電子束或電弧銲接鎂合金之微織構與機性分析

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國立中山大學材料科學研究所碩士論文

電子束或電弧銲接鎂合金之微織構與機性分析

研究生：吳信輝撰指導教授：黃志青博士

中華民國九十二年七月

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誌謝

從土木踏入材料這個領域，是一趟未知的旅途，亦是一種挑戰，亦是人生中的另一個起點。很高興這兩年下來，有所收穫，有所成長，僅將此拙文獻給我身邊所有人。

首先，很感謝並很佩服我的指導教授黃志青博士心臟很大顆的收了我當學生，因為我知道自己的個性很倔強，真的很難教，故相信這對老師亦是一種挑戰，

此外也感謝老師在日常生活中給我適時的幫助與鼓勵，並對於論文與實驗給我協助與指導，使我能順利完成此論文。再來，感謝口試委員何扭金博士、鄭憲清博士與張志溥博士給予我論文上的指正與建議，使我受益良多，在此由衷的感謝。

再來，進入黃幫二年是種機遇，故首先要感謝英博在老師面前的美言，讓老師能敢收下我這長頭髮的學生，並也感謝英博在我剛踏入這領域時的帶領與幫助，讓我不至於慌張與迷惘；再來，要感謝王軼農博士、陳盛祺、凱琳、佩汝、

鉉凱、郭老師與黃建超等學長姐在知識方面的提供與分析上的協助，好讓我在實驗或分析遇到瓶頸時，能有人討論與求助；此外，更要感謝前任王牌鉉凱對於我的砥礪與刺激，讓我有取代他的念頭，所以奮發向上努力完成實驗；最後，當然是要感謝陪我一起度過這兩年的三位同窗，小毅、敬仁與小民，一起做實驗、一起討論、一起唸書、一起吃喝，這在在都是一段段歲月的見證，謝謝你們。

此外，感謝古錦松學長在銲接技術上的支援與協助；陳貴香小姐在 EBSD 與 SEM 上的教導與幫忙；江宏達先生在 OM 儀器方面的提供與建議；以及，敬仁在拉伸試驗上的協助，故才能使我的實驗能順利進行並且完成。

最後，感謝我的家人與女朋友，在我低潮時能給我適時的鼓勵與安慰，提供我一個溫暖的避風港，讓我無後顧之憂的全力完成我的論文。

如今，即將展開另一段人生旅程的我，在此祝福我身旁的每個人，身體健康、

萬事如意。

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圖 3-20 TIG 3 mm 試片，在 WD 面由熔融中心到母材每格 200 µm 的微硬度值變化(a) AZ31(b) AZ61(c) AZ91 ……… 108 圖 3-21 EBW 30 mm 試片，的應力-伸長量關係圖(a) AZ31(b) AZ61(c) AZ91…111 圖 3-22 EBW 在銲速(a) 16 mm/s(b) 20 mm/s(c) 35 mm/s 下，三種鎂基合金中之應力-伸長量關係圖……… 113 圖 3-23 TIG 在三種鎂基合金中之應力-伸長量關係圖……… 115 圖 3-24 EBW AZ31 銲道上、中、下不同部位之 X 光繞射分析(a) AZ31-16

(b) AZ31-20(c) AZ31-35(TD：TD 面，T：上，M：中，B：下)………116 圖 3-25 EBW AZ61 銲道上、中、下不同部位之 X 光繞射分析(a) AZ61-20

(b) AZ61-35(TD：方向，T：上，M：中，B：下)………118 圖 3-26 鎂粉的 X 光繞射圖 ………119 圖 3-27 EBW AZ31 試片，其 X-ray 繞射峰隨位置變化佔整體強度的變化趨勢關係圖(a) AZ31-16(b) AZ31-20(c) AZ31-35 ……… 120 圖 3-28 TIG 銲道與母材之 X 光繞測分析(a) AZ31(b) AZ61(c) AZ91(ND：ND 面，

RD：RD 面，W：銲道)………122 圖 3-29 EBW AZ61 30 mm 厚板，銲速 16 mm/s 之上、中、下之(0001)與(1120)

− 極

圖 ………124 圖 3-30 標準立體投影圖(a) (0001) pole(b) (1120)

−

pole ………125 圖 3-31 理想狀況下，{101⁻1}<101⁻2>、{112⁻1}<101⁻0>與{101⁻0}<112⁻2>三織構在(0001)極圖上的位置示意圖 ……… 126 圖 3-32 EBW AZ61-16 材料中，上、中、下各部位在(0001)極圖之主要織構強度之約略關係 ………127 圖 3-33 EBW AZ31 30 mm 厚板，銲速(a) 16 mm/s(b) 20 mm/s(c) 35 mm/s 之銲道上、中、下不同部位之(0001)極圖………128 圖 3-34 EBW AZ61 30 mm 厚板，銲速(a) 16 mm/s(b) 20 mm/s(c) 35 mm/s 之銲道上、中、下不同部位之(0001)極圖………129 圖 3-35 TIG AZ31 3 mm 薄板之(a) 銲道中心與(b) 銲道邊緣的(0001)、(1120)

−

與

(11)

(1121)

−

極圖 ………130 圖 3-36 TIG AZ61 3 mm 薄板之(a) 銲道中心與(b) 銲道邊緣的(0001)、(1120)

− 與

(1121)

−

極圖 ………131 圖 3-37 TIG AZ91 3 mm 薄板之(a) 銲道中心與(b) 銲道邊緣的(0001)、(1120)

− 與

(1121)

−

極圖 ………132 圖 3-38 TIG AZ 系列合金材料中，在(0001)極圖之主要織構強度之約略關係…133 圖 4-1 EBW 銲道在不同材料中(a) AZ31(b) AZ61，HV 與 d^-1/2的關係…………134 圖 4-2 EBW 銲道在不同材料中(a) AZ31(b) AZ61，UTS 與 d^-1/2的關係 ………135 圖 4-3 WD、TD、ND 三熱流方向的合力影響示意圖………136 圖 4-4 銲道上、中、下不同部位 ND、TD、WD 方向熱流效應的影響示意圖 ……… 137 圖 4-5 TIG 銲接法中，WD、TD、ND 三熱流方向的合力影響示意圖………138

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論文題目：電子束或電弧銲接鎂合金之微織構與機性分析頁數：138 校所組別：國立中山大學材料科學研究所

畢業時間及提要別：九十一學年度第二學期碩士學位論文摘要

研究生：吳信輝指導教授：黃志青博士關鍵字：鎂合金、電子束銲接、惰性氣體電弧銲接、EBSD、織構分析

論文提要

本論文主旨在於探討並比較電子束銲接法和惰性氣體電弧銲接法，對不同合金元素之 AZ 系列鎂合金，其銲後的冶金特性、機械性質以及銲後快速凝固後之微織構分析。並針對不同銲接方式其銲道型態，來做深入討論。電子束銲接法，

屬於高能量密度之銲接方式，其銲道型態較深且窄，故針對其銲道上、中、下不同部位之差異來作比較與分析；而惰性氣體電弧銲接法，屬於高熱輸入量的銲接方式，其銲道型態較淺且寬，而且半熔融範圍區域大，故將針對其熔融區、半熔融區以及母材三區域為探討重點。

對於銲道的晶粒型態，隨著冷卻速率的變化，有著差異性存在。在 EBW 銲接法中，其 AZ31-16 中銲道各部位呈現較大的等軸細胞晶；而在 AZ31-20 中，

由上至下則呈現等軸樹枝晶過渡到等軸細胞晶的現象；而在 AZ31-35 中，則呈現出較銲速 16 mm/s 中更小的等軸細胞晶。而在 TIG 銲接法中，可發現由 Al 含量增加造成冷卻速率的減少亦有相同的效應，故使得 AZ31 呈現較大的細胞晶，

