高功率雷射去除薄金屬構件中缺陷之研究(3/3)

行政院國家科學委員會專題研究計畫 成果報告

高功率雷射去除薄金屬構件中缺陷之研究(3/3)

計畫類別： 個別型計畫 計畫編號： NSC93-2216-E-002-005- 執行期間： 93 年 08 月 01 日至 94 年 07 月 31 日 執行單位： 國立臺灣大學材料科學與工程學系暨研究所 計畫主持人： 陳鈞 計畫參與人員： 吳憲政,楊子青 報告類型： 完整報告 處理方式： 本計畫可公開查詢

中 華 民 國 94 年 10 月 24 日

ν

成果報告

行政院國家科學委員會補助專題研究計畫

□期中進度報告

應用雷射去除薄金屬構件中缺陷之研究

計畫類別：ν 個別型計畫 □ 整合型計畫

計畫編號：NSC 91－2216－E－002－023

NSC 92－2216－E－002－007

NSC 93－2216－E－002－005

執行期間：91 年 8 月 1 日至 94 年 7 月 31 日

計畫主持人： 陳鈞 教授

計畫參與人員： 吳憲政、楊子青

成果報告類型(依經費核定清單規定繳交)：□精簡報告 ν完整報告

本成果報告包括以下應繳交之附件：

□赴國外出差或研習心得報告一份

□赴大陸地區出差或研習心得報告一份

□出席國際學術會議心得報告及發表之論文各一份

□國際合作研究計畫國外研究報告書一份

處理方式：除產學合作研究計畫、提升產業技術及人才培育研究計畫、

列管計畫及下列情形者外，得立即公開查詢

ν涉及專利或其他智慧財產權，□一年ν二年後可公開查詢

執行單位：國立台灣大學材料科學暨工程研究所

中 華 民 國 九十四 年 十 月 卄 日

目 錄

中文摘要………1 Ⅰ. 應用雷射去除薄金屬構件中缺陷之研究………..………3 Ⅰ-1. 前 言………..4 Ⅰ-1-1 雷射簡介……….4 Ⅰ-1-2 材料雷射加工之應用………14 Ⅰ-1-3 銲接缺陷種類………..18 Ⅰ-2. 實驗方法………22 Ⅰ-2-1 實驗材料與熱處理程序………22 Ⅰ-2-2 雷射銲補………22 Ⅰ-2-3 人工缺陷試片製作………22 Ⅰ-2-4 顯微組織及機械性質………26 Ⅰ-3. 結果與討論………34 Ⅰ-3-1 雷射Keyhole 銲接氧化物去除機制……….34 Ⅰ-3-2 顯微組織觀察顯微組織觀察………40 Ⅰ-3-3 氧化鐵還原機制………45 Ⅰ-3-4 機械性質測試………51 Ⅰ-3-5 疲勞裂縫成長試驗………58 Ⅰ-3-6 缺陷對疲勞裂縫成長之機制………64 Ⅰ-4.結論………80 Ⅰ-5.參考文獻………81 Ⅱ. 17-4PH 葉片之雷射再生處理製程應用……….………85 Ⅱ-1. 研究目標……….86 Ⅱ-2. 緣起與文獻回顧……….86 Ⅱ-3. 實驗步驟及方法……….87 Ⅱ-4. 結果與討論……….92 Ⅱ-4-1 披覆層與成形層之金相觀察………92 Ⅱ-4-2 披覆及成形試片之機械性質………97 Ⅱ-4-3 披覆試片之疲勞裂縫成長………104 Ⅱ-4-4 抗沖蝕特性………104 Ⅱ-4-5 汽機葉片之雷射披覆處理………110 Ⅱ-5. 結 論 與 建 議………114 Ⅱ-6. 參考文獻……….115

中文摘要

近年來，工業界對於應用雷射銲接技術，進行受損高單價組件之再生，特別 受到重視。由於銲接技術的進步，使用高能量雷射去除薄金屬構件中之缺陷，有 較傳統再生方式更具經濟效益。本計畫為期三年，其目的係探討高能量雷射去除 薄金屬構件的缺陷。這些缺陷包含在製造與使用過程中所生成的缺陷，例如夾雜 物、內部裂縫、內部裂縫、表面有氧化膜之裂縫以及孔洞等。第一年計畫的研究 方向將利用即時 X-ray 與金相檢測，作為確認雷射去除不同的缺陷的有效性的重 要指標。第二年計畫則進行一些衝擊、缺口拉伸、一般拉伸以及疲勞裂縫成長試 驗等機械性質，並評估薄板材料經雷射銲接前後之影響，同時亦進行顯微組織、 微區成分與破壞機構等分析工作。第三年計畫則以前兩年之研究結果，實際應用 於損壞 17-4PH 葉片之再生。本成果報告分為二部份說明：第Ⅰ部份涵蓋第一、 二年計畫；第Ⅱ部份為第三年之計畫。 本研究第Ⅰ部份係應用高功率二氧化碳雷射銲接技術，進行去除薄金屬構件 之缺陷探討。金屬構件缺陷之成因，主要為材料製造或成品使用過程中所產生的 缺陷。實驗材料分為兩大類，包括人工預製缺陷試片與使用已知含有缺陷的不銹 鋼試片。材料缺陷的去除，可經由金相組織觀察、X 光檢驗與機械性質測試等評 估，做為雷射銲接去除缺陷之有效性指標。實驗結果顯示，應用雷射栓孔 （Keyhole）銲接方式，可大幅減少試片內夾雜物含量、消除試片內之氧化膜及 完成試片裂縫或孔洞之密封。熔融區之純化效應，使雜質去除而提升其機械性 質，在研究中獲得充分證實。雷射銲接去除氧化物及雜質的主要機構為氧化與分 解，故在完全貫穿之雷射栓孔銲接最為有效。此外，試片缺陷經雷射去除後的機 械性質與原材相近，故使用雷射銲接去除薄金屬構件缺陷確為可行，未來可考慮 用於受損薄金屬構件之再生製程。雷射銲接在技術層次上可達到銲道的純化以及 缺陷的減少，同時也可封閉表面或內部的孔洞，可為雷射加工製程開啟一個有應 用價值的領域。 第Ⅱ部份之報告主要係應用第一部份所獲得之結果，實際應用於損壞 17-4 PH 葉片之再生。本實驗採用雷射同軸噴嘴，模擬葉片 17-4 PH 不銹鋼之再生處 理，並探討17-4 PH 披覆試片熱處理後之機械性質、缺口拉伸與疲勞裂縫成長特 性之變化。17-4 PH 不銹鋼葉片之導引端抗沖蝕區，經由同軸噴嘴進行雷射披覆處理， 並配合 H900（482℃／1h＋AC）之後熱處理，可增強披覆區之抗沖蝕性。應用此方法 除可修復17-4 PH 葉片損傷之抗沖蝕區外，亦可應用於新葉片抗沖蝕區之製作。由常溫 機械性質、疲勞裂縫成長及沖蝕特性等試驗結果顯示，試片經披覆17-4 PH 與 H900 處 理較一般披覆Stellite 6（經 H900 處理）者，具有較高之抗拉與降伏強度、韌性值及硬

-1-度值；相近但較穩定之疲勞裂縫傳播速率；及同等之抗沖蝕性。實驗結果顯示，以雷射 同軸披覆處理技術披覆17-4 PH 葉片，除可取代現有傳統硬銲接合 Stellite 6 strip 之製程， 且可應用同軸三維成形之銲修技術，進行葉片低應力損傷區之局部再生處理。

關鍵字：雷射銲接、熔融區純化效應、顯微組織、機械性質、疲勞裂縫成長速度、

Ⅰ. 應用雷射去除薄金屬構件中缺陷之研究

NSC91-2216-E-002-023

NSC92-2216-E-002-007

-3-Ⅰ-1. 前 言

Ⅰ-1-1 雷射簡介 Charles H. Townes於 1951 年構思雷射的產生方式後，即有大幅進展[1]。1960 年在加州的Hughes航空研究實驗室，架構了一簡單的合成紅寶石晶體，放射出短 脈波的相干紅色可見光源[2]。從此雷射逐漸受到重視，於 1964 年時期Patel在Bell 實驗室發展出CO2氣體雷射[3]。聚焦雷射束已具有與在真空環境中電子束相同的 高能量密度。雷射銲接之熱效率，即實際上用於銲接之熱量比例，在起弧銲接製 程中通常只有 50%以下。一般而言，銲接熱效率與熱源之能量密度有直接的關 係，密度增加則銲接熱效率也會增大。因此以高功率密度銲接而言（例如：雷射 銲接與電子束銲接），其銲接熱效率達到 100%。利用Lsaer之可能性最初被提出 之時間為1958 年，然而作為最初實驗之模型者則在 1960 年代開始發展，其後因 雷射之技術日新月異進而使用在較實用性的銲接與修補應用上。 (1) 雷射原理[4] (a)能階 雷射光的產生在於原子或分子不同能階的躍遷，且能階的形式以單原子最為 簡單，而二氧化碳雷射主要是由一個碳以及兩個氧組合而成一分子。由於原子數 目的增加，也就是原子核以及電子數的增加，分子的能階變的很複雜。因此除了 電子能量所造成的能階外，還有轉動能量和振盪能量，其中以電子能量最大約1

