不□鋼與Inconel 718超合金TIG-Flux對接之研究

國 立 交 通 大 學

機械工程學系

碩士論文

不銹鋼與 Inconel 718 超合金 TIG-Flux 對接

之研究

Study of a TIG-Flux Welding Process for Butt-joining

Stainless Steel and Inconel 718 Superalloy

研 究 生 ： 徐 肇 鴻

指 導 教 授 ： 周 長 彬 教授

不銹鋼與 Inconel 718 超合金 TIG-Flux 對接

之研究

Study of a TIG-Flux Welding Process for Butt-joining

Stainless Steel and Inconel 718 Superalloy

研 究 生 : 徐 肇 鴻

Student : Zhau-Hong Hsu

指 導 教 授 : 周 長 彬

Advisor : Dr. Chang-Pin Chou

國 立 交 通 大 學

機械工程學系

碩士論文

A Thesis

Submitted to Department of Mechanical Engineering

College of Engineering

National Chiao Tung University

in Partial Fulfillment of the Requirements

for the Degree of

Master

in

Mechanical Engineering

June 2010

Hsinchu, Taiwan, Republic of China

不銹鋼與 Inconel 718 超合金 TIG-Flux 對接之研究

研究生：徐肇鴻 指導教授：周長彬 國立交通大學 機械工程學系 碩士班

摘 要

本研究之主要目的在於探討添加活性助銲劑，對於不銹鋼與 Inconel 718 超合金對接銲件之銲道熔深影響。活性助銲劑以氧化劑粉末為主，包括

SiO2、NiO、MoS2及 MoO3四種，銲接方法採用不加填料金屬，且以氬氣為

保護氣體的鎢極惰氣銲(Tungsten Inert Gas, TIG)來進行 Bead-on-Plate 實 驗。 本研究之銲件以金相實驗來觀察其微觀組織，並利用微硬度測定機來 瞭解銲道之機械性質，另外，以實體顯微鏡量測銲道的幾何形態，並記錄 銲道熔深及其寬度，以取得所有銲件的銲道深寬比。本研究以上述四種活 性助銲劑，依各 50%的比例來調配成六種混合型活性助銲劑，並探討混合 型助銲劑對銲道熔深與深寬比之影響。最後，本研究應用田口方法於厚度 7mm 的不銹鋼與 Inconel 718 超合金試片，進行異種材料 TIG-Flux 對接的最 佳化實驗，選擇混合三種不同比例的 SiO2與 MoO3粉末的混合型助銲劑， 並搭配五種銲接製程參數，包括銲接電流、銲槍走速、氬氣流量、鎢棒角 度及電弧長度等，以取得此製程的最佳化參數。實驗結果發現，在固定的 銲接參數下，銲件塗敷不同種類的混合型活性助銲劑於厚度 6.35mm 銲件 上，能有效提升銲件之銲道熔深達 67%至 110%，銲道深寬比提升達 112% 至 371%。由田口方法實驗結果可知，應用田口方法可提升銲件之銲道熔深 達 56.2%，銲道深寬比可提升至 117%。 關鍵字：Inconel 718 超合金、AISI 304 不銹鋼、異種材料銲接、田口方法

Study of a TIG-Flux Welding Process for Butt-joining

Stainless Steel and Inconel 718 Superalloy

Student：Zhau-Hong Hsu Advisor：Chang-Ping Chou

Department of Mechanical Engineering National Chiao Tung University

Abstract

The purpose of this study was to investigate the effect of activating fluxes to the penetration of weldment for butt-joining stainless steel and Inconel 718 superalloy. The activating fluxes used in the experiment were SiO2, NiO, MoO3,

and MoS2. Bead-on-plate argon TIG(Tungsten Inert Gas) weldment was

processed without filling metals.

The microstructure and morphology of the weldments were examined by the optical microscope. The Vickers hardness test was used to measure the mechanical properties of the weldments. According to the measurement results of the width and penetration of the weld bead, the depth to width ratio (D/W ratio) can be calculated. Four fluxes were mixed with each other using 50% weight percent each. The six mixed fluxes were used for investigating the effect to the penetration and D/W ratio of weldment. Finally, by employing the Taguchi Methods to 7mm thickness of stainless steel and Inconel 718 superalloy, six major welding parameters were determined, which were welding current, torch moving speed, argon flow rate, vertex angle of electrode, arc length and the three weight ratio of SiO2 and MoO3.

Under the same welding condition, the results indicated that all the mixed fluxes did enhance the penetration of weldment by 67%~110% for the thickness of 6.35mm. Moreover, the D/W ratio was enhanced up to 371%. The confirmed experiment analysis of Taguchi Methods demonstrated that the penetration of weldment enhanced 56.2%, and the D/W ratio also increased 117%.

誌 謝

本論文得以順利完成，在此要先特別感謝恩師周長彬教授的殷切指導 與悉心照顧，老師待人親切和善，對學生們總是笑容常開，師恩浩翰永銘 於心。以及承蒙陸軍專科學校林玄良助理教授的提攜與勉勵，讓學生在實 驗過程中和撰寫論文時都獲益良多。口試期間更承蒙徐瑞坤教授的指正和 建議，使本論文可以修整疏漏。此外，感謝學長吳東明在銲接製程參數及 助銲劑之選擇上不吝惜之傳授，使我受益匪淺，在此一併表達最誠摯的謝 意。 在碩班求學期間，感謝研究室同學吉修、明良及元駿在課業知識上的 切磋討論與互相鼓勵，使我成長許多。也要感謝博班學長柏青、孟弘及明 璋的關懷與支援，以及學弟治偉、彥彬、漢鵬、自勇、宏信及麟皓的幫忙 和配合，還有畢業學長凱億、正昇、其澧、佳杰及安佑的照顧，這兩年來 有他們的陪伴，美好的回憶歷歷在目，也使得我求學生涯能劃下最完美的 句點。 最後，由衷感激父母親對我的栽培，使我在將近二十年的求學生涯中， 總是能夠得到最好的支援，以及可以沒有壓力的完成我的學業，其中特別 感謝母親的殷殷期盼，在她身體欠佳需要開刀時，深怕影響到我學業，還 隱忍其中，好在最後能夠完好康復。還要感謝姐姐對我的精神鼓勵，還有 姨丈和阿姨從我大學時代經常抽空陪伴，長途漫漫從台南駛往學校。在這 段過程中，我深深體會到何謂「親情的可貴」，也謝謝這群親友團對我無悔 的付出。僅以本論文獻給所有關心、幫助過我的人，在他們的祝福下，我 才能夠順利完成碩士學業。

目 錄

摘 要 ... i Abstract ... ii 誌 謝 ... iii 目 錄 ... iv 表目錄 ... vii 圖目錄 ... ix 第一章 緒論 ... 1 1.1 研究背景與動機 ... 1 1.2 研究目的和方法 ... 2 第二章 文獻探討 ... 4 2.1 Inconel 718 超合金與AISI 304 不銹鋼之介紹 ... 4 2.2 Inconel 718 超合金和AISI 304 不銹鋼之冶金特性 ... 5 2.2.1 Inconel 718 超合金之機械性質 ... 6 2.2.2 沃斯田鐵不銹鋼之機械性質 ... 8 2.2.3 Inconel 718 超合金之合金成份及其影響 ... 10 2.2.4 Inconel 718 超合金之析出相 ... 11 2.2.5 不銹鋼合金成份及其影響 ... 16 2.2.6 Inconel 718 超合金之銲接特性 ... 16 2.2.7 沃斯田鐵型不銹鋼銲接特性 ... 19

2.3 TIG(Tungsten Insert Gas)之原理 ... 20

2.3.1 TIG 銲接電流之性質 ... 21 2.3.2 電弧之原理 ... 24 2.3.3 電弧之結構說明 ... 25 2.3.4 電壓-電流之靜特性 ... 26 2.3.5 保護氣體(Shielding gas)之種類 ... 28 2.3.6 鎢棒種類 ... 32 2.4 TIG-Flux 銲接 ... 35 2.4.1 TIG-Flux 增加銲道熔深之機制 ... 36 2.4.2 助銲劑塗敷形狀對銲道熔深的影響 ... 38 2.4.3 助銲劑塗敷厚度與重量對銲道熔深的影響 ... 38

2.5 銲接參數 ... 40 2.6 銲道熔透深度變異之原因 ... 42 2.6.1 在熔池中驅動流體流動的力量 ... 42 2.6.2 在電弧中驅動流體流動的力量 ... 44 2.6.3 微量元素對銲道熔深之影響 ... 47 2.7 田口方法(Taguchi methods) ... 49 2.7.1 田口方法之基本原理與步驟 ... 49 2.7.2 直交表簡介 ... 50 2.7.3 SN比基本定義 ... 51 2.7.4 田口方法之確認實驗 ... 53 第三章 實驗方法與步驟 ... 54 3.1 實驗流程 ... 54 3.2 銲接試片之準備 ... 55 3.3 TIG銲接設備 ... 56 3.4 銲接參數之配置 ... 56 3.5 助銲劑之配製方法 ... 58 3.6 銲道滲透深度與寬度量測 ... 59 3.7 金相實驗 ... 61 3.8 微硬度試驗 ... 62 3.9 田口方法之直交表與實驗參數配置 ... 62 第四章 結果與討論 ... 64 4.1 助銲劑對銲道顯微結構之影響 ... 64 4.2 助銲劑對銲道形態之影響 ... 75 4.2.1 單一助銲劑對銲道熔深、深寬比與熔融面積之影響 ... 75 4.2.2 混合型助銲劑對銲道熔深、深寬比與熔融面積之影響 ... 78 4.3 助銲劑對銲道剖面形狀與熔融面積之影響 ... 81 4.4 助銲劑對銲道微硬度之影響 ... 83 4.5 田口方法之最佳化銲接參數 ... 89 4.5.1 田口方法之實驗初步結果 ... 89 4.5.2 各組SN比之評價與計算結果 ... 90 4.5.3 最佳製程參數之解析 ... 90

4.5.4 變異數分析(ANOVA) ... 92 4.5.5 田口方法之確認實驗 ... 93 4.5.6 確認實驗之試片熔深、深寬比與熔融面積 ... 95 4.5.7 確認實驗之試片銲道微硬度 ... 100 4.6 電弧長度對銲道深寬比之影響 ... 101 第五章 結論 ... 102 第六章 參考文獻 ... 105

