1233451 五、發明說明（1 ) 【技術領域】 本發明係關於藉由顯示高彈性率而達提昇剛性，且輕質 密集化之較佳鐵基合金及其製法。 【技術背景】 以鐵爲基底之鐵合金或鋼之類所謂的鐵基合金，在各種 構造用金屬材料中屬最常被廣泛使用者。但是，近年在所 有領域大多已逐漸提昇講求輕量密集化之中，便亦要求構 造金屬材料亦符合此要求的特性。因此，習知雖藉由達成 高強度化而對應之，但是在此種材料中，即便強度符合， 但是卻有剛性不足，且無法利用零件朝輕量密集化前進。 在達輕量化上，雖有將材料取代爲較輕金屬的手段，但 是譬如取代爲鋁合金或鎂合金等輕合金的情況時，因爲強 度不足而大型化’且不易達成密集化。此外，雖有採用陶 瓷而達輕量化者，但是卻因爲韌性較低且成本增高等理由 ’而無法適合構造材料。另外，亦有進行著在鐵中添加著 陶瓷粒子等強化粒子之顯示出高彈性率的鋼鐵材料硏究。 惟，在上述強化粒子添加中，強化粒子與基底間之密接 狀態並不完全，此外，強化粒子因爲偏析於結晶晶界，因 此除無法獲得如理論値的彈性率之外，因爲隨強化粒子添 加量的增加，粒子間將凝聚而粗大化，導致韌性降低，因 此頗難兼顧疲勞強度。此外，隨強化粒子存在的高變形阻 抗’與隨強化粒子對結晶晶界偏析的延伸性降低，因爲將 造成軋延等塑性加工的困難性，因此亦將頗難利用塑性加 1233451 五、發明說明（2) 工將r粒予以細微化而提昇韌性的問題點。此外，習知高 強度材料代表性材料組織的麻田散鐵（m a r t e n s 1 t e )，雖藉 由施行回火而提高韌性，但是因爲原本C較少，且其C大 部分固溶於鐵中而存在，因此Fe3C(碳化鐵體）相較少，因 此無法期待隨Fe3C相分散的彈性率提昇。 所以，本發明之目的在於：提供一種未添加強化粒子， 可將彈性率、韌性、強度等機械特性確保於高水準，此外 除可確保該等特性之外，亦抑制比重的上升，結果可達輕 質密集化的鐵基合金及其製法。 【發明揭示】 本發明針對取代強化粒子添加之提昇彈性率的手段，進 行深入鑽硏結果，發現藉由限定特定元素含量，同時利用 適當熱處理而產生對基底組織中的彈性率具有提昇作用的 MC型碳化物，便可達成本發明之目的。所謂MC型碳化物 係指M e t a 1 - C系碳化物，M e t a 1 : C原子比爲1 : 1。本發明 乃基於此類發現而構成者，本發明之鐵基合金係由 C:1.5〜2.5wt%、Ni:0.25〜4.75wt%、含有依圖式第1圖所 示線a所包圍區域所表示量的W及V、及其餘爲F e與不可 避免的雜質所構成，特徵在於基底組織中含MC型碳化物 。MC型碳化物在此情況下，係由對C結合V與W而所產生 的結晶型V碳化物（VC )，與析出型W碳化物（WC )之組合搭 配而構成者。 第2圖所示係本發明之鐵基合金組織模式圖，如同圖所 1233451 五、發明說明（3) 不，由顯不局強度與靭性之麻田散鐵，與顯不高$刃性之沃 斯田鐵（7 )所構成的基底組織中，將存在WC、VC等彈性 率較高的MC型碳化物（MC)。 本發明之鐵基合金亦可含有Mn:0.25〜1.7wtlMn除達 脫氧效果、提昇被削性效果之外，對r相的產生亦具作用 〇 再者，本發明之鐵基合金係可添加Ti :0.3wt%以下、 Nb:0.6wt%以下、Mo:10wt%以下、Cr:15wt%以下、 B: 0 . 005wt%以下之中的一種或二種以上。ΤΊ及Nb係碳化 物產生元素，此外Mo、C 1·及B係基底強化元素。 其次，本發明之鐵基合金之製造方法，係製造上述本發 明鐵基合金之較佳製造方法，係具有：對含有 C:1.5〜2.5wt%、Ni:0.25〜4.75wt%、含有依圖式第1圖所 示線a所包圍區域所表示量的W及V，且其餘爲Fe與不可 避免雜質所構成的鐵基合金，從沃斯田鐵化溫度以上的溫 度起急冷而施行固熔化處理，藉此獲得麻田散鐵、殘留沃 斯田鐵基底組織、及未熔解碳化物之混合組織的第一熱處 理步驟；以及在共析變態溫度區間中，析出MC型碳化物 之後再冷卻，藉此析出低炭沃斯田鐵的第二熱處理步驟。 