TWI726451B

TWI726451B - 具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體

Info

Publication number: TWI726451B
Application number: TW108137902A
Authority: TW
Inventors: 謝曙旭
Original assignee: 晟銘電子科技股份有限公司
Priority date: 2019-10-21
Filing date: 2019-10-21
Publication date: 2021-05-01
Also published as: TW202116440A; CN112760555B; CN112760555A

Abstract

本發明係提供一種具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體，其包含：將射料粉末與結合劑混煉造粒為射料，且射料粉末包含鐵以及佔射料粉末為3~5wt%的銅；將射料成型以獲得預成型體；將預成型體進行析出硬化製程，以使預成型體內的銅的至少一部份集中於預成型體的表面；以及將經析出硬化製程的預成型體進行低溫滲氮製程，以使氮擴散其中而獲得表面具有滲氮層的成型體；其中，滲氮層係具有膨脹型麻田散鐵結構，且其的厚度係藉由調整銅佔射料粉末的重量百分比來調整。

Description

具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體

本發明係關於一種具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體，特別是關於一種具有係為膨脹型麻田散鐵的滲氮層的成型體的製備方法及其成型體。

由於科技的飛躍進展，人類所需的各種裝置及儀器越發精密，因此對應需要的金屬元件的尺寸與特性要求則越發嚴格。舉例而言，為了因應電子裝置的微型化，電子裝置內含金屬元件的尺寸亦必須微型化；或者，為了因應傳動裝置需能承受長時間且頻繁的磨耗，傳動裝置內含的金屬元件亦需具有良好的剛性及耐磨特性。

因此，能夠用來生產具有複雜形狀、高精密度、高性能的金屬元件之金屬射出成型(metal injection molding，MIM)技術至關重要。此外，金屬射出成型技術還能夠搭配析出硬化(precipitation hardening)製程及滲氮(nitriding)製程等熱處理技術，藉由提供滲氮層於金屬元件的表面，來進一步提升金屬元件的性能。

現今，市面上皆藉由調整進行滲氮製程的時間長短來調整滲氮層的厚度，而對應調整金屬元件的性能。然而，由於進行工業化大批量的生產時，經常是將金屬元件送入滲氮廠進行滲氮，而若需依據各金屬元件所需的表面硬度特性及滲氮層厚度來調整滲氮時間，則不能將需要進行不同滲氮時間處理的金屬元件於同一批中進行處理，致使製造成本提升。

鑒於上述問題，本發明之目的為提供一種具有滲氮層的成型體的製備方法，利用成型、析出硬化與低溫滲氮製程進行製備，並藉由調整銅佔射料粉末的重量百分比，在固定的滲氮時間下，來調整滲氮層的厚度，進而改善上述問題。

根據本發明之目的，提供一種具有滲氮層的成型體的製備方法，其包含：將射料粉末與結合劑混煉造粒為射料，且射料粉末包含鐵以及佔射料粉末為3~5wt%的銅；將射料成型以獲得預成型體；將預成型體進行析出硬化製程，以使預成型體內的銅的至少一部份集中於預成型體的表面；以及將經析出硬化製程的預成型體進行低溫滲氮製程，以使氮擴散其中而獲得表面具有滲氮層的成型體；其中，滲氮層係具有膨脹型麻田散鐵結構，且其的厚度係藉由調整銅佔射料粉末的重量百分比來調整。

可選地，滲氮層的厚度為1μm~100μm。

可選地，所述成型體進一步包含氮未滲入其中的基底層，且基底層的面心立方晶體結構佔基底層的0%~15%。

可選地，析出硬化製程係在480℃~650℃的溫度下進行。

可選地，低溫滲氮製程係在低於450℃的溫度下進行。

可選地，射料粉末進一步包含碳、鉻、鎳、鈮、錳、矽、鉭、磷、硫或其組合。

可選地，射料粉末係為析出硬化型不銹鋼粉末。

可選地，所述將射料成型以獲得預成型體之步驟進一步包含：將射料射出成型為生胚；將生胚進行脫脂；以及將經脫脂後的生胚燒結，以獲得預成型體。

可選地，結合劑包含聚縮醛、聚烯及蠟中的至少一種。

根據本發明之目的，提供一種成型體，所述成型體係由前述製備方法製備而得。

本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體具有下述優點：

(1)在本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體中，藉由調整銅佔射料粉末的重量百分比來調整滲氮層的厚度，因此能夠在不改變滲氮時間的情況下，製備具有不同滲氮層厚度的金屬元件，以配合不同應用所需之滲氮層厚度之規格，故而不受傳統滲氮廠需分別生產需要不同滲氮層厚度的金屬元件之問題，進而降低製備成本。

