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中 華 大 學

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(1)

中 華 大 學 碩 士 論 文

題目:鎂合金 AZ31B-H24 薄板材拉伸特性 之研究

Tensile test properties of AZ31B-H24 Magnesium alloys thin sheet

系 所 別:機械工程學系

學號姓名:M09608035 林峰正 指導教授:吳 泓 瑜 博 士

中華民國 九十八 年 七 月

(2)

中文摘要 中文摘要 中文摘要 中文摘要

本研究採用應變強化及部份退火之 AZ31B-H24 鎂合金板材,在 室溫、250℃及 370℃,分別平行軋延方向(0°)、垂直軋延方向(90°) 及與軋延方向成(45°),以 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及 1×10-1 S-1的初始應 變速率下進行拉伸試驗,觀察變形組織之特徵,以了解其顯微結構與 應變速率、溫度及軋延方向的相互關係。

拉伸試驗結果顯示,250℃及370℃應力-應變曲線具有抖動的情 形,這是由於材料在拉伸過程產生動態再結晶所致。材料的降伏強度 以及抗拉強度均隨溫度上升而下降,延伸率則隨溫度上升及應變速率 之下降而增加,其中90°拉伸試片具有最大之抗拉強度。在370℃應變 速率4×10-3 S-1時,45°拉伸試片具有最大延伸率131.84%。

由金相微結構的觀察可知,室溫可觀察到細小長條的晶粒以及沿 軋延方向之細長晶粒。此外,亦可在部分粗大的晶粒內觀察到形變雙 晶。250℃時,可觀察到母材雙晶由於溫度及應變速率的影響幾乎消 失,在拉伸試片的斷口處則可看到晶粒細小化DRX的出現。在250℃

拉伸試片斷口處之晶粒為最小,其晶粒大小約為2.3µm;370℃時,晶 粒明顯成長,晶粒大小約為13.9µm。

(3)

關鍵字 關鍵字 關鍵字

關鍵字:異向性(Anisotropy)、動態再結晶(Dynamic recrystallization )、

回復(Recovery)、加工硬化率(Strain hardening rate)

(4)

Abstract

The strain-hardening and partial annealed AZ31B-H24 magnesium alloy thin sheet was used in this study. Uniaxial tension tests were carried out in the directions of 0, 45 and 90to the rolling direction. The specimens were tested at temperatures of room temperature, 250°C and 370°C with an initial strain rates of 4×10-3 S-1, 2×10-2 S-1 and 1×10-1 S-1.

Metallographic examinations were performed to explore the characteristics of deformation and the effects of strain rate, sheet orientation, and deformation temperature on the microstructures.

Experimental results showed that the stress-strain curves with serrations, which resulted from dynamic recrystallization (DRX), could be observed at temperatures of 250°C and 370°C. As expected, the flow stress decreased with increasing temperature, and elongation to failure increased with increasing temperature and decreasing strain rate. The 90°

specimens showed maximum tensile strengths. Maximum elongation to failure of 131.83% was found in the 45° sample for testing at a strain rate of 4×10-3 S-1 and at a temperature 370°C.

Small and elongated grains along the rolling direction were observed in the samples tested at room temperature and the deformation twins were found in some large grains. Deformation twins did not exhibit in the samples tested at 250°C and the recrystallized grain with a grain size of about 2.3 µm was observed at the fracture. Recrystallization and grain growth took place at 370°C, and the grain size was measured to be about 13.9 µm.

(5)

目錄 目錄目錄 目錄

中文摘要... I 英文摘要...III 目錄... IV 表目錄... VII 圖目錄...VIII

第一章 緒論...1

1-1 前言...1

1-2 研究動機與範疇...2

第二章 文獻回顧 ...7

2-1 鎂合金之分類規範及意義...7

2-2 合金元素添加及其效應...7

2-3 溫度對於鎂合金之變形影響...9

2-4 回復與再結晶...10

2-4-1 回復 ...10

2-4-2 再結晶 ...11

2-4-3 晶粒成長 ...13

2-5 異向性...14

第三章 實驗方法與步驟...25

(6)

3-1 實驗材料...25

3-2 試片之製作...25

3-3 拉伸試驗...26

3-4 金相試驗...27

第四章 實驗結果...34

4-1 拉伸機械性質結果...34

4-1-1 室溫拉伸機械性質結果...34

4-1-2 250℃拉伸機械性質結果...35

4-1-3 370℃拉伸機械性質結果...36

4-2 AZ31B-H24 鎂合金之原材金相...36

4-3 拉伸試片金相觀察...37

4-3-1 室溫拉伸試片金相觀察...37

4-3-2 250℃拉伸試片金相觀察...37

4-3-3 370℃拉伸試片金相觀察...38

4-4 靜態退火處理之金相...39

4-5 SEM 微結構觀察...39

第五章 討論...66

5-1 溫度與微觀組織探討...66

5-2 溫度與拉伸性質關係...69

(7)

5-3 初始應變速率與拉伸性質關係...69 5-4 動態再結晶與應變硬化率之關係...71 第六章 結論...77

(8)

表目錄 表目錄 表目錄 表目錄

表 1-1 應用於高溫環境之各種新鎂合金材料...6

表 2-1 標準鎂合金之 ASTM 編號命名系統...15

表 3-1 鎂合金 AZ31B 化學成分組成(wt%)...28

表 4-1 室溫不同應變速率之拉伸機械性質...41

表 4-2 250℃不同應變速率之拉伸機械性質...42

表 4-3 370℃不同應變速率之拉伸機械性質...43

表 4-4 250℃不同應變速率之晶粒大小...44

表 4-5 370℃不同應變速率之晶粒大小...45

表 5-1 各個溫度及應變速率之應變硬化指數...72

表 5-2 250℃ DRX 產生之對應真應力-真應變 ...73

表 5-3 370℃ DRX 產生之對應真應力-真應變 ...74

(9)