～10eV；轉動能量約 10-4eV最小。室溫下氣體分子動能約莫 10-2eV，所以在室溫

下大部分分子都在高能階的轉動能階上。以簡單之氫分子為例，其轉動情形係繞 氫原子連結線的垂直軸旋轉。但是較大的分子轉動時，其原子不見得都會排列在 同一直線或平面上，所以三個軸都會產生轉動現象。就振盪能量而言，恰使兩原 子核維持固定的距離，而成為平衡狀態。若加外力使兩正原子合互相接近，且由 於庫倫力產生排斥的作用，使得原子核呈現不平衡狀態，當外力排除時則恢復平 衡狀態，因而開始振盪就如同彈簧一般。上述雙原子的分子只有一種振盪型態， 若像二氧化碳含三個原子之時，就有三種振盪型態。兩個氧原子以相同方向或相 反方向與碳原子互相振盪，此外碳原子也可以與氧原子的垂直軸振盪，至於其他 方式則由此三種基本振盪方式組合而來。 (b)熱平衡下的原子分佈 在一般狀態下，並非所有原子皆在相同的能階。假設總原子數N0，於熱平衡 的情況以及絕對溫度T下，原子分佈的情形係根據波茲曼定律(Boltzman’s law)，

也就是說於j能階之狀態的原子數目為： ∑ − − = kT E kT E j j j e e N N / / 0 ' 其中Ej是狀態j之能階。所以於能階n時的原子數目為 ，其 代表著任何 能階狀態n的分佈狀況。因此從上式可轉換得到另一新公式為： ' n n n g N N = N_n' kT E E m m n n _e n m g N g N ₌ −( − )/ 在絕對零度時，所有的原子都在基態。任何溫度之熱平衡狀態於最低能階時需要 比高能階狀態來的多且密集。 (c)輻射與物質的交互作用 每一種物質之內部原子都有其特定的能階。並且因為電磁波與物質間的交互 作用，就能階而言當原子從某一能階狀態躍遷到另一能階狀態，其躍遷過程係靠 著電磁波的吸收與輻射來維持彼此的平衡。另外，並非所有的原子能階都可以互 相躍遷，少部分的能階躍遷仍是受到限制的，因為其必須受選擇規則所決定。在 發生躍遷的整個時間週期可稱為躍遷生命期或是躍遷時間，也會因不同的物質使 得此物質之生命期亦不相同。電磁波和物質的交互作用使用能階方式簡易闡述此 作用狀態可分為三種：吸收(absorption)、自發發射(spontaneous emission)和受激 發射(stimulate emission)。 (2) Keyhole 銲接模型 雷射銲接處理上有兩種熔融模式，如圖Ⅰ-1 所示[5]。傳導極限銲接 (Conduction limited weld)是在不足的能量密度下所達到金屬材料表面熔點的一個 銲接模式。若設定一適當的銲接速度就會產生圖Ⅰ-1(b)之另一個銲接模式，即 keyhole 銲接。第一種銲接模式通常應用在表面改質之熱處理，一般使用較低之 功率、較快之掃瞄速度或是以雷射束離焦之方式來進行。主要讓材料表面熔融， 甚至使得熔池有較強的擾流力量驅動著『Marangoni』型態之力量隨溫度變化所 造成表面張力的改變。然而在足夠的能量密度作用下所造成的金屬氣化以致於熔 池內所產生孔洞型態，即稱之為 keyhole。此孔洞是因為雷射銲接過程中，金屬 氣化所產生安定氣體壓力而有一孔洞之特性。 過去文獻中[6]探討雷射束於銲接時 keyhole 的形狀是在討論銲道熔池截面以 及提出一轉動對稱模型，接著延伸到考量不對稱熱流之影響[7]。甚至 keyhole 內 多重反射與keyhole 電漿所吸收的能量後形成的熔融表面以及金屬氣化所產生的

液體動力學效應[8,9]。蒸汽通量(vapor flux)是因為反衝壓力(recoil pressure)在氣 化表面產生，也因為空間雷射束能量的分佈存在著較大的溫度梯度在液體/氣體

-5-(a)

(b)

(L/V)界面上使得熱毛細力量的產生[10]。另外，在銲道熔池之上表面擴大主要原 因是因為熱毛細流 Thermocapillary (Marangoni) flow 所引起的表面張力梯度 [11]，且上表面之銲道藉由熱毛細流來加速側向熱傳輸如圖Ⅰ-2 所示。而銲道下 方之熔池因為熔池與母材固態界面間幾乎是平行的，其熱傳播機構以熱傳導為 主。因此對於雷射銲接參數的選擇與材料的成份以及微觀組織有關，是因為熱傳

導效應與熱傳導率有關。所以對於雷射keyhole 銲接來說，影響銲道形狀的因素

主要有熱傳導(thermal conduction)以及熱毛細流(thermocapillary flow)兩者。 (3) 雷射電漿效應 於雷射銲接過程中，常因工件材料氣化蒸發，而引發不利於銲接之電漿雲暮 [12]。但於低功率銲接時，利用電漿強化材料對雷射的吸收，此時卻有助於增加 銲接深度[13]。電漿雲暮之生成過程示意圖如圖Ⅰ-3 所示，其主要可分為兩大類 [14]。由保護性氣體所形成之粉紅色雲暮較易吹除，而由金屬游離所生成之藍色 雲暮則不易去除。為了去除電漿雲暮，需依賴氣體吹驅，所以氣體之選用就格外 顯得重要。目前，最常使用之保護性氣體為 Ar 與 He 其最主要功用除了能防氧 化外，另一方面由於一般隨離子化電位之升高，較不易生成氣體電漿雲暮，因而 銲件有較大之熔透深度。He 具較高之游離電位以及高熱傳效率，所生成之雲暮 溫度較低、尺寸亦較小，故最常用之為吹驅氣體。若無法將生成之電漿雲暮有效 驅離，且氣體之流量過大，可能造成熔池劇烈攪動、銲道變形。所以於一般高功 率銲接時，無法獲得良好之品質。 (4) 雷射純化效應 熔融區純化效應是由於金屬與非金屬對 10.6μm之CO2雷射光吸收率明顯不 同所致。一般金屬之反射率約在90% 以上，相反地，金屬氧化物如矽酸鹽、硫 化物等非金屬介在物則有相當高之吸收率。以TiO2而言，其吸收率可高達90%以 上，雷射光在栓孔(Keyhole)內多重反射作用以及非金屬介在物對於CO2雷射具有 高吸收率的結果，因而吸收大量雷射光。使得非金屬介在物優先被氣化並離開熔 融區。所以銲道不純物及介在物可大量的減少且分散於熔融區，銲件之衝擊韌性 得以提升, 此稱為熔融區純化效應[15]。 (5) 雷射製程變數 雷射銲接製程參數主要可分成三大類[16]，如表Ⅰ-1 所示。 (a)光束變數： 主要是光束強度(I)焦點半徑 r。焦點半徑則與電磁波長、聚焦長度(f)、 雷射光束直徑(d)及雷射能量分佈(p)有關：

圖Ⅰ-3 電漿雲暮之生成過程示意圖[14]， (A)金屬游離生成之藍色雲暮， (B)氣體游離生成之粉紅色雲暮。

-9-表Ⅰ-1 雷射銲接之重要製程參數[16]。

Parameter

Influence on the Welding Process

Intensity I

Energy Coupling

(Plasma Formation-Plasma Shielding)

Beam

Intensity I γ

F

Focus Radius

Determination of the Penetration for

Constant Velocity

Position of Focus

Weld Cross Section, Weld Defects

Power P/v

Welding Speed

Quality (Porosity, Hardness,

Melt Volume)

Process

Processing Gas

Efficiency (Penetration, Melt Volume)

Weld Defects

Material

Efficiency (Penetration, Melt Volume)

Surface Condition

Weld Defects (Void, Spatter)

Workpeice

p

d

f

r

=

×

π

λ

2

p：光學模式(Mode parameter) 減少聚焦長度，焦點半徑下降，功率密度得以提升。但再減少聚焦長度時， Depth of field 下降如圖Ⅰ-4 所示[17]，焦點的定位，就需格外的精確。同時 由於透鏡至工件之距離減少，銲接廢氣(Fume)和飛濺金屬(Spatter)會使得透鏡 壽命減短。 (b)製程變數： 包括焦點位置、功率大小、銲接速度以及保護氣體之選用。焦點位置主 要是影響銲道形狀與穿透深度。一般而言，焦點位置略低於試片表面，可得 到最高深寬比；功率與銲接速度之搭配則同時影響銲道外形、熱影響區之寬 度以及氣孔量等。保護性氣體之功用則除了防止熔融金屬氧化外，並可吹驅 干擾雷射銲穿的電漿雲暮。He 與 Ar 是目前最常使用的保護性氣體，前者之 游離能較大，產生電漿的程度較輕微，因此在相同的銲接變數下對雷射光的 吸收較大，因此可得到較大的穿透深度。 (c)材料變數： 材料本身的物理性質直接影響銲接結果，其中包括反射率、熱傳係數、 熱擴散係數、熔點、沸點及熔融金屬流動性等。反射率對雷射銲接的影響僅 發生在起始位置。當銲件表面溫度趨近熔點時反射率高的材料如金、銀和 銅，除非用高功率雷射，否則不易銲接。 (6) 銲道橫截面型態 影響銲道之剖面型態主要是因為銲接參數以及材料成份的改變造成各種型 態的銲道產生，Ishizaki 等人將可能的液體流動機構所控制的各個型態的銲道可 區分為六個種類如圖Ⅰ-5 所示[18]。然而有三種解釋來說明從母材成份些微的改 變造成不同熔池銲深型態。亦即(a)起弧特徵之交替[19]，(b)液體與氣體界面或固 體與液體界面能的改變[20,21]，以及(c)銲道熔池之流體流動的方向不同[22]，產 生表面張力梯度。一開始，不同的銲道熔深主要是跟鋁以及鈦元素的濃度有關[23] 以及一些影響鐵之表面活性元素，如氧與硫等[24]。因為在雷射與電子銲接同樣 可觀察到不同的銲道熔深，所以其可以推斷單獨起弧特徵之解釋不能說明不同銲 道熔深的問題。Heiple 與 Roper[22]提出因為銲道型態不能決定鐵合金的熱傳導， 不同的銲道熔深與流體沿著銲道熔池表面的方向有關。因此這表面的流動，主要 是由銲道熔池中心以及邊緣之間溫度梯度的增加，造成熔池表面張力的差異性。