表目錄

表 2-1 Inconel 718 超合金與 AISI 304 不銹鋼之成分表 ... 7 表 2-2 Inconel 718 超合金與 AISI 304 不銹鋼的機械性質 ... 7 表 2-3 鎳鐵基超合金常見析出物之結構與組成 ... 11 表 2-4 銲接氣體的物理性質 ... 29 表 2-5 鎢棒直徑與工作電流之關係 ... 34 表 2-6 TIG電流型式及特性 ... 40

表 2-7 標準直交表(Standard orthogonal arrays) ... 50

表 3-1 Inconel 718 超合金及AISI 304 不銹鋼之合金元素成份表(wt%) ... 55 表 3-2 實驗#1 之銲接參數 ... 57 表 3-3 實驗#1 之助銲劑搭配組合 ... 58 表 3-4 單一助銲劑塗敷量 ... 59 表 3-5 混合型助銲劑之塗敷量 ... 59 表 3-6 田口方法之銲接參數設計：L18(21×35) ... 63 表 3-7 L18直交表之銲接參數配置 ... 63 表 3-8 L18(21×37)直交表 ... 63 表 4-1 添加助銲劑之代碼對照表 ... 65 表 4-2 添加單一型助銲劑之試片深寬比、深度及寬度 ... 75 表 4-3 單一型助銲劑與銲道取樣位置對銲道熔深之影響 ... 75 表 4-4 單一型助銲劑與銲道取樣位置對銲道深寬比之影響 ... 76 表 4-5 單一型助銲劑與銲道取樣位置對熔融面積之影響 ... 77 表 4-6 添加混合型助銲劑之試片深寬比、深度及寬度 ... 78 表 4-7 混合型助銲劑與銲道取樣位置對銲道熔深之影響 ... 78 表 4-8 混合型助銲劑與銲道取樣位置對銲道深寬比之影響 ... 79 表 4-9 混合型助銲劑與銲道取樣位置對熔融面積之影響 ... 80 表 4-10 L18實驗不同取樣位置之深寬比(D/W)、熔深(D)、寬度(W) ... 89 表 4-11 田口方法各實驗組之SN比 ... 90 表 4-12 各因子水準之平均SN比(dB) ... 90 表 4-13 最佳化銲接製程參數(A1B3C3D2E3F2) ... 91 表 4-14 變異數分析表(ANOVA table) ... 93 表 4-15 確認實驗之銲道深寬比與SN比 ... 93

表 4-16 田口方法確認實驗之試片深寬比、熔深、寬度 ... 95 表 4-17 田口方法最佳參數對銲道熔深之影響 ... 96 表 4-18 田口方法最佳參數對銲道深寬比之影響 ... 97 表 4-19 第 21 組之銲接製程參數 ... 98 表 4-20 第 21 組銲接製程參數對銲道熔深、寬度及深寬比之影響 ... 98 表 4-21 田口方法最佳參數對銲道熔融面積之影響 ... 99

圖目錄

圖 2.1 沃斯田鐵系不銹鋼藉由調整成分來改善性能 ... 6

圖 2-2 (a)Cr-Fe 兩相合金系統 (b)Cr-Fe 兩相合金系統之γ-loop ... 9

圖 2-3 Fe-Ni 二元合金相圖 ... 9 圖 2-4 Inconel 718 超合金之TTP圖 ... 12 圖 2-5 Inconel 718 超合金之TTT圖 ... 12 圖 2-6 γ"相及γ′相晶格結構 ... 13 圖 2-7 Inconel 718 超合金中γ"及δ（Ni3Nb）相存在的溫度範圍 ... 14 圖 2-8 固化裂縫與液化裂縫示意圖 ... 19 圖 2-9 TIG銲接製程示意圖 ... 21 圖 2-10 不同銲接電流模式下，電流方向與銲道形態示意圖 ... 22 圖 2-11 不同銲接電流模式下，銲接熱量分佈與銲道形態示意圖 ... 23 圖 2-12 DCEP 氧化層清除作用 ... 23 圖 2-13 熔極式/非熔極式電弧銲接示意圖 ... 24 圖 2-14 惰氣鎢極電弧銲之電弧結構與電壓降的關係 ... 25 圖 2-15 電弧溫度分佈圖 ... 26 圖 2-16 電壓-電流的靜特性曲線 ... 26 圖 2-17 不同電流下之電弧長度與電壓之關係圖 ... 27 圖 2-18 不同電弧長度下之He與Ar電弧電壓關係圖 ... 28 圖 2-19 保護氣體之電壓對電流關係圖 ... 28 圖 2-20 保護氣體對銲道截面之影響 ... 29 圖 2-21 銲接氣體的熱傳導性 ... 30 圖 2-22 鎢棒端點形狀... 32 圖 2-23 鎢棒角度、截斷面大小與銲道熔深之關係 ... 32 圖 2-24 鎢棒角度與熔深關係圖 ... 33 圖 2-25 鎢棒角度、電弧形狀與功率密度示意圖 ... 33 圖 2-26 助銲劑TiO2與電流大小對AISI 304 不銹鋼銲道熔深之影響 ... 35 圖 2-27 在熔池中的Marangoni對流 ... 36 圖 2-28 助銲劑吸附電子造成電弧收縮示意圖 ... 37 圖 2-29 助銲劑塗敷形狀之示意圖 ... 38

圖 2-31 FB-TIG SiO2助銲劑塗敷厚度與AISI 304 不銹鋼銲道熔深之關係 . 39 圖 2-32 溶劑中助銲劑含量與塗敷厚度之關係 ... 39 圖 2-33 電弧長度、功率密度及電流密度之關係圖 ... 41 圖 2-34 驅動熔池流動的四種力量 ... 43 圖 2-35 電磁力方向及電弧形狀示意圖-電極角度 60° ... 45 圖 2-36 電流密度及電磁力場分佈圖-電極角度 60° ... 45 圖 2-37 流場速度及溫度場分佈圖-電極角度 60° ... 45 圖 2-38 電磁力方向及電弧形狀示意圖-電極角度 180° ... 46 圖 2-39 電流密度及電磁力場分佈圖-電極角度 180° ... 46 圖 2-40 流場速度及溫度場分佈圖-電極角度 180° ... 46 圖 2-41 微量元素在Inconel 718 超合金中對銲道熔深及深寬比之影響 ... 48 圖 3-1 實驗流程圖 ... 54 圖 3-2 拋光前後試片之外觀 ... 55

圖 3-3 HOBART TIGWAVE 350 氬銲機與ProArc 數位控制銲接檯車 ... 56

圖 3-4 電極相關器材 ... 57 圖 3-5 Inconel 718 試片熱裂圖 ... 57 圖 3-7 試片尺寸及助銲劑塗敷位置示意圖 ... 59 圖 3-8 試片銲道取樣位置示意圖 ... 60 圖 3-9 金相用顯微鏡圖 ... 60 圖 3-10 銲道形態量測示意圖 ... 60 圖 3-11 熱鑲埋儀器 ... 61 圖 3-12 拋光、研磨機儀器 ... 61 圖 3-13 微硬度機FUTURE-TECH FM-700 ... 62 圖 4-1 Inconel 718 超合金母材之顯微結構 ... 64 圖 4-2 銲道橫截面圖 ... 64 圖 4-3 Inconel 718 超合金銲道橫截面圖 ... 65 圖 4-4 未添加任何助銲劑之金相觀察(50X) ... 66 圖 4-5 未添加任何助銲劑之金相觀察(1000X) ... 66 圖 4-6 添加單一助銲劑之銲道金相觀察(50X) ... 67 圖 4-7 添加單一助銲劑之銲道金相觀察(1000X) ... 68 圖 4-8 添加單一助銲劑之熱影響區金相觀察(50X) ... 69

圖 4-9 添加單一助銲劑之熱影響區金相觀察(1000X) ... 70 圖 4-10 添加混合型助銲劑之銲道金相觀察(50X) ... 71 圖 4-11 添加混合型助銲劑之銲道金相觀察(1000X) ... 72 圖 4-12 添加混合型助銲劑之熱影響區金相觀察(50X) ... 73 圖 4-13 添加混合型助銲劑之熱影響區金相觀察(1000X) ... 74 圖 4-14 單一助銲劑對銲道熔深之影響 ... 75 圖 4-15 單一助銲劑對銲道深寬比之影響 ... 76 圖 4-16 單一助銲劑對熔融面積之影響 ... 77 圖 4-17 混合型助銲劑對銲道熔深之影響 ... 78 圖 4-18 混合型助銲劑對銲道深寬比之影響 ... 79 圖 4-19 混合型助銲劑對熔融面積之影響 ... 80 圖 4-20 添加單一助銲劑之銲道剖面圖 ... 81 圖 4-21 添加混合型助銲劑之銲道剖面圖 ... 82 圖 4-22 微硬度分佈曲線- 未銲接之 718 母材 ... 83 圖 4-23 微硬度分佈曲線- 未銲接之 304 母材 ... 83 圖 4-24 使用不同助銲劑之銲道線內外微硬度平均值 ... 84 圖 4-25 微硬度分佈曲線- Withoutflux ... 85 圖 4-26 微硬度分佈曲線- SiO2 ... 85 圖 4-27 微硬度分佈曲線- NiO ... 85 圖 4-28 微硬度分佈曲線- MoS2 ... 86 圖 4-29 微硬度分佈曲線- MoO3 ... 86 圖 4-30 微硬度分佈曲線- SiO2-MoO3 ... 86 圖 4-31 微硬度分佈曲線- SiO2-NiO ... 87 圖 4-32 微硬度分佈曲線- MoO3-NiO ... 87 圖 4-33 微硬度分佈曲線- SiO2-MoS2 ... 87 圖 4-34 微硬度分佈曲線- MoS2-NiO ... 88 圖 4-35 微硬度分佈曲線- MoS2-MoO3 ... 88 圖 4-36 田口方法之因子效果圖 ... 91 圖 4-37 確認實驗組之銲道剖面圖 ... 95 圖 4-38 田口方法最佳參數對銲道熔深之影響 ... 96 圖 4-39 田口最佳參數對銲道深寬比之影響 ... 97

