鎂合金超塑變形之裂孔成核成長研究

(1)

國立中山大學材料科學研究所碩士論文

鎂合金超塑變形之裂孔成核成長研究

研究生：李敬仁撰指導教授：黃志青博士

中華民國九十二年七月

(2)

^o

C 到 450

^o

C 之超塑性行為 … … … ..32

3.2.3 不同應變狀態下之特徵 … … … .33

3.2.3.1 低應變速率的變形條件下 … … … ..33

3.2.3.2 高應變速率的變形條件下 … … … ..34

3.2.4 塑性異向性 … … … .34

3.2.5 不同變形條件下的截面積縮減率 … … … .35

3.3 應變速率敏感係數測試結果 … … … . 35

3.4 SEM 觀察結果 … … … ...36

3.5 裂孔化的觀察 … … … .38

3.5.1 試片腐蝕前 … … … .39

3.5.1.1 裂孔的體積分率 … … … ..39

3.5.1.2 裂孔的尺寸分佈 … … … ..39

3.5.1.3 裂孔的數量變化 … … … ..40

3.5.1.4 裂孔的長短軸比與拉伸軸之夾角 … … … ..41

3.5.1.5 破斷端之裂孔化情形 … … … ..41

3.5.2 試片腐蝕後 … … … .42

3.5.2.1 晶粒大小變化與成長非等向性 … … … . .42

3.5.2.2 裂孔形成位置 … … … ..43

第四章實驗討論 … … … ..44

4.1 棒狀與板狀試片之差異探討 … . … … … ....44

4.1.1 擠製後的晶粒差異 … … … .44

4.1.2 降伏應力的差異 … … … .45

(5)

4.1.3 超塑性行為的差異 … … … .45

4.1.4 影響棒材與板材之應變速率的探討 … … … .47

4.2 不同溫度與應變速率之塑性異向性差異探討 … … . … … … 4 8 4.3 晶粒成長趨緩原因之探討 … … … .49

4.3.1 超塑性應變誘發晶粒成長 … … … .49

4.3.2 熱變形下之動態再結晶 … … … .50

4.3.3 晶粒成長與動態再結晶之動態平衡 … … … .51

4.4 裂孔成長機構分析 … … … .52

4.4.1 理論分析 … … … .52

4.4.1.1 擴散成長機構之理論分析 … … … ..53

4.4.1.2 塑性成長機構之理論分析 … … … ..53

4.4.1.3 超塑性擴散機構之理論分析 … … … ..54

4.4.2 裂孔直徑小於 2 µm … … … 5 5 4.4.3 最大前 20 個裂孔 … … … 5 5 4.4.3.1 在 300

^o

C，以 6x10

^-4

s

^-1

變形 … … … ..55

4.4.3.2 在 400

^o

C，以 6x10

^-4

s

^-1

變形 … … … ..56

4.4.3.3 以 1x10

^-2

s

^-1

，在 300

^o

C 與 400

^o

C 之變形 … … … ..57

4.4.3.4 總結裂孔成長機構分析 … … … ..57

4.5 影響裂孔化程度之因素探討 … … … .58

4.5.1 溫度之影響 … … … .58

4.5.2 應變速率之影響 … … … .59

4.6 裂孔研究於工程上的應用 … … … .60

4.6.1 AZ31 鎂合金應變至 1.1 時之裂孔發展情形 … … … . 60

4.6.2 鎂合金與鋁合金之裂孔比較 … … … .60

4.6.2.1 鎂合金與鋁合金隨著應變變化之裂孔比較 … … … ..61

4.6.2.2 應變至 1.1 時之鎂合金與數種鋁合金比較 … … … ...62

(6)

4.7 未來努力方向 … … … .62 第五章結論 … … … ..64 參考文獻 … … … ..66 表 … … … . 70-86 圖 … … … . ..87-144 附錄 … … … .A1- A11

(7)

表索引

表 1-1 表 1-2 表 2-1 表 2-2 表 2-3 表 3-1 表 3-2 表 3-3

表 3-4

各種不同材料的機械性質的比較 … … … 7 0

Ti-45.5Al-2Cr-2Nb 合金在不同熱處理下的晶粒的大小 … … … ...71

AZ31 鎂合金的化學成分組成(wt%) … … … ...72

AZ91 鎂合金的化學成分組成(wt%) … … … ...72

AZ31 與 AZ91 試片經過不同擠型比及總應變量 … … … ...73

AZ31 原始母材與擠製後材料的機械性質差異 … … … 7 4 AZ31 經過 100：1 擠型比後在不同溫度與應變速率下的伸長量 … … . . 75

31-E2 試片以不同溫度與應變速率下，變形至不同應變的試片編號與所對應的真實應變 … … … 7 6 E1 與 E2 試片之跳躍應變速率測試結果 … … . … … … . . … … … 7 7 表 3-5 表 4-1 表 4-2 表 4-3 表 4-4 表 4-5 表 4-6 表 4-7 表 4-8 31-E2 試片在不同變形條件下，應變至不同狀態之大小裂孔分佈比例.78 擴散機構成長式中之各項參數數值 … … … ..79

擴散機構以(49)式之理論預測值 … … … . … 8 0 超塑性擴散由(12)式理論預測之成長參數與實驗值比較 … … … … . … 8 1 超塑性擴散成長機構以(23)式之理論估算與實驗值比較 … … … ...82

大小裂孔之平均長短軸比，夾角與直徑 … … … 8 3 大小裂孔在不同變形條件下之成長機構分析結果 … … … ..84

AZ31鎂合金應變至 1.1 時之裂孔發展情形 … … … ..85 數種鋁合金應變至 1.1 時之裂孔發展情形 … … … 8 6

(8)

圖索引

圖 1-1 圖 1-2 圖 1-2 圖 1-3 圖 1-4 圖 1-5 圖 1-6 圖 1-7

圖 1-8

圖 1-9 圖 1-10 圖 1-11 圖 1-12 圖 2-1 圖 2-2 圖 2-3 圖 2-4

圖 2-5 圖 3-1

擴散潛變、差排潛變、晶界滑移之變形機構 … … … 8 7 (a)超塑性材料之流應變力與應變速率的關係 … … … 8 8 (b)超塑性材之流應變力與應變速率關係 … … … .88 等徑轉角擠型模具之示意圖 … … … 8 9 裂孔的擴散成長示意圖 … … … 9 0 裂孔的塑性成長示意圖 … … … 9 1 擴散與塑性成長的比較 … … … 9 1 裂孔在晶粒 >50 µm 的高溫潛變與晶界相交情形與在晶粒約 5 µm 的超塑性變形與晶界相交情形 … … … . .92 應力在高溫潛變的晶界上的變化與應力在細晶超塑性材料上的晶界變化 … … … ..92 裂孔成長機構的發展 … … … 9 3 裂孔聯合示意圖 … … … ..94 Al7475 在 515

^o

C 以 1x10-3 s-1 應變速率的裂孔大小分佈情形 … … … … 9 4 靜液壓拉伸裝置圖 … … … ..95 實驗流程圖 … … … 9 6 棒材的拉伸試片規格 … … … 9 7 板材的拉伸試片規格 … … … 9 7 (a)AZ91 的裂孔化情形，(b)灰階為 120 的情形，(c)灰階為 130 的情形，

(d)灰階為 140 的情形 … … … ..98 跳耀應變速率試驗法(Jump-strain-rate test method)之示意圖 … … … … 9 9 AZ31 經過 100：1 擠型比的 E1 試片之晶粒大小.. … … … 100

(9)

圖 3-2 圖 3-3 圖 3-4 圖 3-5 圖 3-6 圖 3-7 圖 3-8

圖 3-9

圖 3-10

圖 3-11

圖 3-12

圖 3-13

圖 3-14

圖 3-15

圖 3-16

AZ31 經過 100：1 擠型比的 E2 試片的前、中、後段之晶粒大小.. …101 E1 與 E2 的室溫拉伸應力-應變圖 … … … . . … … 103 E1 試片在 1x10