圖目錄 圖目錄 圖目錄 圖目錄

圖 2-1 Mg-Al 合金二元相圖 ...16

圖 2-2 不同溫度作用下的應力應變曲線示意圖...17

圖 2-3 鎂合金的滑移系統 ...18

圖 2-4 鎂單晶滑移系統與臨界剪應力之關係...19

圖 2-5 回復過程示意圖 ...20

圖 2-6 動態再結晶與差排密度關係圖...21

圖 2-7 不連續動態再結晶階段示意圖...22

圖 2-8 幾何動態再結晶 ...23

圖 2-9 晶粒成長 ...24

圖 3-1 實驗流程圖 ...29

圖 3-2 AZ31B-H24 母材金相 ...30

圖 3-3 ASTM E8M-08 標準拉伸試片尺寸圖...31

圖 3-4 Instron 4469 拉伸試驗機與加熱爐具 ...32

圖 3-5 加熱溫度控制系統 ...33

圖 4-1 室溫各角度拉伸破斷試片之外觀形貌 ...47

圖 4-2 室溫各角度之工程應力-應變比較圖...47

圖 4-3 250℃各角度拉伸破斷試片之外觀形貌 ...48

圖 4-4 250℃各角度之工程應力-應變比較圖 ...49

(10)

圖 4-5 370℃各角度拉伸破斷試片之外觀形貌 ...50

圖 4-6 370℃各角度之工程應力-應變比較圖 ...51

圖 4-7 AZ31B-H24 母材形變雙晶 ...52

圖 4-8 室溫不同應變速率 0°拉伸試片金相...53

圖 4-9 室溫不同應變速率 90°拉伸試片金相...54

圖 4-10 室溫不同應變速率 45°拉伸試片金相 ...55

圖 4-11 250℃不同應變速率 0°拉伸試片金相 ...56

圖 4-12 250℃不同應變速率 90°拉伸試片金相 ...57

圖 4-13 250℃不同應變速率 45°拉伸試片金相 ...58

圖 4-14 (a)鋸齒狀晶界(黑色箭頭);(b)動態再結晶晶粒成核(白色 箭頭) ...59

圖 4-15 370℃不同應變速率 0°拉伸試片金相 ...60

圖 4-16 370℃不同應變速率 90°拉伸試片金相 ...61

圖 4-17 370℃不同應變速率 45°拉伸試片金相 ...62

圖 4-18 (a) 250℃靜態退火 5 分鐘;(b) 250℃靜態退火 10 分鐘... ...63

圖 4-19 (a) 370℃靜態退火 5 分鐘;(b) 370℃靜態退火 10 分鐘... ...64

圖 4-20 (a)晶界遷移現象;(b) Kink band ...65

圖 5-1 250℃之應變硬化率–真應力曲線 ...75

(11)

圖 5-2 370℃之應變硬化率–真應力曲線 ...76

(12)

第一章 第一章 第一章

第一章 緒論 緒論 緒論 緒論

1-1 前言

前言 前言 前言

鎂於地殼中的含量約 2.5%,在海水中亦有 0.13%的含量,是地球 中蘊含量甚為豐富的元素之一,於所有元素中排名第八,於常用的結 構金屬中亦僅次於鋁及鐵,排名第三,其比重為 1.74,為常用結構金 屬中最輕者。然過去一百年多年來,鎂並未成為人類文明中主要的結 構用金屬,係因鎂礦為一極為穩定的化合物,難以用一般的還原手段 提煉成鎂金屬,若自海水提煉,亦需耗費大量電力,雖然目前的工業 技術已能提煉大量的鎂金屬,但成本甚高,故鎂金屬的價格約為鋁金 屬的兩倍以上,這是鎂金屬成為主要結構用材料的最大障礙之一。此 外,熔解、鑄造技術亦較鋁金屬遜色,故各國投入研發的規模及工業 界累積的技術皆不足,使得鎂合金的合金設計、合金特性等系統性知 識的累積遠不如其它的結構用金屬材料。因是之故,鎂合金在結構用 金屬材料中一直是一個較不被重視的角色,其產業規模亦較其它結構 用金屬材料相形遜色。

(13)

1-2 研究動機

研究動機 研究動機 研究動機與範疇 與範疇 與範疇 與範疇

最近十數年來 3C 產品大行其道,而 3C 產品常須有可攜性 ( Portable ),因此對於輕量化的材料有極其殷切的需求,除了工程塑 膠( 比重約 1.2-1.7 ) ,使用鎂合金 ( 比重約 1.74 )也是另一種選擇。

可攜式產品日益追求輕薄短小,各式塑膠材料在結構剛性、散熱性等 已逐漸不敷需求,而新產品材料特性要求亦不斷出現,如電磁波干擾 ( EMI )的屏蔽、可回收性等,皆使塑膠無法滿足需求,而鎂合金在各 種特性及環保回收性之總體衡量下,皆較工程塑膠及其他常用的輕量 化材料為佳。因此本實驗採用 AZ31B-H24 鎂合金軋延薄板片進行拉 伸試驗,是欲了解藉由溫度效應及應變速率,探討微結構之特徵以及 拉伸機械性質,進而提升鎂合金板材之機械性質及 AZ31B-H24 潛在 應用能力。

綜合 3C 電子產品採用鎂合金的理由可歸納如下[1-3]。 1. 強度/重量比佳、剛性佳

鎂合金的比重雖較工程塑膠高,但以強度/重量比而言,鎂合金不 比塑膠遜色,甚至較部份複合材料為佳。若工件為結構件,則塑膠為 了整體剛性必須加厚,而鎂合金則不需如此設計;因此就整個工件的

(14)

重量而言,鎂合金製品的元件重量可能比塑膠為輕,而在結構體的剛 性上,鎂合金製品則遠比塑膠製品為佳。

2. 耐衝擊、耐磨

可攜式產品必須能耐攜帶時可能遭受的撞擊、掉落的衝擊,有一 個足夠堅固的外殼為產品必須具備的功能,鎂合金製品在這一點遠比 塑膠品為佳,且金屬又遠比塑膠耐磨;就筆記型電腦而言,在抵抗 5 呎-磅的球衝擊及全機耐三次從 1 公尺高處落下的衝擊,此兩種測試 下,鎂合金機殼的材質皆可完全滿足,毫無顧慮。

3. 環保法規要求

就回收性而言,金屬遠比塑膠為容易,且金屬回收以後,通常可 以回復到可用的原材料狀態,而塑膠通常只能廢棄,無法有效再利 用,因此各廠商在法規的要求下,對於採用鎂合金的意願大增。

