中 華 大 學

中 華 大 學 碩 士 論 文

鎂合金 AZ31B-O 等雙軸向超塑性快速氣壓成

形特性研究

Deformation characteristics of AZ31B-O thin sheet under equi-biaxial tension using rapid gas

blow forming

系 所 別：機械工程學系碩士班 學號姓名：M09708022 蔡欣翰 指導教授：吳 泓 瑜 博士

中華民國 九十九 年 七 月

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摘要

氣壓成形實驗使用為AZ31B-O 鎂合金細晶板片，板片厚度 0.6mm，平均晶粒大 小為5~6μm。利用鎂合金 AZ31B-O 材在高溫具較佳的塑性變形能力，以減少氣壓成 形所需的時間，並了解快速氣壓成形的可行性。採用300℃、370℃和 420℃三種溫度，

在高溫環境下利用氣壓超塑性成形進行研究，而在多軸向半球成形實驗中，則以階梯 式加壓程序將成形時間控制在90 秒及 160 秒內完成。探討 AZ31B-O 鎂合金在多軸應 變狀態之變形過程中，試片半球自由成形性、厚度變化、極限延伸率及晶粒組織變化 等，藉以分析不同溫度環境以及應變速率對成形參數之影響。實驗結果顯示，加壓狀 況對於成形時間的減少是可行的，且溫度越高時，鎂合金新的滑移系統產生作用，塑 性能力提升，導致所需成形之最大壓力降低。本實驗之300℃環境下動態回復較不明 顯，因材料具有加工硬化效應，370℃與 420℃兩者成形性相近，且低應變速率之加 壓方式使板片呈現較均勻的變形，而 420℃高溫環境較容易因靜態退火致使晶粒成 長。

關鍵詞：加工硬化、超塑性、氣壓成形、動態回復

ii

ABSTRACT

A series of experiments was performed using stepwise pressurization profiles for gas blow forming of fine-grained magnesium alloy AZ31B-O sheet, sheet thickness of 0.6mm, The average grain size was about 5 ~ 6μm. The magnesium alloy AZ31B-O has better plastic deformation in high temperature, and the studies gas blow forming of decreasing forming time, with the rapid pressurizing profiles of feasibility. Gas blow forming was carried out at temperatures of 300, 370 and 420℃ using various pressurization profiles.

The stepwise increment pressurization profiles, with the experimental of forming in 90 and 160 seconds to complete. The studies shape of formability of free bulging test, thickness, ultimate elongation and grain size change in multiaxial strain state of deformation profiles by AZ31B-O sheet. The results were analyzed, various temperatures and strain rate for influence on the forming parameters. The results show, the pressurization conditions was feasible of decreasing forming time, and slip system produced a new pole and increasing plastic in higher temperature. Then was pressure of decreased in gas blow forming. In the present work the dynamic recovery is less obvious, became the materials of the major factors influencing is work hardening at temperature of 300ºC. The temperature of 370 and 420ºC, they had similar between the formability , and show a more uniform deformation in a low strain rate pressurization, then static annealing has easily effect to grain growth in a high temperature of 420℃.

Keywords: Work hardening、Superplasticity、Gas blow forming、Dynamic recovery

iii

誌謝

首先，由衷的感謝我的指導教授 吳泓瑜博士，於兩年碩士期間不辭辛勞的教

誨，除了課業上的細心指導外，對於做人處事的態度亦有許多的啟發，老師對我而言 是良師，也是益友。

本論文承蒙李雄博士、王建義博士、邱垂泓博士，對本文的悉心指正並且給於許 多寶貴的意見，使本文更趨完好，特此致謝。

我要感謝我的父母親二十多年來的培育，有你們的默默支持與鼓勵，才能讓我無 後顧之憂的完成學業。在碩士期間亦感謝孫稟厚、徐維謙、林峰正學長的幫忙指導，

以及黃志超、鄒明達同學兩年來的陪伴與照顧，最後感謝學弟楊傑陳、林志峯於研究 過程之協助。因為有你們才能讓我的研究生涯更豐富精采。

iv

目錄

摘要... i

ABSTRACT ...ii

誌謝...iii

目錄... iv

表目錄... vi

圖目錄...vii

第一章 緒論 ... 1

1-1 前言... 1

1-2 研究方向與目的... 2

第二章 文獻回顧 ... 4

2-1 超塑性發展起源... 4

2-2 超塑性成形概論... 4

2-3 超塑性成形技術類別... 5

2-4 溫度對於鎂合金之變形影響... 6

2-5 回復與再結晶... 7

2-5-1 回復 ... 7

2-5-2 再結晶 ... 7

2-5-3 晶粒成長 ... 9

2-6 材料的動態再結晶行為... 9

2-7 超塑性之空孔生成... 10

第三章 實驗方法與步驟 ... 13

3-1 實驗材料... 13

3-2 實驗分析設備... 13

3-3 超塑性氣壓半球成形... 13

v

3-4 顯微組織觀察... 15

第四章 實驗結果與討論 ... 16

4-1 相同溫度不同應變速率之探討... 16

4-1-1 半球自由成形高度 ... 16

4-1-2 半球成形過程中心點厚度變化 ... 17

4-1-3 半球成形厚度分佈與預測 ... 17

4-1-4 半球成形過程中心點應變分析 ... 18

4-1-5 半球成形最後階段各點應變速率分佈 ... 19

4-1-6 半球成形過程之變形狀態 ... 20

4-2 不同溫度相同應變速率之探討... 20

4-2-1 半球成形極限高度 ... 21

4-2-2 不同溫度下半球厚度分析 ... 21

4-2-3 半球之瞬時應變速率分析 ... 22

4-2-4 不同溫度下相同應變速率之半球變形狀態 ... 24

4-3 成形過程之晶粒之尺寸分析... 24

4-4 成形過程金相顯微結構分析... 25

第五章 結論 ... 26

參考文獻... 28

vi

表目錄

表一 鎂合金AZ31B-O化學成分組(wt%)... 30 表二 AZ31B三種溫度條件其設定極限成形壓力與成形時間 ... 30 表三 AZ31B三種溫度條件其成形應變速率與成形時間 ... 30

