航太用高強度鋁合金銲接熱裂性與異質銲接銲後熱處理之研究

國 立 交 通 大 學

機械工程研究所

博士論文

航太用高強度鋁合金銲接熱裂性與異質

銲接銲後熱處理之研究

The Study of Hot Cracking Characteristic and

Post-weld Heat Treatment of Dissimilar Welding

on the High-strength Aluminum Alloys for

Aerospace Applications

指導教授: 周長彬 教授

研 究 生 : 張進春

中華民國 101 年 1 月

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航太用高強度鋁合金銲接熱裂性與異質銲接銲後熱處理之研究

學生：張進春 指導教授：周長彬 國立交通大學機械工程學系 中文摘要 本文主要以研究高強度鋁合金與含鈧鋁合金之銲接熱裂性及高強度鋁 合金異質銲接為研究主題，研究共分為二部份:第一部份為 A2024、A2219、 A7050 等三種高強度鋁合金之熱裂性敏感性研究與 M6、M7B、M7E 與 M9H4 等四種鋁鈧合金之熱裂性研究；第二部份為 A7050/A7075、A2024/A7050 高強度鋁合金同質與異質銲接，實驗結果顯示: 在熱裂敏感性研究方面，A2024、A2219、A7050 等三種鋁合金材料成 份相較，以 A2024 與 A7050 合金最接近最高熱裂傾向成份，其熱裂敏感性 較 A2219 合金高。並隨熱循環次數增加，均呈現相同趨勢，即 A2024 > A7050 > A2219。實驗中亦發現，多重熱循環對銲件之熔融區熱裂敏感性並無明顯 之影響。但對熱影響區卻有顯著的影響，其中又以銲接金屬熱影響區(W. M. HAZ.)最為嚴重。透過 EDS 成份分析結果顯示，在部份熔融區三種合金均 有 Cu 元素偏析，且偏析情形隨熱循環次數增加而加劇，熱裂形成均以液化 熱裂機制存在。 在含鈧鋁合金之熱裂性研究方面，M6、M7B、M7E 與 M9H4 等四種鋁 鈧合金相較，經多重熱循環過程後，熔融區之熱裂敏感性無太大變化；在 銲道金屬熱影響區方面，M7B、M7E 與 M9H4 合金，熱裂縫會隨著熱循環 次數增加而有明顯的增長，惟 M6 合金則呈相反之趨勢。在不同含鈧鋁合金 材料比較，隨熱循環次數增加其熱裂敏感性之裂縫總長度有增加之趨勢，

-ii- 再與其合金成份相較，均呈現相同趨勢，即 M9H4> M7E > M7B> M6。裂 縫破斷面觀察方面，在熔融區均觀察到三個明顯區域，樹枝狀區(D 區)、樹 枝-平滑轉換區(D-F 區)與平滑區(F 區)，可證實熔融區均屬於凝固型熱裂機 構；在熱影響區均為沿晶脆性破壞之液化熱裂形式。並在部分熔融區處經 EDS 分析，發現 M6 與 M9H4 二種合金金屬在晶界附近均有相當大的 Cu 偏 析現象，且隨著熱循環次數增加而加劇。因此，M6 與 M9H4 二種合金在部 分熔融區均為偏析熱裂。M7B、M7E 兩種合金的 Zn 含量在熱影響區之晶界 附近有提升現象，然 Mg 含量則無明顯地增加。此二種合金在熱影響區之部 分熔融區，均顯示為純粹由晶界的液化現象。 A7050/A7075、A2024/A7050 高強度鋁合金同質與異質銲接部份，本實 驗採用氣體鎢極電弧銲，並以 ER5183、ER5356、ER5556 與 ER2319 等填 料進行銲接，主要探討不同填料的添加與銲後熱處理製程對異質銲件之機 械性質與微觀結構進行影響評估。銲件透過銲後固溶處理、人工時效與過 時效等熱處理過程，以拉伸測試與微硬度等測試做為銲件之機械性質評估 方式，再配合光學顯微鏡及掃描式電子顯微鏡，進行各階段熱處處理之微 結構與拉伸破斷面之觀察。結果顯示，透過銲後熱處理可大幅地提升銲件 銲道的機械性能，但大部分仍略低於母材。整體而言，銲件之最弱處仍為 銲道。其中採用 ER5356 或 ER556 填料，並透過人工時效處理與過時效過 程，將可得到銲後銲道之較佳機械性能，且其拉伸破斷面均為延性破斷形 貌。

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The Study of Hot Cracking Characteristic and Post-weld Heat Treatment of Dissimilar Welding on the High-strength Aluminum Alloys for

Aerospace Applications

Student : Chin-Chun Chang Advisor: Chang-Pin Chou

Department of Mechanical Engineering National Chiao Tung University

Abstract

The objectives of this research are to investigate the hot cracking characteristics of weldment of high-strength aluminum alloys and aluminum-scandim alloys, and the effect of post-weld heat treatment of on the mechanical properties of high-strength aluminum alloys. This research includes two parts. The first part is on the susceptibility of hot cracking of high-strength aluminum alloys A2024, A2219 and A7050, and the hot cracking susceptibility of the aluminum-scandium alloys M6, M7B, M7E and M9H4. The second part is to study the effect of post-weld heat treatment on the mechanical properties and microstructure for dissimilar welding of high-strength aluminum alloys A7050/ A7075 and A2024/A7050.

In the first two parts, the spot varestraint testing was used to evaluate the hot cracking sensitivity of those material. The influence of augment strain. and muti-thermal cycles on the hot cracking suscepitbility were investigated. The total crack length was measured and calcuated to evalute the hot cracking susceptibility. The results indicate that: the number of cracks increases with increasing augmented strain. This phenomenon occurs in both the fusion and the heat-affected zones. The number of thermal cycles also has a significant influence on the heat-affected zone. A2024 and A7050 have similar tendencies to

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be subjected to hot cracking, greater than A2219. With increasing numbers of thermal cycles, the hot cracks show the same tendency, A2024>A7050>A2219.The Energy Dispersive Spectrometer composition analysis results show that, the Cu segregation is increases with the number of thermal cycles.

In the Al-Sc alloys, the effect of number of thermal cycles. and augment strain processes were evaluted and compared for the M6, M7B, M7E and M9H4 alloys. In the fusion zone, no significant results were obserred on the hot cracking sensitivity. In the weld metal heat affected zone, the number of cracks increases with increasing augmented strain and the number of thermal cycles with the different Al-Sc alloys by the thermal cycles. The trend of hot cracking sensitivity of the total crack length show that M9H4> M7E> M7B> M6. M6 and M9H4 have the Cu element segregation in the vicinity of grain boundaries, and are the Cu segregation increases with the number of thermal cycles. So that the M6 and M9H4 are segregation-induced liquation mechanism in the partially melted zone. In the grain boundaries of the heat-affected zone of M7B, M7E alloys, the content of Zn element increase significantly, but Mg content does not. These two kinds of alloys are purely grain boundary liquation. On cracking fracture surface, the experiment results show three distinct regions in the fusion zone, dendritic area (D area), dendritic-flat area(D-F area) and the flat area (F area), to confirmed the fusion zone belong to the solidification cracking. In the heat affected zone, the results indicate the brittleness fracture phenomenon along grain boundary on the fracture surface, and it is presented in the form of liquefied hot cracking.

Finally, the second portion that of this desseration is to discuss the similarty and dissimilarty for A7050/A7075, A2024/A7050 similar and dissimilar welding for high-strength aluminum alloys. The Gas Tungsten Arc Welding(GTAW) was used to weld butt joint with different filler materials, such as ER5183, ER5356,

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ER5556 and ER2319. The post-weld heat treatment processes were carried out to evalute and analysis on the effect of the mechanical properties and microstructure. The experiment results showed that the yielding and ultimate tensile strength of weldment on the post-weld not-heat treatment has singificantly declinc to lower than 60% of the base metal strength, post-weld heat treatment can be improved and promoted the weldment mechanical properties, These are still slightly lower than the base metal. In conclusion, the weldment weakest place is still at the weld. And then uses ER5356 or ER5556 filler, it can get the optimal mechanical properties when the weldment of post-weld heat treatment are executed artificial aging and over-aging. In tensile fracture surface, its still has the morphology of ductile facture.

-vi- 誌謝 本論文得以順利完成，首先感謝指導教授周長彬老師的辛勤指導，讓 學生鑽研於銲接領域的專業知識有更深入的體認，謹在此致上最誠摯的敬 意與謝忱。同時亦要感謝國家同步輻射研究中心長官的提攜與同仁們的鼓 勵與協助；口試期間，承蒙鄭慶民教授、李義剛教授、鄭壁瑩教授等口試 委員悉心指正與林玄良教授所提供寶貴的意見，使本論文更為完善，亦由 衷感謝。 在研究期間，感謝交大銲接實驗室學弟自勇、聖文，在實驗試片的協 助與處理與師大學弟晉源在假日期間一起進行熱裂實驗。另亦感謝同步輻 射許憲能先生在鋁合金銲接的啟蒙，使我於超高真空銲接實務技術更為精 進。由於在學期間亦正值台灣光子源的建造工程，本人負責加速器電子儲 存環鋁合金超高真空腔建造工程，研究與工作兼顧的情況下，感謝真空小 組詹哲鎧先生、熊高鈺先生、陳俊榮教授及真空組同仁育民、易辰、宗諭、 春憲、英子、伶慧等在工作上的協助，亦感謝陳慶隆博士在研究上的討論 與英文寫作上的悉心指導與協助。 最後要特別感謝父母親、岳父母與家人，內人靜怡在我工作與研究這 段期間辛勤照料家庭與鼓勵，使我一路走來無後顧之憂。一對兒女毓政、 毓廉亦在公餘研究期間貼心支持，感至欣慰。由於大家的支持與鼓勵，使 進春得以順利完成博士學位，僅以此博士論文獻給他們。