4. 耐熱、散熱性佳

表 1-1 為最近開發的耐熱鎂合金的組成。為了增加耐熱性,近期 開發的耐熱鎂合金添加了 Ca、Sr,希望能在 175℃使用、做為自排車 的變速箱外殼。AS21X 合金是以 AS21 合金為基礎,添加少量 RE 而 成,可改善潛變特性,但壓鑄性並未改善;AJ52 合金是以 Mg-5%

(15)

Al-0.3%Mn ( AM50 )合金為基礎,添加大量 Sr,結果在 150~175℃溫 度範圍的潛變性良好,為了維持其壓鑄成型性,必須將溫度提升為 720℃、模具溫度高至 300-350℃。MRI-153 合金之潛變特性已大幅 改 善 , 鑄 造 性 也 良 好 , 是 美 國 MPCC ( Magnesium Power Cast Components )計畫之成果,預定應用於汽車油底盤;AXE522 為日本 所開發,添加 Ca 與 RE 約 2%,以提高耐熱性,已經應用至部分車種 的油底盤、變速箱外殼,預期其未來市場應用將擴大。

筆記型電腦耗用的功率約為 20~30 瓦,因此散熱一直是筆記型電 腦的大問題;但若底盤機殼採用鎂合金,將部分的熱引導至底盤,由 於鎂合金的導熱率約為塑膠的 100 倍以上,故而散熱問題將可獲得充 分解決。

5.

吸振性、電磁遮蔽性佳

相機類的產品,尤其是單眼反光式,有反光鏡、快門的機械動作,

整體設計上必須有吸振、剛性的考量,以維持照片曝光時的精密度,

鎂合金為常用金屬中吸振最佳者,因此有不少數位相機的框體都是以 鎂合金製作;又鎂合金具電磁波吸收的特性,因此也常被用來作為防 電磁波外洩,如手機的框體即為鎂合金應用市場之一。

鎂合金對於筆記型電腦的工作頻率之下所發出的電磁波的吸收程度

(16)

可達到全頻範圍皆在 100dB 以上,可謂為完全吸收,因此就鎂合金製 的機殼而言,對於 EMI 屏蔽效果可說是具有遮斷性的作用,不再需 要做防電磁波之處理。

(17)

表1-1 應用於高溫環境之各種新鎂合金材料

資料來源:工業材料雜誌 2003 年 6 月

(18)

第二章 第二章 第二章

第二章 文獻回顧 文獻回顧 文獻回顧 文獻回顧

2-1

鎂合金之分類規範及意義 鎂合金之分類規範及意義 鎂合金之分類規範及意義 鎂合金之分類規範及意義

鎂合金之分類記號,依據 ASTM ( American Society for Testing and Materials )規格[4]可以分為四個部份,其符號及意義見於表 2-1 。第 一部份為兩個英文字母,指示主要合金元素,含量較高者在前。第二 部份為 2 至 3 位數字分別表示前述兩種主要合金元素含量,第三部份 以單一英文字母表示,除了 I 和 O 以外的一個英文字母,指示標準 化的合金,在成分上少許的差異。第四部份和第三部份以“-”記號隔 開,由一個字母及數字組成,以表示合金之熱處理或製作狀態。以本 文之材料 AZ31B-H24 為例,字母 A 及 Z 分別表示 Al 及 Zn 元素,

數字 31 則表示鋁含量 3wt%及鋅含量 1wt%,B 表示合金之制定序 號,H24 則表示經加工硬化後進行部份退火處理,且其硬度降為加工 硬化狀態的一半。

2-2

合金元素添加及其效應 合金元素添加及其效應 合金元素添加及其效應 合金元素添加及其效應

依照鎂合金在應用上需求的不同,會添加不同的合金元素,使鎂 合金產生各種不同性質,例如:

(19)

(1) Al:基於增加強度以及降低成本的考量,Al 為鎂合金常見的添加 元素之一;經由 Al 元素的添加可以有效地改善鎂合金的室溫強度、

硬度以及延性,同時擴大鎂合金的凝固範圍以便於鑄造使用;商業用 鎂合金的 Al 含量大多在 10wt%以下,且添加量 6wt%時鎂合金有最佳 強度與延性[5]。根據圖 2-1 相圖顯示,會有第二相 γ 相 Mg17Al12的產 生。

(2) Zn:也是鎂合金常用的添加元素之一,在應用時往往會和 Al 元 素合併添加以改善鎂合金的室溫機械性質,添加 Zn 元素也可降低 Fe、Ni 等不純物在鎂合金中所產生的腐蝕效應;然而過量的 Zn 會 造成鎂合金在熱加工過程中的缺陷,因此在使用上都會將 Zn 元素的 比例控制在 1.5wt%以下[5]

(3) Mn:與鋁形成化合物,同時其中固溶 Fe、Ni 及 Cr,可改善耐蝕 性。合金中 Fe + Ni + Cr/Mn 比保持在一定值以下至為重要。

(4) Si:形成介金屬化合物 Mg2Si,微細分散在晶粒晶界,可提高耐磨 性,亦可改善鑄造性。

(5) RE:固溶體硬化,隨著析出硬化,與鎂合金成熱安定,且形成硬 質的介金屬化合物,並提高耐熱性與抗腐蝕性。

(6) Ag:提升高溫張力與潛變性質,但會降低抗腐蝕性。

(7) Fe、Ni、Cu、Cr 等重金屬元素,會嚴重降低鎂合金的耐蝕性。

(20)

2-3

溫度對於鎂合金之變形影響 溫度對於鎂合金之變形影響 溫度對於鎂合金之變形影響 溫度對於鎂合金之變形影響

溫度增加通常造成如圖 2-2 應力應變曲線的影響,也就是說,溫 度增加時,延性及韌性都會增加,降伏強度及彈性係數則會減少。大 部分金屬的應變硬化指數 ( Strain hardening , n )受到溫度的影響,溫 度增加會使 n 值減少。然而鎂為所有結構用金屬中比重最輕者 ( 比 重為 1.74,鋁為 2.69,鈦為 4.50 ),同時又具有低彈性模數 ( 45GPa ),

