4-2 SEM 觀察與 EDS 分析
圖 4-11 ~ 4-12 為 MgNiYB 非晶質合金以及 MgCuNd 之非晶質合金薄帶試片的 SEM-BEI 影像，藉由觀察影像可以發現不論是 MgNiYB 或 MgCuNd 之試片皆不具有明 顯的對比，所以可知這兩組試片之成分為均勻的。而且影像中並無觀察到很明顯的晶 粒，所以也可以大膽的推論 MgNiYB 與 MgCuNd 之試片為非晶質狀態。
MgNiYB 非晶質合金以及 MgCuNd 之非晶質合金薄帶試片以 EDS 做成份分析後，
藉由此項分析結果可以發現這兩系列合金試片其組成與原先融煉時所配置之合金成 份，不論在重量百分比或原子百分比都存在著些許之差異。其中硼元素因為原子序過小 而無法藉由 SEM 所附加之 EDS 系統獲得分析結果，必須以 EPMA 觀察，經過 EPMA 分析觀察後，確定其所設計之成份元素比例鎂元素、銅元素、鎳元素、釔元素、硼元素 與釹元素之組成皆在合理的範圍之內。
雖然由觀察 MgNiYB 非晶質合金以及 MgCuNd 之非晶質合金薄帶試片的 SEM-BEI 影像可以知道合金為均勻的成份，但是藉由 EDS 系統所附加之 Mapping 功能可以更清 楚的了解合金成份元素之分佈情形，如圖 4-13 ~ 4-14 所示，為 MgNiYB 及 MgCuNd 非 晶質合金 Mapping 圖，可以發現，非晶質合金薄帶試片中各種成分元素皆均勻的分佈 於試片中，並沒有聚集成特別的形狀或區域，此項結果和先前之 SEM-BEI 影像的觀察 相符合。
4-3 X 光繞射分析
第 一 部 分 所 研 究 之 非 晶 質 合 金 系 統 加 硼 系 列 的 製 造 出 來 ， 其 成 份 為
Mg65Ni25-XY10BX，硼元素的添加為(x= 0, 1, 3 and 5 at %)，其 X 光繞射分析結果為 Mg65Ni25-XY10BX合金四種比例成分以圖 4-15 所示。
由圖中可發現，當繞射角 2θ角度介於 20o~80o時，材料內部並無明顯之結晶繞射峰，
而且在繞射角 2θ角度介於 30o~50o之低角度時，材料具有繞射峰被寬化之現象，藉由此 項 XRD 之結果可推知此一繞射峰寬化現象可能為材料內部之完全非晶質狀態所貢獻，
因 此 可 以 大 膽 的 推 論 Mg65Ni25-XY10BX 合 金 薄 帶 可 能 為 完 全 之 非 晶 質 狀 態 。 但 在 Mg65Ni20Y10B5非晶質薄帶合金的 X 光繞射分析圖形中可以明顯發現，存在一點尖峰在 寬廣的峰中，經由判斷其為 Mg2Ni 相，在取代 5 at %的硼元素後會開始有些許 Mg2Ni 結晶相的產生。其餘皆幾乎完百分之百非晶質狀態。
第二部分所研究之非晶質合金系統，其成份為 Mg65Cu25Nd10、 Mg58Cu31Nd11、 Mg56Cu31Nd13、 Mg54Cu31Nd15合金，由圖 4-16 所示，當繞射角 2θ角度介於 20o~80o時，
材料內部並無明顯之結晶繞射峰，而且在繞射角 2θ角度介於 30o~50o之低角度時，材料 具有繞射峰被寬化之現象，藉由此項 XRD 之結果可推知此一繞射峰寬化現象可能為材 料內部之完全非晶質狀態所貢獻，因此可以大膽的推論此系列的 MgCuNd 合金薄帶可 能為完全之非晶質狀態。可是我們由圖可以發現，當大原子釹元素超過 13 at %時，也 就是 Mg54Cu31Nd15此合金，可以很明顯看出有結晶相的產生，經由判斷其為 Mg2Cu 相。
已經不再是很完整的非晶質的狀態了。所以在本系列當中，大原子釹元素的比例成份要 控制在 13 at %以內會有比較好的非晶質狀態。
4-4 非恆溫熱力學 DSC
由 DSC 之曲線可發現在所有成份的非晶質合金薄帶試片中，隨著測試溫度的上 升，試片會先表現出一個熱流量之微小減少的吸熱反應，此一吸熱反應為非晶質合金薄
中非晶質狀態轉換成過冷液狀態時，材料因結構改變造成熵變化所導致的現象，此一現 象稱之為玻璃轉換現象，而此相變化反應開始之溫度為玻璃轉換溫度(Tg)；隨著測試溫 度的再次上升試片具有兩個熱流量之明顯增加的放熱反應，第一個放熱反應為過冷液狀 態轉變成結晶狀態之結晶反應，此結晶相變化反應開始之溫度為結晶溫度(Tx)，溫度持 續往上升之後會出現放熱峰的反應，這是因為非晶質合金薄帶試片開始熔化之故，有此 吸熱峰的產生，則可得之熔點溫度(Tm)以及液相溫度(Tl)，進而去得到 Trg 值以及γ值，