本發明之製造方法係首先利用熔製等手段而獲得由上述 組成所構成的鐵基合金材料。此時，W、V分別依WC與 W2C、及VC與V2C的狀態存在。其次，配合在施行塑性加 工等必要成形加工之後’再利用第一熱處理步驟，加熱保 1233451 五、 發明說明 (4) 持 於 W 係 碳 化物完全固熔的900T：以上（最好更多V 系 碳 化 物 固 熔 的 1 000°c以上）之溫度下，然後再急冷。急 冷 用 的 冷 煤 係 僅 要 準備可將材料充分急冷的容量的話便可 ， 可 採 用 水 此 情 況下若產生燒龜裂等問題，可採用在油 冷或 鹽 浴 淬 火 的 方 法。經第一熱處理步驟所獲得的組織， 便 形 成 麻 田 散 鐵 、 殘留沃斯田鐵（T相）之基底組織、及主 要 爲 V 系 碳 化 物 之未固熔的未熔解碳化物等的混合組織。 第 二 熱 處 理步驟係對第一熱處理步驟所獲得的材 料 > 施 行 回 火 而 產 生MC型碳化物，同時析出τ相的步驟 0 回 火 係在共析 出 變換溫度（A 1變換溫度）下保持既定時間 之 後 j 再 冷卻 0 此時，藉由Ni含0.5〜2.5wt %，共析變換 溫 度 便 產 生 操 作 上 可容許溫度誤差的溫度區間。在上述溫 度 區 間 內 因 爲 形 成肥粒鐵、沃斯田鐵、碳化物三者共存 1品 域 y 因 此 藉 由 在 此區域內保持既定時間，麻田散鐵將回 火 而 轉 變 爲 麻 田 散 鐵與沃斯田鐵。該等轉變的結果，過飽 和 的 V 與 W 將 當 作 碳化物而析出。該等碳化物中，由W開: 始. 以 WC 析 出 而 V 則先以V2C析出，隨保持時間的經過， 接 受 利 用 麻 田 散 鐵 分解所產生碳的供應，而變化爲V8C7 ( 大 致 上 可 稱 VC) 〇 若保持時間過短的話，特別係VC碳化物的 MC 化將 不 足 1 反之，若保持時間過長的話，回火的麻 田 散 鐡 將 轉 變 爲 沃 :斯田鐵，因爲此沃斯田鐵中固熔著碳 ? 因 此 VsCv 或 WC便將返回v2c或w2c。上述保持時間雖在 30〜120 分 鐘 範 圍 內 可獲得MC型碳化物，但是若在45〜105 -6 - 分 鐘 的 1233451 五、發明說明（5) 話，MC型碳化物 量 將爲 最大 ，乃屬 最佳狀態。 依共析變換溫 度 進行 回火 的理由 ，乃在低於 共析 變 換 溫 度之溫度下，產 生 MC 型碳 化物需 要長時間； 反之 5 若 超 過共析變換溫度 之 溫度 的話 ，因爲 麻田散鐵將 迅速 的 轉 變 爲沃斯田鐵，因 此 無法 獲得 MC型 碳化物，導 致彈 性 率 與 強度降低的緣故所 致。 其次’在保 持 後的冷 卻階段中，藉S ]Νι 含 有 〇·5〜2.5wt%，在 A1轉 變點 以下的 溫度中，將 引起 從 肥 、【/丄 體產生沃斯田鐵 的 轉變 。依 此所產 生的沃斯田 鐵， 因 爲 固 熔的炭量較少， 因 此擁 有及 高的韌 性與延伸性 。另 外 除 N!之外，若含有 Μη 0 • 25〜 1 . 7wt%的話，因爲 共析 變 換 溫 度區間將更加擴 大 ，因 此較 容易操 作管理。另 外， 亦 具 有 在析出處理後的 冷 卻時 ，輔 助沃斯 田鐵產生的: 玫果 〇 依照此類第一 及 第二 熱處 理所獲 得的材料組 織， 因 爲 屬 於在由回火麻田 散 鐵與 低碳 沃斯田 鐵所構成的 基底 組 織 中 ，存在有MC型 碳 化物 的組 織，因 此顯示出高 強度 與 弓早 性 率，及優越的韌 性 〇 本發明之鐵基 合 金中 所含 的上述 MC型碳化 物， 雖 含 量 越多的話，越加 提 昇彈 性率 ，但是 當體積率爲 1 00% 之 情 況 時便屬於陶瓷， 除 符合 韌性 、延伸 性、機械加 工性 成 本 等諸條件的平衡 性 之外 ，亦 需要適 當的量。