圖Ⅰ-5 六種銲道型態示意圖[18]。

-13-表面活化元素如在鐵中的氧及硫有兩種表面張力(γ)之效應。○a 當硫元素的添加 時，表面張力會急遽的下降[25,26]，○b 對於純鐵而言，表面張力之溫度係數(dγ /dT)當氧以及硫的添加超過一臨界值時會從負值來轉變至正值[27]。因此 Heiple 等人所提出的dγ/dT 符號改變，為不同銲道熔深的重要因素。在較低表面活性 元素中於γ-T 曲線中有一負斜率，圖Ⅰ-6(a)，於熔池冷卻之邊緣比起熔池中心 有較高的表面張力以及向外放射狀之熱毛細力流動的發生，以致於熔池變的較 寬。若含表面活化元素成份較高，相反的於熔池中心有較高的表面張力使得流體 放射狀向表面熔池中心流動，會造成流向中心內部，或甚至到熔池之底部在沿著 邊緣回流到銲道頂部之對流現象，而產生熔池較深的穿透，如圖Ⅰ-6(b)所示。 在實際的案例中，因為在臨界溫度接近時γ→0，若系統中γ-T 之曲線存在著一 正的dγ/dT 斜率且為最大值[25]時，在此位置時熱毛細力流動反轉成另一方向， 如圖Ⅰ-6(c)所示。除此之外，Wang 等[28]提出熔池的流動方向，因為銲道孔洞 缺陷的存在而有所影響。當流體放射狀向內流動可從圖Ⅰ-7(a)中觀察到銲道熔 池的移動，有助於將氣體孔洞或是雜質在凝固前排出。但是當流體流動輻射狀向 外部流動，如圖Ⅰ-7(b)，則可能於凝固前將氣孔捕捉在熔池內部而無法排出。 由於表面張力的作用會影響到銲道型態的產生，Ishizaki 等人[29]測量銲陷 (undercut)的程度發現有三個因素造成：(1)於較高含硫量之鋼鐵比起低硫量容易 產生；(2)隨著銲接速度的增加而增加此現象的發生；(3)拉長起弧長度會些微增 加銲陷的生成。邊緣的隆起(humping)特徵同樣的也在高硫量鋼以及高銲接速度 下會出現，如圖Ⅰ-8(a)與(b)所示。 Ⅰ-1-2 材料雷射加工之應用 高功率雷射在材料加工上，近年來以佔有一席之地，例如汽車零件、電子裝 置及醫療用具之銲接；汽車及飛機零件之熱處理；金屬、陶瓷、布之切割；飛機 零件或鑽石之鑽孔等等。輕重型雷射工具機，以廣泛被採用，不在侷限於特殊工 業。雷射材料加工包含表面硬化處理、銲接、切割、鑽孔。加工目的之不同，所 需的雷射功率也有所不同。但不論是熱處理、銲接或切割、鑽孔，其基本原理都 是加工件吸收雷射光能量，產生熱效應使得加工件溫度升高進而熔化、蒸發。 (1) 雷射 Keyhole 銲接 雷射銲接是利用高功率、高密度之光束來進行熔接，當其功率密度高達106 W/cm2以上時，將造成材料局部氣化而致穿孔產生，利用此一機構進行熔接稱為 栓孔(Keyhole)銲接。當高能量雷射與工件發生作用時，由圖Ⅰ-9 可知雷射光在 Keyhole內發生多重反射[30]。使得能量吸收率及銲接深度提高。若降低其功率密 度亦可進行Melt-in銲接。圖Ⅰ-10 為不同銲接製程之功率密度關係圖[31]。

圖Ⅰ-6 不同表面張力之 Maragoni 對流關係圖 [27]。

-15-圖Ⅰ-7 雜質對熔池對流方向之影響[28]

圖Ⅰ-9 雷射光於 Keyhole 內多重反射之效應[30]

圖Ⅰ-10 不同銲接製程之功率密度關係圖[31]。

-17-雷射銲接與電子束銲接皆為精密銲接法，熱輸入量較傳統電弧銲接為低，銲件之 熱影響區及變形量均可降至最低程度。此外，雷射可在空氣中傳輸，而不似電子 束銲接需在真空環境中操作，因此工件尺寸限制較少，銲接前之校準工作尤其容 易，亦無工作消磁之困擾。事實上，電子束在厚板及鋁合金銲接方面較佔優勢， 而在薄板鋼材、鎳基合金、鈦合金之同相或異相金屬銲接，雷射均可與其相匹敵。 (2) 雷射表面被覆與合金化 表面塗銲（Surfacing）即是將不同添料金屬黏著於基材表面的製程。其中包 括了包覆處理（Hardfacing 或 Cladding）、堆積處理（Buildup）以及銲縫預鍍處 理（Buttering）[32]。一般包覆材料形式主要有鑄桿（cast rod）、線（wire）以及 粉末（powder）等。另外，覆蓋形式歸納後又可分為預敷法、同步式送粉處理和 同步式送線處理。由於銲接比較適於厚而緻密的包覆處理，包覆層與工件之間結 合強度高，但須考慮異種金屬之銲接性。雷射束之功率密度較傳統處理方式為 高，除了降低變形量及提高能量的使用效率外，還有較小稀釋（dilution）程度 [33]、均勻硬度分佈和細微的組織。而且以雷射束為熱源的雷射包覆處理，將包 覆材料及母材表面極薄一層熔化混合，冷卻後包覆層與母材形成一良好冶金鍵 （Metallurgical Bond）。就包覆材料形式而言，早在 1976 年時有一專利以選擇線 材做為雷射包覆處理形式。但英國研究員卻認為由於『陰影效應』造成線對雷射 能量的偶合率（coupling）不比粉末來的高[34]。因此使用線材做為包覆處理之 形式時，需升高雷射功率密度以減少材料接合不良缺陷之產生。 Ⅰ-1-3 銲接缺陷種類 一般缺陷形成大都和材料製程（包含二次加工製程）息息相關。以銲接為例， 通常發生在銲道區域中的缺陷可由表Ⅰ-2 與圖Ⅰ-11 說明歸類得知[35]。在銲接 過程中，必須盡一切可能避免缺陷的形成，以免造成機械性質的劣化。銲道缺陷 的形狀、大小、分佈以及方向等為影響機械性質的重要因素。另一方面，在使用 過程中也會造成裂縫缺陷。舉例來說，運轉中的電廠葉片常因蒸汽凝結形成之水 珠，使得末級葉片產生沖蝕與穴蝕的損傷。因此葉片於經常使用後，亦有可能在 應力集中區產生龜裂。一般來說，缺陷會降低材料機械性質之強度。就拉伸強度 而言，銲道接合點的靜態拉伸行為可就銲道強度接近或低於母材者與銲道強度高 於母材者兩部分探討。低強度銲道由於缺陷的存在造成橫截面的降低，使得其強 度較其他區域為低，故在拉伸試驗中變形集中於銲道而致斷裂。高強度銲道可承 受某一定量的缺陷，拉伸時不致於銲道區斷裂，但其衝擊韌性則大幅下降。許多 銲接零組件破壞原因都是因為疲勞所造成的，而疲勞裂縫的應力通常會集中在銲

表Ⅰ-2 銲道缺陷之種類[35]。

Type of Discontinuity Location* Remarks Identifica

tion Porosity Scattered Cluster Piping Aligned Elongated Inclusions Slag Tungsten Incomplete fusion

Incomplete joint penetration Undercut

Underfill Overlap Laminations Delaminations Seam and lap Lamellar tear

Cracks（including hot and cold cracks） Longitudinal Transverse Crater Throat Root Toe

Underbead and HAZ Concavity Convexity Weld reinforcement WM WM WM WM WM WM WM, WI WM, WI WM, WI WM WI WM WI BM BM BM BM WM, HAZ, BM WM, HAZ, BM WM WM WI, HAZ WI, HAZ HAZ WM WM WM

Could also be found in BM and HAZ if BM is a casting

WM between passes Weld root

Adjacent to weld toe or weld root in BM Weld face or root surface of GROOVE WELD Weld toe or root surface

BM, generally near midthickness of section BM, generally near midthickness of section BM surface, typically aligned with rolling surface BM, near HAZ

WM or BM adjacent to WI

WM （may propagate into HAZ and BM） WM at point where the arc is terminated Parallel to the weld axis. Through the throat of a fillet weld

Root surface or weld root

BM in HAZ

Weld face of a fillet weld Weld face of a fillet weld Weld face of a groove weld

1a 1b 1c 1d 1e 2a -- 3 4 5 6 7 8 9 10 11 12a 12b 12c 12d 12f 12e 12g -- -- --

*WM = weld metal；WI = weld interface；BM = base metal；and HAZ = weld heat-affected zone.