相當具有發展的潛力。鎂合金在常溫時之原子結構為六方最密堆積 ( Hexagonal close packed, HCP ) ,HCP 結構的滑移系統如圖 2-3 所 示。鎂合金之再結晶溫度為 150℃,常溫加工硬化大,冷作加工不易。

鎂單晶的滑移系統大致上可以分為底面滑移和非底面滑移[6];鎂單晶 在不同溫度產生滑移所需的臨界剪應力則如圖 2-4 所示,可以看出在 室溫時進行非底面滑移的可能性相當有限,但隨著溫度的升高至 ( 350℃~ 450℃ )可降低其臨界剪應力,使得鎂合金非底面滑移較易產 生[7]。基於以上的因素,鎂合金除了少數退火材以外,在室溫下只能 進行少量的冷加工,而且大部份的鎂合金塑性成形都是以熱加工的方 式進行。為了增加鎂合金材料之應用性,對於鎂合金高溫變形行為的 瞭解有其必要。

(21)

2-4

回復與再結晶 回復與再結晶 回復與再結晶 回復與再結晶 ( Recovery and recrystallization )

[8]

材料在經過大量的塑性變形後會產生大量差排及晶格變形,內部 會累積大量的儲存應變能,此時材料是處於一個高自由能的狀態,這 種情況在熱力學中是屬於不穩定的,為了特定的用途或某些方面之應 用,必須使材料回到一較穩定的狀態,亦即降低材料內部之自由能 ( Free energy ) 此種熱處理製程稱為退火 ( Annealing )。

退火處理一般分三個過程,即回復、再結晶及晶粒成長 (Grain growth)。當材料經大量塑性變形後,內部儲存之應變能超過一臨界 值,所累積的差排可能因回復與再結晶而消失,其兩種之驅動力是由 於進行退火時,變形過程所儲存的能量所提供,所以此兩種過程皆為 材料釋放內部應變能的重要機制。

2-4-1 回復回復回復回復

回復是發生在金屬的再結晶溫度以下的某個溫度範圍之內,由於 加熱使原子振動幅度增大,開始利用擴散運動來改變材料的內部結 構 。 回 復 主 要 是 因 差 排 消 失 ( Annihilation ) 與 差 排 重 新 排 列 ( Rearrangement ) , 使 材 料 達 到 低 能 量 差 排 結 構 (Low energy

(22)

dislocation structure , LEDS ) 這二種過程可藉由差排滑移、爬升和交 叉滑移( Cross-slip )達成[8]。當材料處於一高應變能狀態其結構可能為 晶胞結構,進行退火處理時可形成較穩定的次晶粒 ( Subgrain )結 構,如圖 2-5 所示。這些次晶粒利用次晶界 ( Subgrainboundary )的 移動 ( Migration )或次晶粒旋轉( Rotation ),使取向差異小的次晶粒 接合形成與周遭晶粒方位取向差異較大的狀態,進而達到較穩定的狀 態。

2-4-2 再結晶再結晶再結晶再結晶

再結晶和回復是彼此相互競爭的,所以當材料產生回復過程,會 先消耗掉部分變形過程中所儲存之能量,導致產生再結晶的驅動力降 低 。 再 結 晶 之 產 生 主 要 是 利 用 晶 粒 成 核 ( Nucleation ) 與 成 長 ( Growth )兩種方式形成一個無應變的新晶粒。再結晶所產生之新晶粒 其內部的差排密度低,使材料強度下降,延性提高。

再結晶可分為靜態再結晶 ( Static recrystallization , SRX )與動態再結 晶 ( Dynamic recrystallization , DRX )兩種,而動態再結晶又分連續動 態再結晶 ( Continuous dynamic recrystallization , CDRX )以及非連續 動態再結晶 ( Discontinuous dynamic recrystallization , DDRX ) [9]

(23)

靜態再結晶是指變形後再經退火處理的再結晶行為,其驅動成核作用 力是來自兩相鄰晶粒之應變能差,也就是當晶界兩邊的晶粒內部差排 密度不同時,驅使再結晶開始成核。再結晶成核後受退火溫度影響使 晶粒成長,SRX 晶粒內無次晶結構 ( Substructure )存在[10-12]。當再結 晶過程發生在高溫變形時,如高溫軋延 ( Hot rolling ),稱為動態再結 晶。

不連續動態再結晶:當材料變形達一臨界值,新晶粒可能會在原 始晶粒的晶界上成核並且成長,然後繼續變形使得新晶粒內有新差排 增加,並使得晶粒成長的驅動力變少,最後再結晶停止,此種動態再 結晶和差排密度如圖 2-6 中間為晶界,左邊曲線為差排密度,差排密 度離晶界越遠越高;右邊是變形後未發生再結晶,故差排密度會維持 不變。此外,若原始晶粒尺寸遠大於後來再結晶晶粒的尺寸時,會在 原始晶界上生成再結晶晶粒如圖 2-7(a) ,形成像項鍊( Necklace )般的 組織,如圖 2-7(b) ,之後會完全的再結晶圖 2-7(c),最後晶粒成長 如圖 2-7(d)。

連續動態再結晶:一般在材料內部均勻的進行再結晶及晶粒成 長,無法從微結構去區分成核及晶粒成長階段,稱為連續再結晶。包 括幾何動態再結晶 ( Geometric dynamic recrystallization )和旋轉動態 再結晶( Rotational dynamic recrystallization )。

(24)

幾何動態再結晶是當材料被軋延或壓縮時,原始晶粒亦隨之縮 小,其晶界會因材料發生動態回復而造成鋸齒狀的形態。當材料產生 大量變形,如輥壓,會使原始晶粒被軋成扁平狀,而且鋸齒狀的大小 跟晶粒的厚度變得相當接近,如圖 2-8(a) 。若應變更大,將產生幾 乎是再結晶晶粒的等軸結構,如圖 2-8(b) 。

旋轉動態再結晶則是當變形發生時,在較靠近晶界的次晶粒,不 斷的旋轉成為高角度晶粒的一種過程。而在原始晶粒中間部分的次晶 粒之發展並不很好,形成較低的取向差異;而靠近邊界的地方取向差 異較大,所以變形時次晶粒容易旋轉成為高角度晶粒。

