行政院國家科學委員會補助專題研究計畫
■ 成 果 報 告
□期中進度報告
整合鎂合金熱間與半溶融加工成形之研究及分析
子計畫二：車用鎂合金管件之半溶融成形研究
計畫類別：□ 個別型計畫 ■ 整合型計畫
計畫編號：NSC 96－2221－E－009－070－
執行期間：2007 年 08 月 01 日至 2008 年 07 月 31 日
計畫主持人：徐瑞坤
共同主持人：
計畫參與人員：梁達嵐 江維堂 黃柏升 林岳賢
成果報告類型(依經費核定清單規定繳交)：□精簡報告 ■完整報告
本成果報告包括以下應繳交之附件：
□赴國外出差或研習心得報告一份
□赴大陸地區出差或研習心得報告一份
□出席國際學術會議心得報告及發表之論文各一份
□國際合作研究計畫國外研究報告書一份
處理方式：除產學合作研究計畫、提升產業技術及人才培育研究計畫、
列管計畫及下列情形者外，得立即公開查詢
□涉及專利或其他智慧財產權，□一年□二年後可公開查詢
執行單位：國立交通大學機械工程學系(所)
摘要
近年來，鎂合金在航太、汽車、電子零件、運動器材辦公用品方面的應用越趨 廣泛，是應用速度發展最快的金屬材料之一。由於鎂合金在強度、電磁遮蔽、散熱 性、耐衝擊性、耐高溫性、成形加工性、耐蝕性及回收性等都十分優異，國內的3C 廠商也開始將部分產品改以鎂合金製作。然而，傳統以壓鑄為主的製造方式，成形 後材料的顯微結構、組織、以及型態不夠穩定，又缺乏半溶融加工特有的球化晶狀 分佈；並不能完全達到產品在品質上的要求。 自從1971 年美國麻省理工學院的D.B.Spencer 和M.C.Flemings，發明攪動鑄造 （stir cast）加工方式以來，半溶融加工（亦稱為半固態金屬加工技術（SSM； Semi-Solid Metal Casting））在20 多年的研究與發展下，成為新一代的金屬成形方 式。由於採用該技術的產品具有高品質、高性能和高合金化的特點，因此成為鎂合 金成形的主要方式之一。鎂合金在半溶融加工製程的應用下，可以得到許多傳統製 程所無法達到的優點，包括了低成形週期、高疲勞強度、幾乎無收縮孔，以及可近 似成形。然而，半溶融加工成形零件的優點，只有在精準調整製程的條件下，才能 夠彰顯出來。例如原材料如何被適當加熱到特定的半固態溫度（特定的固液相比 例），以及保溫溫度，才能得到較均勻的成形溫度以及球化組織等，如何完成相關 的基礎研究，對於該製程應用之好壞，非常的重要。 因此，本研究將針對半溶融壓鑄鎂合金材料，進行相關的製程研究。包括 1、基礎數據的建立，包括了半溶融鎂合金之成形溫度與不同的固相比（半固態 溫度），以及機械性質之間的關係（尤其是球化組織與材料強度之間的影響）。 2、以有限元素法與有限差分法，建立半溶融鎂合金之數值模擬模型，找出最佳 的成形製程條件。 3、建立完整的實驗設備（半溶融設備、實驗條件以及實驗模具），根據已經建 立完成之半溶融數值模型，進行各項實驗數據驗證，進而修正數值模型。 本研究的最終目的，在於提出半溶融壓鑄應用於鎂合金所需之相關製程條件， 並且整理出一套可行之數值模擬模型，讓開發人員能夠在利用半溶融加工開發鎂合 金產品之前，利用電腦完成最佳化之製程條件設計，以提昇產品之良率以及品質要 求。Abstract
Application of Magnesium alloy has been increasing rapidly in aero-space, automobile, electronic industries and sports office equipments. Magnesium alloy is the lightest metal that extensively used in the industry. It posses the highest specific strength, good magnetic shield, thermal dissipation, resist impact, high temperature and corrosion. Besides, magnesium alloy is easy to fabricate and has excellent recyclability make it one of the most sought-after metals among 3C industry. Many electronic parts, structures are now made from magnesium alloy instead of plastics. However, traditional die casting of the magnesium alloy often produces parts that are micro-structurally inferior to alloys like aluminum. Especially die casted magnesium alloy lacks the spherical crystallization one finds among the semi-solid process, which gives the metal excellent strength
Since Spencer and Flemings of MIT invented stir casting in 1971, semi-solid forming has become one of the advanced manufacturing techniques that were often adopted for fabrication. Products made from semi-solid forming posses high quality mechanical properties, high performance and highly alloyable, that is why many engineers intend to adopt the semi-solid forming as a way for manufacturing magnesium alloy parts. With semi-solid forming, the material do not have to heat to its melting point, so the cycle time is less than other traditional manufacturing method. Uniform and homogeneous spherical crystallization found in semi-solid forming products increase the fatigue strength of the parts. These products contain almost no shrink holes, the final dimensions and form are near-net-shape. The advantage of semi-solid forming can only be achieved under precise control of the process parameters. For example, the manufacture temperature, the solid fraction of the material, and specific hold temperature are all very important during process.
