由於人工時效初期為 GP zone 之孕核成長期，且 GP zone 分佈的 愈細密，之後所得的強度也愈高，因此 GP zone 分佈情形與時效溫度 及時效時間有密切關係；而當第二階段人工時效溫度越高(175℃以 上)，可能造成析出物成長擴散速度加快，使得析出物有粗化情形，
甚至晶粒成長情形，由於大的析出物愈長愈大，使得小的析出物逐漸 變小而消失，造成析出物半徑增大，個數減少，析出物間距加大，影 響對差排的阻力，導致時效硬度曲線平緩、下降且尖峰值很快發生。
當第二階段時效溫度較低(125℃以下)時，時效初期由於原子的運動太 慢使得 GP zone 析出速率較慢，以致於析出物的量太過於稀少，導致 析出物的間距太大硬化效果不良。
對於第 1 組熱處理條件固溶處理後進行 24 小時之自然時效並没 有達到更好之析出硬化效果，可能原因為自然時效時間太短，使得 GP zone 尚未形成，甚至析出物來不及成長所致，以致於減低了析出 物析出的數量。
4-1-2 拉伸試驗結果及顯微組織
由上述二組熱處理條件中，取其時效硬度值較高者(125℃、150
℃及 175℃)，進行機械性質量測，量測結果如表 4-1 及表 4-2 所示，
而圖 4-3 所示為第 1 組熱處理條件測試所得之機械性質，顯示第二階 段人工時效 150℃時效時間 10 小時具有較好機械性質；而第 2 組熱
處理條件所測試的機械性質仍以第二階段人工時效 150℃(時效時間 12 小時)得到較好機械性質，如圖 4-4 所示，與鋁鈧合金母材的抗拉 強度 45.7kgf/mm
2
，降伏強度 34.8 kgf/mm2
，伸長率 14%比較，其中 抗拉強度提昇 14%，伸長率改善了 36%，可知鋁鈧合金經熱處理過程 後其機械性質有顯著強化效果。圖 4-5 為鋁鈧合金母材之顯微組織，呈現介金屬化合物(θ相)均勻 散佈在α相固溶體，同時有些許介金屬化合物在α相的晶界上，其化 學成份為 Al
3
Sc[34、35 ]；鋁鈧合金材料經過熱處理過程(固溶化處理 480℃1 小時，人工時效 100℃x4 小時及第二階段人工時效 150℃x12 小時)後，金相顯微結構顯示其析出物在晶界析出情形更為明顯，晶 粒尺寸大約為 45μm(圖 4-6)。4-2 電化學試驗
鋁鈧合金在 3.5%NaCl 溶液中的 Tafel 曲線如圖 4-7，腐蝕性質 示於表 4-3，母材的平衡電位ΦC 為-0.956 VSCE ，腐蝕電流密度 IP 1.917( μ A/cm2) ， 經 由 腐 蝕 速 率 方 程 式 計 算 出 腐 蝕 速 率 約 為 0.84(mpy)；而經過熱處理後之鋁鈧合金的平衡電位ΦC 為-0.953 VSCE，腐蝕電流密度 IP 148.6 (μA/cm2)，腐蝕速率為 64.89(mpy)，顯 示鋁鈧合金材料經過熱處理後其腐蝕速率會變得較高。圖 4-8 的循環 極化曲線顯示經過熱處理後的鋁鈧合金出現遲滯環現象，代表其具有
較大孔蝕傾向。用 SEM 觀察腐蝕後鋁鈧合金母材表面會發現，許多因 α相被腐蝕而形成的孔洞(圖 4-9)；經過熱處理後的鋁鈧合金在 3.5%NaCl 溶液中的腐蝕型態與母材相類似，且試片受到更嚴重的腐 蝕侵蝕，其表面已經無法辨識，不同之處在於因腐蝕所產生的孔洞較 深而且更明顯，造成此現象的可能原因是析出物與α相電位不同，使 得析出物在陽極腐蝕環境下優先被溶解出來，NaCl 水溶液中的氯離 子，會沿著晶界進入材料內部腐蝕α相，使得經過熱處理的鋁鈧合金 受到腐蝕所產生的孔洞較深且更明顯(圖 4-10)。
4-3 應力腐蝕試驗
圖 4-11 為鋁鈧合金母材在 3.5%NaCl 水溶液中，施加不同外加電 位之應力-應變曲線，拉伸速率 1x10
-4
mm/s，原母材在空氣中的應力-應 變 曲 線 一 併 示 於 圖 上 。 由 伸 長 率 損 失 百 分 比 (elongation loss percentage； Elscc
loss(%))及強度損失百分比(stress loss percentage；Sl
scc
loss(%))大小評估材料的應力腐蝕破裂敏感度，一般而言，伸長 率損失百分比及強度損失百分比愈大，表示此材料發生應力腐蝕的敏 感度愈大。其中El
scc
loss(%)=【1-(ELscc
/ELair
) x100%】El
scc
loss(%)：試片在腐蝕液造成伸長率下降百分比EL
scc
：試片在 3.5%NaCl 腐蝕液中之伸長率 ELair
：試片在空氣中之伸長率Sl
scc
loss(%)=【1-(STscc