圖 4-40 第 21 組之銲道剖面比較圖 ... 98

圖 4-42 田口方法確認實驗銲道線內外微硬度平均值 ... 100

圖 4-43 田口方法確認實驗 19-2-A之微硬度分佈曲線 ... 100

第一章 緒論

1.1 研究背景與動機 Inconel 718超合金是屬於析出硬化型的鎳基超合金，此合金的發展是從 1950年左右由 International Nickel 公司發展應用在蒸氣渦輪[1]，由於渦輪 機的葉片必須要有好的潛變強度以及能承受高溫，所以利用鍛造產生較大 的晶粒尺寸，提供好的潛變強度[2]。因為Inconel 718超合金在高溫下，仍 具更高強度、抗腐蝕性、較佳的抗疲勞強度及非磁性等機械性質，至今仍 廣泛應用於航太、核能、石化等工業上。 鎳基超合金在商業上及技術方面的優異特性，在近五十年來持續的成 長，不需特許即可製造，使得許多的材料供應商及製造商可自由發展[3]， 是最常被使用的超合金，大約佔了全部超合金產品的三分之一[1]。卻因為 材料昂貴、採購麻煩，台灣必須仰賴貿易商進口，所以沒辦法更廣泛被使 用於一般市面上。如果能研究出 Inconel 718 超合金對接異種材料時，還能 保有良好的機械性質，對許多工業時間、成本之助益良多。 本研究選取AISI 304不銹鋼當異種材料銲接之對象。主因乃這兩種金屬 皆為Fe-Cr-Ni之合金，機械性質差距較小，且取得容易、成本低廉。AISI 304 不銹鋼因成分添加大量鎳與鉻，具有優異的抗熱性、耐氧化性、耐腐蝕性、 高溫潛變強度及低溫破裂韌性等，又因為其含碳量低且銲接後不會有相變 化的產生，可以得到穩定的銲接品質，常被使用於航太、核能、石化及化 學工業上。 本研究所採用的 TIG 銲接製程，銲接品質良好，可不添加填料，適合 薄材料之銲接，在銲接過程也不意有銲渣及飛濺物的產生。但常會有滲透 不足、熔深隨著母材微量合金元素之微量變化產生微量變化等問題，以及 銲池較寬且淺以至於限制了生產效率等缺點。 近年來為了在較厚板材銲接時能達到更好滲透銲接效果，所以採用高 熔深 TIG-Flux 製程技術。目前TIG-Flux 製程技術可被用於銲接碳鋼、不 銹鋼、鎳基合金及鈦合金等材料，雖然此研究所用Inconel 718超合金的銲接 性較其它的鎳基超合金佳，但相對於不銹鋼等合金而言，其銲接熔池之流 動性差，且銲道較淺且寬。Inconel 718超合金對接AISI 304不銹鋼時，由於

是異種材料接合，造成銲接品質難以控制，如何達到高品質、高強度的加 工，將是本篇最大的課題之一，故採工件形狀不複雜、成本低廉的 TIG-Flux 銲接製程。 1.2 研究目的和方法 本研究主要目的在於探討添加活性助銲劑製程下，Inconel 718 超合金 對接AISI 304不銹鋼熔深能力和特性之影響，其探討的範圍如以下所述： (1) 探討活性助銲劑對 Inconel 718 超合金對接 AISI 304 不銹鋼微觀顯微組 織的影響。 (2) 探討活性助銲劑對 Inconel 718 超合金對接 AISI 304 不銹鋼銲道形態的 影響。 (3) 探討活性助銲劑對 Inconel 718 超合金對接 AISI 304 不銹鋼銲道微硬度 的影響。

(4) 應用田口方法取得 Inconel 718 超合金對接 AISI 304 不銹鋼之 TIG-Flux 的最佳化參數。

為研究活性助銲劑在 Inconel 718 超合金對接 AISI 304 不銹鋼銲接之熔 深能力的影響，實驗材料選用尺寸為 6.35 mm × 50 mm × 100 mm 的 Inconel 718 超合金(UNS N07718, AMS 5596-E)和 AISI 304 不銹鋼。

活性助銲劑選擇以氧化劑為主，以 SiO2 、NiO、MoS₂及 MoO₃這四種

做單一助銲劑添加。銲接方法採用不加填料金屬，且以氬氣為保護氣體的 鎢極惰氣銲 (Tungsten Inert Gas, TIG) 來進行 Bead-on-Plate 銲接實驗。過 程方法如以下所述：

(1) 用 SiO2、NiO、MoO3及 MoS2四種助銲劑及一組無添加任何助銲劑進行

第一階段的 Bead-on-Plate 銲接實驗。

(2) 銲接過程中利用影像擷取系統記錄電壓的變化。

(3) 再用金相實驗來觀察銲道微觀組織，以實體顯微鏡來量測銲道形態，並 記錄銲道熔深及寬度以計算深寬比。

(4) 利用 Photoshop CS4 軟體測量銲道之熔融面積。 (5) 利用微硬度測定機來瞭解銲道機械性質。

(6) 接下來分別用 SiO2、NiO、MoO3及 MoS2共四種助銲劑，以各 50%的

比例來調配成六種混合型助銲劑，以進行第二階段的 Bead-on-Plate 銲接 實驗。 (7) 探討混合型助銲劑對銲道外觀、微硬度、微觀組織、熔深、深寬比及熔 融面積之影響。 (8) 最後利用田口方法的實驗配置，取深寬比最佳之混合型助銲劑，調製成 三種不同比例的混合型助銲劑，搭配最重要的五項銲接製程參數，即電 弧長度、銲接電流、氬氣流量、銲槍走速及鎢棒角度來達成最佳化製程 參數。Inconel 718 超合金和 AISI 304 不銹鋼之試片尺寸皆採用 7 mm × 50 mm × 100 mm，加強其熔深困難度，以期求得更佳之銲道熔深和深寬 比。

第二章 文獻探討

2.1 Inconel 718 超合金與AISI 304 不銹鋼之介紹 所謂的超合金泛指使用溫度可超過540 ℃之鎳基、鐵基、鉻基等合金， 由於在高溫下還能較一般鋼鐵材料具強度、抗腐蝕性及抗疲勞強度、與低 溫靭性佳等優點，故在航太、核能、石化、汽車等工業上有特殊高溫需求 的部份，已逐漸取代鋼鐵材 料之地位[4, 5]。而現有實用耐熱超合 金的鎳基、 鐵基、鉻基等合金中，又以 鎳基耐熱超合金之強度最高，應用最廣。鎳基 超合金的成份主要是以鎳為主(含50~70 % Ni)，耐熱性較鐵基超合金為佳， 鎳基超合金可分為不可析出硬化型及析出硬化型兩類[6]: (1) 非析出硬化型合金：

主要有Inconel 6XX 系列(Ni-Cr 合金)和Hastelloy 系(Ni-Cr-Mo 合 金)。 (2) 析出硬化型合金： 析出硬化型合金為高溫強度最佳之超合金，主要有 Nimonic、 Inconel、Rene、WaspeIloy 以及Udimet 等系列，主要使用於引擎中溫 度及應力要求最嚴苛之部位，Inconel 718 超合金就是屬於析出硬化型 之超合金材料。 不銹鋼是以鐵為主的Fe-Cr-Ni合金，依其顯微組織之不同，大致上可分 成五類，即肥粒鐵型、麻田散鐵型、沃斯田鐵型、雙相不銹鋼及析出強化 型。沃斯田鐵型不銹鋼，在AISI 的規格中主要為300 系列，其結晶為面 心立方體FCC，不具磁性，因具有良好的抗腐蝕性、銲接性、延性、機械強 度和成形性，所以市面上廣泛地被使用。 在銲接不銹鋼時，由於銲接固溶時產生的偏析現象，往往會造成銲接 處比母材較差的性質，如銲接金屬的抗腐蝕性、高溫熱裂等，所以其微觀 組織變化與性質，也廣泛地被探討。 此類不銹鋼隨著合金組成的不同，又可細分為以下幾類[7]：

(1) 未安定沃斯田鐵系不銹鋼（Unstabilized austenitic stainless steels）： 為了避免在銲接過程中產生熱裂縫（Hot cracking），所以通常會殘

留少量的δ肥粒鐵（δ Ferrite），這些擁有殘留肥粒鐵的沃斯田鐵系不銹

鋼即屬於此類型不銹鋼。一般為18Cr-8Ni 不銹鋼(AISI 304)為代表性，另 外，含2~3%Mo 者及含碳量低於0.03%者亦屬此類。

(2) 安定沃斯田鐵系不銹鋼（Stabilized austenitic stainless steels）： 沃斯田鐵系不銹鋼加熱於敏化溫度區間時易有碳化物的生成，甚至

是σ相，而導致銲接衰退，若在成分中添加對碳的親和力較Cr 高的元素，

如Ti、Nb、Ta 等，則可抑制M23C6的產生，避免Cr 空乏區（Chromium

depletion zone）的形成，進而避免敏化（Sensitization）的發生及粒界腐 蝕（Intergranular corrosion, IC），而這些添加安定劑的不銹鋼，即為安定 沃斯田鐵系不銹鋼。

(3) 完全沃斯田鐵系不銹鋼（Fully austenitic stainless steels）：

顧名思義，此類不銹鋼具有穩定的沃斯田鐵組織。若銲接過程中連 銲條都是此類，則銲件將不會有δ肥粒鐵的殘留。另外，在均質組織下， 材料的耐蝕性及韌性均有不錯的效果。再加上沃斯田鐵相乃一順磁性的 組織，所以在抗磁材料的選用上，此類合金是一個不錯的選擇。然而， 此類合金由於不會有δ肥粒鐵的殘留，故將導致熱裂縫的生成機會大增。 2.2 Inconel 718 超合金和AISI 304 不銹鋼之冶金特性 Inconel 718 超合金是一種可鍛型的鎳基超合金，在高溫下具有高強度、 耐腐蝕及耐氧化，適用於-222℃至704 ℃ 之間，在此溫度範圍擁有良好的 應力破斷強度、抗腐蝕性與潛變強度。由於具有優異的高溫強度，可應用 在700℃ 以下之高溫引擎結構鍵，且在低溫也有相當強度、延性及疲勞強 度，因此廣泛使用於高溫性能之重要組件、太空梭主引擎等[10]。 Inconel 718 超合金成分與析出相的種類繁多，顯微組織複雜，主要強 化機構靠γ"、γ′相的析出強化[11, 12](Precipitation Strengthening)與合金元素