(2)在本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體中，以例如390℃之低溫滲氮製程，來製備具有膨脹型麻田散鐵(expanded martensite)結構的薄層滲氮層，因此除了能夠具有低能量耗損與低成本之優點外，還能夠符合未來金屬射出成型元件走向更為薄型化的趨勢。同時，由於膨脹型麻田散鐵比起燒結完成之一般型麻田散鐵具有更高硬度，因此具有係為膨脹型麻田散鐵的滲氮層具有高硬度，所以具有滲氮層的成型體能備有良好的表面耐磨耗特性。

(3)當滲氮層的厚度過厚時，會產生高應力，容易使滲氮層開裂；而當滲氮層的厚度過薄時，滲氮層的耐磨特性無法有效地展現，因此在本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體中，控制滲氮層的厚度在特定區間內，進而達到同時避免上述問題的目的。

(4)在本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法及其成型體中，所獲得的成型體包含位於成型體之表面的滲氮層及基底層。當選用的射料粉末中存在相對較高含量的銅時，由於先前能夠預先析出較多的銅，因此後續氮滲入表面的程度相對較低，滲氮層的厚度較薄。而又由於滲氮層雖為具高剛性的材料，但是滲氮層結構為膨脹型麻田散鐵結構，比原先基底的麻田散鐵結構晶格更為扭曲，而更易受到腐蝕，因此在滲氮層的厚度較薄的情況下，會與外界腐蝕來源起腐蝕反應的區域相對較少，比起厚滲氮層元件，薄的滲氮層的抗腐蝕性較佳。同時，選用的射料粉末中存在相對較高含量的銅時，由於銅係為沃斯田鐵(austenite)的穩定物質，因此能夠使得基底層存在較多具面心立方晶體結構的沃斯田鐵，面心立方對於抗腐蝕性比起麻田散鐵的體心立方結晶構造抗腐蝕性更佳，因此基底層的綜合抗腐蝕性較佳，且能增加強度、硬度、細化晶粒並提高切削性。所以，當選用的射料粉末中存在相對較高含量的銅時，無論是表面滲氮層或是基底層的抗腐蝕性都較佳，因此能夠獲得具加乘抗腐蝕效果的金屬元件。

S100~S400:步驟

第1圖係為本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法的流程示意圖。

第2圖係為本發明之成型體的一實例的滲氮層厚度分析圖。

第3圖係為本發明之成型體的一實例的滲氮層抗腐蝕性分析圖。

為使上述目的、技術特徵及實際實施後之效益更易於使本領域具通常知識者所理解，將於下文中以實施例搭配圖式更詳細地說明。

參照第1圖，其係為本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法的流程示意圖。

步驟S100中，將射料粉末與結合劑混煉造粒為射料。射料粉末可包含鐵(Fe)以及佔射料粉末為3~5wt%的銅(Cu)。射料粉末中的鐵係可作為射料粉末之主成分。較佳地，鐵碳佔射料粉末的含量可為至少大於60wt%、65wt%、70wt%或75wt%。射料粉末可包含佔射料粉末為3wt%、3.1wt%、3.2wt%、3.3wt%、3.4wt%、3.5wt%、3.6wt%、3.7wt%、3.8wt%、3.9wt%、4wt%、4.1wt%、4.2wt%、4.3wt%、4.4wt%、4.5wt%、4.6wt%、4.7wt%、4.8wt%、4.9wt%、5wt%、或其之間之任何重量百分比的銅。

