5083 鋁合金低溫超塑性研發 與變形機構分析

國立中山大學

材料科學與工程研究所 博士論文

指導教授 黃志青 博士

5083 鋁合金低溫超塑性研發 與變形機構分析

研究生 蕭一清 撰

中華民國 九十 年 一 月

目錄

目錄……….i

表目錄………v

圖目錄………..………vii

謝誌……….xvi

論文提要………...………..………...xvii

第一章 研究背景與方向………..…1

1.1 超塑性之簡介與鋁合金之應用………..1

1.1.1 超塑性之簡介………..1

1.1.1.1 細晶粒超塑性………..………2

1.1.1.2 內應力超塑性……….……….4

1.1.1.3 高應變速率超塑性………..4

1.1.1.4 粗晶粒超塑性……….……….5

1.1.1.5 其它………..……6

1.1.2 低溫超塑性之簡介………..6

1.1.3 超塑性鋁合金之運用………..7

1.2 細晶粒超塑性材料之特性………..9

1.2.1 第二相………..9

1.2.2 晶界的性質………..………..10

1.2.3 織構與晶粒的形狀………10

1.3 Class I 固溶合金之特性………...11

1.4 鋁鎂合金之超塑性研究………12

1.4.1 晶粒尺寸………12

1.4.2 鎂濃度………12

1.4.3 第三元素的添加………14

1.4.4 四元合金………18

1.4.5 加工方式………19

1.5 電子背向散射繞射之介紹………22

1.5.1 電子背向散射繞射的基本原理與系統裝設組成………22

1.5.2 EBSD 之應用……….23

1.6 織構分析………25

1.6.1 熱機處理過程中織構之形成與影響織構之因素………25

1.6.2 織構之表示………26

1.6.3 取向分佈函數之應用………27

1.6.4 有關鋁合金之織構之研究………29

1.7 5083 鋁鎂合金超塑性之研究………...31

1.7.1 目前有關 5083 鋁鎂合金超塑性之研究………..31

1.7.2 5083 鋁鎂合金低溫超塑性開發之目的………...34

第二章 實驗方法………36

2.1 實驗材料………36

2.2 加工製程………36

2.3 機械性質測試………37

2.4 微組織觀察………38

2.4.1 析出物………38

2.4.2 晶粒結構………38

2.4.3 顯微觀察………39

2.5 微織構觀察………39

第三章 結果與討論………41

3.1 機性試驗測試結果………41

3.1.1 ARA 試片與 TMT3 之比較………..41

3.1.2 TMT3 試片受應變速率、溫度與時間之影響………44

3.1.3 熱機處理中不同軋延量之試片比較………45

3.1.4 相同軋延量但不同熱機處理條件試片比較………48

3.1.5 綜論熱機處理過程與低溫超塑性之關連………50

3.2 拉伸試片的截面機縮減率………52

3.3 顯微結構的變化………52

3.3.1 析出物………52

3.3.2 超塑拉伸前的微組織變化………53

3.3.3 超塑拉伸後的微結構變化………56

3.4 織構組織與晶界性質的變化………57

3.4.1 熱機處理條件對織構組織與晶界性質的影響………59

3.4.1.1 冷加工與溫加工所產生的影響………59

3.4.1.2 相同熱機處理中不同軋延量所產生的影響………60

3.4.1.3 不同熱機處理過程之影響………61

3.4.2 恆溫靜置退火過程中織構組織及晶粒取向的變化………62

3.4.3 拉伸過程中織構組織及晶粒取向的變化………63

3.4.4 探討合併加工應變量與拉伸應變量對晶界性質之影響………65

第四章 數據分析………66

4.1 彈性係數對溫度效應………66

4.2 變形機構分析………67

4.2.1 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間………..68

4.2.1.1 表面應變速率敏感值………68

4.2.1.2 表面活化能………68

4.2.1.3 門檻應力值與真實應變速率敏感值………70

4.2.1.4 真實活化能………71

4.2.1.5 晶粒尺寸指數………72

4.2.1.6 230 ~ 250 ^oC 之溫度區間………..74

4.2.2 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間……….…….75

4.2.2.1 表面應變速率敏感值………75

4.2.2.2 表面活化能………76

4.2.2.3 門檻應力值與真實應變速率敏感值………76

4.2.2.4 真實活化能………76

4.2.3 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間……….……….78

4.2.3.1 表面應變速率敏感值………78

4.2.3.2 表面活化能………79

4.2.3.3 門檻應力值與真實應變速率敏感值………79

4.2.3.4 真實活化能………79

4.2.4 探討 ARA 試片可能之變形機構 … … … ..80

第五章 結論………82

第六章 參考資料………91 表……….……..94-124 圖……….125-261

表目錄

表 1-1 文獻上已報導關於 Al-Mg 系之高溫或低溫超塑性……….………94

表 1-2 {011}<2 1 1> 與 {110}<001> 之尤拉角度………...……97

表 1-3 面心立方晶系金屬常見之軋延織構………...……....98

表 2-1 5083 鋁合金之組成 (wt%)………..…..….99

表 2-2 各種試片之熱機處理條件……….100

表 3-1 AR 試片與各種經過不同溫度退火後 TMT3 試片之室溫機械性質比較 ….…..101

表 3-2 ARA 試片與 TMT3 試片在高於室溫溫度之機性測試比較 … … … 102

表 3-3 TMT3 試片在經過不同溫度 30 分鐘的退火所得機械性質 … … … 105

表 3-4 TMT3 試片升溫至 250 ^oC 後，分別再靜置 0 ~ 60 分鐘所得機械性質 … … … . . 1 0 6 表 3-5 AR、ARA 試片以及七種不同熱機處理後試片之室溫機械性質 … … … ....107

表 3-6 TMT1、TMT2、TMT3 及 TMT4 試片之機性測試比較 … … … .108

表 3-7 TMT3、TMT3a 及 TMT3b 試片之機性測試比較 … … … 109

表 3-8 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1 的條件下，分別拉伸至不同的伸長量

(e)，其相對之真實應變 (ε) 及試片的局部真實應變 (

ε′

) … … … 110

表 3-9 TMT2 與 TMT2a 試片之晶界角度分佈及共位晶界所佔比例………111

表 3-10 TMT1、TMT2、TMT3 及 TMT4 試片之晶界角度分佈及共位晶界所佔比例 …112 表 3-11 TMT3、TMT3a 與 TMT3b 試片之晶界角度分佈及共位晶界所佔比例……...113

表 3-12 剛熱機處理後之 TMT3 試片，並升溫至 250 ^oC，及分別維持 30、60 分鐘後之 晶界角度分佈及共位晶界所佔比例……….114

表 3-13 TMT3 試片從升溫及拉伸過程中之晶界角度分佈及共位晶界所佔比例……..115

表 4-1 TMT3 試片在 200、230 及 250 ^oC 及各應變速率的條件下，所擷取ε = 0.4

之真實應力值……….116

表 4-2 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 3、3.5 及 4 帶入

ε& 對σ作圖，

¹ⁿ

分別求得各 n 值相關之門檻應力值及線性關係精確度 (r)………….…….117

表 4-3 TMT3 試片升溫至 250 ^oC，並恆溫靜置 0 ~ 60 分鐘後，再於 1x10^-3 s^-1的條件下 進行拉伸，並擷取真實應變等於 0.4 之真實應力值，及恆溫靜置當時之晶粒尺 寸……….118

表 4-4 TMT3 試片在 300、350 及 400 ^oC 及各應變速率的條件下，所擷取ε = 0.4

之真實應力值……….119

表 4-5 TMT3 試片在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 2.5、3 及 3.5 帶入

ε& )之對σ

¹ⁿ 作圖，分別求得各 n 值相關之門檻應力值及線性關係精確度 (r)………….120 表 4-6 TMT3 試片在 450、500 及 550 ^oC 及各應變速率的條件下，所擷取ε = 0.4 之真