Cr、Mo、Fe、Ti、Co 等固溶強化[9-11](Solid Solution Strengthening)，其性 質受合金元素、析出相、熱處理條件影響甚大。

沃斯田鐵系不銹鋼藉由調整合金組成來改善性能，各鋼種間的成分 差異由如圖2.1[8]所示，減少碳含量可提高抗粒界腐蝕能力，添加N 則可 提高強度；而要改善抗孔蝕性方面，則可添加Mo，其效果與添加量成正 比。 圖2.1 沃斯田鐵系不銹鋼藉由調整成分來改善性能[8] 2.2.1 Inconel 718 超合金之機械性質 Inconel 718 超合金為一析出硬化型鎳鐵基超合金組織，為面心立方 的γ 基地（FCC γ-Matrix），一般成份如表2-1所示；其物理性質見表2-2， 比重為8.19g/cm3_{，熔點範圍1260~1336℃，比熱為435 J/Kg‧K，平均熱} 膨脹係數11.6μm/m‧K，並且在-253℃~ 704℃溫度範圍內具有良好的韌 性、潛變強度、應力破斷強度等機械性質。Inconel 718 超合金不但具有 優異的高溫強度，在低溫環境中仍具有相當的強度、韌性及疲勞強度， 並且對於海水有很好的抗腐蝕性。

表2-1 Inconel 718 超合金與 AISI 304 不銹鋼之成分表[14-16] Chemical composition

Wt% Inconel 718 superalloy ASIS 304不銹鋼

Nickel (Ni) 50.00-55.00 08.00-10.50

Chromium (Cr) 17.00-21.00 18.00-20.00

Iron (Fe) Balance Balance

Niobium(+Tantalum) Nb(+Ta) 04.75-5.50 Molybdenum (Mo) 02.80-3.30 Titanium (Ti) 00.65-1.15 Aluminum (Al) 00.20-0.80 Cobalt (Co) 01.00 Carbon (C) 00.05 00.08 Manganese (Mn) 00.35 02.00 Silicon (Si) 00.35 01.00 Phosphorus (P) 00.015 00.045 Sulfur (S) 00.002 00.03 Boron (B) 00.006 Copper (Cu) 00.30 表2-2 Inconel 718 超合金與 AISI 304 不銹鋼的機械性質[14-16] 母材 比重 g/ cm3 熔點 ℃ 熱傳導係數 W/m•K 熱膨脹係數 μm/m•K J/kg•K 比熱 電阻 nΩ•m 718 超合金 8.19 1260-1336 11.4 11.6 435 12500 304 不銹鋼 7.93 1400-1450 16.2 17.2 500 7200

2.2.2 沃斯田鐵不銹鋼之機械性質 沃斯田鐵不銹鋼的主要合金成分為Fe-Ni-Cr，其鉻的含量須高於12%以 上，如表2-1所示。主要是為了在金屬表面上形成一層緊密的氧化鉻（Cr2O3） 保護膜，故其耐蝕性隨含鉻量的增加而增高，並可耐高溫氧化、硝酸、亞 硫酸氣體及高溫高壓氫氣腐蝕。而添加如矽、鋁元素也可增加耐蝕性，但 以鉻的效果最好，且鉻的含量增加會使沃斯田鐵相(Austenite)範圍減少。由 圖2-2(a) 之Cr-Ni 兩相圖[13]，當鉻含量達13%則只有肥粒鐵(Ferrite)存在，

而鉻當量在18 wt%時有最低的液-固轉變溫度(1510℃)，且由圖2-2(b)可知， 當鉻當量增加時，可大幅降低γ-Fe→α-Fe 的轉變溫度；因此鉻元素是α或 δ-Fe 的穩定劑。此外，從圖2-3 Fe-Ni二元合金相圖中[13]，因為Ni 易於優 先固溶於γ-Fe，所以添加Ni 會增進γ相的含量而抑制同素異性的α與δ鐵，且 當Ni含量達32%以上時，室溫穩定相即變為沃斯田鐵。 沃 斯 田 鐵 不 銹 鋼 一 般 成 份 見 表 2-2 ， 比 重 為 7.93g/cm3_{， 熔 點 範 圍} 1400~1450℃，比熱為500 J/Kg‧K，平均熱膨脹係 數17.2μm/m‧K，除了Fe、 Cr、Ni 主要元素外，沃斯田鐵不銹鋼通常會滲入或殘留其他元素，這些元 素當中，添加Si、Ti、Al 會加速相變化而產生σ相（晶格結構為四方體， D8b，Cr含量大約39～49%），進而使γ相轉變成低的鉻含量；而Mo、Ti、 Si、Nb 元素會增進δ肥粒鐵(Ferrite)的形成，C、N、Ni、Mn 則會抑制。此 外，C和N也會增進沃斯田鐵相的形成，但碳的含量多時會產生析出物而影 響不銹鋼的各種性質，如鋼較容易生鏽，所以不銹鋼之含碳量通常都在0.1% 以下。

(a) (b)

圖2-2 (a)Cr-Fe 兩相合金系統 (b)Cr-Fe 兩相合金系統之γ-loop[13]

2.2.3 Inconel 718 超合金之合金成份及其影響

Fe、Co、Ti、Mo、Cr 等合金元素將會影響超合金 Inconel 718 超合金 的各種性質，各元素在此合金中之作用分述如[12,19-20]下：

鎳(Ni)： 鎳含量在 53%時有最大的降伏強度，超過或少於 53%時降伏強度 下降，鎳含量越大時，其應力破斷強度(Stress rupture strength)越 好。 鉻(Cr)： 鉻可抵抗氧化，及固溶強化沃斯田鐵基地。但含量不可超過 19%， 否則會減低熱加工性。 鐵(Fe)： 降低成本、增加可塑性、提高熔點。但是若含量太多時會導致其 抗氧化性降低。 鈮(Nb)： 為析出強化主要元素，會形成與基地整合(Coherent)的 BCT 結構， γ"相，和基地非整合(Incoherent)的 δ 相及 NbC。Nb 含量增加時強 度隨之增加，但延性降低，同時 Laves 與 δ 相的量隨之增加。若 含量減少，易生成 γ′相與 NbC。其含量一般在 5％左右，此時有 理想的強度與延性。 鉬(Mo)： 鉬的作用與鉻一樣，固溶強化基地，提升高溫強度。超過 3％會 損害熱加工性，並與碳形成 Mo6C。 鈦(Ti)： 與鈮同為析出強化的元素，但強化效果比鈮差。易形成整合相 γ′ 及 TiC。含量增加時，強度提高，延性降低。含量在 1％時，可得 最大之 Stress-rupture life。鈦含量增加，使 γ′及 δ 相量增加。 鋁(Al)： 亦為析出強化元素。鋁對機械性質的影響要視鈦與碳含量及熱處 理程序而定。鋁與鈦會形成 γ′析出，提高強度。鋁對於延性與 Stress-rupture life 沒有幫助。一般含量在 0.5％有最佳之降伏強 度。此外，鋁可以延緩 γ′的過度時效(Overaging)，鋁含量提高時， 會使 Laves 相增多。 碳(C)： 主要以 NbC 形態存在，由於消耗掉析出強化的主要元素 Nb，使 強度降低。當碳含量增加時，使強度與 Stress-rupture life 降低。 一般碳含量須保持很低，約 0.05％。在高溫時，粒狀之 NbC 與 TiC 會阻止晶界移動，使晶粒難以生長。 矽(Si)： 必須保持低含量，因為矽只能稍微改善強度，而影響加工性，降

低 Stress-rupture life 及脆化固溶基地。矽含量增高時，促進 Laves 相及 M6C 型碳化物生成。降低矽含量可改善延性及靭性，增加 NbC 與 δ 相之生成量。 鉭(Ta)： 為析出強化之元素，會形成 BCT 之γ"相及 TaC 碳化物。 硼(B)： 加入少量的硼，可以改善潛變強度及增加應力破斷時間，0.005％ 硼為理想之含量。 氮(N)： 與碳的作用類似，會形成 TiN，將強化元素 Ti 消耗掉，使強度變 低，故氮含量必須降低。 2.2.4 Inconel 718 超合金之析出相[17,20] Inconel 718 超合金析出相的種類繁多，金相特性相當複雜，一般鎳鐵 基超合金中最重要的析出物如表2-3，而Inconel 718 超合金異於一般鎳基超 合金的是γ"與γ'為其主要析出強化相，而AISI 304不銹鋼含碳量低且銲後不 易有相變化的產生，故在此只針對 Inconel 718 超合金之析出相作介紹。 表2-3 鎳鐵基超合金常見析出物之結構與組成[12]

Phase Structure Composition

γ' FCC Ni3(Al Ti)

γ" BCT Ni3(Nb)

MC Cubic (Nb, Ti)C

δ Orthorhombic Ni3Nb

Laves Hexagonal (Ni, Cr, Fe)2(Nb, Mo, Ti)

由於合金元素眾多，顯微組織相當複雜， Inconel 718超合金除了主要

析出強化相γ"外，還存有γ′相、δ相、Laves相及碳化物相（MC碳化物型式）

等，這些析出物之成份會隨著各析出物相對位置及距離而有所變動[21]。 圖2-4為溫度對時間之析出相圖（Time-temperature-precipitation diagram, TTP diagram）。圖2-5為學者 Armida Oradei-Basile等人提出之恆溫變態曲 線圖（Time-temperature-transformation diagram, TTT diaggam），由這些圖

可以瞭解鎳基超合金析出相和溫度、時間之關係，但是其析出相實際上析 出的時間及溫度會隨著材料的能量狀態（例如：鍛造之變形量、晶粒大小 等）有異同[11]。 圖2-4 Inconel 718超合金之TTP圖[11] 圖2-5 Inconel 718 超合金之TTT圖[18] Inconel 718超合金析出相種類繁多，上述多種相並非穩定相，高溫時會 造成顯微組織不穩定，有文獻指出析出相之變態順序為γ′ → γ" → δ[24]，但 是目前論點並不一致，析出相變態順序仍有爭議[21-23]。為瞭解並掌握 Inconel 718超合金之物理特性，宜先探討合金中各種重要之析出物：