The scope of the research includes:
(1) Establish of the basic manufacturing data, such as (a) material strength-temperature relation
(b) solid fraction, strain rate and temperature vs. viscosity (c) distribution of solid particles related to shapes
(2) Numerical simulation of semi-solid forming of magnesium alloy (3) Semi-solid forming of magnesium automobile steering wheel.
Each stage of the research will expect to last one year. Hopefully, the best combination of the semi-solid forming parameters could be specified and the simulation method could reduce the time required for the design of forming molds.
目錄
中文摘要……… I 英文摘要……… II 目錄……… III 第一章 前言 1 第二章 研究目的 3 第三章 文獻探討 4 3-1 鎂合金簡介 4 3-1-1 鎂合金命名方式 4 3-1-2 鎂合金的優點 4 3-2 半固態成形原理 4 3-3 半固態胚料製造 5 3-3-1 半固態黏漿製造法 5 3-3-2 半固態胚料之適用性 7 3-4 應變導引熔漿活化法 8 第四章 研究方法 9 4-1 近等軸狀晶粒之製備 9 4-1-1 利用大量塑性變形法之改良式SIMA法製程 9 4-1-2 大量塑性變形法 9 4-2 判斷半固態胚料之優劣 9 4-3 加熱方法 10 4-4 金相分析與觀察 10 4-5 可鍛性分析 10 4-6 實驗設備 11 4-7 實驗流程 11 4-7-1 利用ECAE之改良式SIMA法製程 11 4-7-2 金相觀察 12 4-7-3 金相分析 13 4-7-4 击緣鍛造 13 4-7-5 击緣鍛造成形性分析 14 4-7-6 車用鎂合金管件之半固態成形 14 第五章 結果與討論 15 5-1 累積應變量對於半固態溫度下晶粒組織之影響 15 5-2 半固態鍛造之成形性 15 5-2-1 半固態溫度下顯微組織對成形負荷之影響 15 5-2-2 半固態鍛造與熱間鍛造差異 16 5-2-3 車用鎂合金管件半固態鍛造 17 5-3 結論 17 參考文獻 18一、前言
在產品講求輕量化、省能源及環保回收的趨勢下，鋁、鎂、鈦三種輕金屬及其 合金以其比重輕的特性，逐漸成為新世代結構材的主要材料，這些材料製作的產品 輕量化的效果可以與工程塑膠製品一較長短。輕金屬主要的應用，除了汽車輕量化 之外，以3C產品及需要講求輕量化的資訊產品為主，各種新的應用亦陸續出現，且 應用比率仍在增加中。我國的輕金屬產業中，鋁、鈦都早已存在，鎂合金產業則近 年來發展迅速，成為我國基本金屬產業中重要的一環。 鋁、鎂、鈦三種輕金屬中，目前以鎂合金工業的發展最受重視，將鎂合金與一 些常用工程材料的性質作一比較，鎂合金比重1.8，僅略高於工程塑膠，約為鋼鐵的 1/4、鋁合金的2/3，鎂之比強度僅稍微比鈦低一些，但是它的價格卻是低了許多。 很明顯可比較出鎂合金的優越性能，因此傳統上許多應用鋼、鑄鐵、工程塑膠、鋅 合金、甚至鋁合金的地方都有可能以鎂合金取代[1]。鎂合金材料除了密度低，且具 有較佳的比強度外、比剛性、散熱性佳、耐衝擊、耐磨耗性佳、表面性質佳、吸震 性佳且具有磁遮蔽性等特性，在運動休閒、機械、民生、運輸、航太等產業上之應 用已日趨廣泛，其具有優越的散熱性及優良的電磁遮蔽性及耐衝擊性，因此更逐漸 擴及3C 產業與醫療。且因應環境保護潮流下，漸廣為應用於汽車的結構件上，以 減輕重量，增加性能，減少耗油。 目前鎂合金工件的生產技術仍是以鑄造為主，因為應用鑄造方法可以製造出尺 寸穩定的複雜幾何形狀工件，同時也具有較高的生產性。然而，以鑄造所得的鎂合 金工件材料不夠密實，易有氣孔及縮孔形成，造成疲勞強度不足，並不適用於重要 的安全結構件上，鑄造過程中鎂合金為熔融狀態，由於其活性很大，會有危險性。 鑄件肉厚受限制，無法製造太薄的工件。如果應用機械成形，亦即塑性成形的方式， 譬如鍛造，所製造出來的鎂合金工件就如同其他金屬一樣，會因有晶粒流線而比鑄 件有韌性，而且機械成形的方式可以藉擠壓的結果，形成無孔洞的工件，同時，隨 後的熱處理也可以得到更佳的顯微組織，這些都比應用鑄造方法所製造出來的工件 更具有延性及強度，能供汽車安全結構或功能件上的使用。然而鎂合金材料的機械 成形製程仍屬於開發階段，加工技術並不成熟，應用上仍受限制。 目前鎂合金材料以金屬成形的方法製造工件，仍以鍛造為主。而使鎂合金材料 在金屬成形技術上受限制的最主要原因，是鎂金屬原子係以六方最密堆積（Hexagonal Close Packed, HCP）的方式排列。在這種只有一個滑移平面以及三個滑 移方向的原子結構下，鎂合金材料在室溫下所擁有的滑移可能性相當有限，造成延 性非常低、不易成形的特性，而必頇升高溫度，以產生新的變形機制，才足以使材 料變形容易，能夠填滿成形模具內的空間，並令作用力減小，降低製造成本。例如， 將鎂合金材料加熱到溫加工範圍，亦即溫度約在180°C 到240°C 之間，就可以伴隨 著雙晶的形成而有更多附加滑移面的產生，而溫度在300°C 以上，即可擁有再結晶 的過程，而使得鎂合金具有更好的成形性。然而一味的提高溫度以增加鎂合金材料 的成形性並不足夠，因為晶粒會增長，而使機械性能降低。在鍛件幾何形狀十分複 雜時，通常需要應用二或三次不同的鍛造變形過程，才能達到最後的工件幾何幾何 形狀及尺寸。 為了解決以上的問題，我們可利用金屬合金材料於部分熔融或部分凝固的固液
共存狀態下具有特殊流變性質的半固態成形（Semi-Solid Metal Forming，SSF）技術。 半固態成形的溫度範圍介於液態下的鑄造與固態下的鍛造之間，它的優點在於可製 造出無孔洞、近淨形（Near Net Shape）、高品質的金屬鑄件；比鑄造有較少的捲氣 及因為凝固而出現的縮孔。另一方面，也可降低巨觀偏析及表面裂痕，增加方向性 的精密度。由於非樹枝狀晶的結構，使其鑄造能力隨著升高，也增強後處理時機械 性質的改善。比鑄造較低的鑄造溫度和少量保護氣體消耗；比鍛造較低的成形能量 需求和複雜形狀的成形性等。近年來，因工業發展上的需求，不論3C產業或汽車業， 在歐美及日本等工業大國，半固態成形技術已漸獲得工業界的重視與積極投入，是 一新興且未來尚有極大發展空間的新加工技術。 近年來，諸如筆記型電腦、行動電話及數位相機等等的3C產品的框體大多採用 鎂合金製造。此乃因鎂合金具有比一般工程塑膠更佳之高比強度、高傳熱性、可回 收性及具防電磁波干擾（EMI）的遮蔽效應等特性。為了順應產品的小型化與輕薄 化這樣的趨勢，國內外眾多廠商已陸續投入相關的鎂合金成形製程。