/STair
) x100%】Sl
scc
loss(%)：試片在腐蝕液造成抗拉強度下降百分比 STscc
：試片在 3.5%NaCl 腐蝕液中之抗拉強度ST
air
：試片在空氣中之抗拉強度由表 4-4 可知鋁鈧合金母材在 3.5%NaCl 水溶液中的伸長率損失 百分比為 7.1%，強度損失百分比為 0.8%，施加微量的陽極電位(-0.95 VSCE)時，鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 14.3%，隨著外加陽極電位 的增加，材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比都顯著增加，當 外加陽極電位達到-0.65 VSCE時，鋁鈧合金的強度損失超過 1/2。這意 味著鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液腐蝕環境中具有明顯的應力腐蝕敏 感性；反之，若施加陰極電位為-1.20 VSCE時，鋁鈧合金的強度及伸長 率均没有顯著降低情形，顯示陰極保護能使鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水 溶液應力腐蝕環境中抑制應力腐蝕的發生。
圖 4-12 為鋁鈧合金經過熱處理後在 3.5%NaCl 水溶液中，施加不 同外加電位之應力-應變曲線，拉伸速率 1x10
-4
mm/s，經過熱處理後 的鋁鈧合金在空氣中的應力-應變曲線一併示於圖上。由表 4-5 可知鋁 鈧合金經過熱處理後在 3.5%NaCl 水溶液中的伸長率損失百分比為11.1%，強度損失百分比為 0.2%，施加微量的陽極電位(-0.95 VSCE)時，
鋁鈧合金的伸長率損失百分比為 11.1%，隨著外加陽極電位的增加，
材料的伸長率損失百分比及強度損失百分比亦都顯著增加，當外加陽 極電位到-0.65 VSCE時，鋁鈧合金的強度損失亦超過 1/2。這代表著鋁 鈧合金經過熱處理後在 3.5%NaCl 水溶液腐蝕環境中仍具有明顯的應 力腐蝕敏感性；反之，若施加陰極電位為-1.20 VSCE時，其強度及伸長 率均没有顯著降低，表示經過熱處理後鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液 應力腐蝕環境中仍具有陰極保護作用，能够抑制應力腐蝕的發生。
由上述實驗結果發現鋁鈧合金材料在 3.5%NaCl 溶液並在陽極外 加電位-0.65 VSCE及-0.80 VSCE環境中，有應力腐蝕現象；另以更慢之拉 伸速率 2x10
-5
mm/s 比較其應力腐蝕情形，發現其伸長率損失百分比 及強度損失百分比顯著增加，具有更高應力腐蝕敏感性(表 4-6 及表 4-7)。綜合以上實驗結果得知，鋁鈧合金在 3.5%NaCl 腐蝕環境中，施 予陽極外加電位，隨著外加電位的增加，其伸長率、強度損失率亦隨 之增加。由於鋁鈧合金析出物與基地電位差異，造成陽極溶解現象，
表面形成微小二次裂縫，NaCl 溶液及氫原子會隨著裂縫進入侵蝕材 料內部，使得材料加速斷裂延性降低，故鋁鈧合金在陽極電位具有很 高應力腐蝕敏感度。而施予陰極電位進行慢速率拉伸時，由於產生陰
極保護作用，使得鋁鈧合金材料表面 Al
2
O3
鈍態膜沒有受到破裂，抑 制了應力腐蝕的發生，故鋁鈧合金在陰極電位仍具有相當之機械性 質。當以較低拉伸速率 2x10-5
mm/s 之拉伸試驗結果發現，由於陽極 溶解破壞表面，使得腐蝕裂縫能從容發展，氯離子及氫原子更能經由 二次裂縫、滑移線或差排大量進入材料內部，使得材料腐蝕速率的大 小影響大於試片的拉伸速率快慢，造成材料未降伏塑性變形前即腐蝕 斷裂，其應力-應變曲線如圖 4-13 及圖 4-14 所示。4-4 應力腐蝕破斷面分析
4-4-1 鋁鈧合金母材應力腐蝕破斷面分析
圖 4-15 為鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率
1x10-4mm/s)的 SEM 破斷面觀察，破斷面出現有劈裂現象，而側面呈現 45。剪斷外觀，即表示其具有脆性破裂及延性破裂的特徵。在 3.5%NaCl 水溶液中，破斷面有髮絲狀條紋出現，這是材料發生典型氫脆化特 徵，側面出現二次裂縫外觀，此為產生應力腐蝕特徵之一(圖 4-16)。
