鎂基材料電子束銲接之冶金特性與織構研究

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國立中山大學

材料科學與工程研究所碩士論文

指導教授黃志青博士何扭今博士

鎂基材料電子束銲接之冶金特性與織構研究

研究生蘇勢方撰

中華民國九十年六月

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表目錄

表 1-1 純 Mg的物理性質與機械性質 … … … ..44

表 1-2 各合金元素對於 Mg合金的影響 … … … ..45

表 1-3 AZ系列主要元素 (Mg、Al及 Zn)與 Fe 元素的熱物理性質比較 … … … ....46

表 3-1 四種 Mg基材料之成分 … … … ..47

表 3-2 6 mm 厚板之銲接參數 … … … ..48

表 3-3 30 mm 厚板之銲接參數 … … … . . … … … … ..48

表 4-1 6 mm厚板之純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 電子束銲接結果.. … … … … ...59

表 4-2 30mm厚板之 AZ91 電子束銲接結果 … … … ...50

表 4-3 四種 Mg 基材料之原始母材，熔融區上、中及下部分區域，與熔融邊界處之晶粒大小 … … … . . … … … .51

表 4-4 文獻上有關 Mg基材料之拉伸資料. … … … … . . … … … ...52

表 4-5 Mg 基材料之拉伸測試結果 … … … . . … … … . . . .53

表 4-6 四種 Mg基材料之晶格常數 … … … . . … … … . . . .54

表 5-1 四種 Mg基材料的熱物理性質 … … … . . … … . . ..55

表 5-2 三種 Mg 基材料於 650℃之冷卻速率 … … … . . … … . . ...55

表 5-3 三種 Mg 基材料於 1000℃之冷卻速率 … … … . . … … . . .55

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圖目錄

圖 1-1 Mg-Al系的平衡相圖 … … … . … … … 5 6

圖 1-2 不同型態成核所需自由能之比較 … … . … … … . . … 57

圖 1-3 三種不同銲接類型之凝固型態 … … . … … … . . … 58

圖 1-4 銲接參數對於銲道內晶粒型態的影響 … . … … … . . … 59

圖 1-5 典型鑄造材料之晶粒結構 … . … … … . . … 59

圖 1-6 EBSD 之基本系統裝置架構 … … … . … 60

圖 1-7 EBSD 之基本系統裝置套件 … … … ... … 61

圖 1-8 表面張力對於銲道的影響 … … … . . … … … . . … 62

圖 1-9 實驗流程圖 … … … . . … … … ... … … … ... … 63

圖 3-1 試片取樣圖.. … … … ... … … … ... … 64

圖 3-2 30 mm- AZ91之全熔融區拉伸試片取樣 … … … ... … … … ...65

圖 3-3 30 mm- AZ91之全熔融區拉伸試片規格 … … … ... … … … ...65

圖 3-4 6 mm-Mg，AZ31 與 AZ61 之銲後拉伸試片取樣... … … … ...66

圖 3-5 6 mm-Mg，AZ31 與 AZ61 之銲後拉伸試片規格... … … … ...66

圖 3-6 熔融區之 XRD分析取樣圖 … … … ...67

圖 4-1 6 mm-純 Mg 銲道外觀 … … … . … … … . .. … … … … ... … 68

圖 4-2 6 mm- AZ31銲道外觀 … … … . … … … ... … 69

圖 4-3 6 mm- AZ61銲道外觀 … … … . … … … . … .. … 70

圖 4-4 6 mm- AZ91銲道外觀 … … . … … … … . ... … … … . … .. … 71

圖 4-5 6 mm-純 Mg 銲道橫斷面圖 … … … . .. … 72

圖 4-6 6 mm- AZ31銲道橫斷面圖 … … … ... … … . . … … … . .. … 73

圖 4-7 6 mm- AZ61銲道橫斷面圖 … … … . … … … . .. … 74

圖 4-8 6 mm- AZ91銲道橫斷面圖 … … … . . … . … 75

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圖 4-9 四種材料之熱輸入量與（a）銲深，（b）銲寬，（c ）熔入比關係圖.. … … ... … 76

圖 4-10 30 mm 厚板之 AZ91 銲道橫斷面 … … . . … … . … … … . … 77

圖 4-11 30 mm- AZ91 之熱輸入量與（a）銲深、銲寬，（b）熔入比關係圖 … … … ...78

圖 4-12 純 Mg水淬後之顯微組織 … … … . . … … … . . … 79

圖 4-13 AZ31 經固溶後之顯微組織.. … … … ... … … … ... … 79

圖 4-14 AZ61 經固溶後之顯微組織.. … … … … . … … … . . … ... … … … 8 0 圖 4-15 AZ91 經熱壓延與固溶後之顯微組織.. … … … … . . … … … 8 0 圖 4-16 純 Mg靠近熔融區中心處之顯微組織.. … … … … . . … … … .... … 81

圖 4-17 AZ31 在不同走速下之上、下熔融區位置的顯微組織. … … … . … 82

圖 4-18 AZ61 在不同走速下之上、下熔融區位置的顯微組織.. … … … ... … … . … 83

圖 4-19 AZ91 在不同走速下之上、下熔融區位置的顯微組織 … … … . … . … 84

圖 4-20 AZ91-NST 銲道底部.. … … … … . . … .. … … … . . … … … . … … … ..85

圖 4-21 AZ91-NST熔融區中心之上部區（500 W，15 mm/s）.. … … . . … . … … … … 8 5 圖 4-22 AZ91-NST熔融區中心之下部區（500 W，15 mm/s）… … … . … 86

圖 4-23 AZ91-NST熔融區中心之上部區（500 W，35 mm/s）.. … … … . … ..86

圖 4-24 純 Mg熔融區邊界處.. … … … . . … … … … . . … … … . . … … … 8 7 圖 4-25 AZ31 熔融區邊界處.. … … … . . … … … … . . … … . . … … … .... … 88

圖 4-26 AZ61 熔融區邊界處.. … … … . . … … … .... … 89

圖 4-27 AZ91 熔融區邊界處.. … … … . . … … … . . … … … . . … 90

圖 4-28 AZ91-NST 熔融區邊界處.. … … . … … … . … … . … … … . . … 91

圖 4-29 純 Mg熔融邊界之 EDS 成分分析.. … … … . … … … … ... … … . . … … ...92

圖 4-30 AZ31 熔融邊界之 EDS 成分分析.. … … … . … … . … … … … . . … … . . … 93

圖 4-31 AZ61 熔融邊界之 EDS 成分分析.. … … … . . … … … . . … … ... … … … … ... … 94

圖 4-32 AZ91 熔融邊界之 EDS 成分分析.. … … ... … … … … . … … . . … … … 9 5 圖 4-33 純 Mg熔融區之垂直向的微硬度關係圖. … ... … … … .... … 96

圖 4-34 AZ31 熔融區之垂直向的微硬度關係圖.. … ... … … … ... … .... … 97

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圖 4-35 AZ61 熔融區之垂直向的微硬度關係圖.. … .. … .. … … … . . … .... … 98

圖 4-36 AZ91 熔融區之垂直向的微硬度關係圖.. … … … ... … … . … … … . . … … … 9 9 圖 4-37 純 Mg熔融區之水平向的微硬度關係圖.. … … . .. … … … . … … … 100

圖 4-38 AZ31 熔融區之水平向的微硬度關係圖.. … ... … … … … . … … … … .... … 101

圖 4-39 AZ61 熔融區之水平向的微硬度關係圖.. … .. … … … … . . … .. … .. … … … 102

圖 4-40 AZ91 熔融區之水平向的微硬度關係圖.. … .. … … . . … … … 103

圖 4-41 AZ91-NST 熔融區之水平向的微硬度關係圖.. … .. … … … . … … 104

圖 4-42 6 mm-Mg 的應力-伸長量關係圖.. … … … . . … … . … … … 105

圖 4-43 6 mm-AZ31 的應力-伸長量關係圖.. … … … . . … .. … … … 105

圖 4-44 6 mm-AZ61 的應力-伸長量關係圖.. … .. … … … . . … … … … . . … … . . … … 106

圖 4-45 6 mm-AZ91 的應力-伸長量關係圖.. … .. … … … . . … … … … . . … … … . . … 106

圖 4-46 30 mm-AZ91 的應力-伸長量關係圖.. … … … .... … … . . … … . . .. … 107

圖 4-47 6 mm 厚之 Mg 基材料的接和效率 … … … . .. … .107

圖 4-48 純 Mg粉末經 XRD 分析後之角度-強度示意圖 … … … . . … … … … .108

圖 4-49 擠型材 AZ31 經 XRD分析後之角度-強度示意圖.. … .. … .. … … . . .. … … . 108

圖 4-50 擠型材 AZ61 經 XRD分析後之角度-強度示意圖.. … … … . … 109

圖 4-51 熱壓延後之 AZ91 經 XRD分析後之角度-強度示意圖.. … … … . … 109

圖 4-52 Mg-Al固溶體中，Al溶質量與 a 和 c 值的關係圖.. … … … . . . …110

圖 4-53 AZ31 熔融區經 XRD分析後之角度-強度示意圖.. … … … . … … … . . . .. … 110

圖 4-54 AZ61 熔融區經XRD分析後之角度-強度示意圖.. … … … . . … 111

圖 4-55 AZ91 熔融區經XRD分析後之角度-強度示意圖 … … … . … … … . . .111

圖 4-56 （a）AZ31，（b）AZ61，（c）AZ91 之熔融區經 XRD 分析後，於(1101) 與(2110)的極圖 … … … . … … … . … 112