射料粉末可進一步包含碳(C)、鉻(Cr)、鎳(Ni)、鈮(Nb)、錳(Mn)、矽(Si)、鉭(Ta)、磷(P)、硫(S)或其組合。較佳地，碳佔射料粉末的含量可為小於1wt%，更佳地為小於0.07wt%。較佳地，鉻佔射料粉末的含量可為大於11wt%，更佳地為15wt%~18wt%。較佳地，鎳佔射料粉末的含量可為2wt%~7wt%，更佳地為3wt%~5wt%。較佳地，鈮佔射料粉末的含量可為小於1wt%，更佳地為 0.15wt%~0.45wt%。較佳地，錳佔射料粉末的含量可為小於2wt%，更佳地為小於1wt%。較佳地，矽佔射料粉末的含量可為小於2wt%，更佳地為小於1wt%。較佳地，射料粉末的其餘部分可為鐵，也就是說，若射料粉末包含鐵、銅、碳、鉻、鎳、鈮、錳及矽，則扣除銅、碳、鉻、鎳、鈮、錳及矽的含量之外的組分皆為鐵。射料粉末可為析出硬化型不銹鋼粉末。在一實施例中，射料粉末可為17-4PH合金(UNS S17400)粉末。在一實施例中，結合劑可包含聚縮醛、聚烯及蠟中的至少一種。

步驟S200中，將射料成型以獲得預成型體。成型可為金屬射出成型、或所述技術領域中具有通常知識者為習知的任何成型製程。在一實施例中，步驟S200進一步包含：將射料射出成型為生胚；將生胚進行脫脂；以及將經脫脂後的生胚燒結，以獲得預成型體的步驟。

步驟S300中，將預成型體進行析出硬化製程，以使預成型體內的銅的至少一部份集中於預成型體的表面。事實上，預成型體內的銅係均勻析出在預成型體內部及表面，然而由於後續低溫滲氮製程的時間並非無限大，因此僅針對於析出於預成型體的表面的一部份的銅進行探討。在一實施例中，所屬技術領域中具有通常知識者可進一步使用習知的固溶處理步驟。較佳地，析出硬化製程係在480℃~650℃的溫度下進行；更佳地為550~650℃；又更佳地為570~620℃。較佳地，析出硬化製程係在1000~1300℃的溫度下進行；更佳地為1075~1225℃；又更佳地為1100~1200℃，在一實施例中，所屬技術領域中具有通常知識者可進一步使用依照所需的機械性質不同來調整固溶溫度與析出硬化參數。在一實施例中，析出硬化製程係為熱處理規範代號為H1150之析出硬化製程。

步驟S400中，將經析出硬化製程的預成型體進行低溫滲氮製程，以使氮擴散，亦或是稱為滲入其中而獲得具有滲氮層的成型體。滲氮層可具有膨脹型麻田散鐵結構。較佳地，低溫滲氮製程係在低於450℃的溫度下進行；更佳地為低於440℃；又更佳地為低於400℃，其中當溫度過低時，會導致原先的麻田散鐵結構的滲氮量偏低，不會轉成膨脹型麻田散鐵結構；而當溫度過高時，會導致則膨脹型麻田散鐵結構不穩定，可能會轉變成Fe₂N、Fe₃N及/或Fe₄N，且以一般金屬射出成型廠的成本角度而言，高溫滲氮製程不符合經濟效益。在一實施例中，低溫滲氮製程在390℃的溫度下進行。在一實施例中，低溫滲氮製程的持續時間越長，滲氮層的厚度越厚，然而製造成本也會因時間過長而無謂地增加。

在一實施例中，滲氮層的厚度可藉由調整銅佔射料粉末的重量百分比來調整。當射料粉末包含佔射料粉末3~5wt%的銅時，滲氮層的厚度較佳地為1μm~100μm；更佳地為5μm~70μm；又更佳地為10μm~50μm，其中當滲氮層的厚度小於1μm時，會導致難以展現耐磨耗性質之負面影響；而當滲氮層的厚度大於100μm時，會導致應力過大滲氮層表面容易開裂之負面影響。

在一實施例中，成型體可進一步包含基底層。基底層係為即使經過低溫滲氮製程後，因為擴散作用的限制，所以氮未滲入其中的層。較佳地，基底層的面心立方晶體結構可佔基底層的0%~15%；更佳地為1%~12%；又更佳地為2%~10%，其中當面心立方晶體結構佔基底層的比例過小時，會導致抗腐蝕能力越差之負面影響。

以下搭配實例，詳細地說明本發明之製備方法及其成型體。

需先說明的是，析出硬化型不銹鋼材料係為一種於美國鋼鐵協會(AISI)編號為600系不銹鋼的材料。析出硬化型不銹鋼材料中的組分中除了包含鉻與鎳之外，還進一步包含能夠被析出硬化的元素，例如：銅、鋁、鈦等元素。因此，當對析出硬化型不銹鋼材料進行析出硬化製程時，能夠增加材料的降伏強度。其中，析出硬化製程至少包含固溶熱處理與析出熱處理。固溶熱處理將欲析出的第二相固溶於基底相中而形成單一相。析出熱處理則是將第二相析出，而使得材料的表面硬化並提升強度與剛性。