2-4-3 晶粒成長晶粒成長晶粒成長晶粒成長

完成再結晶後,材料內部的舊晶粒完全變為新的晶粒,其晶粒的 能量已降低。但就整個材料而言,仍有繼續減低能量的傾向以達到穩 定狀態。晶界有較高的能量,所以必須減少晶界才能降低材料的能 量。再結晶後升溫時,如圖 2-9 所示,藉晶界的移動使晶粒變大,使 晶界相對減少,這種現象叫晶粒成長。在晶粒成長期間,晶粒尺寸急 速增加,其異常粗大化之晶粒稱為偉晶 ( Germination ) ,而延性亦大 幅增加,強度與硬度繼續下降。

(25)

2-5

異向性 異向性 異向性 異向性( Anisotropy )

當一金屬試片塑性變形後其晶粒在某一方向是拉伸,另一方向收 縮,此種金屬具有異向性的特質。其水平方向與垂直方向的機械與物 理性質互不相同。然而在多晶體材料裡,各晶粒內部雖然原子排列整 齊,但不同的晶粒彼此的排列方向有差異。對於此多晶材料在凝固、

塑性加工或熱處理過程中,有結晶之成長、變形等異向性發生,因而 出現優選方位( Preferred orientation) 之現象。材料內晶粒的方向若為 散亂時,德拜 ( Debye scherrer )環是均勻的,如果多晶中的各晶粒排 列皆沿著某一特定方向,此排列方向稱之優選方向其德拜環成弧狀,

然而具有此種優選方位之多晶體,因其結晶在方位上有某些狀態之分 佈,稱為材料之織構 ( Texture ),這種組織結構以及規則聚集排列狀 態類似於天然纖維或織物的紋理與結構。然而在多晶材料中會因其優 選織構之發展而具有單晶異向性之特質,如將此異向性之特性予以活 用,在材料特性上可發揮最大之效用。另一方面,研究如何減小不良 織構之控制技術,亦可提高材料的可用性。

(26)

表 2-1 標準鎂合金之 ASTM 編號命名系統

份 第一部份 第二部份 第三部份 第四部份 內

代表兩主要合 金元素種類

代表兩主要合

金元素含量 種類別 練度(性狀)

以兩個英文字 母代表之

A:鋁, B:鉍 C:銅, D:鎘 E:稀土元素 F:鐵, H:釷 K:鋯, N:鎳 M:錳, Q:銀 P:鉛, S:矽 R:鉻, W:釔 T:錫,

Z:鋅

以兩個阿拉伯 數字代表之含 量

A:代表第一種 合金

B:第二種合金 C:第三種合金 依此類推但 I 及 O 不用

F:製作狀態 O:退火狀態 H10、H12:輕 微應變強化 H22、H24、及 H26:應變強化 及部份退火 T4:固溶處理 T5:只做人工 時效處理 T6:T4 後人工 時效

T8:T4 後冷加 工並人工時效

(27)

圖 2-1 Mg-Al 合金二元相圖[4]

(28)

圖 2-2 不同溫度作用下的應力應變曲線示意圖

應變

應 力

溫度上升

(29)

圖 2-3 鎂合金的滑移系統[6]

(30)

圖 2-4 鎂單晶滑移系統與臨界剪應力之關係(根據文獻[7]重繪)

0 100 200 300 400

Temperature (oC)

0 1 2 3 4 5

Critical Shear Stress (kgf/mm2 )

底面滑移

非底面滑移

(31)

糾結差排

晶胞結構形成

差排消失及重組

次晶粒形成

次晶粒成長

圖 2-5 回復過程示意圖[9]

(32)

圖 2-6 動態再結晶與差排密度關係圖[9]

(33)

圖 2-7 不連續動態再結晶階段示意圖[9]

(a) 再結晶在晶界處開始成核 (b) 由再結晶形成項鍊組織

(c) 完全再結晶 (d) 晶粒成長

(34)

圖 2-8 幾何動態再結晶[8]

(35)

圖 2-9 晶粒成長[13]

原子向較穩定的凹面移動,

晶界向曲率中心移動,小晶 粒最後消失。

(36)

第三章 第三章

第三章 第三章 實驗方法與步驟 實驗方法與步驟 實驗方法與步驟 實驗方法與步驟

本實驗主要在探討不同應變速率、不同角度與各種溫度對鎂合金 的拉伸機械性質及動態再結晶之影響。實驗步驟包含拉伸試件之製 作、巨觀的拉伸機械性質分析與微觀的金相組織之觀察。實驗流程如 圖 3-1 所示。

3-1 實驗材料

實驗材料 實驗材料 實驗材料

本實驗所使用之材料係由 MEL ( MAGNESIUM ELEKTRON GRAPHIC ART PRODUCTS )公司所生產之AZ31B鎂合金商用軋延薄 板,長度為297mm,寬為210mm,原始板片厚度約為0.5mm,化學組 成如表3-1 所示。本實驗之鎂合金原始型號為AZ31B-H24 (以下稱之 為H材), H24 表示材料係軋延後進行部份退火處理,其內部仍存在 大量變形組織,如圖3-2 所示。

3-2 試片之製作

試片之製作 試片之製作 試片之製作

本實驗先自行將軋延薄板片以裁切機將其裁切成 10mm ×100mm

(37)

之尺寸。依照輥軋方向將試片區分為平行軋延方向(以下稱為0°),垂 直軋延方向(以下稱為90°),與軋延方向成45度(以下稱為45°)。依照美 國材料測試協會 ASTM E8M-08標準試片縮小50%,將其 10mm

×100mm之長條板片加工製成平行部長32mm,寬6mm,標距 ( Gage length )為25mm,如圖3-3 所示。

3-3 拉伸試驗

拉伸試驗 拉伸試驗 拉伸試驗

本實驗所使用之拉伸試驗機型號為 Instron 4469,其最大負荷為 50 kN,在拉伸試驗機上架設環狀電熱絲加熱爐,如圖3-4 所示,其 加熱系統分為上、中、下三組,且利用熱電偶 ( Thermocouple )回饋 於個別控制器以便保持整體加熱爐之恆溫,如圖3-5 所示,並持續以 循 環 冷 卻 水 進 行 拉 伸 夾 治 具 之 冷 卻 。 拉 伸 試 驗 以 固 定 夾 頭 速 率 ( Constant cross head speed ),將試片以初始應變速率為 4×10-3 S-1、 2×10-2 S-1及 1×10-1 S-1的 條 件 下 進 行 試 驗 , 經 試 驗 後 得 抗 拉 強 度 ( Tensile strength , UTS)、降伏強度 ( Yield strength , YS )及伸長率 ( Elongation , EL)等,每一組試驗至少取三片試片進行測試,再取其 平均值。

