第五章 第五章
第五章 討論 討論 討論 討論
5-1
溫度與微觀組織探討 溫度與微觀組織探討 溫度與微觀組織探討 溫度與微觀組織探討
由圖 4-1 、圖 4-3 及圖 4-5 中可見到除室溫的拉伸試片以外，
在 250℃及 370℃的拉伸試片均有明顯的頸縮現象產生，且頸縮區域 由 250℃的集中頸縮到 370℃的擴散頸縮。觀察圖 3-2 母材之金相與 圖 4-1~4-3 室溫拉伸金相，可以發現室溫拉伸仍有相當多的變形組 織，且斷裂處與距離斷裂 5mm 處之顯微組織與母材大致相同，且無 再結晶現象。
拉伸試片在 250℃進行拉伸時，觀察試片斷裂處金相，發現在斷 裂處有相當多細小的再結晶晶粒，由圖 4-11~4-13 與圖 4-18 比較可 知即使經過靜態 250℃及 10 分鐘的退火仍無法將形變雙晶消除，然 而在 250℃拉伸試片中卻未見形變雙晶，可能由於許多細小再結晶的 出現，相對的產生更多晶界進而消除材料本身的內應力而使得形變雙 晶消失。此外，在 250℃下動態再結晶晶粒尺寸遠小於靜態再結晶。
觀察 250℃距離斷裂 5mm 處之金相，發現許多鋸齒狀的晶粒，根據 Balluffi、Komen 與 Schober[14]研究顯示在多晶材料塑性變形過程中，
晶界被視為差排的阻礙，晶格差排會與晶界相互作用而產生新的線缺
陷稱之為外晶界差排(Extrinsic grain boundary dislocations , EGBDs)，
至於存在於晶界中的 EGBDs 具有較高的能量，因此始終處於不平衡 狀態。然而塑性變形不斷地產生新的差排進入晶界中，因此增加 EGBDs 的密度。但是當變形是在較高溫度下進行時，動態再結晶也 會同時發生。Sangl 與 Tangri[15]指出，EGBDs 密度的改變是由兩種互 相抗衡的過程，其中一個就是吸收晶格差排，另一個是消除掉晶界。
然而鋸齒狀晶界，是發生於進入晶界的差排密度，超過其晶界所能吸 收的容量亦或是吸收晶格差排需要孕育時間[16]，在其一的情形下，過 多的晶格差排在晶界處會產生堆積及局部應力集中，於是導致鋸齒狀 晶界的產生。進一步為了減少應力集中及差排堆積，材料本身在晶界 附近重新排列形成許多低角度晶界及胞狀的差排結構，然而這些會導 致鄰近鋸齒狀晶界區域會有許多次晶粒的形成[17-18]。
在拉伸溫度 370℃時，由圖 4-15~4-17 可發現在此溫度不同應變 速率及不同應變量可觀察到以下之狀況。
由圖 4-15~4-17 (a)顯示斷裂處可觀察到部份粗晶的現象，材料為 了減低能量的傾向以達到穩定狀態，由於晶界有較高的能量所以必須 減少晶界使晶界相對的減少。根據 Nielsen[19]提出，二次再結晶的出 現，是由於低角度晶界具有較低的晶界表面能，所以發生幾何結合
( Geometrical coalescence )，一旦開始發生，合併其鄰近較小的晶粒，
較大的晶粒迅速變成具有多邊形的晶粒，而使過度擴大的晶粒再成 長，這是一種表面能效應，稱為二次再結晶，導致在斷口處晶粒粗大，
且在部分粗大晶粒旁出現再結晶。
由圖 4-15~4-17 (b) 可知動態再結晶成核之後，試片繼續變形，使 得動態再結晶內部產生新的差排，並使得晶粒成長的驅動力變小。
由圖 4-15~4-17 (c)可以觀察到動態再結晶出現晶粒成長的現象，
且隨著應變速率的增加出現了少許的形變雙晶，然而這些形變雙晶並 非原始母材所留下，是受到塑性變形所產生。
由圖 4-15~4-17 (d) 顯示動態再結晶的大量成核於晶界周圍，這是 由於試片不斷變形所產生的，較大的粗晶粒由於部分的動態再結晶，
受到溫度的影響，使得當時的驅動力足夠使其晶粒成長，但由於不斷 變形大量的動態再結晶出現，其它部分晶粒沒有足夠的能量使晶粒成 長，而維持細小晶粒。
由圖 4-15~4-17 (e)因其應變速率為 1×10-1 S-1，大量動態再結晶出 現，其動態再結晶晶粒受到溫度的影響呈現成長的現象，但在尚未過 度成長試片隨即破裂，所以晶粒呈現較均勻且小的等軸晶樣貌。
由圖 4-15~4-17 (f)可知較早出現的動態再結晶晶粒更多，所以有 較多的晶粒成長，但隨著後來的動態再結晶出現，晶粒成長的驅動力
降低，所以晶粒不再持續的成長。
5-2
溫度與 溫度與 溫度與 溫度與拉伸 拉伸 拉伸 拉伸性質關係 性質關係 性質關係 性質關係
由表 4-1~4-3 可以發現隨著拉伸溫度的上升，平均延伸率上升，
平均抗拉強度及降伏強度下降。由於 AZ31B 鎂合金在室溫時只有基 面滑移，且 H 材在室溫其顯微組織具有相當多的雙晶，造成差排不 易滑動，此乃鎂合金 AZ31B-H 材在室溫延性不佳的原因。然而 AZ31B 鎂合金屬於低溫的動態再結晶，當溫度高於 200℃時出現非基面之第 一錐面滑移系統，即可發生動態再結晶、且軟化階段及延性增加均自 200℃開始發生；當溫度達到 225℃時形成第二錐面機構滑動，故塑 性變形提高，而溫度到達 250℃，即可擁有動態再結晶以及再結晶的 過程，AZ31B-H 材的延性則開始增加[20-21]。溫度 370℃時，如前述，