圖 4-57 AZ31 之熔融區的 ODF … … … . . … 113

圖 4-58 AZ61 之熔融區的 ODF … … … ..114

圖 4-59 AZ91 之熔融區的 ODF … … … . … … … .115

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圖 4-60 AZ31 之熔融區經 EBSD 分析後，熔融區之（a）上，（b）中，（c）下部位於(0001)、(2110)與(1101)的極圖 … … … . … … .116 圖 4-61 AZ61 之熔融區經 EBSD 分析後，熔融區之（a）上，（b）中，（c）下

部位於(0001)、(2110)與(1101)的極圖 … … … . . … 117 圖 4-62 AZ31 在熔融區的（a）上，（b）中，（c）下局部區域的反極圖 … … … . … … 118 圖 4-63 AZ61 在熔融區的（a）上，（b）中，（c）下局部區域的反極圖 … … … .118 圖 4-64 三種 Mg合金之晶體結構與實驗的晶向關係 … … … . … … .119 圖 5-1 四種 Mg基材料之 Al含量與冷卻速率的關係 … … … . . … … … … .120 圖 5-2 Mg 基材料中之 Al含量與銲深的關係圖 … … … . … .. … … … 1 21

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誌謝

回想起兩年前初探索材料科學領域，心情既是興奮與不安，深怕自己無法領略材料之美，直到上帝安排了黃志青教授，來撫平我緊張的情緒，並帶領我入材料之寶山，而不至於空手而回。老師在課業與生活上助我甚多，激勵我持續保持對於學習的熱忱，教導我為人處事的誠懇態度，謝謝您，老師。於口試時，特別感謝何扭今教授與魏蓬生教授提供諸多的建議與指正，使我獲益匪淺。

沉浸在一個和諧、快樂的學習環境裡是件幸福的事，黃幫成員們濃厚的人情味與積極、努力的態度，時時感染影響著我。期間有盛祺、宗鼎、一清、凱琳、

佩茹與儒瑛等學長姊群，提供我在課業的解惑與實驗的學習。同學兼研究夥伴的鉉凱，互相的砥礪與學習，學弟英博的風趣幽默，讓我留下美好的回憶。

材料科學偏重實驗，對於門外漢的我，幸運地有許多人的協助：古錦松學長於電子束銲接實驗的幫助，陳貴香小姐與陳志鵬學長於 SEM 與 EBSD 的教導，李秀月小姐於 XRD 的幫助，江宏達先生於 OM 的幫助，凱琳學姊與鉉凱在拉伸實驗的幫助，盛祺學長與於微硬度的幫助，以及一清學長於壓延實驗的傳授。此外，表面張力實驗方面，感謝金屬中心之潘金火先生與張桓學長的幫助。

有關極圖與 ODF 的量測，感謝中鋼之陳宗榮學長的幫助。

研究生之生活點滴，允俊與舜宇無條件提供住宿，東霖慷慨提供 3C 設備，

國政於衣物的供應，華大哥的噓寒問暖，同學與朋友之間的友情實讓我備感溫暖。

感謝生命中不可獲缺的推手，雅芳於生活瑣事的細心照料，以及心靈上的溝通、支持，讓我能迅速走出低潮期。最後，感恩家人的辛勤工作與支持，共同陪伴我度過灰黯的日子，讓我無後顧之憂。

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論文題目：鎂基材料電子束銲接之冶金特性與織構研究頁數：121 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：八十九學年度第二學期碩士學位論文提要

研究生：蘇勢方指導教授：黃志青博士 何扭今博士

論文提要

本研究主旨在於探討並比較四種鎂基材料，純 Mg、AZ31、AZ61 以及 AZ91，

經電子束銲接後的冶金特性、機械性質與快速凝固後之織構分析。經電子束銲接後，四種材料之銲道品質良好，熔融區內並無明顯之缺陷，亦無熱裂現象產生。

當材料中的 Al 元素含量越多時，銲道表面型態則是趨於穩定，不易濺灑，而且表面波紋也會較規則細緻。在銲深的表現上，呈現 Al 元素含量越多，銲深越深的趨勢。特別是 30 mm 厚板之 AZ91 的電子束銲接，高銲深表現之最佳參數為功率 2200 W 與走速 16 mm/s，銲深可達 28.6 mm，相較於其他種材料，有特別突出的優良銲深表現。

凝固之後的熔融區與熔融區邊界，四種材料均不見所謂柱狀區的顯微組織，整個熔融區的顯微組織，Mg 相為等軸晶，β相則是呈現樹枝狀晶；四種材料之熔融溫度範圍隨著 Al 元素含量增加，以 AZ91 最大，純 Mg 最小，因此，

在熔融區邊界上，Al 元素含量較多的合金，如 AZ61 與 AZ91 容易衍生出部分熔融區域，純 Mg 與 AZ31 則無。銲後機性測試，在微硬度方面，四種材料之微硬度值均是熔融區大於母材部分；拉伸測試方面，大抵呈現銲接過的試片會有較佳的抗拉強度，同樣材料，熱輸入量愈小時（相同功率下，走速越快），強度越大，

然而實驗中 AZ61 與部分 AZ91 試片並沒有依循這樣的結果，推斷可能是部分熔融區域，造成強度的下降。

從 X 光繞射實驗中，極圖與方向分佈函數的結果顯示，Mg 合金 AZ31、AZ61 以及 AZ91 的整體巨觀織構，以平行於(1325)之法線方向為軸的 fiber texture 最為顯著，即[1323]（(1325)之法線方向）∥ED，另外還伴隨著一些較微弱的 fiber texture，如[0001]∥ED 的 basal fiber texture。三種 Mg 合金經快速凝固後，其可 能的晶體成長方向，在 X 光繞射的部分，AZ31、AZ61 與 AZ91 再結晶後的晶軸 a 與 c 具有以下的關係：a∥ED，相對地，對等的 a 軸則與 WD 夾 30^o角，c∥ND；

而在 EBSD 的部分，AZ31 與 AZ61 則是呈現 a∥WD，c 則落在垂直於 WD 的平 面上，而與 ND 夾 35^o角，與 WD 夾 90^o角。

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前言 1.1 鎂合金的發展

Mg 元素（magnesium, Mg）雖早在 1808 年即由英國化學家 Hamphry Dary 所發現，但直至 1863 年，由 Deville 與 Caron 利用金屬鈉還原氯化鎂，而成功地製得鎂塊後，始確立 Mg 的工業生產方法。鎂在早期因為價格高昂，且化性活潑，

而被視為具危險性的金屬。直到二十世紀以後，藉由對 Mg 及 Mg 合金的深入研究，遂得利用其良好的成形性、切削性及銲接性而能大量生產[1]。

Mg 與 Mg 合金可廣泛應用於結構與非結構元件[2]，而且 Mg 合金為所有結構用金屬中比重最輕者，比重為 1.74，比 Al（2.70），Ti（4.50）及 Fe（7.86）都要輕，因此 Mg 合金良好的比強度(抗拉強度或降伏強度/比重)，常被用於輕量化的用途，早期主要是應用於汽車與航太工業，近年來由於電子工業的蓬勃發展，

在強調輕、薄、短、小的 3C（computer, communication and consumer electronic products）產業發展之下，具有低密度、高比強度與易回收之優點的 Mg 合金逐漸受到重視，對於 Mg 合金的需求也就大幅增加[3]。

1.2 鎂及鎂合金的基本特性

Mg 為質輕之銀白色金屬，屬於六方最密堆積之晶體構造，比重為 1.74，僅為 Al 的三分之二，是實用金屬中最低者，其熔點為 650℃較 Al（660℃）低[4]，

有關純 Mg 的物理性質與機械性質列於表 1-1[5]。

Mg 合金的比重由 1.74 至 1.82 不等，視不同合金元素添加而異，有關各合金元素對於 Mg 合金的影響列於表 1-2。較常見的 Mg 合金主要分為鑄造用 Mg 合金與鍛造用 Mg 合金，鑄造用 Mg 合金常見的有 Mg-Al、Mg-Al-Zn、Mg- Zr-Zn 以及 Mg-RE（rare earth elements）等合金系；而適合鍛造加工用的 Mg 合金有

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Mg-Mn 系（MIA 合金）、Mg-Al-Zn 系（AZ31B，AZ61A，AZ80A）合金，與 Mg-Zn-Zr 系（ZK60A，ZK20A）合金等。

Mg-Al 系合金為 Mg 合金中最輕、最易鑄造者。金屬模鑄品的抗拉強度以含 6% Al 者最大，伸長率、斷面縮率及衝擊值則以含 4% Al 者為最大；其密度則隨 Al 量之增加而遞增。圖 1-1 所示者為 Mg-Al 系的平衡相圖[6]，Al 固溶於 Mg 中之最大溶解度為 437℃處的 12.7%，其β相為 Mg17Al12之介金屬化合物，係屬於立方α-Mn 結構[7]。此外，當 Mg 的重量百分比超過 89%時，凝固範圍則隨著 Mg 的重量百分比持續增加而增加。

