矽元素添加量在1.0wt.%時，淬火狀態下為單一沃斯田鐵相。此類合金在500~550℃時效處理後才會有D03有序相在晶界形成。但吾人發現在本發明揭露之高含碳量Fe-Mn-Al-C合金中，0.8 wt.%矽元素的添加將使D03有序相在淬火狀態下即會在晶界上形成，如圖8所示。圖8(a)~(c)分別為Fe-29.1wt.%Mn-9.22wt.%Al-0.80wt.%Si-1.85wt.%C合金經1200℃，2小時SHT處理淬火至室溫水之TEM明視野影像、SADP和取自晶界上粗大析出物之EDS分析結果。圖8(a)顯示沃斯田鐵晶粒內為γ+κ'-碳化物，而圖8(b)-(c)顯示晶界上粗大顆粒為富矽且具有有序D03相結構之析出物。如上所述，因此亦不建議在本發明揭露之技術合金中添加矽元素。
依據上述，本發明之合金材料元素組成成份為：包含23~34wt.%錳，6~12wt.%鋁，1.4~2.2wt.%碳，其餘比例以鐵為基材所組合而成。為使該所屬技術領域學者專家更進一步瞭解本發明之組成成份特徵，圖9舉列了一些本發明合金、比較用合金及先前技藝揭示之合金元素組成及其相關顯微結構特性說明，以作為比較。圖10則列出本發明合金與一系列Fe-Mn-Al-C合金系統之先前公開技藝(包括專利和研究文獻)之合金成分組成比較，以彰顯本發明合金成份組成設計之新穎特徵。
(二)本發明鐵錳鋁碳合金時效處理與優異機械性質之新穎性特徵
如前述及，在已被揭露的先前技藝中，含碳量小於1.3wt.%的Fe-Mn-Al-C以及Fe-Mn-Al-M(M=V,Nb,W,Mo)-C等合金，在經980~1200℃進行SHT後淬火，所得的合金均為單一的沃斯田鐵相或沃斯田鐵相+少量MC碳化物，淬火過程中並無Fe-Mn-Al-C合金系統中最主要的強化析出物-細緻的κ'碳化物。因此，為了增進合金的機械強度，淬火後之Fe-Mn-Al-C以及Fe-Mn-Al-M-C合金，均需進一步置於550~650℃下進行時效處理，促使細緻的κ'-碳化物在沃斯田鐵的基地中整合析出，以提升合金的機械強度。根據已公開之先前技藝，在550℃進行15~16小時的時效處理後，可得到最佳的強度和延性組合，該類合金在El維持26%以上優良延伸率時，其UTS與YS分別可達介於953~1259 MPa與890~1094 MPa之間。惟若在450℃進行時效處理，欲達上述機械強度，時效時間需長達500小時以上；而在500℃進行時效處理需時50~100小時。此乃因κ'-碳化物在淬火後含過飽和碳量的沃斯田鐵基地中析出時，涉及大量碳原子與相關合金元素的擴散過程，因此需要較高和較長的時效處理。
本發明所揭露碳含量介於1.4-2.2 wt.%之合金，細緻κ'-碳化物在淬火過程中即藉由節點分解相變化機制在沃斯田鐵基地中形成。因此，產生γ+細緻κ'-碳化物的特殊淬火顯微結構，故本發明之合金在淬火狀態下即能具有極佳之機械強度和延性組合。另外，本發明亦發現其κ'-碳化物含量和機械強度有隨合金含碳量逐漸增加而顯著急速增加之特性。本發明所揭露之合金，因在淬火狀態下即有細緻κ'-碳化物，時效處理後亦衍生多項優於先前公開技藝揭露之Fe-Mn-Al-C合金系統的新穎特徵。
本發明發現，合金於SHT及淬火處理後，於450℃、500℃、以及550℃的溫度下作適宜時效處理時，其主要之顯微結構仍為γ+κ'-碳化物。尤其，在合金碳含量介於1.6-2.1wt.%以及鋁含量介於7.0-10.5wt.%之間時，可得最佳之機械強度和延性組合。具體而言，本發明合金在450℃時效9~12小時，沃斯田鐵基地內細緻κ'-碳化物平均尺寸由淬火狀態5~12 nm稍微增至仍是奈米尺度的22~30 nm，且κ'-碳化物所佔百分比例顯著增加，但仍未有任何粗大κ-碳化物在晶界上析出，顯示其節點分解相變化之新穎特徵。此時合金之UTS與YS由淬火時之1030~1155 MPa與865~925 MPa，分別增加至1328~1558 MPa與1286~1432 MPa，且伸長率仍可維持在33.5~26.3%。
在500℃與550℃作時效處理，亦有類似的結果，惟時效時間可以進一步縮短至8~10小時(500℃)或3~4小時(550℃)，即可達到最佳的機械強度和延性組合。本發明合金在1.6 wt.%C2.1wt.%和7.0 wt.%Al10.5 wt.%，在500℃進行時效處理時，可以發現γ+細緻κ'-碳化物之淬火顯微結構，在時效8~10小時後，細緻κ'-碳化物之平均尺寸稍為增大，所佔體積百分比例亦顯著增加，但仍未有任何粗大κ-碳化物在晶界上析出。此時合金之UTS與YS，分別增加至1286~1445 MPa與1230~1326 MPa，伸長率33.8~30.6%。延長時效時間至12小時後，沃斯田鐵基地內之κ'-碳化物並無明顯的變化，可是在晶界上則出現粗化的κ-碳化物。此時合金之UTS與YS小幅增加，但伸長率降低至約23%。合金在550℃時效3~4小時所得之結構，與450℃時效9~12小時和500℃時效8~10小時者類似。然而，在550℃下時效5小時後，沃斯田鐵晶界上開始出現粗大的析出物。這些析出物經以SADP和EDS分析，確定為富錳之κ-碳化物。繼續延長時效時間至6小時後，晶界上粗大κ-碳化物進一步伸展進入相鄰的沃斯田鐵晶粒，而成長為一具γ0+κ層狀顯微結構，而導致合金延展性急遽降低。
與習知公開技藝(即含碳量小於1.3wt.%之Fe-Mn-Al-C和Fe-Mn-Al-M-C)比較，本發明具有以下幾項明顯新穎性與進步性之技術特徵：
(1)本發明之合金在淬火時即具有沃斯田鐵+細緻κ'-碳化物之新穎顯微結構特徵。此與習知技藝中碳含量小於1.3 wt.%的Fe-Mn-Al-C以及Fe-Mn-Al-M-C等合金，在經980~1200℃進行SHT後淬火，所得的合金均為單一的沃斯田鐵相，或沃斯田鐵相+少量MC碳化物截然不同。