道及缺陷的區域而加速破壞。由於加工不良使得銲渣雜質的量增加，所以在疲勞 破壞的初期降低了疲勞強度。 目前電廠為節省材料之成本，因而使用修補技術來去除裂縫缺陷。但是於修 補葉片前，需將葉片表面甚至裂縫表面之金屬氧化物去除，以免修補後產生氣 孔。由於裂縫表面穿透深且較窄，所以裂縫表面的清淨化成為一重要之課題。過 去裂縫表面氧化物的去除已經有很多研究來探討其可行性[36,37,38]。可是仍有 許多金屬氧化物，如鋁和鈦仍無法去除。在許多處理方法中最有效的是Activated Diffusion Brazing（ADB），此方式之接合強度大約是母材強度的 0.8 倍左右。上 述修補方式中最困難的步驟為裂縫中氧化膜之清除，亦為決定ADB 製程成功與 否之重要因素。

-21-Ⅰ- 2. 實驗方法

Ⅰ-2-1 實驗材料與熱處理程序 本實驗材料係以AISI 422 不銹鋼棒材(直徑 16 公分，切片為厚度 3.5mm 之 圓盤)為主， 410 不銹鋼之板材(厚度約 3.5mm)為輔。422 與 410 不銹鋼分別經 1038℃與 980℃三十分鐘之真空固溶處理，注入氮氣冷卻後再施 750℃以及 700 ℃兩小時之回火處理。而雷射銲補實驗中所選用的金屬填料粉末為低碳 410 SS(LC)、高碳 410 SS (HC)、422 SS、Inconel 625、Inconel 82 等。上述實驗材料 之化學成分列於表Ⅰ-3。 Ⅰ-2-2 雷射銲補 本實驗使用之雷射系統為 5KW Rofin-Sinar RS 850 二氧化碳雷射加工機，配 有CNC 三軸工作站。研究過程中，雷射銲補之填料以簡易的預敷方式進行。且 在此製程中因為在大氣中進行銲補，因此需使用保護氣罩來保護銲道熔池之上表 面，如圖Ⅰ-12 所示。另外，通入He 與 Ar 氣，除了保護雷射聚焦系統不受銲接 金屬蒸氣和濺渣污染，也可防止熔池的氧化[39]。為了避免試片變形，製程中使 用夾具以固定試片。 雷射光束的直徑與雷射光束聚焦位置有極大的關係，為了在銲補時能有效以 及穩定的將填料熔融且與母材接合，本研究採離焦之方式，來增加雷射光束之直 徑。但相對而言，降低雷射的能量密度，因此需將雷射功率升高或是降低平台移 動速度，來達到完全熔融填料之目的。雷射銲補方式所製作之試片簡稱為WR-F 試片，其中F 為銲補所用的填料名稱，如 WR-410(LC)、WR-410(HC)、WR-422、 WR-625 以及 WR-82 試片。而雷射銲補後未回火之試片簡稱為 AWR-F，如 AWR-625 試片。一般而言，麻田散鐵系不銹鋼之含碳量較高，如 422 不銹鋼， 使得材料容易生成一較硬且韌性較差的麻田散鐵，易產生冷裂等銲接缺陷，故於 銲補前需先將銲件預熱至250℃。銲補完成後，需持溫 250℃/1h 後，再行回火處 理。上述所選擇的雷射銲補參數，依照過去的經驗法則，選擇熱輸入量較低與稀 釋率低參數列於表Ⅰ-4。 Ⅰ-2-3 人工缺陷試片製作 氧化銹蝕試片之製作方式先將 410 不銹鋼母材（410-BM），浸置於10%NaCl 溶液使其表面嚴重銹蝕，再經雷射 Keyhole 銲接，此方式製作之試片簡稱為 410-OW 試片。含氣孔(porosity)試片之製作方式，主要使用含少量水份之 410 不

表Ⅰ-3 實驗材料之化學組成。

Element Fe C Si Mn P S Ni Cr Mo V W

410 plate

Bal. 0.13 0.32 0.32 0.45 0.02 0.17 11.9 0.04

--

--

422

plate Bal. 0.24 0.38 0.71 0.02 0.01 0.76 12.0 1.07 0.26

0.99

410(LC)

powder

Bal. 0.05 0.35 0.39 0.02 0.01 0.43 12.7 0.39 --

--

410(HC)

powder

Bal. 0.15 0.51 0.14

-- 0.02 0.11 12.5 0.02 -- --

422

powder

Bal. 0.24 0.15 0.37 0.01 0.01 0.75 12.0 0.97 0.2 0.95

Nb

Inconel 82

powder

1.84 0.02 0.1 2.8 -- -- Bal.

19.6

--

2.68

--

Nb Co

Inconel

625

powder

5.22 -- 0.15

0.38 0.02 0.01

Bal.

21.5 9.35

3.13

0.36

表Ⅰ-4 雷射製程參數。

Parameters

Laser welding

Repair welding

Laser power

3.1 KW

3.3 KW

Scan rate

800 mm/min

350 mm/min

Focal length

200mm, Cu mirror

200mm, Cu mirror

Focal point

0.5mm under the surface

30mm above the surface

Shielding gas

Ar, 15 l /min flow rate

Ar, 15 l /min flow rate

-25-銹鋼粉末為填料，以雷射銲補方式進行人工缺陷試片(410-P)製作。本實驗銲補試

片則採用單面開 V 型槽的方式製作，其規格如圖Ⅰ-13(a)所示。並且為了比較

缺陷尺寸大小對於疲勞裂縫成長特性之影響性，嘗試以放電加工(Electrical

Discharge Machining, EDM)於試片上鑽一直徑 0.67mm 之孔洞，此試片簡稱為 410-EH。當完成人工製作之 410-P 試片，再以 Keyhole 銲接方式去除氣孔，所得

之試片簡稱為 410-PW 試片。此外，另以未經精鍊去除雜質的 422 不銹鋼母材

（422-BM 試片），施以Bead-on-plate 銲接（422-BW 試片）或是使用添加氧化後

之羰基鐵粉（即含Iron oxide 的鐵粉）進行銲接，銲接後之試片簡稱為 422-IOW

試片，以印證雷射銲接去除氧化物之有效性。後者試片則採用 U 型開槽方式， 規格如圖Ⅰ-13(b)所示，並於槽內添加實驗粉末後進行銲接。以上雷射銲接與銲 補使用之參數列於表Ⅰ-4，雷射銲接之焦點位置在試片表面下0.5mm，故其功率 密度較高，可進行keyhole 銲接。但在雷射銲補方面，為了銲補較為寬廣的區域， 故雷射束焦點位置採用在試片表面上方30mm 處。由於焦點位置的上昇，雷射功 率密度下降，因此雷射銲補相較於銲接則需要有較高的功率及較低的移動速度。 為了降低銲件殘留應力以及提升試片之破裂韌性，所有410 與 422 不銹鋼之銲補 或銲接試片，都需銲後分別經650℃與 700℃回火兩小時。 Ⅰ-2-4 顯微組織及機械性質 (1) 光學顯微鏡(OM)觀察 銲件試片經砂輪切割機切割取樣以電木粉鑲埋之後，並以氧化鋁粉末拋光為 鏡面之金相試片。由於母材以及銲補填料之成份不同，因此所使用之腐蝕液亦不 相同。對於麻系不銹鋼之母材或是填料材(410 SS and 422 SS)使用 Villella’s 腐蝕 液腐蝕。另外，金相試片也可利用電解腐蝕的方式來進行，係使用(Grundig PN300) 利用電解液：95 vol.% 無水酒精與 5 vol.% 鹽酸以及操作條件：10V 電壓(定電 壓)與大約 10mA 電流(電流會隨試片大小改變)於室溫下，陽極為銲件試片、陰極 為鍍白金之鈦網並且於電解液中攪拌狀態下進行腐蝕。腐蝕完成之所有條件之試 片以Nikon(型號)光學顯微鏡觀察其組織分佈以及材料缺陷的類別型態。 (2) 掃瞄式電子顯微鏡(SEM)觀察

金相試片以掃瞄式電子顯微鏡(Philip XL30 and FEG-LEO1530)，此來觀察微

觀組織以及各個基材與析出物的 EDS 定性以及半定量分析。並且觀察衝擊試

3. 6 unit : mm 120 R2 60° 2 (a) 4 120 0.4 3 (b) 圖Ⅰ-13 雷射銲補加工之(a)V 型槽以及(b)U 型槽試片示意圖。

-27-(3) 掃瞄穿透式電子顯微鏡(STEM)觀察

　　TEM 試片之製作方式係採用慢速切薄機切片，經小號數至大號數砂紙研磨

至厚度 0.05mm 後以 double-jet polisher 在操作溫度-30℃、電壓 60V 以及電流 20mA 之條件下進行拋光穿孔。使用之電解溶液為：75vol.% 無水酒精，25 vol.% 甘油與10 vol.% 過氯酸。分別以 JOEL 100CX 與 JOEL 2000EX 之 STEM 觀察各