而在 AZ61 和 AZ91 呈現較小的等軸樹枝晶。

對於銲道的機械性質來說，兩種銲接法皆是呈現冷卻速率越快，則擁有較好的拉伸強度和微硬度值等機械性質，其皆因小晶粒的貢獻所造成。而在 EBW 中，

造成冷卻速率改變因素的除了銲速外，尚有銲道上、中、下部位的差異，以及合金元素的差異；而在 TIG 銲接法中，主要造成冷卻速率差異的因素為合金元素

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的改變。

對於合金成分對於銲道的影響，發現在兩種銲接法中，隨著 Al 含量的增加，

其銲道半熔融區邊界的判定，越來越模糊，而且 TIG 銲接法更較 EBW 中明顯。

而且機械性質，也因二次相、晶粒尺寸與冷卻速率的影響下，有較好的展現，

在電子束銲接法的微織構分析中，發現其主要三種織構，分別為

>

< ⁻

−

2 1 10 } 1 1 10

{ 織構(其 TD 方向平行[1120]

−

)，{112⁻1}<101⁻0>織構(其 ND 方向與[1120]

−

約成 15^o)，以及{011⁻0}<112⁻2 >織構(其 WD 與[1120]

−

方向約成 30^o)。

且隨著冷卻速率的改變，其織構的強弱會有相互的變化，但未發現隨合金元素造成銲道織構特徵的改變。

在 TIG 銲接法的微織構分析中，發現其主要的四種織構，分別為

>

< ⁻ ⁻

−

6 5 6 1 } 1 2 11

{ 織構(其 ND 方向與[1120]

− 方向約成 15^o且與 WD、TD 皆有夾角)，

>

< ⁻

−

13 2 1 } 0 1 10

{ 織構(其 WD 方向與[1120]

− 方向約夾 60^o)，{101⁻2}<1⁻011>和

>

< ⁻

−

2 1 10 } 1 1 10

{ 織構(其 TD 方向平行於[1120]

−

方向)，且隨著冷卻速率的降低，

其織構強度會呈現相近且較弱的現象。此外，發現較 EBW 不同的便是，隨著合金元素的增加，TIG 銲道的織構特性趨於複雜化(種類多)，而且隨著冷卻速度的變慢，在 AZ91 中會出現{101⁻0}<112⁻0>織構(其 WD 平行[1120]

−

方向)。

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壹.研究背景與方向

1.1 鎂合金的發展與應用

繼鎂元素在 1808 年被H. Dary 發現後，1863 年，鎂塊成功地被 Devile 與 Caron 使用氧化還原法製得，使得這種銀白色輕金屬逐漸受到重視。初期，因其造價昂貴，活性大，抗腐蝕性不佳等不良性質使得其發展應用受到嚴重限制，但在二十世紀後，由於缺點的克服，加上其良好的特性：

(1) 低比重(重量輕)：鎂比重為 1.74，為鋁(2.70)的 2/3，鐵(7.86)的 1/5，可有效減少產品重量，尤其在汽、機車產業上。

(2) 高比剛性與比強度:可以較少用料即達到所需強度，減少厚度。

(3) 散熱佳：熱傳導率較等重的塑膠好，可解決筆記型電腦的散熱問題。

(4) 耐衝撞：耐撞強度及吸震性較塑膠好，且相同受力下只需要塑膠的 1/3。在汽車工業上安全性，與減少噪音的考量下，非常有利。

(5) 厚度薄：最薄可到 0.5 mm，為塑膠 1 mm 的 1/2。

(6) 良好的切削加工性：容易加工、成型，可以減少組裝之工時與花費。

(7) 高韌性及延伸率：在重視安全考量之結構材中，可取代鋼鐵結構材。

(8) 防磁性佳：可有效阻隔電磁波，比塑膠更優於使用在 3C 產業。

(9) 可回收性：可回收再利用，較塑膠環保。

遂使鎂與鎂合金的產業蓬勃發展[1]。其他有關各種材料物理與機械性質的比較示於表 1-1[2]。

近年來，隨著日益追求輕量化的現代產業，再加上鎂合金壓鑄成型與半固態製程技術的開發，鎂合金應用在 3 C 產業的項目已不勝枚舉，尤其是在可攜式產品上，如筆記型電腦外殼、手機面板、隨身聽外殼等；除此之外，鎂合金的應用也從小零組件，伴隨著機械成形技術的成熟，在其強度與功能上的改良，而能應用在大物件上，如已在生產的鎂合金自行車、汽車儀表版、方向盤、車椅架、引擎等，再加上，人民環保意識的日益抬頭，節省能源消耗與資源回收的課題，遂

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使得挾其優點的鎂合金，在汽、機車工業上扮演著新結構輕量材料的重要角色 [2-5]。

1.2 鎂合金的基本特性

1.2.1 鎂合金的分類與特性

近年來，由於能源、資源的短缺，加上環保法規要求的日益嚴格，尋找輕量化、符合環保的替代構材是刻不容緩，而在目前構造用金屬材料中，六方最密堆積(hexagonal close packed, HCP)結構的鎂又是最輕的，遂使鎂及鎂合金的應用漸次廣泛。鎂及鎂合金其主要用途可分為兩大類：

(1) 非結構材用途：如合金元素、防蝕陽極板、球狀石墨鑄鐵製造、化學反應還原劑等，有關鎂的基本物理與機械性質列於表 1-2[6]。

(2) 結構材用途：如鑄造及鍛造之合金件。

在結構材方面的應用，常見鑄造用鎂合金依成份不同可分為幾類：

A. Mg-Al-x 系列：

(a) Mg-Al-Zn 系：如 AZ91D。機械性、鑄造性、耐蝕性取得平衡之代表。

(b) Mg-Al-Mn 系：如 AM60、AM50、AM20。延展性、耐衝擊性提升之合金。

(c) Mg-Al-Si 系：如 AS41、AS21。耐潛變性提高至 423 K、抗拉、降服強度都提高。

(d) Mg-Al-RE(稀土類元素)系：如 AE42。耐潛變性、延展性、耐蝕性提升。

B. Mg-Zn-X 系列：

(a) Mg-Zn-Zr 系：ZK51A、ZK61A。降伏強度最高、能鑄造複雜形狀之特性。

(b) Mg-Zn-RE 系：ZE41A、ZE63A、EZ33A。高溫下強度穩定。

C. Mg-Th-X 系列：抗拉強度、降伏強度好、短時間抗潛變、高溫強度好。

(a) Mg-Th-Zr 系：HK31A、HK32。

(b) Mg-Th-Zn 系：HZ32A。

D. Mg-Ag-X 系列：高溫強度好、鑄性、銲性好但是單價高。

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(a) Mg-Ag-RE 系：QE22A。

(b) Mg-Ag-Zr 系：QH21A。

此類鑄造鎂合金，因可製出尺寸穩定、複雜的構件，具高度生產性。但鑄造所得鎂合金，材料不夠密實，易有孔洞形成，故常會造成延展性不高、疲勞強度不足等現象[7]。為此，塑性成形(機械成形)的技術便孕育而生，而目前最廣為應用的方法便是鍛造，此製程不但改善鑄造鎂合金之缺點，也使得鎂合金可以展現其正常良好之銲性，但因其成本較高、鎂合金室溫滑移性差等限制下，仍有待技術上的突破，常見適合鍛造用鎂合金大致有：

A. Mg-Mn 系列：MIA 合金。

B. Mg-Al-Zn 系列：AZ 系列合金，鑄造時加 C，可得細晶粒組織。

C. Mg-Zn-Zr 系列：ZK 系列合金，因 Zr 本身即有晶粒細化效果。

D. Mg-Y-RE 系列：WE（鎂釔稀土合金）系列合金，因加入細小穩定的釔以及稀土元素，藉以提高材料高溫強度[8-9]。

這些合金都是隨著應用上需求的不同，加入各種不同的合金元素，使鎂合金產生各種不同的性質，如：

(1) Al：固溶強化，如 Al 含量在 6% 以上時，藉由析出硬化與析出物β相(Mg¹⁷Al¹²) 之分散強化，但雖可以提高強度，但隨鋁含量增加，延展性和衝擊值會減少。