(2)本發明合金中細緻奈米尺度κ'-碳化物係在淬火過程中藉由節點分解相變化機制形成，故κ'-碳化物在沃斯田鐵基地中非常緻密且僅有約5~12 nm奈米尺度大小。此與含碳量1.3 wt.%之Fe-Mn-Al-C以及Fe-Mn-Al-M-C合金中，κ'-碳化物只能在550℃左右時效處理，才能在沃斯田鐵基地形成之機制不同。
(3)因本發明合金在淬火狀態時即具有γ+細緻κ'-碳化物之新穎顯微結構特徵，故可以大幅降低達到合金最佳機械強度和延性組合所需之時效溫度與時間：(如450℃→9~12小時；500℃→8~10小時；550℃→3~4小時)。與習知技藝C1.3 wt.%之Fe-Mn-Al-C以及Fe-Mn-Al-M-C等合金比較，因其淬火結構為單一沃斯田鐵相，晶粒中無κ'-碳化物，故均須非常長時間的時效(450℃(>500小時)；500℃(50~100小時)；550℃(15~16小時))，方能達到最佳之機械強度和延性組合。故本發明在時效處理的效果上，顯然有明顯的進步性。
(4)本發明合金由於含碳量遠高於習知技藝之Fe-Mn-Al-C合金系統，故可形成之κ'-碳化物的體積百分比遠大於該等合金，且時效溫度可較低、時間可較短，與習知技藝合金(C1.3 wt.%，550℃ 15~16小時時效)相較，本發明合金可得尺寸小甚多且體積百分比大甚多之κ'-碳化物，故在約相同延伸率時，本發明合金之強度有大於30%以上之增進效果
為了進一步揭露本發明合金上述時效處理與優異機械性質之新穎特徵，茲將舉三個本發明合金實驗研究之結果，詳細揭露於下述實施例中。
(三)本發明鐵錳鋁碳合金氮化處理與高耐腐蝕之新穎性特徵
習知公開技藝所發展之Fe-Mn-Al-C和Fe-Mn-Al-M-C等合金，雖然在550℃時效處理15~16小時後，可以達到最佳強度和延性組合的機械性質，但是該等合金抗腐蝕性不佳。在3.5%NaCl溶液中(模擬海水環境)，該類合金之腐蝕電位(Ecorr)大約介於-750~-900 mV之間，而其孔蝕電位(Epp)則介於約-350~-500 mV之間，顯示其在海水中抗腐蝕能力不佳。在習知Fe-Mn-Al-C合金中添加3-6 wt.%的鉻元素，可以改善抗腐蝕性，且在腐蝕電流-電壓極化曲線中產生鈍化區，而使其在3.5%NaCl溶液中之Ecorr和Epp，分別改善至約-556~-560mV與-53~-27mV。但是因為鉻是一種非常強的碳化物形成元素，不適合進行時效處理，故有強度不足的缺點。
本發明揭露1.4≦C≦2.2wt.%之新穎合金，在SHT淬火狀態下或時效處理後與前揭先前技藝C≦1.3wt.%之Fe-Mn-Al-C和Fe-Mn-Al-M合金比較，其抗腐蝕性相似，未臻理想。由於部份工程應用的零組件在各種環境下應用，常會同時遭遇機械強度、延展性、表面磨耗、與其他化學腐蝕效應等的考驗。所以即使是廣泛應用於如切削工具、水或蒸氣閥門、幫浦、渦輪、壓縮機組件、軸承、廚房刀具、外科手術工具、塑膠成型模具或海水中材料...等工業用途之AISI 304和316沃斯田鐵不銹鋼或AISI 410麻田散鐵不銹鋼或17-4析出硬化型不銹鋼等，為了要達到提升其耐磨耗、耐疲勞以及耐腐蝕等特性目的，均需進一步實施表面氮化處理。
此種尋求能同時兼具耐磨耗、耐腐蝕、與高強度、高韌性材料之需求，進一步衍生本發明所揭露另一新穎之技術特徵。發明人實驗證實，本發明揭露之合金，經SHT淬火後，直接置於450℃、500℃、以及550℃溫度下，於含20-80%N2的N2+H2混合氣體和1-6 torr壓力下，或含20-80%NH3的NH3+N2或NH3+N2+H2混合氣體下，分別進行離子或氣體氮化處理9~12小時、8~10小時、以及3~4小時，即可獲得非常優異的表面硬度和在3.5%NaCl溶液中極優異抗腐蝕特性。且由於氮化處理的溫度與時間，完全吻合前節所述之時效處理條件，故本發明之技術可以在達到改善合金之耐磨耗與耐腐蝕特性的目的之外，並同時保有在相同時效處理溫度與時間的條件下，所得之優異機械強度和延性組合。
本發明合金經離子氮化或氣體氮化後之特性描述如下：
(1)表面氮化層結構，絕大部分為具FCC結構之AlN以及少量亦具FCC結構之Fe4N。此結果與目前工業化用鋼經氮化處理後，氮化層結構為具HCP(hexagonal close packed)之Fe2-3N和Fe4N完全不同。因本發明合金氮化層AlN、Fe4N結構與γ+κ'-碳化物之基地相同，均為FCC，故本發明亦發現氮化處理後的合金，進行拉伸試驗斷裂後，氮化層與基地間並無裂縫產生，故氮化處理後的合金無論拉伸強度或延展性與淬火後進行時效處理(未氮化)十分相近。
(2)依本發明合金成份和氮化處理條件不同，經450℃進行9~12小時、500℃進行8~10小時離子氮化後或550℃進行3~4小時氣體氮化，其表面硬度可達介於1500~1880 Hv之間。在3.5%NaCl溶液中其Ecorr和Epp分別介於+120~+220mV和+2050~+2820mV之間。由後面描述比較可看出本發明合金經離子或氣體氮化後，其表面硬度和在3.5%NaCl溶液中耐腐蝕性均遠優於最佳氮化處理後之工業用各類型不銹鋼。
習知公開技藝之AISI 304、AISI 316沃斯田鐵型不銹鋼以及AISI 410麻田散鐵型不銹鋼和17-4PH析出硬化型不銹鋼等，為了增加其耐疲勞、耐磨耗與耐腐蝕特性的目的，均需進一步實施氮化處理。習知技藝研究知，此類型含鉻量高之不銹鋼於480℃以上進行氮化處理時，氮化層結構會形成Fe2-3N(HCP)、Fe4N(FCC)和CrN(FCC)。CrN產生會造成CrN周圍形成含Cr空乏區，因而嚴重影響了氮化後之抗腐蝕能力，故此類不銹鋼多在420-480℃之間進行氮化處理約8-20小時，形成一由Fe2-3N與Fe4N組成之氮化層。一般而言，AISI 304，316不銹鋼在退火條件下，即可進行450-480℃之氮化處理，氮化前UTS、YS和El分別約介於480~580 MPa、170~290 MPa和55~40%之間；氮化後，其表面硬度可達1350~1600 Hv，在3.5%NaCl水溶液中的Ecorr和Epp，分別介於-330mV~+100mV與+90mV~+1000mV，故AISI 304與316不銹鋼氮化後能具有優異之表面硬度和抗腐蝕性之特性，但其強度較低。