^-2

s

^-1

與 1x10

^-1

s

^-1

下，不同溫度的拉伸後變化情形 … … .104 E2 試片在 1x10

^-2

s

^-1

與 1x10

^-1

s

^-1

下，不同溫度的拉伸後變化情形 … … .105 E1 與 E2 試片在 200

^o

C，不同應變速率下，拉伸後的變化情形 … … … 106 E1 在不同溫度與應變速率下的應力應變圖 … … … 1 0 7 E2 試片在 200

^o

C，300

^o

C 還有 400

^o

C 下，以 1x10

^-2

s

^-1

與 6x10

^-4

s

^-1

拉伸的真實-應力應變圖 … … … 1 0 8 在不同變形條件下， R 值在不同伸長量的變化趨勢， ( a ) E2 試片以 6x10

^-4

s

^-1

下，(b)E2 試片以 1x10

^-2

s

^-1

下，(c)E2 試片在 300

^o

C 下 … … … 109 各種不同變形條件下的截面積縮減情形，(a) 200

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

，(b) 300

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

，(c) 400

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

，(d)300

^o

C 以 1x10

^-2

s

^-1

，(e)400

^o

C 以 1x10

^-2

s

^-1

… … … . . … … … 110 E1 試片與 E2 試片的跳躍應變速率測試結果，(a)E1 試片以 0.0006~0.001 s

^{- 1}

，(b)E2 試片以 0.0005~0.0008 s

^{- 1}

，(c)E2 試片以 0.009~0.02 s

^-1

… … … 111 200

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

拉伸到不同應變的表面形貌，(a)20-4-2，(b)20-4-3，

(c)20-4-4，(d)20-4-5 … … … . … … … . . … … … 112 300

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

(c)30-4-3，(d)30-4-4，(e)30-4-5 … … … 113 400

^o

C 以 6x10

^-4

s

^-1

( c ) 4 0 - 4 - 3 ， ( d ) 4 0 - 4 - 4 … … … . . 1 1 4 300

^o

C 以 1x10

^-2

s

^-1

(c)30-2-3，(d)30-2-4，(e)30-2-5 … … … ..115 400

^o

C 以 1x10

^-2

s

^-1

(10)

(c)40-2-3，(d)40-2-4，(e)40-2-5 … … … ..116 圖 3-17 E2 試片以 6x10

^-4

s

^-1

在各種不同溫度下變形的晶界滑移痕跡，(a)20-4-3，

(b)30-4-3，(c)40-4-2 … … . … … … ...117 圖 3-18 E2 試片以 1x10

^-2

s

^-1

在各種不同溫度下變形的晶界滑移痕跡，(a)30-2-3，

(b)40- 2- 3 … … … 1 1 9 圖 3-19 不同試片位置的裂孔變化情形 … … … . . … … … … ..120 圖 3-20

圖 3-21

圖 3-22

圖 3-23

圖 3-24

圖 3-25

圖 3-26

圖 3-27

圖 3-28

圖 3-29

E2 試片以相同應變速率在不同溫度下變形後的裂孔變化情形，(a)E2 試片以 6x10

^-4

s

^-1

變形，(b)E2 試片以 1x10

^-2

s

^-1

變形 … … … 121 E2 試片以 6x10

^-4

s

^-1

在不同溫度下，變形至不同應變，裂孔直徑小於 10

µm 的數量變化情形，(a)300 ^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

… … ..122 E2 試片以 6x10

^-2

s

^-1

在不同溫度下，變形至不同應變，裂孔直徑大於 10

µm的數量分佈情形，(a)300 ^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

… … … ...123 E2 試片以 1x10

^-2

s

^-1

在不同溫度下，變形至不同應變，裂孔直徑小於 10

µm的數量分佈情形，(a)300 ^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(b)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … … ...124 E2 試片以 1x10

^-2

s

^-1

在不同溫度下，變形至不同應變，裂孔直徑大於 10

µm的數量分佈情形，(a)300 ^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(b)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … … ...125 E2 試片在每單位面積之所有裂孔數目隨著應變變化之情形，(a)在 300

^o

C 下，(b)在 400

^o

C 下，(c)1x10

^-2

s

^-1

下，(d)在 6x10

^-4

s

^-1

下 … … … ...126 裂孔直徑小於 2

µm 之長短軸比分佈情形，(a)300 ^o

C，6x10

^-4

s

^-1

， (b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(c)300

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(d)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … … … .127 裂孔直徑小於 2

µm 之長軸與拉伸軸夾角，(a)300 ^o

C，6x10

^-4

s

^-1

， (b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(c)300

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(d)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … ... … ..128 裂孔尺寸最大前 20 個之長短軸分佈情形， (a)300

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

， (b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(c)300

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(d)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … … … .129 裂孔尺寸最大前 20 個之長軸與拉伸軸夾角，(a)300

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

， (b)400

^o

C，6x10

^-4

s

^-1

，(c)300

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

，(d)400

^o

C，1x10

^-2

s

^-1

… … … … .130

(11)

圖 3-30

圖 3-31

圖 3-32

圖 3-33

圖 4-1 圖 4-2 圖 4-3

圖 4-4 圖 4-5 圖 4-6 圖 4-7 圖 4-8

6x10

^-4

s

^-1

下，在不同溫度時之靠近破斷端試片的裂孔化情形，(a)200

^o

C，

( b ) 3 0 0

^o

C ，( c ) 4 0 0

^o

C … … … . . . … … … . 1 3 1 1x10

^-2

s

^-1

下，在不同溫度時之靠近破斷端試片的裂孔化情形，(a)300

^o

C，

(b)400

^o

C……….132

E2 試片在超塑變形後的晶粒大小變化情形，(a)6x10

^-4

s

^-1

，(b)1x10

^-2

s

^-1

… … … 1 3 3 E2 試片於變形後之試片腐蝕前後的情形，(a) 30-4-3 試片腐蝕前，(b) 30-4-3 試片腐蝕後，(c) 40-4-1 試片腐蝕前，(d) 40-4-1 試片腐蝕後，(e) 30-2-3 試片腐蝕前，(f) 30-2-3 試片，(g) 40-2-4 試片腐蝕前，(h) 40-2-4 試片腐蝕後 … … … 134 靜態退火與動態變形之晶粒成長差異圖 … … … 138 不同應變速率下的晶粒成長速率之差異圖 … … … 139 動態再結晶過程中之晶粒演化情形，(a)~(d)為大的起始晶粒，(e)為小的起始晶粒………140

多峰與單一峰之再結晶之發生條件………140

塑性機構由(12)所得之理論預測成長參數值 … … … 1 4 1 不同變形條件下之平均裂孔半徑變化 … … … 142 AZ31 鎂合金與 Al-Mg-Mn-Cu 合金之裂孔數量比較圖 … … … .143 AZ31 鎂合金與 Al-Mg-Mn-Cu 合金之裂孔尺寸分佈圖，(a)AZ31 鎂合金，(b)Al-Mg-Mn-Cu 合金 … … … .144

(12)

謝誌

歷經一連串的風風雨雨以及無數次的失敗經驗與挫折，終於順利完成論文。首先要特別感謝吾師，黃志青博士兩年來在課業上的諄諄教誨與生活上的幫助，都讓我獲益良多，還有在待人處世上，也都樹立良好的榜樣讓我學習，使得自己變得更加成熟穩重。另外還要感謝審查委員張志浦博士與鄭憲清博士，於口試時，所給予本論文的指正，並點出許多研究上許多可以改進的方，使作者獲益匪淺，在此由衷感謝。

同時感謝在實驗期間，江宏達先生在機械拉神實驗上的指導，陳貴香小姐在 SEM 上的協助，古錦松學長在試片製作上的協助，還有在換裝新溫度控制器期間，森績公司的邱光星副理以及電機所曾俊傑學長的協助，還有陵勝公司的及時調貨，才能讓溫度控制器順利修復，得以讓實驗順利的進行。另外還有所辦朱小姐及顏小姐在業務上的協助，以及崋大哥在事務上的協助，都是讓人非常感謝的。