-vii- 目錄 頁次 中文摘要 ... i Abstract ... iii 誌謝... ... vi 目錄... ... vii 表目錄. ... xii 圖目錄. ... xiii 第一章 導論 ... 1 1.1 前言 ... 1 1.2 研究動機 ... 3 1.3 研究目的 ... 4 1.4 研究方法 ... 5 1.4.1 高強度鋁合金與鋁鈧合金銲接熱裂性研究 ... 5 1.4.2 高強度鋁合金異質銲接研究 ... 5 第二章 理論與文獻回顧 ... 7 2.1 鋁及其合金與鋁鈧合金特性與其分類 ... 7 2.1.1 鋁及鋁合金的特性 ... 7 2.1.2 鋁合金的分類 ... 7 2.1.2.1 2xxx 鋁合金簡介 ... 11 2.1.3 7xxx 鋁合金簡介 ... 12 2.1.3.1 主要合金化元素-鋅、鎂 ... 12

-viii- 2.1.3.2 微量合金元素-鋯、鈧、銀 ... 13 2.1.4 鋁鈧合金特性與簡介 ... 16 2.2 鋁合金之熱處理 ... 18 2.3 鋁合金之銲接特性(銲接金屬微觀組織特性) ... 25 2.3.1 熔池邊界的磊晶成長 ... 25 2.3.2 競爭性的成長 ... 26 2.3.3 銲道中心發生等軸晶生成 ... 26 2.4 銲接金屬與熱影響區的特性及其機械性質 ... 27 2.4.1 銲接金屬的機械性質 ... 27 2.4.2 熱影響區的機械性質 ... 28 2.5 鋁合金之銲接缺陷 ... 30 2.5.1 氣孔(Porosity)的生成 ... 30 2.5.2 氣孔的防治 ... 33 2.5.3 變形 ... 33 2.5.4 不完全熔融及不完全穿透 ... 34 2.5.4.1 不完全熔融或熔融不良 ... 34 2.5.4.2 不完全穿透或穿透不良 ... 35 2.5.5 夾渣 ... 35 2.6 熱裂縫 ... 36 2.6.1 熱裂縫的分類 ... 36 2.6.1.1 凝固熱裂 ... 38 2.6.1.2 液化熱裂 ... 38 2.6.1.3 延性降低熱裂 ... 39 2.6.2 熱裂縫產生之原因與改善方式... 40

-ix- 2.6.2.1 銲接金屬凝固熱裂縫理論 ... 40 2.6.2.2 銲道金屬凝固熱裂影響因素... 45 2.6.2.3 熱影響區熱裂縫理論 ... 47 2.6.2.4 多邊形化理論(Polygonization theory) ... 49 2.6.3 鋁合金銲接熱裂縫 ... 50 2.6.4 銲接熱裂縫之評估 ... 52 2.6.4.1 自發應變測試法 ... 53 2.6.4.2 外加應變測試法 ... 56 第三章 研究方法與步驟 ... 61 3.1 高強度鋁合金與鋁鈧合金之銲接熱裂性實驗方法與步驟 ... 61 3.1.1 實驗材料 ... 62 3.1.2 走銲操作 ... 62 3.1.3 點可調式應變試驗 ... 63 3.1.4 可調式應變試驗應變量之參數設定... 66 3.1.5 熱裂縫觀察與計算 ... 67 3.1.6 熱裂縫金相結構觀察 ... 68 3.1.7 熱裂縫破斷面 SEM 觀察及 EDS 成份分析 ... 69 3.2 高強度鋁合金異質銲接銲後熱處理之研究實驗方法與步驟 ... 70 3.2.1 實驗材料 ... 71 3.2.2 試片銲前清洗 ... 71 3.2.3 銲接設備 ... 72 3.2.4 銲後熱處理 ... 74 3.2.5 實驗組別試片編號 ... 79 3.2.6 機械性質測試評估 ... 81

-x- 3.2.6.1 拉伸試驗 ... 81 3.2.6.2 微硬度試驗 ... 82 3.2.7 微觀結構觀察 ... 82 3.2.7.1 光學顯微鏡 ... 82 3.2.7.2 掃描式電子顯微鏡 ... 83 第四章 結果與討論 ... 84 4.1 高強度鋁合金熱裂敏感性之研究 ... 84 4.1.1 熔融區之熱裂敏感性 ... 86 4.1.2 熱影響區之熱裂敏感性 ... 90 4.1.3 外加應變對熱裂敏感性的影響 ... 92 4.1.4 不同材料之熱裂敏感性比較 ... 93 4.1.5 熔融區熱裂縫破斷面 SEM 觀察 ... 95 4.1.6 熱影響區破斷面 SEM 觀察 ... 97 4.1.7 部份熔融區 EDS 分析 ... 99 4.2 含鈧鋁合金熱裂敏感性之研究 ... 101 4.2.1 熔融區之熱裂敏感性 ... 103 4.2.2 熱影響區之熱裂敏感性 ... 106 4.2.3 外加應變對熱裂敏感性的影響 ... 109 4.2.4 不同材料之熱裂敏感性比較 ... 111 4.2.5 熔融區破斷面 SEM 觀察 ... 113 4.2.6 熱影響區破斷面 SEM 觀察 ... 114 4.2.7 部份熔融區 EDS 分析 ... 115 4.3 高強度鋁合金異質銲接與銲後熱處理研究 ... 120 4.3.1 機械性質評估 ... 120

-xi- 4.3.1.1 拉伸試驗 ... 120 4.3.1.2 微硬度試驗 ... 130 4.3.1.2.1 A7050 鋁合金對接銲 ... 130 4.3.1.2.2 A7075 鋁合金對接銲 ... 132 4.3.1.2.3 A7075/ A7050 鋁合金異質對接銲 ... 135 4.3.1.2.4 A2024/ A7050 異質對接銲 ... 139 4.3.2 金相微結構觀察 ... 142 4.3.3 掃描式電子顯微鏡(SEM)之拉伸破斷面觀察與分析 ... 156 第五章 結論 ... 165 5.1 高強度鋁合金銲接熱裂敏感性研究 ... 165 5.2 含鈧鋁合金熱裂敏感性研究 ... 166 5.3 高強度鋁合金異質銲接銲後熱處理研究 ... 167 第六章 未來研究方向 ... 169 6.1 銲接熱裂性研究 ... 169 6.2 高強度鋁合金異質銲接銲後熱處理研究 ... 169 參考文獻 ... 170 附錄一:作者簡歷 ... 180

-xii- 表目錄 頁次 表 2- 1 鍛造用鋁合金之種類 ... 9 表 2- 2 鋁合金加工或熱處理條件的代號 ... 10 表 3-1 高強度鋁合金化學成份表(wt%) ... 62 表 3.2 鋁鈧合金化學成分表(wt %) ... 62 表 3-3 走銲銲接參數表... 63 表 3-4 點銲可調應變試驗參數 ... 66 表 3- 5 可調式應變試驗模塊與下壓距離參數表 ... 67 表 3-6 異質銲接母材與銲條成分表(wt%) ... 71 表 3-7 鋁合金 A2024 與 A7050 異質銲接參數... 73 表 3-8 A7050 與 7075 鋁合金同種銲接銲後熱處理參數表 ... 76 表 3-9 A7050 / A7075 鋁合金異種銲接銲後熱處理參數表 ... 77 表 3-10 A2024 / A7050 鋁合金異種銲接銲後熱處理參數表 ... 78 表 3-11 A7050 與 A7075 同種銲接實驗組別之試片編號 ... 79 表 3-12 A7050/A7075 異質銲接實驗組別之試片編號 ... 80 表 3-13 A2024/A7050 異質銲接實驗組別之試片編號表... 81 表 4-1 A7050 對接銲採用不同填料之拉伸強度比較表 ... 126 表 4-2A7075 對接銲採用不同填料之拉伸強度比較表 ... 126 表 4-3 A7050/A7075 對接銲採用不同填料之拉伸強度比較表 ... 127 表 4-4 A2024/A7050 異質對接銲採用不同填料之拉伸強度比較表 ... 129

-xiii- 圖目錄 頁次 圖 1-1 鋁合金熱處理調質度發展方向 ... 2 圖 2-1 面心立方結構... 7 圖 2-2 鋁合金之分類... 8 圖 2-3 Zr 在鋁合金中存在形式的演變示意圖... 14 圖 2-4 析出相與基地之界面關係 (a)整合型析出；(b)非整合型析出 ... 19 圖 2-5 差排與溶質原子間的交互作用(a) 差排切過阻擋在路徑上的析出粒 子；(b) 差排包圍析出物並從析出粒子之間穿過 ... 20 圖 2- 6 Al-Cu 合金平衡相圖 ... 21 圖 2-7 Al-4％Cu 合金析出序列 ... 22 圖 2- 8 時效時間對 Al-4％Cu 合金之強度或硬度的影響 ... 23 圖 2- 9 時效溫度與時間對 Al-4％Cu 合金之降伏強度的影響 ... 23 圖 2- 10 Al-Cu 合金析出硬化熱處理過程 ... 25 圖 2- 11 銲道內之晶粒成長 ... 26 圖 2-12 熱處理型鋁合金銲後熱影響區組織圖 ... 30 圖 2-13 不同溫度下氫在純鋁之溶解度變化 ... 31 圖 2-14 在 GMAW 銲接過程之氫氣來源 ... 31 圖 2-15 氣孔的生成與露點溫度之關係 ... 32 圖 2-16 銲道氣孔對機械性質的影響 ... 32 圖 2- 17 各種銲接變形之形式 ... 34

-xiv- 圖 2- 18 不完全熔融... 34 圖 2- 19 滲透不足 ... 35 圖 2- 20 夾渣 ... 35 圖 2-21 熱裂縫之分類... 37 圖 2-22 延性降低熱裂縫與偏析熱裂縫之區別 ... 38 圖 2-23 凝固熱裂 ... 38 圖 2-24 多重銲造成延性降低示意圖 ... 39 圖 2-25 延性降低熱裂與偏析熱裂之區分 ... 40 圖 2-26 收縮-脆化理論之脆化範圍 ... 42 圖 2-26 熱裂縫綜合理論示意圖 ... 44 圖 2-27 凝固熱裂縫示意圖 ... 44 圖 2-28 τ 與 θ 之關係及兩面角與晶界液態薄膜分佈之關係 ... 45 圖 2-29 Al-Si 合金最高凝聚溫度相圖 ... 46 圖 2- 30 液化裂縫與低延性裂縫示意圖 ... 48 圖 2-31 析出物析出理論示意圖 ... 50 圖 2-32 鋁合金中 Cu 及 Mg 合金成份對裂縫敏感性之影響 ... 51 圖 2-33 鋁合金熱裂敏感性與合金成份的關係 ... 52 圖 2- 34 Circular patch 試驗法 ... 54 圖 2- 35 Houldcroft 試驗法 ... 54 圖 2- 36 銲接走速對銲道之應變影響 ... 54 圖 2- 37 銲接走速對銲道中心之裂縫影響 ... 55