在鎂合金的成形技術上，目前主要是以壓鑄法（Pressure die casting）與半固態 成形法（Semi-solid metal forming，SSF）為主流。雖然利用壓鑄法也可以與半固態 成形法一樣，製作出1mm厚以下的薄件金屬，但因其成形溫度較高（熔點以上的純 液態），溫度梯度大易造成變形，且融熔金屬充填時高速的紊流易造成捲氣，因此 成品常含孔洞（porosity），收縮率較大，而流道、湯餅、溢流槽等的廢料量大，所 以需有多道的後續加工。利用SSF製程的話，可以解決這些問題，製作無孔洞、近 淨形（near net-shape）、高品質的金屬鑄件。 半固態成形，是利用金屬合金材料於部分熔融或部分凝固的固液共存狀態下所 具有之特殊流變性質，進行加工的一種方法。藉由半固態溫度、施力模式、冷卻率 與持溫時間等等的控制，可以有效的改變此一特性。然後，再透過不同的加工程序 （如：擠製、壓延、鍛造等等），製成板、棒、線管材或各種機械零件。近年來， 因工業發展上的需求，不論3C產業或汽車業，在歐美及日本等工業大國，半固態成 形加工技術已漸獲得工業界的重視與積極投入，是一新興且未來尚有極大發展空間 的新加工技術。
二、研究目的
半固態加工成形零件的優點，只有在精準調整製程的條件下，才能夠彰顯出來。 在半固態黏漿進入模具成形之前，黏漿固相粒子需具有良好的顯微組織。諸如固相 骨架結構、晶粒的成長與球化的程度，對成形時半固態合金的流變行為都有很大的 影響。晶粒愈近似等軸狀，黏漿的流動性愈好；晶粒尺寸愈小，則產品的機械性質 愈佳。原材料如何被適當加熱到特定的半固態溫度（特定的固液相比例），以及保 溫溫度，才能得到較均勻的成形溫度以及球化組織等，如何完成相關的基礎研究， 對於該製程應用之好壞，非常的重要。 半溶融狀態金屬溶液，在固相率極低的情況下可以視為牛頓流體，可是只要是 固相率稍高度(約大於10%)，則溶液的黏度會隨流動速度、溫度而變化而成為非牛頓 流體[1]，半溶融狀態的溶液中含有多種不同粒徑的結晶粒，這種固液混合液的黏度 也會隨固/液相混合比而產生變化。欲探討鎂合金之半溶融鑄造加工條件與產品特性 之關係，對於上述固相率(固/液相混合比率) ，半溶融溶液的流動速度、溫度與黏度 相互間之關係。 因此，本研究將針對兩種不同的鎂合金材料AZ91、AZ61，進行相關的製程研 究。其中包括 (a) 基礎數據的建立，即半溶融鎂合金之成形溫度與不同的固相比（半固態溫 度），以及機械性質之間的關係（尤其是球化組織與材料強度之間的影響）。 (b) 以有限元素法與有限差分法，建立半溶融鎂合金之數值模擬模型，找出最佳 的成形製程條件。建立完整的實驗設備（半溶融設備、實驗條件以及實驗模 具），根據已經建立完成之半溶融數值模型，進行各項實驗數據驗證，進而 修正數值模型。 (c) 以上述之最佳條件，進行管棒板材之製作，以供其他子計畫進行一系列之成 形性分析，並完成汽車零組件之開發。三、文獻探討
2-1 鎂合金簡介 鎂金屬在地殼中含量約2.5%，為地表所含第八大豐富元素，其製造始於西元 1808年。鎂（Magnesium，Mg）呈銀白色，其結晶結構為六方緊密堆積（HCP）， 比重為1.74g/cm3，熔點為650°C，沸點約1107°C，比熱為0.25cal/g°C，熔解潛熱為 89cal/g，於週期表中屬於2A 鹼土族，原子序為12，原子量為24.32。 2-1-1 鎂合金命名方式 根據ASTM-B275所訂定的鎂合金命名標準，其名稱可分為四個部份，如表2-1[4] 所示，前面兩個英文字分別代表主要和次要的合金元素，數字分別代表主要和次要 的合金元素在合金內的重量比例，第三部分表示同一合金中已規格化之順位，區別 兩種主要元素外其他元素的不同，第四部分表示合金的狀態與性質。 2-1-2 鎂合金的優點 一般來說鎂合金的主要優點有以下幾點： （1） 重量輕：鎂合金的比重是其他常用結構合金中最輕者。 （2） 比剛性、比強度高 （3） 抗凹性優良、震動吸收性良好、耐衝撞：耐撞強度及吸振性較塑膠佳， 尤其是相同抗力下厚度僅塑膠的 1/3。 （4） 尺寸穩定性高 （5） 防電磁波干擾 （6） 放熱性高、散熱佳：傳導率較塑膠好 （7） 切削加工性優良 （8） 符合環保：可回收再利用 利用前述（1）～（4）性質，主要重點用於汽車或自行車之輕量化結構材料。 利用上述（1）、（5）、（6）、（7）的性質，應用在 3C 產品的構造零件，並且因為（8） 這個優點而漸漸將成為塑膠的替代品。 2-2 半固態成形原理 金屬的加工製造過程中，可以發現固體金屬會因為加熱的效應，其變形阻抗會 慢慢地降低，且當球狀化半固態金屬超過固相線時，會有急遽下降並且接近於液體 的阻抗，基於此種現象，故在對金屬進行加工時，升高溫度，使其熔融，較便於製 造且成本較省。金屬的微結構的角度來看，具有細小球狀（spheroidal）的晶粒結構 的產品，機械性質會比樹枝狀晶粒結構還佳 （圖2-1 表示樹枝狀和球狀晶粒的結 構）。在1971年時，美國麻省理工學院 Flemings教授實驗室在對錫-鉛合金做熱裂 處理研究時發現，當金屬在凝固的過程中給予連續的攪拌動作，會把剛生成的樹枝 狀結構破壞成球狀結構，也因為有這種微結構上的改變，所以使黏漿的視黏度降低 許多，如圖2-2所示[5]。所以他們建構一個高溫同心圓柱黏度計，将熔融的錫-鉛合 金放置於同心圓柱體隙縫間，再控制外圓柱的轉動，然後量測在凝固過程中攪拌動 作與視黏度間的關係。他們在這實驗中發現，半固態黏漿的黏度會隨著溫度的降低、 固相晶粒結構的量增加，而逐漸變大，且當給予的剪應力變大、晶粒球化和細化的 程度也會更好，因而造成視黏度的下降。以往之所以沒人考慮在半固態溫度下使金屬成形的主要原因，乃因傳統的樹枝 狀凝固組織結晶對材料的顯微結構產生一重大影響：當凝固中的液體，只要凝固出 約20％體積分率的樹枝狀晶時，這些樹枝狀晶就會互相連結成網狀結構體。此時， 若受到剪應變作用，這些網狀體會產生剪力應變面或是裂縫。而這些裂縫，之後有 可能會被其他尚未凝固的金屬熔液所填補，因而產生了巨觀的偏析；也有可能根本 無法被填補，於是變成了鑄件裂縫。 在1976 年時Joly等人[6]發現即使當固相率（solid fraction）達到60％，在較大 的剪應力作用下仍然可得到跟機油差不多的黏滯係數，這個特殊的性質是因為非樹 枝狀結晶和球狀結晶的微結構所致。且當給予外力作用時，固相成分與液相成分都 會有流動的現象發生，而因為流體在流動時所產生的摩擦力較小，所以液相成分會 先行流動。所以半固態的流動行為機制主要可分為四種（圖2-3），分別為（a）液 相的流動（b）液相帶動固相的移動（c）固相間的接觸滑動（d）固相的塑性變形。 所以Flemings也由實驗的發現而發展出新的成型製造技術：半固態成形 （semi-solid forming） 。藉由半固態黏漿會隨著剪應力的變化而改變視黏度的特性以及攪拌作 用對於晶粒結構的破壞及對外型尺寸的影響變化，使我們可以控制黏漿的黏度到任 何需要的黏滯性，使我們在對半固態黏漿充填模具時所產生的流動行為能較有效的 控制，以避免有紊流與捲氣的現象發生，也可控制攪拌的作用得到成形時所需要的 晶粒結構，以利於成形時的各種需求。 而半固態成形技術，主要是分為兩個階段：第一階段為非樹枝狀的球狀晶材料 製備；第二階段方為半固態成形的技術。關於樹枝狀晶支解成球狀晶的機制， Flemings歸納為三種說法：[7] 1. 樹枝狀晶臂受剪應力作用而斷裂，但對於剛生成的樹枝狀晶臂，其結構較為 完整，小剪應力對其破壞較為不易。 2. 樹枝狀晶臂受力破壞斷裂後，由於粗化作用降低表面能，且有熔湯流動加速 擴散，引發熱不安定產生根部應力而幫助融化。 3. 當攪拌產生的流動應力若未將樹枝狀晶臂打斷時，亦會造成樹枝狀晶臂的彎 曲而產生塑性變形，此時殘留的差排會累積能量，且在此高溫的狀態下，由於差排 能的提升，將導致晶界合併成高角度，而當晶界超過固液界面能的兩倍以上時，熔 液將能把晶界給浸濕穿透，彎曲的晶臂因而從根部處斷裂。 2-3 半固態胚料製造 2-3-1 半固態黏漿製造法 半固態金屬成形技術的要點在固、液相混合的金屬或合金進入成形模具之前， 必頇先將樹枝狀晶支解為具有近等軸的球狀晶微結構，這樣半固態黏漿在成形時才 能獲得較佳的流動性。而半固態黏漿製造法，主要可分為下列七型：凝固擾動法 （ agitation during solidification ） ， 應 變 導 引 熔 漿 活 化 法 （ Strain-Induced Melt Activation，簡稱SIMA），粉末預型部分熔融法（partial melting of powder preforms）， 噴霧沈積材料部分熔融法（partial melting of spray-deposit materials），脈衝放電法 （electric-pulse discharge），液相鑄造法（liquidus casting），以及化學晶粒細化法， 分別敘述如下：