實應力值……….121

表 4-7 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 1.5、1.8 及 2.0 帶入

ε& 對σ

¹ⁿ 作圖，分別求得各 n 值相關之門檻應力值及線性關係精確度 (r)… … … .122 表 4-8 ARA 試片在 250、450、500 及 550 ^oC 及各應變速率的條件下，所擷取ε = 0.3

之真實應力值……….…………123

表 4-9 TMT3 試片於低溫、中溫及高溫，分別所求得變形機構相關數據之平均代表值，

以及在各溫度區間所推測可能之變形機構與變形機構中控制速率之主要擴散 步驟……….124

圖目錄

圖 1-1 細晶材料之高溫變形行為………..…….….…..125

圖 1-2 晶界滑移對差排滑移兩機構對晶粒細化之關係圖………..…………..126

圖 1-3 電子背向散射繞射形成原理示意圖………..………..127

圖 1-4 電子背向散射繞射儀基本架設系統………..………..128

圖 1-5 (a) 旋轉共位晶界；(b) 傾斜共位晶界之示意圖 … … … . . … … … .129

圖 1-6 (a) 一單晶立方晶系金屬在 {100} 立體投影空間之投影示意圖；(b) 單一晶粒 之投影圖；(c) 具有織構之多晶金屬之投影圖；(d) 在極圖上投影點之密度分 佈；(e) 以等高線來表示密度之分佈 … … … . . . … … … . . … . . 1 3 0 圖 1-7 立方系金屬在 (100)、(110)、(111) 極圖上，一些常見之織構組成 … … … … . 131

圖 1-8 Bunge 對軋延板材所定義之尤拉角 … … … ...132

圖 1-9 (a) 由三個尤拉角 (φ1、Φ、φ2) 所構成之尤拉空間； (b) 分別以

φ

2 為 0, 5, 10 …90^o之區隔，將尤拉空間展開 … … … 133

圖 1-10 面心立方晶系金屬在尤拉空間上所常見之織構組織，並呈現連續管狀分佈之

α-fiber

與

β-fiber………..134

圖 2-1 AR 試片之 (a) S 面；(b) T 面；(c) L 面，OM 照片 … … … . … . … … 1 3 5 圖 2-2 5083 鋁合金拉伸試片之尺寸規格………137

圖 3-1 ARA 試片 (a) 在 250 ^oC 及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(b) 在固定應變速 率為 1x10^-3 s^-1 的條件下，分別於 250 ~ 550 ^oC 進行拉伸實驗所得之試片外 觀……….………..………..138

圖 3-2 TMT3 試片在 (a) 230 ^oC；(b) 250 ^oC，及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(c) 固 定應變速率為 1x10^-3 s^-1的條件下，於 200 ~ 550 ^oC 拉伸之試片外觀 … .. … ..140 圖 3-3 ARA 試片與 TMT3 試片，於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，兩者拉伸真實應力

應變曲線之比較圖……….………..143

圖 3-4 ARA 試片與 TMT3 試片，於 300 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，兩者拉伸真實應力 應變曲線之比較圖……….……….……….………..144

圖 3-5 ARA 試片與 TMT3 試片，於 550 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，兩者拉伸真實應力 應變曲線之比較圖…….………..……..145

圖 3-6 TMT3 試片在 250 ^oC 時，伸長量與初始應變速率之關係 … … … … . … … … … ..146 圖 3-7 TMT3 試片在固定應變速率為 1x10^-3 s^-1 的條件下，伸長量與拉伸溫度之關

係.147

圖 3-8 TMT3 試片在固定應變速率為 1x10^-3 s^-1的條件下，抗拉強度與拉伸溫度之關 係………...………..148

圖 3-9 TMT3 試片分別在 200、250、270、300、350、500 及 550 ^oC，及應變速率為 1x10^-3 s^-1的條件下，拉伸之真實應變應力曲線圖 … … … … . … … . … … . … … . … 149 圖 3-10 TMT3 試片分別在 100、150、200、250 ^oC 退火 30 分鐘後，在於 250 ^oC 及 1x10^-3

s^-1的條件下，與未經退火 TMT3 試片之拉伸真實應力應變曲線比較圖 ….…..150 圖 3-11 TMT3 試片在 250 ^oC 分別恆溫靜置 0 ~ 60 分鐘後，再於 1x10^-3 s^-1的測試條件

下，所得之拉伸真實應力應變曲線比較圖 … … … . … … … … ..151 圖 3-12 TMT1 試片在 (a) 250 ^oC，及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(b) 固定應變速

率為 1x10^-3 s^-1的條件下，於 250 ~ 550 ^oC 拉伸之試片外觀 … … … … . … ...…..152 圖 3-13 TMT2 試片在固定應變速率為 8x10^-4 s^-1的條件下，於 230 ~ 270 ^oC 拉伸試之試

片外觀……….154

圖 3-14 TMT4 試片在 (a) 250 ^oC，及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(b) 固定應變速 率為 1x10^-3 s^-1的條件下，於 230 ~ 550 ^oC 拉伸之試片外觀………….……..155

圖 3-15 TMT1、TMT2、TMT3 及 TMT4 試片，在固定應變速率為 1x10^-3 s^-1或 8x10^-4 s^-1 的測試條件下，伸長量與拉伸溫度之關係圖……….………157

圖 3-16 TMT1、TMT2、TMT3 及 TMT4 試片，在固定拉伸溫度為 250 ^oC 的條件下，

伸長量與起始應變速率之關係圖………..…………...158

圖 3-17 TMT1、TMT2、TMT3 及 TMT4 試片，在 250 ^oC 及 1x10^-3或 8x10^-4 s^-1 的

條 件 下 之 拉 伸 真 實 應 力 應 變 曲 線 比 較

圖……….159

圖 3-18 TMT1、TMT3 及 TMT4 試片，在 300 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下之拉伸真實應力 應變曲線比較圖……….160

圖 3-19 TMT1、TMT3 及 TMT4 試片，抗拉強度 (UTS) 與溫度之關係圖 … … … … ..161 圖 3-20 TMT1、TMT3 及 TMT4 試片，在 550 ^oC 及 2x10^-3 s^-1的條件下之拉伸真實應力

應變曲線比較圖……….162

圖 3-21 TMT3、TMT3a 及 TMT3b 試片，(a) 伸長量；(b) 抗拉強度 (UTS)，與拉伸溫 度之關係圖……….163

圖 3-22 TMT3a 試片在 (a) 250 ^oC，及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(b) 固定應變 速率為 1x10^-3 s^-1的條件下，於 250 ~ 500 ^oC 拉伸之試片外觀. … … … … . … … . 1 64 圖 3-23 TMT3b 試片在 (a) 250 ^oC，及各種應變速率下之拉伸試片外觀；(b) 固定應變

速率為 1x10^-3 s^-1的條件下，於 250 ~ 500 ^oC 拉伸之試片外觀 … … … ..166 圖 3-24 TMT3、TMT3a 及 TMT3b 試片，在固定拉伸溫度為 250 ^oC 時，伸長量與起始

應變速率之關係圖……….167

圖 3-25 TMT3、TMT3a 及 TMT3b 試片，在 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下之拉伸真實應 力應變曲線比較圖……….168

圖 3-26 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，拉伸至不同伸長量後，在標距區域 中之 (a) 厚度；(b) 寬度；(c) 截面積，隨位置而變化之情形 … … … .169 圖 3-27 TMT3 試片在 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，分別拉伸至 10、20、108、153 及

216%之拉伸試片外觀………170

圖 3-28 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，拉伸至不同伸長量後，在標距區域 中 (a) RW/RT隨位置而變化之情形；(b) R 值隨局部真實應變之增加而變化之情 形………...……….……….171