工業上在需要高強度與高耐腐蝕之環境要求下，廣泛使用經氮化處理之AISI 410麻田散鐵型不銹鋼與17-4PH析出硬化型不銹鋼。但AISI 410麻田散鐵型不銹鋼與17-4PH析出硬型不銹鋼，欲得到兼具高強度和高耐腐蝕之特性則需進行以下步驟：(I)沃斯田鐵化→淬火→回火(或時效)以得到適當之強度；(II)避免475回火脆化；習知材料科學學者均知回火時需避免475回火脆化，即避免在375~560℃溫度間施行回火處理。在375℃以下回火可得較高強度和較低El特性，在560℃回火則可得較低強度和較高El特性。(III)480℃以上氮化時，氮化層結構為Fe2-3N(HCP)、Fe4N(FCC)和CrN(FCC)，其中CrN會造成周圍具有含Cr空乏區而使抗腐蝕性下降；因此，最佳氮化處理條件為在420-480℃進行約8-20小時。基於上述之幾項原因，AISI 410和17-4PH不銹鋼氮化處理製程，為沃斯田鐵化→淬火→回火(約600℃)→氮化處理(420~480℃)。氮化處理後之AISI 410不銹鋼，其表面硬度可達約1204 Hv，在3.5%NaCl水溶液中的Ecorr和Epp分別為-30mV與+600mV；其UTS、YS、與El則分別約為900 MPa、740 MPa、與20%。氮化處理後之17-4PH不銹鋼，其表面硬度約可達1016~1500 Hv，在3.5%NaCl水溶液中的Ecorr和Epp，分別為-500~-200mV與+600~+740mV；其UTS、YS、與El則分別約為1310 MPa、1207 MPa與14%。
與習知公開技藝經氮化處理之AISI 304和316沃斯田鐵型不銹鋼、AISI 410麻田散鐵型不銹鋼以及17-4PH析出硬化型不銹鋼比較，本發明具有以下幾項明顯新穎性與進步性之技術特徵：
(1)本發明揭露之FeMnAlC(1.4wt%≦2.2wt.%)合金，在經SHT淬火後在450~550℃間進行氮化(同時有時效效果)處理後，其氮化物層主要為AlN和少量的Fe4N(二者均具面心立方結構)，此與高含鉻量的不銹鋼經氮化處理後，氮化層主要由Fe2-3N(HCP)與Fe4N(FCC)組成截然不同。本發明之合金在氮化後之表面硬度和在3.5%NaCl水溶液中之抗腐蝕性均優於氮化後之AISI 304和316不銹鋼，而遠優於AISI 410以及17-4PH不銹鋼。而在機械強度方面則均遠優於上述各種不銹鋼。
(2)本發明揭露之合金，可以在氮化的過程中同時達到氮化和時效處理的雙重效果，與AISI 410和17-4PH不銹鋼等比較，因其須經沃斯田鐵化→淬火→回火或時效→氮化處理等過程，故本發明在製程上明顯更為簡化。而且本發明合金氮化處理的溫度和時間等條件，與欲得最佳機械強度和延性之組合的時效處理條件完全相同，故SHT淬火後直接氮化處理可同時獲得優異表面硬度、高抗腐蝕性和最佳的機械強度及延性組合。
(3) AISI 410以及17-4PH不銹鋼氮化處理後，主要氮化層結構為Fe2-3N(HCP)與Fe4N(FCC)，其與兩者不銹鋼基地結構為BCC不同。但本發明合金在氮化處理後所得之氮化層組成為AlN與少量之Fe4N，因其晶體結構與沃斯田鐵相和κ'-碳化物之結構均同為面心立方結構，故不僅可以提高氮化的效率，氮化層與基地間更可以有極佳的整合性界面，因而在拉伸斷裂後在氮化層與基地之界面上未有裂縫出現。
為了進一步彰顯本發明合金氮化處理的新穎性與進步性之技術特徵，茲將本發明二個合金經SHT淬火後於450℃、500℃和550℃進行12、8和4小時時效處理，和經SHT淬火後直接於450℃和500℃分別進行12和8小時離子氮化以及於550℃進行4小時氣體氮化後之各項相關性質與習知公開技藝AISI 304、306、410和17-4PH不銹鋼未氮化和經420~480℃；8~20小時最佳離子氮化後之各項性質列於圖16中以茲比較。
下列文獻(40)-(49)對於上述這些性質均有詳細的描述。
(40) Wang Liang,Applied Surface Sci. 211(2003) 308-314. (41) R.L. Liu,M. F. Yan,Surf. Coat. Technol. 204(2010) 2251-2256. (42) R.L. Liu,M. F. Yan,Mater. and Design 31(2010) 2355-2359. (43) M. F. Yan,R.L. Liu,Applied Surface Sci. 256(2010) 6065-6071. (44) M. F. Yan,R.L. Liu,Surf. Coat. Technol. 205(2010) 345-349. (45) M. Esfandiari,H. Dong,Surf. Coat. Technol. 202(2007) 466-478. (46) C. X. Li,T. Bell,Corrosion Science 48(2006) 2036-2049. (47) C. X. Li,T. Bell,Corrosion Science 46(2004) 1527-1547. (48) Lie Shen,Liang Wang,Yizuo Wang,Chunhua Wang,Surf. Coat. Technol. 204(2010) 3222-3227. (49) S. V. Phadnis,A. K. Satpati,K. P. Muthe,J. C. Vyas,R. I. Sundaresan,Corrosion Science 45(2003) 2467-2483.