此外，也可以改善鑄造性、而β相的存在亦可改善耐蝕性。

(2) Zn：可以改善鑄造性與機械性，但當增加至 2~5% 時，鑄造破裂感受度會提高。

(3) Mn：與鋁形成化合物，同時其中固溶 Fe、Ni 及 Cr，可改善耐蝕性。合金中 Fe + Ni + Cr/Mn 比保持在一定值以下至為重要。

(4) Si:形成介金屬化合物 Mg²Si，微細分散在晶粒晶界，可提高耐磨性，亦可改善鑄造性。

(5) RE：固溶體硬化，隨著析出硬化，與鎂合金成熱安定，且形成硬質的介金屬化合物，並提高耐熱性與抗腐蝕性。

(6) Cl^-：無特殊規格，但會降低抗腐蝕性。

(7) Fe、Ni、Cu、Cr 等重金屬元素，會嚴重降低鎂合金的耐蝕性。

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其他有關合金元素對鎂合金的影響列於表 1-3[6]。

目前，Mg-Al 系列合金是鎂合金中最輕者，尤其是 Mg-Al-Zn 系列(AZ 系列)，

因其容易鑄造，且在機械性、鑄造性、耐蝕性均達平衡點，故廣為一般使用。在此 AZ 系合金中，隨著 Al 含量增加，其密度漸增，但熱傳導率及電傳導率卻隨之下降，且當含量大於 6% 以上時，會藉由析出硬化與析出物 Mg¹⁷Al¹²(β相，cubic α-Mn[10])產生強化效果，但卻會因此降低了延展性和衝擊值。此外，在此 AZ 系列的合金中，少量的其他合金元素(Mn、Si、Cd、Ca 等)並不足以影響該合金系統的主要相，主要是由鎂與鋁的含量所主導，故在 AZ31、AZ61、AZ91 合金中，

除了平衡相 Mg¹⁷Al¹²會在晶界析出外，均無其他β相之外的二次相產生[11]。圖 1-1 為 Mg-Al 的二元平衡相圖[12]，在右方鎂端，隨著 Al 含量的減少，液相線溫度越來越高，在急速冷卻時會帶來非平衡凝固，而使凝固溫度範圍隨之變寬，

降低了鑄造性，這會使得鑄造所需溫度與成本皆提高。

再者，在 Mg-Al 系合金中，當加入 Zn 含量至 2~5 % 時其降伏強度明顯增加，

但伸長率會下降，而且隨著 Zn 含量增加，會降低其鑄造性與銲接性:若加入 Zr 元素時，因 Zr 可於晶界析出，因而可以控制晶粒成長，達到晶粒細化的作用，

提高強度但也因高溫時易脆化故不易銲接[13,14]。

最後，另一重要課題，便是鎂合金的抗腐蝕性。鎂合金的腐蝕機構是由氧分子，水分子及電子移轉(電位差腐蝕)生成氧化物之化學反應。對純鎂而言，其抗腐蝕性其實相當好，與一般用的結構金屬相去不遠，但因鎂合金無法完全除去雜質合金元素，如 Fe、Ni、Cu、C r、Co 等，所以容易產生電位差腐蝕，對鎂合金的抗腐蝕性有極大的不良影響[14,15]。

1.2.2 鎂合金的銲接性質

要瞭解鎂合金的銲接特性，必須先瞭解影響其特性的因素為何，大致上有：

(1) 物理性質

就銲接性質而言，熱物理性質的影響佔有舉足輕重的地位。表 1-4[13,16]

表示 AZ 系列合金主要元素與 Fe 元素的熱物理性質之比較。觀其可知，因鎂的的熔化潛熱只有鋁的一半，故具有較低固態吸收性，再加上其黏滯係數

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低、膨脹係數大以及高蒸汽壓，導致銲接時熔池不穩定，故銲道表面合金元素易濺灑且扭曲變形[17]。

(2) 化學性質

鎂的活性很大故容易生成氧化層，但其氧化物並不成連續緊密的排列，

因此較好處理，但因氧化層的熔點高達 3500℃以上，不熔於固態鎂或熔融狀態的鎂中，因此銲接時會因其存在而降低可銲性。

(3) 合金元素

合金元素對銲性的影響亦相當大，隨著添加合金元素不同，不但直接影響其凝固範圍，且也會伴隨產生不同的介金屬化合物，通常這些化合物都是高溫具脆性，對銲接性質有不良的影響。

(4) 冶金性

鎂合金最重要之冶金性便是其晶粒容易長大，故銲接時如何避免其銲縫附近晶粒的成長，實為提高銲後性質之要點。現今，通常加入 Zr 元素，因其會析出在晶界阻止顆粒長大，故可達抑制效果，提高銲後性質。

(5) 母材之製成與加工

因鎂合金為 HCP 之晶體，在常溫不易加工，故必須選擇適當的製程與加工溫度，避免銲接前鎂合金即有太多缺陷存在[17]。

(6) 孔洞

鎂合金銲接時，因低熔化潛熱，故熔化範圍大。在熔融期間，由成分元素汽化(如 Mg 汽化溫度 1090℃)、母材本身含有的氣體(如氫、氧、氮)或氧化物汽化分解等，諸如此類之原因產生的氣體，因在熔融區內形成氣泡，但因冷卻速率比氣泡移動之速率快，故凝固後便在內部形成孔洞。此外，還有在高能量密度深穿厚銲時，亦會藉由鎖孔(key-hole)機制產生孔洞，這些都會直接對銲道性質造成不良之影響[18]。

1.3 電子束銲接

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1.3.1 電子束銲接原理與機構

電子束銲接是一種高能量密度的銲接方法，顧名思義其在較小的熱輸入量下，即可完成銲接，有別於需要大熱量輸入的傳統銲接方法。電子束銲接其原理是利用加熱陰極鎢(W)或鉭(Ta)金屬燈絲，使之放射出電子，再藉由調整裝置和電磁聚焦線圈匯聚成電子束。利用電子束高速撞擊母材表面，藉由動能轉換熱能機制，產生高溫，熔融汽化部分區域，達到銲接效果[13,14,17]。

電子束銲接的特點是銲道非常的深，主要是由鎖孔效應所造成，與電子滲透能力無直接關係[19]。鎖孔現象的產生，如圖 1-2[17]所示，其主要藉由複雜的電子束壓力、蒸汽壓力、反作用力等作用下，產生並維持鎖孔；繼而因表面張力、

重力、毛細現象等力作用下，完成凝固銲接的程序。故就鎂合金而言，因沸點低容易汽化，再加上蒸汽壓力大，有助於鎖孔機制進行，所以容易得到較深的銲接效果[17,18]。

1.3.2 電子束銲接之優劣

電子束銲接是高能量密度的銲接方式，適合用於精密銲接上。較於傳統銲接方式，其具有以下之優點[17,18,20]：

(1) 功率密度高(10¹⁰∼10¹³ W/m²)，可得深寬比大之銲道。

(2) 熱輸入量低，熱影響區小、變形少、銲接殘留應力小，銲道品質佳。

(3) 在真空下進行，污染、氧化等問題少，精密度高。

(4) 適合熱傳導率高之材料，如鋁、鎂等，不需預熱即可局部銲接。

(5) 對活潑金屬銲接性良好，如鈦、鋯、鉬等。

(6) 銲接條件容易控制，銲接速度快，生產率高。

除了上述優點之外，電子束銲接亦因其操作原理與特性有以下的限制：

(1) 設備昂貴，非高價值銲件，不符合經濟效益，市場競爭力低。

(2) 銲件形狀與大小在真空室尺寸限制之下，使其應用範圍受到限制。

(3) 銲前準備較耗時，且因在隔離狀態下進行，所以銲接過程中無法補救或修正。

(4) 電子束會受磁場影響，故應使用非磁性夾具或工具，以免發生偏折。

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(5) 受真空度影響大，故易在真空下蒸發之材料不適於進行銲接。