vii

圖目錄

圖一 AZ31B-O (200X) 金相顯微結構 ... 31

圖二 晶界滑移形成空孔之示意圖 ... 31

圖三 超塑性氣壓成形機... 32

圖四 板片蝕刻網格示意圖 ... 32

圖五 研磨拋光機 ... 33

圖六 鑽石刀片精密切割機... 33

圖七 AZ31B-O氣壓成形半球外觀... 34

圖八 AZ31B-O於 300℃、370℃環境下之加壓程序... 35

圖九 AZ31B-O於 420℃環境下之加壓程序... 35

圖十 AZ31B-O於 300℃、370℃環境下之成形高度... 36

圖十一 AZ31B-O於 420℃環境下之成形高度... 36

圖十二 300℃、370℃環境下半球成形過程中心點厚度變化 ... 37

圖十三 420℃環境下半球成形過程中心點厚度變化 ... 37

圖十四 300℃最後成形階段之厚度分布與預測 ... 38

圖十五 370℃最後成形階段之厚度分布與預測 ... 38

圖十六 420℃最後成形階段之厚度分布與預測 ... 39

圖十七 300℃、370℃環境下半球成形過程中心點應變變化 ... 39

圖十八 420℃環境下半球成形過程中心點應變變化 ... 40

圖十九 300℃半球成形最後階段各點應變速率分佈 ... 40

圖二十 370℃半球成形最後階段各點應變速率分佈 ... 41

圖二十一 420℃半球成形最後階段各點應變速率分佈 ... 41

圖二十二 300℃半球成形過程之形變狀態 ... 42

圖二十三 370℃高應變速率半球成形過程之形變狀態 ... 42

圖二十四 370℃低應變速率半球成形過程之形變狀態 ... 43

viii

圖二十五 420℃高應變速率一段式加壓之半球成形過程形變狀態 ... 43

圖二十六 420℃高應變速率二段式加壓之半球成形過程形變狀態 ... 44

圖二十七 420℃低應變速率半球成形過程之形變狀態 ... 44

圖二十八 高應變速率半球成形極限高度 ... 45

圖二十九 低應變速率半球成形極限高度 ... 45

圖三十 高應變速率半球中心點厚度變化 ... 46

圖三十一 低應變速率半球中心點厚度變化 ... 46

圖三十二 高應變速率下最後階段厚度分佈圖 ... 47

圖三十三 低應變速率下最後階段厚度分佈圖 ... 47

圖三十四 高應變速率加壓下中心點瞬時應變速率 ... 48

圖三十五 低應變速率加壓下中心點瞬時應變速率 ... 48

圖三十六 不同溫度下相似應變速率半球形變狀態：(a) 300℃(b)370℃(c) 420℃... 49

圖三十七 300℃-370℃半球中心點晶粒尺寸變化... 50

圖三十八 420℃半球中心點晶粒尺寸變化 ... 50

圖三十九 300℃成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f)... 51

圖四十 300℃成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 52

圖四十一 370℃高應變速率之成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f)... 53

圖四十二 370℃高應變速率之成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 54

圖四十三 370℃低應變速率之成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f)... 55

圖四十四 370℃低應變速率之成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 56

圖四十五 420℃高應變速率一段式加壓之成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f) ... 57

圖四十六 420℃高應變速率一段式加壓之成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 58

圖四十七 420℃高應變速率二段式加壓之成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f) ... 59

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圖四十八 420℃高應變速率二段式加壓之成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 60 圖四十九 420℃低應變速率之成形過程半球中心點金相顯微結構：(a)~(f)... 61 圖五十 420℃低應變速率之成形最後階段金相顯微結構：(a)~(f)... 62

1

第一章 緒論

1-1 前言

鎂比重約為1.7~1.8 (Al 之 2/3、Fe 之 1/4)，在工業上使用的結構材料中重量最輕，

且鎂於地殼中的含量約2.5％，在海水中亦有 0.13％的含量，從環境資源的角度來看，

鎂金屬的醞藏量亦是地球中甚為豐富的元素之一。鎂金屬於常用的結構金屬中亦僅次 於鋁及鐵，排名第三，目前鎂合金工件的生產技術以壓鑄及半熔融射出成形為主，其 中鑄造法由於鑄造缺陷的存在，必須採用複雜的後處理程序。如易有孔洞形成、強度 不足、成品率太低。過去一百年多年來鎂並未成為人類文明中主要結構金屬，其主要 原因為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，若要自海 水提取，亦需大量電力，因此雖然目前的工業技術已能提煉大量的鎂金屬，但成本甚 高(約為鋁金屬的兩倍以上)，這是鎂金屬成為主要的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，因而自始以來，各國投入研發的規模及工業界累 積的份量皆不大，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。但可攜式產品仍在日益追求輕 薄短小，各式塑膠材料在結構剛性、散熱性等已開始逐漸不敷需求，而新的產品材料 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，使得鎂合金有部份取代塑膠材料的趨勢，而鎂合金在此諸特性及環保回收性總 體衡量下，皆較工程塑膠及其他常用的輕量化材料為佳。美國、歐洲將鎂合金應用於 汽車零件，如斜背式的汽車車門（Hatchback door）、車門內層（Door inner）、儀表 板、椅架、輪圈等。日本則大量應用在筆記型電腦（Notebook）、手機（Cellular phone）、

個人數位助理(Personal digital assistant)等。綜合 3C 電子產品採用鎂合金的理由可歸 納如下。

(1)強度/重量比佳、剛性佳

2

(2)耐衝擊、耐磨

(3)環保法規要求、材料回收性 (4)耐熱、散熱性佳

(5)吸震性、電磁遮蔽性佳

以上中可回收的優點，將使得鎂合金成為下一世代最具優勢的環保材料。

1-2 研究方向與目的

鎂合金早期多用在航太工業上，主要是其質輕且高比剛性的優點，但因提煉鎂合 金成本較高，使得鎂合金之應用較不普及。近年來綠色環保意識抬頭，且現今3C產 品設計走向輕、薄、短、小的趨勢，使得工業材料的選擇使用逐漸備受重視，也因鎂 合金比強度（抗拉強度/密度），為常用結構合金中之最高者，且在工業上使用的結構 材料中重量最輕，所以可廣泛運用在3C產業和運輸工具之部分結構，以節省能源耗 損。超塑性合金須具有小於10 m的晶粒尺寸，才能具有超塑性的特性。近年來由於 全球訴求產品輕量化及環保的考量，大幅增加了鎂合金的應用範圍，因而促成了 AZ31B超塑性鎂合金的發展，將對於鎂合金AZ31B板片成形在高溫環境下經由晶粒滾 動(Grain rotation)及晶界滑移(Grain boundary sliding)達到變形機制，增加於高溫成形 時金屬流動的成形性，由於鎂合金為HCP的結構，滑移系統較少，使鎂合金無法在室 溫下鍛造成形，只有升高溫度才能降低其應力，使鎂合金滑移面較易發生，以目前所 使用於HCP結構的鎂合金AZ31B的超塑性溫度是250-420℃，並且在300℃以上隨溫度 上升有越明顯的延伸性【1】-【4】。因此將對於商用鎂合金AZ31B進行研究，在高溫 環境下利用氣壓超塑性進行研究，也藉以了解快速氣壓成形的可行性。鎂合金除部份 退火材料之外，在室溫冷作加工性較差，因此大部分的鎂合金塑性加工來是要靠熱加 工的方式進行，藉由升高溫度來降低其應力。高溫塑性將對於鎂合金板片整體加工製 造運用性的提升，研究中對於基本高溫機械性質將深入探討，以及在高溫下材料的金 屬流動性的潛在影響，其中包括材料內部顯微結構組織的變化，對於往後塑性加工的

3

影響性。超塑性材料的基本塑性發展為晶粒滾動、晶界滑移，與空孔(Cavity)機制，

這將用於本研究以針對鎂合金AZ31B之變化，也將成為本研究之主軸。因此，對於鎂 合金的板片成形，普遍採用成形溫度於300℃以上。此外，在商用鑄造鎂合金元素其 延伸率多為10％以下，但當溫度升高超過300℃時其延伸率有達30％以上，顯示其鎂 合金將隨著溫度升高其塑性隨之不斷提升，為了改善鎂合金板片的成形性，細晶鎂合 金AZ31B(晶粒尺寸小於10μm)目前將發展於商用制定。為了讓細晶鎂合金AZ31B板 片，可充分利用在沖壓或是超塑性氣壓成形等機械加工製造過程。在採用超塑性成形 時，其細晶鎂合金AZ31B 板材需要特別注意成形過程，須讓板材能充分保持在等應 變速率下成形。在本研究也將實際利用鎂合金AZ31B薄板片於3C機殼成形，以符合 研究與實際運用超塑性氣壓成形的實用性。