 【實施例一】
圖11(a)為本發明Fe-27.6wt.%Mn-9.06wt.%Al-1.96wt.%C合金經1200℃，2小時SHT並淬火至室溫水後TEM(100)κ ' 暗視野影像，顯示在沃斯田鐵基地內有大量緻密細微κ'-碳化物。拉伸測試結果顯示此合金在淬火狀態下其UTS、YS和El分別為1120 MPa、892 MPa和53.5%。圖11(b)為拉伸斷裂後以掃描式電子顯微鏡(SEM)觀察自由表面(free surface)和斷裂面(fracture surface)的表面形貌。由圖11(b)可以明顯觀察到，沃斯田鐵基地內之晶粒沿著所施應力方向，產生大幅度的延長變形，而且變形之晶粒中，呈現規則性的波紋狀滑移帶(slip band)。圖中亦可以觀察到少數散佈於其上的微孔洞。但是這些微孔洞在材料受拉伸變形時，並未有明顯沿應力方向傳播的跡象，此為典型延展性極佳之材料的應力變形特徵。觀察圖11(b)所示之斷裂面的表面形貌，可以看到綿密細緻的漣漪狀(dimple-like)斷裂面。此為另一延性斷裂的標準特徵，顯示此合金雖有非常緻密細微與相當大百分比的κ'碳化物於沃斯田鐵基地中，但由於κ'-碳化析出物與γ基地之間的界面有極佳的整合性(coherency)，故在變形、斷裂的過程中，可以一直維持沃斯田鐵面心立方結構的延性變形特性。
與先前技術所揭示C≦1.3 wt.%之Fe-Mn-Al-C和Fe-Mn-Al-M-C之合金機械性質(SHT後淬火之狀態下，UTS=814~998 MPa、YS=410~560 MPa、El=72~50%)比較，在伸長率相當的條件下，本發明合金即有約60%強度增加效果。其原因吾人認為主要是因經由節點分解機制形成於沃斯田鐵基地之緻密的κ'碳化物，不僅提供了析出強化效果，更因κ'-碳化物晶體結構(有序FCC)與基地之晶體結構相類似，故能有整合性的界面。因此，在增加材料強度的同時仍能維持極佳的延展性。
【實施例二】
本實施例主要闡述本發明Fe-28.6wt.%Mn-9.84wt.%Al-2.05wt.%C合金，SHT及淬火處理後在450℃進行不同時間時效處理後合金顯微結構變化及其機械性質。本實施例將更彰顯在本發明合金中「細微之κ'-碳化化在SHT後淬火過程中就會藉由節點分解機制在γ基地內形成」這種新穎特徵，對本發明合金在較低溫進行甚短時間時效處理其機械強度即可大幅增加且能維持優異延展性之重大效益性。本合金SHT及淬火處理後之TEM(100)κ ' 暗視野影像已顯示在圖2(g)-2中，利用LECO2000影像分析儀分析，顯示在淬火狀態下，κ'-碳化物平均顆粒大小及所佔體積百分比例分別約為12 nm和45%。
圖12(a)-1~12(a)-2顯示淬火合金於450℃時效6小時後之TEM明視野影像、和暗視野影像。由影像分析顯示，時效6小時後，在基地內之κ'-碳化物平均顆粒大小及所佔體積百分比例分別增加為約25 nm和53%。圖12(a)-2亦顯示κ'-碳化物開始有延某一特定晶軸方向些微增長的情形。此時合金之UTS、YS和El分別為1306 MPa與1179 MPa和39.8%。圖12(b)-1為合金在450℃時效9小時之SEM影像，顯示κ'-碳化物平均顆粒大小及所佔百分比例隨時效時間增加而增加，且未有任何析出物在晶界上析出，此時合金之UTS與YS則更進一步分別增加至1518 MPa與1414 MPa，且尚保持30.8%之優異伸長率。圖12(b)-2為時效9小時拉伸斷裂後自由表面之SEM表面形貌，顯示在拉伸變形之晶粒中呈現明顯波紋狀滑移帶，證明合金有優良的延展性。
當時效時間延長至12小時後，除了γ基地內之κ'-碳化物些微成長外，在晶界上則出現較大的κ-碳化物。此時合金之UTS與YS小幅增加至1552 MPa與1432 MPa，但伸長率降為26.3%。圖12(b)-4為SEM自由表面形貌，顯示在拉伸變形晶粒內亦呈現波紋狀滑移帶外，尚有一些沿晶界之小孔洞(如箭頭所示)，但這些小孔洞在拉伸變形時並未有明顯傳播的跡象，因此合金時效12小時後尚可維持26.3%之伸長率。與習知公開技含碳量小於1.3wt.%之鐵錳鋁碳合金系統比較，可知本發明合金可在較低溫度和較短時間即可達到最佳強度和延性組合，且在約相同延伸率時，本發明合金在450℃時效9~12小時所得之機械強度比習知公開Fe-Mn-Al-C合金系統經最佳化時效處理(550，15~16小時)之機械強度高約30%。詳見圖13中所列之拉伸機械性質比較表。
【實施例三】
本實施例乃探討與圖2(e)-2相同之本發明合金在SHT及淬火處理後分別在500℃和550℃進行不同時間時效處理後顯微結構之變化及其機械性質。實驗證實Fe-29.0wt.%Mn-9.76wt.%Al-1.82wt.%C淬火合金在500℃進行時效8小時以內時，在γ基地內藉由節點分解形成的κ'-碳化物之平均顆粒大小及所佔百分比例隨時效時間的增加而增加，且在晶界上未有任何的析出物。在此時效時間範圍內，合金均能具有優良的延展性。且合金的機械強度隨時效時間的增加而顯著增加。但當時效時間延長為10小時，在晶界上開始有顆粒大的κ'-碳化物導致延伸率降低。上述實驗結果，與合金在450℃時效之現象十分類似。本合金經500℃時效約8小時後可得到最佳強度和延展性之機械性質組合，其機械性質列於圖13中。
圖14(a)顯示合金在550℃時效4小時後之SEM影像，顯示在γ基地內κ'-碳化物平均顆粒大小及所佔百分比例比淬火時增加甚多，且在晶界上無任何析出物。但當時效時間增至5小時時，在晶界上即開始有粗大的析出物，如圖14(b)-1所示，圖14(b)-2和圖14(b)-3分別表示取自晶界上一大顆粒析出物之SADP和EDS，證實在晶界上析出物為富錳之κ'-碳化物。當時效時間延長為6小時時，晶界上的κ-碳化物進一步伸展進入相鄰的γ晶粒，而形成為一具層狀顯微結構，此層狀顯微結構乃經由：γ+κ'→γ0+κ的反應形成，如圖14(c)所示。γ0+κ層狀結構在晶界上形成造成合金延展性嚴重劣化。如上所述，本合金經550℃時效經4小時後可得強度和延展性之最佳機械性質組合，其UTS、YS和E1分別為1365 MPa、1230 MPa和28.6%。
