第一章 研究背景與方向
1.6 織構分析
1.7.1 目前有關 5083 鋁鎂合金超塑性之研究
Verma 等人 [84] 以 Alusuisse 公司所取得的 5083 Al 經過冷軋延及退火的過程得到 約 6.5 µm 的晶粒及 Al6Mn 的析出物，在 525 oC ~ 565 oC 的溫度範圍，以及 5x10-4 ~ 1x10-3 s-1的條件下，m 值約為 0.4 ~ 0.65 之間，溫度越高，m 值越大，但最大值會往低應變速 率移動，在 565 oC 與 5x10-4 s-1的條件時，m 值達 0.65。因此，在這溫度及應變速率範 圍內，大約都可得到 250 至 400%不等的伸長量。但若施予兩階段不同速率的拉伸測試，
如 1.2x10-2 s-1 ~ 8x10-4 s-1，使得該合金因連續再結晶而得到細晶粒結構，次晶粒結構轉 換為高角度晶粒，因此，使得伸長量大大的提昇，525 oC 時，可得約 450%的伸長量，
隨著溫度的上升，伸長量增加，555 oC 時為最高，可達 600%；565 oC 時，則為 555%；
若在拉伸過程中，施予靜液壓力 (hydrostatic pressure) 抑制裂孔的成長，在 525 oC 時，
可得 661%的伸長量，與未加靜液壓力的試片相比，長了約 50%以上。
Friedman 及 Ghosh [85] 以 5083 Al 經過簡單的冷軋延及退火方式獲得 7
µm 之晶
粒，並有 Al6Mn 之析出。而在 550 oC 時，分別以 2x10-4 s-1及 2x10-3 s-1的應變速率來觀 察晶粒成長及裂孔成長，並觀察 m 值之變化。當到達相同應變量時，慢速拉伸的晶粒 較大，因置於高溫時間較長，快應變速率時，晶粒成長少，但晶粒被拉長。晶粒的縱橫 比 (aspect ratio) 為應變量的函數，他們模擬一合金隨著應變，晶粒逐漸被拉長之現象 與該兩條件之合金相比，它們的縱橫比成長緩慢，尤其是慢速拉伸，此意味著慢速時，晶界滑移有越來越大的影響。他們也認為該合金可以承受相當程度的裂孔量，因為 m 值很高的緣故，於 550 oC 時，從極低速 10-6 s-1-100 s-1，m 值從 0.15 逐漸增加，到 10-3 s-1 時，約可達 0.6 左右，然後再逐漸下降，因此在 550 oC 與 8x10-4 s-1時，可得 325%的伸 長量，而在兩階段 (two-step) 的拉伸試驗中 (1.2x10-2 s-1 ~ 8x10-4 s-1)，則可承受更大程 度的裂孔量，若以 1.2x10-2 s-1預先應變 0.4，則伸長量可達 480%左右。
Iwasaki 等人 [86] 針對 SKY 鋁業公司所提供的 5083 Al，經過一簡單的均質化處理
及熱機處理後得到約 9.5 µm 之晶粒，並發現 Mg2Si，Al(MnFe)Si及 Al6Mn 之析出顆粒。
從 500 oC ~ 571 oC 與 8x10-5 s-1-2x10-3 s-1的範圍下，m 值約在 0.3 到 0.5 之間。在 5x10-4 s-1 的應變速率下，在 530 oC 時，可得 430%的伸長量；550 oC 時，則降為 300%；但在 560
oC 時，又升至 610%。他們發現在 510 oC、530 oC 以及 550 oC 時，於顆粒與基材介面上 均發現裂孔的存在，在拉伸時，這些原本存在的裂孔會沿著垂直拉伸方向而延伸，而在 560 oC 時，這些原先存在的裂孔因擴散而消除，拉伸後所產生的裂孔多形成於晶粒間，
而為何 560 oC 時擴散速率這麼快，目前尚無法得知，有可能是因液相 (liquid phase) 的 生成所致。
Lavernia 等人 [87] 將 5083 Al 利用噴霧沉積法 (spray-deposited processing, SD) 製 得等軸晶粒約 15.2 µm，並包含 0.1 到 5.4 體積百分比的孔洞 (porosity)，之後再經擠型 與溫軋延以降低晶粒尺寸及封閉孔洞。經過擠型及熱機處理後，在 550 oC 與 3x10-5 s-1 的條件下，可得最佳伸長量為 465%，低於 500 oC 或高於 3x10-4 s-1的應變速率，伸長量 都低於 200%。噴霧後直接軋延的材料，其拉伸性質不如噴霧後擠型再加熱機處理的材 料。而 m 值大約在 0.3 到 0.5 之間，應變速率越慢，m 值越高。隔年 Dai 等人 [61] 亦 用此法來研究不同的過熱 (superheat) 溫度，噴霧氣體中不同的氧濃度以及在合金中添 加鋯對 5083 Al 的晶粒尺寸所造成的影響。因當中鋁、鎂及鋯均會與氧產生反應而形成 氧化物，而能抑制晶粒之成長，因此不同的氧濃度勢必造成不同的結果。因此他們發現 當氧濃度提高或添加鋯之後，可以得到較細小的晶粒，兩者同時作用時，晶粒細化效果 更有效率。