1.4 惰性氣體電弧銲（TIG）銲接

1.4.1 TIG 銲接原理與機構

自從惰性保護氣體He、Ar 等被發現使用在電弧銲接上能獲得良好成效，再加上鎢極棒消耗率甚低，成本較低廉，遂使鎢極惰性氣體電弧銲(Tungsten Inert Gas Arc Welding，TIG，or Gas Tungsten Arc Welding，GTAW)廣為一般銲接工業使用。TIG 的適用性很廣泛，不但方便用於維護工作，對活潑或有色金屬也能施行，尤其更適於薄銲件上的使用。而電弧產生原理乃是給予原本非導電體的空氣，某值以上的電壓，產生電流形成迴路，使其在陰陽兩極之間電離而形成放電光束，此電光束即稱為電弧，如圖 1-3 所示。而TIG 銲接機制便正是利用電弧由電能轉變成熱能，產生高熱，進而局部熔化母材形成熔池，再配以填料添加的與否，在表面張力、熔滴重力、擠壓力、電磁收縮力、氣體膨脹的壓力等交互作用推進下，達到銲接目的[21,22]。

1.4.2 TIG 銲接之優劣

氣體鎢極電弧銲屬於適用性較廣的銲接方法，與其他銲接方式比較，其有以下之優點：[21,22]

(1) 可應用的金屬範圍大，對於活潑金屬、有色金屬、易形成高熔點氧化物的金屬合金皆具可銲性，如鎂、鋁。

(2) 在氬氣的保護下，無激烈的氧化反應，可獲良好的銲道品質。此外氬氣還兼具有冷卻、不分散熱源、減少銲道濺灑的效用。

(3) 適用於在熔融狀態易吸收空氣中O、N、H 形成脆化的材料。

(4) 沒有銲渣，可節省人力與時間。

(5) 可不需加添填料，並且可使用於任何位置的銲接。

(6) 熱輸入容易控制，故對於薄銲件的銲接非常方便有效。

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但氣體鎢極電弧銲也有一些使用上的限制，如：

(1) 對於低熔點低的金屬，如Pb、Sn、Zn、Cd 等，可銲性差，因其熔點比電弧的溫度低很多，極易汽化使得銲接品質變差。

(2) 銲接速率慢，尤其對於厚截面銲件，不但耗時而且昂貴。

(3) 電極易沾上熔池金屬，且鎢極所產生的顆粒也會進入熔池，污染銲道。

(4) 深寬比約 1 比 1，熱影響區大，對銲接後機械性質較不佳。

1.5 熔融銲接的凝固特徵與型態

銲接依其接合型態不同可分為熔接(fusion)、壓接、鑞接等，而 TIG 銲接與電子束銲接都屬於熔接銲接中的一種，都是將銲接部分金屬局部加熱至熔化狀態，待其冷卻凝固而完成銲接程序，不同之處僅為加熱之熱源功率密度而已，但這點卻對銲件性質影響甚大。對於熔接銲接，因其熔池(weld pool)與母材緊密相連，晶粒成長方向由熔融邊界(fusion boundary)朝向熔融中心，此種晶體成長方式是屬於磊晶(epitaxial)成長，且成長時並不改變其織構。也因大部分的銲接是屬於此種型態，所以當熔池完全熔化相同組成的母材時，其接觸角變成0 度，所以其成核所需的自由能(ΔG^*)，較異質成核或均質成核均來的低，故在晶粒開始成長時即能順利成長，而無太大障礙能存在，圖 1-4 顯示不同成核型態自由能之變化曲線。

對銲接過程而言，熱行為（受熱及冷卻過程）在過程中扮演著舉足輕重的角色。隨著銲接方法的不同，造成溫度梯度(G)與成長速率(R)的差異，其熔池型態、

顯微組織、凝固型態等也因其而異，圖 1-5[23]表示電子束銲接和TIG 銲接凝固的型態。通常隨著GR 值的上升，亦即冷卻速率(cooling rate)越快，其凝固組織型態易形較良好的細胞狀(cellular)或樹枝狀(dendrite)之結構，圖 1-6 表示 G、R 與組織結構的關係[24]。

一般而言，合金金屬通常在熔融邊界上會出現平面狀(planar)或細胞狀 (cellular)之結構；當往熔融區中心接近時，晶粒隨著熱流反方向成長，則呈現細

(22)

胞樹枝狀(cellular dendrite)或柱狀樹枝狀(columnar dendrite)之結構；而在熔融中心處，則有機會出現等軸樹枝狀(equiaxed dendrite)之結構，圖 1-7 表示不同種類液、固界面的結晶組織型態[22]。

再者，合金元素的多寡亦會對凝固型態造成影響，對純度越高的合金，其組成過冷(constitutional supercooling )發生機率較小，故不利於中心等軸區的發展，

所以中心區鮮少等軸晶結構，而呈現細胞狀之結構；反之，當合金成分多時，在熱過冷與組成過冷的雙重影響下，有助於中心等軸樹枝狀結構的發展[25]。

最後，除上述冷卻速率與合金成分外，銲接參數亦是影響晶體結構之因素，

如銲速、熱輸入量等。圖 1-8[25]表示銲速與熔池的關係，因晶粒成長方向會隨著熱梯度方向改變(平行熱流方向)，故當銲速由慢轉快時，熔池型態便由橢圓狀 (elliptical shape)變成淚滴狀(tear shape)，其熱梯度相對方向也改變，故晶粒便朝著垂直熔池邊界(pool boundary)的方向生長，造成不同方向的組織型態。此外，

有一點需特別注意的便是，因晶粒會垂直熔池邊界成長，故無論在低速或高速的銲道中，亦有可能會發現柱狀或等軸之結構存在於熔池正下方，唯其寬窄之異，

而其組織上的差異，則決定於成核型態和成長速的影響[24-26]。

1.6 鎂合金之織構特性

1.6.1 織構表示方法

織構(Texture or preferred orientation)在晶體材料中是一種很普遍的現象，對於晶體材料的各種特性佔有舉足輕重的影響。通常，織構被分為兩大類，變形織構(deformation texture)和再結晶織構(recrystallization texture)，在鑄造、加工變形、銲接等過程中，織構會隨之改變，故能瞭解織構的變化，便有助於瞭解晶體材料在經過製程後的各種特性。

想要瞭解織構特性，便需先瞭解其表示方法。其一是極圖(pole figure)，由於其測建方便、簡單，是一種最常被用來表示織構的方法，通常是以{hkl}<uvw>

來表示，其中的{hkl}表示與 RD (rolling direction)平行的平面；<uvw>則是與 RD

(23)

平行的方向。

對於一個未知材料，我們先予以訂出此材料的RD、TD (transverse direction)、

ND (normal direction)座標，然後利用 X 光(利用布拉格定律決定某特定平面，固定入射角與反射角角度，然後每格等間格傾斜角θ，旋轉 360^o收集分佈取向)或電子背向繞射(electron backscattering diffraction，EBSD)等技術，收集此材料某 {hkl}的晶粒取向在標準立體投影圖上的投影，此即為此材料{hkl}的極圖。對於多晶材料而言，若其呈現出散亂分佈，表示該晶體取向為均勻分散(random)；若晶粒取向密度(投影點)有聚集的現象發生，則表示材料中晶粒的取向具有擇優分佈的特徵，此即所謂的織構。當決定出材料的晶粒取向類型後(面織構)，通常利用該{hkl}的標準立體投影圖，與實測的極圖進行對比分析，便能決定出材料的織構特性。

雖說極圖易於使用，但於實質應用上有其限制存在。因極圖為二維的表示方法，只是材料中晶粒取向分佈的投影，而不是分佈的全部描述，故對於織構強度 (與取向散亂分佈做比較)的確認、整體晶粒取向的分佈都無法給予完備的解釋，