如前述及，在先前公開技藝中，含碳量低於1.3wt.%之鐵錳鋁碳合金系統，淬火結構為單一γ相或γ相內有少量NbC，VC...等碳化物因此這些合金均須非常長時間的時效(450℃(500小時以上)；500℃(50~100小時)；550℃(15~16小時))，方能達到較佳的機械性質組合。與之比較，本發明合金在淬火狀態下，γ基地內即有十分細微κ'-碳化物，因此時效處理的效果上顯然有新穎的進步性。
【實施例四】
圖15(a)為本發明Fe-28.6wt.%Mn-9.26wt.%Al-1.98wt.%C合金，淬火後直接置入一含50%N2+50H2混合氣體，壓力4 torr之離子氮化腔體內，於450℃進行12小時氮化處理後，所得合金剖面之SEM影像。由此SEM影像可以看出剖面經蝕刻後，大致可分成三區域：由上而下，有一層呈現亮白色之區域；接著是一層厚的淺灰色區域；最後則是主要的原合金基地。在此條件下所得之氮化層厚度大約有10 μm。為了瞭解氮化層的結構隨深度的變化情形，我們進一步進行剖面TEM分析。圖15(b)-1顯示圖15(a)中最上層虛線長方形方框標A所圍區域之TEM明視野影像。圖15(b)-1中標I區域為圖15(a)中氮化層最上層亮白色之區域，標II區域為圖15(a)中之淺灰色區域。圖15(b)-2~圖(b)-4為取自圖中I區域之SADPs，由這些擇區繞射的圖案分析證實該區域之氮化物為具FCC結構、晶格常數a=0.407nm之AIN。圖15(b)-2~圖15(b)-4之晶軸分別為AlN之[001]、[011]和[11]。圖15(c)-1為TEM放大明視野影像，圖15(c)-2~圖15(c)-5則為取自圖中II部分之SADPs，晶軸分別為[001]、[011]、[11]和[11]。在這些SADPs可明顯看出，標II區域係由包含兩個晶格常數非常接近，且均具有FCC結構的相所組成。分析結果顯示，內側較接近中心點且亮度較高的點為AIN；而偏外側亮度較弱者則為亦具有FCC結構的Fe4N相。由圖15(c)-2~15(c)-5可看出AlN與Fe4N之晶向關係為(110)AIN//，[001]AlN//。圖15(c)-6為AlN之TEM暗視野影像，即圖中白色部分為AlN，黑色部份為Fe4N，可見此區域大部份為AlN，少部份為Fe4N。
圖15(d)-1~(d)-3為氮化層與γ-相基地交界處(圖15(a)中虛線方框所圍之區域C)之TEM明視野、SADP以及(100)κ ' 暗視野影像。由圖15(d)-2所示之SADP可以看出，在此區域中主要存在有AlN、κ'-碳化物[(Fe,Mn)3AlCx]、以及γ-相基地。其中AlN與γ-相基地之晶向關係，為面心立方對面心立方，且(110)AlN//(110)γ、[001]AlN//[001]γ。圖15(d)-3則顯示氮化處理後，κ'-碳化物的平均大小已成長至20-30 nm。圖15(e)顯示合金在氮化後，材料之微硬度(microhardness)隨氮化層深度變化之情形，可以看出氮化後表面的硬度極高，可達1753 Hv，而後往心部逐漸遞減，直達到γ+κ'-碳化物的硬度為止。拉伸試驗之UTS、YS和E1分別為1512 MPa、1402 MPa及30.5%，其結果與本發明合金於450℃進行12小時時效(未氮化處理者相當)。圖15(f)顯示合金經氮化處理後拉伸試驗斷面之SEM影像，可以看出：(1)在氮化層中，僅發現有少數的小孔洞(micro-voids)存在，但這些小孔洞並沒有傳遞的跡象，顯示氮化層雖然具有極高的硬度，但仍能維持相當的延性；(2)在γ+κ'-碳化物的基地中，斷裂面有高密度的漣漪狀波紋，顯示其仍維持與時效處理一樣相當優異的延展性；(3)也許最令人驚訝的是，即使已受相當大的拉伸變形，氮化層與基地間的界面，並無明顯任何裂縫存在的跡象。此可能是因為氮化層中之AlN以及Fe4N與γ基地一樣，均具有高延展性之FCC晶體結構所致。
圖15(g)顯示本發明合金氮化處理後在3.5%NaCl溶液中之典型的腐蝕極化曲線。圖中曲線(a)為未經氮化前該合金在SHT淬火狀態下之極化曲線；曲線(b)則是該合金在經450℃，12小時之離子氮化後，所呈現的極化曲線。比較二者，可以明顯看出經離子氮化的合金，因表面有一層約10 μm以上之AlN以及AlN+Fe4N氮化層，因此有明顯之鈍化區(passivation region)，且腐蝕電位和孔蝕電位也分別由Ecorr=-780mV與Epp=-520mV(未氮化處理)改善至Ecorr=+170mV與Epp=+2160mV(離子氮化處理後)，顯示耐腐蝕性大幅提升。這裡值得特別一提的是：本發明合金淬火後，直接在450℃進行12小時氮化，所獲得之結果與工業上最常用於需高強度和高耐腐蝕環境之AISI 410麻田散鐵不銹鋼以及17-4PH析出硬化型不銹鋼經沃斯田鐵化、淬火、回火(或時效)和氮化處理後比較，本發明合金氮化處理後，在機械強度、延展性、氮化表面硬度和在3.5%wt.%NaCl溶液之抗腐蝕性等均遠優於這些工業化不銹鋼。詳細比較請見圖16。
【實施例五】
本發明Fe-30.5wt.%Mn-8.68wt.%Al-1.80wt.%C合金淬火後，直接置入含65%N2+35%H2混合氣體、壓力1 torr之離子氮化腔體中，於500℃進行8小時氮化處理。氮化處理後之合金剖面SEM影像，如圖17(a)所示。由SEM影像可看出，本發明之合金於此氮化條件下，氮化層之厚度約可達40 μm。此氮化層厚度比在450℃，12小時氮化後之氮化層厚度(約10 μm)大甚多。為了瞭解氮化層之結構，我們進行了X-ray繞射實驗分析。圖17(b)為500℃ 8小時離子氮化後之X-ray繞射圖。由圖17(b)中可發現除了原本基材γ相之(111)、(200)、(222)繞射峰之外，亦有FCC結構之AlN(111)、(200)和(220)繞射峰，以及亦具FCC結構Fe4N之(111)、(200)和(220)繞射峰。由繞射峰強度，可發現AlN繞射峰強度遠高於Fe4N繞射峰強度，由此可知，氮化層大部份為AlN與較少量之Fe4N所組成。圖17(c)為合金氮化後，微硬度隨氮化後深度變化之情形，氮化層的表面硬度為1860 Hv，而後往心部逐漸遞減，直到約40μm後微硬度值遞減至550 Hv，此結果與SEM所觀察得到之氮化層厚度相符。