（1）凝固擾動法 由於此法需將材料熔融後，在施以剪切的條件下逐漸冷卻，因此較適用於液相 線較低的金屬材料。擾動之效果可藉由以下種方法達成：機械攪動、電磁攪動、震 動及被動攪動。依次說明如下 1. 機械攪動 1971年MIT之Flemings 研究小組用來量測錫鉛合金流變性的同軸筒，即為機械 攪拌法之最早應用。之後的研究者，則設計出了各種攪拌器轉子的形狀，如打蛋式、 螺旋槳式等（圖2-4[7]）。機械式攪拌主要就是對半固態黏漿直接施予剪應力，將形 成的樹枝狀晶剪切破碎。這種方法的缺點是，攪拌的過程中，激烈的攪動常導致轉 子在熔融的金屬中快速磨耗或沖蝕，且碎渣會滲入材料中形成雜質；有時攪動所產 生的漩渦也可能會將氣體給捲入。 2. 電磁攪動（Electromagnetic Stirring，EMS） 電磁攪拌是將電場與磁場交感產生的磁流力（magneto-hydrodynamic，MHD） 施加在熔融金屬內，使黏漿旋轉攪拌的方法，如圖2-5[7]所示。電磁攪拌可分為水平 式（旋轉軸與模具軸平行）與垂直式（旋轉軸與模具軸垂直）兩種，如圖2-6[8]所示， 而水平式較垂直式更能有效地改變顯微組織。 在電磁攪拌中雖然沒有轉子直接與半熔融金屬接觸而衍生磨耗的問題，但由於 凝固過程中固相結晶漸漸析出，導致流體黏度連續變化，因此電磁感應產生的轉速 及剪切速率較難控制，且當固相分率超過某一極限值時（約30～40％）時，磁流力 就無法有效地攪動黏漿。所以，以EMS所製造的半固態黏漿有其固相率不能太高的 限制，且得到的材料內部顯微組織為薔薇花瓣狀，而不是完全球狀。 3. 震動 一般來說，震動對凝固過程的影響包括細化晶粒、加速結晶、促進混合及除氣， 而其效果隨震動頻率、強度及介質中的靜水壓力（hydrostatic pressure）而有不同； 另外，雜質、容器共振頻率、施加震動的方法等亦有影響。在實驗上已證實使用超 音波震動冷卻中的熔湯，能有效地產生具有非樹枝狀顯微結構的材料。 4. 被動攪動 要改變凝固中的金屬顯微組織，除了前述三種方法外，讓熔融金屬通過一個內 有迂迴通道的容器，並同時施以冷卻也可達到類似的效果；由於擾動是由流體對固 定障礙物的相對運動所產生，因此稱為「被動攪動」。 （2）應變導引熔漿活化法[9] 此製程的主要過程如圖2-7所示。將鑄錠在再結晶（recrystallization）溫度以上 進行擠製，使材料具有方向性，再對材料進行一定量的冷加工。之後再將材料加熱 至半固態溫度區間，在到達再結晶溫度前會先形成細小的等軸晶，當到達半固態溫 度時，晶界區域因熔點較低而熔化，使材料形成細小且分佈均勻的球狀晶顯微結構。 此方法可用以製備高熔點合金材料，但其仍具有加工時間長及尺寸較小等缺點。 （3）粉末預型部分熔融法 將適當比例的金屬粉末混合後，加壓燒結成預型錠料，這種錠料在加熱至部分 熔融狀態時，亦具有半固態胚料的顯微組織及特性。這種製程的最大優點在於其以 金屬粉末為原料，且僅需加熱至部分熔融的溫度，因此可以用來製造熔點高、活性 強的金屬，如醫學工程上用的鈦合金元件。其主要限制在金屬粉末價格昂貴，且混
合、燒結的過程費時較久。 （4）噴霧沈積材料部分熔融法 噴覆鑄造法為非攪動製程，高壓惰性氣體迫使將熔融金屬液通過噴嘴，霧化成 細小的液滴，讓液滴沉積在一基板上，以連續噴覆成形一塊狀的沉積體，裝置如圖 2-8所示。其顯微結構為細微等軸晶粒及極細小的微偏析。而1987年間有研究人員指 出，將噴霧沈積（如osprey法）所得的材料加熱至部分熔融狀態時，亦具有非樹枝 狀晶的顯微組織；運用此法亦可製作半固態金屬基複合材料（MMC）。然而，缺點 是噴覆成形設備較為昂貴且需大量惰性氣體，成本較高，另外則由於材料需經兩次 加熱過程（噴霧前過熱熔融及噴霧後部分熔融），因此能源耗費較多且製程時間較 長。 （5）脈衝放電法 1990年間部分MIT研究人員指出，在凝固初期將2-3千伏特的高壓電利用脈衝放 電至金屬液中，可使其固化組織由樹枝狀晶改變成粒狀晶。然而，由於其效果隨放 電電極間距增大而變差，一次可產生的非樹枝狀晶數量有限，因此工業實用價值不 大。 （6）液相鑄造法 液相鑄造法又為低過熱鑄造法，是將熔湯澆鑄溫度維持液相線溫度或高於液相 線溫度10℃之內，再倒入模具中凝固。此方法可以得到較細小的晶粒，同時樹枝狀 程度也比較小，之後再加熱時，顯微結構可以快速的球化。這方法的原理有點類似 快速凝固機構，或者可說是成核與成長競爭的結果：增加成核速率，並減少成長速 率，就越容易形成微細的晶粒，而晶粒樹枝化的程度也會比較小。另外在合金中添 加異質成核劑，可確保在低過熱鑄造法時能形成良好非樹枝狀的結構。液相鑄造法 之優點在於簡單及花費少，但在工業應用上有其困難性，是因為大尺寸的產品其需 要精準且均勻的溫度控制，目前技術上尚有問題等待解決。 （7）化學晶粒細化法 化學晶粒細化法目前多用於鋁合金的連續鑄造，此技術也被認為可用於非枝狀 胚料的生產。在熔鍊時添加微小的高熔點顆粒（一般添加Ti、B），成為懸浮在金 屬熔液中的顆粒，作為金屬凝固的異質成核位置，可增加異質成核率和抑制枝狀晶 成長，以得到接近球狀的等軸晶顯微組織。但化學晶粒細化法並不單獨使用，大多 與電磁攪伴法和液相鑄造法配合使用。 2-3-2 半固態胚料之適用性 西元 1971 年美國麻省理工學院 Flemings 教授在從事金屬熱裂性實驗研究偶然 發現，若在凝固過程將金屬持續不停攪拌，則結晶顆粒會由傳統靜止時的樹枝狀鑄 造組織改變為球狀晶粒，首先樹枝狀晶會漸漸變為玫瑰花瓣狀，持續地攪拌，它會 慢慢成熟為圓球狀。這種圓球狀顯微組織有特殊的流變特性，這也是使得半固態成 形技術得以迅速發展的關鍵。因此要評估半固態材料是否適用於半固態金屬成形， 有幾個要點可以作為評估依據。一般較少之固相率會降低半固態金屬材料之黏滯 性，依據文獻研究結果顯示，0.4～0.6 之固相率是最適合半固態金屬成形。除了固 相率之限制外，固相結晶形態及其均勻度對半固態成形影響很大，以下是影響要因 之描述[10]： 1. 形狀因子（F）