圖 3-29 TMT3 試片於 250 ^oC 退火一小時後，所得析出物之 (a) TEM 照片；(b) 繞射圖；

(c) EDS 分析之結果。結果顯示析出物應為 Al-Mg 之組成….………..…172

圖 3-30 TMT3 試 片 分 別 於 (a) 250 ^oC ； (b) 550 ^oC ， 退 火 一 小 時 後 之 TEM 照 片….…….174

圖 3-31 ARA 試片之 (a) S 面；(b) T 面；(c) L 面，OM 照片 … … … … . . … … . . … … … . 1 75 圖 3-32 (a) TMT3 試片之 TEM 亮視野照片；(b)-(d) 利用選區繞射所得 TMT3 試片幾種

不同繞射圖形。 (b) 為 [110] zone； (c) 靠近 [112] zone ；(d) 靠 近 [100]

zone………...………..177

圖 3-33 (a)-(b) TMT3 試片升溫至 250 ^oC；並恆溫靜置 (c)-(d) 10 分鐘；(e)-(f) 20 分鐘；

(g)-(h) 30 分鐘；(i)-(j) 40 分鐘；(k)-(l) 50 分鐘；(m)-(n) 60 分鐘，之 TEM 亮視 野照片及其繞射圖形……….……….……...179

圖 3-34 TMT3 試片升溫至 250 ^oC 後，再分別靜置 0 ~ 60 分鐘，(次) 晶粒尺寸隨靜置時 間而變化至情形……….185

圖 3-35 TMT3 試片升溫至 270 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … … … … . . … 1 8 6 圖 3-36 TMT3 試片升溫至 300 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … … … ..188 圖 3-37 TMT3 試片升溫至 350 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … . . … . . … … . . 1 9 0 圖 3-38 TMT3 試片升溫至 400 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 …...…....…...192 圖 3-39 TMT3 試片升溫至 450 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … … … . . … … 1 9 4 圖 3-40 TMT3 試片升溫至 500 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … … … ..196 圖 3-41 TMT3 試片升溫至 550 ^oC 之 (a) S 面；(b) T面；(c) L面，OM 照片 … … … … . . … 1 9 8 圖 3-42 TMT3 試片之有效平均晶粒尺寸 (dave) 隨拉伸溫度升高而變化之情形 … … . . 2 0 0 圖 3-43 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，分別拉伸至局部真實應變 (ε′) 為 (a)

ε′

= 0.1；(b)

ε′

= 0.25；(c)

ε′

= 0.97；(d)

ε′

= 1.31；(e)

ε′

= 2.21 之 TEM 亮視野 照片及其相對之繞射圖形………....……….……….…...201

圖 3-44 TMT3 試片在 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，於拉伸過程中，(次) 晶粒尺寸隨 著 (a) 局部真實應變 (

ε′

)；(b) 拉伸時間而變化之情況與恆溫靜置試片之比 較………..…...206

圖 3-45 TMT3 試片透過 EBSD 分析所得之 (a) 晶界角度分佈趨勢；(b) 共位晶界分佈 之圖例……….207

圖 3-46 (a) ~ (j) 為 TMT1 試片透過 EBSD 分析十次所得之 (100) 極圖，其中 (a) ~ (g) 分析面積較小，(h) ~ (j) 分析面積較廣 … … … . . … … . 2 0 8 圖 3-47 (a) ~ (j) 為 TMT1 試片透過 EBSD 分析十次所得試片法線方向之反極圖，其中 (a) ~ (g) 分析面積較小，(h) ~ (j) 分析面積較廣 … … … . . … … … … . . . 2 0 9 圖 3-48 完全散亂之晶界角度分佈趨勢示意圖。其中低角度晶界、中間角度晶界及高角

度晶界所佔比例分別為 2%、19%及 79%……….………...210

圖 3-49 TMT1 試片透過 EBSD 分析所得十次結果。(a) 低角度、中間角度及高角度晶 界所佔比例；(b) 共位晶界及Σ=3ⁿ之晶界所佔比例………….……….211

圖 3-50 ARA 試片透過 EBSD 分析所得 (a) (100) 極圖；(b) 試片法線方向之反極圖..218 圖 3-51 (a) TMT2 試片透過 EBSD分析五次所得 (100) 極圖；(b) TMT2a 試片透過 EBSD

分析三次所得 (100) 極圖………...….213

圖 3-52 (a) TMT2 試片透過 EBSD 分析五次；(b) TMT2a 試片透過 EBSD 分析三次所得 試片法線方向之反極圖……….…215

圖 3-53 (a) TMT2 試片；(b) TMT2a 之晶界角度分佈趨勢 … … … . … … … . … 217 圖 3-54 TMT3 試片透過 EBSD 分析七次所得之 (a) (100) 極圖；(b) 試片法線方向之反

極圖………...218

圖 3-55 TMT4 試片透過 EBSD 分析十次所得 (a) (100) 極圖；(b) 試片法線方向之反極 圖………...220

圖 3-56 (a) TMT1；(b) TMT2；(c) TMT3；(d) TMT4 之晶界角度分佈趨勢………....222 圖 3-57 TMT3a 試片透過 EBSD 分析七次所得 (a) (100) 極圖；(b) 試片法線方向之反

極圖………...…..223

圖 3-58 TMT3b 試片透過 EBSD 分析六次所得 (a) (100) 極圖；(b) 試片法線方向之反 極圖……….…225

圖 3-59 (a) TMT3 試片剛升溫至 250 ^oC；(b) TMT3 試片在 250 ^oC 恆溫靜置 30 分鐘；(c)

TMT3 試片在 250 ^oC 恆溫靜置 60 分鐘後，透過EBSD分析所得 (100) 極圖..227 圖 3-60 (a) TMT3 試片升溫至 250 ^oC；(b) TMT3 試片在 250 ^oC 恆溫靜置 30 分鐘；(c) TMT3 試片在 250 ^oC 恆溫靜置 60 分鐘後，透過 EBSD 分析所得試片法線方向 之反極圖……….228

圖 3-61 TMT3 試片 (a) 剛熱機處理完；(b) 升溫至 250 ^oC；(c) 在 250 ^oC 恆溫靜置 30 分鐘；(d) 在 250 ^oC 恆溫靜置 60 分鐘，並透過 EBSD 分析所得之晶界角度分 佈趨勢……….229

圖 3-62 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，分別拉伸至 (a) 10% (

ε′

~ 0.1)；(b) 20% (

ε′

~ 0.25)；(c) 42% (

ε′

~ 0.42)；(d) 108% (

ε′

~ 0.97)；(e)153% (

ε′

~ 1.31)；

(f) 216% (

ε′

~ 2.21) 後，透過 EBSD 分析所得之 (100) 極圖 … … … 230 圖 3-63 TMT3 試片於 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，分別拉伸至 (a) 10% (

ε′

~ 0.1)；(b) 20% (

ε′

~ 0.25)；(c) 42% (

ε′

~ 0.42)；(d) 108% (

ε′

~ 0.97)；(e)153% (

ε′

~ 1.31)；

(f) 216% (

ε′

~ 2.21) 後，透過EBSD 分析所得之試片法線方向之反極圖 … … . 2 3 1 圖 3-64 (a) 剛熱機處理後 TMT3 試片；(b) TMT3 試片升溫至 250 ^oC；(c) TMT3 試片在