本發明合金於500℃ 8小時氮化處理後之表面硬度略高於450℃ 12小時氮化處理後之硬度。氮化後合金拉伸試驗之UTS、YS和El分別為1388 MPa、1286 MPa和33.6%，其結果與本發明合金於500℃進行8小時時效(未氮化處理)相當。圖17(d)為合金經氮化處理後拉伸試驗斷裂面之SEM影像，可以觀察到在氮化層中並無明顯之孔洞或空孔，且有微弱滑移帶。尤其，在氮化層與基地間的界面，無任何明顯裂縫存在的跡象。此現象與氮化層是由AlN(FCC)和少量Fe4N(FCC)組成有密切相關。因AlN、Fe4N和γ基地均為相同具有高延展性之FCC結構。此結果與450℃ 12小時氮化後進行拉伸試驗斷裂後之結果相似。圖17(e)為本發明合金氮化處理後在3.5%NaCl溶液中之典型腐蝕極化曲線。圖中曲線(a)為未氮化前(合金在淬火狀態下)之極化曲線；曲線(b)為該合金經500℃ 8小時之離子氮化後，所呈現的極化曲線。由圖中可觀察到，氮化後之合金具有明顯之鈍化區產生，其腐蝕電位與孔蝕電位分別可達Ecorr=+140mV和Epp=+2310Mv。與450℃ 12小時氮化後結果相似，氮化後可大幅改善本發明合金在3.5%NaCl溶液中之抗腐蝕能力。相較於450℃ 12小時氮化後結果Ecorr=+170mV和Epp=+2160mV，其500℃ 8小時(Epp=+2310)更進一步獲得提升，其原因可能是500℃ 8小時氮化處理後之氮化層厚度較450℃ 12小時厚甚多所致。這裡值得特別一提的是：本發明合金淬火後，直接在500℃進行8小時氮化處理後，其機械強度、延展性、氮化表面硬度和在3.5%NaCl溶液之抗腐蝕性，均遠優於工業上最常用於需高強度和高耐腐蝕環境，且經最佳離子氮化後之AISI 410以及17PH不銹鋼。詳細比較請見圖16。
【實施例六】
圖18(a)為本發明Fe-28.5wt.%Mn-7.86wt.%Al-1.85wt.%C合金於淬火後，直接置入一含60%NH3+40%N2混合氣體之氣體氮化腔體中，於550℃進行4小時氣體氮化後，所得合金剖面之SEM影像。由SEM影像可看出，本發明之合金於此條件氣體氮化後，氮化層之厚度約為25 μm。圖18(b)為550℃ 4小時氣體氮化後之X-ray繞射圖。由圖18(b)中可發現除了原本基材γ相之(111)、(200)和(220)繞射峰之外，亦有FCC結構之AlN和Fe4N之(111)、(200)和(220)繞射峰。由繞射峰強度中，可發現AlN繞射峰強度遠高於Fe4N繞射峰強度，由此可知，氮化層大部份為AlN與較少量之Fe4N所組成，此結果與500℃ 8小時離子氮化之氮化層結構相似。圖18(c)為合金氮化後，微硬度隨氮化後深度變化之情形，氮化層的表面硬度為1514 Hv，而後往心部逐漸遞減，直到約25 μm後微硬度值遞減至530 Hv，而後保持大約等值之微硬度值。
本發明合金於550℃ 4小時氣體氮化處理後之表面硬度略低於450℃ 12小時與500℃ 8小時離子氮化處理後之表面硬度。氣體氮化後拉伸試驗之UTS、YS和El分別為1363 MPa、1218 MPa和33.5%，其結果與本發明合金於550℃進行4小時時效(未氮化處理)相當。圖18(d)為合金經氣體氮化處理後拉伸試驗斷面之SEM影像，可以觀察到在氮化層中並無明顯之孔洞或空孔、有微弱滑移帶且在氮化層與基地間的界面無任何明顯裂縫存在。上述之結果與450℃ 12小時和500℃ 8小時離子氮化後進行拉伸試驗之結果相似。
圖18(e)為本發明合金經氣體氮化處理後在3.5%NaCl溶液中之典型腐蝕極化曲線。圖中曲線(a)為該合金在淬火狀態下(未氮化處理)之極化曲線；曲線(b)為該合金經550℃ 4小時之氣體氮化後，所呈現的極化曲線。由圖中可觀察到，氣體氮化後合金具有明顯之鈍化區產生，其腐蝕電位與孔蝕電位分別為Ecorr=+200mV和Epp=+2760mV。與450℃和500℃離子氮化後結果相似，氮化層可大幅改善本發明合金在3.5%NaCl溶液中之抗腐蝕能力，而且與450℃ 12小時和500℃ 8小時離子氮化後結果相比(450℃：Ecorr=+170mV和Epp=+2160mV；500℃：Ecorr=+140mV和Epp=+2310mV)，550℃ 4小時氣體氮化之Ecorr與Epp均稍優於450℃和500℃離子氮化的結果。詳細比較請見圖16。
以上為本案所舉之實施例，僅為便於說明而設，當不能以此限制本案之意義，即大凡依所列申請專利範圍所為之各種變換設計，均應包含在本案之專利範圍中。
圖1.Fe-29wt.%Mn-9.8wt.%Al-xwt.%C(x=1.35,1.45,1.58,1.71,1.82,1.95,2.05)合金在淬火狀態下，X-光繞射之(200)γ布拉格反射(Bragg reflection)峰。
圖2.Fe-29wt.%Mn-9.8wt.%Al-xwt.%C合金在淬火狀態下，TEM照片2(a)(hkl：γ)及2(b)-1至2(g)-1分別表示C: 1.35,1.45,1.58,1.71,1.82,1.95和2.05wt.%合金之SADP(hkl:γ，hkl:κ'-碳化物)，其晶帶軸(zone axis)為[001]，2(b)-2至2(g)-2分別表示C: 1.45,1.58,1.71,1.82,1.95和2.05wt.%合金之(100)κ ' 暗視野影像。