(1) γ"相：

γ"相是Inconel 718超合金主要的析出強化相，為一介穩定相（Metastable

phase），其組成為Ni3Nb（Ti和Al可置換Nb），結構為BCT，如圖2-6(a)，

呈盤狀（Disk-shape），與基地呈整合（Coherent），和基地的結晶方位關 係為：(001)γ" // 001 γ，[100]γ" // <100>γ[16, 18-19]。γ"相存在的溫度範圍如

圖2-7所示。Inconel 718超合金中的γ"相可分為兩種，Primary γ"及Secondary

γ"，均為透鏡狀但是大小不同，其成份會隨相對位置及析出順序而有不同。 γ"相析出緩慢，因為Nb擴散速度慢，使Inconel 718 超合金超合金硬化速率 較一般鎳基超合金低，因此銲後熱處理在HAZ不會產生應變時效裂紋[12]。 (2) γ'相： γ'相其組成為Ni3Al（Ti可置換Al），結構為FCC（L12），如圖2-6 (b)， 呈微細球狀顆粒，與基地整合[24]。γ'和γ"相會在600～900℃之間析出來提 供Inconel 718 超合金之析出強化，γ'相也有強化的作用，但其強化效果不如 γ"相。γ"析出物間由於Nb含量較低，故此位置較傾向於形成γ'相，但是γ'及γ" 相析出的順序仍有爭議[18, 24-25]。Inconel 718 超合金僅少量之γ'相析出， 其硬化速率非常快，為一般鎳基超合金銲件，如Inconel x-750、Waspaloy等， 產生應變時效裂痕及銲接性不良的主因[17]。 (a) γ"相，BCT（DO22）結構 (b) γ′相，FCC（L12）結構 圖2-6 γ"相及γ′相晶格結構[20]

圖2-7 Inconel 718超合金中γ"及δ（Ni3Nb）相存在的溫度範圍[12] (3) δ相： δ相其組成為Ni3Nb，為一穩定（Stable）相，結構為Orthorhombic （DOa），呈針狀或球形，晶界上或是晶粒內部都有可能析出δ相，與 基地呈非整合（Incoherent）[21, 24, 26]，其溶解溫度會隨著Nb含量的不 同而有所變化。δ相在熱力學上是比γ"相穩定，故δ相可由γ"長時間於高 溫環境中形成[22, 27-28]，或是在700℃～1000℃間析出，在900℃析出 的速度最快。適量的δ相存在時可以抑制固溶處理所造成的晶粒成長， 當晶界上的δ相如果有適當的形狀時，可以抵抗潛變破壞的發生，晶界 上有適量的δ相存在可以阻止晶界滑移，可以改善Notch rupture和Stress rupture性質[25-26, 28-30]。δ相和γ"相都是以Nb為主要元素，也就是說 當δ相形成，消耗基地中的Nb原子而會造成γ"析出相的減少。因此有文 獻中指出δ相不但沒有提供析出強化，反而會造成γ"減少而導致析出強 化效果降低，並且增加熱裂敏感度[26]。

(4) Laves相：

Laves 相 其 組 成 為 (Ni, Cr, Fe)2(Nb, Mo, Ti) ， 為 六 方 晶 結 構

（Hexagonal），Laves相在凝固過程中偏析形成，或是於高溫（704℃ ~1038℃）長時間時效所形成[17]，並在晶界上以連續或是部分連續的 結構存在，或是在樹狀晶中間形成[31]，通常在均質化後的材料中不會 出現，因其含有大量之Nb而使基地的Nb含量降低，故造成合金強度降 低。Laves相不但是破壞起始之位置[18, 32-33]，亦會對Inconel 718超合 金有下列之影響： A. 室溫拉伸延展性、破斷強度下降。 B. 室溫衝擊值及破斷韌性下降。 C. 高溫延展性降低。 D. 提供加速疲勞破壞之位置。 Laves相可藉由1010℃之固溶熱處理予以消除，亦有文獻指出必須 高於1093℃以上才能完全消除。材料製程、熱處理及接合方法不同， Laves相會有不同的溶解溫度[18, 32-33]。 (5) 碳化物相： 碳化物為Inconel 718超合金一種重要的相，通常以MC的形式存在 [21, 24, 34]，其組成為（Nb, Ti）C。NbC的形成方式有兩種：Primary NbC 在凝固過程中形成，大且穩定，只要溫度不超過1204℃（2200℉）即可 穩定地存在於各個溫度[18]；此相並非僅存在於晶界上，如果經過滾軋， 會沿著滾軋方向排成鏈狀。Secondary NbC是在時效時形成，會在晶界 上析出，當溫度高於700℃時會分解或是被Cr23C6[34]所取代。當Mo含 量足夠時會形成M6C型碳化物，亦有Inconel 718超合金在經過熱處理後 在晶界上形成M6C碳化物[12]。碳化物可能會在晶界處以薄膜的形態存 在，則可限制晶界的滑動來避免脆性之粒間破壞，提高Inconel 718超合 金之延展性。

2.2.5 不銹鋼合金成份及其影響[35] 從金屬結構學來看，鉻(Cr)是一種肥粒鐵穩定劑(Ferrite stabilizer)，如 果不銹鋼中只加鉻而不加其他元素，所合成的不銹鋼的結構將為麻田散鐵 結構(Martensitic structure)，如含有11∼14％鉻；或肥粒鐵結構，如含有14∼27 ％鉻。一般稱之為麻田散鐵不銹鋼及肥粒鐵不銹鋼。這兩種不銹鋼雖然有 雖然有它們的特殊用途，但它們的延展性、韌性、高低溫機械性能，特別 是銲接性(Weldability)均不如沃斯田鐵不銹鋼。 C、Mn、Co、Ni、N、Cu這六種元素從金屬結構學來看，和鉻有相反 的效用。這六種元素在不銹鋼中有穩定沃斯田鐵結構的效果，一般稱為 沃斯田鐵穩定劑(Austenitic stabilizer)。因鈷金屬價錢過高，而過多碳、氮、 銅等元素的加入具有不良的副作用，所以一般的沃斯田鐵不銹鋼均加入 適量的鎳或錳，使得不銹鋼的內部結構呈沃斯田鐵結構。此外鎳的加入 也有助於加強抗侵蝕能力。 S、P、Si、B 等元素在熔融狀態的沃斯田鐵不銹鋼凝固時會被排擠 到晶界產生晶界偏析(Grain boundary segregation)或在枝狀間隙(Dendritic arm spacing)中，形成一層凝固點較低且力量較弱的薄膜，當銲件冷卻時， 收縮應力隨著溫度降低而升高，且沃斯田鐵系不銹鋼有較大的熱膨脹係 數，較低的熱傳導係數及良好的高溫強度，因此在很高的溫度時就可以 形成很大的收縮應力，超過那層雜質薄膜所能承受的力量，於是裂縫就 沿著晶粒間隙或枝狀間隙形成，因為這種裂縫是在高溫發生，所以稱熱 裂(Hot cracking)。 在銲接的過程中，偏析作用也可能發生在銲道旁的熱影響區內，有 局部金屬的晶粒間隙形成低熔點薄膜，能被所傳到的銲接熱熔化，因此 銲裂也可能產生在熱影響區內。 2.2.6 Inconel 718 超合金之銲接特性[20] Inconel 718 超合金比一般鎳基超合金有更好的銲接性及抗應變時效破 壞之能力，這是因為Inconel 718 超合金主要析出強化相γ"在動力學上析出 很緩慢，因此Inconel 718 超合金對於一般以γ'相為主要析出相的鎳基超合金

而言，較不易產生銲接裂縫[36-38]；並且Inconel 718 超合金不論在固溶後， 或是時效後有良好的銲接性，因此成為用量最大的鎳基超合金。雖然Inconel 718 超合金有很好之銲接性，但是仍有許多問題[38, 39]，J. Gordine指出 Inconel 718 超合金的銲接問題主要有三點： (1) 銲件不易熔透： 一般的鎳基超合金流動性不佳，如何獲得較深的熔透深度一直都是困 難的問題。而影響熔透深度的因素可歸納為下列四項： A. 保護氣體種類（ Shielding gas）： 使用He氣的熔透率比用Ar氣來的好，因為He氣體離子化的效果 比Ar氣高，可以產生較高溫的電弧而使材料熔透較深。 B. 開槽型式（Groove geometry）：

U-groove geometry在銲接時比V-groove geometry有較好的熔透 深度，但是要做成此種型式的 Groove geometry比較昂貴，並且兩 邊幾乎成直角，銲珠不易熔融至兩側板緣。V-groove geometry的缺 點是使熔融區域變寬，但V-groove geometry呈90度時可以有最好的 效果，角度愈小會愈難熔透。 C. 底部間隙（ Root gap）： 底部間隙愈寬會有愈好的熔透深度，但是有一上限值。 D. 熱輸入量（Heat input）： 熱輸入量提高可以直接解決不易熔透的問題，但是對於接合後 的機械性質會有相當不好的影響，並且熔融金屬將滲入底部過多。 (2) 在熱影響區有微裂縫存在： 銲接Inconel 718 超合金的另一個問題就是在熱影響區的微裂縫， 實際上這些微裂縫是沿著部分溶解晶粒之邊界形成，約有1~2個晶粒的 長度。會影響熱影響區對於裂縫的敏感度主要有兩個因素：(a)銲接前原

材的固溶溫度；(b)銲接時的熱輸入量。若要避免銲接後在熱影響區產生 微裂縫，在銲接前應使用低溫固溶（避免高於1071℃），並且要避免使 用過低的熱輸入量來進行銲接。 (3) 銲道延性差，衝擊值低： 銲接後銲道的延性及衝擊值遠低於母材也是一嚴重的問題，通常是 由於過高的熱輸入量所造成，而銲道中存在的Laves相更是造成銲道脆 化的最重要因素，可藉由施予1065℃以上的固溶處理可以使大量的 Laves相溶入基地，並提高銲件的衝擊值。 大部分鎳基超合金會因為銲接及熱處理而產生裂縫，在銲接過程當中 所形成之裂縫，會成為銲後熱處理裂縫產生之起始位置。在銲接時會在銲 道 及 熱 影 響 區 中 產 生 裂 縫 ， 此 裂 縫 可 以 分 為 兩 種 ， 分 別 是 固 化 裂 縫 （Solidification cracking）及液化裂縫（Liquation cracking）[36]。