F＝C2/（4‧π‧A） C：晶粒平均周長 A：晶粒平均面積 F＝1 表示固相結晶形態是完全球狀，如果固相結晶形態不夠球狀，在半固態 成形時，會因固相互相黏結糾纏而失去觸變性。為了確保製程穩定性，形狀因子不 可超過 2。 2. 晶粒大小 較小之固相晶粒會降低半固態金屬材料之黏滯性，也就是晶粒太大會導致半固 態金屬材料之流動性降低。依據研究結果顯示，晶粒大小不可超過鑄件最小厚度之 十二分之一，才適合半固態金屬成形。 3. 固相結晶形態均勻性 固相結晶形態均勻性表示固相結晶與液相之間分佈的均勻性，要是固相結晶集 結在一起與液相分佈不均勻，在半固態成形時，像是完全固相而失去觸變性。要是 固相結晶與液相分佈均勻，將可有效增加半固態成形時金屬材料之流動性。 2-4 應變導引熔漿活化法 在1983年，美國的 K.P.Young 發明了應變導引熔漿活化法，此法之溫度變化 如圖2-7所示。此製程之步驟為：先在再結晶溫度以上將材料進行擠製，使其晶粒的 排列成為有方向性，然後再對材料進行一定量的冷加工。之後，再將此材料加溫到 半固態區間，使材料產生部分的熔解。在加熱的過程中，當溫度到達再結晶溫度時， 材料內部組織會產生回復（recover）及再結晶（recrystallization），形成許多新的、 無應變的細小晶粒成核且成長，慢慢取代原本那些受應力應變的舊晶粒。繼續加熱 超過固相線溫度時，因為晶界區域（差排及雜質聚集處）熔點比較低，所以會先行 熔解，而具較高能量的晶界會被這些熔解的液體所刺穿，造成初始晶粒的破碎，且 液相的存在會促進新形成晶粒的成長與圓球化，因此形成一種分離且微細的球狀固 相顆粒存在於液相基地的混合體。此方法可得到較傳統的製程均勻且細微的晶粒組 織。
四、研究方法
4-1 近等軸狀晶粒之製備 4-1-1 利用大量塑性變形法之改良式SIMA法製程 若金屬塊在室溫經冷加工且其應變量大於一臨界值，則此金屬塊在加熱到某一 溫度後內部會產生回復及再結晶（Recrystalization），並形成大量的細小晶粒。若溫 度繼續升高，再結晶所形成晶粒的晶界由於能量較高會先行熔化，使其成為一種晶 粒懸浮於固態金屬的狀態。應變導引熔漿活化法（SIMA）即是運用此原理製備半 固態黏漿。 本子計畫前兩年的結果發現，傳統的 SIMA 法利用壓縮應變給予冷加工量的方 法，過程中很容易造成胚料裂開，變形量受到限制。因此本研究將傳統晶粒細化上 使用的大量塑性變形法，應用在 SIMA 法中加大加工量。本研究中所選用的大量塑 性變形法為等徑轉角擠製與循環壓縮。此方法的優點在於擠製前後材料的截面積與 幾何形狀沒有太大的改變，故可重覆多次擠製，透過控制擠製溫度與道次可調整材 料的顯微結構及機械性質。 4-1-2 大量塑性變形法近幾年，經由大量塑性變形（Severe Plastic Deformation, SPD）方法產生超細晶 粒，一直是材料科學界關注的焦點。大量塑性變形法擁有在變形前後幾何形狀不會 有太大的改變而且詴體不會有損傷的特性，因此可以反覆累積應變量；且超細晶粒 需均勻的在詴體中形成。因此適用在本子計畫中近等軸狀晶粒。 ECAE是利用一個模具（die），有兩個截面相同的孔徑通道，以Φ角度相交， 而其相交處的外側弧角為Ψ，如圖4-1。詴件大小約與通道的大小相同，將材料從模 具上方的通道放入，經由壓桿（plunger）的擠壓，經過轉角變形後進入另一通道。 材料在經轉角時，會受到一剪變形（simple shear），因而得到很大的剪應變（shear strain），同時也維持棒材的橫斷面積不變。 4-2 判斷半固態胚料之優劣 半固態成形主要原理必頇具備有圓球化的成型胚料，這種圓球狀顯微組織有特 殊的流變特性，這也是使得半固態成形技術得以迅速發展的關鍵。因此要評估半固 態材料是否適用於半固態金屬成形，有幾個要點可以作為評估依據。一般較少之固 相率會降低半固態金屬材料之黏滯性，依據文獻研究結果顯示，0.4～0.6之固相率是 最適合半固態金屬成形。除了固相率之限制外，固相結晶形態及其均勻度對半固態 成形影響很大，以下是影響要因之描述： 1. 形狀因子（F） F＝C2/（4‧π‧A） C：晶粒平均周長 A：晶粒平均面積 F＝1 表示固相結晶形態是完全球狀，如果固相結晶形態不夠球狀，在半固態 成形時，會因固相互相黏結糾纏而失去觸變性。為了確保製程穩定性，形狀因子不 可超過 2。 2. 晶粒大小
較小之固相晶粒會降低半固態金屬材料之黏滯性，也就是晶粒太大會導致半固 態金屬材料之流動性降低。依據研究結果顯示，晶粒大小不可超過鑄件最小厚度之 十二分之一，才適合半固態金屬成形。 3. 固相結晶形態均勻性 固相結晶形態均勻性表示固相結晶與液相之間分佈的均勻性，要是固相結晶集 結在一起與液相分佈不均勻，在半固態成形時，像是完全固相而失去觸變性。要是 固相結晶與液相分佈均勻，將可有效增加半固態成形時金屬材料之流動性。 4-3 加熱方法 據我們查詢到的鎂合金基本性質（如表4-1 表4-2所示），可以發現鎂合金的燃 點大約在550℃上下，當加熱到半固態溫度區間（約420℃～600℃）時，很容易引起 激烈的氧化反應燃燒。因此在加熱時必頇避免半固態的鎂合金接觸到空氣。而避免 接觸空氣的方法主要有以下幾種： 1.抽真空： 利用真空爐加熱或將詴片置放於容器內再將容器內抽成真空狀態（容器可用 石英或不鏽鋼等熔點較鎂合金高的材料製作）。 2.保護膜： 在放置鎂合金的容器中，置入少量不與鎂合金反應、比重比鎂合金輕且熔點 較低的金屬或合金（如：鈹），這樣鎂合金於半固態狀態時，其表面上可浮著一 層金屬或合金保護膜而與空氣隔離。 3.噴氣體： 在半固態鎂合金移出加熱爐準備淬火時，於移動過程中不斷以常溫惰性氣體 （如：氮氣、氬氣）噴溶液表面，直到進入淬火的液體中。 在本實驗當中採用的方法類似上述中的第三種方法，在加熱爐的後方接上高壓 氮氣的管線，使氮氣充滿爐內將空氣逼出，而在詴片移出加熱爐的同時，以噴槍噴 出高壓氮氣於鎂合金詴片表面，以達到隔絕空氣與半固態鎂合金接觸的目的。 4-4 金相分析與觀察 詴片於淬火後，經研磨、拋光、腐蝕後，以金相顯微鏡觀察結晶粒融溶之狀態。 其次利用影像分析軟體，對金相顯微照片做固相率、晶粒大小及形狀因子之分析， 以提高估算的精度及減少量測所需花費的人力及時間。 4-5 可鍛性分析 可鍛性乃是鍛造時材料能產生塑性變形且不破裂損毀的承受能力。影響材料的可 鍛性最重要的因素是溫度。一般來說，材料的可鍛性會隨著溫度的升高而提高，但 溫度超過一定界限後可鍛性反而可能會降低。 可鍛性的評斷方法有很多，包括鍛粗（upsetting）、軋延（rolling）及彎曲成形 （bending）或平面應變測詴（plane strain test）等。這幾種方法皆是以自由表面破裂 處的應變狀態，作為判斷是否會產生破壞的標準。不同的詴驗方法，詴件之自由表 面破裂處應變方向會有所不同，鍛粗時張應變方向為軸向，壓應變方向為環向；平
面應變測詴時則僅於軸向受張應變，並未有壓應變作用，如圖4-2所示。考量實驗的 便利性，圓柱鍛粗詴驗已經成為可鍛性測詴的標準方法。圓柱鍛粗詴驗本子計畫採 用击緣鍛造的方式觀察鍛造成形所需的負荷來判斷其成形性。 4-6 實驗設備 1.100噸油壓式壓床，為協易機械公司製造之SDP-100 型，如圖4-3所示，其沖頭 行程之最小刻度為0.1cm。首先以沖頭下壓對詴片施以壓縮加工，以產生應變量。 2.程式控制之熱處理爐，為詠欣製造之CMF 60 型，如圖4-4所示。其加熱功率為 10KW，加熱溫度可達1200℃。 3.等徑轉角擠製模具：根據文獻中模擬之結果，選取最佳累積應變量之方式，取 Φ = 90°、Ψ = 30°（圖4-5、圖4-6）。 4.击緣鍛造模具（圖4-7、圖4-8）。 5.車用鎂合金管件之半溶融成形模具（圖4-8、圖4-9）。 6.模具加熱設備：感溫的熱電偶鎖在接近模具中央的位置，利用四支加熱棒及一 控溫器，加熱模穴附近至我們所需的工作溫度。 7.5噸萬能材料詴驗機：為弘達製造之電腦式伺服控制材料詴驗機，搭配加熱裝 置，用來進行半固態鍛造（圖4-10）。 8.急冷設備：為容積約5.6公升之水桶，將加熱至半固態之詴片快速丟入桶中淬火 至常溫。 9.高壓氮氣鋼瓶：提供防止鎂合金在爐內自燃的保護氣體。 10.金相觀察，使用之相關設備如熱鑲埋機（圖4-11）、研磨拋光設備（圖4-12）、 拋光液（Al2O3粉末1g加蒸餾水10g）、腐蝕液（硝酸1㏄、醋酸20㏄、水19㏄、 乙二醇60㏄）、酒精（清潔用）、吹風機、金相顯微鏡及照相設備（圖4-13） 等。 11.快乾式MoS2潤滑劑 OKS 511。 12.石墨潤滑劑：黃油與石墨粉末以十比一的比例均勻混合。 4-7 實驗流程 本實驗主要分為兩部份實驗，步驟如下： 4-7-1 利用ECAE之改良式SIMA法製程 為了使等徑轉角擠製不會因為模具的限制，導致無法進行連續的擠製，多道 次的情況下必頇使材料重複升溫降溫，若材料性質對溫度較為敏感，則會影響實 驗結果。於是本實驗選定等徑轉角擠製的路徑為A的方式。Route A變形方式（詳 如表4-3）是在每次擠製之間不翻轉詴片，每擠製一次材料就被剪切一次，因材 料未翻轉任何角度，在接下來的擠製過程中被剪切後之角度就越來越小，可得到 如絲或薄板狀的組織。 流程如圖4-14，詳細步驟如下： 1. 材料準備 將我們所取得經過擠製後的AZ80棒材，利用車床加工成直徑14.5mm、高 40mm的圓柱詴片。 2. 等徑轉角擠製