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圖 2- 38 銲接走速對銲道邊緣之裂縫影響 ... 55

圖 2- 39 熱延性試驗(Hot ductility rate test) ... 57

圖 2- 40 PVR test ... 57

圖 2- 41 Variable deformation rate test... 58

圖 2- 42 Murex test ... 58

圖 2- 43 Variable restraint box fixture ... 58

圖 2- 44 Varestraint test ... 59

圖 2- 45 Transverse varestraint test ... 59

圖 2- 46 Spot varestraint test ... 60

圖 3-1 高強度鋁合金與鋁鈧合金之銲接熱裂性實驗流程圖 ... 61 圖 3-2 Gullco－GK191-P/18A 型自動走銲機 Miller－Syncrowawe 250 型惰 氣鎢極電弧銲接機 ... 63 圖 3-3 可調應變試驗機示意圖 ... 64 圖 3-4 可調應變試驗之試驗情形 ... 65 圖 3-5 試片熱循環與點銲示意圖 ... 65 圖 3-6 應變試驗透過油壓系統之下壓距離計算示意圖 ... 66 圖 3-7 熔融區及熱影響區之熱 裂縫觀察 ... 68 圖 3-8 高強度鋁合金異質銲接實驗流程圖 ... 70 圖 3-9 銲前化學清洗流程圖 ... 72 圖 3-10 惰氣鎢極電弧銲接設備 ... 72 圖 3-11 鋁合金板材對銲銲接示意圖 ... 73 圖 3-12 (a) 銲接試片挾持固定方式，(b)銲道正面，(c) 試片背面完全滲透之

-xvi- 情形 ... 73 圖 3-13 銲後熱處理試片製備示意圖 ... 74 圖 3-14 銲 後 熱 處 理 程 序 示 意 圖 (a) 7050 ； (b) 7075 ； (c)2024 ； (d)7050/2024-5356；(e)7050/2024-2319 鋁合金 ... 75 圖 3-14 拉伸試驗試片尺寸圖 ... 81 圖 3-15 拉伸實驗之試片挾持與量測方式 ... 82 圖 3-16 微硬度量測位置示意圖 ... 82 圖 4-1 A2024 經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀察 ... 84 圖 4-2 A2219 經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀察 ... 85 圖 4-3A7050 經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀察 ... 85 圖 4-4 (a) 2024-T351; (b) 2219-T87; (c) 7050-T6 鋁合金在不同熱循環次數與 外加應變下對熔融區熱 裂敏感性之影響... 87 圖 4-63 (a) 2024-T351; (b) 2219-T87; (c) 7050-T6 鋁合金在不同熱循環次數 與外加應變下對熔融區最大裂縫寬度之影響 ... 89 圖 4-7 (a) 2024-T351; (b) 2219-T87; (c) 7050-T6 不同熱循環次數與外加應變 下對熱影響區熱裂敏感性之影響 ... 91 圖 4-8 (a) 2024-T351; (b) 2219-T87; (c) 7050-T6 在不同外加應變與熱循環次 數下對熱裂縫總長度之影響 ... 92 圖 4-9 不同高強度鋁合金之熱裂敏感性比較(a)一次熱循環, (b)二次熱循環, (c)三次熱循環 ... 94

圖 4-10 熔融區熱裂縫破斷表面組織 (a) A2024-T351；(b) A2219-T87；(c) A7050-T6 ... 96

圖 4-11 熱影響區熱裂縫破斷表面組織 SEM 觀察 (a) A2024-T351；(b) A2219-T87；(c) A7050-T6 ... 98

-xvii- 圖 4-13 部份熔融區晶界處，在不同熱循環歷程下經 EDS 分析 Cu 偏析之狀 態，(a)2024-T351；(b)2219-T87；(c)7050-T6 ... 100 圖 4-14 M6 鋁鈧合金經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀察101 圖 4-15 M7B 含鈧鋁合金經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀 察 ... 102 圖 4-16 M7E 含鈧鋁合金經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態觀 察 ... 102 圖 4-17 M9H4 含鈧鋁合金經歷不同熱循環次數與應變量之熱裂縫巨觀型態 觀察 ... 103 圖 4-18 在不同熱循環次數與外加應變下對熔融區熱 裂敏感性之影響，(a) M6; (b) M7B; (c) M7E; (c) M9H4 鋁鈧合金 ... 104 圖 4-19 鋁鈧合金經歷熱循環過程之金相微結構觀察 (a)M62nd_、(b)M63th_；(c) M7B2nd (d) M7B3th (e) M7E2nd (f) M7E3th (g) M9H4 2nd (h) M9H43th .. 105 圖 4-20 (a) M6; (b) M7B; (c) M7E; (c) M9H4 含鈧鋁合金，在不同熱循環次 數與外加應變下對熱影響區熱 裂敏感性之影響 ... 108 圖 4-21 (a) M6; (b) M7B; (c) M7E; (d) M9H4 含鈧鋁合金，在不同外加應變與 熱循環次數下對熱裂縫總長度之影響 ... 110 圖 4-22 不同含鈧鋁合金之熱裂敏感性比較(a)一次熱循環, (b)二次熱循環, (c)三次熱循環 ... 112

圖 4-23 熔融區熱裂縫破斷表面組織 SEM 觀察 (a) M6；(b) M7B；(c) M7E； (d)M9H4 ... 114 圖 4-24 熱影響區熱裂縫破斷表面組織 SEM 觀察 (a) M6；(b) M7B；(c) M7E；(d)M9H4 ... 115 圖 4-25 部份熔融區 SEM 觀察及 EDS 分析情形 ... 118 圖 4-26 部份熔融區晶界處，在不同熱循環歷程下經 EDS 分析 Cu 偏析之狀 態，(a)M6；(b)M9H4 ... 118 圖 4-27 經不同熱循環歷程之 EDS 分析，Zn 元素在部份熔融區晶界處之分

-xviii- 佈狀態，(a)M7B；(b)M7E；(c)M9H4 ... 119 圖 4-28 經不同熱循環歷程之 EDS 分析，Mg 元素在部份熔融區晶界處之分 佈狀態，(a)M7B；(b)M7E；(c)M9H4 ... 119 圖 4-29 銲後熱處理之拉伸數據比較 (a)A7050 對接銲；(b) A7075 對接銲124 圖 4-30 銲後熱處理之拉伸數據比較 (a)A7050/A7075-5183 對接銲；(b) A7050/A7075-5356 對接銲；(c) A7050/A7075-5556 對接銲 ... 125 圖 4-31 2024/7050 異質銲接銲後熱處理之拉伸數據比較 ... 129

圖 4-32 A7050 對接銲後熱處理之微硬度比較 (a) 採用 ER5183 銲條；(b) 採 用 ER5356 銲條；(c) 採用 ER5556 銲條 ... 130

圖 4-33 A7050 對接銲後熱處理之微硬度比較 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 132

圖 4-34A7075 對接銲後熱處理之微硬度比較 (a) 採用 ER5183 銲條；(b) 採 用 ER5356 銲條；(c) 採用 ER5556 銲條 ... 133

圖 4-35A7075 對接銲後熱處理之微硬度比較 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 134

圖 4-36 A7050/A7075 對接銲後熱處理之微硬度比較(a) 採用 ER5183 銲條； (b) 採用 ER5356 銲條；(c) 採用 ER5556 銲條 ... 135

圖 4-37 A7050/A7075 對接銲後各式熱處理之微硬度比較(a)T1； (b)T4A； (c)T4B；(d) T6A；(e) T6B；(f) T73A；(g) T73B；(h) T73AC；(i) T73BC ... 139 圖 4-38 A2024/A7050 異 質 對 接 銲 後 各 式 熱 處 理 之 微 硬 度 比 較 (a)A2024/A2024-ER2319 ； (b)A2024/A7050-ER2319 ； (c)A2024/A7050-ER5356 ... 142 圖 4-39 A7050-T7451 鋁合金母材各個不同截面之微觀結構(a)RD-TD 軋延 面、(b) ND-TD 橫截面、(c)RD-ND 縱截面 ... 143

圖 4-40 A7050/A7075 異質銲接採用填料 ER5556，在 A7050 側之銲道銲後 各階段熱處理之金相微結構 (a)T1；(b)T4A；(c)T6A；(d)T73A； (e)T73AC ... 147

-xix-

圖 4-41 A7050/A7075 異質銲接採用填料 ER5556，在 A7075 側之銲道銲後 各階段熱處理之金相微結構 (a)T1；(b)T4A；(c)T6A；(d)T73A； (e)T73AC ... 149 圖 4-42 銲 後 經 自 然 時 效 之 銲 道 結 構 ， (a) 2024/2024-2319 、 (b) 7050/7050-5356 、(c)7050/2024-5356 、(d) 7050/2024-2319 ... 151 圖 4-43 銲 後 經 固 溶 時 效 處 理 之 銲 道 結 構 ， (a) 2024/2024-2319 、 (b) 7050/7050-5356 、(c)7050/2024-5356 、(d) 7050/2024-2319 ... 154 圖 4-44 銲 後 經 人 工 時 效 之 銲 道 結 構 ， (a) 2024/2024-2319 、 (b) 7050/7050-5356 、(c)7050/2024-5356 、(d) 7050/2024-2319 ... 156

圖 4-45 A7050 鋁合金對接銲，採 ER5183 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 157

圖 4-46 A7050 鋁合金對接銲，採 ER5356 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 158

圖 4-47 A7050 鋁合金對接銲，採 5556 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 158

圖 4-48 A7075 鋁合金對接銲，採 ER5183 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 159

圖 4-49 A7075 鋁合金對接銲，採 ER5356 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 160

圖 4-50 A7075 鋁合金對接銲，採 ER5556 填料之拉伸破斷面 (a)T1 處理；(b) T4 處理；(c) T6 處理；(d) T73 處理 ... 160

