第一章 研究背景與方向
1.5 超塑性材料的基本性質
擦力及防止黏著或刮痕之發生，也減少模具之磨耗及軸向推力所造成的變形。此 外，必需承受高內壓、軸向負載及避免分離或回彈之高壓密封成形設備與模具，也 是影響液壓成形製程的重要因素[74-86]。
在一般的拉伸測試裡，第一項之(∂σ /∂ε)會佔重要部分，而當超塑性發生時，第二項之 (∂σ /
ε& )會變成比較重要，而第三及第四項之影響則很小而忽略。
若定義應力與應變及應變速率之關係，材料在超塑性變形過程中，其流變可以用 關係式σ = Κ’
ε&
mε
n′，即所謂的 constitutive equations，我們最常用的數學公式為 power law：K ε
mσ = &
， (25)其中σ為流應力(flow stress)，K 為材料的性質常數，
ε& 為應變速率(strain rate)；材料的超
塑性特性通常以 m 值做為指標，用以描述材料受拉伸時，對於頸縮的抵抗力。m 為應 變速率敏感係數(strain rate sensitivity)，亦稱為應變速率敏感值，而 m 的定義如下：ε σ σ
ε ε σ
d
m & d
& =
∂
= ∂ ln
ln
， (26)應變硬化指數(Work hardening exponent, n′ ) 之定義為
∂
∂
=
∂
= ∂
ε σ σ
ε ε σ ln ' ln
n
， (27)通常 m 值介於 0 ~ 1 之間，一般的金屬與合金在室溫約 0.01~0.1，其 m 值小於 0.2。當 m 值增加時，(∂σ /∂
ε& )會跟著增加，dσ/dε亦會跟著增加，因而符合 dσ/d ε > σ之法則，
延緩頸縮現象之惡化，同時產生超塑性質。故一般超塑性材料在高溫拉伸變形時，它的 應變速率敏感值通常是高的。對於超塑性材料而言，m 值在超塑性溫度(0.5 ~ 0.8 Tm， Tm 是熔點溫度)時約介於 0.3~0.8 之間。也就是用來判定超塑性材料的 m 值一般大於 0.3。若材料呈現出理想的牛頓型黏滯行為(ideal Newtonian viscous behavior)，則其 m = 1，如在玻璃轉換溫度(Tg) 以上之熔融玻璃。大部分超塑性材料在成形時，通常會有兩
個需求[88-96]，第一是小且穩定的晶粒結構，一般是小於 10 µm，且在變形後，仍維持 細小且等軸之晶粒；第二則是高的變形溫度，大約是 0.5 Tm (Tm為熔點溫度) 左右，此 乃因超塑性變形是一個與擴散控制有關的過程(diffusion-controlled process)。在高溫變形 時，為了維持細晶粒結構，通常需要第二相(second phase) 的幫助，因此，早期超塑性 材料多為共析或共晶合金，而目前則較多研究現有的商用合金，並利用第二相的析出物 來抑制晶粒成長。
一般材料要達到超塑性的能力，其材料的基本性質要達到以下幾個基本要求[20，
90]：
(1) 細晶粒組織：一般而言，要具備良好超塑性，材料的晶粒尺寸約需小於 10
µm，如
此才能讓材料方便達到最主要的變形機構─晶界滑移(grain boundary sliding)。(2) 第二相的存在：超塑性變形是一個與擴散控制有關的過程。在較高的拉伸溫度，大 約是 0.8 Tm左右，因為在高溫形變時，為維持細晶粒結構，通常需要第二相的幫助。
利用第二相顆粒的析出的存在，使超塑性成形的晶粒成長得以抑制，並且隨著第二 相數量的增加與分佈越均勻，其抑制晶粒成長的效果越顯著。早期超塑性材料多為 共析(eutectoid)、共晶(eutectic)或偏析(monotectoid)之組成的合金，而目前則較多研 究現有的商用合金。
(3) 晶界結構的性質：相鄰晶粒的晶界為高角度晶界(high angle boundary)將有助於超塑 性的主要變形機構─晶界滑移的啟動，而低角度晶界(low angle boundary)受到剪力 時，並無法有效是晶界滑移或旋轉。因此，當材料經過熱機處理或其他一些晶粒細 化之過程後，雖可得到細小晶粒，但其晶界性質仍將嚴重影響著超塑性。若晶界結 構是屬於低角度晶界，而在升溫及拉伸過程中，這些低角度晶界若是能夠逐漸轉換 為高角度或高能量晶界，則將有利於晶界滑移順利進行。此外，晶界上的析出物亦 會影響晶界滑移之進行。
(4) 織構與晶粒形狀：材料變形後晶粒的形狀能維持細小且等軸(equiaxed)晶粒，當材料 受到剪力時能有利於產生晶界滑移或旋轉。相反的，長條圓柱狀的晶粒，除非在拉