回想兩年多前，甄試上材料所時，來到研究室對一切新的領域充滿好奇與期待，但同時也有著不安的心情，所幸有賴一清學長為我樹立良好的學習榜樣，

以及凱琳、佩汝學姊、王軼農博士、郭木成學長還有蘇勢方學長在實驗上與課業上提供許多寶貴的意見，都讓我在材料的領域上，能看到更寬廣的視野；還有更是要感謝鉉凱學長帶領我進入鎂合金超塑性的領域，在實驗上、在研究上與課業上都讓給予我最大的幫助。還有信輝、小毅以及小民三人在兩年來不僅在研究上、課業上、生活上都給予最大鼓勵與幫助，這都是讓人難以忘懷的。最後還有子翔、志溢學弟都為研究室帶來新的面貌，以及建超學長在生活上幫助以及人生規劃上都與相當的指教，都是令我相當感謝。

最後要感謝我的父母與小妹給予我全力的支持，在我遭受挫折，給我鼓勵與支持，讓我有勇氣向前衝，最後非常感恩父母的全力栽培，讓我無後顧之憂，

全心全力的求學。

還有要感謝那些曾經幫助過我的朋友與同學，謝謝你們的幫忙。套句陳之藩所說的話，要感謝的人太多了，一切都感謝老天，感謝上帝。

(13)

論文題目：鎂合金超塑變形之裂孔成核成長研究頁數：144 校所組別：國立中山大學材料科學研究所

畢業時間及提要別：九十一學年度第二學期碩士學位論文摘要

研究生：李敬仁指導教授：黃志青博士關鍵字：AZ31 鎂合金、超塑性、晶界滑移、裂孔化、動態再結晶

論文摘要

本研究針對熱擠製後的鎂合金，在不同變形條件下的超塑變形後，其發生裂孔化的程度與裂孔成長機構進行分析討論，以期望將來在鎂合金超塑成型方面能提供正面幫助。實驗上，使用半連續鑄造的 AZ31 鎂合金，經過一次高擠型比的熱機處理，使晶粒藉由動態再結晶，從起始晶粒的 70 µm 細化到 2~5

µm。經

過熱機處理後的鎂合金，在室溫具有 30~50%延展性，而抗拉強度也提高到 330~340 MPa，在 300

^o

C 以 1x10

^-2

s

^-1

下具有能達到 1000%的良好高速超塑性，與 200

^o

C，以 6x10

^-4

s

^-1

下具有能達 600%良好低溫超塑性，在超塑變形過程中，具有良好的塑性等向性。在超塑性變形過中，應變誘發晶粒成長與動態再結晶達成一穩動定動態平衡，使晶粒在不同變形條件下達到某一穩定晶粒大小。其變形過程中的主導之變形機構，應是晶界滑移。

相同應變速率下比較，400

^o

C 的變形，其裂孔化程度之裂孔體積分率較 300

^o

C 嚴重。在 1x10

^-2

s

^-1

下變形，由於較高流應力，以及裂孔較不易得到良好補償機制，使之比 6x10

^-4

s

^-1

下變形容易成核。不論在何種變形條件下，從應變開始至破裂，直徑小於 2

µm 的小裂孔，其數量一直約佔整體 50~70%，而這些小裂孔

的成長機構，分析是擴散機構所主導。對於 6x10

^-4

s

^-1

變形，對於裂孔尺寸最大前 20 個，在 300

^o

C 時，在應變 1.2 左右之前，其成長機構分析是超塑性擴散成

(14)

長機構主導，之後應變由塑性機構所主導，在 400

^o

C 時，在應變 0.7 左右之前，

其成長機構由超塑性擴散所主導，之後緩慢轉移至塑性機構。對於 1x10

^-2

s

^-1

變形，300

^o

C 和 400

^o

C 下，對於最大前 20 個裂孔，其成長機構都是由塑性機構所主導。

(15)

第一章研究背景與方向

1.1 超塑性材料的基本性質

超塑性(Superplasticity)一詞是指具有特定組織與材質的材料，在特定之溫度與應變速率下，具有極大的延伸率(一般要大於 200%)，而且形變過程中變化十分均勻，沒有局部頸縮的現象(free of localized necking)[1]。超塑性自 1912 年被發現以來，經過數十年的研究與發展，陸陸續續在陶瓷、介金屬化合物、複合材料都發現到超塑性的行為[2]。在工業界，使用超塑性的目的在於工件的一體成形，減少因為銲接而產生的應力集中的所造成的問題，而更進一步的降低成本提高產能。

材料在超塑性變形過程中，其流變可以用下列關係式

Kε m

σ =

& , (1)

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)，m

為應變速率敏感係數(strain rate sensitivity)，而 m 的定義如下：

ε σ σ

ε ε σ

d m

&

d

&

=

∂

= ∂

ln

ln . (2)

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。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，而對於超塑性材料而言，其 m 值在超塑性溫度(0.5~0.8T

m

，T

m

為熔點溫度)時約介於 0.3~0.8 之間。當 m=1 時，此為牛頓黏性流體。

(16)

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[3]：

(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：第二相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。

(3) 晶界結構的本質：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。

(4) 晶粒形狀：晶粒的形狀為等軸狀，如此將有助於材料受到剪力時才能有晶界滑移或旋轉。

(5) 晶界的移動性：在晶界滑移的時，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。

就超塑性變形機構而言，主要區分為三類，即擴散潛變(diffusion creep)、差排潛變(dislocation creep)、晶界滑移(grain boundary sliding)，如圖 1-1 所示。

一般超塑性合金通常在應變速率(strain rate)與流應力(flow stress)之間存在有 S 形曲線或三個不同狀態變化的趨勢，如圖 1-2 所示。Valiev 與 Kaibyshev[4]

曾針對鎂合金 MA8 (Mg-1.5%Mn-0.3%Ce)在三種不同應變速率區間的主要變形機構做過研究，在低應變速率區(Ⅰ區)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(intragranular dislocation strain)與擴散潛變，在這區間，

應變速率敏感係數與伸長量的相關性是很小的。在中間應變速率區間(Ⅱ區)，主

(17)

要的控制機構來自晶界滑移並伴隨穿晶差排應變補償，在此區應變速率敏感係數通常約等於 0.5，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。

在高應變速率區(Ⅲ區)，主要的控制機構來自穿晶差排應變並伴隨少數晶界滑移，且應變速率敏感係數再一次降低。所以綜合諸多變形機構中，以晶界滑移並隨一個相關的調適補償過程(accommodation process)的理論最為人所接受，至於調適過程的機構為何，就依不同的材料而有所不同。

1.2 鎂合金的發展與應用

近年來由於 3C 產業的蓬勃發展，一般的電子產品為了散熱、減輕重量的需求、防電磁波干擾(shielding capabilities)、可回收性與環境穩定性等這些因素，

都逐漸選用鎂合金來替代一般塑膠材料[6,7]。另外在現今資源日漸短缺及環境要求愈趨嚴格下，所有工程領域在結構元件的應用上都有往輕質材料發展趨勢。在表 1-1[5]中列舉出一般常用材料的基本性質比較。鎂合金之優異性質歸納如下：

(1) 低密度：鎂的密度約 1.74 g/cm

³

，只有鋁的 2/3，鋼的 20%，是結構金屬中最輕的材料。從環保的角度而言，將能更減少能源的損耗。

(2) 散熱性：相較於高分子材料，鎂有較高的熱傳導性。

(3) 制振性：鎂比鋁與塑膠較高的吸振性，尤其是相同抗力下厚度僅塑膠的 1/3。

(4) 回收性：鎂可在回收利用，減輕對環境的衝擊。

(5) 防電磁波干擾。

儘管鎂有上述這些優點，但由於鎂的晶體結構屬於六方最密堆積(hexagonal close-packed, HCP) ，其滑移系統 (slip system) 相較於鋁的面心立方堆積 (face-centered cubic, FCC)少了許多，故室溫時，延展性差了許多，這使得鎂合金要在室溫用鍛造成形有其困難度。一般現在鎂合金的成形方式都採用(1)壓鑄成