圖 4-51 A7050/A7075 對接，採 ER5183 填料之拉伸破斷面(a)T1；(b) T4a； (c) T4b；(d) T6a；(e) T6b；(f) T73a；(g) T73b；(h) T73ac；(d) T73bc ... 162 圖 4-53 A7050/A7075 對接，採 ER5556 填料之拉伸破斷面 (a)T1；(b) T4a；

(c) T4b；(d) T6a；(e) T6b；(f) T73a；(g) T73b；(h) T73ac；(d) T73bc ... 164

-1- 第一章 導論 1.1 前言 近年來，輕量化航空與地面運載器具之結構元件，對於材料的高 性能、質輕要求更勝以往。主要是可顯著地提高載運能力與其機動性 能，並降低燃油耗損量，進而提升航運行程[1]_{。因此，具備質輕且高} 強度之材料對載具結構輕量化、綠能化設計，均是發展高性能載具系 統不可或缺之關鍵技術。換言之，由於高強度鋁合金具備優良之時效 硬化能力、高強度比、熱加工性、較高的韌性與耐腐蝕性能，在載運 器具的發展上更彰顯其重要地位。例如民用飛機上鋁合金在整機結構 元件之材料中重量達70~80%，機身結構上翼面採A7150-T651、下翼 面採A2324-T39等各式樣之7、2系列鋁合金[2]_。 高強度鋁合金自 1923~26 年，由德國科學家 W. Sander 與 K. L. Meissner 發現 Al-Zn-Mg 合金經淬火、時效處理後與其它鋁材相比具 有很高的強度比[3]。日後學者並以此基礎發展出多種熱處理方式[4-5]， 並對合金之強度、耐應力腐蝕能力、斷裂韌性、力學性能進行合金性 能的世代優化演進。因此，高強度鋁合金在發展過程上，亦依循著高 強度需求不間斷地開發，從高強度、低韌性高強度、高韌性高強 度 、 高 韌 性 與 耐 腐 蝕 方 向 發 展 ； 在 熱 處 理 調 質 度 開 發 上 亦 由 T6T73T76T763T77 方向發展[6]，如圖 1-1 所示；而在合金設 計上則合金化程度越來越高，鐵、矽等雜質含量越來越低，微量過渡 元素的添加趨於合理化，最終鋁合金在強度上大幅地提升並同時保證 其具有的優異綜合性能[7]_{。然而鋁合金為具有高熱傳導與熱膨脹係數} 之材料，在銲接製程中銲道周圍猶如經歷一次或多次短暫熱處理過 程，此區域之材料組織與其原材性質迥然不同，而因其合金成份的複

-2- 雜性易形成共晶相組織，在銲接製程使其合金成份對共晶溫度產生銲 接熔池凝固溫度範圍變大，導致銲接缺陷衍生亦直接衝擊整體之銲件 品質。因此，多位學者針對元素添加對銲接性影響提出一系列探討， 如合金中含有高的 Cu、Mg 含量其銲接性不佳；然僅含高的 Cu 或高 的 Mg 含量之鋁合金，其銲接性甚佳。因此，本研究係針對高強度鋁 合金及鋁抗合金來評析並比較其銲接性。 圖1-1 鋁合金熱處理調質度發展方向[6] 鋁及鋁合金材料憑藉其各項優異的材料特性，使其成為除了鋼鐵 外之另一重要金屬材料。面對地球能源短缺及地球環保日益嚴重的問 題下，在工業界方面正逐漸以重量輕且具有高強度的材料來取代笨重 的鋼鐵材料，以節省地球能源的支出，尤其是以需耗用大量能源的運 輸工具最為明顯。載具輕量化之綠能設計亦是現階段最為迫切節能需 求，因此設備元件的接合儼然成為須具備的技術能量，現今國內鋁合 金銲接技術已廣泛地運用於先進設備產業，如半導體、太陽能與航 太、國防工業的設備元件需求，進而成為鋁合金發展的重要方向。 一般而言，2xxx 與 7xxx 系列之鋁合金主要藉由適當熱處理來改 善並增進其綜合性能。銲件銲後熱處理後，在材料內部金屬間化合物

-3- 之 GP Zone，由飽和的固溶體中析出，分佈於組織之基地內與晶界 上，達到強化之效果。基地內析出物的數量、分散性與晶界析出物分 佈之大小、連續性分別決定鋁合金強度與抗應力腐蝕性能，根據相關 研究指出，在基地內析出物越小且越分散，其合金強度越高；在晶界 析出物越分散且越粗大，其合金抗應力腐蝕性能越佳。因此，鋁合金 的銲後熱處理製程由淬火與隨後之時效所組成，由淬火形成過飽和之 固溶體並於時效過程中分解，是使鋁合金獲得高強度性能的必要條 件。 1.2 研究動機 隨著科技的進步，銲接加工已廣泛的應用於工業中，銲接工件可 降低製造成本亦有高效率、高強度等優勢，因此銲接是現代工業不可 或缺的加工方法。輕量化載具之綠能設計與高性能之真空系統是近年 來航太構件與加速器設施不曾間斷的追尋目標，隨著載具結構之關鍵 材料高強度鋁合金與加工技術的開發，也廣為航太國防工業、半導體 與加速器設施所運用。然而伴隨載具結構設施元件的複雜，元件連接 的問題亦是急待解決之課題。銲接為連結金屬組件的主要方法之一， 因此有關高強度鋁合金的銲接研究也跟著材料開發過程而漸受關 注，但對於新型鋁合金或鋁鈧合金而言迄今仍尚屬空白，2xxx 與 7xxx 系列之鋁合金皆為高強度、高韌性與抗應力腐蝕佳之載具材料，經銲 接後須維持並具有良好的強度、韌性等特性外，適當的銲後熱處理可 使載具在其使用環境下更能彰顯其優異的性質。因應航太及相關設施 研發生產需求，對於這些高強度鋁合金材料之銲接與熱處理性質的研 究是不可或缺的。 鎢極保護氣體電弧銲之高強度鋁合金銲接熱裂性質研究與高強 度鋁合金異質接合及其銲後銲件熱處理製程等相關研究相對較少，且

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相關技術仍待突破並運用於輕量化之結構材料、半導體與加速器真空 設備接合上。因此，本研究在銲接熱裂性質方面不僅將探討 A2024、 A2219 與 A7050 之高強度鋁合金熱裂性質外並為更瞭解下一世代比 鋁合金更具潛力且高強度之鋁鈧合金，亦對 M6、M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金進行點銲可調應變試驗(Spot varestrain test)來比較其銲接熱 裂敏感特性與探討其熱裂形成機制成因。透過對材料銲接特性解析並 對高強度鋁合金異質銲接與銲後熱處理進行系列性探討，針對異質銲 接銲後熱處理機械性質之提昇與銲後熱處理之微結構變化進行較佳 化參數之研究。 1.3 研究目的 本研究主要針對 A2024、A2219 及 A7050 高強度鋁合金與 M6、 M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金之銲接熱裂敏感性及其 A2024/A7050 與 A7050/A7075 異質銲接與銲後熱處理之機械性質特性研究，因此 可分為下列說明研究之目的: 一、 高強度鋁合金熱裂敏感性研究 1. 探討 A2024、A2219 及 A7050 鋁合金之熱裂敏感性。 2. 探討熱循環次數對 A2024、A2219 及 A7050 鋁合金之熱裂敏 感性。 3. 探討外加應變量對 A2024、A2219 及 A7050 鋁合金之熱裂敏 感性。 4. 探討造成 A2024、A2219 及 A7050 鋁合金熱裂之成因。 二、 鋁鈧合金熱裂敏感性研究 1. 探討 M6、M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金之熱裂敏感性。 2. 探討熱循環次數對 M6、M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金之熱 裂敏感性。

-5- 3. 探討外加應變量對 M6、M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金之熱 裂敏感性。 4. 探討造成 M6、M7B、M7E 及 M9H4 鋁鈧合金熱裂之成因。 三、 高強度鋁合金異質銲接研究 1. 探討A7050與A7075鋁合金同質與異質銲接之銲接製程、銲後 熱處理、、材料結構與機械性質之關係 2. 探討A2024 與A7050鋁合金異質銲接之銲接製程、銲後熱處 理、材料結構與機械性質之關係 1.4 研究方法 1.4.1 高強度鋁合金與鋁鈧合金銲接熱裂性研究 在 高 強 度 鋁 合 金 與 鋁 鈧 合 金 銲 接 熱 裂 性 研 究 上 ， 分 別 以 2024-T351、2219-T87、7050-T6 高強度鋁合金與 M6、M7B、M7E 及 M9H4 為對象，以半自動惰氣鎢極電弧銲(Gas Tungsten Arc Welding, GTAW)銲接機配合自動銲接台進行熱裂試片之走銲（多重熱循環）， 並利用自行研發之多功能熱裂試驗機以 Spot varestrain test 對上述兩 類七種鋁合金與鋁鈧合金板材施以不同之應變量：2%、3%、5%，以 12X 之放大鏡進行裂縫目視觀察及擷取影像計量各試片之裂縫總長 度(Total Crack Length, TCL)來評估其熱裂敏感性(裂縫總長度越長代 表其熱裂敏感性越高)，並利用立體實物顯微鏡、金相顯微鏡、掃瞄 式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscopy, SEM)來觀察熱裂縫斷面 之機構，再利用能量色散 X-ray 譜儀(Energy Dispersive Spectrometer, EDS)分析熱裂縫處之成份，以探討造成熱裂之原因。

1.4.2 高強度鋁合金異質銲接研究

在 高 強 度 鋁 合 金 異 質 銲 接 研 究 ， 分 別 以 A7050/A7075 與 A7050/A2024 高強度鋁合金為主並配合 ER5183、ER5356、ER5556

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與 ER2319 之銲條，採 GTAW 方式進行對接填料銲接，銲後並施以銲 後熱處理配合機械性質測試(包含拉伸測試與微硬度測試)來尋求異 質銲接之較佳銲接參數與熱處理程序；並以金相組織觀察及電子顯微 鏡分析來探討銲接缺陷之生成原因及其防治方法。