Mg-Al- Zn 系合金（AZ 系列）含有 Al 與 Zn 的總和通常在 10%以下，其他尚含有少量之 Mn、Si、Cd 與 Ca 等。而這些微量的 Zn 與 Mn 並不足以影響改變整個合金系統之主要的相（major phases），而且當 Al 與 Zn 的重量比大於 3，除了原二元 Mg-Al 合金會析出的平衡相 Mg17Al₁₂之外，並無新的相產生[8]，故如 AZ91、AZ61 與 AZ31 合金，均無其他β相之外的二次相析出。Mg-Al-Zn 合金的抗拉強度以含有 Al 5~6%，Zn 2~4%者為最高。本系合金於 400℃施行固溶處理，經水淬後予以人工時效，其強度可增加 30~40%。

於 Mg-Zn 系合金內加入 Zr 而得之 Mg-Zn- Zr 合金（ZK 系列），於凝固收縮時，容易補充熔液，減少收縮孔的發生量，而使鑄件組織緻密；且所加入的 Zr 可於晶界析出，因而可控制晶粒成長，有晶粒微細化之作用，可提高材料強度。

另外，本系材料在高溫時易脆化而不易銲接[1,4,5]。

1.3 鎂合金的銲接性

Mg 合金之銲接性主要是依下列各性質而定[9,10]：

（1）物理性質，

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（2）化學性質，

（3）合金成份，

（4）冶金性，

（5）母材之製程與加工。

就銲接性質而言，首先要討論的就是元素的熱物理性質（thermalphysical property），表 1-3 列了 Mg 合金 AZ 系列主要元素與 Fe 元素的熱物理性質之比較。

Mg 相較於 Fe 具有較低的能量吸收障礙，因此在鎖孔形成後其能量吸收性較好，

吸收性幾乎近似於 100%。熔融 Mg 在熔點時的黏滯性（viscosity）和表面張力

（surface tension）略小於 Al，由於 Mg 具有以上所提：低固態吸收性、黏滯性以及表面張力，熔池也就較不穩定，合金元素易濺灑（spatter），而這也是 Mg 合金銲接後表面狀況較差的原因。而通常若合金元素中含有 Mg，銲後之熔融區的 Mg 含量會較母材少，這是由於 Mg 於熔融時與其他常見元素相比之下，其蒸氣壓較高，也較易蒸發損失[11]。此外，Mg 的熱膨脹係數略大於 Al，在銲接時易起變形與扭曲，其收縮率約 4%；而 AZ 系列之 Mg 合金的熱膨脹係數皆大於 Mg。

Mg 之氧化比鋁更容易，其氧化層非連續的生成，所以氧化層並不與 Mg 緊密結合，Mg 氧化層的熔點約在 3500℃以上，不熔解於熔融 Mg 中或固態 Mg 之中，因而氧化層的存在會降低 Mg 合金的可銲性。Mg 除了可與 O2反應，也可與 N2 作用生成氮化鎂，此種氮化物對於對於銲接性危害甚大，因其易吸收水汽變成水溶液而侵蝕銲件[10]。

合金元素也是影響 Mg 合金銲接性質的主要原因之一，由所添加的元素會影響合金的凝固範圍，易形成較脆的介金屬相，進而影響 Mg 合金的銲接性。Mg

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合金 AZ 系列，常添加的合金元素有 Al、Zn 及 Si，當 Mg 合金中若含超過 2% Al，

則 Mg 與 Al 之固溶程度隨冷凝速率的增加而下降，因此大大增加了介金屬相

（Mg17Al12）形成的機會。此外，當 Mg 合金的主要合金元素含有 Zn，則銲接性亦隨著降低，這是由於 Zn 具有較大的熔融範圍，因而易對熱裂較為敏感。一般而言，AZ 系列之 Mg 合金適合銲接的成分比例為：Al<10%，Zn<4%左右[9]。

1.4 電子束銲深機構

電子束銲接（Electron beam welding, EBW）屬於一種高功率密度的銲接方式，原理是以鎢（W）或鉭（Ta）合金製成的燈絲，於高溫放射出電子，這些電子經由電場加速成具高能量及高速的電子束，再經由電磁聚焦線圈後，聚焦收斂成直徑為 0.1~1.0 mm 的電子束來撞擊銲件，藉由電子的動能與銲件上原子的交換作用轉換成熱能，產生高溫使得銲件熔融，達到銲接的目的[12]。

關於電子束的銲深機構，首先，電子滲透進入材料內的深度，主要取決於電子的移動速度（即加速電壓），其關係式如下[13]：

K N D WV

ρ

= 2 （1-1）

其中，W 為原子量， N 為原子序，V 為加速電壓；ρ為密度； K 為常數，所以 銲深與電子的滲透能力無關，高銲深也就非電子束直接穿入所造成。電子束銲接的高銲深機構，主要還是由於鎖孔（keyhole）效應的結果，此乃受熱熔化後之工件開始汽化，因而在蒸氣壓力、表面張力以及流體靜力等作用下[14]，為了維持動態平衡，在複雜的作用下產生了氣柱（cavity），隨著電子束的移動，在氣柱底部熔融狀態的金屬沿先前生成的氣柱向上推，造成鎖孔現象。而氣柱的維持主要受蒸氣壓力與表面張力，其次為流體靜力共同作用的結果[15]，在氣柱底部的熔池流動主要是受到蒸氣壓力的影響。理論上，氣柱底部含有較多的低沸點合金

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元素時，蒸氣壓力自然較大，則有助於氣柱的形成，因此，金屬越易被氣化者，

可以維持較深的銲深。

1.5 銲接之凝固特徵與型態

圖 1-2（c）所示不同成核型態之自由能變化曲線，圖中 r*表示成核之臨界半徑，其定義如圖 1-2（a）所示。大多數銲接即屬於磊晶（epitaxial）成長，其成核所需之能障較傳統的鑄造（異質成核）與均質成核來的低。

大致上不同種類的銲接過程，其凝固後的微結構也就大不相同。圖 1-3 所示為三種不同銲接類型之凝固型態，其中電子束銲接即屬於圖 1-3（a）類型。而這些經凝固後之金屬或合金在熔融邊界（fusion boundary）處，一般而言常出現平面狀（planar）或細胞狀（cellular）之結構；當越接近熔融區中心時，則形成所謂細胞樹枝狀（cellular dendrite）或柱形樹枝狀（columnar dendrite）結構；而在熔融區中心有時則會出現等軸樹枝狀（equiaxed dendrite）結構。此外，不同的金屬純度與合金成分亦可能造成其凝固之後微結構的改變，通常高純度金屬，

其熔融邊界上呈現平面狀結構，但中心則為細胞狀結構；而非等軸晶結構。而合金中之元素成分較多時，較多的溶質（solute）含量，佐以較大的熱輸入量（較小的溫度梯度，dT/dx）配合，則等軸樹枝狀結構就越可能出現於熔融區中心處。

除了以上所提，銲接參數為另一個影響凝固特徵與型態的因素，從圖 1-4 得知，當銲接參數採用低熱輸入量與低走速時，熔池呈現橢圓狀，如圖 1-4（a），

而且柱狀晶成長方向為了依循最大溫度梯度方向，在這考量之下，其形狀也就由曲線取代直線。另一方面，在高熱輸入量與高走速的條件下，熔池則呈現眼淚狀

（tear drop）如圖 1-4（b），，若這時熔融區內無異質成核所需之核種，柱狀晶的成長方向則維持線性，彼此於熔融區中心處結合；反之，若核種存在，則熔融區中心處呈現等軸晶型態，如圖 1-4（c）。隨著凝核的程度增加，越多新成長的

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晶體跟著增加，晶粒也趨於細化，因晶粒細化的結果，凝固所造成之裂縫，產生的機會也就大大的降低，藉此銲後的機械性質，如強度、延展性、韌性與抗疲勞性質也會獲得改善[16-17]。

1.6 快速凝固後之銲道的晶粒取向分佈

就鑄造材料而言，典型的晶粒結構圖如圖 1-5，外圍為激冷區（chilled zone），其次為柱狀區（columnar zone），及中間的等軸晶區（equiaxed zone）[18]，其中激冷區與等軸晶區處的晶粒取向為隨機分佈（random）；柱狀區則具有較強的從優取向分佈[19]。而銲道熔池之晶粒成長過程和傳統鑄造具有某些異同處，根據 Davies 與 Garland[20]兩者的觀點，認為鑄錠再凝固時，其晶粒成長是始於澆鑄階段，並在激冷區成核。反之，銲道凝固之初不需要有成核階段，因為熔池會立刻將母材局部熔融，而母材的化學成份大抵與熔池相近，這點對於自體銲接的電子束銲接而言，尤其明顯。再者，銲道的巨觀凝固速率遠快於鑄造，傳統氬銲的凝固速率約為 100 mm/min，而電子束銲接則高達 1000 mm/min[21]。