Patankar 等人 [88] 亦對 SKY 鋁業公司所提供 1.5 mm 的 5083 Al 板材做研究。他 們將原試片在 500 oC 與 10-4 s-1到 10-1 s-1的應變速率下做一連串的拉伸測試，發現 10-4 s-1 及 10-1 s-1時，均有 280%左右的伸長量，且在拉伸開始時，均呈現快速應變硬化後再應 變軟化現象，但若先將原試片置於 550 oC 的高溫 27.8 小時，晶粒成長後，再於 500 oC 做同樣測試，則伸長量與應變速率呈現不同的關係，應變硬化較緩慢，然後再應變軟化。
在高溫高速時，m 值不受晶粒尺寸影響為 0.34 左右，變形機構主要為溶質拖曳潛變，
而在中速時，晶粒成長後的 5083 其 m 值明顯的改變且較高。而在 400 oC 時，則呈現不 同的現象，只有在特定的應變速率下因動態再結晶而呈現應變軟化現象，否則均呈現應 變硬化現象，伸長量易受應變速率的影響，m 值亦隨應變速率的提高而降低。
Tsuji 等人 [89] 則利用累積軋延結合方式來開發 5083 Al 的低溫超塑性，經過 5 次 的循環後，可得 280 nm 的細晶粒，在 200 oC 及中速時，可得 220%的伸長量， m 值 0.3 以上，但若昇溫至 400 oC 時，m 值及伸長量均降低，晶粒成長到 10 µm。
清大葉均蔚教授 [90] 則利用往復式擠型來製造微米級晶粒並探討在 5083 Al 加入 鋯錳元素後的影響。經過 10 次擠型後，傳統 5083 Al 得到約 2.5 µm 的細晶，而將之置 於 500 oC 仍可維持細晶結構，525 oC 時，晶粒成長粗大化；而加入鋯、錳元素後，細 晶結構則可維持到 525 oC，升溫至 550 oC 時，亦晶粒粗大化。經過 10 次的擠形後，5083 Al 在 500 oC 與 2x10-1 s-1時，可得 361%的伸長量，在 5x10-1 s-1高應變速率時，則可得 294%的伸長量。
綜觀上述多位學者的研究，5083 Al 在 500 oC 以上的高溫與中高速以上時，幾乎都 可得 200 ~ 600%不等的伸長量，可見 5083 Al 是個不錯的高溫超塑性材料，經過不同的 熱機處理過程後，產生各種不同程度的延展性，且因顆粒的析出，如 Al6Mn 及 Al8Mg5， 而造成裂孔之形成，使得試片呈現因裂孔連結而斷裂之型態。在高溫變形時，5083 Al 似乎對晶粒尺寸不是很敏感，不過上述多位學者對於其真正的變形機構並非交代得很清 楚，只知道它似乎是屬於 Class I 固溶合金，然而，是否整個中高溫度範圍或不論其晶 粒尺寸大小，溶質拖曳潛變均為其主要變形機構？或者，當晶粒細化後，會引發其它的 變形機構？如晶界滑移。而近年來，則逐漸朝向低溫超塑性之研究，如 Tsuji 等人 [89]
利用累積軋延結合方式來開發 5083 Al 之低溫超塑性，在 200 oC 及中速時，可得 220%
的伸長量。高溫時，晶粒尺寸似乎不是很重要，但在低溫時，其重要性，我們不曉得，
且晶粒尺寸又跟變形機構與應變速率有關，其中充滿了許多變數，因此，5083 Al 之低 溫超塑性也將是一有趣的課題。
1.7.2 5083 鋁鎂合金低溫超塑性開發之目的
研究低溫超塑性之目的主要是在低溫生產時，能降低生產所需能源，也就能降低生 產成本，也使成形過程中的升溫期縮短，更換片材與模具簡易，成形模具也容易選擇價 廉之鋼材；另外亦能避免晶粒成長，除了有利於晶界滑移外，亦能避免裂孔之成長以及 材料表層溶質原子之散失。因此經過低溫超塑成形後之材料，它仍然能保有良好的室溫 機械性質 [22]。由於 5083 Al 是屬於 Class I 固溶合金，因此上述有多位學者對 5083 Al 的研究除了 Tsuji 等人 [89] 以外，其他則多為 500 oC 上下之高溫方面，雖然在高溫有 不錯的延展性，但成形後晶粒成長嚴重，且裂孔在高溫時佔有相當的體積百分比，因此，
對於成形後之機械性質有些疑慮，如 Superform Metals 雖大量使用 5083 Al，但多用於 較次要結構，因此配合低溫超塑性開發之目的，使廉價的 5083 Al 也能於 250 oC 上下之 低溫呈現超塑性，且低溫超塑成形後之材料，晶粒尺寸仍然很小，強度也高，因此，將 使其用途更廣泛，並且也將使我們更明白晶粒細化後之 5083 Al，在低溫時，所呈現的 機械性質為何。而上述 Tsuji 等人 [89] 雖利用累積軋延結合得到低溫超塑性，但其使 用之方法太過於繁雜，因此本實驗乃利用較簡單的軋延式熱機處理來達到晶粒細化之目 的，並探索該合金在中低溫 (約 250 oC 上下) 時的變形機構及其超塑性質。
因此，本研究乃朝向幾個方向來探討：
(1) 已知粗晶粒的 5083 Al 在高溫已有不錯的超塑性，因此，在不改變材料成分的條件 下，嘗試利用一簡單軋延式熱機處理來得到細晶粒，並探討於低溫時是否也能夠得 到超塑性。
(2) 嘗試改善熱機處理之過程，以期達簡化製程但仍可維持良好低溫超塑性之目的。
(3) 明白溫度、變形速率及晶粒尺寸，對低溫超塑性之影響。
(4) 探討在熱機處理過程、低溫靜置、低溫拉伸過程中，微結構、晶界性質與微織構之 變化。
(5) 將熱機處理後之試片，再升溫至具高溫超塑性之溫度，探討其高溫超塑性與原母材 之異同性，並了解當時可能之變形機構為何。
(6) 當低溫超塑性發生時，探討當時可能之變形機構為何。