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第二章 文獻回顧

2-1 超塑性發展起源

早於1912 年英國 Bengough 銅合金研究發現類似超塑性之性質【5】、而後 1920

年，德國 W.Rosenhain 等人將脆性材料三元共晶合金 Al-Zn-Cu 的鋁合金板冷軋後加 以彎曲時，意外發現此種材料被彎曲180 度時卻未出現裂縫。然而首先探討超塑性重 要性質的是在1934 年英國 C.E.Pearson，對 Bi-Sn 共析合金的異常伸長率進行詳細的 研究。他將此材料進行拉伸實驗，並得到了高達約2000 % 之伸長量【6】，但因為二 次世界大戰的影響，造成研究的停擺。戰爭過後，Bochvar 及 Sviderskaya 等蘇聯研究 人員有系統的探討金屬材料不尋常的延伸現象，使用共析合金Zn-Al 在高溫環境進行 拉伸實驗中取得異常伸長量，並再1945 年首開先例的應用『超塑性 (Superplasticity)』

這個專有名詞【7】。1962 年美國 E.Underwood 對蘇聯這方面的研究發表一篇有關超 塑性的評論性論文之後【8】，超塑性合金開始被重視，有關超塑性方面的論文才大量 出現。

2-2 超塑性成形概論

超塑性是指具有特定組織的材料及在特定之環境下其受外力作用，而產生塑性變 形，因其內部產生的變形阻抗很小，顯現相當高的延性(Ductility)。超塑性變形是屬 於高溫潛形的一種現象，其變形機構包含晶粒滾動(Grain rotation)及晶界滑移(Grain boundary sliding)。

超塑性材料可分為下列兩大類【9】【10】：

(1)組織超塑性(Structural superplasticity)此類超塑材料有下列幾種特徵：

(i)微小的晶粒組織(Fine-grain structure)其晶粒大小＜10 μm，在高溫下做變形 加 工時，晶粒穩定性高。

(ii)加工溫度保持固定且成形的加工溫度須＞0.5Tm。

5

(iii)應變速率敏感係數(Strain rate sensitivity)，m 值一般都要求在 0.5 以上。

(iv)利用晶界滑移機構(Grain boundary sliding)來達到超塑性的目 的。也就是晶粒 與晶粒間須具有良好的流動性(Mobility)，如此當晶粒滑動時就可以減少應力集中的 現象發生。

(2)變態型超塑性(Transformation superplastic)

與組織型超塑性不同，此類超塑性材料在結構上不要求細晶，且超塑性變形溫 度不用加以固定而是循環性。通常可分為兩種情況：

(i)利用材料相變態或同素異向在轉換溫度附近上下作熱循環時，材料強度明顯 降低。當受外力作用時，會產生極大的伸長量。

(ii)利用材料在熱循環時，因材料不是等向(Anistropy)熱膨脹，或組織上不同相 的熱膨脹不同，導致結構上產生內應力，而產生小量的塑性變形。若予以多 次的熱循環，則可得到相當大的伸長量。

又 因 其 環 境 溫 度 在 操 作 時 必 須 不 斷 重 複 改 變 ， 又 亦 稱 為 環 境 超 塑 性 (Environmental superplasticity)。

2-3 超塑性成形技術類別

超塑性成形能提供一些金屬板材所沒有的優點。因為超塑性材料能產生高度變

形，所以能製造非常複雜的工作，即使有混合曲率的部分也可成形不會有皺紋產生。

若此成形製程與擴散製程或硬焊等方法結合，則可將傳統之組件改善為一體成形之零 件，而明顯減少組件的成本與重量，並可簡化裝配及維修的手續。

超塑性成形的技術主要包括以下幾種方法：

(1)吹氣成形 (Blow forming) (2)真空成形 (Vacuum forming) (3)熱成形 (Thermo forming)

6

(4)深抽法 (Deep drawing) (5)鍛造法 (Forging) (6)擠製法 (Extrusion)

(7)無模抽拉法 (Dieless drawing)

(8)超塑性成形合併擴散接合 (SPF/DB)

上述加工法各有其優點及特性，目前在業界使用上最為廣泛的超塑性成形法是以 吹氣成形為主，此方法為先將板材材切至適當尺寸，而後置於上下模具之間，並將模 具夾緊，以確保能夠維持其氣密性，在將整體模具加熱至材料所需的成形溫度，再以 壓縮惰性氣體通入模具中。

2-4 溫度對於鎂合金之變形影響

溫度增加通常會有如應力應變曲線圖的影響，也就是說，溫度增加時，延性增加，

降伏強度及彈性係數會減少。大部分金屬的應變硬化指數(n 值) 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 1.74g/㎝ ³， 鋁為2.69，鈦為 4.50），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，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【11】；鎂單晶在不同溫度產生滑移所需的臨界剪應力則可以看 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(350℃～450℃)會 降低其臨界剪應力，使得鎂合金非底面滑移較易產生。Mordike B L. 研究中提到由於 鎂合金為 HCP 的結構，使鎂合金無法充分有效在室溫下鍛造成形，只有升高溫度才 能降低其應力，在高溫時使鎂合金滑移面較易發生，產生非基底的滑移系統。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。

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2-5 回復與再結晶

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(Recovery）、再結晶（Recrystallization）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發生而消失，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。

2-5-1 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 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。當材料處於一高應變能狀態其結構可能為晶胞結構，加以退火處理 時會形成較穩定的次晶粒(Subgrain)結構，這些次晶粒利用次晶界(Subgrain boundary) 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。且 A.Jäger 等人指出 AZ31B 鎂合金隨溫度升高流變應力減少，並在高溫時降低加工硬化，然而有材料有動態回復 出現。

2-5-2 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

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晶粒成核（Nucleation）與成長（Growth）兩種方式去形成一個無應變的新晶粒，來 取代變形過的晶粒組織。 再結晶所產生之新晶粒其內部的差排密度低，差排密度降 低，材料強度便下降，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 )。

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，也就是說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會晶粒成長，SRX 晶粒內無次晶結構

（Substructure）存在。

當再結晶過程是發生在高溫變形下，如高溫軋延(Hot rolling)，稱為動態再結晶。

動態再結晶可分不連續動態再結晶，連續動態再結晶。

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、其中間為晶界，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，形成像項鍊( Necklace )般的組織，之後會完全的再結晶，最後晶粒成長。

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 )。

幾何動態再結晶是當材料被壓延或壓縮時，原始晶粒也隨之縮小，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，如滾軋，會使原始晶粒 被壓成扁平狀，而且鋸齒狀的大小跟晶粒的厚度變得相當接近。若應變更大，會產生

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看起來幾乎是再結晶晶粒的等軸結構。

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。

鎂合金的的再結晶溫度是在250-400℃，再結晶在高溫下將會快速成長，但尺寸 大小將會取決於在結晶的量，產生最大量的再結晶的溫度是在250-400℃中間溫度，

再 結 晶 的 出 現 將 影 響 變 形 ， 應 力 應 變 行 為 下 晶 粒 結 構 組 織 產 生 的 動 態 再 結 晶 (Dynamic-recrystallization)的尺寸是較原晶粒尺寸小，所以也將有利於後續成形性。