個試片之顯微組織。且使用JOEL 2000EX 附掛之 Oxford EDAX 系統分析各個組

織以及析出物之成份變化。 (4) 非破壞檢測(X-ray 檢測) 為了判斷人工製作之缺陷、缺陷去除以及雷射銲補後試片的缺陷型態。且避 免表面因粗糙折射效應的生成。首先需將所有檢測試片兩平面以磨床研磨平整 後，再以Real-time X-ray 機器照射來觀察試片缺陷的存在與否以及確切之缺陷位 置。此儀器對於現場修補之試片可迅速的顯示缺陷之位置，再定位後以雷射 keyhole 之銲接技術加以去除。 (5) 機械性質 (a) 一般機械測試 為了評估異質銲補界面之衝擊韌性與探討雜質分佈對於機械性質的影響。 422 不銹鋼係應用於高溫之葉片材料，因而銲補後須在使用溫度(540℃)評估其特 性。在衝擊試驗方向，使用Olsen萬能衝擊試驗機分別於室溫與高溫(540℃)下， 進行銲道以及破斷路徑經過界面之衝擊試驗。衝擊試片之規格需符合ASTM E23-91[40]的規範，且採用 2.5mm厚之subsize規格。同樣的，對於銲件試片之機 械強度評估中拉伸強度是一重要的指標，可明確的指出銲道、熱影響區以及母材 間的強度變化。在拉伸試驗中是依照ASTM E8-90a[41]的規範來製作試片，且設 定 5×10-4 s-1應變速率於室溫與高溫(540℃)下進行拉伸試驗。上述試片之拉伸及 衝擊試片尺寸規格如圖Ⅰ-14 所示。 (b) 缺口拉伸試驗 本研究第一部份探討422 不銹鋼板材及422不銹鋼之舊葉片對氫氣的影響； 第二部分則是針對雷射去除或是分解氧化物之試片後，其雜質對缺口強度影響性 之研究。本實驗所使用之缺口拉伸試片係自行設計(圖Ⅰ-15)。其中考慮的因素 包括母材之強度、缺口應力強度因子(K)以及高壓腐蝕環境系統(圖Ⅰ-16)之容器 大小等。實驗採用之缺口拉伸試片由直徑0.25 mm 之銅線進行線切割，經計算後

(a)

(b)

Unit:mm

圖Ⅰ-14 銲補件之(a) 拉伸試片規格(ASTM E8)；與(b) 衝擊試片規格(ASTM E23)。

-29-R4

60°

28

56

12

20

4

Unit:mm

圖Ⅰ-15 缺口拉伸試驗試片之規格與銲道位置。

圖Ⅰ-16 高壓腐蝕控制系統外觀。

-31-試片缺口處之曲率半徑為0.336 mm。本試驗採用高鐵機械式靜態拉伸試驗機，首 先將高壓腐蝕槽架上高鐵拉伸試驗機之平台組裝。於實驗前先利用丙酮溶液清除 容器內部之雜質後依序鎖上加壓螺牙，再用機械真空幫浦抽除內部空氣，且可從 高壓腐蝕系統之壓力控制面板觀察壓力之變化。當其抽除空氣降低內部壓力以及 壓力已達到穩定時，再灌入實驗所需之氫氣環境約兩大氣壓(30psi)，依此步驟連 續 做 三 次 ， 以 確 保 容 器 內 空 氣 和 雜 質 之 去 除 。 而 試 驗 所 設 定 的 條 件 是 以 1.2×10-4mm/sec定夾頭速率進行，且紀錄實驗中的拉伸應力與軸向伸長長度。 缺口拉伸試驗可作為使用過葉片材料以及缺陷有效去除之一項重要評估。由 於麻田散鐵系不銹鋼在氫氣環境下具缺口敏感性，故實驗於一大氣壓氫氣中進 行。 (c) 疲勞裂縫成長試驗 疲勞裂縫成長試驗係針對材料缺陷以及缺陷去除後進行疲勞裂縫成長之研 究。 實驗使用MTS 10 噸的動態試驗機（MTS），依據ASTM E647-91[42]的標準 規範來進行。所有試片均採用單邊開口的CT (Compact-Tension)試片(圖Ⅰ-17)， 而銲道試片缺口垂直銲道或是平行銲道之相關位置分別如圖Ⅰ-17(a)與圖Ⅰ -17(b)所示。所設定實驗之測試參數為頻率20 Hz及R（Load Ratio）為0.1。疲勞 試驗係利用Elastic compliance原理，以Clip on gauge量測試片裂縫成長之長度； 且由電腦讀取開口的位移與Load cell的訊號，計算出兩者在線性關係範圍內的斜 率。整個實驗可經由電腦連線直接設定實驗參數及記錄實驗中裂縫成長的過程。 本 疲 勞 裂 縫 成 長 試 驗 共 可 分 為 兩 個 階 段 ， 第 一 階 段 為 裂 縫 初 始 生 成 期 (Precrack)，是以應力強度因子(K：Stress intensity factor)遞減的方法進行疲勞預 裂，且預裂長度設定為2 mm。在預裂的階段時，應力強度因子必須緩慢地降低 來達到其Kmax 值。如果K 值增加太多，使得負荷增加造成裂縫成長速度過快會 導 致 於COD的量測無法偵測到其實際長度。第二階段為裂縫成長期(Crack growth)，伺所需預裂之裂縫2mm完成後即可立即進行最後之裂縫成長階段，等 裂縫成長至所設定的最終長度25 mm，MTS疲勞試驗機會自動停止動作。此時利 用放大鏡和貼在試片上之方格紙來檢驗裂縫之長度，是否與COD 所量測的結果 一致。而所得的數據經由Polynomial 減數據法處理後，轉換成疲勞裂縫成長速率 與應力強度因子變化量的對數關係圖。

± ± 8 ψ

10

±

0.05

± ± ± (a) Weld Metal (b) 圖Ⅰ-17 單邊開口 CT 試片之規格與銲道位置。

-33-Ⅰ-3. 結果與討論

Ⅰ-3-1 雷射 Keyhole 銲接氧化物去除機制 過去文獻中Miyamoto等人[43]解釋因為栓孔（Keyhole）和雲暮（Plume）間 電漿效應的變化增加，致使銲後試片有此現象形成。氧化膜厚度以及表面不同物 質之狀態，對於雷射光的吸收會有很大的影響。由圖Ⅰ-18 顯示波長 10.6μm之 雷射在特定的氧化膜厚度下，雷射對氧化物的吸收率可達到60%左右[44]。因為 氧化物對雷射之吸收率較金屬為高，且對接面也因不同厚度的氧化膜，造成對接 密合度降低。此外，雷射光對於氧化物的高吸收率，易生成雲暮而降低雷射能量 密度，此稱之為『遮蔽效應』。故在銲接過程中，可觀察到一不連續的電漿與栓 孔效應。為了克服此現象的產生，可提昇試片加工之雷射功率密度。圖Ⅰ-19(a) 顯示氧化物吸收雷射光能量後造成銲渣噴濺的現象。這是因為濃度與雜質而改變 熔融區表面張力，致使熔池擾動激烈與栓孔內部壓力的增加。另一方面，雷射光 掃瞄至乾淨表面時，可觀察到連續的電漿效應與栓孔銲接。若雷射達到一較高的 功率密度(>10-6 W/cm2)時，由於氣體金屬離子化的作用，使得後期銲接過程可見 試片表面產生藍色雲暮。 另外，含氣孔之人工缺陷試片亦可利用栓孔銲接方式去除氣孔。圖Ⅰ-20 為 使用含少量水份之 410 不銹鋼粉末經雷射銲補後之 X 光檢測結果，顯示銲道表 面與內部存有大量不同的氣孔型態。而經一道栓孔銲接後，可使大部分的熔融區 （Fusion zone）表面與內部氣孔消除，且因為氣孔的消失而造成銲道區凹陷的現 象。為了進一步瞭解不同氧化物的去除機制與熔融區純化的作用。可分別添加各 個不同之氧化物(如氧化鋁與氧化鋯)於 410 不銹鋼之粉末中，再以水玻璃(主要成 份為二氧化矽與氧化鈉)之黏著劑稀釋後，銲補於 410 不銹鋼板材之凹槽上。含 氧化物之試片(圖Ⅰ-21(a))經雷射栓孔銲接後，由圖Ⅰ-21(b)之金相組織可知銲道 中心之氧化物完全被去除，而在銲道界面之邊緣存在有氧化物且逐漸聚集(如圖 Ⅰ-21(c)所示)。因此利用雷射栓孔銲接之模型示意圖(圖Ⅰ-22)來說明此現象。由 於栓孔位置因為多重繞射的影響使得內部的溫度急遽升高；再配合保護性氣氛與 雷射作用後，所產生氣體游離化之電漿效應，以致於達到較佳的金屬與氧化物氣 化程度。此外栓孔內部亦產生了較高的氣體分壓。為了平衡此氣體分壓，栓孔內 部的氣體必須排出銲件之外部。氣體排出之路徑可分為兩部分，一為試片頂端； 另一條路徑則是試片銲穿之底部。於雷射照射之區域，因為雷射光與金屬以及氧 化物於試片表面作用時，氣體與氧化物會選擇較短的路徑先行排出，所以第一個 路徑即是由試片的頂端排出。最後，較長的路徑之氣化金屬隨著雷射多重繞射而 銲穿(Full penetration)試片，也因此完全排出。這也是大多數的未銲穿(Partial