2-1 模具準備：噴覆快乾式MoS2潤滑劑 OKS 511於模穴內側，等待五分鐘潤 滑劑乾後將兩片模具相互鎖緊，置放於壓床下方平臺上。 2-2 均勻的塗抹潤滑劑於鎂合金圓柱詴片之兩端及圓周面，並置入較短側模穴 內。 2-3 模具插入加熱棒、鎖上熱電偶，並將控溫器溫度調至實驗溫度。 2-4 開啟控溫器，將詴片及模具加熱至所需溫度；並持溫20分鐘，確保詴片均 勻升溫至實驗溫度。 2-5 放置短沖頭於短模穴內，壓床速度設定為0.3mm/s，下降壓床將沖頭壓至 定位，此即為完成一道次。 2-6 上升壓床，翻轉模具為長模穴邊向上，放置長沖頭於長模穴內，壓床速度 設定為0.3mm/s，下降壓床將沖頭壓至定位，此即為完成兩道次。 2-7 若需繼續下一道次的情況下，即再次翻轉模具，反覆由短模穴與長模穴處 進行擠製，增加道次。 2-8 若不需繼續下一道次，則直接鬆開模具螺絲，打開模具取出沖頭與詴片， 將詴片進行淬火，關掉模具加熱裝置。 2-9 按照以上流程，進行AZ80在各個實驗參數下的胚料製備。 3. 升溫至半固態溫度 將詴片置於陶瓷坩鍋裡，再放入可程式控制之熱處理爐內，爐後外接通管 持續灌入氮氣。先將爐內溫度加熱至500℃，再把詴片連同坩鍋一起置入爐內， 持溫5分鐘後開始加熱至半固態溫度區間（AZ80為540℃，固相率約為80％）， 持溫20分鐘後，再從爐內取出迅速投入水中淬火，以保留此溫度下材料之顯微 結構。 4. 淬火後之詴片金相觀察 5. 結果分析與討論 4-7-2 金相觀察 流程如圖4-15，詳細步驟如下： 1. 鑲埋 使用熱鑲埋機鑲埋，壓力15kN、加熱時間7分鐘、冷卻時間6分鐘，製作成 研磨前的詴片材料。 2. 研磨 經過鑲埋好的詴片，將要觀察的那一面先磨平再磨光。首先以粗顆粒的砂 紙磨平，將詴片旋轉90°後，再以較細的砂紙將前一次的研磨痕跡完全磨掉。 使用的砂紙粗細以120號開始研磨，再依序換上240、400、600、1000、1500號 的砂紙，最後以2000號的砂紙研磨磨光。在研磨的過程中，使用水做為濕式研 磨媒介，優點為沖除顆粒、碎屑及冷卻詴片等作用。 3. 拋光 為使詴片表面至光亮的鏡面，必頇用更細的顆粒研磨，這一道手續稱為拋 光。我們實驗中所用顆粒為鑽石膏。將酒精噴灑在旋轉絨布台上，再將少許鑽 石膏塗抹至詴片表面，再將詴片放到絨布上研磨。拋光好的詴片必頇以清水清 潔表面，最後以酒精噴灑（防止表面氧化）及用熱風吹乾詴片表面。 4. 腐蝕
為使我們要觀察的顯微結構突顯出來，必頇利用適當的腐蝕液腐蝕之，實 驗中所使用的腐蝕液是根據 Metal handbook 中的Acetic-picral 配方，成份為： 4.5 g 的苦味酸、10 ml 的冰醋酸、10 ml 純水以及 80 ml 的酒精。將欲觀察 的表面浸入腐蝕液中13秒後，取出用清水洗去腐蝕液，利用吹風機之熱風吹乾 表面後即可觀察。 5. 觀察 將處理完的詴片以光學顯微鏡觀察之，將所觀察到的顯微組織照片，利用 影像截取設備輸出為圖檔。 6. 分析 利用影像處理軟體，進行金相照片的分析，可估算平均晶粒粒徑及計算晶 粒形狀因子。 4-7-3 金相分析 本計畫使用由影像處理及顯示設備製造商Matrox公司研發的Inspector 8軟體作 為後端分析使用。此軟體可做金相照片的處理與粒徑的分析，並可產生報表輸出供 後續研究使用，亦可計算出固相粒子的特性，如尺寸，面積，周長，半徑，以及孔 洞情形，以及產生統計圖表以供分析。Maxtor公司是美國著名的影像軟體與顯示卡 製造業者，其MIL(Matrox Image Library）是一套建構於PC之下的跨平台式影像處理 /視覺檢測發展工具軟體。Inspector是建立在MIL上的視窗介面軟體，他提供的視窗 化圖形操控界面，使用者可立即進行取像、分析、量測及後續數據報表作業。功能 涵蓋影像比對，影像辨識，動態影像監視，取樣，分析，統計，輸出報表。 將金相觀察時，截取設備輸出之圖檔利用此軟體，進行一些影像前處理使軟體 可正確分辨出每個晶粒，再利用軟體內建的功能計算出固相粒子的周長與面積（如 圖4-16所示），以前面所說半固態胚料之適用性中所提到的方法，求得整張金相照 片之形狀因子、平均粒徑，將金相觀察的結果有一個數量化的輸出。 4-7-4 击緣鍛造 此部分實驗主要分為半固態鍛造與熱間鍛造，半固態鍛造的詴片利用第一部份 實驗中利用改良式SIMA法所製備之半固態胚料，熱間鍛造的詴片則是取用鎂合金 原素材。將所得之AZ80半固態胚料與原素材，利用車床加工成圓柱詴片。再利用击 緣鍛造模具成形，鍛造示意圖4-17，實驗流程如圖4-18所示。 （1）半固態鍛造 1. 材料準備 將我們所製備的半固態胚料，利用車床加工成直徑12.0mm、高18.0mm的 圓柱詴片。 2. 半固態击緣鍛造 2-1 將沖頭與基座固定於材料詴驗機上。 2-2 模具準備：將模具模穴內側均勻塗抹石墨潤滑劑，安置於基座上。 2-3 模具插入熱電偶，並將加熱爐溫度調至500℃。 2-4 均勻的塗抹潤滑劑於鎂合金胚料之端面，當模具溫度達到500℃時，將詴 片放進模穴內，打開外接通管持續灌入氮氣。再將加熱爐溫度調至半固態 溫度區間（AZ80為540℃，固相率均約為80％），持溫20分鐘。 2-5 沖頭速度設定為0.3mm/s，下降沖頭壓至定位，即完成半固態击緣鍛造，
擷取位移及負荷數據後，將加熱爐電源關掉。 2-6 待爐內溫度降至500℃後，取出鍛造成品淬火，以備後續分析 3. 詴片觀察 （2）熱間鍛造 1. 材料準備 將原素材利用車床加工成直徑12.0mm、高18.0mm的圓柱詴片。 2. 熱間击緣鍛造 與半固態鍛造步驟大致相同，成形溫度改為400℃與450℃。 3. 詴片觀察 4-7-5 击緣鍛造成形性分析 此部分實驗主要分為：（1）透過擷取鍛造時，位移與荷重資料，分析不同的 半固態胚料性質於成形所需之荷重（2）透過外觀輪廓的成形性檢測，觀察鍛造的 填充性和外觀缺陷。（3）對於成形工件的硬度測詴，本實驗預計將鍛造成品以水 砂輪切割機將材料切割成兩平行之平面，依序由粗砂紙至細砂紙將詴片表面磨平， 以維克氏硬度機來量測成形後成品的硬度變化，來瞭解鍛造成品的強度差異。 4-7-6 車用鎂合金管件之半溶融成形 利用击緣鍛造模具改良，改變击緣鍛造下模，鍛造小型車用鎂合金方向盤管件， 利用加熱爐將模具與胚料升溫到半固態溫度，使鎂合金半熔融黏漿在閉模模穴中流 動鑄造成形。 此部分實驗主要修改击緣鍛造模具之基座部分，將模具基座車製出T型流道，實 驗步驟如同半固態击緣鍛造的程序，成品CAD圖如圖4-19。
五、結果與討論