2-5-3 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。以為晶界有較高的能 量，所以必須減少晶界才能降低材料的能量。在結晶後升溫時，藉由晶界的移動使晶 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。H.Takyda 研究發現，Mg-Al-Zn 鎂合金在 350℃以上進行拉伸測試時，可 以觀測到晶粒成長的現象；而N.Osada 研究得知，將 AZ31 鎂合金於 350℃至 500℃

之間進行退火處理時，於 500℃的退火溫度下可以觀察到部份異常粗大化晶粒之產 生，即所謂異常晶粒成長（Abnormal graingrowth）之現象。異常晶粒成長主要是來 自於晶粒因應變量不同，使得原子傾向由應變量較大之區域越過晶界向低應變量之晶 粒擴散，使得低應變晶粒容易成長為較大之晶粒。

2-6 材料的動態再結晶行為

金屬材料在較低溫度下變形過程中，差排密度將隨著變形量來不斷增加，進而導

10

致金屬材料的加工硬化產生，降低之後的塑性變形能力。在較高溫度下變形時，材料 處於高塑性狀態，這樣就會同時進行著加工硬化和加工軟化兩個矛盾的過程。加工硬 化是由於在單軸向應力作用下增大了差排密度和由差排之間的交互作用而形成各種 穩定、非穩定的差排組態﹔加工軟化包括差排密度的降低和差排在新排列成低能量狀 態時的組織。所以在熱形變過程中，主要的軟化過程為動態回復和動態再結晶。

動態再結晶主要是藉由差排堆積形成新的晶粒，因此當變形過程中產生動態再結 晶現象時，會降低材料的差排密度，並有軟化材料的作用。動態再結晶的發生受到相 當多因素影響，如材料純度、溫度、應變量及應變速率等。整體而言，應變速率及溫 度的上升會促進動態再結晶之發生；隨著應變量增加，材料產生動態再結晶之比例也 隨之上升，而 J.P. Sahu 研究指出，當降低材料塑性變形的溫度時，材料需要更大的 應變量才能產生動態再結晶。當溫度超過300℃時 AZ31 中的鋁合金為重新固溶於鎂 元素基底，而產生新的單相鎂固溶體合金元素，此再結晶將不斷生成於結晶結構中，

再結晶的出現將影響變形，應力應變行為下的晶粒結構組織所產生的動態再結晶的尺 寸是較原晶粒尺寸小，所以也將有利於後續成形性。

2-7 超塑性之空孔生成

由於超塑性材料可以產生相當大的塑性應變量，但是在超塑性變形過程中，超塑 性合金的內部會產有微小孔洞（Microvoid）的形成或者空孔狀態(Cavitation)的產生

【12】-【15】。這些空孔(Cavity)不均勻的散佈在材料內，由於基材本身具有相當良 好的超塑性，當在相當大的塑性應變狀況下，空孔可能因塑性成長機構而長得非常 大。一般而言，在成形過程中，空孔通常是生成於晶界上，空孔的成長與結合最後會 導致材料破裂。然而，由實際的觀點來看，若成形過程中，材料沒有破裂，但是當空 孔存在於超塑成形法的零件當中時，對於零件之機械性質會產生負面的影響。

在超塑變形過程中，應變量的增加基本上是因為晶界滑移所造成的結果，並不是 像一般非超塑性金屬材料料因晶粒本身的延伸所形成。如果晶粒被視為剛體，在晶界

11

滑移過程中，由於幾何排列的需求下，無法避免地會有空孔的形成【16】【17】；如圖 二所示。然而，這些相對位移所形成的空孔，可以藉由鄰近晶界邊圓區域的原子重新 分配加以調整而消除【18】。這些調整可藉由晶界及體擴散(Grain boundary and volume diffusion)、晶界差排的移動、或是差排的滑移(Slide)及爬登(Climb)來達成【19】。當 調整不當跟不上變形速率之需求時，應變會於不規則的晶界上，如顆粒(Particle)、析 出物及三叉點(Triple point)造成應力集中，如無法迅速鬆弛(Relax)應力，即會造成空 孔之生成及成長。

在超塑性變形的過程中造成空孔最重要的因素是存在有局部拉伸應力的狀況。如 果變形過程為均勻的壓應力狀態，則不會有空孔的形成。為了能夠控制超塑性零件內 空孔的狀態，我們必須了解超塑性材料顯微結構及變形條件對空孔形成及空孔狀態的 影響。超塑性變形過程中空孔的基本上可分為如下的三個階段：

1. 空孔生成 (Cavity nucleation) 2. 空孔成長 (Cavity growth) 3. 空孔結合 (Cavity coalescence)

影響空孔生成的因素包括材料的顯微結構及塑性變形的條件等兩部分。

(1) 材料顯微結構有關的因素：晶粒尺寸的大小、硬顆粒(Hard particle)的狀態、

主要相(Major phases)的性質等；與變形條件有關的因素則為應變、應變速率、溫度及 應力狀態等。

實驗結果顯示，晶粒尺寸的大小與空孔的生成有相當大的關係。例如 Superal220 之超塑性鋁合金，在其超塑性成形變形的應變速率範圍內，空孔體積增加量幾乎與應 變速率沒有關係【20】而空孔的體積百分比則是隨著晶粒的增大而增加。晶粒尺寸的 影響除了材料本身最初的晶粒大小為，在超塑性變形過程中，變形條件導致的晶粒成 長也會對空孔的生成造成影響。晶粒成長又分為靜態晶粒成長(Static growth)應變強化 成長(Strain enhanced grow)兩種【21】【22】。靜態晶粒成長與成長速率快慢有著非常 密切的關聯性。根據Wilkison【23】等人的研究指出，應變強化之晶粒成長量隨著應

12

變速率的減少而增加。但是，當應變速率過慢使得材料在高溫環境下的時間停留過長 時，導致嚴重的靜態晶粒成長時，反而會增加空孔的生成。

(2) 塑性變行條件有關的因素：應變、應變速率、溫度及應力 狀態等。

應變速率及溫度對對空孔生成的影響，一般認為，在較高的變形溫度及較慢的應 變速率下，可以減少空孔的生成。由於在較高的變形溫度及較慢的變形速率下，流變 應力(Flow stress)通常會比較小。在較慢的應變速率下，因為晶界滑移所產生的應力 可以較長的時間來達到鬆弛的作用。而較高的變形溫度下，則會有較快速的原子擴散 效應。所以通常認為，在超塑性成形過程中，如果使用較慢成形變速率及較高的成形 溫度，可以減少空孔的產生。但是，實際上改變應變速率或是變形溫度對空孔的影響 則與材料本生特性有很大的關係。通常造成這種差異的主要因素，則於成形條件改變 時，對晶粒成長的產生；不論是靜態晶粒成長或是動態晶粒成長，則空孔生成的狀態 會變得更嚴重。

13

第三章 實驗方法與步驟

本研究將鎂合金AZ31B-O 以三種不同溫度來進行超塑性成形研究討論。將鎂合 金AZ31B-O 薄板片高溫成形與內部結構變化等影響逐一分析，再針對內部結構有其 影響成形性及成型製程參數建立。本實驗分析如下：

3-1 實驗材料

本實驗所使用之材料之板材為韓國浦項鋼鐵(POSCO)公司所生產之商用鎂合金 AZ31B-O 薄板材(以下稱之為 O 材)，其板片的厚度為 0.6mm，其平均晶粒小於 6μm，