圖3.Fe-27.5wt.%Mn-7.82wt.%Al-2.08wt.%C合金在淬火狀態下，TEM照片。(a)明視野影像，(b)-(c)分別為上、下兩個晶粒之(100)κ ' 暗視野影像。
圖4.Fe-29.3wt.%Mn-9.06wt.%Al-2.21wt.%C合金在淬火狀態下，TEM照片。(a)明視野影像，(b)-(c)分別為上、下兩個晶粒之(100)κ ' 暗視野影像。
圖5.Fe-28.1wt.%Mn-9.02wt.%Al-6.46wt.%Cr-1.75wt.%C合金在淬火狀態下，(a)光學顯微鏡照片，(b)TEM明視野影像，(c)取自晶界上粗大析出物之EDS。
圖6.Fe-26.9wt.%Mn-8.52wt.%Al-2.02wt.%Ti-1.85wt.%C合金在淬火狀態下，(a)TEM明視野影像，(b)取自晶界上粗大析出物之EDS。
圖7.Fe-28.3wt.%Mn-9.12wt.%Al-1.05wt.%Mo-1.69wt.%C合金淬火後於500℃時效8小時，(a)TEM明視野影像，(b)取自晶界上粗大析出物之EDS。
圖8.Fe-29.1wt.%Mn-9.22wt.%Al-0.80wt.%Si-1.85wt.%C合金在淬火狀態下，(a)TEM明視野影像，(b)-(c)分別為取自晶界上粗大析出物之TEM SADP(hkl：D03相)及EDS。
圖9.　舉列一些本發明合金，比較用合金及先前技藝揭示合金之合金元素組成及其相關顯微結構特性之比較表。
圖10.　本發明合金與鐵-錳-鋁-碳合金系統之先前公開技藝(包括專利和研究文獻)之合金成份組成比較表。
圖11.Fe-27.6wt.%Mn-9.06wt.%Al-1.96wt.%C合金經1200℃，2小時固溶化熱處理後淬火至室溫水中，(a)TEM(100)κ ' 暗視野影像，(b)-(c)分別為拉伸斷裂後自由表面和斷裂面之SEM影像。
圖12.Fe-28.6wt.%Mn-9.84wt.%Al-2.05wt.%C合金淬火後在450時效處理，(a)-1~(a)-2分別表示時效6小時TEM明視野影像和(100)κ ' 暗視野影像。(b)-1~(b)-2分別表示時效9小時SEM影像及拉伸斷裂後自由表面之SEM表面形貌影像。(b)-3~(b)-4分別表示時效12小時SEM影像及拉伸斷裂後自由表面之SEM表面形貌影像。
圖13.本發明Fe-28.6wt.%Mn-9.84wt.%Al-2.05wt.%C及Fe-29.0wt.%Mn-9.76wt.% Al-1.82wt.%C合金在淬火狀態下和經450℃,500℃和550℃時效處理後與習知公開揭露的Fe-Mn-Al-C合金系統之拉伸機械性質比較表。
圖14.Fe-29.0wt.%Mn-9.76wt.%Al-1.82wt.%C合金淬火後在550℃時效，(a)時效4小時SEM影像，(b)-1~(b)-3分別表示時效5小時TEM明視野影像，取自晶界上粗大析出物TEM SADP(hkl:γ，hkl:κ-碳化物)及EDS，(c)時效6小時TEM明視野影像。
圖15.Fe-28.6wt.%Mn-9.26wt.%Al-1.98wt.%C合金淬火後直接置入含50%N2+50%H2混合氣體、壓力4 torr之離子氮化腔體內，於450℃進行12小時氮化處理，(a)剖面SEM影像，(b)-1氮化層TEM明視野影像。(b)-2~(b)-4取自圖(b)-1中標I區域之SADPs，晶軸分別為AlN之[001],[011]和[11]。(c)-1~(c)-6分別表示圖(b)-1中標II區域之TEM明視野影像、SADPs(hkl: AlN，hkl:Fe4N)和AlN暗視野影像。其中SADPs晶軸分別為AlN和Fe4N之[001],[011],[11]和[11]。(d)-1~(d)-3分別表示圖(a)中標C區域之TEM明視野影像、SADP(AlN，γ和κ'晶軸均為[001]；hkl:γ，hkl:κ'-碳化物，箭頭所指：AlN)和(100)κ ' 暗視野影像。(e)表面微硬度隨氮化層深度變化圖。(f)拉伸斷裂後；斷裂面SEM影像。(g)在淬火狀態(未氮化)和氮化後在3.5%NaCl溶液中腐蝕極化曲線。
圖16.一些本發明合金和商業化AISI 304，316，410和17-4PH不銹鋼、未氮化及氮化後機械性質、在3.5%NaCl溶液中抗腐蝕性和表面硬度之比較表。
圖17.Fe-30.5wt.%Mn-8.68wt.%Al-1.80wt.%C合金淬火後直接置入含65%N2+35%H2混合氣體、壓力1 torr之離子氮化腔體內，於500℃進行8小時氮化處理，(a)剖面SEM影像，(b)X-光繞射圖，(c)表面微硬度隨氮化層深度變化圖，(d)拉伸斷裂後，斷裂面SEM影像。(e)在淬火狀態(未氮化)和氮化後在3.5%NaCl溶液中腐蝕極化曲線。
圖18.Fe-28.5wt.%Mn-7.86wt.%Al-1.85wt.%C合金淬火後直接置入含60%NH3+40%N2混合氣體之氣體氮化腔體內，於550℃進行4小時氮化處理，(a)剖面SEM影像，(b)X-光繞射圖，(c)表面微硬度隨氮化層深度變化圖，(d)拉伸斷裂後，斷裂面SEM影像。(e)在淬火狀態(未氮化)和氮化後在3.5%NaCl溶液中腐蝕極化曲線。

Claims (18)

  1. 一種鐵錳鋁碳合金，係包含有23~34wt.%錳(Mn)、6~12wt.%鋁(Al)、1.4~2.2wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之合金材料。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之鐵錳鋁碳合金，該合金經在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，所得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成。