尤其在多織構材料時，不但難以釐清，更可能造成誤判。鑑此，以下將介紹的取向分佈函數(orientation distribution functions, ODF)，是一種更完善的織構分析方法，因其利用三維的尤拉空間(Euler space)來表示某特定晶粒取向發生的機率，

故能確實的描述出各種晶粒取向之分佈與織構組織。尤拉空間是一個由三個旋轉角建構成的一個直角座標，尤拉角(Euler angle)系統的定義有 Roe system (ψ，θ，

ϕ)和 Bunge system (φ¹，φ，φ²)兩種，圖 1-9[27，28]表示兩種尤拉角的系統，

以下將以Roe system 來做介紹。

考慮材料的加工特徵，先對材料定義出一直角座標系OABC(樣品座標)，然後再對於每個晶體給予一固定不變的直角座標OXYZ(晶體座標)，且 OXYZ 座標應盡量與該晶體的對稱軸重合，然後由兩座標重合開始，把OXYZ 座標，先以Z 軸旋轉ψ角，再以旋轉後的 Y 軸旋轉θ角，最後再以旋轉後的 Z 軸旋轉ϕ角，

則OYXZ 相對於 OABC 的三個尤拉角(ψ，θ，ϕ)即代表某個別晶粒的晶粒取向。

由於每個取向都有個別的尤拉角與之相對應，故由所有晶粒在尤拉空間所構成晶粒取向分佈圖中，便能很確切的知道該材料晶粒取向的分佈。但在實際應用上，

(24)

晶粒取向分佈圖並不是以一群分立的點來表示，而是以取向密度來描繪，取向密度的定義是

(

θ ψ ϕ

)

=

(

∆

)

θ∆θ∆ψ∆ϕ

ω ，， K_w V/V /sin (1) 故由取向密度便能確實瞭解晶粒取向位於取向(ψ，θ，ϕ)上的數量，亦即晶粒取向出現在該取向上的機率。若再對整個取向空間(2π，π，2 π)加以積分，可得其值為 1，若以此值為材料無織構取向的基準，便可與之比較而獲得所有取向在整體取向空間的分佈，用此我們便能確切的定性並定量的表示出織構材料中晶粒取向的分佈與強弱。當了解材料晶粒分佈取向(ψ，θ，ϕ)後，經過幾何關係的轉換，

便可求得材料所對應的{hkl}<uvw>織構特性，表 1-5[29]表示不同晶體結構的轉換公式。

通常，在實際應用上，都是選取某軸以等間格方式，將尤拉空間展開成一系列截面圖來應用，如圖 1-10 所示。在分析時，因晶體具有對稱性，便可侍此特點來簡化分析，如六方晶系，因具三軸對稱，故分析範圍便可縮減至(π/3，π/2，

π/3)，如圖 1-11 所示，簡化後 HCP{0001}系統中理想的 ODF 位置圖。

1.6.2 六方晶系的晶體特性

金屬是由原子依特定方式排列而成晶粒組織的固體，這種有規律性的排列方式即為晶體組織(crystal structure)。目前較常見的晶體組織有體心立方(BCC)、面心立方(FCC)以及六方最密堆積(HCP)三種，許多的金屬性質，如延展性、加工硬化程度等，皆可由其原子排列方式初步決定。

在討論六方最密堆積時，通常習慣用圖 1-12[25]來表示六方最密堆積構造，

雖說其不是單位晶格(unit cell)，但卻能充分表現出六方晶系中晶體的六重對稱性與堆疊方式(ABABA…)。對於六方最密堆積，雖說其最密堆積面堆疊方式與面心晶體中並無差異，但因最密堆積面個數只有基面{0001}一個，造成六方晶系的金屬，如鈹、鈦、鋯、鎂、鋅、鎘等不但在變形滑移上受到限制，其物理性質也有明顯差異。此外，特別值得注意的是，在同屬六方晶系的金屬中，其滑移系統卻存在著差異性，推測是因每種金屬其晶體的c/a 值不同而造成的效應，故滑移系統便隨著晶體c/a 值與理想球體 c/a 值(1.633)之間的差異而有所改變。通常，

(25)

對c/a 值小於 1.633 的金屬，表示其基面間隔較小，在基面滑移時具有較高臨界分解剪應力，故滑移時不易從基面開始啟動；反之，則容易在基面滑移，表 1-6 表示六方晶金屬的c/a 比值與滑移系統。

此外，HCP 結構另一項有別於立方金屬的特性便是雙晶的變形機制，在變形的過程中，如果不考慮其他主要變形機制，HCP 結構中的雙晶變形機制提供了比立方結構中更有效的滑移模式，而雙晶產生的難易程度，仍受c/a 之影響而有所差異[30]。

1.6.3 鎂合金變形織構

在HCP 結構中，影響織構的因素很多，如應變率、化學組成[31]、溫度[32]、

起始織構、熱力、機械製程[33]等，而其中較特別的便屬於c/a 值的影響，而鎂合金正屬此類。經由Grewen 在 1973 年[30]，觀察 cold rolling 後，不同 c/a 值的 HCP 金屬(鎂、鋅、鈦)所得的極圖，圖 1-13[30]，與 Tenckhoff 在 1988 年[30]

所做的模擬，圖 1-14[30]，經比對後可略知，在HCP 的變形織構裡，依 c/a 值的不同大致可將其分為三類

(1) c/a 值約等於 1.633，如鎂，由極圖可知其展現強烈的(0001)面織構，可知是因其在基面滑移的結果，如圖 1-13 與圖 1-14 的(a)所示。

(2) c/a 值大於 1.633，如鋅、鎘，由極圖可知其(0001)極點朝 RD 方向傾斜，而與ND 方向呈±15∼25^o的傾斜角，其<112⁻0>極點與RD 方向對齊，且<101⁻0>

方向則平行TD，這是由於基面滑移系統與雙晶變形機制雙重作用下產生的效果，如圖 1-13 與圖 1-14 的(b)所示。

(3) c/a 值小於 1.633，如鋯、鈦，由極圖可知其(0001)極點朝 TD 方向傾斜，而與ND 方向呈±20∼40^o的傾斜角，其<101⁻0>極點與RD 方向對齊，且<112⁻0>

方向則平行TD，如圖 1-13 與圖 1-14 的(c)所示。

若再加入模擬的比對，綜合以上可知，因滑移系統的不同而產生變形織構可分為，

(1) 在基面{0001}<112⁻0>上滑移，會產生基面的織構，如鎂(c/a=1.624)。

(26)

(2) 在結合基面{0001}<112⁻0>和錐狀面{112⁻2⁻}<112⁻3>二系統上滑移會造成上述第(2)種的織構，如鋅(c/a=1.856 大於 1.633)。

(3) 在結合菱柱面{101⁻0}<112⁻0>與基面{0001}<112⁻0>二系統上滑移，會產生上述第(3)種的織構，如鈦(c/a=1.587 小於 1.633)。

故由以上可知，(0001)極分散的這些織構，是由於其不是在基面滑移，而是在菱柱面上滑移所造成的。故就c/a 值的不同，便可反映出滑移系統的差異，故可藉此來粗略判斷在不同鎂合金材料上的織構特性。

除了c/a 值外，雙晶的形成亦會造成織構的改變，如 Blicharski 在 1979 年[30]

對純α-鈦在冷軋後，不同厚度下的的織構觀察，可發現織構隨厚度之變化，由原本的RD 方向傾斜轉變成最後的 TD 方向傾斜，如圖 1-15[30]所示，Blicharski 推斷在厚度減少 40 %前，雙晶變形主導變形機制，故織構才會如此急促地改變，

而 40 %之後則又回到滑移系統主控。由此可知，雙晶變形機構，在變形的過程中，的確對整個織構的演化佔有一定的影響。對鎂合金來說，Mwembela 等人 [35]，在對AZ31 合金進行不同溫度的變形下，也觀察到雙晶的產生，而受到 c/a 值的影響，鎂的主要雙晶變形機構是沿著{101⁻2}<101⁻1>發展。故由三個不同滑移系統(basal、prismatic、pyramidal)所形成的變形織構，再加上雙晶變形機制所產生的{101⁻2}<101⁻1>織構，此即為四種鎂合金的主要變形機制與相對應的變形織構，故在變形過程中，變形織構便會隨著四種機制之貢獻多寡而產生對應之織構[30,34]。