圖Ⅰ-18 不同氧化物膜厚對 10.6μm CO2雷射光之吸收程度[119]。

-35-(a)

(b)

(a)

(b)

(a)

5mm

(b)

porosity 5mm 圖Ⅰ-20 X 光檢測照片：(a)人工缺陷試片；與(b)雷射銲接去除結果。

-37-(a)

10μm

(b)

10μm

(c)

10μm 圖Ⅰ-21 SEM 照片：(a)人工缺陷；(b)應用雷射去除；與(c)熔融區及熱影響區 間界面之金相組織。

Laser beam

Laser beam

Plasma Liquid Oxide Keyhole

Focal point

Oxide

Focal

point

(b)

(a)

圖Ⅰ-22 應用雷射銲接技術去除缺陷以及氧化物之示意圖：(a)雷射銲補製程； 與(b)雷射 keyhole 銲接模型。

-39-penetration)試片，其銲道底部仍殘留氣孔之原因。圖Ⅰ-23 中顯示栓孔的周圍因 為溫度低於材料的氣化溫度，而只到材料熔點的狀態。因此熔點較高的氧化物無 法完全分解而散佈在此熔融區域，這也是為何氧化物散佈在界面且靠近銲道之周 圍。由熱力學的觀點得知氧化物在較高溫度且不被氣化的狀態下會產生分解之還 原反應。若再加上填料成份的作用，如易於氧元素結合之碳元素，可使得分解溫 度大幅降低。因此於氣化溫度與熔融溫度間存在有一小範圍的分解溫度。 Ⅰ-3-2 顯微組織觀察 410 不銹鋼經氧化銹蝕後，其表面氧化膜橫截面外觀如圖Ⅰ-24 所示，圖中 顯示白色部分的氧化層厚度平均在 20~30μm左右，SEM/EDS成分分析顯示此氧 化層之成分包含有鐵和鉻的氧化物及其他如鋁(0.86wt%)、錳(0.30wt%)、硫 (1.06wt%)、氯(3.96wt%)以及鈣(0.36wt%)之微量雜質。此銹蝕之 410 不銹鋼試片 經雷射對接 (Butt weld)後，經金相之觀察其內部組織沒有氣孔，但銲道上端與下 端卻有銲陷（Underfill）的現象，如圖Ⅰ-25(a)所示。雖然銲接氧化物之後呈現 銲陷之表面化，可以利用研磨方式或簡易之銲補方法來去除銲陷的產生，但也增 加了銲修之成本以及時間的耗費。所以為了改善上述的缺點進而使用與雷射同軸 之送粉方式，以利同時進行氧化物之去除與修補銲陷(即同步雷射銲接製程)。此 同步製程參數係以雷射栓孔銲接參數為主要依據，再進行參數修正得到。其參數 如下列所述(Laser power: 3.1KW, Scan speed: 800mm/min, Powder feeding rate: 1.7g /min and Shielding gas flow rate: He, 10l /min; Ar, 15l /min)。其中最重要的是粉 末與雷射光焦點作用的位置，粉末流動的位置必須在試片上，以及粉末的量必須 適當。不然，會因為粉末的遮蔽效應使得雷射光之功率不足而無法銲穿試片，因 而造成試片底部缺陷的產生。施以適當的同步製程參數所得之試片如圖Ⅰ-25(b) 所示，由圖中顯示此製程除了可去除氧化膜之外，也可以完全克服試片銲陷的現 象。為了更深一步的研究氧化物分解的現象，係採用氧化鋁(Al2O3)粉末填入寬 4mm、深 0.5mm的凹槽中，再經雷射銲接製程處理之示意圖如圖Ⅰ-26 所示。雖 然一般氧化鋁之分解自由能相當高，因而未能將氧化鋁去除。但在keyhole以及 周圍高溫的情況下，所產生氧化鋁之分解反應式如下所述[45]： Al2O3(s) → 2Al (l) + 2 3 O2(g) 經由雷射栓孔(Keyhole)銲接後，可以將試片分為三部分之金相組織來做說 明。第一個部分是在示意圖中(a)的區域，因為此區域屬於熱影響區的位置，因此 對於氧化鋁粉末而言，侷限在此很小的區域範圍內無法去除。此區在高溫的下，

Keyhole Liquid Position Tv: vapor temperature Tm: melted temperature Td: decompose temperature Temperature 圖Ⅰ-23 雷射栓孔銲接熔融區域之溫度分佈示意圖。

-41-oxide

film

410 SS

10μm

(a)

1mm

(b)

1mm 圖Ⅰ-25 410 不銹鋼氧化膜直接經雷射銲接後，(a)銲道之金相外觀型態；與(b) 使用同軸送粉銲接去除之金相外觀。

-43-oxide film

a

b

c

Laser incident beam

Focal point

使得氧化鋁粉末有燒結的作用甚至氧化鋁燒結後沿著同一優選方向來成長(圖Ⅰ -27(a))。第二部分在熔融之b區域由圖Ⅰ-27(b)顯示，且經由成份分析得知氧化鋁 逐漸分解且分散於熔融區。第三部分就是在keyhole所產生的c區域，此區域因為 溫度較高以及keyhole的效應，由金相組織以及成份分析得知氧化物已完全去除 及分解。另外，利用雷射銲補之製程將添加氧化鋁之 410 不銹鋼粉末(使用水玻 璃做為此粉末填料之黏結劑)銲補於 410 不銹鋼板材之V型槽中。由於熔池流動將 氧化鋁之粉末固定在銲道內部以及經雷射keyhole銲接後，氧化鋁去除分解之金 相組織可由SEM觀察得知(圖Ⅰ-28)。圖Ⅰ-29 顯示氧化鋁經雷射銲接處理後，可 分解成較小的顆粒（原始氧化鋁顆粒大小範圍為100~150μm），並且顆粒與顆粒 間形成燒結的現象。而部分氧化鋁以及二氧化矽（即水玻璃成份）分解熔入410 不銹鋼後則在肥粒鐵晶粒內部析出富鋁(rich-Al)之Al5Fe2以及σphase(σ-FeCr)之 介 金 屬 化 合 物( 圖 Ⅰ -30 及 圖 Ⅰ -31) 。 經 EDAX 分 析 兩 者 之 成 份 分 別 為 79.33Fe-12.08Cr-7.53Al-1.05Si與 72.87Fe-25.37Cr-0.45Al-1.31Si。一般σphase的 析出，就熱力學來說是一穩定的相組織。此相組織的的出現都是因為經過長時間 以及在使用溫度為 600-700℃下所形成，但是此組織的形成主要是和C、N、Mo 以及Si的元素存在有關。在基材的碳元素如同鎳合金元素一樣會阻礙σphase的形 成，不過Mo和Si元素會幫助σphase的形成。就本實驗中對於添加的 410 不銹鋼 合金粉末，對於本身合金粉末中Mo元素經過高溫回火後並不會促使銲補區之組 織變化而析出σphase。然而其變化主要是添加水玻璃(主要成份為氧化矽)經雷射 keyhole銲接技術還原成Si之後促進了σphase的形成。另外就上述分解實驗中， 氧化矽分解的反應式如下所述[45]： SiO2(s) → Si (s) + O2(g) Ⅰ-3-3 氧化鐵還原機制 此外，為證實雷射銲接可有效去除氧化物之特性，使用加水之羰基鐵粉並在 高溫氧化後（氧含量為 3.05%左右），做為實驗添加物。當 422 不銹鋼添加氧化 後之羰基鐵粉（含碳量約0.69%），經雷射銲接後，EPMA分析銲道碳含量降低為 0.39%，且氧化之羰基鐵粉經雷射銲接後已被還原。在燒結鐵基合金[46]製程中， 有效精確的控制碳含量是非常重要的。就熱力學的觀點而言，碳活性是由CO與 CO2的分壓比所決定。於高溫情況下，水蒸氣與羰基鐵粉之作用如反應式(1)所 示，而使得銲道的碳含量降低。 (Fe + C in solution) (s) + H2O (g) →Fe (s) + CO (g) + H2 (g)…..(1) 此外， keyhole 熔池內部瞬間的高溫，使得氧化鐵直接分解或在氫環境下完 全被還原，其反應式分別如(2)與(3)所示。

-45-10μm 5μm 5μm

(a)

(b)

(c)

圖Ⅰ-27 應用雷射銲接還原氧化鋁之(a)氧化鋁燒結後成長現象、(b)熔融線附近 之金相組織，以及(c)銲道中心組織。

5μm

圖Ⅰ-28 雷射銲補製程去除氧化物銲道中心之金相組織。

-47-0.4μm

(a)

(b)

0.1μm 圖Ⅰ-29 氧化鋁燒結現象之 TEM 微觀組織。

(a)

0.4μm

(b)

0.4μm

(c)

021 130 111 Al5Fe2: [312] 圖Ⅰ-30 氧化鋁經雷射銲接還原之TEM微觀組織 (a)明視野像，(b)Al5Fe2之暗視 野像，以及(c)電子繞射圖。

-49-0.2μm

(a)

0.2μm

(c)

σ-FeCr: [334] 330 513 223

(c)

(b)