-7- 第二章 理論與文獻回顧 2.1 鋁及其合金與鋁鈧合金特性與其分類 2.1.1 鋁及鋁合金的特性 鋁及鋁合金對現代工業而言是極其重要的輕金屬材料，由於鋁合 金質輕且比強度高、熱導性佳、易成型加工與耐蝕性佳等優異特性， 廣泛地運用於航太、交通運輸、通訊、半導體、面板、太陽能等電子 產業，是除鐵之外用量最多的金屬材料。 鋁屬於元素週期表的第 3 主族，其原子數為 13，相對原子質量 為 26.9815。它具有許多吸引人之性質，低密度是它重要的性質之一， 鋁合金密度為 2.6 - 2.8 g/cm3 (純鋁為 2.7g/cm3)，約相當於鋼密 度的三 分之一，熔點 660℃，晶格為面心立方結構（Face-Centered Cubic, FCC），如圖 2-1 所示[10]。在常溫下，鋁在空氣中 易與氧反應而生成 氧化膜(Al2O3)於表面，厚度約 20 - 25Å，即使被刮除很快又會形成一 層薄膜；此氧化膜在銲接時雖然有害，但其具備防蝕能力，可防止材 料內部繼續被氧化。 圖 2-1 面心立方結構[10] 2.1.2 鋁合金的分類 鋁合金依用途型態可分鍛造鋁合金(板、擠型材)和鑄造用鋁合金

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(砂模鑄件、金屬模鑄件與壓鑄件等)兩大類。根據這兩大類可再區分 為熱處理型鋁合金與非熱處理行鋁合金即加工硬化型鋁合金，如圖 2-2 所示[11]。

圖 2-2 鋁合金之分類[11]

依據美國鋁業協會 (American Aluminum Association) 所制定的 鋁及鋁合金之編號系統為現今世界各國所通用之規格。鋁及鋁合金之 編號系統如同它們的製造方法一樣，區分為「鍛造用」與「鑄造用」 兩大類。所謂鍛造用鋁合金，是在高溫加工成形後使用之鋁合金，其 編號系統以四位數字來表示，如表2-1。在最末數字之後再加入加工 或熱處理條件的代號如表2-2所示。本研究所使用之鋁合金均以鍛造

-9- 為主。鍛造用鋁及鋁合 金之編號意義如下[11]_： （1）如表2-2所示，合金編號之第一位數字表示合金系(主要合金元 素)。 （2）第二位 數字，0表示原來合金，其他數字即表示不純物規定或添 加微量之元素不同之改良合金。 （3）第三位與第四位 數字表示不同化學成分之合金識別，但對 1xxx 系之該兩位數字系表示純度。例如 1050 及 1070 分別表示該鋁純度為 99.50％及 99.70％以上。 表 2- 1 鍛造用鋁合金之種類[11]

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-11- 2.1.2.1 2xxx 鋁合金簡介 A2024與A2219均屬於可熱處理型高強度鋁合金，二種合金成份 上最大差別是鎂含量，A2024約含1.2 -1.8 wt%之鎂，所以可說A2219 為Al-Cu合金，而A2024為Al-Cu-Mg合金。與A2219同屬Al-Cu合金尚 有A2011、A2025鋁合金，這這三種合金通常用於飛機及運輸結構材 料，故對於國防工業上極為重要。對於Al-Cu-Mg而言，加工時效硬 化(Work-artificial aging)是其特性，與A2219相較此部份的熱處理程序 可大幅地提升A2024擁有更高的拉伸強度。 本實驗所用的A2219含5.8 -6.8 wt% Cu，主要用於卡車車輪、飛 機結構、加速器氣密元件與各式航太用螺絲零件，在飛機結構件上， 經披覆的A2024鋁夾板可作心材，披覆的材料為A1230純鋁。故A2024 亦為國防工業上應用廣泛的重要材料。 A2024鋁合金可說是2xxx系 中，強度最大之合金，若是改進其銲接性，則其應用將更為廣泛。 2xxx系合金與其他系鋁合金比較，由於銲接性較差，結合主要以 鉚釘、鏍釘或點銲的方式進行。但切削性佳，尤其是添加 Pb、Bi的 A2011合金具有極為優良的快速切削性，大量被使用於機械零組件上 [12]_。 A2024鋁合金屬於2xxx系之Al-Cu合金。2xxx系為最早開發出來的 熱處理型鋁合金，1911年德國Alfred wilm發明的時效硬化型合金，稱 為Duralumin，其標準成份為Cu4％、Mg0.5％、Mn0.5％，代表合金 為A2017。Duralumin的特性是重量很輕，經過淬火時效處理後，可達 到與鋼材相當的高強度。A2024鋁合金係1930年代開發成功，含 3.8~4.9wt%Cu，A2024(Super Duralumin)為含Mg量較多的2xxx系合 金，由於含有1wt%左右之Mg，使得合金強度更加提高，Mg的存在有 固溶強化的效果，也有析出強化的作用。雖然A2024合金在2XXX系

-12- 中具有最高強度，但也由於Mg的含量較高，使其銲接性變差[2,11,13]_。 2.1.3 7xxx 鋁合金簡介 高強度鋁合金為7xxx系Al-Zn-Mg-(Cu)合金是鋁合金中開發較晚 的合金，但也是鋁合金中強度最高的鋁合金，其主要合金成分元素 Zn、Mg、Cu與微量元素Zr、Sc與Ag等及部分雜質如Fe、Si等元素所 組成，然每種元素所佔的比例亦影響合金化之強度性能，每種元素主 要有下列之特性: 2.1.3.1 主要合金化元素-鋅、鎂 Al-Zn-Mg-Cu(7xxx)系合金的機械性能主要取決於Zn、Mg的含 量，Zn和Mg在高強鋁合金中形成主要的析出強化相，隨著Zn、Mg 含量的增加，機械強度顯著地增大。但高強鋁合金在強度增大的同 時，塑性、韌性及抗應力腐蝕性能都有減小的傾向。Zn、Mg和Al形 成高濃度的三元固溶體T(Al2Mg3Zn3)相；Zn和Mg之間形成二元的 η(MgZn2)相，這2種相在合金中的溶解度隨溫度的降低急劇下降，因 而高強鋁合金具有很強的時效硬化能力。因此合理設計合金中Zn、 Mg的含量，尤其是其品質比對改善高強鋁合金的性能有重要意義。 在一定範圍內適當地提高Zn/Mg比。可以使合金獲得良好的綜合性 能。根據Gruhl等的觀點[14]_{，Zn/Mg = 2.7～2.9，即Zn/Mg比接近} T(Al2Mg3Zn3)相的化合比為2.71時，合金的綜合性能最好。也有人認 為若把Zn/Mg比提高到3.5左右，可獲得良好的靜強度、疲勞強度和斷 裂韌性。但當Zn含量超過7%時，合金與斷裂韌性相關的性能急劇降 低、銲接性能、耐蝕性能顯著惡化。在一定範圍內Mg含量過高會導 致應力腐蝕開裂，加重應力腐蝕破壞 (Stress Corrosion Cracking, SCC) 的敏感性。在A1-Zn-Mg基礎上再加入Cu元素，Cu與A1、Mg結合形

-13- 成Al2CuMg強化相。改善Zn、Mg含量高時帶來的塑性和抗蝕性降低 的缺點，提高強度和循環負載之抵抗力。在高Zn合金中，Cu原子溶 入GP區，可以提高GP區的穩定溫度範圍，延緩時效析出[15]_。Cu原子 還可溶入η’和η相中，降低晶界和晶內的電位差，提高合金的抗應力 腐蝕性能。對於Zn/Mg比較大的合金，提高其Cu含量，能夠保持較高 的韌性。在高強鋁合金中保持較高的Zn/Mg比和Cu/Mg比是獲到良好 性能的基礎。由於7xxx系合金具有優良的時效硬化能力，所以在要求 高比強度的飛機、汽車及國防工業等結構材中，多以其為優先選擇 [1,11]_{。然而此系列鋁合金在應用上卻存在著嚴重的應力腐蝕破壞敏感} 性的問題[5]_{，在材料經T6 頂時效(Peak-aging)熱處理具有尖峰強度的} 情況之下，極易受到應力腐蝕破壞，尤其在含有氯的環境下及厚件的 短橫軸方向上更為顯著。T73過時效(Over-aging) 處理可有效提昇其 抗應力腐蝕破壞的能力，但此過時效處理卻會造成與T6 尖峰強度相 較，損失約10%～15%的強度。 2.1.3.2 微量合金元素-鋯、鈧、銀 鋯(Zr)在Al-Zn-Mg-Cu(7xxx)系合金中是值得重視的微量元素。在 一定含量範圍內Zr 可形成細小的Al3Zr分散相 [16]_{，可抑制合金的再結} 晶和晶粒長大。近年來，國外研究學者採用Zr代替Mn、Cr等來控制 鋁合金的再結晶及晶粒度。法國的Morere Bruce等研究了Al3Zr對 A7010鋁合金之再結晶的影響[17]。Zr在鋁中有3種存在形式，如圖2-3 所示：(1)與A1生成Al3Zr初晶；(2)析出共晶或非共晶Al3Zr分散質點； (3)溶入A1中形成過飽和或高過飽和固溶體，Zr在A1中平衡溶解度為 0.28%，在半連續鑄造快速冷卻時溶解度可達0.35%。Zr在高強鋁合金 中的應用始於1956年前蘇聯研製的B96合金，之後逐漸成為高強鋁合 金中不可缺少的微量元素。添加Zr可以提高合金的抗應力腐蝕、抗剝