1.6.4 鎂合金再結晶織構

通常再結晶的發生，是經過冷作後的材料，因變形而儲存了大量的應變能，

經退火的過程，以儲存能作為驅動力，而發生成核成長的過程。當然也包括，二次相的析出或消失等，以及表面能效應造成的二次再結晶。隨著再結晶的過程，

晶粒成長（定向成長理論，oriented growth theory）或成核(定向成核理論，oriented nucleation theory)與原織構維持特殊的方向性存在，故當再結晶完成後，便產生新的織構組成。

一般而言，再結晶過程對織構產生的變化可能有下列三種情況發生，

(27)

(1) 原先存在冷軋織構，但經過再結晶過程後，呈現隨機分佈(random)。

(2) 冷軋織構與再結晶後的織構相近，可見於銅、鋁等金屬中。

(3) 冷軋織構與再結晶後的織構不同。

故並不是所有的再結晶過程後都會造成織構的改變或相同的織構變化，而其差異可歸於各種材料其化學組成、變形機制、加工方式等都不盡相同，導致再結晶發生時，展現出不同的成核方式與成核特點，這便是造成差異的主因。

通常，在晶體學的限制下，再結晶的織構與原先變形織構的差異，可以簡單的旋轉方向來描述[34]，如BCC 金屬，其再結晶方向通常與<110>方向約略旋轉 25ô；而在FCC 金屬，則與<111>方向約略成旋轉 30∼40ô；至於HCP 金屬，則呈現約略與<0001>方向旋轉 30ô並且與<101⁻0>方向旋轉 90ô。但事實上，近來文獻指出，隨著不同的加工與退火過程，再結晶後的織構亦會有所不同，如由 Perez-Prado 等人[36]，對擠形後 AZ31 合金進行退火實驗，發現在再結晶織構中 {0001}與{101⁻0}的織構仍在，但是{112⁻0}織構漸漸變強；而二次再結晶後的織構呈現菱柱面{112⁻0}平行試片的隨機分佈成長；此外，由Philippe[37]所觀察熱軋後的鎂合金，則呈現基面{0001}平行試片的基面織構(basal texture)。

此外，對鎂合金來說，在室溫下，HCP 結構主要滑移系統只有

{0001}<112⁻0>，故在室溫下很難變形加工。隨著操作溫度的提高，因鎂合金的 c/a 值較接近於理想球體，故較其他六方晶系的金屬，更易於不是基面滑移系統上產生滑移，而展現出較不同與多變的再結晶織構，且因鎂合金其有效的晶粒成長溫度約是在 0.8∼0.9 Tm[35]，故在升溫變形過程中，易伴隨著動態再結晶的發生，而其織構的特性，便是依照所對應的變形織構與再結晶織構，交互影響下而產生。

1.6.5 鎂合金銲件織構

對於銲接來說，其凝固型態相似於傳統鑄造，都是由熱對流和熔融狀態的物質流造成熱流現象，進而影響晶粒生長的結構與方向[38]，形成織構特徵，但對自體銲接而言，因母材與熔池的成分相近，凝固初期不需像傳統鑄造在激冷區的成核階段，即以磊晶方式成長，故並不會改變原先織構的特行。再且，織構特性、

(28)

晶粒成長與冷卻(凝固)速率三者間有著密不可分的關係。隨著凝固速率的增加，

晶粒來不及依取向成長，故較容易造成等軸晶的形成，而較無織構特性；反觀，

當凝固速率慢時，晶粒取向能有充足時間發展，故織構特性會較強些。故就傳統鑄造與銲接比較，銲接在巨觀上的冷卻速率快於鑄造，而電子束銲接更尤甚於 TIG 電弧銲[39]。

一般認為，HCP 結構之樹枝晶成長方向會依其最緊密堆積平面(closet packed planes)成長，而 HCP 因 c/a 與理想球體之差異，其最密堆基面亦有所差，根據文獻，如鎘(1.89)、鋅(1.86)等大於 1.633 者，其成長方向平行<101⁻0>；而約略接近理想球體的鎂，則具有平行<112⁻0>的織構產生。此外，除了晶體結構之因素外，組成成分、熱影響、冷卻速率、機械加工等因素，亦會造成銲接織構的改變。

除上述，對銲接織構之分析來說，在銲接後析出物與原母材的取向關係也是耐人尋味的，對於AZ 系列合金，析出二次相只有 BCC 結構的 Mg17Al12，由Sigrid 等人實驗[40]可知，母材(Mg)與析出二次相(Mg17Al12)的關係約為，

[112⁻0]Mg // [111] Mg17Al12 (2) (11⁻01)Mg // (10 ) Mg1⁻ 17Al12 (3) 且受成長速率影響而會造成偏差(指成長方向與低指數方向的夾角)的改變，成長速率越快則偏差越小，相信是因為隨著成長速率加快，熱被移走的速度需更快，

故沿最緊密堆積方方向傳遞最有效率，故成長自然沿著低指數方向發展，而偏差自然變小[40]。

1.7 織構分析

1.7.1 X 光繞射法

利用X 光繞射法來分析織構特性已經行之有年。量測中，藉由布拉格定律與晶格特性，對於不同平面，產生不同的繞射強度與位置，以顯示織構特性。經由初步的X 光繞射法，我們便可對整體材料織構特性有一宏觀的認知，之後再

(29)

依需求，利用其他設備，更進一步獲得所需要的訊息。目前較為廣泛利用的，便是X 光繞射極圖與取向分佈函數(ODF)，應用之方法與原理，之前已經介紹過，

故不再累述。

1.7.2 背向繞射微織構分析法(EBSD)

對於材料的顯微組織與結晶學構造，一直是被廣泛探討的課題。通常都是借由光學顯微技術(OM)、掃瞄式電子顯微鏡(SEM)，以及穿透式電子顯微鏡 (TEM)，再配以能譜儀(EDS)的功能，來獲得晶體大小形貌、成份分佈等顯微組織訊息。但若想進一步獲取結晶學方面的資訊，就必須再藉助X 光繞射或 TEM 中繞射分析功能，再加以結晶學理論來分析。故當時，要同時獲得顯微組織與結晶學雙方面資訊是有相當程度的困難存在。鑑此，於 1980 年代，背向散射電子繞射法(electron backscattering diffraction，EBSD)便孕育而生[41]，由於其是在 SEM 上再增添的附件裝置，故不但能直接獲得試片表面的顯微組織外，也可以直接由顯微組織的成像中，選取所欲觀察組織部分，獲得該相關之結晶學上的訊息。

EBSD 其基本裝置架構如圖 1-16 所示，其原理乃是利用電子束入射試片晶體時，產生非彈性散射(inelastic scattering)，而其中某些非彈性散射電子其散射方向恰對某晶格平面產生布拉格繞射(Bragg diffraction)，每組晶格繞射因高低角度不同而會形成兩個輻射圓錐，當螢光幕屏與此二圓錐相交截時，而形成一對平行線，這就是所謂的菊池線(Kikuchi lines)。當晶粒旋轉時菊池線也會跟著移動，

故由不同取向的晶粒，便可獲得不同的相對應菊池譜(Kikuchi patterns)，藉此我們便可比較不同菊池線彼此之間的相對位置及位移，來準確判斷晶格取向[42]。

目前，在軟體應用上，已能對區域中的每一點作自動繞射分析，並給予不同顏色來區分晶粒取向，這有不但有助於獲得相鄰晶粒之間的關係，也可獲得大量且準確之晶粒取向訊息。

EBSD 的出現不但彌補了光學顯微技術中，低角度晶界或特殊晶界對腐蝕液反應不激烈而造成無法觀察的缺點；對於TEM 繞射分析中，只能獲得小範圍資訊的限制；和X 光繞射中，不能獲得單一晶粒取向等問題，都能給予一個完善