(18)

形 (die casting) ，國內的可成科技公司即採用此種方法。 (2) 觸變成形 (thixomolding)，國內的華孚科技即採用此種方法[8]。(3)觸變鑄造(thixocasting)，

一種半固態成形技術(semi-solid metal forming)[9]。另外超塑性成形也是另一種成形方式，對於一些複雜工件的成形，可以達到成本儉省的目的。

1.3 鎂合金超塑性發展

目前在鎂基合金要達到超塑性的能力，在材料的微結構(microstructure)上都採取細晶結構(fine grain structure)的方法來達到超塑性的能力，Bussiba 等人[10]

提到過藉由熱機處理(thermomechanical process)不僅可以對鎂基合金的超塑性能力有正面幫助，還能提升室溫的延展性。Watanabe 等人[11]提到對於減小晶粒尺寸的效應，能降低達到最大伸長量所需應變速率與溫度，更進而達到低溫(low temperature superplasticity, LTSP)與高速超塑性(high strain rate superplasticity, HSRSP)的要求。

1.3.1 晶粒細化的處理方式

在鎂基合金中要達到晶粒細化(grain refinement)的製程中，大致分為以下幾種方式。

1.3.1.1 壓延法

Kim 等人[12]使用熱壓延方式，在 375

^o

C 下使 AZ61 鎂合金初始晶粒從 16 µm 細化到 8.7

µm，當壓延溫度過高而使快速晶粒成長而無法使晶粒細化 10 µm 以

下，而溫度過低時則會有邊緣破裂(edge cracking)發生而經過壓延後的 AZ61 在

(19)

400℃以 2x10

^-4

s

^-1

應變速率下能得到最大伸長量 580%。

Mohri 等人[13]在 400

^o

C 壓延 AZ91 鎂合金，並在 300

^o

C 以 1.5x10

^-3

s

^-1

作拉伸測試。被壓延過後的晶粒雖是 39.5 µm 大，但當試片變形到真實應變為 0.6 時，

晶粒已經細化到 9.1 µm。晶粒細化的過程主要來自於拉伸時的初始階段所發生的動態連續再結晶(dynamically continuous recrystallization)，也由於發生晶粒細化才能使試片再繼續變形，才能啟動晶界滑移的變形機構。另外本實驗室[14,15]也對經過擠型後再經過壓延的 AZ91 鎂合金在 300

^o

C 以 1x10

^-3

s

^-1

作拉伸測試，也發現到晶粒從初始的 13

µm 細化到 2.5 µm，晶粒細化也是來自動態再結晶(dynamic

recrystallization)的貢獻。

1.3.1.2 擠型法

Lee 等人[16]以 AZ91 鎂合金與 AZ91/SiC 複合材料，以不同的擠型條件對擠型後材料的拉伸性質與微結構影響做過研究。不論是鎂合金或鎂基複材在 300

^o

C 以 25：1 以上的擠型比，都能得到細小等軸晶粒，而晶粒細化的原因也是在熱擠型過程中發生動態再結晶。兩種材料的拉伸強度都隨著擠型比越高而強度越高。

Mabuchi 等人[17]對用鑄造與用粉末冶金(powder metallurgy)兩種不同方式的原始坏料 AZ91 與 ZK61，在 280

^o

C 以 100：1 的擠型比下擠製後的材料作超塑性的研究。實驗的結果顯示理想的超塑性應變速率反比於起始晶粒，流應力所對應的活化能，是高於晶界擴散(grain boundary diffusion) 而低於晶格擴散(lattice diffusion)之活化能。用粉末冶金方式的原始坏料，經過擠製後所呈現的超塑性行為，比用鑄錠的坏料好，而這是因為用粉末冶金的坏料存在有較小的初始晶粒。

另外這些擠型後的材料存在有高速超塑性的行為，而其主要的變形機構不同於以

(20)

往鋁基複合材料的有液態相的存在作為一種調適機構，而是因為鎂的晶界擴散能力優於鋁，使得在應立集中處能得到有效舒緩。

1.3.1.3 等徑轉角擠型(Equal channel angular pressing, ECAP)

近來，由 Segal[18]發展出一種等徑轉角擠型的變形方式，將一個模子挖兩各等橫截面的通道，如圖 1-3 所示。材料在擠製過程中，經過通道交角時，會產生一個剪應形，其應變量表示法為：

( ) ( )

 

 



 + + +

=

3

2 / 2 / cos 2

/ 2 / cot

2

φ ψ ψ φ ψ

ε ec

N N

, (3)

其中 N 為擠製次數，φ為此兩通道的交角，ψ為通道外側的弧角。經由這種變形方式，可以在不改變試片橫截面而不斷反覆擠製而累積大量應變下，得到次微米級的晶粒。Mabuchi 等人[19]使用 AZ91 的鎂合金在 175℃下使材料累積應變量達到 8.05，能得到約 1 µm 的晶粒尺寸，使得在低溫 200

^o

C 與 5x10

^-5

s

^-1

能到 661%

的最大伸長量。應變速率敏感係數約 0.3，所對應的低溫超塑性機構是差排黏滯滑移(viscous- glide of dislocations)，但試片經過變形後的表面觀察，卻呈現是晶界滑移的特徵，以 AZ91 的低溫超塑性來說，差排黏滯滑移似乎並未是主要的變形機構。

Mabuc hi 等人[20]利用高解析電子顯微鏡(high-resolution electron microscopy) 進行微觀組織(microstructure)的分析，發現在晶界的刻面上有規則或不規則的起伏(wavy)，且隨著愈接近晶界，其晶格平面歪曲(distortion)愈大，呈現一種不平衡狀態(non-equilibrium state)，經過退火後，材料的晶界會由不平衡狀態轉變到平衡狀態(euquilibrium state)，另外退火前後之兩種材料都有應變速率敏感係數 0.5 的值，而流應力所對應的活化能也是晶界擴散的值。經過退火的材料所呈現

(21)

的低溫超塑性比沒有經過退火的好，而主要的原因是未退火材料的不平衡晶界的長程應力(long-range stresses)阻礙了差排的移動，反觀退火後的材料存在平衡晶界，這種情況使得當晶界滑移時所造成的應力集中處得到的補償，進而延緩斷裂。

1.3.1.4 雙重擠製法(Double extrusion)與往復式擠型(Reciprocal extrusion)

Mukai 等人[21]將 ZK60/SiC 複合材料經過一次擠型與二次擠型比較，經過二次擠型的材料在 350

^o

C，1x10

^-1

s

^-1

的應變速率下出現 400%以上伸長量的高速超塑性的現象，其應變速率敏感係數約 0.5，且活化能是 81 kJ/mol，從實驗結果可以得知主要的變形機構是晶界滑移伴隨晶界擴散補償機構。

國內清大的葉均蔚教授的研究群[22]以往復式擠型(reciprocal extrusion)法製作超塑性 AZ91 鎂合金。在 275

^o

C 往復擠型 10 次後，可以得到等軸晶粒 3.5 µm，

在 300

^o

C 以 1x10

^-3

s

^-1

可以得到 989%的伸長量，在機械性質上比一般鑄錠，降伏強度(yield strength)提高為 3 倍，抗拉強度(ultimate tensile strength)提高為 2.6 倍。

