結果與討論

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LAZ1110、含鈧 LAZ1110 兩者之晶粒皆比純擠製之晶粒大，可能是 溫度提高造成晶粒成長，尤其經過 400℃固溶後，晶粒明顯變得更大，

如圖 4-5、圖 4-6 所示，且 相在晶界上之析出更為明顯，推測 相 會隨著溫度的變化而在不同的位置析出。此現象與 Atsushi Yamamoto 等人[36]之研究類似。在 Mg-(4-13)%Li-(4-5)%Zn 合金系中，不同的 溫度會使得α相與θ相在不同的方位上析出，此處所指的θ相為 (MgLiZn)之析出物。

LAZ1110 合金在 相中的細尖狀析出物則較純擠製為多，表示魏 德曼組織在溫度升高時有增多之趨勢。可能是再結晶導致此現象之發 生。根據物理冶金學[37]，鎂是屬於低疊差能材料，差排容易相互糾 結，在持續給予能量之時，會形成高角度晶界，而高解度晶界包圍的 區域即是再結晶的晶粒。

4-1-3 LAZ1110、LAZ1110+Sc 時效處理後金相

固溶處理後進行時效處理，此金相檢視參數為固溶溫度 300℃及 400℃1 小時，時效溫度為室溫及 50℃，時效時間 1 小時及 3 小時，

所得到之顯微結構如圖 4-7 至圖 4-22 所示。含鈧 LAZ1110 在 相之 魏德曼組織與固溶後相較其析出更多，且 相更為密集。同時原先較 大之魏德曼組織變成較小之 相與其他小圓形析出物，推測此現象可

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能為二次再結晶區域妨礙α相擴散之結果。二次再結晶需要溫度到達 一定之程度才會發生，通常是大於退火溫度，且超過晶粒成長之溫 度，此時晶粒會異常成長[38]。在二次再結晶區域形成之後，α相之 擴散會受到限制，進而使其成為細長狀並散佈於β相形成魏德曼組 織。 相在晶界上的析出比固溶後更多，表示晶粒會隨著溫度升高而 變大， 相隨著溫度升高而變小且更易在晶界上析出。

4­2  硬度分析 

將 LAZ1110 以及含鈧 LAZ1110 之試片在 300℃及 400℃固溶處 理後，再進行時效處理，其時效處理參數為時間 1～8 小時，溫度為 室溫、50℃、100℃，並以維氏硬度機做硬度試驗，得到硬度值如表 2 至表 13 所示。在鎂鋰合金中，Li 添加含量的多寡會影響 相的比 例，而 相是影響硬度最主要的因素， 相在鎂鋰合金中的比例不同，

硬度也有所差異。若是 相的晶粒愈小，散佈在 相的比例愈多，則 硬度可預期會愈大。因此，推測最好硬化效果應該是在 相中析出小 且多的 相；其次為 相析出小但不多的 相；而在 相析出較少的 相，此結果硬度可能為最低。

4-2-1 固溶溫度 300℃下的時效硬化行為

（1）LAZ1110 在室溫下其硬度隨時間而上升，8 小時後其硬度值到

達 90.3Hv，與固溶後硬度值相差將近 19Hv。

（2）LAZ1110 在時效溫度為 50℃下，經過 1 小時其硬度即開始下降，

時效 8 小時後接近固溶後硬度值。

（3）LAZ1110 在時效溫度 100℃下，其硬度結果均低於固溶後硬度 值，且無隨時間有明顯變化狀況出現，應處於過時效狀態。

（4）含鈧 LAZ1110 在室溫下其硬度隨時間而上升，8 小時後其硬度 值到達 83.7Hv，與固溶後硬度值相差約 8Hv。

（5）含鈧 LAZ1110 在 50℃下其硬度值並無隨時間而有明顯變化，在 時效 5 小時其硬度低於固溶後硬度值，爾後又上升至約為固溶 後硬度範圍，推測為不安定現象。

（6）含鈧 LAZ1110 在 100℃下其硬度結果均低於固溶後硬度值，相 差約 15Hv，且無隨時間有明顯變化狀況出現，應處於過時效狀 態。

4-2-2 固溶溫度 400℃下的時效硬化行為

（1）LAZ1110 在室溫下其硬度隨時間而上升，但在時效 3 小時則到 達頂時效，8 小時後其硬度值降至 77.4Hv，與固溶後硬度值相 近。

（2）LAZ1110 在時效溫度為 50℃下，經過 1 小時其硬度稍微下降，

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時效 3 小時則到達 84.3Hv，爾後其硬度降至約固溶處理後硬度 值。