對於幾個較常見的金屬，其凝固後的織構（texture）已經被 Czochralski、

Tammann 與 Schmid 等人所決定[22]，如結構為 cubic 的金屬通常具有<100> 織構，而<100>也就是其長晶的方向；屬於 HCP 之金屬的凝固晶相關係，根據文獻，高純度的 Zn 與 Cd 具有<1010>織構，，在 HCP 之非金屬材料方面，Kurz 與 Fisher 等學者[23]則提出了 H2O（snow）為<1010>，與 Co17Sm2為<0001>

等相關資料。從這些文獻得知，不同的 HCP 材料，其優選方位也就可能有所不同。

一般認為 HCP 材料之樹枝狀成長方向會沿著錐面（pyramid）為(1011)之法線方向，這是由錐面為最緊密堆積之平面（closest packed planes），而 HCP 材料之最緊密堆積平面，取決於它本身因材料而異的 c/a 比值，因此 HCP 金屬的

(21)

鑄造時之凝固織構表現主要隨著 c/a 比值而改變，如 Cd 與 Zn 的 c/a 比值分別為 1.89 與 1.86，皆高於 c/a 之理想值 1.633（即 8/3），兩者的凝固織構即成長方向平行<1010>；而 Mg 的 c/a 值為 1.62，略小於理想值，凝固織構則為<1120>

纖維（fiber）織構。其他如成份、熱影響及機械加工等因素也會改變織構的表現 [22]。

1.7 背向散射電子繞射法（EBSD）簡介

在傳統研究材料的顯微組織及晶格鑑定的分析方法，通常是利用光學顯微鏡（optical microscopy, OM）、掃描式電子顯微鏡（scanning electron microscopy, SEM）與穿透式電子顯微鏡（transmission electron microscopy, TEM），並配合著能譜儀（energy-dispersive X-ray spectrometry, EDS）來鑑定材料晶粒的大小形狀、

所含元素與成份分佈；同時為了更進一步了解相的晶格以及相之間的晶相關係，

必須利用 X 光繞射或 TEM 中繞射功能，配合結晶學理論來解釋瞭解。但是想在一次實驗中同時獲得顯微組織的資訊，以及晶粒間的關係是相當困難的，因此在八十年代發展出一項新的分析技術，這項技術除了可以直接獲得試片表面的顯微組織，也可以直接在顯微組織成像中，獲得任何有關該組織的晶粒關係，包括取向關係與取向差異；也可以直接在顯微組織成像中，得到任何有關該組織的晶粒關係，或者一些有關結晶學上的資訊，此一技術就是一般所謂背向散射電子繞射法（electron backscattered diffraction, EBSD）。其基本系統裝置架構如圖 1-6[26]。

試片表面與入射電子束夾角約 19.5^o，電子束入射於試片晶體所產生的背向散射電子信號，被距離試片約 70 mm 的磷螢光屏直接接收，再將所獲得的繞射訊號經由相機傳送到電腦作分析，目前在軟體上已發展出能對區域每一點作自動繞射分析，並且可用不同顏色代表晶粒取向，同時可以瞭解相鄰晶粒之間的關係。有關 EBSD 之基本系統裝置套件詳見圖 1-7。

(22)

EBSD 的出現彌補了 TEM 只能觀察單一晶粒的晶格常數及其鄰旁晶粒間的晶粒關係，因而 EBSD 的觀察範圍較 TEM 廣，可量測的晶粒數量較多，這在統計上深具意義；EBSD 也改善了 X 光繞射只能獲得試片整體的晶向分佈，但無法取得個別晶粒間的晶向關係之缺點。

此外，銲件的整體是由母材、熱影響區以及銲道三部份所組成，後兩部份在整個銲件所佔的體積比甚小。特別是高能束銲件，其銲道既深且窄，在分析顯微組織與之夠的取樣就必須謹慎。這種不大又不小的分析區域，以及熔融區中具有不同的晶粒組織區域，其微織構也不盡相同，此正是 EBSD 的最佳切入點 [24-26]。

1.8 表面張力對銲道的影響

在氣柱底部的熔池流動主要是受到蒸氣壓力的作用，這些蒸氣壓乃源自於金屬的氣化，氣柱底部不斷地產生蒸氣，這些蒸氣朝向上方出口流動的同時，蒸氣壓逐漸地降低。到了氣柱頂部後，與表面張力相比之下，蒸氣壓力已顯得微不足道，於是表面張力驅動著四周熔池的流動[27]。

由於熔池表面的溫度均呈中央高而四周低的分布情形，此溫度差異(ΔT)構成一表面張力梯度（Δγ），驅使著熔池表面的流動，因而定義出所謂的溫度係數（temperature coefficient, Δγ/ΔT），受到表面張力梯度驅使的流動大致可分為兩種[28,29]：(1)放射性往外流動（radially outward flow），此即溫度係數為負值的結果，諸如純金屬均屬此類，其所表現出來的銲道外觀為中央部位較兩側低，表面較為平坦，波紋規律細密。熔渣往兩側分散開，中央區域露出較光亮的金屬，銲道會較寬，銲深淺。(2)四周朝內流動（radially inward flow），當溫度係數呈現正值時，特別出現在某些含有表面活性元素的合金。其銲道外觀為中央隆起高於兩側，銲道擾動較大，表面波紋粗糙不規則。熔渣集中於中央。銲道較窄，

(23)

銲深較深。

有關表面張力對於銲道的影響，可以從圖 1-8 得到清楚的說明，當材料的溫度係數為正值時，即產生圖 1-8 中的圖（a）所示的情形：中央高溫區的表面張力較大，四周低溫區的表面張力較小，會使四周的金屬溶液往中央區域流動，造成中央凸起造成中央凸起，兩側凹陷的外觀，又因中央集中的高溫溶液往下流動，將使銲道底部的金屬熔化，而使銲深加深。圖（b）則是：溫度係數為負值的表現情形，中央高溫區的表面張力較小，四周的表面張力較大，使得中央高溫溶液往兩側流動，呈現中央凹陷兩側隆起的外觀，並造成銲寬加大，銲深較淺的銲道[27,30]。

1.9 研究動機與規劃

以目前相關的之接合性質的研究文獻中發現，不鏽鋼與鋁基材料仍為研究大宗，有關鎂合金之高能束銲接則較集中於 Mg-Zn-Zr（ZK 系列）；對於 Mg-Al-Zn

（AZ 系列）之高能束研究甚少。此外，對於高能束銲接，包括雷射銲接與電子束銲接，大部份的研究集中在銲接條件的最佳化，銲件動靜態之機性評估，以及晶粒偏析或缺陷析出物等微組織觀察分析。但對於銲道內快速凝固之晶粒方向取向分佈，尤其是具 HCP 結構之鎂合金，幾乎沒有文獻報導，而這正是本篇論文的出發點，希望在不同的銲接條件，不同銲件的化學成份，以及在母材、銲道熔融區、熔融區中心不同深度、不同位置之晶粒取向與晶界間角度分佈等方面有進一步的瞭解。關於以上這類晶粒織構分佈的研究，本來均是以 X 光繞射來建立其極圖（pole figure）及取向分佈函數（orientation distribution function, ODF），

但因銲道區域窄且深，部份區域之晶粒組織與織構分佈不盡相同，因此本論文不採行大規模、整體之 X 光分析方法；而改用電子背向繞射系統（ EBSD）分析之。

此外多種鎂合金的銲接冶金性質也是本論文重點之一，包括銲道型態、銲道品質與微組織觀察與分析，以及在不同合金成份下之表面張力對於銲道外觀與銲深的

(24)

影響。

本論文的規劃如下：

（1）用不同之鎂材，包括四種 Mg 基材料（純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91）之系統化 EBW 銲接參數之效應數據，包含功率、走速，並量測銲後其基本銲道深寬，與表面型態等性質。

（2）用不同厚度的板材，以 AZ91 為主，厚度為 6 mm 與 30 mm。

（3）針對銲後之 Mg 基材料，進行微硬度與拉伸等機械性質測試，分析因銲接條件與元素比例不同時，所造成之差異。

（4）運用 X 光繞射、X 光極圖、與 EBSD，作四種鎂基材料與不同厚度 AZ91 的織構分析，包括在不同銲接條件下、銲道中心之不同部位的晶粒方向與晶界角度分佈趨勢。

本研究相關實驗方法與順序如圖 1-9 之實驗流程圖所示。

(25)

壹. 文獻回顧

2.1 鎂合金之低功率銲接

Krohn 等人[31]以 Mg 合金 AZ31、AZ61 與 AZ91 進行惰性氣體金屬線電弧銲（metal inert gas arc welding, MIG or GMAW ）和鎢極惰性氣體電弧銲（Tungsten inert gas arc welding, TIG or GTAW ）銲接，銲接方式分為相同與異種材料的對接方式，銲後並作機性測試。結果發現銲後 AZ91 鑄材銲道的孔洞量，明顯多於鍛造過後的 AZ31 與 AZ61。鑄造材 AZ91 與經鍛造過之 AZ91 比較，銲接後的接合強度與伸長量，以鍛造材料較好，而兩者個別是 184 與 291 MPa，2.9 與 4.4％。

在相同鍛造材料的對接方面，抗拉強度隨 AZ31、AZ61 及 AZ91 越來越大，分別為 228、287 與 291 MPa；伸長量則反之，越來越小，分別為 7.7、6.3 與 4.4％。