伸過程中，因動態再結晶之因素，逐漸轉為等軸晶粒，否則，將不利於晶界滑移。
另外，散亂的(random) 晶粒取向亦有利於晶界滑移。
(5) 晶界的移動性：在晶界滑移之時，應力會集中在晶界交會點(triple point)，而造成空 孔的產生而提早破斷。具有較高晶界移動力(mobility)，會減少這種應力集中的現象。
對於影響超塑性材料因素一般可分為：
(1) 晶粒大小與彼此之間角度的差異，係指晶界滑移的能力強或弱。
(2) 應力與應變速率的關係，即應變速率敏感係數(m 值)大小。較低的應變速率，一般 是低於 10-4~10-3 s-1左右，材料才會達到超塑性。
(3) 應力大小與應變的關係。
(4) 晶粒成長的趨勢與裂洞產生的趨勢。
超塑性的種類通常包括：(1) 細晶粒超塑性(fine structure superplasticity, FSSP)；(2) 內應力超塑性(internal stress superplasticity, ISSP) ； (3) 高應變速率超塑性
(high strain rate superplasticity, HSRSP)；(4) 其它機構。
1.5.1 細晶粒超塑性
一般細晶粒超塑性(Fine-structure superplasticity, FSS)材料的變形模式大概有三種：
(1) 利用擴散流(diffusional flow, Coble creep, Nabarro-Herring creep)；(2) 晶界滑移伴隨 擴散流為補償機構(Ashby-Verral)；(3) 晶界滑移伴隨差排滑移為補償機構如圖 1-18 所 示[89-91]。對於細晶粒超塑性材料而言，最常考慮的通常是晶界滑移伴隨一些補償機 構，補償機構的存在乃是為了避免因晶界三接點的裂孔發展而導致材料的破壞，或是析 出物顆粒、第二相與母材之間的相界在晶界滑移過程中所衍生成的裂孔。
從圖1-19與圖1-20 [89-91]我們可以看到高溫時細晶粒材料流應力(flow stress)與應 變速率(strain rate)的關係，大致上分為S形曲線或三個不同變化區域，Region I、Region
)
0 exp(
TR Q d G
A kD
n
p −
−
= σ
σ
ε&
II、Region III，同時也可以觀察到當材料在變形時，會有兩個獨立變形機構相互競爭著，
虛線為晶界滑移，實線為差排滑移潛變(power- law creep)，兩者為獨立機構。因此，材 料變形行為較快者即為速率控制機構。說明如下：
Region I區域：
在低應變速率區Region I可發現一門檻應力值(threshold stress)，當溫度上升時，該 應力值會下降，故在Region I區域內m值很低，材料的伸長量很小導致延展性差，此區 存在著三種不同變形機構都有貢獻，而主要的控制機構來自穿晶差排應變與擴散潛變。
Region III區域：
Region III 為差排滑移潛變所控制。
Region II區域：
在中間應變速率區間Region II 則為超塑性流區域，m值大約是0.5 左右，且最大伸 長量可以獲得，此區間為最理想的超塑性操作範圍。主要的控制機構來自晶界滑移並伴 隨穿晶差排應變補償。
過去有些學者利用在試片表面刻劃線條，而經過拉伸變形後，這些表面的線條會產 生偏位(offset) 的現象，來證明晶界滑移的存在。為達晶界滑移之目的，晶粒必須是小 的，隨著材料的不同，有不同的要求，對於金屬材料，基本的需求是晶粒必須小於10 µm；
而對於陶瓷材料則需小於1 µm。並且應變速率隨著晶粒尺寸d 的降低而提高，因此，應 變速率與晶粒尺寸呈現著簡單關係[89]：
， (28)
其中
ε& 是應變速率，A，p是常數，d是晶粒尺寸，s 是流應力，s
0門檻應力值，G是剪力 模數，D是擴散係數，Q是活化能，R是氣體常數，T是絕對溫度。對於p，n及Q變化而 言，都是依據特定的擴散機制(diffusion law)、特定的流應力與材料中不純物(impurity) 而改變。) / 1 exp(
T
d
p−
∝
−ε&