不僅滑移面增加及動態再結晶的發生，此時非底面滑移的臨界剪應力 與底面滑移的臨界剪應力相當，由圖 2-4 所示，故可知在 370℃拉伸 試驗其延伸率為最佳。
5-3
初始應變速率與 初始應變速率與 初始應變速率與 初始應變速率與拉伸 拉伸 拉伸 拉伸性質關係 性質關係 性質關係 性質關係
AZ31B-H24 在室溫具有相當多的變形組織，但在室溫滑移系統
缺乏，差排容易堆積。即使初始應變速率 4×10-3S-1，鎂合金在室溫之 差排堆積相當快速，是鎂合金在室溫延性不佳的主要原因。大致上，
隨著應變速率的增加，應變硬化指數也會隨之上升，如表 5-1 所示。
在 250℃拉伸時，由表 4-2 得知，隨著初始應變速率的增加，抗 拉強度及降服強度均隨之增加，但是 0°及 90°試片在初始應變速率 4×10-3S-1 之延伸率並非最佳，而 45°試片則隨著初始應變速率的增 加，其延伸率隨之下降。由圖 4-11~4-13 知在斷裂處之晶粒均呈現相 當小的動態再結晶，而出現動態再結晶能有效地降低材料內部的應力 集中情形，藉由形成新的晶粒來降低差排密度，進而降低材料於變形 過程中所產生的應變硬化，即變形過程中產生動態再結晶將使材料軟 化。然而觀察距離破裂 5mm 處之金相，可以發現大部分被拉長的晶 粒四周圍繞著小的再結晶晶粒，此明確顯示，當應變速率的增加，將 抑制動態再結晶。這是因為應變速率的增加導致差排嚴重堆積且應力 集中無法消除，進而抑制動態再結晶所致。
在拉伸試驗溫度370℃時，於初始應變速率4×10-3S-1，相較於其餘 兩種應變速率，能獲致較佳之延伸率。此一現象可以動態再結晶理論 加以解釋；在高溫變形時，會發生連續的動態再結晶，亦即在拉伸過 程中產生的應變硬化，隨即經由動態再結晶加以回復。當應變速率甚
小時，再結晶發展完全，晶粒易成長晶界的數量相對減少。而應變速 率較大時，再結晶過程受到抑制，所累積的應變硬化無法透過再結晶 而消除，材料內部容易出現孔洞導致斷裂。
5-4
動態再結晶與應變硬化率之關係 動態再結晶與應變硬化率之關係 動態再結晶與應變硬化率之關係 動態再結晶與應變硬化率之關係
根據 Poliak 與 Jonas[22]指出，動態再結晶的發生是在應變硬化曲 線中具有最大畸變能處，而耗散率為最低。其相對應的位置是在應變 硬化率-真應力曲線中的轉折處，然而應變硬化率 ( Strain hardening rate , θ ) θ =∂σ/∂ε ，動態再結晶的發生點也可由 (-∂θ/∂σ) –真應力曲 線中的最小值得知。由上述可得 250℃及 370℃之應變硬化率-真應力 曲線圖，如圖 5-1 及圖 5-2 ，得知動態再結晶的發生點，結果列於 表 5-1 及表 5-2。
由圖 5-1 及圖 5-2 可以發現一些現象: (1)在 250℃及 370℃下，
應變硬化率均隨著真應力的增加而下降。(2)在應變速率較高的變形過 程中，應變硬化率皆比低應變速率者為高。(3)在同一角度及相同初始 應變速率下，應變硬化率將隨溫度的上升而下降。
表 5-1 各個溫度及應變速率之應變硬化指數
RT 0° 90° 45° 平均
4×10-3 S-1 0.152 0.147 0.152 0.150 2×10-2 S-1 0.170 0.157 0.158 0.162 1×10-1 S-1 0.213 0.164 0.169 0.182
250℃ 0° 90° 45° 平均
4×10-3 S-1 0.086 0.085 0.088 0.086 2×10-2 S-1 0.122 0.118 0.119 0.119 1×10-1 S-1 0.160 0.160 0.168 0.163
370℃ 0° 90° 45° 平均
4×10-3 S-1 0.075 0.067 0.029 0.057 2×10-2 S-1 0.112 0.101 0.080 0.098 1×10-1 S-1 0.137 0.144 0.124 0.135
表 5-2 250℃ DRX 產生對應真應力-真應變
4×10-3 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 35.725 33.478 25.840
真應變 0.036 0.066 0.048
2×10-2 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 41.956 49.398 39.384 真應變 0.030 0.0792 0.095
1×10-1 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 52.947 64.331 49.468