250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，拉伸至 10% (

ε′

~ 0.1)；(d) 20% (

ε′

~ 0.25)；(e) 42%

(ε′~ 0.42)；(f) 108% (

ε′

~ 0.97)；(g) 153%(

ε′

~ 1.31)；(h) 216% (

ε′

~ 2.21) 之晶 界角度分佈趨勢………..………...232

圖 3-65 在同時考慮熱機處理之真實應變量及拉伸局部真實應變量時，低角度晶界、中 間角度晶界與高角度晶界隨應變量之增加而變化之情形………...234

圖 4-1 鋁單晶 C11之彈性係數與溫度之關係圖 … … … ...235 圖 4-2 TMT3 試片於 200、230 及 250 ^oC 之流應力與應變速率之關係圖 … … … … . ..236 圖 4-3 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定應力值為 200 MPa，以ln

ε&

對

1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

σ

對 1000/RT 作圖 ……...237 圖 4-4 在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 (a) 3；(b) 3.5；(c) 4，帶入

ε& 對σ作圖..238

¹ⁿ 圖 4-5 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，並考慮門檻應力值，其有效應力值對

應變速率之關係圖………...239

圖 4-6 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

( σ − σ

th

)

為 200 MPa，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

( σ − σ

th

)

對 1000/RT 作 圖………..……..240

圖 4-7 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，並考慮門檻應力值及溫度對彈性係數 之修正，其

E σ

th

σ −

值對應變速率之關係 … … … . . … . . … … . 2 4 1 圖 4-8 TMT3 試片在 200 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

E σ

th

σ −

為 1.5x10^-3，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以





 



 − E

σ

th

ln

σ

對 1000/RT 作

圖……….…..……..242

圖 4-9 TMT3 試片在 250 ^oC 分別恆溫靜置 0 ~ 60 分鐘，以獲得不同之晶粒尺寸，並擷

取在相同測試條件下，真實應變為 0.4 之真實應力值，且以

n

E 



 



 σ

ln 對





 



 d

ln 1

作圖，求取相關之晶粒尺寸指數……….…..…...243

圖 4-10 TMT3 試片在 250 ^oC 分別恆溫靜置 0 ~ 60 分鐘，以獲得不同之晶粒尺 寸，並擷

取在相同測試條件下，真實應變為 1.0 之真實應力值，且以

n

E 



 



 σ

ln 對





 



 d

ln 1

作圖，求取相關之晶粒尺寸指數………...244

圖 4-11 TMT3 試片在 230 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定應力值為 200 MPa，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

σ

對 1000/RT 作圖 … … . … 2 4 5 圖 4-12 TMT3 試片在 230 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

( σ − σ

th

)

為 200 MPa，以ln

ε&

對

1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

( σ − σ

th

)

對 1000/RT 作 圖…….………....246

圖 4-13 TMT3 試片在 230 ~ 250 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

E

σ

th

σ −

為 1.5x10^-3，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以





 



 − E

σ

th

ln

σ

對 1000/RT 作

圖………...…...…...247

圖 4-14 TMT3 試片在 300、350 及 400 ^oC 之流應力與應變速率之關係圖 … … … … . ..248 圖 4-15 TMT3 試片在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，(a) 固定應力值為 40 MPa，以ln

ε&

對

1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

σ

對 1000/RT 作圖 … … . 2 4 9 圖 4-16 在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 (a) 2.5；(b) 3；(c) 3.5，帶入

ε& 對σ

¹ⁿ 作

圖……….….…...250

圖 4-17 TMT3 試片在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，並考慮門檻應力值，其有效應力值對 應變速率之關係………...251

圖 4-18 TMT3 試片在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

( σ − σ

th

)

為 40 MPa，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

( σ − σ

th

)

對 1000/RT 作 圖………...…………..252

圖 4-19 TMT3 試片在 300 ~ 400 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

E

σ

th

σ −

為 5x10^-4，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，對 1000/RT 作圖；(b)固定應變 速率為 1x10^-3 s^-1，以





 



 − E

σ

th

ln

σ

對 1000/RT 作圖 … … … . … … … ...….253

圖 4-20 TMT3 試片在 450、500 及 550 ^oC 之流應力與應變速率之關係圖 … … … … . ..254 圖 4-21 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，(a) 固定應力值為 10 MPa，以ln

ε&

對

1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

σ

對 1000/RT 作圖 … … 2 5 5 圖 4-22 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，以 n 等於 (a) 1.5；(b) 1.8；(c) 2，帶入

1n

ε& 對σ作圖……….…...256

圖 4-23 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，並考慮門檻應力值，其有效應力值對 應變速率之關係………...257

圖 4-24 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

( σ − σ

th

)

為 5 MPa，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 2x10^-3 s^-1，以ln

( σ − σ

th

)

對 1000/RT 作 圖…258

圖 4-25 TMT3 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，(a) 固定

E

σ

th

σ −

為 1x10^-4，以ln

ε&

對 1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以





 



 − E

σ

th

ln

σ

對 1000/RT 作

圖………...………...259

圖 4-26 ARA 試片於 250、450、500 及 550 ^oC 之流應力與應變速率之關係圖 ……...260 圖 4-27 ARA 試片在 450 ~ 550 ^oC 之溫度區間，(a) 固定應力值為 15 MPa，以ln

ε&

對

1000/RT 作圖；(b) 固定應變速率為 1x10^-3 s^-1，以ln

σ

對 1000/RT 作圖 ……...261

謝誌

感謝上帝讓我可以在這四年半的時間，去發現祂所創造的材料。而心中也甚感榮 幸，能夠在黃志青老師所指導的門下學習，除了在學業及研究上，在屬靈信仰上，黃老 師總是給予學生莫大的幫助，相信，這是上帝所賜的恩典。另外，也特別感謝專程來幫 助學生之口試委員，清大材張士欽教授、成大陳立輝教授；以及本校張志溥教授、高伯 威教授、黃永茂教授，在審核過程中，所給予學生的指導，更重要的是，讓學生深深體 會到學者之風範，以及研究學問之謹慎態度。

在這兒，也要感謝黃幫的每一個成員，從剛進學校時，即受到陳宗榮學長、陳盛祺 學長、伏和中學長、樓百堯學長、黃永發學長、黃俊仁學長的照顧，並且有廖忠賢學長、

王宗鼎學長及 85 級的同學陪伴我走過許多辛苦的日子，也感謝小妹在實驗上的教導及 幫忙，還有小毛總是帶來歡笑及喜樂。另外，也感謝凱琳、佩汝、儒瑛、鉉凱、義凱、

勢方、英博在生活上彼此的關懷及照應。

在實驗上，要特別感謝江先生在機性上，不厭其煩的教導及幫助；強哥在 TEM 的 教導，使我學會第一部儀器；還有 SEM 的陳小姐，給予我許多在 SEM 的知識及經驗；

也感謝王良珠師母，亦是常常給予我許多精神上的鼓勵。在行政事物上，要特別感謝朱 小姐，總是細心、耐心的幫助我解決每一項疑惑。在這兒，還要特別感謝華大哥，待我 如親兄弟一般。

而另一直得我回憶的地方，就是中山聖經研究社的弟兄姊妹，一起追求信仰，並彼 此的扶持及代禱，還有劉寄萍大哥，這四年來，從未中斷對我的關心及支持。

最後，謝謝爸媽，還有弟弟對我的支持，並給予我很溫暖的家庭和避風港。還有我 的女朋友，佩玲，謝謝你支持我到最後，以及你對我所付出的關懷，與你在一起的日子，

很喜樂，但願在未來，我們可以一起共同去經營一個合神心意的家庭。

此時心中最大之心願，即是大家能夠身體健康，課業能夠順利，並能夠在上帝的恩 典裡，得著耶穌基督的救恩。加油！各位！

論文名稱：5083 鋁合金低溫超塑性研發與變形機構分析 頁數：261 校所組別：國立中山大學材料科學研究所

畢業時間與提要別：八十九學年度第一學期博士學位論文提要

研究生：蕭一清 指導教授：黃志青 博士

論文提要

本研究針對 5083 鋁合金低溫超塑性之研發，使用一套簡單之壓延式熱機處理方法 來改良材料之微結構，以期在工業界，能以現有之壓延機設備，而能直接生產低溫超塑 性材料，而不需另設計一套方法或設備。實驗中，分別嘗試七種可改變之熱機處理變數，