而經 MIG 與 TIG 銲後的機械測試顯示，兩者銲接方式差異不大。

至於鎂合金 AZ 系列銲接後的微組織探討，則有 Stern 等人[32]引進所謂的部分熔融區域（partially melted zone, PMZ）特徵，其所研究的材料為鎂合金 AZ91 板材，並使用 TIG 銲接，結果顯示母材越靠近熔融線處則出現了有部分熔融的跡象。

在非 Mg 合金 AZ 系列銲接方面，Matsumoto 等人[33]針對 Mg 合金 AM60

（Mg-6% Al -0.28% Mn）之 6 mm 板材進行電弧銲（arc welding）單次與連續雙重銲接，經 X-光非破壞檢測發現，銲後之孔洞量與缺陷很少；母材與融熔區之硬度值表現差異不大，經拉伸機械測試後之接合效率可達 90%以上，即使銲道含有缺陷，接合效率仍可達 80%以上。因而 AM60 對於電弧銲具有良好的銲接性，

唯較特別的是，不管是單次或連續雙重銲接，銲道熔融區與母材間之界線─fusion line（FL）並不是清晰可辨，也不見所謂的熱影響區（HAZ），這兩點與相同銲接條件下之 Al 合金的表現大異其趣。

(26)

有關 ZK 合金系列的研究，早期 Nikitin 等人[34]的研究中發現，於與母材相同成份之銲接填料（filler）中添加額外的稀有元素 La，只能改變接縫處之裂縫的分佈；而無法防止裂縫的生成，但是若於此填料中同時增加 Zn 的含量，則可以改善以上所提。Vilukin 等人[35]針對 Mg-Zn-Zr 合金，以 TIG 銲接研究中指出，

於原合金元素中添加 La 元素當填料，可降低 Mg-Zn-Zr 合金的凝固範圍，減少銲後熱裂的機會，此外銲後的機械性質與原母材差異不大，這是由於銲道內的 Zr 與額外的 La 使其晶粒細化所致。

在 Mg 合金摩擦銲接（friction welding）方面，Kato 等人[36]曾以 Mg 合金 AZ31 圓棒材作摩擦銲接，藉由改變摩擦銲接時的參數：摩擦壓力與摩擦時間，

求得 AZ31 在不同參數下機性測試的表現行為，以期得到最佳的銲接參數。

2.2 鎂合金之高能束銲接

(1) 鎂合金雷射銲接

Haferkamp 等人[37]曾於 1998 年對 Mg 合金 AZ21、AZ61 與 AZ91 做雷射銲接，所使用的雷射種類為 Nd：YAG 與 CO2雷射系統，文中指出 Mg 合金 AZ21 與 AZ91 具有良好的雷射銲接性質。首先，在相同的銲接條件下，就 AZ21 而言，

Nd：YAG 系統下之銲深會比 CO2系統來得好。其次，由於通常高銲速會伴隨著較高的冷卻速率（ cooling rate），亦產生較為細小的晶粒結構，因而 AZ91 銲道處的硬度值隨銲接走速增加而增加。而走速約在 17 mm/sec 時，銲道區的硬度值就約與母材之硬度值相當。以 AZ31 與 AZ91 互相比較時，隨著合金元素的減少，

AZ31 之晶粒尺寸卻沒有像以上 AZ91 對於銲速有相當程度的依賴性。

1998 年 Weisheit 等人[38]以四種 Mg 合金（AZ91、AZ61、QE22 及 WE54）

作 CO2雷射銲接，銲接方式為對接，其研究的方向著重於銲後之微結構與硬度、

衝擊、拉伸等機性測試。在微結構方面，四種 Mg 合金之熔融區於凝固後均無柱

(27)

狀晶粒的生成；而是近似於等軸晶狀。析出物方面，QE22 與 WE54 中的介金屬化合物連續地析出於晶界；而 AZ61 與 AZ91 之析出物（Mg17Al12）則是以不連續的分佈，析出於晶界。

於 1998 年 Weisheit 等人[39]又針對多種 Mg 合金做 CO2雷射銲接，材料厚度分別有 2.5、3、5 及 8 mm，其接合方式分為相同合金對接與異種合金對接，

兩者皆無使用銲料（Filler），文中指出熔融區的晶粒結構，除了鎂合金 WE54、

AZ31、AZ61 及 AZ91 之外，其餘 AM60、ZC63、ZC71、QE22、ZE41、ZW3 均為細胞狀（cellular），至於我們較感興趣的 AZ61 與 AZ91，其熔融區展現出樹枝狀（dendritic）的細晶粒結構，而鍛造過的 AZ31 則與前二者不同的是，為較粗大之單一相晶粒直接延伸穿過熔融區邊界（ fusion boundary）向 HAZ 處生長。

近期 1999 年，Sanders 等人[11]使用 Nd：YAG 與 CO2雷射系統，試圖找出 Mg 合金 AZ31B-24 之最佳銲接參數，結果顯示，於合金表面塗上一層鉻酸鹽，

可以有效改善 Mg 合金中 Mg 元素對雷射熱低吸收性之缺點，進而改善其銲接性。銲後之元素分析也透露出合金中 Mg 與 Zn 元素之低汽化點和高蒸氣壓的事實，因此融熔區元素損失最大為 Mg，其次是 Zn，Al 與氧化物則幾乎無損失。

(2) 鎂合金電子束銲接

有關 Mg 合金高能束銲接的文獻，目前仍以雷射銲接居多，電子束銲接相關之研究仍嫌不足。Draugelates 等人於 1998 年[40]曾對 Mg 合金 AZ31，AM50 與 AZ91 以非真空式電子束銲接（ NV-EBW）之。個別所用之銲料分別為 AZ61、

AZ61 與 AZ92，銲後經拉伸測試，唯獨 AZ91 銲道之拉伸強度較母材降低許多，

其接合效率為 65%；其餘兩者差異則較小，其中，AZ31 之接合效率為 96%，AM50 則為 86%。

近期 2000 年，則有 Munitz 等人[41]嘗試以電子束銲接來評估鎂合金 AZ91

(28)

的微結構與機械性質，並進一步與鎢極惰性氣體電弧銲（Tungsten inert gas arc welding, TIG or GTAW）比較。經 X 光照相術與超音波檢測結果顯示，常見的缺陷如裂縫、縮孔與孔洞的量不多。在微結構方面，當母材靠近熔融區的邊緣，約接近 HAZ 處，原不連續析出物-β相（Mg17Al12）開始受熱熔解於 Mg 相中；而越接近熔融區時，β相則熔化的更完全。此外，由於熔融與凝固的時間相當短暫，

HAZ 所佔的尺寸相當的小，約只有 30-50 µm 寬。在部分熔融區域，作者則發現 secondary DAS（dendrite arm spacing）隨著電流值增加而增加。在機性表現方面，

原母材（鑄造材）的拉伸強度為 189 MPa，伸長量為 2.6%，經電子束與摩擦銲接後的強度與伸長量皆比原母材好，強度分別為 189 MPa（接和效率為 100%）

與 246MPa（接和效率為 130%），伸長量為 2.6 與 6.7%，而且經電子束銲後的試片皆在母材處斷裂；而以 TIG 銲接後的機性表現差強人意，強度只有 134 MPa

（接和效率為 71%），伸長量為 0.7%。

2.3 純 Mg 與 Mg 合金經凝固後之晶向關係

在純 Mg 與 Mg 合金經凝固後之晶向關係方面，少有文獻研究報告，早期 1929 年 Nix 與 Schmid[43]發現經過單一方向性凝固（ unidirectional solidification）

後，會有<1120>凝固織構。在相似的研究當中，Edmunds[43]則發現其凝固方向會垂直(2025)平面。在 1980 年時，Hatherly 與 Hutchinson 等學者[22]曾提出純 Mg 的 c/a 為 1.624 約接近於理想 c/a 值 (1.633)，經過柱狀凝固（columnar solidification）的過程後，其主要的織構成份為<1120>纖維織構。

在 1989 與 1990 年左右，Pettersen 與 Ryum[42-43]致力於 AZ91 經單一方向性凝固之晶向關係，他們發現 AZ91 處在較高的溫度梯度與較低的成長速率時，

主要的成長方向為<2245>；而在較低的溫度梯度與較高的成長速率時，主要的成長方向為<1120>，在後者條件下，沿著主要成長方向，樹枝狀晶具有六軸對稱，第二支臂（secondary arms）則躺在(0001)、(1101)與(1101)平面上，其中

(29)

躺在基底面（basal plane ）之第二支臂與主要成長方向具有相同的晶向，為

>

<1210 與<2110>。

2000 年 Sigrid 等人[44]致力於研究 Mg-Mg17Al12共晶組織的微結構與晶向關係。首先其熔煉後的材料為含 33.0±0.2wt% Al 之 Mg-Al 合金，另外在幾組材料中添加了 0.05wt% 與 0.1wt% 的 Sr，然後將上述各合金以 Bridgeman technique 之單一方向性凝固（ unidirectional solidification）製成棒狀。結果顯示在這些合金系統裡有著 lamellar 與 rodlike 的共晶組織結構，所觀察到的結構組織符合預測值，也就是在等向性的介面能（isotropic interface energy）前提之下，從 lamellar 轉變為 rodlike（fibrous）共晶組織時，所需第二相（minor phase）的體積分率

