TW201610422A

TW201610422A - 快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法

Info

Publication number: TW201610422A
Application number: TW103130773A
Authority: TW
Inventors: yao-nan Zhang; Xiao-Hong Xu; Ming-Yan Li
Original assignee: China Steel Corp
Priority date: 2014-09-05
Filing date: 2014-09-05
Publication date: 2016-03-16
Also published as: TWI504888B

Abstract

快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，包含：(a)以大於等於1.1的碳勢對含鉻合金施予至少6小時之氣體滲碳處理；(b)切斷氣體滲碳處理後之含鉻合金且自含鉻合金的切面處拋光以取得樣本；(c)自樣本拋光面的周緣朝內依序進行多點微壓痕硬度分析以取得各分析點的微硬度值Hv及深度值；(d)在一預定深度以上之各分析點所對應之微硬度值趨近穩定時，以該預定深度定義出一滲碳深度d；(e)取各分析點之微硬度對底材微硬度增值△Hv及其深度增值的乘積後予以相加以取得累積微硬度增值Σ△Hv。當Σ△Hv或d越高與越低時，含鉻合金之抗高溫碳化性能分別越低與越高。

Description

快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法

本發明是有關於一種評估含鉻(Cr)合金之抗高溫碳化性能的方法，特別是指一種快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法。

英高洛伊(Incoloy)800HT耐熱鎳鐵鉻合金(以下簡稱800HT鎳基合金)是一種重要的特殊合金，其經常使用於高溫環境中。一般性地，鋼材與合金長時間於含碳的高溫環境中使用後，鋼材與合金內部的鉻極易產生碳化反應以在晶界(grain boundary)處析出碳化鉻，此種現象將造成材質脆化。800HT鎳基合金也因為具備有抗高溫碳化的特性；因此，常被應用於乙烯裂解爐(ethylene cracking furnace)、燃料電池(fuel cell)的外殼、噴射引擎(jet engine)的低溫零件，甚或是石化工業設備(petrochemical plant)的反應爐(reactor)。然而，對廠家所生產之800HT鎳基合金新產品，須在交貨前就先評估其抗高溫碳化性能，以避免800HT鎳基合金於實際長期使用於含碳高溫環境時，因碳化反應而導致材質脆化。

傳統上，實驗室是以滲碳處理(carburization)來評估鎳基合金的碳化程度。對於耐碳化性能較佳的800HT鎳基合金，較常用的手段則是採用CH₄/H₂之混合氣來對800HT鎳基合金進行氣體滲碳處理以生成碳化鉻析出物後，並結合輝光放電分光光譜儀(glow discharge spectrometer，GDS)量測碳含量的縱深成分分佈，以藉此評估800HT鎳基合金的滲碳層與耐碳化性能。

參U.Brill等人在Corrosion 2002,Denver,CO,USA,Apr.(2002)Paper No.2373所發表的“Carburization behavior of nickel- and iron-base alloys in the temperaturerange 550-1200℃”一文中(以下稱前案1)可知，其是在0.8的碳勢(carbon activity，a_c)及550℃至1200℃的條件下，採用CH₄/H₂之混合氣體來對鎳基合金與奧斯田鐵系(austenitic)鐵基合金等試片施予1000小時以上的氣體滲碳處理，並分析各試片的重量變化以評估各試片的抗高溫碳化性能。然而，前案1實施長達1000小時的滲碳處理，也只能分辨出不同規範之鎳基和鐵基合金碳化程度差異，其針對相同規範且抗碳化性能較佳之800HT鎳基合金的不同成分的試片，則無法分辨出差異。

此外，參R.C.Yin等人於Materials Science and Engineering A,vol.1-2,No.380,(2004)pp.281-289所發表的“Carburization performance of Incoloy 800HT in CH₄/H₂ gas mixtures”一文(以下稱前案2)可知，其是在0.2~12.5的碳勢(a_c)及800℃至1100℃的條件下，採用CH₄/H₂之混合氣體來對800HT鎳基合金施予500小時的氣體滲碳處理後，並結合重量變化量測與金相觀察(metallographic examination)來評估800HT鎳基合金之抗高溫碳化性能。

根據前案2所顯示之評估結果可知，儘管是其碳勢a_c控制在6.6與12.5的試片約可在30小時內形成碳化物，且未發生金屬粉化(metal dusting)的問題。然而，前案2實施氣體滲碳處理的最短時間也需30小時。再者，前案2於整體實驗過程中，其所分析的待評估物僅為相同規範且相同成分之800HT鎳基合金；因此，相同規範且成分些微差異之800HT鎳基合金也未知能否分辨其抗高溫碳化性能的差異性。