以期達製程簡化之目的。經適當之熱機處理後，能產生次晶粒結構，次晶粒尺寸約為 0.3 µm。本實驗之主軸為 TMT3 製程，其並且在 230 ^oC 及 2x10^-3 s^-1能得到 511%之伸長 量，以及在 250 ^oC 及 1x10^-3 s^-1時，能得到 443%之伸長量。隨著壓延量之提高，將使 5083 鋁合金之低溫超塑性，提升至更高更廣之應變速率範圍。

TMT3 試片在拉伸過程中，原本明顯之壓延β-fiber texture 將逐漸消失，晶粒取向逐 漸呈現散亂之分佈；在晶界特性方面，原為 bimodal 之晶界角度分佈趨勢，最後逐漸呈 現散亂分佈，共位晶界及Σ=3ⁿ 之雙晶晶界在中高角度中所佔比亦逐漸降低，顯示原為 低角度之晶界將逐漸轉為可供晶界滑移之晶界，而非形成共位晶界。

TMT3 試片雖在低溫能有突出之超塑性質，但溫度超過 270 ^oC，伸長量逐漸降低，

特別是在 300 ^oC 時，TMT3 試片與未熱機處理之試片呈現類似之結果，當溫度超過約 400 ^oC，則 TMT3 試片又逐漸恢復其超塑性質，顯然，TMT3 試片在不同溫度有不同之 變形機構。本實驗乃透過在不同溫度區間，將 TMT3 試片之變形行為分為三階段，分 別是 200 ~ 250 、300 ~ 400 及 450 ~ 550 ^oC 之溫度，從實驗發現，各溫度區間之變形 機構及控制速率之主要擴散步驟不盡相同，如此顯示著，5083 鋁合金對溫度之敏感，

及溫度不同所造成變形機構之差異。

第一章 研究背景與方向

1.1 超塑性之簡介與鋁合金之應用

1.1.1 超塑性之簡介

經過多年來的研究，多種的材料，包括金屬、陶瓷、介金屬化合物、複合材料等，

均發現有超塑性的存在 [1-3]。所謂的超塑性就是一多晶材料在拉伸變形時，呈現出均 勻的變形，並且在破斷前能夠得到相當程度的伸長量 [4]，一般而言是定義在大於 200%。在工業界，使用超塑成形之主要目的是在於開發一體成形之製程，因超塑成形 後可以減少應變回彈之問題，以及減少因鉚接或焊接所產生應力集中的問題，並且亦減 少成形後之車修，也就是提高產品的良品率，因而降低了生產成本並提高產率。從 Considere 理論 [5]，當拉伸應力值達最高值時，頸縮將發生，並且 dσ/dε=σ，從這理論，

為阻止頸縮在原處持續惡化，因此，dσ/dε>σ，並產生超塑性。而通常真實應力值是一 個與應變 (ε)、應變速率 (

ε& )、溫度 (T)、表面能 (γ)、、、等，有關之函數，如下列式

子所示，

σ = σ (ε, ε& , T, γ…)

(1-1)

若取 dσ/dε，則 (1-1) 式可寫為下列式子 (1-2)，

( ^{∂ ∂} ) ( ^{+ ∂ ∂} )( ) ( ^{+ ∂ ∂} )( ) ( ^{+ ∂ ∂} )( ) ⁺

^...

= σ ε σ ε ε ε σ ε σ γ γ ε

ε

σ d d d T dT d d d

d

& &

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，如下列式子所示，

n

K ′

m ^′

= ε ε

σ

& (1-3)

應變速率敏感值 (strain rate sensitivity, m) 之定義為，

( ^{∂ σ ∂ ε}

^&

) ( )( ^{= ε}

^&

^{σ ∂ σ ∂ ε}

^&

)

=

ln ln

m

(1-4)

應變硬化指數 (work hardening exponent, n′) 之定義為，

( ^{∂ σ ∂ ε} ) ( )( ^{= ε σ ∂ σ ∂ ε} )

′ =

ln ln

n

(1-5)

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，

延緩頸縮之惡化，並產生超塑性質。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。材料若呈現出牛頓型黏滯行為 (Newtonian viscous behavior)，則 其 m 值等於 1，如在玻璃轉換溫度 (Tg) 以上之熔融玻璃。一般的金屬及合金，其 m 值 小於 0.2，而超塑性材料的 m 值一般大於 0.3。大部分超塑性材料在成形時，通常會有 兩個需求 [6,7]，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 0.5Tm (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。

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, HRSP)；(4) 粗晶粒超塑性 (coarse-grained superplasticity, CGSP)；(5) 其它。

1.1.1.1 細晶粒超塑性 (Fine-structure superplasticity, FSSP)

一般細晶粒超塑性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) [8] ； (2) 晶 界 滑 移 伴 隨 擴 散 流 為 補 償 機 構 (Ashby-Verral) [8]；(3) 晶界滑移伴隨差排滑移為補償機構 [8]。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。許多學者對補償機構有各種不同的詮釋，但這些公 式尚無法精確的定量預測細晶粒超塑性材料的潛變速率，通常預估值會低於實驗值 10² 到 10³不等的程度 [8]，因此，這些公式中的常數項，通常是以實驗數據去配合出來的。

從圖 1-1 我們可以看到高溫時細晶粒材料應力與應變速率的關係，大致上分為三個 區域或 S 形曲線 [6-8]， Region I、Region II、Region III，而且也可以發現到在變形時，

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，行為較快者即為速率控制機構。Region III 為差排滑 移潛變所控制，在 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，其真正的意義及值目前尚有爭議，而在 region I 區域內延展性差，m 值 很低。region II 則為超塑性流區域，m 值大約是 0.5 左右。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，一般需小於 10

µ

m，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一簡單關係 [9]

d

⁻p

∝

ε&

(1-6)

其中 p 等於 2 或 3。許多的學者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 pressing, ECAP)、往復式擠型等，而達晶粒細化之目的，以提升應變速率。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。

1.1.1.2 內應力超塑性 (Internal-stress superplasticity, ISSP)

利用材料內部所產生的內應力而達超塑性之目的。一般具有內應力超塑性的材料，

其 m 值約可達到 1 左右，也就是呈現出牛頓型黏滯行為。該類材料主要是由滑移過程 (slip-controlled process) 控制其變形機構，因此對晶粒尺寸的要求不是很大。而產生內 應力的原因有下列幾種 [8]：(1) 多相材料在熱循環或壓力循環過程中發生相變化而產 生的內應力；(2) 在熱循環過程中，純金屬或單相合金因本身的非均向性 (anisotropic) 熱膨脹係數 (thermal expansion coefficients) 所導致的內應力；(3) 在熱循環過程中，複 合材料因本身組成的不同而有不同的熱膨脹係數，因而產生內應力。內應力超塑性的概 念也被使用在疊層複材 (laminated composites) 裡。

1.1.1.3 高應變速率超塑性 (High strain rate superplasticity, HRSP)

高應變速率超塑性可以說是細晶粒超塑性的延伸。高速超塑性的發展最初應來 自於 1984 年所發現的 2124/SiCw 複合材料 [10] 以及 1985 年所發現利用機械合金法所 製得的 IN9021 合金 [11]。而自 1990 年來，鋁合金的高速超塑性也被廣泛的研究。之 所以高速超塑性的研究越來越多，是因為過去所研究的傳統超塑性，雖然可以得到相當 可觀的伸長量，但應變速率仍稍嫌慢了一點，由於提高應變速率，相對的就減少了成形 的時間，因此，高速超塑性的開發有其重要的意義。根據日本標準協會 (Japanese Standards Association) 於 JIS H 7007 所下的定義，當應變速率超過 10^-2 s^-1時，則為高速 超塑性。由第 (1-6) 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