母材微結構組織，如圖一所示，材料化學成分，如表一所示。

3-2 實驗分析設備

光學顯微鏡為OLYMPUS 公司製造之型號為 BHM 之光學顯微鏡、研磨拋光機，

如圖五所示。超塑性氣壓成形設備、熱處理爐、鑽石刀片精密切割機，如圖六所示。

超塑性氣壓成形機，如圖三所示。

3-3 超塑性氣壓半球成形

將板材裁切成適當大小，以化學蝕刻方式將板材蝕刻直徑為2.5mm(d0)陣列排列 圓形網格，如圖四所示

。在將蝕刻備製完的板材置於氣壓成形模具內，分別將模具加

熱到300℃、370℃和 420℃三種成形溫度，吹製試件所使用之模穴形狀為直徑 40mm、

深20mm 的杯形模穴，再依據設定的氣壓成形程序，進行超塑性氣壓成形實驗，氣壓 成形時間皆於180 秒內完成半球成形。塑性成形的過程中，當板片逐漸成形至半球狀 時，網格上的小圓形也會因變形而成長，在獲得不同條件之超塑性成形試件後，分別 量測變形後不同位置網格經度及緯度方向之直徑 d1、d2及試件的厚度h，為較大之圓 形或是成為橢圓形。再將這些數據利用下式計算不同位置的主軸應變(Principal

14

strain)、等效應變



(Effective strain)及平均應變速率

 

(Average strain rate)等。利用本 次實驗探討鎂合金AZ31B-O 材於不同的條件下，材料內部結構的變化、應變狀態和 厚度的變化量( )等，影響成形性之分析。藉以本實驗研究探討鎂合金 AZ31B-O 在 高溫下的機械性質與超塑性的相關分析，得以了解鎂合金AZ31B 薄板片的高溫特性 與超塑性。

 h

^

1 ln

 d

1/

d

0





2 0 2 ln

d

/

d 





0

3 ln

h

/

h 





3²



¹²

2 2 2

3 1

2 

  



  



 t

  

本研究以通氣加壓的成形實驗，來探討加壓程序的影響。實驗進行前，板片表面 上先以化學浸蝕的方法刻上直徑為2.5mm(do)之小圓形網格；如圖一所示。在變形的 過程中，這些小圓形位置會移動，也會因變形而成為較大之圓形或是成為橢圓形。變 形板片上蝕刻小圓的變化，與變形過程中所受到的應力狀態或是應變狀態有關；若是 受到等軸應力的狀態，則會因板片變薄而成為較大的圓形，如果是受到平面應變的狀 態，則會向拉力方向延伸而成為橢圓形。全部的變形過程分開為數個不同的連續階段 進行，材料的變形過程以不同階段的網格變形來分析。量測不同成形階段蝕刻點的座 標，可以分析變形過程中金屬流之移動狀態。利用連續兩個階段的變形網格，可以計 算變形過程中，應變及應變速率之變化及分佈狀態。本研究計畫之氣壓實驗及分析程 序如下所列：

(1)板片裁切

(2)以蝕刻機在板片表面蝕刻圓形網格，並記錄網格之座標值 (3)進行不同階段之成形實驗

15

(4)量測變形後網格之尺寸

(5)計算不同位置之應變、應變速率及應力大小 (6)觀察不同位置之空孔狀態

(7)分析判斷加壓程序對金屬流及空孔狀態之影響，調整加壓程序

在獲得不同條件之超塑性成形試件後，量測變形後網格尺寸。根據網格之變化，

可以計算出不同位置實際成形時之應變、應變速率。此項結果再配合空孔之觀察分 析，則可建立在加壓成形過程中，加壓程序對金屬流及空孔狀態的影響，並由此調整 加壓程序。本計畫中空孔之量化分析工作主要是利用光學顯微鏡及影像分析軟體 IMAGE-J來進行。

3-4 顯微組織觀察

將欲觀察之部位切取及冷鑲埋後(環氧樹脂與硬化劑：調配比例為20：2)，將試 片以砂紙研磨至#2000，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5g＋冰醋酸10ml＋乙醇 100ml(95%)加以腐蝕，然後利用光學顯微鏡（OM），並以CCD 截取圖像，觀察氣 壓成形之半球微結構組織變化，而後利用線截取法量取平均晶粒大小。氣壓成形後之 每階段試片，進行研磨拋光步驟，不加以腐蝕之表面，以利用IMAGE-J軟體分析材料 各部位成形變化空孔率，研究空孔對於鎂合金的成形影響，鎂合金高溫成形溫度製程 參數。

16

第四章 實驗結果與討論

4-1 相同溫度不同應變速率之探討

將300℃、370℃和 420℃三種成形溫度分別以不同應變速率進行探討，在較低的 應變速率下，因為晶界滑移所產生的應力可以因較長的時間來達到鬆弛的作用。但 是，當應變速率過慢使得材料在高溫環境下的時間停留過長時，導致嚴重的靜態晶粒 成長，所以本研究將時間分別控制在90 秒以及 160 秒內完成且成形高度達到一定的 要求，藉此探討相同溫度下不同成形時間之差異性。

4-1-1 半球自由成形高度

將 AZ31B-O 材進行氣壓成形實驗，三種不同溫度環境下成形時間皆控制於 90 秒以及160 秒內完成，以相近的時間且不破裂、不觸底之半球自由成形極限為原則進 行討論，半球外觀如圖七所示。圖中為300℃、370℃和 420℃三種溫度條件下進行成 形，其所設定之最大壓力分別為1.6MPa、1.2MPa 和 0.8MPa，圖八、圖九為 AZ31B-O 於300℃、370℃環境下之加壓程序以及 420℃環境下之加壓程序，成形過程皆以階梯 式加壓方式完成。圖八所設定之加壓程序其成形高度變化如圖十所示，結果顯示在溫 度環境為 300℃條件下成形高度不足 18mm，顯示出 300℃條件下其成形溫度不足、

高溫退火效應不大，進而導致差排密度增加不利於成形。在370℃環境下，低應變速 率所得到的成形高度略高於高應變速率，顯示在相同溫度環境下，成形時間增長，成 形高度也會跟著提升。圖十一為 AZ31B-O 材在 420℃環境下，利用不同加壓程序所 得之成形高度，其所得結果與370℃環境下相近，顯示成形時間增長其成形高度亦提 升，且成形過程中爬升的高度也較趨於平緩，其原因是在長時間高溫環境的影響下，

材料具有高溫退火軟化效應，因此與短時間成形的設定情況下，充分利用高溫材料軟 化現象，提升成形性。

17

4-1-2 半球成形過程中心點厚度變化

在超塑性成形過程中，板片的厚度因塑性變形而變薄，厚度越小表示變形量越大 也就是成形過程中容易產生破裂的位置，尤以半球的中心點位置最為明顯，因該處受 到等雙軸向應變影響，圖十二為AZ31B-O 材於 300℃、370℃環境下半球成形過程中 心點厚度變化。於半球中心點變化過程中，因為成形時加壓設定的不同，所得的半球 中心點等效應變量與平均應變速率皆有不同，300℃環境下之半球中心點厚度變化上 趨於平緩，其原因可能為300℃尚未達到較佳的成形溫度所致。在 370℃環境下，高 應變速率與低應變速率的加壓方式不同，產生厚度差異，高應變速率會導致半球中心 點厚度薄化明顯，則入模角部分由於金屬無法充分經由晶粒滾動和金屬流動，達到完 整均勻薄化。圖十三為 AZ31B-O 材於 420℃環境下半球成形過程中心點厚度變化，