(38)

3-4 金

金 金 金相試驗 相試驗 相試驗 相試驗

切取欲觀察之部位及冷鑲埋後(環氧樹脂與硬化劑:調配比例為 10:1),將試片以砂紙研磨至#1500 ,再進行拋光。拋光過程分別以 1µm、0.3µm 及0.05µm 氧化鋁粉混合水作為拋光液。拋光完之試片 以腐蝕液 (苦味酸6g+冰醋酸5ml+水10ml+乙醇100ml ( 95% ) ) 加 以浸蝕,然後利用光學顯微鏡 ( OM ),並以 CCD 截取圖像,此外 不僅觀察拉伸試片斷裂處之金相,及距拉伸試片斷裂5mm處之微觀組 織 , 而 後 利 用 線 截 取 法 求 取 平 均 晶 粒 大 小 , 以 及 利 用 HITACH SEM4200 電子顯微鏡觀察其晶粒結構。

(39)

表 3-1 鎂合金 AZ31B 化學成分組成(wt%)

合金 Mg Al Zn Mn Si Fe Cu Ni AZ31B Bal. 3.02 1.01 0.3 0.067 0.0028 0.0031 0.0001

(40)

圖 3-1 實驗流程圖 AZ31B-H24 軋延薄板材

拉伸試片製作

拉伸試驗

拉伸溫度 ( RT 、 250℃、370 ℃ )

初始應變速率 ( 4×10-3S-1、2×10-2S-1、1×10-1S-1)

拉伸數據結果 OM

應力-應變曲線 SEM

實驗結果與討論分析

(41)

圖 3-2 AZ31B-H24 母材金相

(42)

圖 3-3 ASTM E8M-08 標準拉伸試片尺寸圖

(43)

圖 3-4 Instron 4469 拉伸試驗機與加熱爐具

(44)

圖 3-5 加熱溫度控制系統

(45)

第四章 第四章

第四章 第四章 實驗結果 實驗結果 實驗結果 實驗結果

4-1

拉伸 拉伸 拉伸 拉伸機械性質 機械性質 機械性質 機械性質結果 結果 結果 結果

為了實驗結果的可靠度,每組試片皆進行三次試驗,以求其平均 抗拉強度、降伏強度及延伸率。

4-1-1 室溫拉伸室溫拉伸室溫拉伸室溫拉伸機械性質機械性質機械性質機械性質結果結果結果結果

H材拉伸試片(0°、90°及45°)於應變速率( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及 1×10-1 S-1 )之室溫拉伸破斷試片的外觀形貌如圖4-1 。可發現於室溫 下拉伸之試片無明顯頸縮現象產生。

表4-1 顯示H材在室溫中以(0°、90°及45°)之拉伸試片以( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及1×10-1 S-1 )初始應變速率所得之拉伸機械性質。由表 4-1得知在室溫下,不同軋延方向的試片之抗拉強度、降伏強度及延 伸率,異向性的差異不大,隨著應變速率的增加,其拉伸機械性質並 無明顯的改變。

圖4-2 為室溫之工程應力-應變以各角度對應不同應變速率之比 較圖。整體而言,室溫之工程應力-應變曲線大致為平滑曲線。工程 應力-應變曲線顯示,拉伸試片並非到達最大抗拉強度隨即斷裂,所

(46)

以材料仍有頸縮現象,觀察其外觀形貌頸縮並不明顯。

4-1-2 250℃℃℃℃拉伸拉伸拉伸機械性質拉伸機械性質機械性質結果機械性質結果結果 結果

H材拉伸試片(0°、90°及45°)於應變速率( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及 1×10-1 S-1 )在250℃拉伸破斷試片之外觀形貌如圖4-3 。由圖可明顯發 現250℃拉伸破斷試片出現頸縮,且產生頸縮部份較為集中。

表4-2 顯示H材在250℃以(0°、90°及45°)及( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1 及1×10-1 S-1 )初始應變速率所得之拉伸機械性質。由表4-2可知在 250℃拉伸,各角度拉伸試片其抗拉強度及降伏強度均隨應變速率增 加而增加。而90°拉伸試片具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相較於0°及90°為最小,

然45°拉伸試片的延伸率為最大。值得注意的是,0°及90°拉伸試片在 拉伸速率為 4×10-3 S-1時,其延伸率卻為最小,然而45°拉伸試片隨著 應變速率的增加而延伸率下降。

圖4-4 為250℃之工程應力-應變以各角度對應不同應變速率之比 較圖。由圖4-4可以觀察到,250℃之工程應力-應變曲線有部份區域 呈現鋸齒狀之抖動現象。

(47)

4-1-3 370℃℃℃℃拉伸拉伸拉伸機械性質拉伸機械性質機械性質結果機械性質結果結果 結果

H材拉伸試片(0°、90°及45°)於應變速率( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及 1×10-1 S-1 )在370℃拉伸破斷試片之外觀形貌如圖4-5 。觀察試片可發 現頸縮部位擴散整個試片的平行段,形成擴散頸縮 ( Diffusioned necking ),尤其45°拉伸試片在初始應變速率4×10-3 S-1最明顯,其該試 片之延伸率最佳,顯示擴散頸縮的出現會使材料具有較佳的延性。

表4-3 顯示H材在370℃中以(0°、90°及45°)之拉伸試片以( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-1及1×10-1 S-1 )初始應變速率所得之拉伸機械性質。由表 4-3可知其抗拉強度與降伏強度隨初始應變速率的增加,強度隨之上 升,其延伸率則變小。90°拉伸試片在不同初始拉伸速率皆有最大抗 拉強度與降伏強度,而45°拉伸試片有最佳延伸率。