µ

m 以下或甚至到 1

µm 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 1-2 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 [8]。它們各自的應變率與應力的關係如下列兩式 [9,12]

2 2

3

 

 



 



 



 



 



= 

E b D d

A

_gbs

b

^gb

gbs

ε& σ

(1-7)

8 2

3

 

 



 



 



 



 



= 

b E D

A

_s

b

^L

slip

σ

ε& λ

(1-8)

Agbs和 As是常數，

λ是顆粒間距，D

gb是晶界的擴散係數，DL是晶格擴散係數，b 是 Burgers vector，E 是 Young’s modulus。兩方程式在取對數後的應變速率與應力的曲線圖上，應 變速率與應力呈現線性關係，並有一交點

16 3 3

6

max

 





 



= 

λ σ

ε

A D d

b D A

E

_{s L}

gb gsb

&SP (1-9)

( )

( ) ^λ

ε

₄³

13 43

max

d

b D

A D A

L s

gb gbs

SP

 





 



= 

∴

& (1-10)

此 交 點 對 應 在 一 已 知 的 微 結 構 之 超 塑 性 流 (superplastic flow) 的 最 大 應 變 速 率 ，

max

ε&

SP ，因此當晶粒尺寸d 下降時，

ε&

_SPmax就可以

d 比率快速提高，如圖1-2 所示，

⁴

ε&

_SPmax (i) 提高至

ε&

_SPmax(ii)。而 Nieh 及 Wadsworth [13,14] 認為晶界上的液相 (liquid phase) 與高 速超塑性也有相當大的關係。目前所發現高速超塑性的材料多為鋁合金、鎂合金及其複 合材料。

1.1.1.4 粗晶粒超塑性 (Coarse-grained superplasticity, CGSP)

有一類材料，即所謂的 Class I固溶合金，該類材料在高溫的變形機構主要是差排 潛變，而差排在移動過程中會受到溶質原子的牽制，即所謂的溶質原子拖曳潛變 (solute-drag creep) 機構，差排的移動速率控制了變形速率，因此對於晶粒尺寸的要求就 不是很需要，其 m 值約等於 0.33，最大伸長量約可達 400%左右或以上。本實驗所使用 的 5083 Al 即為 Class I 固溶合金。

1.1.1.5 其它

另外，粗晶粒材料在非常低的應變速率下可藉由擴散流 (diffusion flow) 而得到不 錯的伸長量，其 m 值甚至可達到 1 左右。如 Coble creep，也就是原子沿著晶界擴散 (grain-boundary diffusion) ； Nabarro-Herring creep ， 乃 原 子 經 由 晶 格 擴 散 (lattice diffusion)。而近年來，也發展出低溫超塑性 (Low temperature superplasticity, LTSP)，這 也是本實驗研究之主題，故特別獨立於下節說明之。

1.1.2 低溫超塑性 (Low temperature superplasticity, LTSP) 之簡介

鋁合金與鋁基複合材料，一般其超塑性溫度約在 450 ^oC ~ 600 ^oC 之間，近年來，除 了發展高速超塑性外，也逐漸開始發展低溫超塑性。

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，

鋁合金預期將大量運用在原以鋼鐵為主的汽車上。從 1986 年開始 McNelley 之研究室即 開始探討含高量鎂之實驗用鋁合金 [15-18]，即 Al-10Mg-1Mn 與 Al-10Mg-1Zr (皆以 wt%

表示，以下同) 合金，在低溫之 300 ^oC 與 1x10^-3 s^-1時有 1000%之超塑伸長量，但此材 料含 10 wt% Mg，因此內有高量之 Al-Mg

β-type 析出物，並非一般之商用鋁合金；隨

後在 1991-1997 年間，俄國 Valiev 等人 [19-21] 發展出細晶粒 Al-Cu-Zr 與 Al-Cu-Li- Zr 合金，分別在 250 ^oC 和 350 ^oC 與 1x10^-4 s^-1時，有 850%和 550%之伸長量；中山大學 Pu 與 Huang 也於 1993-1995 年間 [22-24] 開發出細晶粒 8090 Al- Li-Cu-Mg 合金，在 350 ^oC 與 8x10^-4 s^-1時，有 710%的伸長量。另外在鎂合金方面也有不少報導 [25,26]，多是在 190 ~ 300 ^oC 與 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 LRSP) 之超塑性。

最近兩年，這方面研發進展迅速，Horita 等人 [27,28] 已發展出極細晶粒之 Supral

Al-6Cu-0.5Zr (AA2004)，Al-5.5Mg-2.2Li-0.12Zr (Russian 1420) 與 Al-3Mg-0.2Sc 等合 金，經過等徑轉角擠形，在 300 ~ 400 ^oC 與 10^-2 ~ 10^-1 s^-1時，成功地獲得數百到 1000%

之低溫且高速之超塑性 (LTSP and HRSP)，引起震驚，這是商業化鋁合金首先獲得之成 果，雖然以前曾在非商用之某些實驗用合金已有報告，但這次是乃採用商用登記成分之 合金，意義非凡，勢必會引起各界一路追蹤發展下去。有關低溫超塑性之變形機構，雖 有極少數之討論 [22,25]，但仍未有定論。

1.1.3 超塑性鋁合金之運用

近年來，由於環保意識的抬頭，因此，節約能源及空氣污染為現代製造業所必須考 慮的兩項重要課題。也因為如此，鋁合金材料的大量使用已逐漸成為一趨勢。因為鋁合 金質輕，鋁的比重僅為鋼鐵的三分之一，尤其在再生性方面，目前許多先進國家中，鋁 合金已有完善的回收工業，更是符合了日益重要的資源回收概念 [30]；另外，隨著各 種用途的需求，鋁合金也有良好的加工性及成形性；並且利用合金之添加、軋延及各種 熱處理製程而得到不同強度等級之製品。

鋁合金在汽車工業上的應用，近年來，佔有越來越重要之地位，為了環保及節約能 源之目的，特別是在在車體上，逐漸取代鋼材 [31]。目前最常見之鋁合金零件，如汽 缸體、活塞、離合器罩、輪圈等，而結構用途上，最常見的是保險桿、油管、引擎蓋等，

近幾年來最具意義的發展是在空間結構材 (space-frame) 上，其目的是為了取代焊鋼，

相較於鋼體結構，其重量減少了約 40%左右 [32]。另外，鋁材在建築上亦逐漸受重視，

從以前的鋁門窗框到現今的鋁帷幕牆，可有效減少建築結構體的負荷，成為今日建築輕 量化的重要建材 [33]。

傳統的鋁合金成形的方法有許多種，如，軋延 (rolling)、擠型 (extrusion)、鑄造 (casting)、鍛造 (forging) 等 [34]。而利用超塑成形鋁合金材料亦成為現代工業界頗受

注意的成形方法之一，包括航太工業、汽車工業、通訊及電子通訊器材等。利用超塑性 成形鋁合金應起始於 1973 年，而第一個利用超塑性成形的鋁合金元件乃是 Concord 超 音速航空公司使用 Supral 100 (Al-6Cu-0.4Zr) 所成形的結構板 [8]。而 Superform Metals, England 及 Superform USA 也利用超塑性成形了數以千計的元件，其中包括航空用頂出 座椅 (Supral 100)、機身骨架 (Supral 150)、電子用的包殼 (2004 Al)、結構板 (8090 Al)，