（volume fraction）約為 0.33。

另外在不同的成長速率之下，對於晶粒、晶胞（cell）的大小及層狀結構的間距與完整性影響甚鉅，處在較慢的成長速率時，晶粒之間界線分明

（well-defined），lamellae 的排列也較為整齊規律；相反地，較快的成長速率，

整個組織結構變得較為細緻，晶粒會延伸進入晶胞內，靠近晶胞邊界區域，則觀察到兩相的分布較不規則，和長度較小之 lamellae 與 fibrous 組織結構隨機散佈其內。在含有 Sr 的合金系統中則發現有少量之 faceted particles，大小約 10 µm，

此外，Sr 的添加後的合金系統，孔洞量明顯較 Al-Mg 合金減少許多。

在晶向關係方面，由 Sigrid 等人[44]利用 EBSD 分析之極圖得知，微量 Sr 的添加與否似乎不影響整個合金系統的晶向關係，Mg 與 Mg17Al12兩相具有以下的關係：

Mg ] 0 2 11

[ ∥ [111]Mg₁₇Al₁₂ （2-1）

Mg ) 01 1 1

( ∥ (101)Mg₁₇Al₁₂ （2-2）

(30)

Mg 與 Mg17Al12兩相的成長方向分別為<1120>與<111 ，介於成長方向>

與低指數方向（ low index directions，如<1120>），兩者之間的角度偏差量θND，對於兩相而言，在某一固定的成長速率下，這個偏差值是相當穩定，然而一旦成長速率有所改變，θND也會有所變化，成長速率在 4.6×10^-4 cm/s，Mg 之θND

為 14ô，Mg17Al12則為 15ô，當成長速率增加至 1.8×10^-3 cm/s，兩相之θND不約而同，皆約為 8ô，最後，當成長速率增加至 4.8×10^-3 cm/s，Mg17Al12之θND可減少至 2ô 左右。而造成上述差異的主因是：當成長速率增加時，熱量需要更快速地在液固介面之間傳遞，而熱量沿著最緊密堆積方向（ close-packed directions）

傳遞較其他來得有效率，於是晶體也會盡量低指數方向（具有較高的原子密度）

成長，角度偏差量θND自然而然便隨著成長速率增加而減小。

(31)

參. 實驗方法

3.1 實驗材料及處理

本研究係使用的鎂基材料分別為純 Mg 與 Mg 合金 AZ31、AZ61 及 AZ91。

純 Mg 為一般商用鑄錠塊，表 3-1 所示為四種 Mg 基材料之成分組成。AZ31 與 AZ61 為擠形板材，厚度為 6 mm，由 Higashi 教授（ Department of Metallurgy and Materials Science, Osaka Prefecture University, Japan）所提供。AZ91 則是由大陸 Nanjing welbow metals CO., LTD.所生產，其為鑄錠材。

為了使原始母材 AZ91 成份均一，且減少鑄造材所含的孔洞量，將母材裁成厚度 50 mm 的板材，經 415℃、20 小時的固溶處理，爾後將板材經由 HF200x200 可調轉速滾壓機，以 300℃、30 分鐘的退火條件，壓延成厚度 30 mm 的板材。

另外相同的壓延條件，將 40 mm 的板材壓延成 6 mm 的片材，以便與相同厚度之 AZ31 與 AZ61 進行比較。

銲接前，將壓延後的 30 mm 之 AZ91 板材施予 415℃、2 小時的固溶處理；

6 mm 的 AZ31、AZ61 及 AZ91 片材則施予 415℃、10 min 的固溶處理，以消除其壓延所產生的殘餘應力，並使材料均質化，另外還有一批 AZ91 未經過固溶處理，以下均用 AZ91-NST 表示，以便與固溶過之 AZ91 有所區隔，而純 Mg 則是從原鑄錠材裁切成 6 mm 厚板，接著將其於 300℃下放置 10 min，然後水淬處理。

為了避免油脂、污染物及氧化物附著在材料表面，進而影響銲接時隻輸入熱量及電子束銲接機之真空度，所以銲接前，所有銲件皆以 320 及 600 號砂紙研磨表面，

接著將其置於丙酮（acetone）溶液中，以超音波震盪洗淨表面。

3.2 電子束銲接處理

(32)

本研究所使用的電子束銲接設備為 TORVAC CVE63B 電子束銲接機，使用的銲接方式採取無預熱、無填料的自體銲接。銲接時電子束銲接機之真空度保持在 5~8×10^-5torr，其它相關銲接參數如表 3-2 與表 3-3 所示；銲接方向與壓延方向（RD）或擠型方向（ED）垂直。

3.3 光學顯微鏡之觀察

將銲接後之材料的橫斷面（詳見圖 3-1）以慢速切割機切下，經冷鑲埋後，

以砂紙依序研磨，再分別以 0.3 µm 與 0.05 µm 氧化鋁粉進行拋光，最後進行腐蝕。將完成腐蝕之試片以光學顯微鏡（optical microscopy, OM），調整適當倍率及焦距，觀察銲道形狀、銲道內金相組織、孔洞分佈、晶體組織成長方向等。

3.4 掃瞄式電子顯微鏡之觀察

將金相試片放入掃瞄式電子顯微鏡內，所使用的掃瞄式電子顯微鏡之型號為 JEOL JSM-6400，以二次電子影像（secondary electron image, SEI），加速電壓為 20 kV，觀察 OM 所無法觀察的銲道之微細晶體組織。並使用 EDS

（energy-dispersive X-ray spectrometry）及藉由 EDS-speed map、EDS-line profile 與 EDS-point profile，觀察銲道元素成份的分佈。

3.5 微硬度試驗

微硬度所採用的儀器為 SHIMADZU HMV-2000 微硬度試驗機，測試用的試片取樣為銲後銲道的橫斷面（cross section），此乃包含母材與銲道熔融區的部分，如圖 3-1 所示。試驗之前，每個試片先經冷鑲埋，後接以研磨及拋光處理。

進行微硬度試驗時，選定的荷重（load）為 50 g，停留時間（dwell time）為 15 sec，

量測方式分為兩種：一為沿銲道橫斷面的垂直方向，求取熔融區上、中與下三部

(33)

分的微硬度值；另一則沿銲道橫斷面的水平方向，量測母材至熔融區之微硬度變化情形。

3.6 拉伸試驗

拉伸試驗所採用的設備為 Instron 5582 萬能試驗機，測試溫度為室溫，應變速率（strain rate）採用 1×10^-3 s^-1。在試片的取樣方面，在 30 mm 厚板之 AZ91 的部分，欲了解整體熔融區與熱壓過之母材的拉伸性質差異，加上銲後的深度較深，方便全熔融區試片的製作，試片取樣與試片規格如圖 3-2 與圖 3-3 所示，其拉伸方向平行於銲道，而垂直於壓延方向。另外，在 6 mm 厚板之鎂基材料則是選定純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 做一比較分析，其拉伸方向垂直銲道，而平行於壓延或擠型方向，如圖 3-4 與圖 3-5 所示。

3.7 X 光繞射分析

X 光繞射（ XRD）分析係採用本所 Siemens D-5000 X-ray 繞射儀，

由 IBM

個人電腦控制，便於分析數據與繪製結果

。分析的試片乃是選取未銲接試

片，其分析部位為圖 3-1 中，垂直於 ND 的平面，與銲接後之全熔融區域，如圖 3-6 所示，主要是量測並計算三種 Mg 合金之晶體常數，以及粗略瞭解有何明顯之優選平面或方向存在於母材與銲道。此外，以圖 3-6 試片所做之全熔融區的織構分析，包括極圖（ pole figure）與方向分佈函數（ orientation distribution function, ODF）乃是由中鋼 Siemens D-500 X-ray 繞射儀所量測。

3.8 背向散射電子繞射系統觀察

EBSD 試片的要求規格，直徑不能超過 10 mm，厚度在 5 mm 以內，並判斷好試片的 RD 及 TD 方向，有關銲後試片的取樣詳見圖 3-1。試片研磨及拋光方

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式基本上與一般 SEM 及 OM 的做法類似，為了在實驗時得到較佳的 pattern 與數據的準確性，同時，為避免試片表面因研磨時產生的殘留應力、機械損傷、表面氧化及污染，造成繞射菊池譜無法分析或分析錯誤，所以試片經研磨之後，再進行電解拋光（electrolytic polishing），所使用的腐蝕液配比為 800 ml ethanol，140 ml distilled water 與 60 ml perchloric acid（60%），電壓為 20 V，溫度為 25℃，另外陰極乃採用 Ni（Nickel）。

試片準備好後，將其裝入掃瞄式電子顯微鏡內，並進行 Ge 校正，同時設定好所要分析之材料的資料庫與試片方向幾何條件。接著取得一 SEM 影像，選擇實驗所需的區域，作 point 或 map 分析，取得各分析點之繞射譜，並以電腦讀取 Miller index 及儲存空間的座標，最後再利用電腦計算求取極圖（ pole figure）、反極圖（inverse pole figure）與晶相分佈（misorientation distribution）等資料。