(30)

的解決，唯其試片製作方面，因菊池線的模糊程度反映著晶格受塑性變形量的多寡，故要求不能因研磨而受到機械損傷，否則在讀取資料判斷時，易造成誤解或誤判[43]。

1.8 研究動機與規劃

隨著鎂合金在各方面應用的日益廣泛，尤其對於汽車工業大物件上的使用，

因鎂合金材料不易同時滿足高強度與一體成型的需求，故銲接便成為最快速、最經濟的解決之道。而在銲接過後，為符合安全強度、承受衝擊、變形等需求，造成銲件性質背後之因，實值得探討，以期能予以掌控。而對於銲件性質造成的影響因素甚多，如銲接參數、組成成分、孔洞、織構特性等，而文獻對於HCP 結構的鎂合金銲件與織構關係部分的研究卻非常少。一般，具有織構特性的材料，

在應用上往往展現出特殊的性質，故對於織構分析的探討，實為必要。本篇論文便是以此為出發點，針對不同鎂合金材料，以傳統的惰性氣體電弧銲法與高能束電子束銲接法，比較觀察其機械性質、凝固型態與織構特性等相關性，並期對銲件各區域之晶粒取向、晶界角度分佈等能有更進一步的瞭解。

本論文的規劃如下：

(1) 對於高能束電子銲接法，針對AZ31、AZ61 兩種材料，進行 30 mm 厚板銲接，加入之前學長論文的AZ91 的實驗結果[13]，整理系統化 EBW 30 mm 厚板之銲接參數之效應數據，銲接參數包括功率、銲速，並量測銲道深寬與表面型態等性質。

(2) 對於傳統惰性氣體電弧銲接法，針對AZ31、AZ61、AZ91 三種材料，進行 3 mm 薄板銲接，整理系統化 TIG 3 mm 薄板銲接之銲接參數之效應數據。

(3) 分別對兩種不同銲接法的銲件進行微硬度與拉伸等機性測試，並探討因合金成分不同與銲接方式不同時，所造成之差異。

(4) 對於高能束電子束銲接法之 30 mm 厚板銲件，利用 X 光繞射、ODF、EBSD 等技術，分析探討銲件不同部位(銲道上部、中部、下部)、不同銲速、不同

(31)

組成等因素造成之織構特性。

(4) 對於傳統惰性氣體電弧銲接法之 3 mm 薄板銲件，利用 X 光繞射、ODF、

EBSD 等技術，探討銲件不同部位(銲道、熱影響區、母材)、不同組成等因素造成之織構特性。

(5) 分析探討，傳統惰性氣體電弧銲接法與高能束電子束銲接法，兩種不同的銲接方式造成的差異。

本研究相關的實驗方法與程序如圖 1-17 之流程圖所示。

(32)

貳.實驗方法

2.1 實驗材料及處理

本研究所使用的鎂合金材料為AZ31、AZ61、AZ91，其成分於如表 2-1 所示。

其中的AZ31 與 AZ61 為半連續鑄造法(semi-continuous casting)製造而成，尺寸為直徑178 mm 與高度 300 mm 的圓柱狀，是購於加拿大的 CDN 公司。而 AZ91 的材料為鑄造方式製造而成的鑄錠材，購於中國大陸Nanjing Welbow Metals Corp.。

材料經過裁切後，製成50x50x30 mm 深銲原試片與 50x50x3 mm 薄銲原試片，試片取樣方式如圖2-1 所示。銲接前，將 30 mm 試片進行 415^oC、20 小時的固溶處理；而3 mm 試片，則進行 415^oC、10 分鐘的固溶處理，使材料達均質化，之後均放入水中進行水淬處理。

另外在實行銲接前，為避免材料表面氧化層、油漬或污染物對銲接過程造成影響，予以200 號及 400 號砂紙研磨表面，接著將其至於甲醇溶液中，以超音波震盪洗淨試片表面。

2.2 電子束銲接(EBW)

本研究所使用電子束銲接設備為 TORVAC CVE63B 電子束銲接機，使用的銲接方式採無預熱、無填料的自體銲接。銲接時真空度維持5∼8 x 10^-5torr，銲接方向如圖2-1 所示，其他銲接參數如表 2-2 所示。

2.3 惰性氣體電弧銲接(TIG)

本研究所使用的惰性氣體電弧銲設備為 Miller 300A 型 M，採交流電(AC)電

(33)

源供應方式，銲接過程採氬氣保護，銲接方式採無預熱、無填料的自體銲接，銲接方向如圖2-1 所示，其他銲接參數如表 2-3 所示。

2.4 微硬度試驗

本研究所採用的微硬度儀器為 SHIMADZU HMV-2000 微硬度試驗機，測試用的試片主要取樣於銲道橫剖面(cross section plane)(WD 面)，取樣方式如圖 2-2 所示，進行微硬度實驗時，荷重為100 g，停留時間為 10 秒，量測時取點位置分為二主軸，

(1) 重直軸方向，測量銲道上部、中部、下部，三段區域。

(2) 水平軸方向，測量母材、熱影響區與銲道熔融中心。

觀察不同區域之間的微硬度變化情形(註：針對不同銲接方式的銲道特性，將會有特別著重部分。)

2.5 拉伸試驗

本研究所採用的拉伸試驗設備為Instron 5582 萬能試驗機，測驗時的環境參數為，室溫拉伸，應變速率(strain rate)為 1x10^-3s^-1。試片取樣方面，因銲道特性不同分為以下兩種：

(1) 針對 EBW 銲後材料，因其銲道深度較深，故以全熔融區試片製作為主，即試片縱軸方向平行WD 方向，以便於瞭解銲道真實強度，取樣與試片規格如圖2-3 所示。

(2) 針對 TIG 銲後材料，因其銲道深度較淺，熱影響區大，故以試片面與銲料平行的試片為主，一為全銲道試片，即試片縱軸方向平行WD 方向，以方便瞭解銲道真實強度；另一為非全銲道試片，即試片縱軸與WD 方向重直的試片，以幫助比較母材、熱影響區與銲道三者間之強弱，取樣與試片規格

(34)

如圖2-3 所示。

另外，對於TIG 的試片，因其銲道較淺，為求得真實銲道強度，對於銲深不及試片厚度之未銲穿者，則予以研磨，使試片厚度全為銲道。

2.6 光學顯微鏡之觀察

對於光學顯微鏡觀察的試片取樣，將分為銲道正面(ND 面)與橫剖面(WD 面) 兩方面給予觀察，如圖2-2 所示。把經慢速切割機切下的試片，經過冷鑲埋後，

以砂紙研磨，再以0.3 µm 與 0.05 µm 的氧化鋁粉進行最後的拋光步驟。研磨完成後，以乙醇進行超音波震盪清洗，並以5 g 苦味酸、100 ml 乙醇、5 ml 醋酸、

10 ml 水的腐蝕液，進行腐蝕。將完成腐蝕的試片以光學顯微鏡觀察，並調整適當倍率與焦聚，針對銲道形狀、銲道晶相組織、孔洞分佈、晶粒成長方向等予以拍照記錄。

2.7 掃瞄式電子顯微鏡之觀察

本實驗所使用掃瞄式電子顯微鏡設備為JEOL JSM-6400，操作模式為在加速電壓20 kV，工作景深(working distance)15∼39 mm 之間，使用二次電子成像 (secondary electron image，SEI)。在 SEM 觀察中，將之前備製的 OM 試片繼續使用，利用儀器的高解析度，觀察OM 設備無法觀察到的銲道顯微組織或析出物，