另外在歐洲於鐵路運輸上亦大量採用超塑性成形的鋁合金。

Superform Metals 乃利用氣體壓力來完成超塑性，而其最常使用的鋁合金材料為 2004 Al、7475 Al、8090 Al、5083 Al，其中又以 5083 Al 及 2004 Al 用量最多，而 5083 Al 更是佔了約三分之二以上 [8]。Superform Metals 所使用 5083 Al，其組成包含了約 4.5 wt%的鎂以及 0.5 wt%的錳，晶粒尺寸大約是 25 µm 左右，而且它的變形機構是屬於 溶質拖曳潛變，m 值大約等於 0.3，所得伸長量約 200 至 250%左右，已足夠該公司生 產所需。在俄羅斯，近來超塑性成形也大多使用鋁鎂合金 [8]，這類合金多屬於 Class I 固溶合金，也就是屬於粗晶粒超塑性，該類材料於低溫時其強度並不是很高，因此大多 用於較次要的結構元件。相對的，在主要元件上則要求在低溫時必須有相當的強度，乃 傾向於使用一些高強度鋁合金，如 2004 Al、7475 Al、8090 Al。因此各種工業對於超塑 性都有其不同之需求，大致上來說，伸長量大於 200﹪已足夠成形時所需的變形量。大 部分的超塑性材料都能滿足此需求，然而成形後的機械及物理性質亦是超塑性所要面對 的重要課題。

航 太 材 料 之 超 塑 性 研 發 ， 通 常 有 兩 個 方 向 ： 第 一 即 添 加 顆 粒 形 成 元 素 (particle- forming elements)，而得到各種不同的析出物 (precipitates)，以抑制晶粒之成長 而有利於超塑性成形時晶界滑移之運作，如鋁銅基合金 Supral 150 添加 0.5 wt%的鋯 (Zirconium) [35] 而得到新的組成 Al-6Cu-0.5Zr；另一則是給予材料一連串的特殊熱機處 理，如鋁鋅鎂基的 7075 合金 [36] 以及鋁鋰基的 8090 合金 [37]。

1.2 細晶粒超塑性材料之特性

就如在前面所提到的，在細晶粒超塑性材料中，細晶粒是必要的條件，不同材料，

有不同的要求。而晶粒尺寸的改變，也將直接影響到超塑性的應變速率。然而，除了晶 粒尺寸外，還有一些因素會影響到細晶粒材料變形是否能順利的進行，例如第二相的存 在，更是直接關係到晶粒尺寸及裂孔 (cavitation) 的成長；另外還有晶界的性質、織構 與晶粒的特性等。因此，我們需要更清楚的來討論這些因素的影響。

1.2.1 第二相 (Second phase)

在單相材料，雖透過種種應變方式可得到細晶粒結構，然而，往往在到達操作溫度 時，甚至升溫過程中，晶粒已嚴重的成長，以致於最後無法順利的進行晶界滑移，因此，

如何在升溫過程以及變形過程中維持細晶粒結構，是有其重要的意義，故透過第二相或 析出顆粒的幫助，來抑制晶粒之成長。早期的細晶粒超塑性材料多為共析(eutectoid)、

共晶 (eutectic) 或偏析 (monotectoid) 之組成，如當 Zn-Al 合金中，各成分所佔重量百 分比為偏析組成 (Al-20 wt%, Zn-80 wt%) 時，該材料於 250 ^oC 時，可得 650%之伸長量 [38]；而現在的細晶粒材料，則多利用元素的添加，如 Mg、Zr、Sc 等元素，使其在晶 界析出第二相的顆粒，以抑制晶粒之成長。而這些第二相的顆粒，其性質、大小以及分 佈的情況亦關係著晶界滑移是否能順利進行。一般認為，當析出顆粒的強度大於母材 時，在變形過程中，容易在相界 (interface) 產生裂孔，而不利於超塑性，如 Humphries 等人 [39] 在 Pb-Sn 合金中所發現發現上述現象；相反的，當析出顆粒的強度與母材相 似時，則裂孔較不易發生，如 Walser 等人 [40] 在 Fe-Fe3C 合金中所發現。但 Maehara [41]

卻有不同的觀察，他認為在不銹鋼中，硬的析出顆粒反而有助於超塑性。Maehara 發現，

在超塑性變形過程中，大量的析出硬顆粒，將導致再結晶的發生，而有利於不銹鋼的超 塑成形。一般而言，當這些析出顆粒的強度大於母材，但卻是細小且均勻的分散在母材 內，則可透過各種的補償機構來減緩裂孔的產生，如 Chung 等人 [42]，他們在 Al-Si 合金中發現，雖有強硬的 SiO2析出顆粒，但由於其細小且均勻分佈，故裂孔仍被有效

的抑制住。相反的，粗大的析出顆粒，將可能導致裂孔容易產生。

1.2.2 晶界的性質

一般而言，高能量的晶界，如高角度晶界，將有利於晶界滑移的進行；相反的，低 能量晶界，如低角度晶界、共位晶界 (coincidence site lattice boundary, CSLB)，將不利 於晶界滑移的進行。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。

1.2.3 織構與晶粒的形狀

晶粒的形狀若為等軸 (equiaxed) 晶粒，將有利於晶界滑移；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。

從上述，我們可以明白，在細晶粒材料中，有五個主要因素將影響著超塑性，分別 是晶粒尺寸、第二相、晶界性質、以及織構與晶粒形狀。因此，從這些因素來思考，要 研發出一細晶粒超塑性材料，不只是給予極大之應變量而得到細晶粒，更是要考慮到所 得細晶之晶界結構、織構與晶粒結構對溫度之變化，並透過所使用材料之性質，如析出 物的種類及性質，而發現該材料獨特之超塑性質。

1.3 Class I 固溶合金之特性

所謂 Class I 固溶合金，其主要特性乃該材料以溶質拖曳潛變 (solute-drag creep) 為 其主要的變形機構，材料的變形主要是受到差排滑移的控制，也就是因差排的移動而導 致塑性變形，而差排的移動又會受到溶質原子的阻擋，因此溶質原子的擴散速度也會影 響潛變速度。Weertman [43] 首先提出一個被廣泛接受的關係式，當穩定狀態潛變 (steady-state creep) 發生時，應變速率將與應力呈現下列關係式，

3

 

 



= 

E E AD

_L

kT σ

ε&

(1-11)

DL是晶格擴散係數，A 是一個有關於溶質濃度及溶質原子與溶劑原子體積差異的常數。

因此由該關係式可預期潛變速率與 Dsol的關係以及與施加應力呈現三次方的關係 (n=3, m=1/n=0.33)，而且從關係式上也可發現到，潛變速度似乎與晶粒大小無關。有別於過 去所常提到細晶超塑性，材料需要細小的晶粒，以利晶界滑移的產生，所以通常需要給 予材料特殊的熱機處理或添加額外的合金元素，但如今這類以溶質拖曳潛變為變形機構 的材料，就不需考慮晶粒的大小，因此可省去複雜的熱機處理過程，相對的也降低了生 產成本。而它的 m 值仍可達 0.33 左右，且伸長量一般可達 200 ~ 400%左右或以上，對 於大部分的工業已足夠使用。其種類大多為置換型 (substitutional) 固溶合金 [44]，其 中也包括了鋁鎂合金。

McQueen 和 Kassner [45] 做了一個簡單的定義來區別 Class I 固溶合金與傳統超塑 性材料的區別：

(1) Class I 固溶合金在適當條件下，是以溶質拖曳潛變為變形機構，m 值大約 0.33 左 右，所得伸長量約在 100 到 300%左右或更高一些。

(2) 他們的晶粒尺寸通常大於 20 µm，在這情況下很難有大幅的晶界滑移產生。

1.4 鋁鎂合金超塑性之研究

有關鋁鎂合金之研究，如添加不同種類與含量的第三元素及量、不同的鎂含量、不 同的加工過程或熱機處理過程，均會得到許多有趣的現象。在這裡，我們可以從一些學 者的研究，探討他們對晶粒尺寸的改變、添加不同的合金元素、添加不同量的合金元素、