MC 型碳 化 物 雖 從韌性、延伸性 等 機械 特性 的觀點 而言，體積 率3H )爲 上 限，但是若考慮 成本的 話， 體積率 -7- 上限最好爲 2 5¾ )° 此 外 1233451 五、發明說明（6) ’含量下限，除提昇彈性率之外，需要體積率1 7%以上。 相關M C型碳化物之比重，雖W C較多的話，在獲得高彈 性率上較爲有效，但是因爲比重將增加，因此就輕質化之 觀點而言將屬不利。在此，藉由使WC與VC共存，便可獲 得與基底鋼鐵同等或較低的比重。 本發明所獲得之鐵基合金的基底組織，最好屬於低C濃 度的亞共析。本發明之鐵基合金的基本組成，C濃度比較 高，通常的話將成爲過共析組織。一般上，碳鋼係C濃度 越高的話，韌性與延伸性將降低，此將造成碳化物析出網 孔狀的原因。此處在使基底組織亞共析化而形成低C濃度 上，便利地使用高於共析溫度的溫度產生碳化物，並降低 基底組織的C濃度。爲此，添加較Fe具活性且產生彈性 率較高碳化物之元素乃屬有效，而上述V、W、Ti、Nb、Mo 、B等便屬於該等較佳元素。利用從熔融狀態固化之際的 初晶，或初析中之該等元素的碳化物，基底組織的C濃度 將低於共析濃度，而亞共析化。碳化物係片狀較網孔狀、 球狀較片狀可提昇韌性與延性。亞共析中的碳化物，因爲 較容易產生球狀，因此基底組織最好爲亞共析。 其次，針對本發明之鐵基合金中所含各元素的數値限制 根據，進行說明。 C: 1.5〜2.5wt% C係供與V、W共同形成碳化物用所必須的元素。C若低 於1 . 5 w t %的話，隨碳化物的不足將無法獲得明確提昇彈性 1233451 五、發明說明（7) 率的效果。反之，若C超過2 . 5 w t %的話’隨化物過多， 韌性將明顯的降低。所以，將C含量設定在1 . 5〜2 . 5 w t %。 W與V :第1圖所示線a所包圍區域的量 藉由將W與V含量控制在此區域內，除可抑制MC型以 外之碳化物的產生，同時亦可將MC型碳化物的體積率抑 制至17〜3 2%。此外，比重亦可抑制到一般所使用鐵鋼材料 (耐熱性）上限的8 · 3以下。本發明之目的在於相關體積率 與比重達到該等數値。
Ni : 0.25〜4.75wt% N i係使在本發明之第二熱處理步驟中，產生共析變換溫 度上可容許操作誤差的溫度區間，並可產生此區間內的MC 型碳化物。此外，在保持後的冷卻階段中，從肥粒鐵產生 沃斯田鐵，並提昇材質的剛性、強度及韌性。N i若低於 0 . 25w t%的話，將無法獲得上述效果。反之，若Ni超過 4 · 75wt %的話，在最終組織中，因爲將出現較多C固熔的 高碳沃斯田鐵相，因此強度、韌性及延伸性將降低。所以 ，將Ni含量設定爲0.25〜4.75wt%。 Μη: 0.25〜1.7wt% Μη係因爲具脫氧效果而必須添加於鋼鐵中。此外，藉由 與S形成化合物，而具有提昇被削性的作用。另外，藉由 配合N i而添加的話，在本發明之第二熱處理步驟中，共 析變換溫度可容許操作誤差的溫度區間將擴大，使此區間 內的MC型碳化物之產生變爲容易。在保持後的冷卻階段 1233451 五、發明說明（8) 中，輔助產生沃斯田鐵。若Μ η低於0 · 2 5 w t %的話，便無法 依倂用添加N i而獲得本發明第二熱處理步驟的效果。反 之，若Μη超過1 · 7 w t %的話，因爲最終組織中將出現較多 C固熔的高碳沃斯田鐵相，因此強度、韌性及延伸性將降 低。所以，將Μη含量設定在0.25〜1 .7wt%。 Τι : 0 . 3wt%以下 T i係可有效的當作碳化物產生元素，依結晶、析出二種 形態產生。T 1碳化物（T 1 C )因爲固熔W與V，因此容易產 生複碳化物。所以’將T i含量設定在〇 . 3 w t %以下。 N b : 0 . 6 w t % 以下 Nb亦屬有效的碳化物產生元素，依結晶、析出二種形態 產生。Nb碳化物（NbC)係比剛性略遜於VC，在基底強化上 較彈性率提昇上爲有效。有鑑於此，將Nb含量設定在 〇.6 w t %以下。 Mo:10wt%以下 Mo添加量係視同工具鋼，將最大添加量設定爲1 t %。 