-14- 落(或層狀)腐蝕性能，同時合金的淬火敏感性不會顯著增大。 圖2-3 Zr在鋁合金中存在形式的演變示意圖[17] Zr的作用主要表現在以下幾個方面： (1)抗應力腐蝕性能，因為需通過纖維組織才能達到抗應力腐蝕性 能。根據Day等的理論，小角度晶界比大角度晶界更有利於抗應力 腐蝕性能的提高。合金中添加Zr以後，經適當加工處理將得到纖維 狀組織，其小角度晶界提高合金的抗應力腐蝕性能。 (2)淬火敏感性，在合金固溶後緩慢冷卻時，已存在的高熔點Al3Zr顆 粒將會成為平衡析出相(MgZn2等)的成核核心。顆粒密度越高、尺 寸越大，與基體的匹配關係越差，則越會成為平衡相的優先成核 位置，越有利於平衡相的析出，合金的淬火敏感性也就越大。相 對於Mn、Cr等元素，含Zr的顆粒尺寸細小(≤ 30nm)，與基體具有 良好的共晶關係(δ =0.8％)，且顆粒密度相當，因此相應的淬火敏 感性要小得多[18,19]_。 (3)抵抗再結晶行為，Zr最為顯著的作用是抑制合金的再結晶行為，獲 得扁平的纖維狀組織，使變形過程中產生的高密度差排和變形組 織得以保留下來。Zr的這種作用是通過形成Al3Zr (Li2)中間相來實 現的。Al3Zr尺寸細小、密度大，與母相的不匹配率僅有0.8%，是 一種極為有效的強化分散體和再結晶抑制劑[20]_。 (4)在斷裂韌性方面，含Zr合金的斷裂韌性優於含Mn、Cr合金。根據

-15- Hahn-Rosenfield模型，顆粒與基體界面強度高、顆粒尺寸小、間距 大，均有利於改善合金的斷裂韌性。Al3Zr顆粒C=1.729 nm，a=0.401 nm，其中a與基體的(a=0.405 nm)非常接近，與基體呈半整合關係， Al3Zr(Li2)相與基體完全整合。而含Mn、Cr顆粒與基體不整合。因 此，整合/半整合的Al3Zr顆粒與基體的介面強度大於不整合的含 Mn、Cr顆粒與基體的介面強度。含Mn、Cr顆粒相尺寸比Al3Zr的 粗大，含Mn、Cr相大約為70nm，而Al3Zr小於30nm。另外，含Mn、 Cr顆粒為不規則形狀，Al3Zr顆粒則為球形。因而，Al3Zr顆粒的界 面強度、顆粒大小及形狀都有利於提高合金的斷裂韌性。 鈧(Sc)是一種較新的合金元素，它對鋁合金的組織和性能影響是 近年來研究的熱門課題。鋁合金中加入Sc後在均勻化或固溶過程中析 出與基體完全整合的彌散相Al3Sc，與Al3Zr有相似的作用，能夠有效 地抑制再結晶，但效果更佳。此外，Al3Sc本身細小均勻，可以細化 鑄態組織，使鑄態組織從樹枝晶向等軸晶轉變。Sc還可以增加保留在 固溶體中主要合金元素Zn、Mg、Cu的量，降低鑄造後形成(T)相的量。 添加0.1% Sc，強度可以提高10~20MPa，另外Sc還能改善合金的腐蝕 性能與銲接性能。近年來，俄羅斯採取向A1-Zn-Mg合金中同時添加 Sc和Zr的方法，開發出抗疲勞性能、銲接性能和韌性好的高強鋁合金 [21]_。 Polmear等[22]發現在A1-Zn-Mg-(Cu)合金中加入Ag不會提高合金 的時效硬度和強度峰值水準，但會顯著擴大合金獲得時效峰值的溫度 範圍，在220。C仍保持高硬度和強度。含Ag合金中η’相分散度較高， 這 與 Ag 刺 激η’相成核、提高GP區的數目或GP區的溶解溫度從 120~140℃提高到200℃左右有關。對含Ag的7×××系合金(7055-0.2Ag) 的時效動力學及組織的研究表明：120℃及150℃單級時效，Ag的添

-16- 加促進GP區的析出，加速時效回應，提高了GP區和η’相的穩定性。 回復再時效中，Ag的添加促使GP區溶解溫度和η’相穩定性的提高， 180℃回復再時效，合金的強度保持穩定，而200℃和220℃回復再時 效則強度先是增大，然後逐漸減小。 2.1.4 鋁鈧合金特性與簡介 1879年由瑞典化學家Nilson在研究稀土元素過程中發現不同光 譜，由於是在斯堪的納維亞半島的礦物中發現，因此將其命名為鈧 (Scandium, Sc)元素。鈧在元素週期表中與釔、鑭系元素和錒系元素 同屬於III B族，是第一個過渡元素，其化學性質與稀土釔和鋁相似。 鈧的原子數為21，相對原子質量44.9559，金屬鈧具有金屬光澤，銀 白色，具備兩種晶體形式。在標準狀態下為六方最密堆積(Hexagonal Close-Packed, HCP) 的 α-Sc ， 加 熱 至 1337℃ 轉 變 為 體 心 立 方 (Body-Centered Cubic, BCC)的β-Sc[23]。 鋁鈧合金早期並不受到西方世界的重視，主要是鈧的取得不 易、價格昂貴，在20世紀70年代至80年代，前蘇聯在鈧的生產與應用 進行大量的研究並有顯著成果，隨後更引起西方國家的研究與生產熱 潮。Sc是一種較新的合金元素，它對鋁合金的 组織和性能影響是近年 來研究的熱門課題。鋁合金中加入Sc後，在均 匀化或固溶過程中析出 與基地共格的彌散相A13Sc，與A13Zr有相似的作用，能 够有效地抑制 再结晶且效果佳。由於A13Sc本身细小均匀，可以细化鑄態組織，使 鑄態組織從樹枝狀晶向等軸晶轉變[24,25]_{。Sc還可以增加保留在固溶体} 中主要合金元素Zn、Mg、Cu的量，降低鑄造後形成η相的量。合金 中添加0.1%Sc，强度可以提高10-20MPa，另外Sc還能改善合金的腐 蝕性能與銲接性能。近年來，俄羅斯以7xxx系列合金(A1-Zn-Mg)中同

-17- 時添加Sc和Zr的方法，發展出抗疲勞性能、銲接性能和韌性佳的高強 度鋁合金。因此，添加鈧於鋁合金中確實能提升許多性能，目前已漸 漸應用在需要高強度比(高強度、質輕)的零組件上。鈧對鋁有細晶強 化作用，以及Al3Sc 對鋁有散佈強化及次結構(sub-structure)強化作用 [26-28]_{，因而造就鋁鈧合金擁有許多其他鋁合金沒有的優點，其優點如} 下： (1)降伏強度、抗拉強度及硬度等機械性質之大幅提升[29]。 (2)提高疲勞強度、疲勞裂縫成核與成長之阻抗與腐蝕阻抗。 (3)提升再結晶溫度，抑制再結晶現象[30]。 (4)減少銲接時之熱裂敏感性，提升銲接性、耐久性、可塑性與成形 性。 (5)降低晶粒尺寸並抑制樹枝狀結構產生，形成細晶等軸結構。滾軋 後能得到完全的纖維結構。 (6) 在大範圍的溫度內，提供穩定的超塑性性質。 另外，添加不同合金元素於鋁鈧合金中亦會造成不一樣的影 響，其中以鋯最具影響力，它能在鋁鈧基地中形成Al3(Sc+Zr)，幫助 鈧形成細小的整合型析出物，降低鈧所需之添加量。其他合金元素之 影響如下： (1)鈦與釩跟鋯一樣，能溶解於Al3Sc 裡，幫助鈧形成細小的整合型析 出物，降低鈧所需之添加量[31]_。 (2)鎂不與鈧反應，但它能幫助合金的強度與腐蝕性[32,33]。 (3)鉻添加在鋁鈧合金中會產生負面效應，如降低焊接性。 (4)銅與鈧會形成W 相，此相會降低合金的強度、可塑性與裂縫阻抗 [20,34,35]_。 (5)鐵是在鋁合金中不可避免的夾雜物，當鐵的含量比例不超過

-18- 0.8%，它並不會與鈧反應，因此，不會改變鈧在鋁中的溶解度， 也不會降低鈧在鋁中的再結晶阻抗與強化效應之能力。 2.2 鋁合金之熱處理 熱處理（Heat treatment）是指對材料施以適當的加熱或冷卻，而 利用加熱或冷卻的配合來得到所需的特性為目的，對鋁合金而言，只 有析出硬化型鋁合金（2xxx、6xxx、7xxx）可以藉由一些熱處理的操 作處理來改善其機械性質，減少銲接缺陷，增加強度[36,37]_。 一、 退火處理 主要的目的在消除加工或鑄造時所產生之內應力，或使之軟化以 利於加工或成形。經過冷壓、鍛造、壓成之鍛件經退火處理後可恢復 所失之延展性。 弛力退火（Stress-relief annealing）其目的乃在除去加工硬化，亦 即消除加工時所產生之內應力。通常只需將鋁合金加熱至340±10℃之 溫度，保溫1小時後再爐冷或空冷即可。為避免過度的氧化及晶粒成 長（Grain growth），最高的弛力退火溫度以不超過410℃為宜。 完全退火（Full annealing）目的在於完全軟化，亦即消除析出硬 化 效 果 或 消 除 高 溫 加 工 後 速 冷 之 影 響 。 通 常 將 鋁 合 金 加 熱 至 415~440℃的溫度，保溫2小時，然後爐冷（最大冷速以不超過28℃/ h 為宜）至260℃。 二、 安定處理（Stabilization） 5xxx系列的鋁合金經過冷加工後，再進行120-180℃低溫熱處理 稱為安定處理，在處理過程中允許一可控制的回復現象（Recovery） 的發生。在安定處理後強度會下降但延展性會上升。因為內部結構能 量的釋放，材料到達一個低能量狀態，對於更進一步回復的驅動力降

-19- 低，在低溫環下使用其結構不再發生變化。未做安定處理者其強度隨 時間增加而逐漸降低，做過安定處理者強度則不隨時間改變。 三、 時效硬化處理 (一) 鋁合金析出強化之基本原理 析出強化又稱為時效硬化(Aging hardening)，其基本原理是利 用過飽和固溶體基地中成串之微細整合型(Coherent)溶質原子析出物 的析出，因溶質原子與溶劑原子在尺寸大小差異下而產生應變場，當 溶質原子聚集數量越多其尺寸差異就越大，進而導致更大的應變場。 致使從過飽和固溶體狀態下所析出之結構，因溶質原子聚集數量變多 導 致 結 構 差 異 大 ， 而 形 成 半 整 合 型 (Semi-coherent) 或 非 整 合 型 (Incoherent)介面，進而阻止差排之運動而達到強化基地的作用，如圖 2-4所示[38]。 圖2-4 析出相與基地之界面關係 (a)整合型析出；(b)非整合型析出[38] 故析出強化效果取決於差排與溶質原子間的交互作用，主要透過 二種方式: (a)差排切過阻擋在路徑上的析出粒子；(b)差排包圍析出物 並從析出粒子之間穿過，如圖2-5所示[39,40]_{。不論是上述那一種情形，} 當差排要通過析出粒子時，所需應力就必須提高。在圖2-5(a)顯示， 析出初期當整合型溶質原子或GP zone 之強化相與基地產生扭曲應