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肆. 實驗結果

4.1 電子束銲接結果

(1) 銲道型態與外觀

純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 之 6 mm 厚板經電子束銲接後，首先就銲道外觀而言，純 Mg 之銲道起伏表現相當不穩定，銲道表面有濺灑的現象，而且表面波紋明顯受到擾動，其表現較為不規則，這種現象隨著走速的增加，越是嚴重，

見圖 4-1。AZ31 相同的銲接條件下，像純 Mg 銲道不穩定的現象，似乎有減緩跡象，但銲道表面仍有有濺灑的現象，見圖 4-2。AZ61 表面波紋之規則性與穩定性又比 AZ61 來得好，走速在 35 mm/sec 時，其外觀除了較為凹凸不平外，表面波紋尚可維持一定的規則性，濺灑的現象也較為少見，詳見圖 4-3。相較於前三者，AZ91 之銲道起伏較穩定，銲道之表面波紋也較為規則平順，隨著走速減緩至 25 mm/s，濺灑的現象已不復見，如圖 4-4 所示。

隨著成份組成的不同，四種材料純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 在熔入比

（aspect ratio, depth/width）方面的表現也就大不相同。由表 4-1 得知，純 Mg、

AZ31、AZ61 與 AZ91 熔入比均隨著熱輸入量的增加而增加，同熱輸入量下，銲深以 AZ91 為最，純 Mg 的表現最差，特別是在較快走速（25 mm/s 與 35 mm/s）

的條件下，純 Mg 之銲深變化深受銲速的影響，在 15 mm/s 時，銲深可達 3.985 mm，隨著銲速的上升，則銲深驟然只有 1.268 與 1.168 mm。而 AZ61 與 AZ31 兩者則相差不大。圖 4-5、4-6、4-7 與 4-8 分別為這四種材料之銲道橫斷面圖，

當功率為 500 W，在低走速 15 mm/s 時，6 mm 之三種 Mg 合金只有 AZ91 能被銲穿，而過多熱輸入量促使其上表面呈現凹陷狀。在銲寬方面，AZ31 與 AZ61 對於熱輸入量的改變，其銲寬差異不大；而走速在 35 mm/s 與 15 mm/s 時，AZ91 之銲寬則有較明顯的差異。此外，就銲道型態、外觀、銲深與銲寬而言，銲接前

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沒有經固溶處理之 AZ91 試片，與事先有經固溶處理的試片，似乎並無明顯差異。

更明確地表示這四種材料在銲深表現上的差異，如圖 4-9（a）所示，顯然 AZ31 、AZ61 與 AZ91 三者之銲深差異程度，隨熱輸入量的增加而增加；反觀純 Mg 卻沒有依循這樣的關係，熱輸入量在 14 到 20 J/mm 之間，純 Mg 之銲深表現幾乎呈現穩定狀態，當熱輸入量為 33 J/mm 時，其銲深急速增加至 3.985 mm，約略小於同條件下之 AZ61。圖 4-9（b）為四種材料之熱輸入量與銲寬關係圖，整體而言，純 Mg 與 AZ31 銲寬與熱輸入量趨勢非常類似，幾乎呈現線性的關係；而 AZ61 銲寬與熱輸入量的關係也是近似線性，不過其起伏斜率比純 Mg 與 AZ31 來得大，顯示其銲寬值表現對於熱輸入量較為敏感；而 AZ91 與 AZ91-NON ST 兩者曲線趨勢近似相同，而且並沒有依循線性關係，熱輸入量超過 20 J/mm 以後，銲寬值則趨向定值。圖 4-9（c）則是四種材料（五種條件）之熱輸入量與熔入比關係圖，在相同功率下，以 AZ31 的熔入比表現最好，熱輸入量在 20 J/mm 之前，純 Mg 的熔入比表現最差，一旦熱輸入量超過 20 J/mm，純 Mg 的熔入比便大幅提昇，表現甚至比 AZ91 與 AZ61 來得好。

銲後的孔洞分佈，由銲道之橫斷面得知，純 Mg 較其他三種 Mg 基合金之孔洞量少，而經過熱壓延過之鑄造材 AZ91 也沒有較明顯孔洞存在，三種合金較為顯著之孔洞均位於銲道的根部。這是由於電子束銲道的熔池瞬間凝固時，因冷卻速率太快使其中高溫的氣體不及向外逸散，而容易在銲道的根部形成氣孔，即所謂根部缺陷（root effect），其原因除了因冷卻速率過快外，另一個造成的原因可能是大多數金屬在凝固時所發生收縮作用（ shrinkage effect），在凝固時隨著液體流入去補償凝固時的收縮，液面在整個銲道深度內逐步下降，於是晚凝固的區域會留下一些細小的孔洞。而純 Mg 之所以銲後幾無孔洞，這是因為其銲池（weld pool）深度不深，在 keyhole 效應往前移動後，合金亦能流動而填滿整個銲池。

在 30 mm 之 AZ91 厚板方面，由於所強調的是高銲深特性，於是我們嘗試

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多組的銲接條件，以尋求高銲深表現，表 4-2 列了為嘗試之後的最佳銲接條件，

與銲接後之結果。高銲深表現之最佳參數為功率 2200 W 與走速 16 mm/s，所得銲深可達 28.61 mm，銲寬為 3.48 mm。圖 4-10 所示為這幾組實驗之高銲深示意圖。由圖 4-11（a）則可以看出四組銲接參數（熱輸入量）與銲深、銲寬的關係，

基本上是維持高熱輸入量，銲深較高與銲寬較寬的特性，熱輸入量在 96.25 J/mm 之前，銲深與銲寬差異程度較小，一旦熱輸入量超過 96.25 J/mm，銲深與銲寬便大幅度地增加，與前兩組數據的差距也較大。而熔入比與熱輸入量的關係，則是在 96.25 到 110 J/mm 之間有巨幅的變化，如圖 4-11（b）所示。

(2) 顯微組織

純 Mg 鑄錠於 300℃下放置 10 分鐘，經水淬處理後之顯微組織如圖 4-12 所示，其晶粒組織的外觀是呈現長條狀，這些長條狀晶粒的間距約 30 µm，並且井然有序地排列在一起，而這可能是與其鑄造過程時，具有方向性凝固行為所致。

圖 4-13 所示為 AZ31 經過固溶後的顯微組織，為等軸晶，其晶粒尺寸約為 32 µm。

圖 4-14 所示為 AZ61 經過固溶後的顯微組織，為等軸晶，其晶粒尺寸較 AZ31 小，約為 12 µm。原始鑄錠材料 AZ91 經由金相實驗觀察，其晶粒結構為樹枝狀

（dendritic）等軸晶，其大小約為 315 µm，β相析出於晶界上，經過熱壓延與固溶處理過後，其顯微組織則呈現等軸晶形式，晶粒細化後的大小約為 25 µm，如圖 4-15 所示。

經電子束銲接處理之後，四種材料的熔融區與母材之微結構組織具有明顯的不同，除了純 Mg 於 500 W 與 15 mm/s 條件下，靠近熔融區中心的中間區域，

出現不規則細長晶與部分較小的等軸晶，如圖 4-16 所示。其餘條件下與三種合金的熔融區之晶粒則均是呈現等軸晶的形式，並趨於細化。圖 5-17 至圖 4-19 分別為 AZ31、AZ61 以及 AZ91 在不同銲接條件下，以及在不同熔融區位置之顯微組織的 SEM 圖。由實驗得知，相同的材料與銲接條件之下，β相的大小均是反

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映出：越靠近銲根，有越細化的趨勢；在相同的材料而不同的銲接條件之下，當走速越快，β相的尺寸也是有越細化的情形。影響熔融區處之β相的型態與大小，推斷主要是由冷卻速率與合金成分所掌控，走速增加，熱輸入量減小，熔融區之冷卻速率隨之增加，於是β相較無足夠時間成長增大；反之，冷卻速率較快時，β相析出物則較小。此外，AZ91 相較於 AZ61，甚至於 AZ31，β相較容易產生不連續析出與偏析的現象，一方面是因為隨著 Al 含量的增加，快速凝固所造成之非平衡結構，使得有較多過飽和的β相析出；另一方面，根據所推導之四種 Mg 基材料的冷卻速率得知，四者的冷卻速率隨著 Al 含量的增加而減小，因而四者的冷卻速率，由大到小依序為純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91，這說明了 Al 含量越多，β相較容易產生偏析的現象。另外，在 AZ91-NST 熔融區的顯微組織方面，圖 4-20 所示為整個銲根的示意圖，圖 4-21 與圖 4-22 所示為 AZ91-NST 熔融區中心之上、下部分，其中β相（白色部分之樹枝狀晶）為不連續析出。當熱輸入量較大，走速較慢時，可以發現熔融區各部位之β相分佈型態，與尺寸大小幾為一致，約 10 µm 左右；而改以較小的熱輸入量，較快走速時，β相則是呈現細化現象，且均勻散佈於基地，其大小約 3 µm，詳見圖 4-23。