具有這些良好的性質主要是因為在具有均勻且緻密的微結構。

1.3.1.5 粉末法

Mabuchi 等人[17]使用 AZ91 與 ZK61 的粉末在 250

^o

C 用 500 MPa 的壓力燒結成胚料，再經過 100：1 的擠型材料，比用鑄造法再經過擠型的材料有著較好的高速超塑性行為。這是因為粉末法有著較小的晶粒尺寸。

Watanabe 等人[23]研究以用粉末法的鎂合金與鎂基複合材料的超塑性性變形機構，而提出是報告過是晶界滑移並伴隨晶界擴散控制滑移的補償機構。且這些用粉末法的材料只能在 277

^o

C 以下被強化。另外在鎂合金中沿著晶界散佈的氧

(22)

化物顆粒小於 25 nm，複合材料的的強化物小於 2 µm，經由顆粒周圍的擴散流能扮演讓應力集中處得到舒緩作用(relaxation)的角色。但當溫度低於 277

^o

C 以下，這種舒緩作用在滑移補償(slip accommodation)過程中並不完全進行，使得差排在晶界上或沿晶顆粒上堆積(dislocation pile-up)，而這種差排在沿晶顆粒上的堆積為強化的主要貢獻。

1.3.1.6 快速凝固法

Solberg 等人[24]將 AZ91 鎂合金利用快速凝固法並經過擠型，得到均勻的晶粒尺寸約 1.2 µm，Mg

17

Al

12

析出物的顆粒大小約 0.1-0.3 µm，相較一般鑄造的材料再經過擠型所得到的晶粒尺寸(粗晶帶約 20 µm，細晶帶約 3 µm)能有小減小晶粒尺寸。在 275

^o

C~300

^o

C 以 6.3x10

^-3

s

^-1

的應變速率能到超過 1000%以上的伸長量，另外相當高密度的孔洞在超塑性變形後發展出來，導致在室溫的強度與延展性都減小。

1.4 裂孔化(Cavitation)

從上面可知，超塑性變形可以得到近乎無頸縮(neck- free)的很大伸長量，但對大部分的超塑性材料而言，在變形過程中，在材料內部常常會有裂孔化 (cavitation)的現象[25,26]，而這些裂孔的發生會導致材料過早斷裂，並非因為頸縮的發生而斷裂。在超塑變形過程的裂孔化一般可以分為三個主要的階段：裂孔成核(nucleation)，裂孔成長(growth)，裂孔聯合(coalescence)，以下將針對這些階段作介紹。

1.4.1 裂孔成核

(23)

Greenwood 等人[27]在銅與鎂金屬於高溫變形實驗中觀察了沿晶裂孔化 (intergranular cavitation) 的情形，認為裂孔的成核是藉由足夠數量的晶格空位 (vacant lattice sites)堆聚(agglomeration) 而形成，且成核的位置都在晶界(grain boundary)上。對於這些晶格空位的堆聚認為主要是藉由熱震動(thermal vibration) 所引起的晶格空位擴散與差排移動所造成的。另外文中也認為要達成大量的成核，如果只藉由擴散是不足的，需要藉由晶粒的滑移造成區域晶格的扭曲達到大量成核的目的。Raj 與 Ashby[28]假定有一定數量的核(nuclei)存在，且形成一個穩定的核是藉由晶界上與晶格(lattice)上的空位(vacancy)擴散形成，另外從系統受外力作用而變形所產生的自由能(free energy) 改變的觀點，求出成核所需的臨界半徑：

σ γ /

≥

2

r c

, (4) 其中γ為表面能，σ 為施加的應力。對此擴散成核的理論，Stowell[29]認為並不全然是如此，另一部分的原因可能由於熱機處理加工過程也會造成預先存在 (pre-existed)的裂孔也是成核並且更進一步成長的因素。Pilling 與 Ridley 對此種成核模型所需要的空孔數目與在超塑性變形的流應力(flow stress)去估算，發覺用空孔凝聚成核所需空孔數目，遠大於熱力學上平衡的空孔數目，所以 Pilling 認為在超塑性的裂孔化成核有二，第一是由於晶界滑移時，調適過程 (accommodation process)失敗造成晶界破裂，或析出相(precipitation)與母相介面破裂為成核的原因，另外對於熱機處理所產生的預先存在的裂孔也是一個因素 [26]。

裂孔成核的過程到目前為止並沒有一個很完整的理論來解釋它，各家學說眾說紛紜。但從之前許多學者的實驗可以發覺到成核位置都會在晶界三交點處 (grain triple junctions)，或散佈第二相與母相的介面處為成核位置。另外對於第二

(24)

相的大小與密度、應變速率、晶粒起始尺寸、溫度等因素對成核的影響也需更進一步的探討。

1.4.2 裂孔成長

裂孔成長機構的了解，主要是來自早期潛變(creep)的變形研究得知。整個裂孔成長的機構可以分為兩大類：(1)擴散控制成長(diffusion-controlled growth)，位在晶界上的空孔 (void) 藉由晶格空位擴散得以成長。 (2) 塑性控制成長 (plasticity-controlled growth)，裂孔周圍的應力集中處受到塑性流影響而成長。另外 Chokshi 與 Langdon[30]對於超塑性材料的細晶粒效應所造成的晶界面積的增加，使得晶界上的空孔(void)的擴散路徑增加，在擴散控制成長的機構過渡到塑性控制成長機構提出了一個超塑性的擴散成長機構 (superplastic diffusion-controlled growth)，以下將針對這些成長機構做更一步的介紹。

1.4.2.1 擴散控制成長

在晶界上已成核空孔，物質會經由空孔表面與相鄰的晶界擴散，而使空孔能藉由這種擴散的方式而成長，如圖 1-4 所示。Hull 與 Rimmer[31]曾對此種擴散控制成長提出生長模型，有兩個基本的假設：(1)假設表面擴散的速率是夠快，

已至於能使空孔維持在一種準平衡(quasi-equilibrium)的圓球形狀。(2)假設晶粒是沒有變形的。這意指晶粒以堅硬體均勻地分開，也就需要物質在兩空孔間的晶界上擴散，而達到空孔成長的目的。Raj 等人[28,32]依據 Hull-Rimmer 模型推導出裂孔以擴散成長的速率：

(25)

( ) ( )

 







 







 





 



 − +

 −



 





−

− Ω +

=

2 2 2

4 4 1

ln 3

/ 1 / 2 2

l r l

r r

l

l r r p

kT D dt

dv δ gb σ γ

π

, (5)

這裡

v 是裂孔體積，σ 是拉伸應力， p 是裂孔內部壓力，γ 是表面自由能，r 是

裂孔半徑，2 是兩裂孔之間的距離，

l Ω

是原子體積，

δ 是晶界厚度， D 是晶 _gb

界擴散係數，k 是波茲曼常數，T 是絕對溫度。擴散成長的模型只在裂孔的開始成長階段有用，當裂孔的半徑更大，擴散成長的模型就無法正確預測出裂孔成長速率。

1.4.2.2 塑性控制成長

當應力夠大時，且潛變流(creep flow)是夠有效地快速的，可以忽略物質沿著晶界的運輸(transport)[31]，裂孔會有逐漸被拉長現象發生，且長軸方向幾乎與拉伸軸平行，如圖 1-5 所示。關於這種情形的裂孔成長速率曾被 Hancock[32]討論過，推導出下列的成長速率關係式：

 

 

  −

= _∞

σ ε γ

v r dt A

dv

2 1 3

& . (6)

這裡

A 為一個常數， ε& 是平均應變速率， r 是裂孔半徑，另外裂孔體積成長速 _∞

率(

dv / dt

)是正比於裂孔體積

v ，也就是說當裂孔體積越大時，成長速率也就越

快。3

γ r

/2

σ

這一項牽涉到毛細現象(capillarity effect)的效應誘發空孔的收縮。

Miller 與 Langdon[33]對擴散與塑性控制之兩種裂孔成長機構進行分析。裂孔如果受到擴散機制控制，則裂孔的形狀會近似圓形且隨機的分佈，但如果受到塑性機制控制，則形狀則是瘦長狀且長軸與拉伸軸平行。把這兩種不同成長機制

(26)