經上述說明可知，縮短評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的時間，並能評估出相同規範且成分些微差異之含鉻合金的抗高溫碳化性能的差異性，是此技術領域的相關技術人員所待突破的難題。

因此，本發明之目的，即在提供一種快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法。

於是，本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其包含以下步驟：(a)以一碳勢a_c至少大於等於1.1的條件對一含鉻合金施予一至少6小時之氣體滲碳處理；(b)切斷經該氣體滲碳處理後之含鉻合金，且自經切斷後之含鉻合金的一切面處拋光以取得一樣本：(c)自該樣本的一拋光面的一周緣朝內依序進行多點的微壓痕硬度分析(micro-indentation hardness testing)，以取得各分析點的一微硬度值Hv及其所對應之一深度值，各分析點之深度值是自該拋光面的周緣至該分析點的一距離；(d)在一預定深度以上之各分析點所對應之各微硬度值Hv趨近穩定時，以該預定深度定義出一滲碳深度d，該預定深度是自該拋光面的周緣至該預定深度所對應之該分析點的一距離；(e)取各分析點之一微硬度對底材微硬度增值△Hv及其所對應之一深度增值的一乘積後並使各乘積彼此相加，從而取得一累積微硬度增值Σ△Hv；及(f)以該滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者來評估該含鉻合金之抗高溫碳化性能。在本發明中，當該滲碳深度d及該累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者越高時，則該含鉻合金之抗高溫碳化性能越低，當該滲碳深度d及該累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者越低時，則該含鉻合金之抗高溫碳化性能越高。

本發明之功效在於，不僅能在6小時左右透過微壓痕硬度分析來分辨含鉻合金的抗高溫碳化性能，更可至少利用該滲碳深度d或累積微硬度增值Σ△Hv，來評估相同規範且成分些微差異之含鉻合金間的抗高溫碳化性能的差異性。

2‧‧‧含鉻合金

3‧‧‧樣本

31‧‧‧拋光面

311‧‧‧周緣

91‧‧‧滲碳爐

92‧‧‧鑽石壓痕器

本發明之其他的特徵及功效，將於參照圖式的實施方式中清楚地呈現，其中：圖1是一流程示意圖，說明本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的一實施例；圖2是一微硬度(micro-hardness，Hv)對深度曲線圖，說明本發明該實施例於一可行性評估實驗之一304不鏽鋼可行性評估中，在不同滲碳條件下所取得之一評估例1(A1)、一評估例2(A2)、一評估例3(A3)與一評估例4(A4)的微壓痕硬度分析數據；圖3是一電子微探分析(electron microprobe analysis，EPMA)影像，說明本發明該實施例於該可行性評估實驗之該評估例1(A1)的微壓痕硬度分析後，自該評估例1(A1)之一拋光面所取得的壓痕影像；圖4是一EPMA高倍率影像暨波長色散光譜(energy dispersive spectrometry，WDS)掃描圖，說明圖3之局部放大後所對應之成分分析；圖5是一示意圖，說明本發明該實施例於該可行性評估實驗之微壓痕硬度分析後所定義的累積微硬度增值(Σ△Hv)；圖6是一EPMA高倍率影像暨WDS掃描圖，說明本發明該實施例於該可行性評估實驗中，一800HT鎳基合金試製料之一拋光面的成分分析；圖7是一微硬度(Hv)對深度曲線圖，說明本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的一具體例1(E1)的累積微硬度增值(Σ△Hv)；圖8是一微硬度(Hv)對深度曲線圖，說明本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的一具體例2(E2)的累積微硬度增值(Σ△Hv)；圖9是一微硬度(Hv)對深度曲線圖，說明本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的一具體例3(E3)的累積微硬度增值(Σ△Hv)；及圖10是一輝光放電分光光譜(glow discharge spectrometry，GDS)圖，比較本發明該具體例2(E2)與該具體例3(E3)之表層含碳縱深分佈。