（3）LAZ1110 在時效溫度 100℃下，其硬度結果平均為 61Hv，低於 固溶後硬度值，且無隨時間有明顯變化狀況出現，應處於過時 效狀態。

（4）含鈧 LAZ1110 在室溫下其硬度隨時間而上升，時效 5 小時到達 頂時效，時效 8 小時硬度值開始有些微下滑狀況，與固溶後硬 度值相差約 20Hv。

（5）含鈧 LAZ1110 在 50℃下時效 1 小時其硬度值並無隨時間而有明 顯變化，在時效 3 小時其硬度高於固溶後硬度值，到達 84.3Hv，

爾後又下降，低於固溶後硬度。

（6）含鈧 LAZ1110 在 100℃下其硬度結果均低於固溶後硬度值，其 硬度值顯示有些許不安定狀態出現，處於過時效狀態。

4­3 X 光繞射分析 

文獻上指出添加鋁、鋅與銀可使鎂鋰合金具有時效硬化之能力 [5]，鋁同時具有析出強化及固溶強化的角色[6]，亦有助晶粒細化的 效果[7]，在添加鋁的鎂鋰合金中，例如 MgLi₄A1₈，可以形成板狀的 Mg₁₇Al₁₂ 鎂鋁析出結構物，而使得強度及硬度明顯地增加[12,13]，近

年來有些研究顯示 [16-18]，將微量的鈧元素添加於鋁合金中，鈧會 與鋁反應形成極為微細的 Al₃Sc 化合物散佈，Al₃Sc 與鋁基材間為整 合析出，可有效細化合金的晶粒尺寸，同時析出強化效果極佳，大幅 提高鋁鈧合金強度。鋁元素在 Mg-Li-Al 合金系統中可以形成整合析 出物強化β相母材[19-21] ，其強化相為介穩定θ相(Metastable θ -MgLi₂Al)，且θ相在 75 C 以上之溫度會轉變成穩定的 AlLi 相[20] 。 由於 Mg-(11-14)Li-Al 合金具有室溫時效的特性[22,23] ，其微結構及 機械性質會產生不穩定現象，在室溫環境亦有可能會產生過時效的狀 態[20,21]。以下探討將以圖 4-23 至圖 4-51 做依據，並對應時效處理 所得硬度值加以分析。

4-3-1 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後的室溫時效行為

（1）比較擠件與固溶後 XRD 圖表，發現固溶後α和β相以及鎂鋰鋅 化合物的 Intensity 均提高，而原本擠件中的 LiAl 相消失，

Li2MgAl 亦消失，此證明固溶處理會造成含鋁化合物重新溶回 母材中。

（2）比較固溶件及室溫下時效 1 小時圖表發現，α和β相以及鎂鋰 鋅化合物的 Intensity 均提高，造成材料強度上升，此

和]Machungjiang and ZhangDi 等人的研究結果[39]類似 。

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（3）比較室溫時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，α和β相以及鎂鋰 鋅化合物的 Intensity 均提高。

（4）比較室溫時效 3 小時及 5 小時 XRD 圖發現，β（2 0 0）面強度 增加，但大部分α及βIntensity 降低，而鎂鋰鋁化合物亦出現，

此強化相可造成材料強度提升。

（5）比較室溫時效 5 小時及 8 小時 XRD 圖發現，鎂鋰鋅化合物 Intensity 稍微降低，故強化效應並無太大改變。

4-3-2 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後 50℃下的時效行為

（1）比較擠件與 50℃時效 1 小時後 XRD 圖表發現，除了鎂鋰鋅化 合物 Intensity 增加之外，α及β相 Intensity 亦跟隨增加，同時 出現 Al₄Li9化合物存在的現象，此代表鎂鋰鋅化合物有可能即 將轉為鋁鋰相。

（2）比較固溶件及 50℃下時效 1 小時圖表發現，α及β相 Intensity 差異不大，鎂鋰鋅化合物有些許增加情況發生，此現象會造成 材料強度上升。

（3）比較 50℃時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，鎂鋰鋅化合物強 度稍微減弱，且有 shift 狀況產生，推測可能是因時效產生化合 物的晶格排列改變，而 LiMgAl₂（5 3 1）也跟隨時效行為而出

現，整體而言其析出化合物有減弱的趨勢，造成材料強度些許 降低。

（4）比較 50℃時效 3 小時及 5 小時 XRD 圖發現，鎂鋰鋅化合物之 間元素比例有所改變，而在約 88 度的地方出現 LiAl3（3 2 0）

面，此表示析出化合物轉變，材料強度將會降低。

（5）比較 50℃時效 5 小時及 8 小時 XRD 圖發現，鋁鋰化合物在圖 表上所能呈現的面變多且其 Intensity 也提高，而α及β相 Intensity 減弱，表示材料強度更為下降。

4-3-3 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後 100℃下的時效行為

（1）比較擠件與 100℃時效 1 小時後 XRD 圖表發現，除了β（2 1 1）

Intensity 有增加之外，其餘α及β相 Intensity 均減弱，而 LiAl 化合物的 Intensity 大幅增加，此證明鋁鋰鋅化合物有開始改變 成為鋁鋰相的行為發生。