的成長速率對裂孔半徑作圖，如圖 1-6。從圖中可看出裂孔早期是擴散機制所主導，但當裂孔半徑大於臨界半徑

r ，則主導機制會由擴散轉變到塑性機制。臨界 _c

半徑

r 會隨著應變速率的減少而增加，也就是當流應力(flow stress)較低時，擴散 _c

機制主導裂孔成長，但當流應較高時，則轉變為塑性機制主導。

對於式(6)可以寫成如下：

 

 

  −

= σ

ε γ ε

ε A v r dt

d d dv

2 1 3

& , (7)

等式的左邊

d / ε dt

等於應變速率，可以與等式的右邊對消。我們假設裂孔是夠大的能夠忽略毛細(capillarity effect)現象所造成的裂孔收縮下，可以再把式(7)簡化寫成如下：

ε v ηd

dv =

, (8)

其中η 為一個體積成長參數，對式(8)兩邊作積分，可得下面等式：

( ) v = ln ( ) v ₀ + η ( ε _f − ε 0 )

ln

, (9)

再對式(9)兩邊取自然數，且假設

ε 為未變形的應變，等於零，可以得到如下等 ₀

式：

( ) ^ηε

exp v

v = ₀

, (10)

將等式(10)除於試片的體積，可以得到裂孔的體積分率隨著不同應變的關係式：

( ) ^ηε

exp C

C _v = ₀

, (11)

其中 C

v

為裂孔體積分率，C

0

為應變為零下之裂孔體積分率。另外對於η這個成

(27)

長參數，Stowell[34]曾寫出以下的關係式：

( )

( ) ^ _ ^

 

 +

 −



 



=  +

m m m

m

2 3

2 sinh 2 1 2

η

3 , (12)

η為應變速率敏感係數的函數。

1.4.2.3 超塑性擴散成長機構

對於上述裂孔成長機構：擴散控制成長機構與塑性控制成長機構，或者兩種同時進行[28,35]，都是早期針對潛變破裂(creep fracture)所發展出來的，然而這些早期所發展的模型所考量都是大晶粒尺寸，一個裂孔只相交一個晶界，如圖 7 的左邊所示。但對於結構超塑性(structure superplastic, SS)材料而言，基本的晶粒要求就要 >10 µm，這對於裂孔與周圍晶界相交數目，與以前在大晶粒尺寸所發展而來的擴散模型有很大的差異，如圖 1-7 的右邊所示。

在圖 1-6 對於擴散控制成長機構轉變到塑性控制成長所預測的臨界半徑

r ，與一些超塑性材料所實驗觀察到的結果相差很大。Miller 與 Langdon[33]曾 c

針對 Cu-2.8% Al-1.8%Si-0.4%Co 合金預估臨界半徑

r 約 1 µm，但是實驗結果卻 _c

發現到許多圓形的裂孔半徑高達到 40

µm，這與理論預估值相差太大。有鑑於

此，Chokshi 與 Langdon[36]對於小晶粒的超塑性材料而言，修正了原先的擴散模型，發展了超塑性擴散控制成長模型。

在裂孔周圍的物質擴散流(diffusive flux)可以寫成下列等式：

δ µ Ω ∇

= kt

j D ^gb

, (13)

(28)

其中

∇ µ

是化學能梯度(chemical potential gradient)。對於超塑性的細晶材料而言，如果裂孔尺寸大於晶粒尺寸，在裂孔周圍所相交的晶界數目就不在一個晶界，如圖 1-7 右邊所式。所以當裂孔周圍相交的晶界數目越多，其物質擴散流的也就越大，呈現一個正比的關係，如下：

Nj

J =

, (14)

J 為總物質擴散流， N 為裂孔周圍晶界相交的數目(擴散路徑)。

考量一個裂孔位在單一晶界上，且此晶界垂直於應力方向，如圖 1-8 的左圖所示，在晶界上額外的化學能如下式：

Ω

= Ω

= σ σ

µ _N

, (15)

其中

σ 為垂直晶界上的應力。對於超塑性材料的晶粒，假設為一個正六角形， _N

有兩個晶界垂直於應力軸，其餘有四個晶界傾斜於應力軸，如圖 8 的右圖所示，

因此，在晶界上額外的化學能如下式：

σ

σ ₁ =

且

σ ₂ = σ

/2, (16)

( ^× ⁺ ^× ) _Ω _≈ _Ω

= σ σ σ

µ

0.7

6 4 2

₂

avg 1

, (17)

所以總物質擴散流就等於如下式：

Nj

J =

0.7 . (18)

Chokshi 與 Langdon[36]應用了 Speight-Beere[37]的裂孔擴散成長模型，其裂孔成長速率對應裂孔半徑的關係式如下：

(29)

( )

 

  −

= Ω

ε γ δ σ

ε α

&

r kT

r D d

dr

2

gb

2 /

2

, (19)

(

^/²

) (

¹

(

² ^/

) ² ) (

³

⁽

² ^/

⁾ ² )

ln 4

1

a r a

r r

a − − −

=

α

, (20)

其中α 為裂孔之間的距離，相當於先前所提 Raj 模型中的 l2 。將式(18)代入式(19) 式中可得到下列的裂孔成長速率關係式：

( ) ( ) _



 



  −



 



≈  Ω

 

 





ε γ δ σ

ε α

&

r kT

r N D d

dr gb

spd

/ 2 2

7 .

0

2

， (21)

其中下標

spd 表示超塑性擴散控制機構。從式(21)可以看出裂孔成長速率與 N 有

很大的關係，N 為裂孔周圍與晶界相交的數目，所以 N 會隨著裂孔半徑與晶粒尺寸大小不一樣有所變化。Chokshi 與 Langdon[36]找出 N 與裂孔半徑

r 還有晶粒

大小

d 的關係：

( )

^/

²

32

r d

N ≈

， (22)

代入式(21)，可得到下列超塑性擴散控制成長速率的關係式：

 

 

 Ω 

≈ ε

δ σ

ε d kT

&

D d

dr gb

2

45 . (23)

從式(23)中可以看出裂孔成長速率與裂孔半徑無關，只與晶粒尺寸以及應變速率有關。當晶粒越小以及應變速率越慢，超塑性的擴散控制成長機構就越重要。

1.4.2.4 裂孔的成長地圖

(30)

對於上述所有裂孔成長的經過，從擴散控制成長機構到塑性控制成長機構，還有超塑性擴散成長機構對於擴散控制的修正，Chokshi[38]整理裂孔的成長過程，由成核之後到逐漸成長以後，裂孔半徑增大，裂孔所會經歷過的控制機構做了個完整的成長過程的地圖，繪製成圖 1-9。

其中擴散成長機構，Chokshi 運用 Beere-Speight 的擴散成長模型，且α假設為0.1，所以式(19)等於：

 

 

 Ω  −

 =



 





ε γ δ σ

ε

&

r kT r

D d

dr gb

d

/ 2 1

5

² . (24)

塑性控制成長機構則用Ηancock 模型，如前面所提的式(7)，其中 A 假設等於 1，

可得到下列關係式：

 

 



− 

 =



 





σ γ

ε

2

r

3

d

dr

p

. (25)

對於超塑性擴散機構則用與 Langdon 所提的模型，如式(23)的關係式。

Chokshi 假設裂孔是夠大的以致於能夠忽略式(24)與式(25)中的 2γ / r 與 3γ / 2σ的兩項，此兩項為毛細現象(capillarity effect)所造成的效應。所以擴散控制機構與塑性控制機構會有前面 Miller 與 Langdon[33]所提到的臨界半徑：

3 / 1

5

 



=  Ω

ε δ σ

&

kT

r _c D ^gb . (26)

超塑性擴散控制機構與塑性控制機構也會有一個相交點，此點所對應的半徑

r csp

為超塑性擴散控制機構轉變成塑性控制機構主導裂孔生長的一個臨界半徑，其關

(31)

係式如下：

ε δ σ

&

2

45 1

kT d r _csp Ω D ^gb

=

, (27)