圖Ⅰ-31 雷射銲接還原之 TEM 微觀組織(a)明視野像，(b)σ-FeCr 之暗視野像， 以及(c)電子繞射圖。

Fe2O3(s) → 2Fe (s) + 2 3 O2(g)…..(2) Fe2O3(s) + 3H2(g) → 2Fe (s) + H2O (g)…..(3) 氫氣屬於還原氣氛，在高溫下，可加速氧化鐵還原。另一方面，氧化鐵之分 解反應必須在超過2873℃以上[47]時才能進行。雷射 keyhole 內的電漿效應，大 幅提昇熔池的溫度（>3000℃）[48]，可使氧化鐵分解與少部分氣化。 Ⅰ-3-4 機械性質測試 圖Ⅰ-32 當氧化銹蝕試片經雷射銲接與 650℃/2hrs 回火後（410-OW 試片）， 其銲道、熱影響區與母材三個區域之微硬度分佈相當均勻。此外，比較含缺陷（氣 孔與雜質等）與缺陷去除後之試片衝擊值，可做為雷射去除材料缺陷有效性之重 要指標。表Ⅰ-5 為含缺陷及缺陷去除後衝擊強度的比較。從表中得知由於氣孔的 存在，使得410-P 試片之衝擊值降低至 10.9J。此試片經過一次銲接後（即 410-PW 試片），其衝擊值可大幅提昇至19.2J。422 不銹鋼若未精鍊過，材料中含有許多 雜質，主要為硫化錳以及 Al、Si 和 Ca 等氧化物，其衝擊破斷面如圖Ⅰ-33(a)所 示。經Bead-on-plate 銲接後之 422-BW 試片則因為雷射純化效應的影響，可觀察 到其衝擊破斷面雜質含量減少且顆粒變小，如圖Ⅰ-33(b)所示。所以由於部分雜 質的去除以及細化，使得此材料之雷射銲件提昇了衝擊之韌性。雷射銲補氧化物 試驗雖然由上述實驗結果證實可將氧化物還原或去除，而添加之氧化物含量若低 於20wt%，其衝擊值約為 12J。若氧化物添加量超過 20wt%，衝擊值會降的更低 (4.4J)。因此隨著氧化物的添加量增加，雖然經過雷射銲補的去除與還原，但是 實驗材料也傾向於脆性破壞。尤其在銲補之界面上同樣的出現嚴重脆性的劈裂破 壞(圖Ⅰ-34)，但是這與異質接合，其銲道與熱影響區間界面且靠近熱影響區 soft zone 衝擊破壞之機制並不相同。這可由銲補過程中銲道對流的現象來解釋，使得 所添加的物質經雷射銲補熔融凝固後，再偏析於銲道界面之晶界上。由圖Ⅰ-35 之金相組織顯示添加將近22wt%氧化物經雷射銲補後(as-welded)，會有富鉻的碳 化物以及少量的氧化物(EDAX 成份半定量分析為 50.97Fe-41.11Cr-1.17Si-6.76O) 尚未去除且依附於銲道界面樹枝狀組織的晶界上，以致於銲道與熱影響區間的界 面靠近銲道之區域產生劈裂之脆性破壞。 比較 410-OW（不銹鋼對接面銹蝕後經雷射銲接）與 410-BW（Bead-on-plate） 試片，銲後經 650℃/2h 回火後之機械性質如表Ⅰ-6 所示。由於兩試片銲道強度 均較母材為高，所以斷裂位置均在母材，且延伸率與斷面縮率皆相近。實驗印證 氧化試片經雷射銲接後（即410-OW 試片），其機械強度接近於410-BW 之試片。 另一方面，雜質的存在與材料氫脆敏感性有關[49]，故針對缺口拉伸試片在氫環 境下進行測試。由實驗數據和破斷面結果顯示，氧化試片經雷射銲接後於一大氣

-51--3 -2 -1 0 1 2 3 0 100 200 300 400 500 BM BM HAZ HAZ WM HA RD NES S ( H v ) DISPLACEMENT (mm) 圖Ⅰ-32 410-OW 試片經 650℃/2h 回火之硬度分佈圖。

表Ⅰ-5 不同缺陷試片以及經雷射去除後之衝擊強度。

Materials

Specimen identification

Impact energy（J）

410-BM 21.0

410-P 10.9

410-PW 19.2

410-BW 25.9

410SS

410-OW 24.3

422-BM 12.8

422SS

422-BW 15.0

-53-(a)

5μm

(b)

5μm

410BM Oxide-interface Oxide 50μm

圖Ⅰ-34 WR-MO(H)試片之衝擊破斷面。

-55-10μm

表Ⅰ-6 410-BW 與 410-OW 試片之機械性質比較。

Specimens

Mechanical

properties

410-BW* 410-OW*

YS, MPa

597

603

UTS, MPa

700

707

Elongation (%)

14

14

Reduction of Area (%)

64

67

Fracture location

BM

BM

NTS, MPa

952

944

* 650

℃

/2h tempered

-57-壓氫環境下試驗並無明顯的氫脆效應，且因氧化膜已完全去除，而使得此試片之 缺口拉伸強度（NTS）與 410-BW 試片相近。另外銲補較高濃度以及較低濃度之 氧化物，由上述金相觀察到銲補高濃度氧化物之試片有雜質偏析於晶界上，因而 使得兩試片在一大氣壓氫環境下之缺口拉伸強度分別為914 以及 940MPa，比起 410-BW 試片略微降低。所以由數據顯示雜質對於材料之氫脆有較高的敏感性。 Ⅰ-3-5 疲勞裂縫成長試驗 本試驗首要探討之項目為含裂縫、氣孔等缺陷試片，對疲勞特性的影響。在 實驗印證方面，除了使用含人工缺陷試片外，並進行銹蝕之410 不銹鋼，經雷射 銲接去除後之疲勞裂縫成長實驗。圖Ⅰ-36 為使用雙面開槽銲補 410 不銹鋼（填 料為410 不銹鋼粉末）之金相，由圖可觀察到兩端的熱影響區與銲道的界面接合 不良，有裂縫與氣孔之缺陷存在。圖Ⅰ-37 為含兩側缺陷之 410 不銹鋼試片與不 含缺陷試片之疲勞裂縫成長速率比較。當裂縫由左至右通過缺陷時，因為缺陷的 存在，在初期有缺口鈍化（Crack tip blunting）的效應，故能抑制裂縫成長速率，

但隨之有快速成長的趨勢。當裂縫成長至另一端缺陷（孔洞）時，則重複da/dN 減速後再加速的情況發生。且從金相組織觀察到兩端缺陷的形狀不同，左側是細 長型裂縫缺陷，其細長缺陷方向又與裂縫成長方向間夾 120°角度；右側則是圓 形孔洞。雖然兩缺陷不論是何種型態皆會降低裂縫成長速率。可是對於圓形之缺 陷來說，因為曲率(curvature) 對應力場有相當大的影響性，使得右側之疲勞裂縫 成長速率較左側為低，尤其圓形孔洞的尺寸大小也是影響之因素之一。所以針對 試片鑽一小孔(大約直徑 0.67mm 左右)，由圖Ⅰ-38 指出裂縫通過此一小圓孔亦會 加速成長，但進入另一端材料時會迅速阻礙裂縫之成長速度。若銲補區沒有缺陷 的存在，裂縫成長至銲道時，其da/dN 略低於母材（410-BM）。隨後當裂縫通過 銲補區域後，裂縫成長速率則會逐漸回復與410 不銹鋼母材相同之特性。一般而 言，氣孔之存在，在裂縫成長初期有延遲成長的效應，隨後快速成長。但在界面 裂縫方面則需視其方向而定，當界面裂縫平行於疲勞裂縫成長方向時，會有加速 效果，與上述結果會有很大不同。故裂縫之存在，對於疲勞裂縫成長速率的影響， 且視兩者間的夾角而定，角度越大，延遲效果越顯著；反之則有加速裂縫成長效 應。若製作疲勞裂縫缺口平行全銲道(內部含有空孔的缺陷)之試片來評估裂縫經 過整個缺陷銲道的疲勞裂縫成長特性，可由圖Ⅰ-39 中顯示出此實驗結果係呈現 一不穩定的裂縫成長特性。並且在較低應力強度因子(ΔK)之疲勞裂縫成長速度 可達到 10mm/cycle。這種不穩定的成長因素會造成材料的快速破裂，可是仍可 藉由其他二次加工方法(例如：雷射表面回火處理、鋼球衝擊甚至將裂縫後端鑽 孔，填入高強度高韌性之複合材等等)抑制快速的裂縫成長特性。圖Ⅰ-40 為含雜

B A 0.3mm 圖Ⅰ-36 410-D 試片之金相組織外觀註：試片中有缺陷的存在，如記號 A 為裂 縫以及B 為孔洞缺陷。

-59-m 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 1 0 - 6 1 x 1 0 - 5 1 x 1 0 - 4 1 0 - 3 1 0 - 2 WM 410-D WR-410 Cr ac k G row th Ra te ,d a/ dN ( m m /c y c le) ΔK MPa 圖Ⅰ-37 410-D 與 WR-410 試片之疲勞裂縫成長特性。