圖4-6 為370℃之工程應力-應變以各角度對應不同應變速率之比 較圖。由圖4-6發現工程應力-應變曲線的抖動現象相較於250℃更為 劇烈,也可發現應變硬化隨著初始應變速率的增加而增加,45°拉伸 試片之應變硬化相較於0°及90°拉伸試片低, 所以45°拉伸試片之延伸 率為最佳。

4-2 AZ31B-

-- -H24 鎂合金 鎂合金 鎂合金 鎂合金之 之 之 之原 原 原 原材 材 材 材金相 金相 金相 金相

(48)

由圖 3-2 觀察到 AZ31B 鎂合金 H 材的金相,由於 AZ31B-H24 鎂合金係經過軋延及部分退火處理,其顯微組織有大量變形組織,由 金相圖可觀察到長條狀晶粒之長軸方向沿著軋延方向排列。在較高倍 率 光 學 顯 微 鏡 下 可 見 某 些 粗 大 之 晶 粒 內 有 形 變 雙 晶 (Deformation twins)的存在,如圖 4-7 (黑色箭頭)所示,其雙晶末端逐漸縮小而呈現 尖狀。

4-3 拉伸試片金相觀察

拉伸試片金相觀察 拉伸試片金相觀察 拉伸試片金相觀察

4-3-1 室溫拉伸試片金相觀察室溫拉伸試片金相觀察室溫拉伸試片金相觀察室溫拉伸試片金相觀察

如圖 4-8、圖 4-9 及圖 4-10 所示,室溫拉伸試片(0°、90°、45°) 之顯微組織仍存在大量的形變雙晶,且在試片斷裂處附近沿著拉伸方 向有部份長條狀晶粒產生,且隨初始應變速率的增加,並無再結晶的 出現。

4-3-2 250℃℃℃℃拉伸拉伸拉伸拉伸試片試片試片試片金相觀察金相觀察金相觀察金相觀察

觀察 250℃拉伸試片 ( 0°、90°、45° )斷裂處及距離斷裂 5mm 處

(49)

之顯微組織。可以明顯發現,在斷口處出現大量的細小晶粒,如圖 4-11 、圖 4-12 及圖 4-13 所示,係由動態再結晶所致,由於再結晶 的出現,在室溫所見形變雙晶在 250℃拉伸試片中已全部消失。在距 離斷裂處 5mm 之金相可以發現部分晶界呈現鋸齒狀(Serrate)如圖 4-14 (a) 黑色箭頭所示,這些晶界周圍圍繞著許多剛成核的動態再結 晶如圖 4-14 (b) 白色箭頭所示,且隨著初始應變速率之增加,鋸齒狀 的晶粒呈現拉長的狀態。

各角度在溫度 250℃初始應變速率 ( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-、1×10-1 S-1 ) 下之晶粒尺寸如表 4-2 所示,由表 4-2 得知在斷口處之晶粒尺寸比距 離斷裂 5mm 處之晶粒尺寸為小,結果顯示斷裂處晶粒於 250℃有晶 粒細化現象。在距離斷裂 5mm 處之金相由於單軸向拉伸變形而出現 與拉伸方向平行之長條鋸齒狀晶粒,此長條鋸齒狀晶粒之直徑可達 25~50µm,且隨著初始應變速率增加晶粒被拉長的現象越為明顯。

4-3-3 370℃℃℃拉伸試片金相觀察℃拉伸試片金相觀察拉伸試片金相觀察 拉伸試片金相觀察

由圖 4-15~圖 4-17 ,可觀察到 370℃拉伸試片 ( 0°、90°、

45° )在斷口處有部分晶粒明顯粗大,晶粒直徑可達 40~55µm,即部份 空孔 ( Void ) ,然而在初始應變速率 4×10-3 S-1及 2×10-2 S-1之試片,

(50)

可觀察到少許形變雙晶,以及在初始應變速率 4×10-3 S-1 試片具較大 晶粒,周圍圍繞著動態再結晶,形成項鍊狀之組織且晶界較為平滑。

距離斷口處之金相仍可觀察到鋸齒狀晶粒,且項鍊狀組織在此處更為 明顯。各角度在溫度 250℃初始應變速率 ( 4×10-3 S-1、2×10-2 S-、1×10-1 S-1 )下之晶粒尺寸如表 4-3 所示,由表表 4-3 可知,斷口處晶粒尺寸 隨著初始應變速率的增加而減小,然而在初始應變速率 1×10-1 S-1距 離破裂 5mm 處晶粒較比破裂處晶粒為大。

4-4

靜態退火處理之金相 靜態退火處理之金相 靜態退火處理之金相 靜態退火處理之金相

為了與本實驗拉伸試驗之溫度做比較,觀察退火處理對

AZ31B-H24 之微觀組織影響。由圖 4-18 、圖 4-19 發現試片在溫度 250℃及 370℃經過 5 分鐘及 10 分鐘的退火,其金相組織退火效應無 法將內部雙晶消除,尤其在 250℃溫度下還殘留著大量的形變雙晶。

由此結果得知,隨著溫度上升可消除部份雙晶,但是在 250℃及 370℃

退火 10 分鐘仍無法完全獲致靜態再結晶組織。

4-5 SEM 微結構觀察

微結構觀察 微結構觀察 微結構觀察

(51)

觀察 370℃拉伸試片經過金相試驗後,在 SEM 可見到兩種不同型 態的晶界產生,如圖 4-20(a) 所示,黑色箭頭標示為腐蝕較深的晶界,

而白色箭頭所標示的晶界則較淺且為發散的晶界。在 370℃晶粒中亦 發現類似差排滑移所造成的 Kink band,具有階梯狀似的外觀形,如 圖 4-20(b)所示。

(52)

表 4-1 室溫不同應變速率之拉伸機械性質

4×10-3 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 283.69 302.70 279.42 288.60

YS (MPa) 190.80 235.80 189.24 205.28 EL (%) 18.32 16.60 17.40 17.44

2×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 282.06 300.90 268.92 283.92

YS (MPa) 227.70 243.00 216.72 229.14 EL (%) 16.80 14.20 9.87 13.62

1×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 284.10 303.69 279.39 289.06