另一方面，滲氮製程係指在特定溫度下，於特定介質中，使得氮原子滲入元件表面的熱處理方法，並藉由滲入元件表面的氮原子改變元件表面的化學成分及晶格排列，而獲得具有更高硬度與耐磨特性的表面。一般而言，滲氮製程依據不同溫度分為高溫滲氮製程與低溫滲氮製程。高溫滲氮製程的溫度約為500~700℃之間，而低溫滲氮製程則於低於500℃，甚至是更低的溫度下進行。在不同溫度下進行滲氮製程所產生的化合物或結構不同。其中，在高溫滲氮製程處理後，會產生其的特性穩定且耐蝕性高的化合物Fe₄N；而在低溫滲氮製程處理後，則因氮原子插入晶格中，導致晶格扭曲，也因為溫度相對低，能量不足，因此無法形成穩定的化合物，並致使其較為容易被腐蝕。

在以下實例及比較例中，射料粉末選用17-4PH合金(UNS S17400)粉末，其中以射料粉末的總重量為基準，銅的含量3wt%~5wt%；為碳的含量

0.07wt%；鉻的含量為15wt%~17.5wt%；鎳的含量為3wt%~5wt%；鈮的含量0.15wt%~0.45wt%；錳的含量

1wt%；矽的含量

1wt%；且其餘為鐵。結合劑選用組成為60至80wt%POM、2至5wt%高密度聚乙烯(HDPE)、2至5wt%經順丁烯二酸酐改質的線性低密度聚乙烯(maleic anhydride modified low-density polyethylene，OREVAC^® 18302N，密度為0.912g/cm³)、2至6wt%硬脂酸(SA，Stearic Acid)、4至20wt%褐媒蠟(Montan wax)及1至5wt%乙烯-醋酸乙烯共聚物(ethylene vinyl acetate copolymer,EVA)的結合劑。將射料粉末與結合劑混煉造粒為射料，並將射料射出成型、脫脂及燒結，以獲得預成型體。接著，將預成型體進行析出硬化製程與低溫滲氮製程並獲得具有滲氮層及基底層之成型體。其中，析出硬化製程選用H1150之析出硬化製程；以及低溫滲氮製程選用的溫度為390℃且持續時間為8小時及9.5小時。其詳細參數示於表1。

參照第2圖，其係為本發明之成型體的一實例的滲氮層厚度分析圖。第2圖(A)部分及(B)部分係分別為使用場發射高解析電子微探儀(Electron Probe X-Ray Microanalyzer，EPMA)所獲的本發明的實例1及實例2的滲氮層厚度影像映射(mapping image)的分析圖。

如第2圖所示，可知實例1的滲氮層厚度為25μm，且實例2的滲氮層厚度為15μm。另外，比較例1的滲氮層厚度亦為15μm(未圖示)。代表，如實例1與比較例1所示，目前業界係採用控制滲氮製程的時間長短來控制滲氮層厚度，也就是說滲氮時間越長，所獲得的滲氮層的厚度越厚。然而，如實例1與實例2所示，在本發明之具有滲氮層的成型體的製備方法中，藉由控制射料粉末中的銅含量的多寡來控制滲氮層的厚度，也就是說，銅含量越高，滲氮層厚度越薄。其可能的原因為，17-4PH合金粉末中的銅在H1150熱處理析出硬化製程中，會與基底層的麻田散鐵形成整合型界面(coherent interface)，當銅含量越多，析出的量會越多，進而影響後續在低溫滲氮製程中的氮原子活性，亦即當銅濃度越高時，導致氮原子活性會相對變低，進而導致氮原子擴散進入成型體的表面的深度會變淺，因此獲得厚度較薄的滲氮層。