另，若當作構造鋼使用的情況時，最好在〇，7 w t %以下。 Cr : 1 5wt%以下 C r添加量係視同工具鋼’將最大添加量設定爲1 5 w t %。 另，若當作構造鋼使用的情況時，最好在3 · 5 w t %以下。 B : 0 . 005w t%以下 B添加量係視同B鋼’將最大添加量設定爲0 · 0 0 5 w ί %。 【實施例】 -10- 1233451 五、發明說明（9) 以下，說明本發明實施例。 (1)求取v與w之最佳範圍的實施例 製造下述實施例與比較例之鐵基合金，藉由求取該等碳 化物的體積率與比重，便可確定能達成本發明目的之V與 W的最佳含量範圍。 〈實施例1〜32〉 將表1中所示實施例1〜32之成分的鐵基合金材料，分 別熔解100kg並進行調製之後，經由鑄造、熱軋延，而獲 得直徑2 0mm的圓棒狀樣本。其次，針對實施例1〜3 2的樣 本，施行從保持11 〇〇°C溫度狀態進行冷卻的第一熱處理步 驟，接著再施行於640°C下加熱1小時之後，進行空氣冷 卻的第二熱處理步驟。 -11- 1233451 五、發明說明（10) 第1表
Cwt% Wwt°/〇 Vwt°/〇 VC% WC°/〇 MeG% Vf% 比重 實施例1 1.6 4.5 5.0 16 4 〇 20 7.74 實施例2 2.5 4.5 10.0 28 4 〇 32 7.45 實施例3 2.5 7.0 •9.0 26 6 0 32 7.64 實施例4 2.5 10.5 7.5 22 10 〇 32 8,03 實施例5 2.5 . 11.5 7.0· 21 11 〇 32 .8,12 實施例6 2.5 11.5 6.5 21 11. 〇 32 8.12 :實施例7 2.5 11.5 4.5 .14 11 〇 25 8.29 實施例8 2.5 10.0 3.5 11 10 〇· 21 · 8.29 :實施例‘ 9 2.0 8.5 2.5 8 9 〇 17 8.29 :實施例1〇 2.0 7.0 3,Q • 10 Ί 〇. • Π 8.11 實施例11 2.0 4.5 4.0 13 4 0 Π 7.82 實施例12 1.6 4,5 5.0 16 4 0 20 7.74 .實施例13 1.6 Ί.0 4.0 . 13 · Ί 0 20 8.03 :實施例14 1.6 8.0 3.0 10 8 〇 18 8.18 1實施例15 • 1.6 15 3.5 1 l· 8 0 . 19 8.15 _實施例16 2.5 11.0 7.0 '21 10 0 31 8.05_ 實施例17 2.0 4.5 Ί.5 22 4 • 0 26 7.52 實施例18 2.5 4.5 9.0 26 4 0 30 7.52 :實施例19 1.5 6.0 ：4.0 13 6 0 19 7.97 實施例20 2.5 9.0 8.0 . _ 24 8 · 0 32 8.01 實施例21 2.0 5.0 4.0 .13 5 .0 18 7.89 實施例22 2.0 5.0 7.0 21 5 0 26 i.n 實施例23 2.0 6.0 6.5 20 6 〇 26 7.80 實施例24 2.0 7.5 6.0 18.5 7.2 0 26 7.92 實施例25 2.0 5.0 6.5 19 4.6’ 0 24 Ί.Ί2 實施例26 2.0 5.5 6.5 19.8 5.3 〇 25 7.75 實施例27 2.0 7.0 6.0 18.6 6.7 〇 25 7.88 實施例:28 2.0 10.0 5.0 15.7 9.7 〇 25 8.17 實施例29 2.5 7.0 8.0 23.6 6:4 0 30 7.74 實施例30 2.5 ‘ -9.5 7.0 21 9 0 30 7.99 「實施例31 2.5 11.0 ：6.5 19.7 .10.4 〇 30 8.12 實施例32 2.0 9.0 3.5 8.9 11.2. 〇 20 8.22 - 12- 1233451 五、發明說明（11) 〈比較例1〜1 5〉 如同上述實施例獲得由第2表所示比較例1〜1 5之成分 的鐵基合金所構成樣本，並根據該等樣本進行相同的熱處 理。 第2表