有助於我們對於此非晶質合金薄帶試片的熱性質探討。
在第一部份，我們利用 DSC 去量測 Mg65Ni25-XY10BX非晶質薄帶合金，硼元素的添 加為(X= 0, 1, 3 and 5 at %)，我以 20 K/min 的加熱速度加熱至 600 K，其結果如圖 4-17~
4-20 所示。
由圖 4-17 ~ 4-20 所示，可以得知非晶質薄帶合金的 Tg、Tx、
Δ
Tx (Tx－Tg)值，Mg65Ni25Y10非晶質薄帶合金的值分別為 436，462 及 26 K；Mg65Ni24Y10B1非晶質薄帶 合金的值分別為 438，472 及 34 K；Mg65Ni22Y10B3非晶質薄帶合金的值分別為 438，479 及 41 K；Mg65Ni20Y10B5非晶質薄帶合金的值分別為 441，470 及 29 K。其玻璃轉化溫 度與結晶溫度的數值圖以圖 4-21 來看，可以發現添加硼元素進去，當增加硼元素時，
真實玻璃轉化溫度有上升的趨勢，而真實結晶溫度雖著硼元素的增加有上升的趨勢，在 硼為 3 at %時 479 K 為最高，當硼元素添加含量往上升，又開始下降。藉由真實之玻璃 轉換溫度與真實之結晶溫度就可推算出代表熱穩定性之ΔTx，以ΔTx 而言，當硼元素添 加含量往上升時，熱穩定性之指標ΔTx範圍有升高的趨勢，從 26 K 開始往上升，以添 加硼元素含量 3 at %為最大，其範圍約在 41 K；當硼元素添加含量繼續往上升，熱穩定 性之指標ΔTx範圍開始減小的趨勢，綜合比較下熱穩定性之ΔTx範圍則以同時添加硼元 素含量 3 at%為最大。這些值以表 4-1 表示之，也說明其熱穩定性有提昇的效果產生，
跟鄭宇庭的系統有相似的結果。
由圖 4-17 ~ 4-20 來探討其玻璃形成能力γ 值，Mg65Ni25Y10非晶質薄帶合金的值為 0.378；Mg65Ni24Y10B1非晶質薄帶合金的值為 0.378；Mg65Ni22Y10B3非晶質薄帶合金的 值為 0.382；Mg65Ni20Y10B5非晶質薄帶合金的值 0.372，綜合比較下玻璃形成能力γ 值則 以同時添加硼元素含量 3 at%為最大。其值從 0.378 上升為 0.382。這些值也在表 4-1 表 示之。
表 4-2 為本實驗室[14]先前所做 Mg65Cu25Y10合金系統熱性質表，可知當以 3 at % 的硼元素取代銅元素時，即 Mg65Cu22Y10B3非晶質薄帶合金，其
Δ
Tx可以從 58 K 上升到 66 K，其γ 值也從 0.400 上升到 0.415，是以說明其玻璃形成能力以及熱穩定性的提昇，但將硼元素含量再往上提升，其熱性質又下降，此外，先前之實驗也顯示 3 at %的硼元 素取代銅元素也可增加其改值結晶、熱活化能，表示其玻璃熱穩定性也提升，且添加適 當的硼元素後，其硬度也大幅提升約 41%，似乎小原子硼可以填充其自由體積，對其強 度硬度也有明顯助益。
在第二部份中，我們利用 DSC 去量測 Mg65Cu25Nd10、 Mg58Cu31Nd11、Mg56Cu31Nd13、 Mg54Cu31Nd15合金，我們以 20 K/min 的加熱速度加熱至 873 K，去研究鎂元素從 65 at % 下降至 54 at %與大原子元素由 10 at %上升至 15 at %的提升對於它的熱性質有何影響。
得其結果如圖 4-22 ~ 4-25 所示。
由圖 4-22 ~ 4-25 所示，可以得知此系列非晶質薄帶合金的 Tg、Tx、Tm、Tl、
Δ
Tx (Tx－Tg)、Trg、γ值，Mg65Cu25Nd10非晶質薄帶合金的值分別為 423 K，455 K，733 K，770 K，32 K，0.55 及 0.381；Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金的值分別為 421 K，474 K，712 K，765 K，53 K，0.55 及 0.400；Mg56Cu31Nd13非晶質薄帶合金的值分別為 425 K，457 K，733 K，774 K，32 K，0.54 及 0.381；Mg54Cu31Nd15非晶質薄帶合金的值分別為 425
K，451 K，709 K，759 K，26 K，0.56 及 0.380，這些值列於表 4-3 內。