接續上述，將實例1及2進行硬度測試。硬度測試係使用維氏硬度儀，且其測試結果示於表2。一般而言，硬度數值與耐磨耗特性呈正相關，硬度越高則耐磨耗特性越佳。

如表2所示，滲氮後結構為膨脹型麻田散鐵結構，因此由H1150析出硬化熱處理後的硬度由300Hv~400Hv提高到滲氮後的800Hv~900Hv，所以能夠提升耐磨耗特性。同時，在金屬射出成型技術中，由於膨脹型麻田散鐵結構是由氮元素大量固溶於麻田散鐵內而造成嚴重晶格扭曲，雖然具有高硬度，但是滲氮後整體金屬元件的耐腐蝕性係為一個重要的課題。

參照第3圖，係為本發明之成型體的一實例的滲氮層抗腐蝕性分析圖。第3圖(A)部分及(B)部分係分別為本發明的實例1及實例2的抗腐蝕性光學顯微鏡圖。其中，選用乙醇(ethanol，100ml)、HCl(40ml)與CuCl₂(5g)的混合液體作為腐蝕液，進行抗腐蝕測試。

如第3圖所示，實例2之滲氮層的抗腐蝕性明顯優於實例1。實例1之滲氮層在腐蝕3分鐘後即明顯變暗，但實例2之滲氮層則仍維持原先白色的狀態，當腐蝕時間增加到6分鐘才明顯變暗。

接續上述，將實例1與實例2進行電子背向散射繞射(EBSD)進行相分率(phase fraction)分析。且其測試結果示於表3。

在內部的基底層結構中，由於銅元素是沃斯田鐵的穩定元素，因此含有高銅含量的射料粉末將會使基底層內的FCC相的沃斯田鐵較多。又因FCC相的沃斯田鐵本身的抗腐蝕性佳，因此含有越多FCC的相沃斯田鐵，越具抗腐蝕性。如表3所示，實例2中存在FCC相的殘留沃斯田鐵(retained austenite)比例是實例1的將近4倍，因此在基底層中，實例2具有更佳的抗腐蝕性。

接續上述，基於實例1與實例2的滲氮層與基底層的抗腐蝕性，觀察實例1與實例2的整個成型體的抗腐蝕性，其結果如表4所示。

如表4所示，在實例1中，由於高度易受腐蝕的滲氮層的厚度較厚，因此抗腐蝕性較差；又由於在基底層中的FCC的相沃斯田鐵含量較少，因此抗腐蝕性亦較差。然而，在實例2中，由於高度易受腐蝕的滲氮層的厚度較薄，因此抗腐蝕性較佳；又由於在基底層中的FCC的相沃斯田鐵含量較多，因此抗腐蝕性亦較佳。因此整體觀之，實例2的抗腐蝕性優於實例1。

以上所述僅為舉例性，而非為限制性者。任何未脫離本發明之精神與範疇，而對其進行之等效修改或變更，均應包含於申請專利範圍中。

S100~S400：步驟

Claims

一種具有滲氮層的成型體的製備方法，其包含：將一射料粉末與一結合劑混煉造粒為一射料，且該射料粉末包含鐵以及佔該射料粉末為3~5wt%的銅；將該射料成型以獲得一預成型體；將該預成型體進行一析出硬化製程，以使該預成型體內的銅的至少一部份集中於該預成型體的表面，該析出硬化製程係在500~700℃的溫度下進行；以及將經該析出硬化製程的該預成型體進行一低溫滲氮製程，以使氮擴散其中而獲得表面具有一滲氮層的一成型體，該低溫滲氮製程係在低於480℃的溫度下進行；其中，該滲氮層係具有膨脹型麻田散鐵結構，且其的厚度係藉由調整銅佔該射料粉末的重量百分比來調整；而該成型體包含氮未滲入其中的一基底層，且該基底層的面心立方晶體結構佔該基底層的0%~15%。
如請求項1所述之製備方法，其中該滲氮層的厚度為1μm~100μm。
如請求項1所述之製備方法，其中該射料粉末進一步包含碳、鉻、鎳、鈮、錳、矽、鉭、磷、硫或其組合。
如請求項1所述之製備方法，其中該射料粉末係為析出硬化型不銹鋼粉末。
如請求項1所述之製備方法，其中將該射料成型以獲得該預成型體之步驟進一步包含：將該射料射出成型為一生胚；將該生胚進行脫脂；以及將經脫脂後的該生胚燒結，以獲得該預成型體。
如請求項1所述之製備方法，其中該結合劑包含聚縮醛、聚烯及蠟中的至少一種。
一種成型體，其係由如請求項1至6中之任一項所述之製備方法製備而成。