A. 固化裂縫： 銲接時熔池之熔融金屬凝固形成柱狀晶，並由四周向中心成長，此 時溶質原子和雜質原子在柱狀晶成長時向熔池中心析出，使熔池中心尚 未凝固之熔融金屬成份改變，並且使其熔點降低，甚至在成長晶粒之相 互接觸面上形成液態膜。此液態膜會使晶粒與晶粒間之接合力大幅降 低 ，而導致銲件喪失強度與延性。凝固到了最後時，剩下之熔融金屬 液體不足以填補因冷卻收縮而造成的空隙，故在晶粒間有裂縫存在，如 圖2-8(a)所示。固化裂縫可以藉由好的銲接技術及適當的銲接參數加以 改善。 B. 液化裂縫： 由於熱影響區熔融線旁之晶界有局部發生熔融的現象，再加上銲接 時所伴隨之塑性變形力，會將此部分熔融之晶界 拉開，使銲件冷卻後會 在晶粒與晶粒間留下一裂縫，如圖2-8(b)所示，此為造成液化裂縫之原 因。另外，晶界上之Laves相及 NbC碳化物液化所形成之液態薄膜，也 是熱影響區形成裂縫之原因之一，Laves相會比NbC碳化物有更嚴重之

影響[40]。

(a) 固化裂縫（Solidification Cracking） (b) 液化裂縫（Liquation Cracking） 圖2-8 固化裂縫與液化裂縫示意圖[36] 2.2.7 沃斯田鐵型不銹鋼銲接特性 沃斯田鐵不銹鋼是高合金鋼中最容易銲接之材料，銲接接頭具有很好的 韌性，然而不幸地，沃斯田鐵不銹鋼之熱膨脹係數甚高（約為碳鋼的1.55 倍），熱傳導係數則只有碳鋼的1/3倍左右，因此在銲接時之變形及收縮影 響銲接品質甚大。 欲成功的銲接沃斯田鐵不銹鋼，可經由熔填金屬的化學成分及微觀組 織的控制而達成。而不銹鋼銲接的重要目的不外是：銲接區內及附近區域 需能防止龜裂、銲接接合處具耐腐蝕保護的作用、避免有害的σ相形成。因 此，以下以沃斯田鐵不銹鋼銲接時最常面臨的問題來探討其銲接特性[41]。 (1) 銲道金屬之凝固熱裂： 沃斯田鐵不銹鋼銲道凝固時，合金元素如S、P、O、B等容易在柱 狀組織晶界上形成偏析，造成晶界結合力大幅降低。在凝固過程中如果 束縛外力過大或有殘留應力存在時，就容易有裂紋產生。防止凝固熱裂 的方法除了銲件的幾何形狀，避免產生過大的束縛力外，也可藉由調整 銲材合金成分之含量及使用適當的銲接方法或程序進行施銲，以求在最 後之銲道組織內能有適量的δ肥粒鐵存在。由於磷、硫等容易形成偏析 的元素，可在δ肥粒鐵中溶解，降低這些元素在晶界形成偏析的作用。 再者由於沃斯田鐵相與δ肥粒鐵共存的雙相結構可大幅增加晶界面積，

因此可有效地分散這些析出物在晶界上的濃度，降低凝固熱裂的發生。 (2) 熱影響區之敏化現象： 沃斯田鐵不銹鋼t要防止因銲接所造成的敏化現象，一般有以下之 因應方式：銲接後施以固溶處理；使用極低碳母材及銲材；添加碳穩定 化元素，如Ti和Ni。 (3) σ相脆化： 沃斯田鐵不銹鋼銲接時，另一個問題是在590～925℃間形成σ相。σ 相是一般脆、硬、非磁性之中間化合物的複雜組織，為體心立方體結構 (BCT)。由於沃斯田鐵不銹鋼銲道大多殘留有δ肥粒鐵組織，而δ肥粒鐵 內有較高濃度的鉻和鉬元素，較易促進σ相的析出，當σ相析出時，即使 析出量僅數%，材料的韌性就會明顯的劣化。不銹鋼之合金元素中的沃 斯田鐵相穩定劑如：碳、氮、鎳、錳接可防止σ相析出量的增加。

2.3 TIG(Tungsten Insert Gas)之原理

俗稱的 TIG (Tungsten insert gas)，使用鎢電極和保護氣體，在鎢電極與 母材間產生電弧，讓母材加熱使其熔合在一起之方法，就是所謂的惰性氣 體鎢極銲接，也可稱作氣護鎢極電弧銲。而鎢極棒消耗甚緩， 故稱為非消 耗電極式( Non-consuming )之鎢棒惰性氣體電弧銲( Tungsten inert gas arc welding)，簡稱 TIG或依 AWS規範稱為 GTAW(Gas tungsten arc welding)。 其原理是利用鎢電極與工作電極間產生的電弧熱熔化母材和填料（如 果有使用填料）的一種銲接方法。其銲接方法大致如圖2-9所示，在銲接時 保護性氣體從銲槍的噴嘴連續噴出，在電弧的周圍形成氣體保護隔絕空氣， 以防止其對鎢極及熔池有害影響，進而可得到高品質的銲道。保護性氣體 方面可以採用氬氣、氦氣或者是氬氦氣混合氣體，但由於氦氣價格昂貴， 所以在工業上氬氣的應用比氦氣來的多。

(a) TIG 製程 (b) 銲槍局部圖 圖2-9 TIG銲接製程示意圖[48] TIG 銲接具有下列優點： (1) 不易產生銲渣及飛濺物，所以銲道外觀較好，減少銲後清理時間。 (2) 準確的控制電弧及熔解的特性，因而熱能輸入容 易調節，可以進行各種 位置的銲接，對薄材料之銲接特別方便。 (3) 氬氣可有效的隔絕周圍的空氣且氬氣本身不溶於金屬，不會和金屬反應， 可以適用於化學活性強的有色金屬、不銹鋼及各種合金。 (4) 可不使用銲劑，沒有助銲劑的流動，可以清楚看熔池。且使用填 料與否 皆可。 (5) 銲接品質好，且煙霧少，銲接環境良好。 另外 TIG 銲接技術上尚有一些不足之處： (1) 單層銲接的可銲厚度較小，穿透深度在3mm 以下，所以當母材厚度超 過3mm 時經濟效益會比可消耗性電極低。 (2) 鎢極可能會污染銲道，因為鎢極承載電 流能力較差，過大的電流會引起 鎢極熔化及蒸發，其微粒有可能進入熔池，造成污染。 (3) 填料方式及某些位置之銲接自動化不易進行。 2.3.1 TIG 銲接電流之性質 TIG 電銲機所輸出的銲接電流性質可分為直流負電極(DCEN)、直流正 電極(DCEP)與交流電極(AC)三種型，特性如下[48]：

(1) 直流負電極(Direct Current Electrode Negative, DCEN) 鎢棒接於負極，銲接工件接於正極，如圖2-10(a)所示。電子由鎢棒 端流向銲接工件，而正 離子則由銲接工件流向鎢棒。當起弧後，鎢棒變 熱並發射出電子，發射出之電子穿過且撞擊保護氣體後被吸引至正極， 所以保護氣體的溫度會升高，電子與原子或分子撞擊會使部份保護氣體 產生熱游離，使得帶正電的氣體原子被吸引至負極，其動能會被轉換成 熱使得鎢棒能保持一定的熱度來持續發射電子，故鎢棒發射出電子的現 象稱為熱電子發射(Thermionic emission)。正 離子也會穿越電弧從工件端 (正極)被吸引至鎢棒端(負極)。正離子比電子重很多並幫忙傳遞相對低 電壓之銲接電流，約99%的電流的傳遞是藉由電子流而非正離子流。由 於電子速率大於保護氣體之離子速率，故2/3的熱會集中於銲接工件端， 造成深且窄的銲道，故適合厚鈑材之銲接，如圖2-11(a)所示。

(a) DCEN；(b) DCEP；(c) AC

(a) DCEN；(b) DCEP；(c) AC

圖2-11 不同銲接電流模式下，銲接熱量分佈與銲道形態示意圖[40]

(2) 直流正電極(Direct Current Electrode Positive, DCEP)

鎢棒接於正極，銲接工件接於負極，如圖2-11(b)所示。銲接時電子 由銲接工件端(負極)流向鎢棒(正極)，故2/3的熱量集中在鎢棒，故需用 較大直徑之鎢棒，且銲槍需水 冷，以避免鎢棒尖端被熔化。由於僅有1/3 的熱量集中在銲接工件端，故銲道形狀為淺且寬，適合薄鈑材之銲接。 此外，由於保護氣體中之正離子(較重)不斷衝擊銲接工件表面，可以把 工件銲道及周圍的氧化層清除，如圖2-12所示，故可用來銲接易產生氧 化層之鋁或鎂合金。 圖2-12 DCEP 氧化層清除作用[48]