  3. 一種鐵錳鋁碳合金，係包含有25~32wt.%錳(Mn)、7.0~10.5wt.%鋁(Al)、1.6~2.1wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之合金材料。
  4. 如申請專利範圍第3項所述之鐵錳鋁碳合金，該合金經在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，所得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成。
  5. 一種具高強度以及高延展性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有23~34wt.%錳(Mn)、6~12wt.%鋁(Al)、1.4~2.2wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，於450℃~550℃溫度間進行時效(aging)處理。
  6. 一種具高強度以及高延展性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有25~32wt.%錳(Mn)、7.0~10.5wt.%鋁(Al)、1.6~2.1wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，於450℃~550℃溫度間進行時效(aging)處理。
  7. 一種具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有23~34wt.%錳(Mn)、6~12wt.%鋁(Al)、1.4~2.2wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，置於離子氮化爐中，於450℃~550℃溫度間進行離子氮化處理。
  8. 如申請專利範圍第7項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，離子氮化處理所用的氣體，為含20~80%氮氣之氮氣和氫氣的混合氣體，離子氮化爐之氣壓係介於1~6 torr之間。
  9. 如申請專利範圍第7項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，經離子氮化處理後形成之氮化層主要為AlN化合物。
  10. 一種具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有23~34wt.%錳(Mn)、6~12wt.%鋁(Al)、1.4~2.2wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，置於氣體氮化爐中，於450℃~550℃溫度間進行氣體氮化處理。
  11. 如申請專利範圍第10項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，氣體氮化處理所用的氣體，為含20~80%氨氣之氨氣和氮氣或氨氣、氮氣和氫氣的混合氣體。
  12. 如申請專利範圍第10項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，經氣體氮化處理後形成之氮化層主要為AlN化合物。
  13. 一種具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有25~32wt.%錳(Mn)、7.0~10.5wt.%鋁(Al)、1.6~2.1wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，置於離子氮化爐中，於450℃~550℃溫度間進行離子氮化處理。
  14. 如申請專利範圍第13項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，離子氮化處理所用的氣體，為含20~80%氮氣之氮氣和氫氣的混合氣體，離子氮化爐之氣壓係介於1~6 torr之間。
  15. 如申請專利範圍第13項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，經離子氮化處理後形成之氮化層主要為AlN化合物。
  16. 一種具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，係包含有：(1).將包含有25~32wt.%錳(Mn)、7.0~10.5wt.%鋁(Al)、1.6~2.1wt.%碳(C)及其餘比例為鐵(Fe)之材料經一熔煉技術手段，以形成一合金材料；及(2).該合金材料在980℃~1200℃進行固溶化處理後淬火，以得顯微結構為完全沃斯田鐵相，且在沃斯田鐵相基地內有十分緻密細微奈米尺寸之(Fe,Mn)3AlCx碳化物(κ'-碳化物)；其中κ'-碳化物係該合金在固溶化處理後之淬火過程中藉由節點分解(spinodal decomposition)相變化機制於沃斯田鐵相基地內形成；及(3).將該淬火後之合金，置於氣體氮化爐中，於450℃~550℃溫度間進行氣體氮化處理。
  17. 如申請專利範圍第16項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，氣體氮化處理所用的氣體，為含20~80%氨氣之氨氣和氮氣或氨氣、氮氣和氫氣的混合氣體。
  18. 如申請專利範圍第16項所述之具高強度、高延展性以及高耐腐蝕性之鐵錳鋁碳合金之處理方法，其中，經氣體氮化處理後形成之氮化層主要為AlN化合物。
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