不同的熱機處理所下的功夫，而對材料的潛變強度、應變速率敏感值、伸長量、裂孔現 象、變形機構及微結構所造成的影響或改變。我們將一些學者所做研究及結果做一簡單 整理，可以了解二元合金、三元合金及多元商用合金目前超塑性進展的狀況，如表 1-1 所示。

1.4.1 晶粒尺寸

Taleff 等人 [46] 以二元 Al-2.8Mg 合金，利用鍛造、軋延及退火而得到不同的晶粒 尺寸，30 及 450

µm，來探討晶粒尺寸對 m 值、潛變強度及伸長量的影響。在 400

^oC 時，它們兩者的 m 值及潛變強度幾乎是一樣的，m 值都約等於 0.29 左右，屬於溶質拖 曳潛變，因此若不受晶粒尺寸的影響，伸長量應該差不多，但實驗所得，卻有明顯的差 異，顯然除了 m 值以外，還有其他因素會影響伸長量，如因晶粒尺寸的不同所造成不 同破斷頸縮 (necking)。一般拉當伸試驗開始時，頸縮就產生了，應力會迅速的下降，

但不同的晶粒尺寸會有不同的頸縮進展率 (necking propagation rate)，當晶粒尺寸較大 時，較易頸縮，即頸縮延伸率快，而當晶粒尺寸較小時，頸縮延伸率較低，即可得到較 好的伸長量，在 400 ^oC 與 1x10^-4 s^-1的條件下，30 µm 的合金可得 325%的伸長量，450 µm 的合金則有 233%的伸長量。他們認為當溶質拖曳潛變為主要變形機構時，晶粒尺寸從 30 到 450 µm 的範圍，m 值不會有太大的改變。

1.4.2 鎂濃度

Ayres [47] 觀察在鋁鎂合金中隨著鎂含量的改變，造成在 25 ^oC 到 250 ^oC 之間延展

性的變化。鎂含量從 0 wt%到 6 wt%，其中包括 5182-O (Al-4Mg) 鋁合金。各種不同含 鎂量的合金經過熱軋及冷軋後，於 25 ^oC 到 250 ^oC 做拉伸測試。從 25 ^oC 到 250 ^oC，隨 著鎂含量的增加，拉伸應力都有增加的趨勢，但延展性只有在靠近 250 ^oC 時，才會隨 著鎂的增加而增加，尤其是在低速時；在 25 ^oC 時，鎂的增加反而降低延展性，且達到 最大拉伸應力的應變值也逐漸降低；在 2.9x10^-4 s^-1及 2.9x10^-3 s^-1的應變速率下，溫度提 高，則 m 值才有隨著鎂濃度的增加而增加的趨勢，不過在慢速時較明顯。

Taleff 等 人 [48] 則 針 對 Al-1.02Mg-0.50Mn ， Al-2.52Mg-0.46Mn ， Al-4.05Mg-0.46Mn，Al-5.51Mg-0.47Mn，Al-6.64Mg-0.48Mn 等材料作探討，而他們的晶 粒尺寸分別是 79 ± 22 µm，46 ± 19 µm，39 ± 10 µm，33 ± 11 µm，25 ± 7 µm。這些材料 的錳含量幾乎是相同的，因此可以忽略錳所造成的差異，而且也忽略晶粒尺寸的影響。

在 400 ^oC 與 1x10^–4 s^-1的條件下，m 值會隨著鎂含量的提高，從 0.16 增加到 0.26；在 400

oC 及 1x10^-3 s^-1的條件下，也是從 0.17 增加到 0.27 左右；在 400 ^oC 及 1x10^-2 s^-1條件下，

m 值則從 0.14 增加到 0.26。Taleff 等人 [48] 他們認為鎂含量約低於 4 wt%時，m 值為 0.2 以下，是屬於差排爬昇控制 (dislocation climb controlled) 潛變，鎂含量大於 4 wt%

後，m 值增加到 0.26 左右，變形機構則轉變為溶質拖曳潛變。而對潛變強度影響也不 大，或說只有稍微的增加。該研究群所得 m 值似乎比其他同樣含鎂量但未添加錳的材 料還要低，因此在稍後我們也會針對錳的添加做討論。

Kim 等人 [49] 利用粗晶粒的 Al-5.3Mg，Al-7Mg，Al-11Mg 來研究鎂含量對溶質拖 曳潛變的影響，它們的晶粒尺寸分別是 140 µm，130 µm，55 µm。他們從實驗發現到，

從 400 ^oC 到 530 ^oC，在適當的應變速率下，三種材料的潛變強度似乎沒有太大的差別，

直到較高的應變速率才有明顯的影響。當鎂含量越低時，在較高的應變速率下，m 值有 較容易降低的趨勢。至於伸長量，Al-7Mg 會優於 Al-5.3Mg，Al-11Mg 最差。

Taleff 等人 [48] 發現，當鎂含量從 2.5 wt%增加到 5.5wt%時，在 400 ^oC 時，m 值 會從 0.29 增加到 0.32，潛變強度也有些許的增加，但伸長量不見得會增加。在 300 ^oC

時，Al-5.5Mg的強度明顯的比 Al-2.8Mg強，但在該區域，m值小於 0.15，乃屬於power-law breakdown 區域，因此是固溶強化效果。若從

D

Mg

ε&

這個參數來看，Al-2.8Mg 和

Al-5.5Mg 在

D

Mg

ε&

大於 7.2x10¹² m^-2時，即屬於 power-law breakdown 區域。

McNelley 等人 [50] 則比較了二元鋁鎂合金，鎂含量從 2 wt%到 10 wt%對 m 值及 潛變強度的影響。他們發現在溶質拖曳潛變區域內，潛變強度不受鎂含量 (2 ~ 10 wt%) 的影響。他們以

D

Mg

ε&

等於 1x10¹³ m^-2為劃分，大於 1x10¹³ m^-2時，則屬於 power-law

breakdown 區域，即得明顯之固溶強化效果，小於 1x10¹³ m^-2時，2 wt%到 10 wt%的鎂 含量，所得 m 值大都在 0.3 左右，而純鋁的 m 值約等於 0.2 左右。

綜觀以上各研究結果，可以簡單的發現到，在溶質拖曳潛變的區域內，如 400 ^oC 以上與 1x10^-4 s^-1左右的應變速率時，潛變強度幾乎是不受鎂濃度 (2-10 wt%) 的影響，

而 m 值隨著鎂濃度的提高會有稍微增加的趨勢，若就單純的二元鋁鎂合金來說，m 值 可增加到 0.33 左右，若添加錳元素，則將對 m 值造成有害的影響，其細節將於下節討 論。然而在中低溫 (250 ^oC 以下) 之二元鋁鎂合金，因受固溶強化之影響，材料的強度 會隨著鎂濃度之提高而上升 (在 power- law breakdown 區域)，m 值則變化不大，只有在 靠近 250 ^oC 以及慢速時，m 值才有較明顯的變化。

1.4.3 第三元素的添加

Taleff 等人 [46] 以 Al-2.8Mg [46]，Al-3.0Mg-0.25Mn [46]，Al-2.52Mg-0.46Mn [48]，

Al-4.6Mg-0.75Mn [51] 來探討錳添加後以及添加量之影響。忽略些微鎂含量的差異 (2.5

~ 4.6 wt%)，他們發現到隨著錳的添加以及量的增加，m 值從 0.29 (0 wt% Mn) 降到 0.25 (0.25 wt% Mn)，然後再降至 0.21 (0.46 wt% Mn)，但潛變強度都差不多，而含鎂較多之 Al-4.6Mg-0.75Mn 的 m 值則升至 0.24，且潛變強度較強，此乃因 4.6 wt%的鎂以及材料