於熔融邊界處，純 Mg 與 AZ31，其熔融線之界限清楚，容易定義出熔融線所在位置，如圖 4-24 與圖 4-25 所示。在 AZ61 與 AZ91 方面，其熔融線之界限不甚清晰，尤其以靠近熔融區處之晶粒，其晶界不如不如母材處之晶粒來得清楚，而呈現半熔融的狀態，而像這樣部分熔融現象則會從熔融區延伸到部分母材，在母材處形成有如口袋狀（pocket）的部分熔融區域，在 AZ61 部分，可以發現部分熔融區域較小，亦少見其形成口袋狀。此外，從熱輸入量與銲接走速的觀點，則可以發現當熱輸入量越小或走速越快時，部分熔融區域越不易形成，其成長的範圍也就愈受到牽制，詳見圖 4-26 與圖 4-27。；而在 AZ91-NST 的部分，

銲接前未經固溶之試片，如上述之熔融線附近區域液化（liquation）的現象尤為明顯，如圖 4-28 所示。

(39)

在晶粒尺寸的比較上，表 4-3 列了四種 Mg 基材料之原始母材，熔融區上、

中及下部分區域，與熔融邊界處之晶粒大小。

造成以上四種 Mg 基材料之熔融邊界表現不一的原因，是由於銲接過程是處在相當快的冷卻速率下，因此造成熔融區為非平衡結構，四種材料之熔融區的顯微組織和母材已大不相同，特別是在熔融區與母材區間之微組織變化，四種材料存有明顯差異，Al 含量較高的 AZ61 與 AZ91，在熔融邊界上一直延伸至母材，

會有部分熔融、液化的現象。這是由於原本母材中的晶界上聚集著許多介金屬化合物（以 Mg17Al12為主，另含有一些微量的 Mg-Al-Zn 三元共晶組織），這些介金屬化合物的熔點原本就較 Mg 相低，以及 Mg 合金熔融範圍隨 Al 含量增加而增加的特徵，再加上 Mg 合金具有低熱容量（heat capacity）及熱傳導（thermal conductivity）佳等特性，於是當足夠的熱量施加於材料時，前面所提之介金屬化合物區域就會開始熔融，此時這個熔融的部分就會與銲道熔池相連接，行成通道

（channel），因此熔池中的熔融液體會被帶至介金屬化合物處，能量亦隨之傳遞，使得更多的區域熔融，最後擴大形成所謂部分熔融區域。

(3) EDS 分析結果

EDS 分析的主要是針對四種 Mg 基材料於凝固之後，合金元素成分變化情形，欲分析之試片的銲接參數為 500 W，15 mm/s，分析部位包含母材與熔融區的部分，分析方式為線掃瞄（ line scan）。就純 Mg 凝固之後，Mg 元素流失現象，

在熔融區部份，則是靠近熔融線處之流失率較為顯著，詳見圖 4-29。三種合金 AZ31、AZ61 與 AZ91 凝固之後，在熔融區，主要合金元素 Mg、Al 及 Zn 在熔融邊界處皆有流失，其中以 Mg 流失率最為明顯，如圖 4-30 至圖 4-32，這是因為 Mg 於熔點時的蒸汽壓高於 Al 與 Zn 元素，因此熔融時易揮發。

從 EDS 分析中，銲接之後的 Mg 合金 AZ91，於熔融邊界處，屬於β相的部

(40)

分，相對於基地含有較多的 Al 與 Zn，以及較少的 Mg，整體平均的定量分析，

基地含有 91.63wt% Mg、7.67wt% Al 與 0.71wt% Zn；β相則含有 61.94wt%Mg、34.89 wt%Al 與 3.17 wt%Zn。

4.2 微硬度試驗結果

（1）銲道橫斷面之垂直方向

不管是銲道橫斷面之垂直方向，或水平方向之微硬度測試，所有試片均是在電子束銲接後，沒有任何熱處理與加工的條件下進行（as-welded），圖 4-33 是純 Mg 在慢走速（15 mm/s）與快走速（35 mm/s）的微硬度關係圖，top、middle 與 bottom 則是分別代表熔融區中心上、中及下區域，由結果得知，走速 15 mm/s 時，微硬度值由上至下是呈現增加的趨勢，平均值由上至下為 38 至 43，幾乎呈線性變化。當走速增加至 35 mm/s，top、middle 與 bottom 之微硬度平均值約在 43.5 與 44.5 之間，比慢速時高。

圖 4-34 是 AZ31 在慢走速（15 mm/s）與快走速（35 mm/s）的微硬度關係圖，走速 15 mm/s 時，越是靠近銲根，微硬度值越大，三個區域由上至下在 54.5 至 57 之間，middle 與 bottom 微硬度值幾為一致。走速 15 mm/s 時，三個區域無明顯差異變化，平均值落在 57.5 與 58.5 之間。

圖 4-35 是 AZ61 在慢走速（15 mm/s）與快走速（35 mm/s）的微硬度關係圖，走速 15 mm/s 時，bottom 的微硬度較 top 與 middle 小，由上至下在 66 到 69 之間，當 35 mm/s 快走速時則與 15 mm/s 相反，為硬度值以 bottom 最大，top 最小，在 66 到 69 之間。

圖 4-36 則是 AZ91 在慢走速（15 mm/s）與快走速（35 mm/s）的微硬度關係圖，當走速為 15 mm/s，以 top 的微硬度值較高， middle 與 bottom 差異不大，

(41)

由上至下在 69.5 與 71.5 之間。而走速為 35 mm/s 時，則 bottom 為硬度值 82，明顯高於 top 與 middle 微硬度值 78。

根據銲道橫斷面之垂直方向的微硬度測試結果，可以歸納出其硬度值是隨著走速的增加而增加（在相同的功率下），這可以從冷卻速率的觀點來解釋，因為走速的增加伴隨著較快的冷卻速率，晶粒結構趨於細化，易得到強化的效果。

（2）銲道橫斷面之水平方向

由圖 4-37 到圖 4-41 觀察到四種 as-welded 材料的銲道橫斷面之微硬度變化情形，顯而易見的是，不管是慢速（15 mm/s）或高速（35 mm/s），這五組的微硬度值都是熔融區的部份較高，母材的部分相對地較小，而純 Mg 由於沒有添加任何合金元素，沒有達到析出強化的效果，微硬度變化起伏程度較合金 AZ31、

AZ61 與 AZ91 來的小。微硬度值以 AZ91 這組試片之母材與熔融區差異最大，

在走速 35 mm/s 的熔融區之微硬度值最大可達 78 左右，反觀母材的硬度值只有 60 左右。電子束銲接前未經過固溶處理的試片以 AZ91-NST 為代表，其銲後母材的硬度值在 63 至 70 之間左右，高於 AZ91 試片，而在熔融區，其微硬度值介於 70 至 80 之間，與 AZ91-NST 試片相近。

走速變化造成微硬度值的差異，亦可從這五組數據觀察出，於熔融區，這五組之微硬度皆是隨著銲接走速的增加而增加，而這增加的幅度，又似乎與合金成分有關，當合金元素 Al 增加，銲接走速對於熔融區微硬度的影響越顯著，從圖中可以發現純 Mg、AZ31 乃至於 AZ61，走速的改變所造成熔融區微硬度變化幅度介於 2 至 3 之間；反觀 AZ91 與 AZ91-NST 差異變化達 6 到 8 左右。

此外，純 Mg、AZ31 與 AZ61 靠近熔融線處微硬度值相較於母材有下降的趨勢，這可能為熱影響區（heat affected zone, HAZ），但 AZ91 卻沒有這樣的現象，這與合金的溶質多寡有關，第二元素 Al 含量較多的 AZ91，其原母材的微結

鎂基材料電子束銲接之冶金特性 與織構研究

國立中山大學

材料科學與工程研究所 碩士論文

指導教授 黃志青 博士 何扭今 博士

鎂基材料電子束銲接之冶金特性 與織構研究

研究生 蘇勢方 撰

中華民國 九十 年 六 月

目 錄

表 目 錄

圖 目 錄

前言 1.1 鎂合金的發展

1.2 鎂及鎂合金的基本特性

1.3 鎂合金的銲接性

1.4 電子束銲深機構

1.5 銲接之凝固特徵與型態

1.6 快速凝固後之銲道的晶粒取向分佈

1.7 背向散射電子繞射法（EBSD）簡介

1.8 表面張力對銲道的影響

1.9 研究動機與規劃

壹. 文獻回顧

2.1 鎂合金之低功率銲接

2.2 鎂合金之高能束銲接

2.3 純 Mg 與 Mg 合金經凝固後之晶向關係

參. 實驗方法

3.1 實驗材料及處理

3.2 電子束銲接處理

3.3 光學顯微鏡之觀察

3.4 掃瞄式電子顯微鏡之觀察

3.5 微硬度試驗

3.6 拉伸試驗

3.7 X 光繞射分析

由 IBM

個人電腦控制，便於分析數據與繪製結果

3.8 背向散射電子繞射系統觀察

肆. 實驗結果

4.1 電子束銲接結果

4.2 微硬度試驗結果

鎂基材料電子束銲接之冶金特性與織構研究

材料科學與工程研究所碩士論文

指導教授黃志青博士何扭今博士

鎂基材料電子束銲接之冶金特性與織構研究

研究生蘇勢方撰

中華民國九十年六月

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