Cwt% Wwt°/〇 Vwt°/〇 VC% WC% MeC% Vf/〇 比重 比較例_ 1 1.6 4.0 .7.0 • 1.9 1 12 32 8.01 比較例2 2.5 9.0 10.0 25 4 16 44 7.60 比較例3 ;2.5 10.0 9:0 25 8 5 37 8.09 比較例4 2.5 4.5 11.0 28 1.. 10 39 7.70 ‘比較例5 2.5 9.0 9.0 2.5 8 '0 33 7.70 比較例6 2.5 10.0 8.0 24 9 0 33 7.87 比較例7 2.5 12.0 8.0 23 . 11 0 .35 7.99 比較例8 2.5 12.0 :6.0 18 12 0 30 8.30 比較例9 2,5 12.0 3.0 10 12 0 22 8.46 比較例10 2.5 9.0 2.0 6 9 0 15 8.35 比較例V1. 2.5 10.0 3.0 . 10 10 •0 20 8.32 比較例12 2.5 11.0 4.0 • 13 11 〇 · 23 8,40 比較例13 2.0 6.0 3.0 .Ί0 6 0 16 8.03 比較例14 1.5 4.5 3.5 11 5 0 16 7.94 · 比較例15 2 Ί 卜2.5 8 1 0 15 8.15 第1圖所示係顯示實施例1〜3 2與比較例1〜1 5之W含量 與V含量的搭配組合。同圖中，線&所包圍區域係本發明 所決疋之W含量與V含量的組合搭配。 其次’針對上述各實施例與各比較例的各樣本，調查碳 化物的體積率：VC%、WC%、M6C%、與該等總計的Vf%、以及 -13- 1233451 五、發明說明（12) 比重。結果合倂記入第丨表、第2表中。其中，VC、WC係 指MC型碳化物，乃對彈性率提昇最具作用的重要碳化物 。此外，M6C係六個金屬元素（W、Fe、Μη中之一種或二種 以上）上，連結一個碳的碳化物，對彈性率的提昇幾乎未 具影響力。另，該等測量方法係如下所述。 •碳化物體積率 採用X線繞射裝置（RIGAKU公司產製：RINT- 2000 )進行測 量。 •比重 根據阿基米德原理，分別計量並算出試驗片在大氣中的 重量，與對天秤上搭載裝入水之容器時的秤量値，當試驗 片懸吊在該容器水中時的秤量値增加量。試驗片懸吊於裝 入水之容器的水中時，其秤量値增加量便等於試驗片的浮 力，因爲此浮力等於試驗片所擠出水的重量，因此從秤量 値增加量與水之密度，便可求取試驗片的體積。從所求得 體積與試驗片在大氣中的重量，便可求得試驗片之比重。 依照第1表、第2表之測量結果，本發明實施例除可抑 制產生MC型以外的碳化物，同時亦可將MC型碳化物的體 積率抑制爲1 7〜3 2 %，且將比重抑制至低於8 . 3。所以，推 測可抑制比重，同時確保彈性率、韌性、延伸性等各種高 水準特性。此外，本發明之比較例，因爲產生型以外 的碳化物、MC型碳化物體積率超越上述範圍、或比比重在 8 . 3以上，因此推測無法達成本發明之目的。 -1 4 - 1233451 五、發明說明（13) 第3圖所不係實施例9之鐵基合金的金屬組織顯微鏡照 片。依照此照片的話，基底組織係在第一熱處理的麻田散鐵 化之後，再利用第二熱處理施行回火而成的回火麻田散鐵組 織與沃斯田鐵，在其中分散著碳化物。碳化物中，比較大且 細長的碳化物主要爲V C，比較小的碳化物主要爲W C。較細且 晶界未明確的部位則屬於沃斯田鐵。此沃斯田鐵矽在第二熱 處理的冷卻中，從基底組織中析出者。因此，形成從C較少 狀態的析出，具有極高黏性的特性。 (2 )強度試驗 將具有第3表所示實施例33〜3 7與比較例16之成分的 鐵基合金材料，如同上述實施例1〜32，進行熔製、鑄造、 軋延而獲得直徑20mm的圓棒狀樣本之後，·施行切削加工 而大略形成既定的試驗片形狀。