在本發明被詳細描述之前，應當注意在以下的說明內容中，類似的元件是以相同的編號來表示。

<發明詳細說明>

參閱圖1，本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的實施例，其包含以下步驟：(a)在一滲碳爐(furnace)91內以一碳勢a_c至少大於等於1.1的條件，對一含鉻合金2施予一至少6小時之氣體滲碳處理，以自該含鉻合金2的一表面朝內形成一高硬度的碳化鉻析出物；(b)縱向切斷經該氣體滲碳處理後之含鉻合金2，且自經切斷後之含鉻合金2的一切面處拋光(polish)以取得一樣本3：(c)以一維克氏硬度試驗機(Vickers hardness tester，圖未示)的一鑽石壓痕器(diamond indenter)92，自該樣本3的一拋光面31的一周緣311朝內(即，自該含鉻合金2的表面朝其內部)依序進行多點的微壓痕硬度分析，以取得各分析點的一微硬度值Hv及其所對應之一深度值，各分析點之深度值是自該拋光面31的周緣311至該分析點的一距離；(d)在一預定深度以上之各分析點所對應之各微硬度值Hv趨近穩定時，以該預定深度定義出一滲碳深度d，該預定深度是自該拋光面31的周緣311至該預定深度所對應之該分析點的一距離；(e)取各分析點之一微硬度對底材微硬度增值△Hv及其所對應之一深度增值的一乘積後並使各乘積彼此相加，從而取得一累積微硬度增值Σ△Hv；及(f)以該滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv來評估該含鉻合金2之抗高溫碳化性能。

須說明的是，於該步驟(e)所提及之「底材」的意思，是指該含鉻合金2之內部尚未形成有該碳化鉻析出物處；因此，該步驟(e)所提之各分析點之一微硬度對底材微硬度增值△Hv所指的意思是，各分析點處與該含鉻合金2之內部尚未形成有該碳化鉻析出物處兩者間的微硬度差異。此外，於該步驟(e)所提及之深度增值的意思，是指兩相鄰分析點的距離。

在本發明該實施例中，當該累積微硬度增值Σ△Hv越高時，被滲入該含鉻合金2中以與碳結合成碳化鉻之數量越多，亦即該含鉻合金2之抗高溫碳化性能越低，當該累積微硬度增值Σ△Hv越低時，被滲入該含鉻合金2中以與碳結合成碳化鉻之數量越少，則該含鉻合金2之抗高溫碳化性能越高。此外，當該滲碳深度d越高時，則該含鉻合金2內部被碳滲入之深度越深，亦即該含鉻合金2之抗高溫碳化性能越低，當滲碳深度d越低時，則該含鉻合金2內部被碳滲入之深度越淺，該含鉻合金2之抗高溫碳化性能越高。此處需補充說明的是，本發明是以該累積微硬度增值Σ△Hv來做為主要評估因素，並以該滲碳深度d來做為輔助評估因素，以藉此達到雙重確認的效用。

較佳地，該步驟(a)之氣體滲碳處理是以一含有一烷類(alkanes；C_nH_2n+2)及一醇類(alcohols)之混合氣體來實施；該步驟(a)之氣體滲碳處理是於該滲碳爐91內以至少大於等於920℃的一滲碳溫度來實施，且於升溫至該滲碳溫度與自該滲碳溫度降溫時是於該滲碳爐91內引入氮(N₂)氣實施。更佳地，該烷類是丙烷(C₃H₈)；該醇類是甲醇(CH₃OH)。

此處需特別說明的是，為增加相同規範之含鉻合金之評估結果的準確性，整體評估過程中需取得足夠量之高硬度的碳化鉻析出物，而此高硬度之碳化鉻析出物的析出量主要是取決於氣體滲碳處理時的碳勢a_c值。此外，此處需進一步補充說明的是，在實施氣體滲碳處理時之碳勢a_c值的多寡，不只取決於該混合氣體中的碳數值，其亦涉及該滲碳溫度。

簡單地來說，當該混合氣體中的碳勢a_c值越高或滲碳溫度越高，則碳化鉻析出物的量也越多，該含鉻合金2內部被滲碳之深度也越大；相對地，氣體滲碳處理所需耗費的時間也就越短。在本發明該實施例中，其是控制該混合氣體中的丙烷含量以調變該碳勢a_c值。然而，本發明也並非僅侷限於使用920℃的滲碳溫度來實施，當本發明於實施該氣體滲碳處理過程中其混合氣體中的碳勢a_c值提升時，則可相對降低滲碳溫度甚或是縮短滲碳時間，以取得足夠析出量的碳化鉻。