-20- 變體積甚小時，則差排在滑移過程中可以直接切過去，或強化相顆粒 大，且與基材是整合型，而此時差排力量夠強，則可能切過此強化相； 當析出過程持續進行，強化相會轉變成半整合之中間相，造成晶格應 變阻礙差排運動而增加材料的強度；至析出後段，如圖2-5(b)所示。 可藉由Orowan所提機構說明[41]_{。當析出顆粒尺寸及硬度夠大的情況} 下，差排被顆 粒阻擋而無法順利通過，結果造成差排受力彎曲且環繞 析 出 顆粒 周 圍 形 成 差 排 環 (Dislocationloop) ， 此 差 排 環 會 發 生 像 Frank-Read差排源一樣的抵銷，此抵銷作用使差排能繼續移動而通過 析出顆粒的間隔，且在析出顆 粒四周留下差排環，此時強化的效果只 有來自差排繞過析出物時所產生的阻擋效果，而隨著析出物的成長與 粗大化，強化效果也會越 來越低。因此析出物尺寸大小與析出物在基 地上分佈情形決定了析出硬化型合金強化效果的好壞。 圖2-5差排與溶質原子間的交互作用(a) 差排切過阻擋在路徑上的析 出粒子；(b) 差排包圍析出物並從析出粒子之間穿過[39,40] 可再藉Al-Cu合金來說明其基本原理： 透過圖2-6 Al-Cu合金平衡相圖瞭解，銅原子全部溶入鋁基地中而 為一單相固溶體(或稱α相)，其溶解度很小，在共晶溫度時，溶解度 最大(5.65％)；常溫時，溶解度在0.5％以下。當Al-4%Cu合金施以固 溶處理時，藉由圖2-6可知銅原子全部溶入鋁基地中而為一單相固溶

-21-

體(或稱α相)，將此一固溶體若施以高溫緩慢冷卻，則由於低溫下原

子擴散速率緩慢，將會在晶界析出無法溶解之Cu，此Cu以金屬化合 物CuAl2之狀態(θ相)存在於α基地內，Al2Cu (或稱θ相)化合物之析出將 被 抑 制 ， 淬 火 後 而 形 成 一 種 不 平 衡 不 穩 定 的 過 飽 和 固 溶 體 (Supersaturated solid solution)，此時銅原子含量超過了平衡之濃度，

因此常溫所得組織為固溶Cu4％之過飽和α固溶體。 圖 2- 6 Al-Cu 合金平衡相圖[42,43] 將淬火後之過飽和固溶體放置在室溫或較高溫時，析出物就會被 逐漸地析出，此時強度會增加，但伸長率會下降。若溫度太高則將直 接析出CuAl2平衡相，由於此時析出物晶粒粗大且稀疏，對強度之提 高有限。但若溫度較低，析出物細小且分佈密緻，能阻礙差排移動而 使合金強化，故可造成所謂的析出硬化效果。依其析出之順序分別有 GP zones（或稱GP-Ⅰ）、θ″(或稱GP-Ⅱ)及θ′三種過渡相(Transition phase)，如圖2-7[43]所示。而Al-Cu析出物與相圖之間的關係，亦即在 人 工 時 效 其 整 個 析 出 過 程 為 ： 過 飽 和 固 溶 體 →GP-Ⅰ→θ″_{→θ′→θ(Al} 2Cu)。

-22- 圖 2-7 Al-4％Cu 合金析出序列[43] 不平衡析出物GP-Ⅰ、GP-Ⅱ及θ′相稱為整合型析出物，而平衡 狀 態的θ相稱之為非整合型析出物。時效硬化合金之性質視時效溫度及 時間而定，圖2-8所示為時效時間對Al-4％Cu合金之強度或硬度的影 響[44]_{，當整合型析出物生長時，合 金的強度隨時效時間而增加；當穩} 定的非整合型θ相析出時，合金的強度下降，此時合金在過時效 (Overaging)狀態。隨著時效時間的增長，析出物的種類及析出量有所 變化，各種性質亦隨之變化，如圖2-9所示。時效溫度與時間對Al-4 ％Cu合金之降伏強度的影響，時效溫度在260°C時，若持溫超過0.1 小時，即發生過時效，合 金強度下降。

-23- 圖 2- 8 時效時間對 Al-4％Cu 合金之強度或硬度的影響[44] 圖 2- 9 時效溫度與時間對 Al-4％Cu 合金之降伏強度的影響[44] 至於6xxx系(Al-Mg-Si系)合金及7xxx系(Al-Zn-Mg系)合金，其析 出硬化機構與2xxx系(Al-Cu-Mg系)合金類似，為析出物種類不同，其 析出過程分別如下[44]_：

（1）Al-Cu-Mg(e.g.,2024)：SS→GP→S’(Al2CuMg)→S(Al2CuMg) （2）Al-Mg-Si(e.g.,6061)：SS→GP→β’(Mg2Si)→β(Mg2Si)

-24- (二) 鋁合金析出硬化之基本步驟 鋁合金析出硬化的三個步驟：1.固溶處理(Solution treatment)；2. 淬火(Quenching)；3.時效處理(Aging treatment)。析出硬化的每一個步 驟對析出硬化的效果影響很大，例如固溶處理選取不當，淬火速率不 夠快，時效時間及溫度不當，都可能造成材料性質上的損失，而無法 符合設計上的要求，故欲發揮析出硬化效果，需對每一步驟的影響因 素有充分瞭解。茲就各步驟之要點及其注意事項分述如下： （1） 固溶處理 此階段係將材料升溫到固溶線（Solvus）上之單相區域T0溫度， 如圖2-10，使溶質全部溶入基地中而為單一固溶體（Solid solution）。 但溫度不得超過共晶溶解溫度，否則沿晶界將有溶解現象，會造成淬 火後材料變脆。在固溶溫度範圍內，溫度選擇愈高，則其原子的擴散 速率愈快，析出硬化效果也就愈加顯著。 一般固溶處理時間(Soaking time)應足以讓溶質原子全部溶入基 地，因此有其最佳時間。若時間太長則易造成過度晶粒成長且浪費資 源。此外材料厚度和加熱所用之介質的不同，都會影響所需的加熱時 間和受熱的均勻程度。厚度的計算應取材料截面的最窄處；空氣爐時 間的計算應以爐溫升至所定的溫度開始計算；而鹽浴爐時間的計算可 以從浸入時開始計算。 （2） 淬火 將固溶處理後之單一固溶相淬火到固溶線以下T1溫度而得到過 飽和固溶體，為了得到較佳析出硬化效果，冷卻速率應夠快。若材料 放置於T2恒溫或室溫T1一段時間，使其逐漸析出而造成性質上之變 化。將過飽和固溶體放置於T2恒溫的處理稱為人工時效 (Artificial aging)；將過飽和固溶體放置於T1室溫的處理，稱為自然時效(Natural

-25- aging)。 （3） 時效處理 將淬火後所得之過飽和固溶體，置於室溫或加熱至適當高溫，維 持一最佳時間，則固溶體的金屬會以化合物的形態析出，而形成強化 機構。在實際的操作上， 時效處理依放置之溫度可分為自然時效與 人工時效兩種。在室溫下進行者，稱為自然時效(Postweld natural aging, PWNA)；而置於高溫下進行者，稱為人工時效(Postweld artificial aging, PWAA)。 圖 2- 10 Al-Cu 合金析出硬化熱處理過程[44] 2.3 鋁合金之銲接特性(銲接金屬微觀組織特性) 銲接的行為乃將熱源局部加熱於材料上，使材料局部受熱而熔 化，致使與銲接的材料因而成為液態而發生混合隨著溫度的降低而 發生聯結的作用。 2.3.1 熔池邊界的磊晶成長 當施行不填料銲接(Autogenous welding)時，液態的銲接金屬化學 成分與基材之化學成分是相同的。當銲接金屬由高溫液態，凝固至低 溫固態時，銲接金屬由熔池邊界的晶粒向銲道的中心成長，這種由於

-26- 原子排裂的連續性造成晶粒成長行為，稱為磊晶成長，如圖 2-11 所 示[45]_。 2.3.2 競爭性的成長 當銲接金屬由熔池邊界生成時，它的生長方向垂直於液態及固態 的界面，亦即溫度梯度最大的方向。但各材料都有其最佳生長的方 向，如體心立方格子( B. C. C.)的金屬，及面心立方格子( F. C. C.)的金 屬為<100>的方向；而六方最密堆積( H. C. P.)的金屬為<1010>的方 向。如果最佳的生長方向與最大溫度梯度的方向相同，則此晶粒的成 長受到完全的鼓勵，否則晶粒的成長便會受到抑制，終致於完全停 止，如圖 2-11 所示[45]_。 圖 2- 11 銲道內之晶粒成長[45] 2.3.3 銲道中心發生等軸晶生成 當磊晶成長在合金熔池邊界發生後，生成的微結構由於組成過冷 (Constitutional supercooling) 所 致 ， 可 能 為 細 胞 結 構 (Cellular structure) 、 柱 狀 結 構 (Columnar structure) 或 樹 枝 狀 結 構 (Dendrite structure)，均由熔池邊界向熔池中心生長。在熔池中心的等軸晶的生 成卻不再由磊晶及競爭性成長所主導。此等軸晶生成的機構系在於固 相物體介入液態熔池之中，造就了新晶粒的核(Nuclei)，而生長在最

-27- 後凝固的銲道中心附近。此機構因介入固向的不同，而分為[43] : (1) 枝 臂 破 斷 (Dendrite Fragmentation): 在 液 相 與 固 相 間 的 泥 狀 區 (Mushy zone)由於熔池的表面張力、電磁力等造成的對流，使樹枝 狀結構之枝臂破斷，流入熔池中，最後在銲道中心附近悻存而成 為核等軸晶並賴以成長。