-61-m 1 0 2 0 3 0 4 0 5 0 6 0 1 0 - 6 1 x 1 0 - 5 1 x 1 0 - 4 1 0 - 3 1 0 - 2 Hole 410-EH 410-BM Cr ac k G row th Ra te ,d a/ dN ( m m /c y c le) ΔK MPa 圖Ⅰ-38 410-EH 與 410-BM 試片之疲勞裂縫成長特性

10 20 30 40 50 60 70 80 10-6 1x10-5 1x10-4 10-3 10-2 10-1 100 101 410-PP 410-BM C rac k Gr ow th Rat e, da/ dN ( m m /c yc le) ΔK MPa m 圖Ⅰ-39 410-PP 與 410-BM 試片之疲勞裂縫成長特性

-63-m 10 20 30 40 50 60 70 80 10-6 1x10-5 1x10-4 10-3 10-2

With inclusion and without melting 422-BM Cr ack Gr ow th Rat e, d a/ dN ( m m /cy cl e) Δ K MPa 圖Ⅰ-40 422 不銹鋼雷射成形試片與 422-BM 試片之疲勞裂縫成長特性

質以及成形接合不良之孔洞材料的疲勞裂縫成長曲線。而材料內部若存在有長條 狀之MnS 雜質以及未熔之填料時，因為上述兩種缺陷對於材料機械性質之影響 ，使得衝擊韌性降低且根據前面實驗結果得知破斷面會呈現一脆性破壞之特徵。 因此會加速材料經過此雜質以及粉末未熔融鍵結好之缺陷疲勞裂縫成長速率，如 圖Ⅰ-41 所示。 圖Ⅰ-42 為 410-OW、410-BW 與 410-BM 試片之疲勞裂縫成長速率比較。在 裂縫開始成長時，可觀察到410-OW 與 410-BW 試片裂縫成長初期有明顯 da/dN 值的延遲效應，這是因為銲件殘留應力尚未完全消除。而伴隨著裂縫長度或 ΔK 值的增加，延遲效應逐漸減少。當裂縫由熱影響區穿過銲道時，裂縫成長速率較 410-BM 母材試片稍低，最後隨應力強度因子（ΔK）的增加而逐漸回復到母材之 特性。410-OW 試片其疲勞裂縫成長速率的趨勢與 410-BW 試片相近，且兩者在 各個不同區域的疲勞破斷面皆為穿晶破裂。因此，氧化膜經雷射銲接後可完全去 除，且對於疲勞裂縫成長特性沒有影響。若添加多種氧化物，且經XRD 分析(圖 Ⅰ-43)之後可知其成份含有 Fe、Al、Zr、Ni 以及 SiC。由雷射銲補氧化物之疲勞 裂縫成長曲線圖(圖Ⅰ-44)指出當氧化物濃度低於 20wt%時，其疲勞裂縫成長速度 低於母材；若含氧化物濃度高於20wt%時，裂縫成長速度就高於母材。這是因為 添加之氧化物濃度越高，除了會降低導電度外，材料也傾向脆性破壞，以致於裂 縫成長速率加快。且由圖Ⅰ-45(a)得知銲道中心(ΔK=18.1MPa m )因為氧化物的 去除，使得此位置之疲勞裂縫成長破斷面呈現一穿晶破壞；此外，圖Ⅰ-45(b)顯 示靠近銲道邊界(ΔK=19.4MPa m )之區域呈現嚴重的沿晶脆性破壞，因此加速了 裂縫成長速率。 Ⅰ-3-6 缺陷對疲勞裂縫成長之機制 影響疲勞裂縫成長速率的因素有很多，其中之一是缺陷(不論是夾雜物或是 裂縫、孔洞都是)影響最大。一般試樣的缺陷大都是因為二次加工所造成。所以 疲勞試驗係對於一般電廠使用之動葉片以及航空器之本體或是發動機之渦輪葉 片等歲修後，又因震動以及離心力所造成的疲勞破裂評估。本文大致整理出各個 缺陷種類、形狀以及尺寸對疲勞裂縫成長速率的影響。 缺陷種類(夾雜物、未熔融完全區域、孔洞、裂縫) 對於單獨圓形之夾雜物影響裂縫前之應力強度因子已經分析了相當硬的夾 雜物與應力強度因子的關係函數[50,51]。尺寸之分析以及一些結果顯示如圖Ⅰ -46，特別是在裂縫板材中圓孔之問題已經由許多的負荷狀態來解釋[52]。一般的 結論是二次相顆粒對應力強度因子的影響如下所述： (1). 如果夾雜物顆粒較母材為硬(即有較高的彈性係數)，則應力強度因子會隨即

(a)

50μm

(b)

50μm 圖Ⅰ-41 422 不銹鋼雷射成形試片(a)夾雜物，以及(b)未熔融區域

-65-10 20 30 40 50 60 70 1E-6 1E-5 1E-4 1E-3 Cr a ck Gr o w th Ra te , d a /d N (m m /c y cl e) K MPa 410-BM 410-BW 410-OW m Δ 圖Ⅰ-42 410-BM，410-BW，與 410-OW 試片疲勞裂縫成長特性

20 30 40 50 60 70 80 90 0 50 100 150 200 250 300 350 400 Counts Angles high_concentration low_concentration

Fe：

Al

2

O

3

：

ZrO

2

：

NiO：

SiC：

圖Ⅰ-43 不同種類氧化物之X 光繞射分析

-67-m 10 20 30 40 50 60 1E-6 1E-5 1E-4 1E-3 WM Cr a ck G ro w th Ra te , d a /d N ( m m/ cy cl e) Δ K MPa WR-MO(L) WR-MO(H) 410-BM 圖Ⅰ-44 WR-MO(L)，WR-MO(H)與 410-BM 試片疲勞裂縫成長特性

圖Ⅰ-45 410-MR(H)試片於(a)ΔK=18.1 MPa m 與(b)ΔK=19.4 MPa m 之疲勞破 斷面 (b) 20μm (a) 20μm

降低；換句話說，若夾雜物具有較高韌性，則應力強度因子會因而增加。 (2). 當裂縫尖端與夾雜物間的距離成倍數或是低於夾雜物的直徑是會產生應力 強度因子一明顯的改變。 (3). 對於有限的嵌進裂縫之中，夾雜物對於應力強度因子的影響會隨著裂縫尖端 遠離夾雜物而變小。 雖然一般三次元之母材-夾雜物與裂縫間的作用不能藉由分析來解決問題 [53]，但是使用較簡單的假設來解決特殊的問題是可以的。所以目前正發展一些 軟體來分析解決影響疲勞裂縫成長特性之因素。且有一重要的考量即是當疲勞裂 縫成長接近時不管是(a)夾雜物的破裂或(b)裂縫成長穿過夾雜物，甚至於(c)是否 夾雜物與基材間界面已沒有了附著力，都會影響到疲勞裂縫成長之特性。當裂縫 成長經過時使得夾雜物破裂，因而裂縫長度將局部增加也相對使得疲勞裂縫成長 速度局部增加。如果夾雜物與基材界面間沒有了附著力，在裂縫尖端之前會降低 應力強度因子的以及一些裂縫停滯的程度。 針對缺陷之疲勞裂縫成長特性可分類如下： (1). 細長型裂縫(假設裂縫尖端曲率半徑ρ→0，且裂縫缺陷平面垂直疲勞裂縫成 長平面) 圖Ⅰ-47 顯示疲勞裂縫成長尖端位置的邊緣在對稱的負荷下作用下產生扭曲 是因為材料元件降伏所造成的；而裂縫前端因為材料元件擴張或體積變化傾向於 建立一新的破裂表面以及沿著在預期的裂縫伸長線上發生[54,55]。就缺陷幾何來 探討，對於細長型之裂縫缺陷而言可區分有不同的型態，及裂縫缺陷與疲勞裂縫 成長方向夾角之範圍○a 0°<θ<90°，○b θ=90°，○c 90°<θ<180°以及○d θ=0 °( 180°)，如圖Ⅰ-48 之示意圖所示。不論是○a 或是○c 之方向夾角皆會降低疲勞裂 縫成長速度。而裂縫成長至○b 之型態時，因此區域所支撐的拉伸面積變小以致於 機械強度瞬間下降。所以當裂縫通過此缺陷時，其成長速度增加。但是缺陷型態 為○d 的情況下時，因為此缺陷平行裂縫成長之方向，對於疲勞裂縫成長之特性應 無太大之影響性。（附註：○d 條件之試片製作有實質的困難，因此對於此條件疲 勞特性之探討屬於一般推斷）。不過此缺陷對於拉伸強度、衝擊韌性等機械性質 有相當大的影響性，對於運轉之葉片存在有隱性破壞的因素。所以此裂縫雖不至 於造成葉片有立即性的破壞，可是卻無法預測此材料之疲勞極限。若裂縫尖端的 曲率半徑逐漸增加變大時，當疲勞裂縫經過時會形成一新的缺陷裂縫。使得缺陷 與裂縫成長方向之夾角不論為何，都會增加其裂縫成長速度。但成長至另一尖端 時則有缺口鈍化(notch blunting)的效應。(附註*)若裂縫缺陷平面平行於疲勞裂縫 成長方向時，不論裂縫缺陷與裂縫成長方向之夾角為何，一般對於等向性材料之 疲勞裂縫只要是通過此區域皆會加速疲勞裂縫之成長速度。

Crack growth direction

0°<θ<90° θ=90° 90°<θ<180° 圖Ⅰ-48 缺陷與裂縫成長方向間之夾角關係