較佳地，該步驟(a)之含鉻合金2以其重量百分比計，鉻於該含鉻合金2中的含量是介於15wt%至25wt%間。更佳地，鉻於該含鉻合金2中的含量是介於17.5wt%至21.5wt%間。在一具體例中，該含鉻合金2是一304不鏽鋼。在另一具體例中，該含鉻合金2是一800HT鎳基合金。

<可行性評估實驗>

在本發明之可行性評估實驗中，是先以四個尺寸皆為40mm×10mm×5mm的304不鏽鋼市售料(成分參閱下方表1.)來進行一304不鏽鋼可行性評估。於完成該304不鏽鋼可行性評估後，再以一尺寸相同的800HT鎳基合金試製料(成分參閱下方表1.)，來進行一800HT鎳基合金可行性評估。

該304不鏽鋼可行性評估是先對各304不鏽鋼市售料的各表面進行機械拋光後，再將各304不鏽鋼市售料分別置入滲碳爐內，滲碳爐為一般可控程式箱型爐，以對各304不鏽鋼市售料進行不同條件的氣體滲碳處理，從而取得一評估例1(A1)、一評估例2(A2)、一評估例3(A3)及一評估例4(A4)(各評估例的滲碳條件見下方表2.)。在該304不鏽鋼可行性評估的滲碳處理中，是自該箱型爐的一面板調控甲醇/丙烷的含量比例，以由該箱型爐的一內建程式計算出各評估例的碳勢a_c值，並由該面板顯示出各評估例的碳勢a_c值。於實施完該304不鏽鋼可行性評估之氣體滲碳處理後，是根據本發明上述實施例的流程縱向切斷各評估例，且採用0.05μm的氧化鋁粉末自各切面處拋光以取得各評估例的樣本。進一步地，以0.1mm的間距與200g的荷重自各樣本的一拋光面的一周緣朝內依序進行多點的微壓痕硬度分析，從而取得各評估例之樣本的各分析點微硬度值Hv及其所對應的深度值。

參閱圖2所顯示之微硬度Hv對深度曲線圖可知，各評估例之微硬度值Hv隨著深度增加而減緩，且在一預定深度以上才趨近穩定。

為評斷經微壓痕硬度分析後的各評估例之微硬度值Hv與成分變化間的關係。申請人進一步地以0.05mm 的間距與100g的荷重，於該評估例1(A1)之拋光面進行第二次的多點微壓痕硬度分析，並以混合有HCl、HNO₃與H₂O的蝕刻液(1：1：1)蝕刻經第二次微壓痕硬度分析後的評估例1(A1)，以供EPMA與WDS等分析。

由圖3所顯示之EPMA影像可知，該評估例1(A1)之拋光面未顯示有金屬粉化的現象，且自其周緣朝內所取得的微硬度值Hv依序為211、180與149。又，該評估例1(A1)之拋光面亦顯示有許多的白色顆粒，而白色顆粒分佈的密度於微硬度值Hv分別為211、180與149處，則是逐漸地下降。此外，由圖4(配合參閱附件1)所顯示之EPMA高倍率影像暨WDS掃描圖可知，白色顆粒1處與白色顆粒2處所對應的WDS掃描圖，僅顯示出Cr與C兩種元素的訊號較高，其他元素的訊號則無偏高的現象，證實白色顆粒1處與白色顆粒2處為碳化鉻析出物。

又，根據圖4所顯示的分析結果並配合圖2與圖3所取得的結果更呼應出，白色顆粒(碳化鉻析出物)分佈密度與微硬度值Hv呈正相關，且微硬度值Hv未達穩定值之前的深度，即為該氣體滲碳處理所造成之一滲碳層的滲碳深度d。換句話說，白色顆粒(碳化鉻析出物)總量越多，該滲碳層對評估例1(A1)之累積微硬度增值Σ△Hv也越大。因此，申請人是以此累積微硬度增值Σ△Hv來做為評估白色顆粒(碳化鉻析出物)總量的指標，其定義則是顯示於圖5。參閱圖5可知，如同前幾段所述般，所謂的累積微硬度增值Σ△Hv，是累加其曲線上之微硬度值Hv未達穩定值前之各分析點微硬度對穩定值之增值(即，微硬度對底材微硬度增值△Hv)及其深度增值的乘積。此處需補充說明的是，微硬度值Hv未達穩定值之前的深度(即，預定深度)，是該滲碳層的滲碳深度d，也等於該滲碳層的厚度。