從這些數值來分析，發現到對於真實之玻璃轉化溫度，隨著鎂元素含量減少以及釹 元 素 含 量 的 增 加 ， 並 沒 有 特 別 明 顯 上 升 或 下 降 的 趨 勢 。 而 真 實 之 結 晶 溫 度 在 Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金有較明顯的上升，其值為 474 K，其餘都大概為 455 K 左 右，比較值得注意的是，熱穩定性之指標ΔTx在此系列非晶質薄帶合金的不同，熱穩定 性之ΔTx範圍則以 Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金為最大，其值為 53 K，剩下的都大概 為 30 左右，另一項比較重要的指標代表材料玻璃形成能力 γ 值，如圖 4-26 來看，我們 發現也是以 Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金為最大，其值為 0.400，綜合以上種種數據而 言，我們大膽假設將鎂元素下降至 58 at %、銅元素 31 at %以及釹元素上升至 11 at %對 於熱性質以及玻璃形成能力有向上提升的效果。
4-5 硬度分析
硬度測試分析為一金剛石正方錐(diamond pyramid)之壓痕器(indenter)施加荷重於 樣品，在樣品上造成永久變形之壓痕，利用顯微鏡量測壓痕之對角線長度，並透過方程 式(4-1)求出其 Vickers 硬度值。
Hv=1.8544(F/d2)
其中 F 為施加之荷重(kg)，d 為凹痕之平均對角線長度(mm)。而此方法之所以廣泛被使 用在量測材料的機械性質上，是由於它的簡單及非破壞性的技術。
利用此技術去測得 Mg65Cu25Nd10、 Mg58Cu31Nd11、Mg56Cu31Nd13、Mg54Cu31Nd15 合金的硬度值，所設定其下壓時間 15 秒，每片試片打十個點，標出測得之範圍，並求 (4-1)
其平均值，測量時大概取 200~500 克非晶質薄帶合金，測量之前須先用 800 號和 1000 號之 SiC 砂紙研磨之。
在第一部份中，測量出來得到 Mg65Ni25-XY10BX 非晶質薄帶合金的 Hv 值分別為 Mg65Ni25Y10非晶質薄帶合金的值為 245；Mg65Ni24Y10B1非晶質薄帶合金的值為 298；
Mg65Ni22Y10B3非晶質薄帶合金的值為 325；Mg65Ni20Y10B5非晶質薄帶合金的值為 340。
以表 4-4 表示之。
我們可以發現隨著硼元素的增加，Hv 硬度值有逐漸上升的趨勢，經推論因為由於 硼元素的硬度值高，所以當將成份硼元素比例增高，對於 Hv硬度值必定有往上升的趨 勢，這是合理的現象，對於 Mg65Ni20Y10B5非晶質薄帶合金 Hv硬度值約比 Mg65Ni25Y10 非晶質薄帶合金約有 40%的提升。
在 第 二 部 份 中 ， 測 量 出 來 得 到 MgCuNd 非 晶 質 薄 帶 合 金 的 Hv 值 分 別 為 Mg65Cu25Nd10非晶質薄帶合金的值為 238；Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金的值為 245；
Mg56Cu31Nd13非晶質薄帶合金的值為 253；Mg54Cu31Nd15非晶質薄帶合金的值為 260。
也以表 4-4 表示之。
我們可以發現隨著鎂元素的減少以及釹元素的增加，Hv 硬度值有逐漸上升的趨 勢，經推論因為由於鎂元素的硬度值比釹元素來的小，所以當將成份從鎂元素比例變 少、釹元素比例變多時，對於 Hv硬度值必定有往上升的趨勢，這是合理的現象，對於 Mg54Cu31Nd15非晶質薄帶合金 Hv硬度值約有 10%的提升，我們比較有興趣的是在熱穩 定性與玻璃形成能力較好的一組試片 Mg58Cu31Nd11非晶質薄帶合金來看，對於其 Hv硬 度值有 245。
我們將鄭宇庭的 Mg65Cu25Y10非晶質薄帶合金，跟我所實驗的 Mg65Cu25Nd10非晶質
薄帶合金 Hv硬度值來作比較之，我們也發現 Mg65Cu25Nd10非晶質薄帶合金 Hv硬度值 238 比 Mg65Cu25Y10非晶質薄帶合金 220 來的高，大約提升 8%，此一結果我們可以由真 實之玻璃轉化溫度來看，將在下一章有深入的研究討論。