真應變 0.055 0.108 0.110
表 5-3 370℃ DRX 產生對應真應力-真應變
4×10-3 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 92.190 103.647 78.458
真應變 0.044 0.112 0.079
2×10-2 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 118.947 124.538 102.626
真應變 0.085 0.119 0.098
1×10-1 S-1 0° 90° 45°
真應力(MPa) 132.974 158.648 131.850
真應變 0.073 0.154 0.129
80 100 120 140 160 σ (MPa)
0 400 800 1200 1600
θ (MPa)
250oC - 0o 1 X 10 -1 S-1 2 X 10 -2 S-1 4 X 10 -3 S-1
(a) 0°
(b) 90°
60 80 100 120 140
σ (MPa) 0
200 400 600 800
θ (MPa)
250oC - 45o 1 X 10-1 S-1 2 X 10-2 S-1 4 X 10-3 S-1
(c) 45°
圖 5-1 250℃之應變硬化率–真應力曲線
80 100 120 140 160
σ (MPa) 0
200 400 600 800 1000
θ (MPa)
250oC - 90o 1 X 10-1 S-1 2 X 10-2 S-1 4 X 10-3 S-1
30 40 50 60 σ (MPa)
0 200 400 600 800 1000
θ (MPa)
370oC - 0o 1 X 10-1 S-1 2 X 10-2 S-1 4 X 10-3 S-1
(a) 0°
20 30 40 50 60 70
σ (MPa) 0
100 200 300 400 500
θ (MPa)
370oC - 90o 1 X 10-1 S-1 2 X 10-2 S-1 4 X 10-3 S-1
(b) 90°
20 30 40 50 60
σ (MPa) 0
50 100 150 200 250
θ (MPa)
370oC - 45o 1 X 10-1 S-1 2 X 10-2 S-1 4 X 10-3 S-1
(c) 45°
圖 5-2 370℃之應變硬化率–真應力曲線
第六章 第六章 第六章
第六章 結論 結論 結論 結論
1. 在室溫下，不同軋延方向的試片其抗拉強度、降伏強度及延伸 率，呈現的異向性不大，且隨著應變速率的增加，其拉伸性質並無明 顯的改變。然而在250℃與370℃可以得到90°拉伸試片有最大抗拉強 度及降伏強度，0°試片次之，然而45°拉伸試片之抗拉強度及降伏強 度為最小，但是45°拉伸試片的延伸率為最大。
2. 室溫的應力-應變曲線，大致呈現平滑狀；而在 250℃與 370℃的 應力-應變曲線則具有明顯的抖動狀態，係由於 AZ31B-H24 在高溫 變形產生動態再結晶所致。
3. 由金相觀察結果可知，室溫拉伸試片仍具有相當多的形變雙晶，
當溫度到達 250℃時其晶粒為最小，其晶粒大小為 2.3µm， 370℃時，
靠近斷裂處的晶粒呈現異常的成長，部份晶粒大小可達 25~50µm。
4. 由 250℃及 370℃的斷裂處金相與距離斷裂 5mm 處金相，可以得 知在 250℃時斷裂處的晶粒尺寸小於距離斷裂 5mm 處晶粒，是由於 斷裂處的應變量大於其他部位，所以產生許多的 DRX；而在 370℃的 斷裂處反而有部分晶粒粗大的現象，這是由於在此溫度下，較大的塑
性變形，導致出現幾何結合，較大的晶粒迅速變成具有多邊形的晶 粒，而使過度擴大的晶粒再成長所致。
5. 由應變硬化指數可得知，在各溫度下，n 值大致會隨著初始應變 速率的增加而上升。
6. 在 250℃時的晶粒小於 370℃的晶粒大小，但延性並非為最佳，
係因於 370℃時的非底面滑移的臨界剪應力幾乎與底面滑移相當，所 以 370℃之延伸率較 250℃為佳。
7. 由應變硬化率可知 : (1)在 250℃及 370℃下，應變硬化率均隨著 真應力的增加而下降。(2)在應變速率較高的變形過程中，應變硬化率 皆比低應變速率者為高。(3)在同一角度及相同初始應變速率下，應變 硬化率將隨溫度的上升而下降。
8. 當達到再結晶溫度時，AZ31B-H24 經由拉伸時將會產生動態再 結晶，由於許多細小再結晶的出現，相對的產生更多晶界進而消除材 料本身的內應力，使得母材原有的形變雙晶消失。
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