(3) 交流電極(Alternative Current, AC) 使用交流電極時，則正負極每秒鐘交換60次(60Hz)，圖2-11(c)所示。 為維持電極交換時的電弧穩定性，高週波在銲接過程中會保持啟用，不 像DCEN及DCEP僅在起弧時使用高週波。交流電極銲接時，熱量平均 分佈於鎢棒與工件端，能兼顧清除氧化層作用與保持較佳熔深，故最常 用在鋁合金的銲接。 2.3.2 電弧之原理 電弧的產生是一種低電壓(10~15伏特)及高電流(10~200安培)的放電現 象，電弧的持續乃是由於陰極受熱而釋放的熱電子活動的結果，通常產生 於電極與欲銲接工件間，母材連接到電線接地一端，供電系統(交直流均可) 可藉電極的瞬間時碰觸母材金屬板而短路，引起一可受控制而極大的電流， 此時熱量增高，電極與母材金屬板接觸處即達到足夠的高溫度而釋出離子 化熱電子，此時電極與 金屬板間產生電位差而導致電流中斷，產生電弧(arc)。 一般而言，負極接於非消耗性之鎢電極，正電極則接於銲接之工件；此種 熔接法之熱量主要由電弧所供給，其溫度可達到2000℃～5000℃；又由於 氬氣之活性不佳，故常作為遮蔽電弧以防止高溫氧化之用。 電弧產生於電極及工件間，其形式可分為消耗性與非消耗性電極，其 原理都是一樣的，其示意圖如圖2-13(a) 及2-13(b) 所示；噴射之遮蔽氣體 包圍著電弧及銲接區，填充之金屬使用或不使用均可。換言之，電弧是一 種可控制的「局部氣體長時間穩定之導電現象」。[49] (a) 熔極式電弧銲接 (b) 非熔極式電弧銲接 圖2-13 熔極式/非熔極式電弧銲接示意圖[49]

2.3.3 電弧之結構說明

如圖2-14所示，為一惰氣鎢極電弧銲之電弧結構與電壓降的關係圖。由 圖中可明顯得知銲接電弧之結構主要可分為陰極區(cathode zone)、弧柱區(arc column zone)及陽極區(anode zone)等三大部分，茲將其重要特性簡述如下 [50]： 圖2-14 惰氣鎢極電弧銲之電弧結構與電壓降的關係[50] (1) 陰極區： 此區域的範圍約為 10-5 ~10-6cm 左右。由於陰極區之帶電離子呈不 均勻的分佈狀態，因此會形成一陡峭的電壓降，此稱為陰極壓降(cathode drop)。 (2) 弧柱區： 此區域介於陰極區與陽極區之間。一般所稱的電弧長度(arc length) 其實就是指弧柱長度。由於弧柱區之帶電離子呈均勻的分佈狀態，因此 會形成一趨於線性的電壓降，此稱為電漿壓降(Plasma drop)。 (3) 陽極區： 此區域的範圍約為 10-3_～10-4 cm 左右。由於陽極區(工件)之帶電離 子亦呈不均勻的分佈狀態，因此也會形成一陡峭的電壓降，此稱為陽極 壓降(anode drop)，其溫度分佈如圖 2-15 所示。

存在於 兩電極 間或電 極與工 件間的 電壓降 特稱為 電弧電 壓 ( arc voltage)。其中，電弧電壓即為陰極壓降、電漿壓降及陽極壓降三者之總合 電壓降。值得一提的是，當電極或銲條材料、電源種類、電流極性及保護 氣體等皆維持定值的情況下，電弧電壓值的高低主要係決定於電弧長度的 大小，亦即當電弧長度增加時其電弧電壓值將會隨之提高；反之當電弧長 度縮短時其電弧電壓值將會隨之降低。 圖2-15 電弧溫度分佈圖[50] 2.3.4 電壓-電流之靜特性 當電極或銲條材料種類、保護氣體型式及電弧長度大小等皆維持定值， 且亦保持銲接電弧穩定性的情況下，電弧電壓與銲接電流變化的關係即稱 為電壓-電流靜特性(static volt-ampere characteristic)。如圖 2-16 所示為電壓-電流的靜特性曲線。由圖中可明顯得知電壓-電流之靜特性曲線呈一 U 形分 佈，茲將其重要特性簡述如下:

(1) 下降特性曲線（ab 線段）： 在較低銲接電流區間內，當銲接電流增加時電弧電壓將隨之降低。 (2) 水平特性曲線(bc 線段)： 在較高的銲接電流區間內，無論銲接電流增加或減小其電弧電壓近 乎保持一定位。 (3) 上升特性曲線(cd 線段)： 在極高的銲接電流區間內，當銲接電流增加時其電弧電壓將隨之提 高。至於影響電壓-電流靜特性之主要因素則有下列兩方面: A. 電弧長度之影響： 當電弧長度增加時，由於電弧電壓值將會提高，因此電壓-電流 的靜特性曲線住呈也會隨之提升，如圖 2-17 及圖 2-18 所示。 B. 保護氣體之影響： 主要係取決於保護氣體的熱傳導性，舉例而言，CO2比 Ar 氣體 會產生較高的電弧電壓值，亦即會提升電壓-電流的靜特性曲線位置。 由於 CO2氣體的高溫熱傳導性優於 Ar 氣體，因而會造成 CO2氣體 有較高的熱量損失率，進而使得單位電弧長度上要有較高的 IE 值與 其保持平衡。因此當銲接電流在維定值的情況下，其電弧電壓勢必 要提高，如圖 2-19 所示。 圖2-17 不同電流下之電弧長度與電壓之關係圖[40]

圖2-18 不同電弧長度下之He與Ar電弧電壓關係圖[40] 圖2-19 保護氣體之電壓對電流關係圖[52] 2.3.5 保護氣體(Shielding gas)之種類 保護氣體對TIG銲接製程有很大的影響。保護氣體的功用為隔絕熔池與 成形中之銲道不與大氣中的氮與氧等氣體作用，且保護氣體也能使電弧保持 穩定，確保填料金屬能穩定填入銲接母材。電弧的組成包含了 離子化的氣體、 熔融之金屬、銲渣、蒸氣、氣化的原子與分子等，故電弧的結構與保護氣體 的性質有密切的關係，其主要性質包含比重、熱傳導性及游離能等，茲將其 重要特性簡述如下[52]:

(1) 比重(Specific gravity) 一般而言，比重大的銲接氣體較適用於平銲。相對地，比重小的銲接氣 體則較適用於立銲或仰銲。如表2-4所示，即為銲接氣體的比重為CO2 > Ar > He。 表2-4 銲接氣體的物理性質[52] Gas Ar He CO2 O2 H2 N2 Ionization potential(eV) 15.7 24.5 14.4 13.2 13.5 14.5 Specific gravitya (Air=1) 01.38 00.137 1.53 01.105 00.069 00.967

Density (g/L) 01.784 00.178 01.978 01.43 00.090 12.5

Molecular weight (g/mole) 39.95 04.00 44.01 32.00 02.016 28.01

(2) 熱傳導性(Thermal conductivity) 銲接氣體的熱傳導性可視為氣體將電弧熱量傳遞到銲件的能力與熱量由 電弧中心傳遞至弧柱外圍的能力。Ar的熱傳導係數較低，其電弧結構可分成 內外兩區，一為較窄且熱的電弧內核及相較之下較冷的電弧外核。故熱能較 為集中且電弧密度較高，因此會形成窄而深的漏斗銲道截面，如圖2-20所示； He為熱傳導性較高的保護氣體，其電弧的核心較寬，且熱量較高，可傳遞較 多的電弧熱量到銲件上，因此會形成寬而淺的碗碟狀銲道截面。圖2-21為保 護氣體的熱傳導性比較。 (a) 氬氣與氦氣 (b) 氬氣與氦氣混合 圖2-20 保護氣體對銲道截面之影響

圖2-21 銲接氣體的熱傳導性[9] (3) 游離能(Ionization potential) 游離能的單位為電子伏特(Electron volts)，其定義為從氣體原子移去一個 原子所需的能量而使氣體分子成為離子或帶電的氣體原子。起弧的難易、電 弧的穩定性與氣體游離能有關。如Ar為低游離能的氣體原子，較易被游離成 離子，所以較易起弧且電弧較為穩定。而He的游離能較高，故起弧難，電弧 也較不穩定。如表2-4可知，銲接氣體的游離能大小為He > Ar > CO2。

(4) 分解與組合(Dissociation and Recombination)

CO2、H2為O2為多原子所組成之分子，當在高溫的電漿中，氣體會被分 解(Dissociated)為組成的原子，部份電離(Ionized)的結果，產生了自由電子與 電流。當被分解的氣體與相對較 冷的工件表面接觸，原子會再結合(Recombine) 並放出熱量，此現象有如像He一般具有較高的熱傳導性的氣體一樣。因為Ar 只有一個原子，所以並不會發生分解與結合的現象。因此，在一樣的電弧溫 度下，CO2、H2在工件表面所產生的熱量相對較大。 (5) 銲接氣體之選擇 一般常用的銲接氣體有氬氣(Ar)、氦氣(He)、二氧化碳(CO2)、氧氣(O2)、 氫氣(H2)及氮氣(N2)等六種氣體，其中氬氣、氦氣、二氧化碳及氮氣可單獨使

用或與其他氣體互相混合使用，至於氧氣與氫氣則需與氬氣互相混合使用。 在此僅將氬氣、氦氣、二氧化碳及氮氣等來做一簡單的介紹[9]： A. 氬氣(Argon)： a. 屬於惰性氣體。 b. 起弧較氦氣容易(因為氬氣的解離電壓值較氦氣低)。 c. 適用於平銲(因為氬氣比空氣重)。 d. 適合薄鈑材料的銲接(因為氬氣的熱傳導性較氦氣低)。 e. 銲池的流動性較差(與氦氣相比較)。 f. 會形成較窄而深的銲道截面形狀(與氦氣相比較)。 B. 氦氣(Helium)： a. 屬於惰性氣體。 b. 起弧較氬氣困難(因為氦氣的解離電壓值較氬氣高)。 c. 適用於立銲或仰銲(因為氦氣此空氣輕)。 d. 適合厚鈑材料的銲接(因為氦氣的熱傳導性較氬氣高)。 e. 銲池的流動性較佳(與氦氣相比較)。 f. 會形成較寬而淺的銲道截面形狀(與氬氣相比較)。 g. 氣體價格較昂貴。 C. 二氧化碳(Carbon dioxide)： a. 屬於活性(氧化性)氣體。 b. 電漿電弧的能量分佈較為集中。 c. 一般用於低碳鋼材料的銲接。 d. 容易產生煙霧與飛濺物。 e. 氣體價格較低廉。 D. 氮氣(Nitrogen) a. 屬於活性(高溫反應性)氣體。

b. 電漿電弧的能量分佈亦較集中。 c. 一般用於銅及銅合金材料的銲接。 d. 容易形成氣孔。 e. 容易造成鎢電極的損耗與污染。 2.3.6 鎢棒種類 圖2-22中所示之鎢棒的端點角度(Vertex angle)及截斷面形狀，會影響電 弧形狀、電源密度分佈及銲道熔深，如圖2-23所示。一般而言，在銲接參數 固定的情形下，隨著鎢棒端點角度的增加，電弧會較為緊縮，故功率密度 (Power density)的分佈也較為集中，所以銲道的深寬比會隨之增加[48]，如 圖2-24及圖2-25所示。 圖2-22 鎢棒端點形狀[53] 圖2-23 鎢棒角度、截斷面大小與銲道熔深之關係[48]