（2）比較固溶件及 100℃下時效 1 小時圖表發現，α及β相 Intensity 均大幅降低，鎂鋰鋅化合物亦同，而原本固溶件中並不存在的 鋁鋰相也在 100℃下時效 1 小時後產生，整體效應為材料強化 效應消失，處於過時效狀態。

（3）比較 100℃下時效 1 小時及 3 小時圖表發現，α及β相和鎂鋰

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鋅化合物的 Intensity 均降低，同時出現 Li2MgAl 化合物產生，

鋁鋰相也有增加的趨勢。

（4）比較 100℃下時效 3 小時及 5 小時圖表發現，α相 Intensity 減 弱，β相除了（2 0 0）面有增加之外，其餘訊號也減低，鎂鋰 鋅化合物 Intensity 亦同，而鋁鋰相的 Intensity 稍微增加。

（5）比較 100℃下時效 5 小時及 8 小時圖表發現，α相 Intensity 減 弱，β相除了（1 0 3）面有增加之外，其餘訊號也減低，鎂鋰 鋅化合物 Intensity 亦同，有些甚至消失，而鋁鋰相 Intensity 則 稍微減弱，LiMg2Al 則無太大改變。此狀況顯示 LAZ1110 在 100

℃下做時效硬化會使其處於過時效狀態，無強化效果。

4-3-4 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的室溫時效行為

（1）比較擠件與固溶後 XRD 圖表，發現固溶後鋁鈧化合物及鋁鋰相 消失，由於固溶處理而使得鋁元素溶回母材，導致 Al₂Sc(4 4 0) 消失，至於α及β相 Intensity 均降低，甚至消失。

（2）比較固溶件及室溫下時效 1 小時 XRD 圖表發現，β（1 1 0）面 及β（2 2 0）Intensity 有大幅增加的狀況，由於鋁元素的析出，

使得原本固溶處理後消失的鋁鈧化合物隨著時效析出而再度出 現，使得材料有強化效果。

（3）比較室溫時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，α及β相 Intensity 有降低的狀況出現，鎂鋰鋅化合物及鋁鈧化合物 Intensity 則無 太大改變。

（4） 比較室溫時效 3 小時及 5 小時 XRD 圖發現，β（1 1 0）面 Intensity 有降低的狀況，鋁鈧化合物所能呈現的面也多了一個，鎂鋰鋅 化合物元素上的比例開始有所改變，同時也出現了鋁鋰化合物 的出現，此一狀況證明鎂鋰鋁鋅之間的化合物相當會可能因時 效處理而轉變成為鋁鋰相，造成材料強度降低。

（5）比較室溫時效 5 小時及 8 小時 XRD 圖發現，時效 5 小時之中產 生的 Al4Li9可能因為其 Intensity 太弱而在圖中消失，鋁鈧化合 物所能呈現的面減少一個，α及β相 Intensity 則無太大改變，

故材料強度並無明顯差異。

4-3-5 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的 50℃時效行為

（1）比較固溶件與 50℃時效 1 小時後 XRD 圖表發現，固溶後 α及 β以及鎂鋰鋅化合物的 Intensity 無太大差異，在接近 88 度左右 出現微弱的 LiAl（3 2 0）面訊號。

（2）比較 50℃時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 些微上升，部分β相訊號以及 LiAl（3 2 0）面由於太弱導致無法

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顯示，而鎂鋰鋅化合物 Intensity 有稍微提高的趨勢。

（3）比較 50℃時效 3 小時及 5 小時 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 些微降低，由於部分鎂鋰鋅化合物轉變，導致產生 LiAl 化合物 的出現，此和 4-3-1 所提及的參考文獻結果極為相似。

（4）比較 50℃時效 5 小時及 8 小時 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 降低許多，而 50℃時效 5 小時 XRD 圖中約 58 度的 LiAl（4 0 0）

在時效 8 小時後消失，推測應為訊號強度過低以至無法判別，且 在 46 度左右出現 Al4Li9的微弱訊號，鎂鋰鋅化合物則有些許增 加，這造成材料強度上升的現象產生。

4-3-6 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的 100℃時效行為

（1）比較固溶件與 100℃時效 1 小時後 XRD 圖表發現， 77 度左右 的β（2 2 0）其 Intensity 些微上升， 63 度左右的鎂鋰鋅化合 物完全消失，且鋁鋰相所呈現的面增加，此說明材料強化效應 不再。

（2）比較 100℃時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，雖然鎂鋰鋅化合 物的 peak 所能呈現的面增加一個，但相當微弱，且有鋁鋰相的 出現，推測鎂鋰鋅化合物在此時已開始轉換成鋁鋰化合物，造 成硬度降低。