由此圖觀察得知420℃在中心點厚度部分，低應變速率成形的頂點厚度略厚於高應變 速率成形，顯示增長成形時間有助於金屬均勻的流動性，且由於受到高溫軟化現象，

增加金屬流動之晶粒滾動與晶界滑移效應。板片於420℃以及 370℃下無論長時間或 短時間的成形其半球中心點厚度在成形末段皆有急速下降的趨勢，尤以高應變速率成 形時最為顯著。

4-1-3 半球成形厚度分佈與預測

進一步分析三種溫度在最後成形階段之厚度分布圖，如圖十四、圖十五及圖十 六，三圖中所顯示分佈位置為中心頂點至入模角處的厚度變化，圖中實線為實際量測 值之試片厚度分佈狀況，虛線部分則是根據式(1)所得之厚度分佈預測。

S = SO exp(-ε1 –ε2) (1) ε1 = 緯度方向主軸應變

ε2 = 經度方向主軸應變 SO = 板片原始厚度

圖十四為 300℃成形最後階段之厚度分佈與預測，在 300℃環境下，入模角位置實

18

際厚度低於理論計算值，而半球中心點厚度高於理論計算值，由前述的高度變化圖顯 示300℃環境下不利於晶粒滾動與晶界滑移使金屬流動困難。在 370℃環境下時，成 形應變速率較低時，整體的厚度分佈皆高於高應變速率成形，如圖十五所示，而420℃

環境下也有此情形，如圖十六所示，基於這兩種情況得知增長成形時間有助於金屬的 流動均勻，況且由實際值與理論值之差異，板材於370℃環境時，厚度分佈皆在理論 值下方。反之420℃之厚度分佈則都呈現於理論計算值上方，可由觀測兩圖得知，由 於溫度的影響下420℃增加板片塑性能力，板片軟化效果明顯，且塑性能力比 370℃

高，因此整體板片的金屬流動顯著，使得板片厚度分布較均勻。反之370℃環境下雖 然低應變速率整體金屬流動性優於高應變速率，但整體來看板片整體的薄化現象亦是 顯著。

4-1-4 半球成形過程中心點應變分析

不同溫度條件下所產生的應變皆不相同，在超塑性成形過程中，隨著時間變化來 調節成形壓力的大小，主要目的是為控制成形過程試件的應變狀態以及成形應變速 率。半球狀成形時所受應變為雙軸向應變，尤其在半球中心點位置最為明顯。圖十七 為300℃、370℃環境下半球成形過程中心點應變變化圖，300℃環境下因為金屬材料 在較低溫度下變形，成形過程中差排密度將隨著變形量來不斷增加，進而導致金屬材 料的流變應力較大，所以隨著成形時間增長應變曲線圖呈現效平緩的爬升狀態，在 370℃方面，中心點應變變化於兩種不同應變速率下隨著成形時間增長，在成形後段 的應變變化皆有急速攀升的情形，主要是因為370℃的厚度變化在成形後段急期薄化 影響所致，圖十八為420℃環境下半球成形過程中心點應變變化圖，在成形過程當中 由於高溫環境下時材料軟化現象明顯，以及初始壓力條件皆高於 300℃、370℃，因 此成形初期的等效應變高於另外兩者，也因板材具有高溫軟化現象，所以在420℃環 境下，成形過程中所造成的等效應變也較趨於平緩。

19

4-1-5 半球成形最後階段各點應變速率分佈

試片成形過程中，由於受到模具間的摩擦力的影響，變形量跟變形速率都會有 差別。因此在成形過程中，試片整體並非以單ㄧ的應變速率進行變形。圖十九、圖二 十及圖二十一，為300℃、370℃、420℃三種不同溫度半球成形後，半球中心點至入 模角之應變速率分佈，三圖中所呈現的應變速率曲線圖隨著半球中心點往入模角而逐 漸降低，主要係因半球在試件未觸底前之自由成形階段，中央區域至入模角區域，由 等軸應變逐漸改變為平面應變，影響試片變形之流動性，故整體應變速率的分佈呈現 中央往邊上遞減的情形。

造成此應變速率梯度分佈現象，主要是因應力狀態的差異所造成。根據 Von Miss 的變形準則(Yield criterion)，流變應力可以表示如下：

     



3 1 ²



¹²

2 3 2 2 2

1- - -

2

1

     



  

σ1=緯度圓周方向之應力 σ2=經度圓周方向之應力 σ3=厚度方向之應力

若假設厚度方向應力值太小，可忽略不計。位於中央區域為一雙向應力狀態，所以σ1

= σ2，



pole=



=



1²



¹²

2

2 1

1







=σ1

於試片邊上之區域為平面應變狀態 _{1 2}

2 1









edge=



=

      

1 ²



¹²

2 1 2 1

1

- 2 2

2

1

 









20

=

  6

1^{2 12}

2 1



=0.87σ1

所以球形在自由成形階段，由於試件上從中央區域到邊上整個流變應力分佈不 同，中央區域流變應力大，往邊上遞減，形成一應力分佈的梯度現象。

4-1-6 半球成形過程之變形狀態

半球成形時，板片未與模具杯狀底部表面接觸，其變形類似自由成形的狀態。在 自由成形狀態，Song 與 Zhao 之力學理論分析指出，半球變形過程中試件上各點位移 之情形可表示之。又根據Song 與 Zhao【24】的研究結果，各點之位移狀態曲線可由 如下所示之位移方程式計算而得。

 

  _H

r H r

r r Y r

r r H r

H r X r

2 4 2

0 2 2 0 2 0

2 4 2

0 2 2 0 2 0



 



 

(2)

H 是該成形時間的半球中心圓頂高度，r 則為板片成形前，半球中心點與各蝕刻 點距離，r0 則為圓之半徑，所以此位移方程式只需該成形時間圓頂高度即可進行運 算。圖二十二至圖二十七為各蝕刻點於成形過程中的路徑圖，實線表示實驗結果位移 圖，虛線則表示理論計算之位移路徑。由圖中可以觀察到，在接近入模角的部份，實 驗結果與理論計算值之間的差異性較大，主要是受到入模角的影響。且由於Song 與 Zhao 的公式中並未將入模角加以考慮，因而造成計算誤差。

4-2 不同溫度相同應變速率之探討

本次實驗是經由半球等雙軸向應變氣壓成形，來探討鎂合金AZ31B-O 材板片的 高溫氣壓成形性。藉由相同的應變速率來探討溫度對鎂合金成形性的影響，如表三。

溫度增加時，延性增加，而降伏強度降低。大部分金屬的應變硬化指數(n 值) 受到溫 度的影響，溫度增加會使n 值降低。

21

Backofen 方程式是金屬材料分析流變應力最常見的公式:

σ = kεⁿ^m。

σ 為應力，k 為材料係數，ε 為應變， 為應變速率，n 為加工硬化指數，m 為應 變速率敏感指數。此方程式是最常見用來描述應力應變關係的公式，可以表達是應變 硬化現象的加工硬化指數(n 值)和應變速率敏感指數(m 值)，這些參數將會影響金屬板 材加工的特性。

4-2-1 半球成形極限高度

下圖二十八為高應變速率下370℃、420℃成形極限高度圖，370℃環境下其成形 時間為69 秒最大壓力為 1.2 MPa、420℃環境下其成形時間分別為 85 秒最大壓力 0.75 MPa 以及成形時間 75 秒最大壓力 0.8 MPa 兩種，發現 420℃在兩種加壓下，高度的 變化相近，而成形高度420℃略高於 370℃。