Chokshi 與 Langdon[30]曾提到過，當超塑性材料的晶粒尺寸越大，超塑性擴散控制機構的效應就會越小，並且推算能夠發生超塑性擴散控制機構的最大晶粒尺寸

d max ≅

5r

c

。超塑性擴散控制機構牽涉到裂孔必須多過一條以上的晶界相交，一般而言，要發生超塑性擴散控制機構，Chokshi 推算裂孔需要等於晶粒尺寸的一半以上，也就說要發生超塑性擴散控制機構的裂孔半徑其關係是如下：

2

d

/

r _osp =

. (28)

1.4.3 裂孔聯合

隨著應變的增加，裂孔的平均尺寸與體積分率也會隨著增加，在這種情形下裂孔與裂孔之間會連結(interlinkage)成更大的裂孔，使得平均尺寸突然快速增加，如圖 1-10 所示，最後進而導致材料破裂(fracture)發生。這種情形在許多超塑性變形試片的斷裂處，可以很明顯地觀察到裂孔體積分率與裂孔尺寸都比遠離斷裂處高出許多。Pilling[39]利用 Stowell[34]所推導出半徑為

r i

的裂孔與另一裂孔聯合時，其單位空間數目的變化的關係式如下：

 ∆







 



 + ∆ + ∆

=

∆ η ε η ε η

27 1 3

8

2 2 2

i i

i V N

N

, (29)

其中

V 是半徑為 r _i i

的裂孔體積，

∆ ε

為微小應變的增加量。把式(29)除以未聯合

(32)

前的單位空間數目

N i

可以得到裂孔聯合的比例：

ε η ε φ

ψ ∆ = ∆ ∆

= ⁱ

8

V _f

( )

Ni

N

, (30)

( ) _ ^





 



 + ∆ + ∆

=

∆

1 3 27

2 2 ε

η ε ε η

φ

. (31)

並推導出裂孔因聯合而增加的平均半徑：

( )

ψ δ δ ψ

2 1 1

37 . 0 13 . 0

−

+

= −

∆ r r r r

, (32)

其中

δ 為前面所提因為擴散控制與塑性控制機構所造成裂孔半徑增加，其關係 r

式如下：

( ) ^σ ^γ ^ε

ε δ σ

γ ε η

δ ∆

 





 





 −



 



 



 

  − + Ω

 

 

  −

=

∆

=

4 3 ln 2

1 2

2 3

3

²

r r a

kTr r D

r f

r ^b

& ， (33)

其中

f(r)為單一裂孔不受到裂孔聯合的影響而隨著應變獨自成長，其中第一項為

為前面提到的 Hancock ，式 (6)塑性控制成長，而第二項運用前面所提的 Beere-Speight，式(19)的擴散控制成長，且做了些簡略的修正。把單位空間中裂孔會相互聯合所發生比例的第 30 式，與單一裂孔獨自隨著應變增加而成長的第 33 式代入第 32 式，做些整理可以得到下式：

( ) ( ( ) ( ) )

( ) ^ε ^η ^ε

φ

ε η

ε φ

ε − ∆ ∆

+

∆

−

= ∆

∆

f f

V

r f r

f r

r V

4 1

37 . 0 13 . 0

8 . (34)

從式中可以很清楚明白，隨著應變的增加進而使得裂孔聯合的比率增加，隨著裂孔聯合比例的增加，裂孔的大小也快速增加。從圖 1-11 可以很清楚看到，隨著

(33)

應變的增加，大尺寸的裂孔的數目也隨著增加，而且當應變越接近發生斷裂時的應變，比之較小的應變存在著更大的裂孔尺寸。

1.5 影響裂孔化的因素

對於超塑性變形會發生裂孔化的情形，以下將針對材料內在的本質因素與外在的環境因素，從這兩種不同的角度去探討種種變因如何去影響到超塑性材料在變形時裂孔化情形。

1.5.1 材料的內在本質因素

1.5.1.1 二次相(Hard second phases)

Bae 與 Ghosh[40]在 Al-Mg-Mn-Cu的鋁合金中發現到預先存在顆粒與母材介面(particle- matrix interface)的小缺陷(defects)，在超塑性變形的初期時，會以類似裂紋(crack- like)的方式生長，隨著更進一步應變，會導致裂孔與顆粒完全的打斷鍵結(debonding)。另外也提到二次相顆粒越大以及介面之間的缺陷越大，越容易隨著應變的增加而快速的使裂孔在介面周圍成形。Ghosh 等人[41]認為這種在介面周圍的缺陷能進一步發展成裂孔，可能是因為在變形時，這些缺陷的周圍會產生應力過度集中，進而使這些缺陷更進一步藉由塑性成長產生裂孔。

1.5.1.2 晶粒的大小與形狀

Lombard 等人[42]針對 Ti-45.5Al-2Cr-2Nb 的合金，以只在 1254

^o

C 經過熱壓延，與接著在 1177

^o

C 下和 1238

^o

C 下熱處理個別處理 4 小時與 2 小時，其晶粒尺

(34)

寸的大小列在表 1-2。只經過壓延沒有熱處理的材料有著較好的超塑性，且有著較低的裂孔體積成長參數η，相對地，經過熱處理的材料，存在著較高的裂孔體積成長參數η。另外經過熱壓延的材料在變形時所發展出來的大尺寸裂孔數目，

也少於經過熱處理材料。這是由於只經過壓延的材料，相對於熱處理的材料有著較小的晶粒，使得在變形過程中產生較低的流應力(flow stress)，從式(6)可以知道較低的流應力較不容易使得裂孔塑性成長，且小晶粒的材料容易藉由擴散的過程來緩和晶界周圍的應力集中處，進而使得在晶界應力集中處的裂孔成核與成長能得到緩和的作用。

1.5.1.3 晶界特性(Grain boundary characteristics)

Kobayashi 等人[43]在 Al- Li 合金的超塑性變形過程中發現到，裂孔成核的位置都優先地偏向晶界三交點的位置，且這些晶界至少都是兩個以上的高亂度晶界(random grain boundaries)相連。他們並認為隨機晶界在超塑性變形扮演一個很重要的角色，但這些高亂度晶界在變形時的相連性問題也是一個很重要的考量。

Hirata 與 Higashi[44]針對用粉末冶金法得到含有約 50%的低角度的 7475 鋁合金，在超塑性變形時會藉由動態再結晶的方式改變晶界特性，從低角度晶界轉變成高亂度的高角度晶界。觀察裂孔化很容易在高亂度的晶界上發生，相對的，

在低角度的晶界上就不容易發生。另外與一般用鑄造方式(ingot metallurgy, I/M) 且經過熱機處理的 7475 鋁合金比較，一般用鑄造法的 7475 鋁合金有較高的隨機晶界，在超塑性變形時會得到較高的體積成長參數η，且裂孔的體積分率與裂孔的尺寸也相對比用粉末法的7475鋁合金來的大。這種結果，Hirata 與 Higashi 認為用鑄造法的方式在變形前就已經具有相當大比例的高亂度晶界，以致容易導致裂孔化的情形發生。

(35)

1.5.1.4 液態相(Liquid phase)的存在

Iwasaki 等人[45]使用 Si

3

N

4p

/Al-Mg-Si 的複合材料，在稍微高於部分融化 (partial melting)的溫度 560

^o

C 下做超塑性變形測試，實驗結果顯示顯示大於 2 µm 的裂孔相當的少，大部分的裂孔都小於 1 µm，且裂孔的成長速率是明顯的下降。

這種裂孔化受到限制，主要是因為在變形過程中，造成在強化物(reinforcements) 周圍的應力集中處，可以藉由液態相的存在來作為這些應力集中的調適機制 (accommodation helper mechanism)，更進一步抑制裂孔的成長。