圖2-24 鎢棒角度與熔深關係圖[48] 圖2-25 鎢棒角度、電弧形狀與功率密度示意圖[48] 鎢棒於使用時需依照工作電流選擇相對應的鎢棒直徑，其對應表如表 2-5所示，下限值表起弧及電弧安定性最低限度，上限值表若電流高於此值， 則電極有大量熔入銲道之危險；電流大小則受母材種類、厚度、接合方式、 銲接姿態、保護氣體、銲槍型式以及銲接品質要求等因素的影響。同一支 鎢棒以直流正極銲接時可使用電流最大；以直流反極銲接時可使用電流最 小，以交流銲接時所使用電流約在直流正極及直流反極之間。鎢的電阻很 大，所以銲接時其端點會變為紅熱狀，通常都磨尖後才使用。但交流銲接 時則鎢棒尖端有變成半球形的傾向。使用電流太大會使尖端過熱，甚至於 熔化而污染銲道。

表2-5 鎢棒直徑與工作電流之關係[40] 一般而言，TIG所用之電極常見有三種：純鎢電極棒、鎢釷合金電極棒、 鎢鋯合金電極棒，其特性分述如下[54]： (1) 純鎢電極棒: 其含鎢(W)99.5%，因其末端施銲後形成光亮半球形，電弧穩定性 良好，但收斂性較差，故小電流不易起弧(30A以下)，耐電流量亦比同 直徑之鎢合金小，且易將少許鎢電極熔入銲道而造成銲道之污染；故一 般在小電流且銲道品質要求不高時使用，其識別依AWS規定在鎢棒端 部或中間塗上綠色以資區別。如AWS-ASTM-EWP屬之，在JIS標準中則 塗白色。 (2) 鎢釷合金電極棒: 一般含有Th 1%和Th 2%、兩種，加入釷元素之鎢棒使用於交流銲 接時，雖可負載比鎢捧大50%之電流量，但其末端形成凹凸不平之粗糙 面，故電弧不穩，僅適於直流銲接。直流銲接時，通常把電極末端磨尖， 因其冷卻迅速，即使施銲後仍可保持原狀，防止銲道污染，不像純鎢棒 變成半球形。依AWSA5.12-9規定含Th 2%以紅色標示，如AWS-ASTM EWTh-2屬之，含Th 1%者以黃色標示，如EWTh-1屬之。因釷元素為放 射性元素，故長時間暴露在蒸氣中影響銲接施工者之健康甚巨，先進工 業國家如美、德、日，已不採用。

(3) 鎢鋯合金棒: 含Zr 0.3~0.5%之鎢合金電極，適用於交流或直流銲接，其電極末端 也稍微形成小半球狀之光亮面，起弧性優良但價格昂貴，故除非銲道要 求品質特高外，甚少使用，蓋使用此種鎢鋯合金電極其成份不會混入熔 融金屬裡，承受電流量亦較鎢釷合金棒為高。AWS於端部著上褐色 (Brown)，以資識別。如AWS-ASTM-EWZr屬之。 2.4 TIG-Flux 銲接 TIG 銲接製程可在多種不同的金屬上得到高品質的銲接，其應用範圍 適用在航太、醫院設備、造船等工業中。一般所銲的厚度都不高，對於較 厚的銲件，TIG可與填料金屬一同使用，或者用多道銲接的方式來克服較厚 的銲件。TIG銲接製程主要的限制為銲道熔深淺且沈積率低。TIG可熔接厚 度小於2.5 mm的銲件，而厚度大於2.5 mm的銲件則需用開槽、填料及多道 銲接的方式來克服。 近年來發展另一種可克服銲道熔深不足的方法，為在銲件母材上塗上 一層助銲劑，以增加銲道的熔深，如圖2-26所示，塗上助銲劑前後的差異， 這種銲接製程稱TIG-Flux製程。此助銲劑在本質上與軟銲/硬銲及遮蔽金屬 電弧銲(Shielded metal arc, SMA)等製程所用的助銲劑有所不同，因為此助銲 劑不需用來清潔銲件的表面，也不需要用來保護熔池免於氧化。

2.4.1 TIG-Flux 增加銲道熔深之機制

目前發表的文獻上有數種解釋來說明TIG-Flux銲接製程能增加銲道熔 深的物理機制[42]，說明如下：

第一個解釋是由於Heiple et al. [43]於1982年所提出的Marangoni效應。 由於活性助銲劑能改變熔池的表面張力，融化在熔池中的表面活性劑有可 能使對溫度梯度相依的表面張力係數∂γ/∂T由負轉正，將熔池的Marangoni 對流逆轉，對流從放射狀往上往外，轉由往內往下。在鋼中的表面活性劑 有S、O、 Se及Te等元素。在圖2-27(a)、(b)及(c)表面活性劑較低的鋼中， 靠近熔池中央表面張力較低且溫度較高的液態金屬，被靠近熔池邊緣張力 較高且溫度較低的液態金屬往外拉；在圖 2-27(d)、(e)及(f)表面活性劑較高 的鋼中，靠近熔池邊緣表面張力及溫度皆較低的液態金屬，被靠近熔池中 央表面張力及溫度皆較高的液態金屬往內拉，因此造成銲道熔深增加。 (a), (b)及(c)為含硫量低之鋼 (d), (e)及(f)為含硫量高之鋼 圖2-27 在熔池中的Marangoni對流[31]

第二個被提出來的機制是為Simonik et al.在1976及Howse et al.在2000 所提出的電弧收縮理論[44, 45]。他們認為氣化的活性助銲劑能使電弧收縮 是藉由捕捉電弧外圍的電子，使外圍負責傳遞電流的電子數量減少所造成。 收縮的電弧之所以增加陽極的溫度是由於電流密度的增加與較高的電弧電

壓造成，如圖2-28所示。 圖2-28 助銲劑吸附電子造成電弧收縮示意圖[45] 由於氣化的助銲劑中可能含有氧，也時候也可能包含了氟。已知此類 的蒸氣會吸附電子，被吸附的電子在電弧邊緣會產生較電子移動慢之氧或 氟的負離子，因此，在給定的電流下，電弧中心的電流密度就會增加，因 此就有可能會造成熔深的增加。 被吸附的電子與氣化分子及解離原子形成負電荷粒子，會對電子的吸 收作用造成影響。電子吸附僅能發生在較低溫的外圍區域，因電子能量較 低且電場較弱；接近電弧中央的區域，其電場較強且溫度較高，所以電子 有非常高的能量，故電離作用為主要的支配力量。因此，收縮的電弧流場 使得在電漿中及陽極上，靠近電弧中央區域的電流密度增加，所以造成緊 縮的電弧及較深的焊池。 活性助銲劑的組成分子或原子若有較大的電子吸附截面積，則會促進 電弧收縮的現象。如當鹵素化合物解 離時，因其有較大的電子吸附截面積， 故對電子有較佳之親和力。其它的化合物，如金屬化合物，雖然有較小的 電子吸附截面積，但是因其有較高的解離溫度，故能等效地收縮電弧，就 如同他們能在電弧外圍提供較大量的氣化分子與原子一般。 第三個解釋是由 Lowke et al.[42]在2005所提一種有可能的機制來解釋 活性助銲劑所扮演的角色。其解釋電弧收縮理論是由於活性助銲劑為絕緣 體所造成。一般而言，活性助銲劑是金屬的氧化物，故為電的絕緣體，雖 然氧化物的阻抗隨著溫度的增加而降低，但仍顯著大於液態的熔池，如 TiO2在 2123K時的阻抗為107 ohm-cm，因此助銲劑的效用為在熔池的外圍

區域增加一層高電子阻抗區。所以，在熔池中央因為有較高的電流密度及 表面熱能，所以助銲劑很有可能揮發，造成較深之銲道。

2.4.2 助銲劑塗敷形狀對銲道熔深的影響

一般TIG-Flux助銲劑的塗敷方式為在預估的銲道上直接塗敷上10~20 mm寬的助銲劑，如圖2-29(a)所示；但學者S. Sire et al.提出了另一種助銲劑 塗方式，稱Flux Bounded-TIG的銲接製程[46]，簡稱FB-TIG。其助銲劑的塗 敷方式為在10~20 mm寬助銲劑塗敷範圍中央，空出2~8 mm的範圍不塗上助 銲劑，如圖2-29(b)所示。其原因是考量到助銲劑是電的絕緣體，在AC模式 下銲接，會造成電弧異常偏移的現象，因此造成熔深不一致的情形，故在 助銲劑塗敷範圍中央露出金屬以提供導電區，以達到電弧收縮，增加銲道 熔深的目的。此外，FB-TIG也可減低銲道熔深對助銲劑塗敷量的敏感度 [46-47]，即使塗敷量增加也不會像TIG-Flux造成熔深明顯下降，如圖2-30 所示。

(a) A-TIG (b) FB-TIG 圖2-29 助銲劑塗敷形狀之示意圖[36]

2.4.3 助銲劑塗敷厚度與重量對銲道熔深的影響

由學者S. Sire et al.[46]的研究指出，應用 SiO2助銲劑於不銹鋼的銲接

時，塗敷厚度於40~50 μm時，銲道有最佳之熔深；若大於100 μm時，對熔

深並無助益，如圖2-30所示。且使用助銲劑時，電流愈大，塗敷量增加對銲 道熔深的影響也愈小，如圖2-31所示；且塗敷厚度與溶劑中所含助銲劑比例 成正比，如圖2-32所示。

圖2-30 A-TIG SiO2助銲劑塗敷厚度與AISI 304不銹鋼銲道熔深之關係[46]

圖2-31 FB-TIG SiO2助銲劑塗敷厚度與AISI 304不銹鋼銲道熔深之關係[46]