圖二十九為低應變速率 300℃-370℃-420℃成形極限高度圖，由成形結果亦可得 知，420℃最大壓力為 0.8MPa 時高度為最高、370℃最大壓力 1.2MPa 次之，且 420

℃所採用的壓力為最低，而300℃為最高，表示當溫度越高鎂合金的材料高溫塑性提 升。相同的應變速率在高溫環境下其成形高度皆高於較低溫度者，420℃相較於 300℃

與370℃的實驗當中，當板片處於高溫狀態時材料流變應力下降，且高溫時鎂合金新 的滑移系統產生作用，所需變形應力低。動態回復【25】及晶界滑移於高溫時作用明 顯，因此材料在變形同時，內部產生動態回復及晶界滑移，故板片成形所需的最大壓 力可依溫度升高而降低。

4-2-2 不同溫度下半球厚度分析

球形於自由成形階段時，厚度最薄處為半球中心頂點部份，原因如前述該處應 變量最大，因而造成較大的薄化效應。而應變速率的高低對薄化效應的影響又與應變 速率敏感係數(m)的大小有關。m 值的大小代表其變形能力及狀況，m 值越小代表變

22

形過程中容易產生頸縮現象，也就是說均勻變形的能力較差，造成厚度分怖越不均勻。

半球於成形過程中，中心點位置隨著時間增長厚度逐漸變薄，圖三十為高應變速 率下半球中心點厚度變化，其中370℃中心點厚度為最薄，420℃環境下則為最厚，

且370℃環境中，半球中心點厚度於成形後段急速下降，且在低應變速率下半球中心 點厚度變化亦有此情況，如圖三十ㄧ所示。由兩圖觀察得知，在370℃環境下中心點 厚度急速薄化可能為晶粒結構產生變化所導致。

圖三十二與圖三十三為不同溫度下高低應變速率之最後階段厚度分佈圖，由兩圖 中可以觀察到無論是高應變速率或者低應變速率，在半球中心點位置的厚度420℃環 境下都高於 370℃，而靠入模角處則 420℃比 370℃薄，顯示出板材在不同溫度下金 屬均勻流動的狀況，由於溫度的影響在420℃環境下受到高溫軟化現象明顯，增加晶 粒滾動與晶界滑移，板片塑性能力提昇【26】【27】以及板片軟化效果明顯，使得整 體塑性能力比370℃高，因此板片的金屬流動顯著，使得板片厚度分布較均勻。

4-2-3 半球之瞬時應變速率分析

板材於變形過程中，並非以單一恆定的應變速率進行成形，成形過程中成形時間 的長短也隨之改變半球中心點位置的應變速率，在相同溫度下藉由增加成形壓力可以 有效地縮短成形所需時間。板材的變形過程以不同階段的網格變形來分析。量測不同 成形階段的蝕刻點座標，可以分析變形過程中金屬流之移動狀態。利用連續兩個階段 的變形網格，可以計算變形過程中，瞬時應變速率變化及分佈狀態。各個成形階段 i 的瞬時應變速率可利用下列之公式計算：



_{i i}

i 1 1 1

1 ln d _ d



 

(3)



_{i i}



i 2 1 2

2 ln d _ d





.(4)



_{i i}



i 3 1 3

3 ln d _ d





(5)

23



3²



²¹

2 2 2

3

1

2  

      



 

_i



_i



_i



_i .(6)

瞬時應變速率(Instantaneous strain rate)為

i i

i

 t

  

 

(7)

其中初始i 階段的數據 d1i：網格x 方向之長度 d_2i：網格y 方向之長度 hi：板片厚度

i i

i

t t

t

 

 _1 ：階段成形時間

就一個非穩定態的變形過程而言，經過變形後，由變形後之網格，可以分析變 形過程中金屬流之狀態；例如金屬之移動趨勢、應變速率之分佈等，由此可以獲得金 屬變形之特性。

圖三十四為高應變速率加壓下中心點瞬時應變速率圖，在 ℃環境下成形時間

秒以及 秒完成，經計算分析結果發現兩種加壓程序其初始瞬時應變速率都非常

高，主要是因為兩種方式在一開始就升壓至所需最大壓力，在成形時間 秒中以相 同壓力持續保壓而成形時間 秒方面則以相似壓力保壓以致完成。在成形的初期使 用較快的應變速率，用來抑制應變強化的晶粒成長現象及縮減所需之成形時間；在成 形後期則轉為較慢的應變速率，如此可以減少空孔的生成。

圖三十五為低應變速率加壓下，半球中心點瞬時應變速率圖，圖中表示在成形的

初始階段其瞬時應變速率皆顯示為緩慢攀升情況，而 ℃與 ℃方面則在成形的

最後階段急速上升，此狀況在圖三十四中 ℃環境下亦有相同情況，結果表示出階 梯式的加壓方式在半球中心點瞬時應變速率有著相似的情形。

420

85 75

85 75

420 370 370

24

4-2-4 不同溫度下相同應變速率之半球變形狀態

圖三十六為 300℃、370℃、420℃三種不同溫度環境下半球成形階段之形變狀 態，由實際測量來觀察出半球成形過程之變形情形，圖中實線代表實驗性測量的結 果，虛線為Song 與 Zhao 之力學理論分析之理論值。兩位學者之理論分析值皆假設半 球自由成形過程為完善的球狀外觀且無成形溫度環境的考量，然而隨著變形溫度升高 實驗量測的結果逐漸偏離假設值，如圖三十六-(A)、圖三十六-(B)及圖三十六-(C) 所 示。造成此結果主要原因係溫度提高使得板材高溫軟化效應及整體金屬流動性佳所 致。

4-3 成形過程之晶粒之尺寸分析

本實驗所使用的AZ31B-O 板片原材晶粒平均為 5~6μm，計算方式為利用光學顯 微鏡所拍攝的金相組織圖，以線截取法量取，取任意六線平均，計算出平均晶粒尺寸。

圖三十七為300℃、370℃半球中心點晶粒尺寸變化，由圖中得知 300℃環境下晶粒尺 寸隨著時間增長並無多大改變，且中心頂點處尺寸小於370℃及 420℃的晶粒尺寸，

顯示溫度的差異將影響到晶粒成長。然而在370℃環境下兩種應變速率在初始的晶粒 尺寸都成長的較為迅速，而到了成形後段則轉為較緩慢的爬升，並且於高應變速率的 加壓方式造成半球中心點晶粒尺寸增加速度明顯快於低應變速率加壓，顯示不同的應 變速率將影響晶粒尺寸變化，但整體上來看低應變速率加壓方式其最終晶粒尺寸仍大 於高應變速率，主要原因為長時間的高溫狀態造成晶粒成長。圖三十八為420℃環境 下半球中心點晶粒尺寸變化，由圖中觀察得知，其晶粒尺寸也都隋著成形時間增加而 成長，且 420℃高溫環境影響下，晶粒尺寸只成長至 8~9μm。由兩圖可以得知，

AZ31B-O 分別經過 300℃、370℃和 420℃三種不同溫度的成形條件，其晶粒尺寸都 隨著成形時間增加而成長，而影響著晶粒尺寸的因素包括了成形溫度以及半球成形應 變速率，由實驗結果得知，無論在300℃、370℃和 420℃的環境下，平均晶粒皆小於 10μm，仍保持超塑性基本微結構條件。