因此，於完成各評估例的微壓痕硬度分析後，取各評估例之各分析點微硬度對底材微硬度增值△Hv及其所對應之深度增值的一乘積後，使各評估例之各乘積相加，從而取得各評估例之一累積微硬度增值Σ△Hv(亦參閱下方表3.)。

由表3.所顯示之分析結果可知，評估例2(A2)在920℃之滲碳溫度且碳勢a_c為1.1的條件下，實施4小時的氣體滲碳處理所取得的滲碳深度d與累積微硬度增值Σ△Hv(即，白色顆粒總量)，皆相對評估例1(A1)大幅地提升至400μm與32900。此外，以相同於評估例2(A2)的條件繼續延長滲碳時間至6小時的評估例3(A3)，其滲碳深度d與累積微硬度增值Σ△Hv則不再提升，此為該評估例3(A3)之304不鏽鋼市售料表面(即，拋光面周緣)已生成一可阻止外界碳原子滲入其內部的連續氧化層所致。又，以相同於評估例3(A3)的條件僅降低滲碳溫度至860℃的評估例4(A4)，其滲碳深度d與累積微硬度增值Σ△Hv(即，白色顆粒總量)均大幅地下降。因此，根據表3.所顯示的結果可知，在該可行性評估實驗中，於該304不鏽鋼可行性評估所實施的氣體滲碳處理是可行的(即，能在未形成金屬粉化的前提下產生碳化鉻析出物)。

又，該800HT鎳基合金可行性評估之一機械拋光處理及其氣體滲碳處理的條件是相同於該評估例3(A3)。此外，為評斷經氣體滲碳處理後的成分變化，申請人亦以該蝕刻液蝕刻經氣體滲碳處理、縱向切斷與切面拋光後的800HT試製料，以供EPMA與WDS等分析。參閱圖6(配合參閱附件2)所顯示之EPMA高倍率影像暨WDS掃描圖可知，該800HT試製料之拋光面未顯示有金屬粉化的現象；此外，白色顆粒1處與白色顆粒2處所對應的WDS掃描圖，僅顯示出Cr與C兩種元素的訊號較高，其他元素的訊號則無偏高的現象，證實白色顆粒1處與白色顆粒2處為碳化鉻析出物。因此，即便是800HT鎳基合金，採用此氣體滲碳處理也能在未形成金屬粉化的前提下，產生碳化鉻析出物。

申請人是繼續沿用該可行性評估實驗中的實施條件，提供幾個具體例於下。

<具體例1(E1)>

本發明之快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的具體例1(E1)，大致上是相同於該評估例3(A1)，其不同處是在於，該具體例1(E1)是以0.05mm的間距與100g的荷重自其一樣本之一拋光面的一周緣朝內，依序地進行多點的微壓痕硬度分析以取得各分析點的一微硬度值Hv及其一深度值後，以定義出其一滲碳深度d，並使各分析點之微硬度對底材微硬度增值△Hv及其深度增值之一乘積彼此相加，從而取得該具體例1(E1)之一累積微硬度增值Σ△Hv；最後，以該累積微硬度增值Σ△Hv及其滲碳深度d來評估該具體例1(E1)之抗高溫碳化性能(容後說明)。該具體例1(E1)之微硬度值Hv對深度曲線圖，是顯示於圖7。

<具體例2(E2)>

本發明之快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的具體例2(E2)，大致上是相同於該具體例1(E1)，其不同處是在於，該具體例2(E2)之一含鉻合金是使用一800HT鎳基合金試製料(成分請再參閱表1.)，且是以100g的荷重自其一樣本之一拋光面的一周緣朝內，依序地進行多點的微壓痕硬度分析。此外，該具體例2(E2)之微硬度值Hv對深度曲線圖，是顯示於圖8。

<具體例3(E3)>

本發明之快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法的具體例3(E3)，大致上是相同於該具體例2(E2)，其不同處是在於，該具體例3(E3)之一含鉻合金是使用一800HT鎳基合金市售料(成分亦請參閱表1.)。此外，該具體例3(E3)之微硬度值Hv對深度曲線圖，則是顯示於圖9。

<評估結果>

該等具體例之累積微硬度增值Σ△Hv，是根據顯示於圖7至圖9之微硬度值Hv對深度曲線圖並經計算後彙整於下列表4.中，以透過表4.中所顯示之滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv來評估該等具體例間的抗高溫碳化性能。