Iwasaki 等人[46]也使用 AA 7475 鋁合金在低於部分融化的溫度 500

^o

C 與稍微高於部分融化的溫度 533

^o

C 兩種溫度下作超塑性變形，實驗的結果顯示 533

^o

C 下的裂孔成長率較低於 500

^o

C 的裂孔成長率，並認為裂孔成長率會受到抑制，主要是因為有少量的液態相存在。這些液態相的存在能做為在應力集中處的緩和作用。

1.5.2 外在的環境因素

1.5.2.1 靜液壓的影響(Effect of hydrostatic pressure)

Pilling 與 Ridley[47]在超塑性鋁合金的拉伸測試試驗中，將試片放入一個容器中並通入惰性氣體，使試片的周圍高於一大氣壓，其示意圖如圖 1-12。隨著通入的氣體壓力越高，超塑性變形所產生的裂孔體積分率與裂孔大小也隨之越小，

其中能明顯的減小在超塑性變形所產生的裂孔化的傷害，必須通入氣體壓力高達流應力(flow stress)的一半。

Bampton 等人[48]在細晶的 7475 鋁合金超塑性變形，通入氣體使試片周圍

(36)

高於一大氣壓。實驗結果顯示，在靜液壓狀態下的試片，其變形時的超塑性流特徵，如流應力與應變速率敏感係數 m 值等，並不會受到靜液壓的液體影響。超塑性的延展性(superplastic ductilities)與區域的破裂應變會隨著通入的氣體壓力越高而增加，這是因為在變形時所產生的裂孔化情形被減少了，也就說裂孔化在超塑性的最大破裂扮演了一個很重要的角色。

1.5.2.2 溫度與應變速率

增加變形時的溫度與減小應變速率能有效而減小變形時的流應力，從上述的裂孔成核所需臨界尺寸式(4)，可以很明顯的看到，應力越小，成核所需的臨界尺寸也就越大，這意謂著增加變形溫度與減小應變速率，能減少裂孔成核。在低應變速率，將能夠有足夠的時間來緩和(relaxation)，因為晶界滑移導致在晶界上所產生的應力集中，進而減少裂孔化的發生。另外較高的變形溫度，將使得擴散過程能更容易發生，進而減少裂孔化的發生。關於增加變形溫度與減少應變速率能減少裂孔化的發生，在許多學者的研究[26,40-42]都可以能清楚地看到。

1.6 實驗的目的

綜合以上許多的學者的研究，可以清楚地發現到，在超塑性變形的過程中所產生的裂孔化，不僅會影響到材料的超塑性能力，更會影響到超塑性成形後的材料強度。所以對於超塑性材料在經過超塑成型後，如何有效地抑制或控制裂孔化的情形，就成為一個相當重要的課題，尤其當成型後的材料是要應用到結構性材料時，就顯的更為重要。

另外一方面，近來一方面因為環保的議題受到重視與 3C 產業的蓬勃發展，

(37)

使得鎂合金逐漸受到重視，鎂合金的應用已經不再侷限一般的 3C 產業外殼，逐漸往結構性的應用發展。關於鎂合金成形從一般的壓鑄成形(die casting)、觸變成形(thixomolding)，以及近來受到注意的超塑性熱壓或熱鍛成形。鎂合金應用超塑性成形在結構性材料上，將不能忽略裂孔化對成形後的工件所造成的影響，然而可惜的是，近年來鎂合金的超塑性研究都偏重在如何開發最好的超塑性鎂合金，

對於鎂合金在裂孔化的研究則是付之闕如，這對於將來超塑性鎂合金應用到結構性材料將會是相當的急於知道的研究，所以，本實驗將往以下幾個方向來研究鎂合金在超塑性變形十的裂孔化情形。

(1) 析出強化型的 AZ91 在晶界上散佈著強度較高β相(Al

12

Mg

17

)，與固溶強化型的 AZ31 只存在準單相(quasi-single phase)，這兩種微結構的差異，對於超塑性變形的裂孔化影響。

(2) 針對 AZ31 在不同的晶粒尺寸下對裂孔化的影響。

(3) 從低溫 200

^o

C 到高溫 400

^o

C 不同溫度對裂孔化的影響。可以分辨控制在 LTSP 或 HTSP 之裂孔化之機構。

(4) 高應變速率與低應變速率對裂孔化的影響，可以了解材料在 HSRSP 或 LSRSP 之裂孔化機構。

(5) 探討應變速率敏感係數 m 值對裂孔化的影響。

(38)

第二章實驗方法

2.1 實驗材料

本實驗材料所選用的鎂合金，分別為 AZ31 (Mg-3Al-1Zn) 與 AZ91 (Mg-9Al-1Zn)兩種材料。AZ31 的材料是購自加拿大的一家 CDN 公司，材料是經由半連續鑄造(semi-continuous casting)方式製造出來的，其購得時的尺寸為直徑 178 mm 和高度 300 mm 的圓柱狀。AZ31 的詳細化學成分列在表 2-1。AZ91 的材料購自中國大陸 Nanjing Welbow Metals Corp.，用鑄造方式製造出來的鑄錠材。AZ91 的詳細化學成分列在表 2-2。

2.2 超塑性材料的製備

原始購得的材料其初始晶粒，AZ91 約 125 µm，AZ31 約 75 µm，這些原始材料因其晶粒過大，沒有具備超塑性的要求。所以藉由熱機處理的方式來達到晶粒細化的目的，使得材料具有超塑性的能力。

2.2.1 熱擠型製程

本實驗所採用的熱機處理方式是採用熱擠製來達到晶粒細化的目的，並降低材料內部的空隙，更進一步提高材料的機界性質。AZ91 因其原始來源為鑄造方式而來，對於材料的均勻性無法得知，固將 AZ91 放置氣氛盧升溫至 415

^o

C 並持溫兩小時以作為固溶處理，接著在水淬到室溫。做完前製處理後，將購得的材

(39)

料材車製成直徑 65 mm，高度 40 mm 的圓柱體，材料要放置於擠型機前，在擠型模具上噴上氮化硼 (BN)，以減少擠型時材料與模具之間的摩擦力，並在 280

^o

C~330

^o

C 的溫度之間擠製。擠型出來的材料為棒材或板材，其擠型比均為 100：1，其中擠型後的棒材直徑為 6.5 mm，而板材的截面積為 13.8 x 2.4 mm

²

。對 AZ31 材料，是將之擠製成棒材與板材共兩種不一樣的幾何尺寸，AZ91 材料則是擠製成 100：1 的板材，針對 AZ31 與 AZ91 兩種不同材料但相同擠型比的 100：1 板材，是為了作更進一步了解在析出型與固溶型材料中之裂孔化比較。

擠型比(Extrusion ratio, ER)定義為 ER=A

0

/A

f

，其不同的截面積的擠型比如下：

ER1=(65/2)

² π

：

(6.5/2) ² π=100：1, 真實應變量約 4.61 (35) ΕR2=(65/2) ² π

：

(13.8x2.4)=100：1, 真實應變量約 4.61 (36)

擠製後的材料面積縮減率(reduction in area)如下：

RA1={(65/2)

² π−(6.5/2) ² π}/(65/2) ² π=99.0%, 擠型比為100：1

RA2={(65/2)

² π−(13.8x2.4}}/(65/2) ² π=99.0%, 擠型比為100：1

本實驗所用的擠型機為國內的功益公司所製造，KCAEP-350E 銅鋁用高溫擠型機。為雙缸橫軸式油壓擠製機，最高出力為 350 噸。

綜合以上經過不同擠型比所得的材料，將之分類如下

(1) AZ31 經過 100：1 擠型比，擠製成棒材的材料稱為 31-E1 (2) AZ31 經過 100：1 擠型比，擠製成板材的材料稱為 31-E2 (3) AZ91 經過 100：1 擠型比，擠製成板材的材料稱為 91-E2 另外將各種不同式片所經過的不同的擠型條件整理在表 2-3。

鎂合金超塑變形之裂孔成核成長研究

國立中山大學材料科學研究所 碩士論文