， (29)其中p等於2或3意表示晶粒細化後，在固定溫度時，超塑應變速率會增快。很多研究人 員致力於研發降低晶粒尺寸的方法來提升應變速率，如熱機處理 (thermomechanical treatment, TMT)、等徑轉角擠型(equal channel angular extrusion, ECAE)、往復式擠型等 方式(本論文將在1.3.2節晶粒細化之加工方式詳細說明)，以達到晶粒細化之目的，並能 提升應變速率。另外在相同條件的拉伸過程中，以晶界滑移為變形機構之試片，其拉伸 應力將大大的低於以差排潛變為變形機構的試片。此外，試片的拉伸應力亦隨著晶粒尺 寸之降低而下降。另一方面，在固定應變速率時，晶粒細化會導致超塑性溫度降低。同 時在拉伸過程中，還有一現象發生，流應力(flow stress)亦會隨著晶粒尺寸之降低而下降。
1.5.2 內應力超塑性
利用材料內部所產生的內應力而達到超塑性(Internal stress superplasticity, ISS)之目 的。一般具有內應力超塑性的材料，其 m 值約可達到 1 左右，例如呈現理想牛頓型黏 滯行為。晶粒尺寸大小並不是很關鍵。在大部分例子產生內應力的原因有下列幾種[88, 93]：
(1) 多相材料在熱循環或壓力循環過程中發生相變化。
(2) 在熱循環中 ，純金屬或單相合金其本身的非均向性 (anistropic)熱膨脹係數(thermal expansion coefficients)所導致的內應力。
(3) 在熱循環過程中，複合材料因本身組成不同而有不同的熱膨脹係數，因此產生內應 力。
1.5.3 高應變速率超塑性或低溫超塑性
事實上，高應變速率超塑性(High strain rate superplasticity, HSRSP)或低溫超塑性 (Low temperature superplasticity, LTSP)是細晶粒超塑性的種類之一。這領域的重要是因 為傳統超塑性僅被發現在相對低的應變速率，典型的應變速率為10-4~10-3 s-1。速率快約 1000倍以上，高應變速率超塑性發生在較高的應變速率，其應變速率為10-1~101 s-1，晶 粒大幅細化明顯地為高應變速率超塑性之重要因素。另一方面，超塑性溫度一般大約為 材料熔點之0.8 Tm以上，對鎂合金(Tm = 650 oC或923 K)或鋁合金(Tm = 660 oC或933 K)，
其超塑性溫度約為500 oC或773 K上下，即0.8 Tm附近，由於晶粒細化，超塑性溫度也可 下降到0.4 ~ 0.7 Tm，就鎂及鋁合金而言，就降到200 oC~400 oC上下。由第(28)式可發現，
欲提高應變速率相對的就必須降低晶粒尺寸，傳統超塑性材料所要求的晶粒尺寸約10
µm以下，而顯示超塑性的應變速率範圍約在10
-4 s-1上下，而高速超塑性對晶粒尺寸的要求約5
µm以下，或甚至到1 µ
m以下之次微米大小。因此，對於高速超塑性材料的微觀組織晶粒尺寸可以說是一個重要的參數。從圖1-21 晶界滑移與差排滑移兩機構對晶粒 細化之關係圖中，可看出，在理論上有兩個變形機構相互競爭，一個是晶界滑移，另一 個則是差排在析出強化合金的滑移[89]。
由於各種新熱機處理的開發，可以製出極細晶粒(約0.1 ~ 0.5 µm)之材料，使低 溫低速之超塑材料也逐漸產生，並可以應用在汽車工業上，尤其是在公元2000年以後，
鎂合金預期將大量運用在原以鋼鐵為主的汽車上(如1.1.2節 鎂合金的發展與應用所 述)。本實驗室Pu與Huang等人早在1993~1995年間[94-96]就已經成功開發出細晶粒8090 Al-Li-Cu-Mg合金，在350oC與8x10-4 s-1時，有710%的伸長量。本實驗室在鎂合金系列，
進行細晶粒開發也有許多值得參考之結果[92-99]，多是在190 oC~ 300 oC與10-３~10-4 s-1 附近時，呈現350 ~ 700%左右之伸長量。值得注意的是，以上現象均是低溫但低速(LTSP but LSRSP)之超塑性，祇是對AZ31合金經過擠型得到~2 µm棒材，才獲得低溫且高速超 塑性之結果[90]。
1.5.4 其它機構
在金屬中大的拉伸變形量還有可能被觀察到如在 Class I 固溶合金，該類變形機構 主要是溶質原子拖曳潛變(solute-drag creep)機構，差排的移動會受到溶質原子的牽制，
差排的移動速率控制了變形速率，故晶粒尺寸的要求就並很需要其 m 值約為 0.33。另 一種便是粗晶粒材料在很低應變速率下藉由擴散流(diffusion flow)而得到不錯的伸長 量，其 m 值可達到 1 左右。就像藉著 Coble creep 也就是晶界擴散(grain-boundary diffusion)； Nabarro-Herring creep 是原子經晶格擴散(lattice diffusion)和 Harper-Dorn creep 是經由滑移。