(2) 晶粒分離(Grain detachment):在部分熔融區(Partial melting zone) 中，晶界形成液態膜使晶粒鬆動而流入銲道終而形成核。 (3) 異質成核(Heterogeneous nucleation):合金元素與雜質的介入形成 高熔點化合物，在銲接過程中流入銲道而形成核。 (4) 表面成核(Surface nucleation):在銲接過程中，利用方法使熔池表面 的液態金屬溫度降低產生固體，此固體沉入熔池中再流至銲道中 心附近成核。 2.4 銲接金屬與熱影響區的特性及其機械性質 2.4.1 銲接金屬的機械性質 當施行不填料銲接時，銲接金屬的機械性質決定於銲接金屬之樹枝 結構的二次枝臂間距(Secondary dendrite arm spacing)，較小的樹枝結

構二次枝臂間距，具有較佳的機械性質[45]。這是由於晶粒細化的結果 所造成，較小的樹枝結構二次枝臂間距，相當於具有較細的晶粒。 然而，樹枝結構之二次枝臂間距受銲接時金屬之冷卻速率所控制，較 快的冷卻速率可達到較小的樹枝結構二次枝臂間距，而較慢的冷卻速 率 則得到較大的樹枝結構二次枝臂間距。因此，銲接時入熱量小者， 其冷卻速率較快，樹枝結構二次枝臂間距較小，其機械性質較佳。反 之，銲接時入熱量大者，其冷卻速率較慢，樹枝結構二次枝臂間距較 大，其機械性質較差。

-28- 2.4.2 熱影響區的機械性質 熱影響區是指鄰近銲道，受銲接時熱輸入影響，先提高溫度，進 而再冷卻之熱循環造成其為觀結構改變之區域，稱為熱影響區。在銲 接過程中，大量的熱能被供給作為熔化填料金屬與銲件母材之用，但 是銲道附近的母材金屬仍承受殘留的熱量影響。因此距銲道不同距離 的母材各處，實際上感受到一梯度的溫度分佈，母材將因承受升溫和 急冷的溫度變化，特稱為熱循環過程(Thermal cycle process)，母材經 歷熱循環後，如同經歷一次短時間的熱處理過程，材料微觀組織將因 而改變。改變之情況則視母材銲前的原始加工狀態而定，但是變化情 形總離不開基地變化(matrix change)，析出物析出、晶粒在結晶銲成 長等現象。故母材熱影響區之機械性質因而起了巨大變化。隨著母材 的改變，熱影響區會有不同的變化，熱處理型鋁合金晶銲接後，母材 熱影響區大致可細分為五種顯微組織迥異的部份，由銲道區分依序， 如圖 2-12 所示[46]： (1) 過熱區(Overheated zone):此區靠近銲道，感受到之溫度最高，其 顯微組織與材料在過熱情況下，經淬火所得之組織類似。合金所 含的共晶組成(Eutectic constituents)可能因高溫而部份溶化和再 凝固(Resolidified)，同時合金區內的析出物，因擴散作用將往晶 界(Grain boundary)和晶粒中心(Grain center)兩處聚集，受高熱作 用下導致析出物集中，凝聚(Agglomeration)成粗大顆粒，故強度 降低、延伸率變差以致於機械性質變差，容易產生裂縫。 (2) 固溶區(Solution zone):所承受溫度較過熱區為低，其顯微組織與 鋁合金正規固溶處理(Solution Heat-Treatment)所得組織相類似。 因此，母材原本所含之析出物，在此區域將重新固溶到基地內， 假 如 銲 後 加 以 適 當 的 自 然 時 效 (Natural aging) 或 人 工 時 效

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(Artificial aging)，此區有機會恢復母材原有性質，強度可回升， 其機械性質較過熱區佳。

(3) 部份固溶區(Partial solution zone):因承受溫度比固溶區低，此區顯 微結構與鋁合金被加熱未達正規標準固溶溫度即水淬下來所得 之組織相仿，唯溫度仍不夠高，仍有部份析出物無法完全固溶回 去基地內，沒有固溶回去之析出物將聚集粗大化。 (4) 過 時 效 區 (Overaged zone): 析 出 物 往 晶 粒 中 心 聚 集 合 併 (Coale-scence)成粗大顆粒，材質成了過時效狀態，因此，機械性 質最差。施予人工時效或全成熱處理，方能改善此區強度[11]_。 (5) 未受影響區(Unaffected zone):此區遠離銲道所感受到之溫度最 低，鋁材不受影響，其性質與未銲前一樣。 非熱處理型鋁合金大都以加工硬化(Strain hardening)作為強化材 料的手段。因此，經銲接加工過後，母材大致可區分為熱影響區及未 受影響區等兩種性質截然不同的區域。熱影響區由於受到銲接高溫影 響，材料微觀組織產生變化。依影響程度有退火及再結晶等反應，晶 粒成長，硬度及強度因而降低。

有部份熱處理型鋁合金在固溶處理(Solution heat treatment)之 後，再施以不同程度的冷加工，然後在進行時效處理。此種材料經銲 接後，熱處理區的材質將同時產生前述兩種反應。 母材熱影響區所涵蓋範圍與銲接輸入熱量及材料厚度有密切關 係，因此減少銲接輸入熱量及銲接道數(Pass)，將可縮小其範圍[44,47]， 但是欲要完全回復熱影響區強度則有賴人工時效或是全程熱處理的 作用。

-30- 圖2-12 熱處理型鋁合金銲後熱影響區組織圖[46] 2.5 鋁合金之銲接缺陷 鋁合金在銲接時，常見之缺陷有下列數種： 2.5.1 氣孔(Porosity)的生成 在鋁合金銲接過程中，其電弧前端溫度約為鋁熔點的三倍左右， 而此高溫與電磁力的作用下，鋁液中的含氫量可達到熔點時的約70 倍[11,47]_{。而Kammer亦指出}[47]_{，由於氫的分壓較氧、氮、氯等氣體分} 壓小許多，亦即在銲後所生成的氣孔可歸於氫氣的存在。氫氣易在熔 池金屬凝固過程中產生，主要是因銲接過程熔池金屬從溶融液態 金屬 轉變成固態金屬的瞬間過程，有大量的氫氣會被釋出於凝固中的熔 池， 若熔池凝固的速度大於氫氣逸出熔池的速率則氫氣便會在銲道內 形成氣孔，如圖2-13所示[11]_。

-31- 圖 2-13 不同溫度下氫在純鋁之溶解度變化[11] 而Eastwood亦提到[49]，水氣(Moisture)是氫氣的主要來源氫氣的主要 來源，因此，Kammer將水氣來源區分內(Internal)在與外在(External) 來源。內在來源即溶於銲件母材(HB)、填料金屬銲條(HF)與電極 (HE)GMAW電極即為銲條；外在來源即GTAW電極與銲條是分離表面 的污染，如氫氧化物、碳氧化物或氧化物所吸收之水氣，與 不純的保 護氣體(HG)中滲入的空氣或濕氣都會造成氣孔存在於銲道內 [50-52] ，其 氫氣來源如圖2-14所示。 圖2-14 在GMAW銲接過程之氫氣來源[11] 在上述水氣來源中，內在來源含量較少也較不易去除，而外在來 源則是水氣的主要來源，可以靠控制銲件母材及填料材之表面狀況來

-32- 降低水氣含量。在降低外在水氣含量上，Sitvert 指出保護氣體的露 點(dew point)溫度上升將會造成氣孔成比 例的增加，如圖2-15所示。 圖 2-15 氣孔的生成與露點溫度之關係[54] 因此降低保護氣體的露點溫度能有效減少氣孔之存在。Cheever亦提 出[53]_{銲道氣孔影響程度依序為: (1)遮護氣體的含水量，(2)母材或填料} 材的表面含水量，(3)鋁合金所含的雜質。而氣孔對銲件機械性質的 影響有：抗 拉強度，伸長率及疲勞強度，受氣孔的影響會大幅降低， 而降伏強度所受到的影響較少[54,56,57]_{，如圖2-16所示。} 圖 2-16 銲道氣孔對機械性質的影響[54]

-33- 2.5.2 氣孔的防治 由氣孔的生成原因瞭解，減少或防治氣孔的方法可從幾方面著 手，首先由Woods[54]_{提出高溫下鋁液中的氫含量遽增的現象，可就銲} 接方式選擇較有利的銲接參數，如降低電流即減少熱輸入量，不僅可 減少氣孔量亦可降低母材之熱影響區之大小，或者選 則高功率低輸 入熱之銲接方式。而Cheever所提出的影響，可就保護氣體之濕度進 行改善、銲件母材與填料材之清潔與存放管理都可有效防治氣孔的產 生。 2.5.3 變形 在銲接的過程中，由於銲接熱源於母材上加熱與冷卻作用，這時 由於熱擴散及收縮的作用與熔填金屬的凝固等，使得銲道附近的填料 金屬(Filler metal)與母材產生熱應變(Thermal strain)，由熱應變再產生 熱應力(Thermal stress)，這些應力有彎曲(Bending)、迴轉(Rotary)的現 象，這種現象稱為銲接變形(Welding distortion)產生的主要原因[58]， 如圖2-17。 銲接變形不但損及銲件精度，更會降低其強度，使材料失去性 能。若要將已完成銲件之變形矯正，則以下可做參考改進： (1) 拉直，可加熱或不加熱。 (2) 去除銲道（可能一個或多個），再重新銲接。 (3) 加熔填金屬於特定區域。 (4) 銲接後熱處理。

-34- ` 圖 2- 17 各種銲接變形之形式[60] 2.5.4 不完全熔融及不完全穿透 2.5.4.1 不完全熔融或熔融不良 不完全熔融因為母材（或前一道之熔填金屬）的溫度沒有達到熔 點而產生。以及附著於接口與母材上有高溫氧化物或雜質未除淨完 全，此外開槽角度不足或母材與填料配對錯誤，亦可能造成銲接金屬 的相鄰兩層間或者與母材間之熔解不良情形，如圖2-18。 圖2- 18 不完全熔融[59] （a）縱向彎曲變形 （b）橫向收縮 （c）挫曲變形 （d）角變形