5-1 累積應變量對於半固態溫度下晶粒組織之影響 圖5-1為AZ80原素材於半固態溫度（540℃，AZ80固相率約為0.8）下之顯微組 織。黑色部份為液相組織，可以從相片中觀察到，液相組織大部份是從晶界的地方 開始熔化，少部份則是從晶粒內部產生，雖然液相的產生有幫助部份晶粒球化的效 果，但液相組織主要集中在某些區域，固液相分佈不均勻，按照半固態球狀晶粒的 變形機構（圖2-3）來看，晶粒與晶粒之間沒有足夠的液相做潤滑，不容易產生相對 滾動的滑移，不利於降低此時的變形阻抗，由於固液相分佈不均勻且圓球化效果不 明顯，因此無法得到進行半固態鍛造所需之胚料性質。 圖5-2～圖5-4，是利用傳統SIMA給予壓縮應變量所製備的詴片於半固態溫度下 的金相顯微組織。可以從結果中發現晶粒大小有較原素材細化效果，且都較原素材 有較圓球化的效果，而固相與液相的分佈也相當均勻，因此可推斷SIMA製程的確 是一個適合製備半固態鍛造所需之胚料的製程方法，但是細化效果和固相與液相分 布之均勻性並沒有到相當良好的效果。由結果中可看出，此製程的最佳製程參數為： 溫度250℃下壓縮40%的壓縮量。 圖5-5～圖5-8，是利用ECAE所製備的詴片於半固態溫度下的金相顯微組織。可 以從結果中發現晶粒大小有相當顯著的細化效果，且都較原素材和傳統SIMA法所 製備的胚料有較圓球化的效果，而固相與液相的分佈也相當均勻，因此可推斷ECAE 製程是一個適合製備半固態鍛造所需之胚料的製程方法，在200℃下進行八道次的擠 製之後具有相當圓球化的效果，且平均粒徑較原素材的平均粒徑細化約25％，也較 傳統SIMA法製備之胚料細化約12％。在擠製溫度較低下進行擠製，雖然外觀沒有 產生缺陷，但在內部有裂縫的產生，如圖5-9。由結果中可看出，此製程的最佳製程 參數為：溫度200℃下進行八道次的擠製。 5-2 半固態鍛造之成形性 5-2-1 半固態溫度下顯微組織對成形負荷之影響 在實驗第二部份中，我們將利用改良式SIMA法所得到的半固態胚料與原素材兩 種不同詴片，於半固態溫度下實際進行击緣鍛造加工詴驗，目的是為了驗證經大量 塑性變形法製備之胚料，在半固態鍛造時能得到較低之成形負荷及較佳機械性質之 成品。 圖5-10是進行半固態鍛造時量測到的位移與負荷圖，我們可以從結果中看出經 大量塑性變形法製備之胚料，在同一成形溫度下，成形所需之負荷的確均較未經任 何處理之原素材為小，只有經ECAE於240℃下擠製四道次之詴片與原素材成形所需 之負荷差異甚小，如圖5-11，由此結果我們可得知，當平均晶粒大小和形狀因子太 大時，並無法有效降低成形所需負荷。 在實驗第一部份中，我們透過金相觀察及影像處理軟體分析，可計算出升溫至 半固態溫度區間時胚料之平均晶粒尺寸及形狀因子。根據過去文獻推導之變形機 制，可推測晶粒形狀越圓球化及平均尺寸越小的胚料，在半固態鍛造時應具有較低 之成形負荷，鍛後所得成品也應具有較佳之機械性質。對照表5-1所得胚料在半固態 溫度下之顯微組織分析結果及圖5-10，可發現實驗結果的確符合我們原先之假設。另外我們從表5-1的結果中，挑出形狀因子及平均晶粒尺寸大小均接近之胚料參 數，將其半固態鍛造所得之位移─負荷關係繪成圖5-12。可看出在半固態溫度下顯 微組織特性相近之胚料，其成形負荷曲線也相當接近，我們再進一步利用統計學上 的分析方法，對結果進行相關係數的計算，得到晶粒尺寸與成形最大負荷之相關係 數為0.726，形狀因子與成形最大負荷之相關係數為0.713，如表5-2，證明兩變數均 與成形負荷呈正相關趨勢。因此，綜合以上分析結果，我們推斷晶粒圓球化效果和 平均晶粒大小為影響半固態鍛造成形負荷的主要因素。 ECAE在溫度200℃下經過四道次與八道次和220℃與240℃下經過八道次擠製 之後，平均晶粒大小都在58μm左右，但成形負荷明顯隨著形狀因子大小而增加，如 圖5-13，在溫度200℃下經過八道次擠製下於半固態顯微組織形狀因子為1.249，依 序為溫度200℃下經過四道次、溫度240℃下經過八道次、溫度220℃下經過八道次， 成形所需之負荷也隨之增加，因此我們可以推斷形狀因子可能為影響半固態成形負 荷的主要影響參數。 若我們取形狀因子相近的胚料觀察其半固態鍛造成形負荷曲線，可發現雖然成 形所需之負荷有隨著晶粒大小增加而變大的趨勢，如圖5-14，但是晶粒大小對於成 形所需之負荷影響的幅度沒有很大，原因可能是由於實驗中使用來進行鍛造的加熱 裝置升溫速率較慢，為了使詴片可均勻升溫至實驗溫度，導致詴片在高溫下持溫時 間過長，促使晶粒成長擴散的速率遠大於再結晶的速率，造成ECAE這兩種製程中 增加擠製道次，並無法有效降低晶粒尺寸。 5-2-2 半固態鍛造與熱間鍛造差異 根據之前的文獻，我們知道鍛造與一般加工方式相較之下，其工件晶粒組織更 細密，且較少出現氣孔等缺陷，具有連續的晶粒流動且為機械性的纖維化狀態，工 件獲得最大方向性的強度，並提高耐衝擊及抗疲勞等機械性質，但是，鍛造成形所 需成形之負荷較大，因此成形所需要的機台設備需求較高導致成本的增加，如圖5-15 為AZ80在溫度400℃和450℃下進行熱間鍛造之位移與負荷圖，成形所需之負荷為半 固態鍛造的兩到三倍，而且在我們實驗機台的最大荷重之下，無論是在400℃或是 450℃下的鍛造成品都無法將击緣的圓角完整的填充，如圖5-16，並不像半固態鍛造 時可以用較小的負荷完全填充鍛造模穴，如圖5-16，因此可推測如果成形之形狀如 果是更複雜的击緣或是其他較複雜的形狀，在熱間鍛造的成形方式下很有可能無法 成形或是有破壞的現象發生。 我們將鍛造之後的成品以水砂輪切割機將材料切割成兩平行之平面，依序由粗 砂紙至細砂紙將詴片表面磨平，在詴片上分別以維克氏硬度機來量測成形後成品上 的14個位置點(如圖5-17)的硬度變化，來瞭解鍛造成品的強度差異，結果如圖5-18 所示，400℃與450℃下熱間鍛造成品之平均維克氏硬度值分別為62.2與53.9，半固態 鍛造之成品平均維克氏硬度值雖較小於熱間鍛造，但其中以ECAE於200℃下經八道 次擠製製備之胚料在經過半固態鍛造成形之後的平均硬度值為55.3，以這個實驗結 果中可以發現，擁有較小平均晶粒之胚料在經過半固態鍛造成形之後的機械強度， 並不會與熱間鍛造之後的成品有相當大的差距，甚至比450℃下熱間鍛造成品有更高 的硬度值，因此可以推測半固態鍛造確實為一個可保留鍛造成形之優點，並且可在 較低的負荷下成形較複雜的成形品。
5-2-3 車用鎂合金管件半固態鍛造 首先以不同的沖頭行程了解半固態成形時的流動情況，如圖5-19所示，我們可 以與本子計畫第二年所做的半固態壓鑄模型的流動情形相互驗證，證明第二年所設 定的模擬參數的確可以有效模擬半固態成形的成形機制。圖5-20為ECAE不同道次製 程所製備之胚料經過半固態成形之後的成品，圖5-21為成形後經過加工後，車用鎂 合金方向盤的完成品。 5-3 結論 本研究是以鎂合金AZ80為實驗材料，藉由利用大量塑性變形法之改良式SIMA 法及調整各種製程參數，以觀察胚料在半固態溫度下之金相顯微組織的方式，尋找 最佳半固態胚料之製備條件，並進行击緣鍛造探討鎂合金之鍛造成形所需負荷，探 討半固態鎂合金胚料的顯微組織對鍛造加工成形性之影響。總結實驗的結果可以歸 納如下： 1. 利用循環壓縮製程，隨著擠製道次的增加，在半固態溫度下顯微組織的有趨 近球狀晶的效果，且固液相分佈相當均勻，因此，循環壓縮的確適用來製備 半固態鍛造之胚料。 2. 利用循環壓縮製程製備之胚料，升溫到半固態溫度下的晶粒組織平均粒徑大 小並不如預期有明顯細化的效果，可能是此製程累積的應變量不夠大，因此 再結晶的現象並沒有比晶粒成長的效果來得明顯，所以沒有明顯晶粒細化的 效果，所以我們判斷循環壓縮此製程最佳參數為220℃下進行多道次的壓縮。 3. 利用等徑轉角擠製，製備之胚料升溫至半固態溫度下的粒徑大小明顯有顯著 的細化效果，圓球化的效果也相當優良，且固相與液相組織分佈均勻，因此 我們可知等徑轉角擠製製程為一個良好的製備半固態成形用之胚料的製程。 4. 利用等徑轉角擠製製程，在擠製溫度200℃、道次八次的參數下，可使AZ80 材料具有最佳的半固態胚料性質。 5. 在進行半固態击緣鍛造，胚料在半固態溫度下，晶粒形狀越圓球化及平均粒 徑大小越小的胚料，成形所需之負荷越小。 6. 在進行半固態击緣鍛造，胚料半固態溫度下的晶粒圓球化效果和平均晶粒大 小為影響半固態鍛造成形負荷的主要因素。 7. 擁有較小平均晶粒之胚料在經過半固態鍛造成形之後的機械強度，並不會與 熱間鍛造之後的成品有相當大的差距，因此可以推測半固態鍛造確實為一個 可保留鍛造成形之優點，並且可在較低的負荷下成形較複雜的成形品。