並使用附件EDS(energy dispersive X-ray spectrometry)系統，觀察元素成分與其分佈情形。

2.8 X 光繞射分析

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X 光繞射(XRD)分析，乃採用 Siemens D-5000 X-ray 繞射儀，在工作電壓 40 kV，電流為 30 mA 下，進行 X-ray 繞射分析。分析試片的取樣，將針對 ND 與 TD 方向，依銲道特性，進行不同地區的 X-ray 繞射，而選取地區可分為：銲道上部、中部、下部、母材、熱影響區與銲道熔融中心，區域選取如圖2-4 所示。

此外，亦將對此些區域做極圖(pole figure)與取向分佈函數(orientation distribution function，ODF)的織構分析，而此部分將至中鋼進行，以該公司之 Siemens D-500 X-ray 繞射儀中操作。

2.9 穿透式電子顯微鏡之觀察

本實驗所使用的穿透式電子顯微鏡設備為Jeol 200CX，對於使用 TEM 觀察的試片部分，除了著重於銲後二次相出析出的型態、大小與析出物與母材的織構特性外，也可以借用TEM 的織構分析功能，與 X 光繞射所獲得的 ODF 或 EBSD 系統所得的訊息，相互對照分析，以期獲得正確的結果。

2.10 背向散射電子繞射織構分析法

本實驗所使用的EBSD 系統乃於 JEOL JSM-6400 上外加附件 OXFORD Link Opal，而試片限制為直徑 10 mm 以內，厚度為 0.5 mm 以內。在實驗前需將試片 TD、ND、RD 方向與 PC 校正，並且使用標準試片鍺(Ge)進行菊池線的校正。在實驗進行時，為因應各銲道晶粒尺寸，應採取適當的像數(pixel size)做 mapping 分析，而由實驗中發現，本實驗銲道晶粒尺寸皆約為10 µm 左右，故採取的 pixel size 為 1.7 µm，而每次分析的點數約為 3500∼4000 左右，約略 700∼800 個晶粒。

在試片製備方面，因應力層對於菊池線的明確度會造成影響，為了得到較佳的Kikuchi pattern 與較準確的實驗數據，故拋光時應盡量避免，而且鎂合金屬易

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氧化金屬，製備完成後應即時觀察或以乙醇做適當的保存。本實驗所採取的拋光步驟為二方向：

(1) 以機械研磨為主，先以 600 號、1200 號、1500 號與 2000 號砂紙予以研磨，

再以1 µm、0.3 µm 與 0.05 µm 氧化鋁粉予以拋光，最後進行長時間 0.04 µm 的氧化矽慢速拋光。

(2) 以電解拋光為主，以硝酸與甲醇 1：2 配置成的溶液先予以腐蝕，再以電壓 8-15 V，溫度室溫 25^oC，1-3 mA 的工作環境下，以稀釋過的腐蝕液(25 ->150 ml)為電解液，進行約略 23 秒的電解拋光。

而試片取樣方式與位置如圖2-4 所示。當取得電腦所蒐集的資訊後，便可進行極圖(pole figure)、反極圖(inverse pole figure)與晶相分佈(misorientation distribution) 等資料的判讀與分析。

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參. 實驗結果

3.1 銲道外觀與型態

3.1.1 電子束銲接試片的銲道外貌

對於在電子束銲接部分，因其冷卻速率較快，且在真空中進行，其銲道表面型態都較TIG 銲接法穩定，濺灑程度相差異不大，故在此便不累述，圖 3-1 至圖 3-3 分別表示AZ31、AZ61、AZ91 三種材料銲道的俯視圖。此外，以下便針對銲接參數(在此主要變化為銲速)與合金成分此兩部分作為探討：

(1) 對於在相同材料中，銲速(熱輸入量)對外貌參數的影響，由圖 3-1 所示的 AZ31 銲道剖面圖，可發現其銲深原本在 16 mm/s 時達到超過 30 mm 的深度，而隨著銲速增加至20 mm/s 時，已降至 22.16 mm，甚至當銲速達到 35 mm/s 時，此時銲深只剩下 13.66 mm；而在 AZ61 與 AZ91 的材料中，亦可發現此相同的下降趨勢，詳見圖3-2 與圖 3-3。此外，對於銲寬部分，亦有相同的變化，只是變化的範圍大都介於2∼4 mm 之中，而不像銲深般明顯。

故可推論，對於在相同的材料中，隨著熱輸入量的增加(銲速的減小)，可獲得較深的銲道深度，且其上表面銲寬亦有寬化的趨勢。此外，由於銲深與銲寬均與熱輸入量大致成線性關係，且因銲寬的斜率較小，故其熔入比(深寬比)也隨著熱輸入量增加而變大，大約均在 6∼8 之間，如圖 3-4 所示。

(2) 在相同熱輸入量的條件下，對於不同材料間，發現隨著組成的改變，其銲道形貌會隨之變化。如圖 3-5，表示在相同熱輸入量下(55 mm/s)， AZ 系列不同成分合金的銲道剖面型態，可發現在AZ31 中，其銲深和銲寬只有 13.66 mm 與 2.28 mm；而在 AZ61 中，則增加至 16.29 mm 與 2.66 mm；而在 AZ91 中，則達到最大銲深與銲寬值，分別為19.77 mm 與 2.90 mm，其他不同熱輸入量下的變化，詳見表 3-1 與圖 3-4。對於此三種 AZ 系列合金，其Al 含量是組成上最大的差異，故可粗略推斷，當熱輸入量固定時，隨著Al 含量的增多，銲深會隨之增加，即在AZ91 中展現出最良好的銲道深度，推論可

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能原因乃：

(a) Al 含量越多，二次相較多，而且二次相在溫度約 450 ^oC 即可被熔化，

故較容易熔化形成通道有助於熔融，達到較深的銲深。

(b) 此外，亦有可能是因為隨著 Al 含量的增加，其熔融範圍亦增加，且初始熔融溫度會較Al 含量少的合金還要來的低，故在相同熱輸入量下，

Al 含量越多的越容易熔融完全，達到較好的銲深。

(c) 最後，根據之前的研究，隨著成分 Al 含量的增加，其冷卻速率呈現遞減的現象，亦即冷卻速率最快的是AZ31，AZ61 次之，AZ91 最慢。換句話說，就熱傳能力(熱移除能力)亦是AZ31 最好，故在相同入輸入量下，因AZ31 其熱傳效率好，移走熱量較快，故造成其熔融區域較小，

所以造成的銲深較淺；反之，AZ91 則因冷卻速率慢，移走熱的能較差，

故熔融範圍大，造成較深的銲深。

，除了銲深外，在銲寬與熔入比方面，也是呈現隨著Al 含量增多而變大的現象，唯其銲寬隨含量增加的趨勢較緩於銲深，故熔入比也能維持上升趨勢。

3.1.2 惰性氣體電弧銲接試片的銲道外貌

惰性氣體電弧銲接，因其銲接型態屬於熱輸入量大，但熱功率較低，故相對熱影響區較大且銲道較淺。圖 3-6 為三種材料的銲後外觀，因TIG 銲接法熱輸入量大，再加上是在大氣下進行，故可發現其表面濺灑程度都很嚴重，且銲道區域起伏較不穩定。此外，經由觀察可發現，隨著Al 含量的增加，其銲道表面起伏趨於穩定且表面波紋較為細緻，推測可能是因為隨Al 含量增加，使得合金的熱物理性質改變，故展現出較穩定的銲道表面，如：

(1) 當 Al 含量越多時，則原本蒸汽壓較高的 Mg 元素所佔的百分比降低，使的整體的蒸汽壓下降，故在蒸汽壓較低的情況下，銲道較穩定不易濺灑。

(2) 隨著 Al 含量的增加，其黏滯係數越高，故在熔融時其流動較緩慢且不易，

故銲道呈現較穩定細緻的表面。

(3) 隨著 Al 含量增加，其冷卻速率越慢，所以熔池越容易維持平穩，不易擾動，

故形成的銲道表面亦較為穩定。

電子束或電弧銲接鎂合金之微織構與機性分析

國立中山大學材料科學研究所 碩士論文