其次，針對實施例33〜37 的試驗片，如同實施例1〜32施行相同的熱處理。此外， 對比較例1 6的試驗片，施行一般的浸碳處理（在浸碳環境 下的回火之後，再於低溫下施行回火）。 第3表 C Si Μη Ρ s Ni V W Ti Nb 巳 Cr Mo 實施例33 1.7 〇 1.2 0.01 〇 1.2 5.4 5.4 0.3 '- — —- 一 :實施例34 1.6 0.1 0.5 0.01 0.01 2.2 5 5 一 一 *- 一 一 '實施例 2.5 0.2 0.5 0.01 0.01 2 7.7 8.1 一 一 一 一 實施例36 1.6 0 0.4 0.01 0.01 2.3 5.1 5,2 一 一 1.1 0.5 實施例.37 1.6 0 0.4 0.01 0.01 2.1 5.2 5.1 — 0.6 0 一 _ 比較例16 0.2 0.2 0.8 0.01 0,02 0.1 —— 一 — 一 — 1.1 0:2· (單位：wt%) -15- 1233451 五、發明說明（14) 其次，針封貫施例33〜37與比較例1 6的各樣本，施行 完工切削的切削加工而形成既定試驗片。採用該等試驗片 ，調查强性率、疲勞強度、拉張強度、〇 · 2%耐力等之類的 機械特性。測量方法如下所述。 •彈性率 採用超音波法。換句話說，將超音波照射試驗片，從縱 波與橫波的反射時間測量速度，並從比重計算出。 •疲勞強度 採用小野式旋轉彎曲疲勞試驗機（東京試驗機製作所公 司產製：FTO-10H)進行測量。 •拉張強度、0.2%耐力 利用拉張試驗機（島津製作所產製：AG_ 5000C) ’採用負 荷感知器測量荷重，並採用應力計測量拉伸° 該等結果如第4表中所示。 第4表 彈性率 (GPa) 疲勞強度 (MPa) 拉張強度 (MPa) —-— 0.2%耐力 (MPa) 實施例33 242 735 一 1957 1902 實施例34 260 740 一 1980 1920 實施例35 285 760 2050 1990 實施例36 260 800 一 2100 2030 實施例37 260 750 1960 1900 比較例]6 200 600 一 1275 1000 -1 6 - 1233451 五、發明說明（15) 由第4表中得知，雖屬於與比較例之鐵基合金具相同比 重’但是本發明實施例均較比較例具優越的各種機械特性 。所以，確定可達輕質密集化。 如上述所說明，依照本發明的話，可成爲未添加強化粒 子，便可將彈性率、韌性、強度等機械特性確保於高水準 ，此外除可確保該等特性之外，亦抑制比重的上升，結果 可達輕質密集化的較佳鐵基合金。 【圖式簡單說明】 第1圖係本發明實施例與本發明比較例的鐵基合金之W 含量與V含量間之關係圖。 第2圖係本發明之鐵基合金的金屬組織模式圖。 第3圖係金屬組織以硝酸乙醇溶液（商品名：N i t a 1， 5%硝酸乙醇）浸洗後用顯微鏡觀察之照相圖。（a )圖中 碳化物及沃斯田鐵以硝酸乙醇溶液浸洗後不會被腐鈾，而 可見爲白色，另一方面，麻田散鐵以硝酸乙醇溶液浸洗後 會被腐蝕，可見爲黑色。若提昇顯微鏡之倍率，可觀察麻 田散鐵組織。（b )在碳化物中，因爲VC爲結晶（由液相 生成）作用所得之晶體，故會成爲大晶體’此外’因爲晶 體在液體中會自由成長，所以形狀會不同，不會成爲圓 形。（c )另一方面，在碳化物中，因爲WC爲析出（由固 相生成）作用所得之晶體，故不會成爲大晶體，因在固相 中晶體不能自由成長，其形狀爲圓形。（d )因爲沃斯田 鐵（r )爲在固相中析出之結晶，故晶體小而圓，結晶顆 -17- 1233451 五、發明說明（16) 粒沿網狀分布。由於麻田散鐵結晶相之邊界不像WC那樣 淸楚，故可識別出來。 【圖示符號說明】 Μ 麻田散鐵 MC MC型碳化物 r 沃斯田鐵 VC 結晶型V碳化物 WC 析出型W碳化物