YS (MPa) 246.60 283.20 250.14 259.98 EL (%) 15.40 15.70 17.20 16.10

(53)

表 4-2 250℃不同應變速率之拉伸機械性質

4×10-3 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 89.94 98.45 74.72 87.70

YS (MPa) 65.78 66.89 56.15 62.94 EL (%) 46.98 47.88 82.17 59.01

2×10-2 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 108.50 115.65 95.97 106.70

YS (MPa) 77.85 82.55 72.93 77.77 EL (%) 66.85 64.10 74.86 68.60

1×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 120.05 139.80 114.75 151.26

YS (MPa) 99.82 112.55 91.28 101.21 EL (%) 64.18 64.15 69.73 66.02

(54)

表 4-3 370℃不同應變速率之拉伸機械性質

4×10-3 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 28.19 33.79 23.71 28.56

YS (MPa) 24.16 26.60 21.48 24.08 EL (%) 102.28 96.15 129.99 109.47

2×10-2 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 42.99 46.30 34.90 41.39

YS (MPa) 34.90 37.59 31.55 34.68 EL (%) 67.74 71.04 94.13 77.63

1×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均 UTS (MPa) 52.57 59.29 44.97 52.27

YS (MPa) 43.17 50.33 40.04 44.51 EL (%) 71.03 65.97 73.05 70.01

(55)

表 4-4 250℃不同應變速率之晶粒大小

4×10-3 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 2.24 1.86 2.76 2.28 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 3.73 4.92 3.13 3.92

2×10-2 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 3.60 3.23 2.91 3.24 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 4.00 6.49 3.14 4.46

1×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 3.37 2.81 3.11 3.09 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 5.16 8.7 3.15 5.67

(56)

表 4-5 370℃不同應變速率之晶粒大小

4×10-3 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 10.10 16.17 15.65 13.97 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 7.40 9.52 9.49 8.80

2×10-2 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 7.51 12.79 8.04 9.44 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 6.80 7.72 7.81 7.44

1×10-1 S-1 0° 90° 45° 平均值 斷裂處晶粒大小(µm) 6.96 9.09 6.23 7.42 距離斷裂 5mm 處晶粒大小(µm) 9.68 10.31 10.17 10.05

(57)

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1 4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1 (a) 0°

(b) 90°

(c) 45°

(58)

圖 4-1 室溫各角度拉伸破斷試片之外觀形貌

0 5 10 15 20 25

Engineering Strain ( % )

0 50 100 150 200 250 300 350

Engineering Stress ( MPa )

RT - 4 X 10-3 S-1 45o 90o 0o

0 5 10 15 20 25

Engineering Strain ( % )

0 50 100 150 200 250 300

Engineering Stress ( MPa )

RT - 2 X 10-2 S-1 45o 90o 0o

0 5 10 15 20 25

Engineering Strain ( % )

0 50 100 150 200 250 300 350

Engineering Stress ( MPa )

RT - 1 X 10-1 S-1 45o 90o 0o

圖 4-2 室溫各角度之工程應力-應變比較圖

(59)

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1 4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1 (a) 0°

(b) 90°

(c) 45°

圖 4-3 250℃各角度拉伸破斷試片之外觀形貌

(60)

0 10 20 30 40 50 60 70 80 90

Engineering Strain ( % )

0 20 40 60 80 100

Engineering Stress ( MPa ) 250oC - 4 X 10-3 S-1 45o 90o 0o

0 10 20 30 40 50 60 70 80

Engineering Strain ( % )

0 20 40 60 80 100 120

Engineering Stress ( MPa ) 250

oC - 2 X 10-2 S-1 45o 90o 0o

0 10 20 30 40 50 60 70 80

Engineering Strain ( % )

0 20 40 60 80 100 120 140 160

Engineering Stress ( MPa ) 250oC - 1 X 10-1 S-1

45o 90o 0o

圖 4-4 250℃各角度之工程應力-應變比較圖

(61)

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1

1×10-1 S-1

4×10-3 S-1 2×10-2 S-1 1×10-1 S-1 (a) 0°

(b) 90°

(c) 45°

圖 4-5 370℃各角度拉伸破斷試片之外觀形貌

(62)

0 20 40 60 80 100 120 140

Engineering Strain ( % )

0 5 10 15 20 25 30 35

Engineering Stress ( MPa )

370oC - 4 X 10-3 45o 90o 0o

0 20 40 60 80 100 120

Engineering Strain ( % )

0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50

Engineering Stress ( MPa )

370oC - 2 X 10-2 45o 90o 0o

0 20 40 60 80 100

Engineering Strain ( % )

0 5 10 15 20 25 30 35 40 45 50 55 60

Engineering Stress ( MPa )

370oC - 1 X 10-1 45o 90o 0o

圖 4-6 370℃各角度之工程應力-應變比較圖

(63)

圖 4-7 AZ31B-H24 母材形變雙晶

(64)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-8 室溫不同應變速率 0°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(65)

斷裂處 距離斷裂處 5mm

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-9 室溫不同應變速率 90°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(66)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-10 室溫不同應變速率 45°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(67)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-11 250℃不同應變速率 0°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(68)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-12 250℃不同應變速率 90°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(69)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-13 250℃不同應變速率 45°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(70)

(a)

(b)

圖 4-14 (a)鋸齒狀晶界(黑色箭頭) (b)動態再結晶晶粒成核(白色箭頭)

(71)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-15 370℃不同應變速率 0°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(72)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-16 370℃不同應變速率 90°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(73)

斷裂處 距離斷裂 5mm 處

( a ) ( b )

( c ) ( d )

( e ) ( f )

圖 4-17 370℃不同應變速率 45°拉伸試片金相 4×10-3S-1

2×10-2S-1

1×10-1S-1

(74)

(a)

(b)

圖 4-18 (a) 250℃靜態退火 5 分鐘 (b) 250℃靜態退火 10 分鐘

(75)

(a)

(b)

圖 4-19 (a) 370℃靜態退火 5 分鐘 (b) 370℃靜態退火 10 分鐘

(76)

(a)

(b)

圖 4- 20 (a)晶界遷移現象 (b) Kink band

(77)

第五章 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

(78)

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

(79)

( 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

(80)

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

參考文獻

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