25

4-4 成形過程金相顯微結構分析

本實驗藉由半球自由成形的時間內，以不同的成形時間點來觀察半球中心點的 顯微結構變化以及成形最後階段半球中心點至入模角的狀態，圖三十九為300℃成形 過程半球中心點金相顯微結構，由圖中發現在300℃環境下半球中心點的晶粒並無明 顯的變化，並且在成形最後階段半球中心點至入模角的部份亦是如此，如圖四十所示。

由Hall-Petch 方程式表示得知，就晶粒結構上來看，晶粒越小、晶界越多之金屬 其強度就愈大，300℃環境下動態回復較不明顯，因此材料以此條件製作的零件具有 較高強度，所以在 300℃環境下即使增加成形壓力也難繼續發生變形而導致材料破 裂。材料於高溫環境會使動態回復增強，其同時高溫差排移動率增加，減少差排堆積，

進而降低材料因塑性變形的加工硬化率，提升高溫塑性能力，圖四十一為370℃高應 變速率之半球中心點金相顯微結構，半球中心點在成形的後段及圖四十二成形最後階 段靠近中心點處都有空孔的出現，顯示鎂合金在高溫時具有晶界滑移的現象，而在晶 界滑移時同時具有空孔的生成與空孔結合，圖四十三為370℃低應變速率之半球中心 點金相顯微結構，圖四十四為370℃低應變速率之成形最後階段金相顯微結構，由兩 圖觀察得知，在成形最後階段半球中心點及靠近中心點處，有再結晶的出現利於塑性 能力提升，且相較於高應變速率成形，板材於低應變速率成形較不易造成空孔的形成 與空孔結合。在420℃環境下高應變速率加壓成形使用了兩種方式，一段式加壓成形 其成形時間分別為85 秒最大壓力 0.75 MPa，如圖四十五、圖四十六，以及二段式加 壓成形成形時間75 秒最大壓力 0.8 MPa，如圖四十七及圖四十八，兩種加壓方式在 成形後段皆有明顯因晶界滑移所造成的空孔，反觀420℃低應變速率之半球中心點金 相顯微結構以及420℃低應變速率之成形最後階段金相顯微結構，經由觀察得知較無 空孔的形成，如圖四十九、圖五十所示。420℃與 370℃在低應變速率加壓下之所以 較無空孔產生，其原因可能為緩和的加壓方式使得材料內部達到晶粒滾動情況較佳，

並且就目前觀察結果得知，鎂合金變形時空孔的產生機率較低，不易因空孔產生而導 致材料破裂。

26

第五章 結論

根據實驗分析之結果，本研究可以得到下列幾項結論：

一、 在相同的溫度環境下，成形時間增長。其成形高度亦提升，且成形過程中爬 升的高度也較趨於平緩；其原因是在長時間高溫環境的影響下，材料具有高溫退 火軟化效應，其與短時間成形者相較，其充分利用高溫材料軟化現象，提升成形 性。

二、 相似應變速率條件下，370℃之半球成形性優於 300℃；顯示溫度越高，則 鎂合金高溫塑性能力提升，而370℃與 420℃兩者皆呈現較均勻的變形。

三、 在超塑性成形過程中，板片的厚度因塑性變形而變薄，厚度越小表示變形量 越大，即為成形過程中容易產生破裂的位置，尤以半球的中心點位置最為明顯，

因該處受到等雙軸向應變影響所致。

四、 應變速率曲線圖隨著半球中心點往入模角而逐漸降低，主要係因半球在試件 未觸底前之自由成形階段，中央區域至入模角區域由等軸應變逐漸改變為平面應 變，影響試片變形之流動性，故整體應變速率的分佈呈現中央往邊上遞減的情形。

五、 Song 與 Zhao 兩位學者之理論分析值皆假設半球自由成形過程為完善的球狀 外觀且無成形溫度環境的考量，然而隨著變形溫度升高，實驗量測的結果逐漸偏 離假設值。造成此結果主要原因係溫度提高使得板材高溫軟化效應及整體金屬流 動性佳所致。

六、 鎂合金動態回復及晶界滑移於高溫時作用明顯，因此材料在變形同時，內部 產生動態回復及晶界滑移，故板片成形所需的最大壓力可依溫度升高而降低。

七、 AZ31B-O 分別經過 300℃、370℃和 420℃三種不同溫度的成形結果顯示，

其晶粒尺寸都隨著成形時間增加而成長，而影響晶粒尺寸的因素包括了成形溫度 以及半球成形應變速率。

八、 AZ31B-O 於 420℃高溫環境下，較容易靜態退火晶粒成長，其晶粒明顯大於 300℃、370℃許多，但平均晶粒皆小於 10μm，仍保持超塑性基本微結構條件。

27

九、 低應變速率加壓下，較無空孔產生，其原因可能為緩和的加壓方式使得材料 內部達到晶粒滾動情況較佳，並且就目前觀察結果得知，鎂合金變形時，空孔的 產生機率較低，不易因空孔產生而導致材料破裂。

十、 370℃低應變速率加壓下，在成形最後階段半球中心點及靠近中心點處，有 再結晶的出現利於塑性能力提升，而其他溫度條件下則無明顯動態再結晶。

28

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30

表一 鎂合金AZ31B-O化學成分組(wt%)

AZ31B-O Mg Al Zn Mn

wt% Bal. 3.01 0.98 0.32

表二 AZ31B三種溫度條件其設定極限成形壓力與成形時間 溫度 成型時間(sec) 成型壓力(MPa)

300℃ 152 1.6 69 1.2 370℃

138 1.2 85 0.75 75 0.8 420℃

142 0.8

表三 AZ31B三種溫度條件其成形應變速率與成形時間 Pressurization

profile

最大壓力 (MPa)

成形時間 (sec)

成形高度 (mm)

平均應變速率

 

apex (s^1) 高應變速率

PT370-69sec 1.2 69 18.53 1.55×10^2 PT420-75sec 0.8 75 19.05 1.47×10^2 PT420-85sec 0.75 85 19.12 1.21×10^2 低應變速率

PT300-152sec 1.6 152 17.4 6.8×10^3 PT370-138sec 1.2 138 18.83 6.87×10^3 PT420-142sec 0.8 142 19.14 6.79×10^3

31

圖一 AZ31B-O (200X) 金相顯微結構

圖二 晶界滑移形成空孔之示意圖

32

圖三 超塑性氣壓成形機

圖四 板片蝕刻網格示意圖

33

圖五 研磨拋光機

圖六 鑽石刀片精密切割機

34

300 /15 ℃ 2sec

370 /℃69sec

370 /1℃ 38sec

420 /℃75sec

420 /℃85sec

420 /14℃ 2sec

圖七 AZ31B-O氣壓成形半球外觀

35

0 40 80 120 160

Forming Time (sec)

0 0.4 0.8 1.2 1.6 2

Pressure (MPa)

300-4stage / T=152sec 370-3stage / T=69sec 370-6stage / T=138sec

圖八 AZ31B-O於 300℃、370℃環境下之加壓程序

0 0.2 0.4 0.6 0.8 1

Pressure (MPa)

0 40 80 120 160

Forming Time (sec)

420-1stage / T=85sec 420-2stage / T=75sec 420-4stage / T=142sec

圖九 AZ31B-O於 420℃環境下之加壓程序