由表4.所顯示之累積微硬度增值Σ△Hv可知，該具體例1(E1)的累積微硬度增值Σ△Hv(約31900)相對該具體例3(E3)的累積微硬度增值Σ△Hv(約2420)高出許多，相對證實具體例1(E1)經氣體滲碳處理所形成滲碳深度d與碳化鉻析出物總量較該具體例3(E3)多。因此，該具體例1(E1)的抗高溫碳化性能遠低於該具體例3(E3)。此外，進一步地比較該具體例2(E2)與該具體例3(E3)可知，該具體例2(E2)的滲碳深度d與累積微硬度增值Σ△Hv皆高出該具體例3(E3)約兩倍，證實該具體例2(E2)經氣體滲碳處理所生成的碳化鉻析出物總量略約高於該具體例3(E3)的兩倍；因此，該具體例2(E2)的抗高溫碳化性能低於該具體例3(E3)。

此處需進一步補充說明的是，該具體例2(E2) 與該具體例3(E3)經GDS分析後(見圖10)，僅能在表層約3~10μm處顯示出具體例3(E3)的含碳量略低於具體例2(E2)，未能顯示出兩者之滲碳層的差異，亦無法比較兩者所累積之碳化物(即，碳化鉻)總量的差異。

整合表4.與圖10所顯示的分析結果明顯可知，相同規範且成分些微差異之具體例2(E2)與該具體例3(E3)經傳統的GDS分析後，並無法分辨出其兩者之抗高溫碳化性能的差異；然而，藉由微壓痕硬度分析所取得的累積微硬度增值Σ△Hv，卻可評估其兩者之抗高溫碳化性能的差異性。

綜上所述，本發明快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，不僅能在6小時左右透過微壓痕硬度分析來分辨含鉻合金的抗高溫碳化性能，更可利用累積微硬度增值Σ△Hv及滲碳深度d來評估相同規範且成分些微差異之含鉻合金間的抗高溫碳化性能的差異性，故確實能達成本發明之目的。

惟以上所述者，僅為本發明之實施例而已，當不能以此限定本發明實施之範圍，即大凡依本發明申請專利範圍及專利說明書內容所作之簡單的等效變化與修飾，皆仍屬本發明專利涵蓋之範圍內。

Claims

一種快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其包含以下步驟：(a)以一碳勢a_c至少大於等於1.1的條件對一含鉻合金施予一至少6小時之氣體滲碳處理；(b)切斷經該氣體滲碳處理後之含鉻合金，且自經切斷後之含鉻合金的一切面處拋光以取得一樣本：(c)自該樣本的一拋光面的一周緣朝內依序進行多點的微壓痕硬度分析，以取得各分析點的一微硬度值Hv及其所對應之一深度值，各分析點之深度值是自該拋光面的周緣至該分析點的一距離；(d)在一預定深度以上之各分析點所對應之各微硬度值Hv趨近穩定時，以該預定深度定義出一滲碳深度d，該預定深度是自該拋光面的周緣至該預定深度所對應之該分析點的一距離；(e)取各分析點之一微硬度對底材微硬度增值△Hv及其所對應之一深度增值的一乘積後並使各乘積彼此相加，從而取得一累積微硬度增值Σ△Hv；及(f)以該滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者來評估該含鉻合金之抗高溫碳化性能；其中，當該滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者越高時，則該含鉻合金之抗高溫碳化性能越低，當該滲碳深度d及累積微硬度增值Σ△Hv兩者至少其中一者越低時，則該含鉻合金之抗高溫碳化性能越高。
如請求項1所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該步驟(a)之氣體滲碳處理是以一含有一烷類及一醇類之混合氣體來實施。
如請求項2所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該烷類是丙烷；該醇類是甲醇。
如請求項3所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該步驟(a)之氣體滲碳處理是於一滲碳爐內以至少大於等於920℃的一滲碳溫度來實施，且於升溫至該滲碳溫度與自該滲碳溫度降溫時是於該滲碳爐內引入氮氣實施。
如請求項1至4任一項請求項所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該步驟(a)之含鉻合金以其重量百分比計，鉻於該含鉻合金中的含量是介於15wt%至25wt%間。
如請求項5所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，鉻於該含鉻合金中的含量是介於17.5wt%至21.5wt%間。
如請求項6所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該含鉻合金是一304不鏽鋼。
如請求項6所述的快速評估含鉻合金之抗高溫碳化性能的方法，其中，該含鉻合金是一800HT鎳基合金。