參考資料
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表 2- 1 鎂合金命名方式
第一部份 第二部份 第三部份 第四部份 代表意義 表 示 兩 種 主 要 的合金元素，含 量高者在前 表示兩種主要元 素的含量，順序 同第一部份 表 示 同 一 合 金 中 已 規格化之順位，區別 兩 種 主 要 元 素 外 其 他元素的不同 表示合金的狀態與性 質 表示法 用 兩 個 英 文 字 母 代 表 最 多 與 次 多 之 合 金 元 素（若百分比相 同，則按字母順 序排列） 用兩個數字表示 第一部份合金元 素的百分比含量 由 一 個 英 文 字 母 表 示 其 成 為 標 準 之 序 列號 由一個字母和數字組 成 符號說明 A 鋁 元素含量百分比 四捨五入至整數 位 A－第一種標準成份 B－第二種標準成份 C－第三種標準成份 D－高度存合金 E－高抗蝕性合金 X1－尚未在 ASTM 登記的合金 F－製作狀態 O－退火 H10、H11－應變強化 H24、H26－應變強化 及部份退火 T4－固溶處理 T5－只時效處理 T6－固溶處理後時效 處理 B 鉍 C 銅 D 鎘 E 稀土元素 F 鐵 H 釷 K 鋯 L 鈹 M 錳 N 鎳 P 鉛 Q 銀 R 鉻 S 矽 T 錫 Z 鋅表 2- 2 等徑轉角擠製不同路徑下的旋轉角度
表 4-1 AZ91 材料性質表
物理的性質 密度(20℃) 1.81（Mg/m3） 液相線温度 598～（℃） 固相線温度 468（℃） 溶解開始温度 420（℃） 燃點 532（℃） 線膨張係数(20－200℃) 27.2（×10-6/℃） 比熱 0.8（kJ/kgK） 融解潛熱 373（kJ/kg） 熱傳導率 － 電氣抵抗率 143（nΩ・m） 室温下標準機械性質 拉伸強度指標 200～250MPa 拉伸強度 230（MPa） 拉伸降伏應力 150（MPa） 壓縮降伏應力 165（MPa） bearing 降伏應力 － bearing 強度 － 剪斷強度 140（MPa） 硬度，ＨＢ 63 硬度，ＨＲＥ 75 疲勞強度 97（MPa） sharpyー衝撃吸收 energy（無 notch） － sharpyー衝撃吸收 energy（有 v-notch） 2.7（J）縱彈性係數 45（GPa） 剪斷彈性係數 17（GPa）
poisson's ratio 0.35
備考 疲勞強度：R.R.Moore type test: 5×108 cycles
表 4-2 AZ61 材料性質表
物理的性質 密度(20℃) 1.8（Mg/m3） 液相線温度 610～（℃） 固相線温度 525（℃） 溶解開始温度 418（℃） 燃點 559（℃） 線膨張係数(20－200℃) 27.2（×10-6/℃） 比熱 1.05（kJ/kgK） 融解潛熱 373（kJ/kg） 熱傳導率 80（W/m・K） 電氣抵抗率 125（nΩ・m） 室温下標準機械性質 拉伸強度指標 300～350MPa 拉伸強度 305（MPa） 拉伸降伏應力 205（MPa） 壓縮降伏應力 130（MPa） bearing 降伏應力 285（MPa） bearing 強度 470（MPa） 剪斷強度 140（MPa） 硬度，ＨＢ 60 硬度，ＨＲＥ 72 疲勞強度 － sharpyー衝撃吸收 energy（無 notch） 4.1（J） sharpyー衝撃吸收 energy（有 v-notch） －縱彈性係數 45（GPa） 剪斷彈性係數 17（GPa） poisson's ratio 0.35 備考 壓縮降伏強度:0.2％ offset 時、 HB：荷重 500kg,球徑 10mm、 bearing 強度 bearing 降伏 強度：pin 直徑 4.75mm
表 4-3 等徑轉角擠製不同路徑下的旋轉角度
表 5- 1 AZ80 經 ECAE 製備胚料於半固態溫度下顯微組織
200℃
220℃
240℃
4
8
4
8
4
8
應用 ECAE
之改良式
SIMA 法
形狀因子 1.279
1.249
1.269
1.312
1.321
1.299
平均粒徑 58.29
58.32
60.51
59.71
72.20
58.36
原素材
形狀因子 1.438
傳統 SIMA 法：
250℃40%壓縮量
形狀因子 1.360
平均粒徑 77.95
平均粒徑 66.40
平均粒徑單位(μm)
表 5- 2 半固態鍛造成形最大負荷與胚料之相關性
成形最大負荷(N) 形狀因子 平均粒徑(μm) As extruded 10723.57 1.438 77.95 ECAE 200℃ 4 passes 8004.188 1.279 58.29 ECAE 200℃ 8 passes 4232.55 1.249 58.32 ECAE 220℃ 4 passes 7951.232 1.269 60.51 ECAE 220℃ 8 passes 8738.215 1.312 59.71 ECAE 240℃ 4 passes 10430.35 1.321 72.20 ECAE 240℃ 8 passes 8390.079 1.299 58.36 CCDC 220℃ 8 passes 9536.967 1.289 74.92 形狀因子與成形最大負荷之相關係數 0.7132 平均晶粒與成形最大負荷之相關係數 0.7259圖 2- 1 （a）為樹枝狀晶（b）為球狀晶
圖 2- 2 在不同剪力率下冷卻之錫鉛合金視黏度與固相率關係圖[5]
圖 2- 4 機械式攪拌[7]
圖 2- 6 電磁攪拌線圈排列形式[8]（a）水平式 （b）垂直式
圖 2- 8 噴覆成形裝置示意圖
圖 4- 2 可鍛性實驗應力方向示意圖
圖 4-5 等徑轉角擠製模具外觀圖
圖 4-7 击緣鍛造模具外觀圖
（a） （b） （c） （d）圖 4-8 击緣鍛造模具圖
（a）基座（b）模穴（c）墊塊（d）沖頭圖 4-9 击緣鍛造模具基座改為車用管件成形用
圖4-11 熱鑲埋機 圖4-12 研磨拋光設備
材料準備 車製成詴片 改變製程參數 半固態胚料 加熱至半固態溫度 淬火 結果分析與討論 金相觀察 等徑轉角擠製 實驗溫度 壓縮道次
圖 4-14 利用 ECAE 之改良式 SIMA 法 流程圖
準備詴片
熱鑲埋詴片
研磨詴片
詴片腐蝕
金相觀察
拋光詴片
金相拍攝
金相分析
圖 4-15 金相觀察 流程圖
圖 4-16 Matrox Inspector 8 影像分析軟體
最佳參數製備之半固態胚料 車製詴片 製程參數： 540℃、 沖頭速度0.3mm/sec 擷取鍛造成形數據 熱間击緣鍛造 鍛造成品分析 半固態击緣鍛造 原素材 車製詴片 製程參數： 400℃、450℃、 沖頭速度0.3mm/sec