圖 4-17 為鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液且外加-0.65 VSCE電位之應 力腐蝕破斷面及破斷側面，破斷面出現有劈裂現象，及少許髮絲狀條 紋，顯示鋁鈧合金在施予陽極外加-0.65 VSCE電位仍是氫脆化所造成 破損，破斷側面由於陽極電位作用，表面鈍態膜受到嚴重的腐蝕現 象，形成腐蝕物的沈積及腐蝕生成物。由於鋁鈧合金在腐蝕過程中，
NaCl 水溶液可能產生氫原子，經由破損表面氧化膜進入材料內部，
進而造成蝕孔的出現。
圖 4-18 為鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液且外加-0.80 VSCE電位之應 力腐蝕破斷面及破斷側面，破斷面出現粒間腐蝕現象及脆性破裂的劈 裂階，且參雜有些許髮絲狀條紋，側面則產生材料鍵結被腐蝕斷裂情 形，使得 NaCl 水溶液中氯離子及氧化還原過程中產生之氫原子會沿 著裂縫進入試片內部加速腐蝕發生，顯示材料在此應力腐蝕環境下仍 以氫脆化破壞為主。
當外加-0.95 VSCE及-1.20 VSCE電位時，以 SEM 觀察其破斷面，發現 有髮絲狀及劈裂逐漸匯集成類似河流圖案之氫脆化及脆性破裂特 徵，而破斷側面產生二次裂縫(圖 4-19 及圖 4-20)，然而由於此陰極電 位具有陰極保護作用，因而減緩氫原子的擴散，所以其強度及伸長率 没有顯著下降。
拉伸速率為 2x10-5mm/s 時，外加-0.65 VSCE 及-0.80 VSCE電位時其 破斷面及破斷側面如圖 4-21 及圖 4-22 所示，由於仍是氫脆化現象，
且腐蝕裂縫能夠從容及快速成長，使得鋁鈧合金破斷面及側面產生剝 離及腐蝕物沈積情形更為嚴重。
4-4-2 鋁鈧合金熱處理後應力腐蝕破斷面分析
經過熱處理後的鋁鈧合金在大氣中進行慢速拉伸試驗(拉伸速率 1x10-4mm/s)的 SEM 破斷面觀察發現，在大氣中試片斷面有劈裂階現 象，且側面呈現 45。剪斷外觀，亦表示其具有脆性破裂及延性破裂的 特徵(圖 4-23)。在 3.5%NaCl 水溶液中，破斷面有沿晶破裂現象及較 多髮絲狀條紋出現，且出現微小孔洞情形，顯示此材料亦發生氫脆化 特徵，而側面有二次裂縫發生(圖 4-24)，造成此現象可能為鋁鈧合 金材料經熱處理後其析出物(Al3Sc)在晶界析出，由於析出物與基地 的腐蝕電位不同，NaCl 水溶液中氯離子及腐蝕過程中產生之氫原子 沿著二次裂縫及晶界進入材料內部，造成延性沿晶破裂情形。
圖 4-25 為熱處理後鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液且外加-0.65 VSCE 電位之應力腐蝕破斷面及破斷側面，出現像魚鱗狀組織嚴重受腐蝕之 孔蝕表面特徵，由於熱處理後鋁鈧合金析出物其活性比基地高，使得 析出物在陽極腐蝕環境下被優先溶解，發生腐蝕現象，使得氫原子經 由晶界擴散到材料內部，導致鋁鈧合金原子鍵結力降低，晶界與基地 的剝離而造成脆化，且材料側面由於受到腐蝕影響而產生微小孔洞，
再加上應力作用，使得 NaCl 水溶液中氯離子沿著微小孔洞進入材料 內部，如此加速腐蝕的環境下，使得腐蝕效應更為明顯。
圖 4-26 為熱處理後鋁鈧合金在 3.5%NaCl 水溶液且外加-0.80 VSCE 電位之應力腐蝕破斷面，試片表面出現脆性破裂的劈裂階及蝕孔情
形，亦參雜有些許髮絲狀條紋，而破斷側面受到嚴重腐蝕，材料鍵結 遭受破壞，顯示材料在此應力腐蝕環境下仍以氫脆化破壞為主。
當外加-0.95 VSCE 及-1.20 VSCE電位時，以 SEM 觀察其破斷面，分別 發現有髮絲狀之沿晶破裂及劈裂階特徵，且出現微小蝕孔情形，而破 斷側面由於受到陰極保護作用，鈍態保護膜没有遭受破壞形成裂縫情 形，如圖 4-27 及圖 4-28 所示，顯示陰極外加電位具有陰極保護作用，
使得氫原子減緩擴散至材料內部，使得鋁鈧合金強度及伸長率没有顯 著下降。
拉伸速率為 2x10-5mm/s 時，外加-0.65 VSCE及-0.80 VSCE電位時其 破斷面及破斷側面示於圖 4-29 及圖 4-30，破斷面出現髮絲條紋及劈 裂階情形，破斷側面則產生嚴重侵蝕現象，顯示材料在此應力腐蝕環 境下仍以陽極溶解及氫脆化破壞為主，腐蝕型態與拉伸速率
1x10-4mm/s 相似，由於拉伸速率更為緩慢，使得應力腐蝕敏感度更高，
腐蝕影響更為嚴重。
綜合以上應力腐蝕斷面觀察發現，鋁鈧合金在應力腐蝕環境中施 加陽極電位，由於析出物與基地電位差異使得鋁鈧合金發生陽極溶 解，造成氯離子及氫原子在材料表面聚集，由於持續受力下，使得裂 縫成長快速，而沿著表面裂縫、滑移線或差排進入材料內部，使得應 力腐蝕情形嚴重。