本章將針對Mg-14.09Li-0.6Zn(wt.%)，依據 ASTM 之規範命名為 LZ141 鎂鋰 合金之制振能及機械性質作一探討。本實驗室去年便針對LZ141 合金之制振能 作初步之研究，探討室溫軋延及固溶處理對LZ141 鎂鋰合金之強度及制振能的 影響[6]，該研究採用 as-casted 之 LZ141 合金材。本章主要接續去年 LZ141 之研 究，採用工業界常使用之熱軋延板材，以去除鑄錠中的氣孔，並繼續探討LZ141 鎂鋰合金經固溶強化及(或)室溫軋延後之機械性質及制振能的表現。
4-1 熱軋延(Hot-rolled)之 LZ141 板材
4-1-1 密度量測
本節利用阿基米德原理，依3-3 節所提之方法量測熱軋延後 LZ141 合金的密 度，其結果如表4-1 所示。熱軋延後之 LZ141 合金的密度為 1.390 g/cm3，較 as-casted 之 LZ141 的 1.379 g/cm3略為提高，顯示as-casted 之鑄錠含有較多的氣 孔，經熱軋延後LZ141 合金材內的氣孔密合，因此其密度略為增加。相較於純 鎂(比重 1.74 g/cm3)及一般商用鎂合金如 AZ80(比重 1.802 g/cm3[5])，LZ141 合金 明顯具有超輕質之特性，若能針對此合金作深入研究，提升其機械性質與制振能，
將可更加擴增其應用範圍。
4-1-2 顯微組織觀察與機械性質測試
圖4-1 為熱軋延之 LZ141 合金由光學顯微鏡所觀察到的金相，箭頭所指方向 為軋延方向。由圖4-1 可知，經熱軋延後，LZ141 合金之晶界無法明顯分辨，但 可看出晶粒粗大且延著軋延方向被拉長，並可觀察到大量的滑移帶。圖4-2 為 LZ141 合金之 XRD 圖，由 20°以每分鐘 4 度之速率掃描至 80°。其中圖 4-2(a) 為as-casted LZ141 合金，由 XRD 結果可發現 LZ141 合金主要為 β 相結構，並具 有(110)β的優選方向，此外，在37°左右可發現一 α 相繞射峰。利用 SEM 觀察 as-casted LZ141 合金之金相，如圖 4-3 所示，可發現到在晶界有少許 α 相的析出，
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如箭頭所標示。由鎂鋰合金之二元平衡相圖(圖 2-7)可知，Mg-14wt.%Li 合金應 為單一β 相結構，但由 XRD 結果仍可發現微量的 α 相的存在，由此可知，as-casted LZ141 合金具有 α＋β 兩相，其中 α 相難以完全消除，此現象亦於 T. Liu 的 LA141 (Mg-14wt.%Li-1wt.%Al)合金研究中觀察到，但未說明其原因[56]。圖 4-2(b-d)則 是LZ141 合金熱軋延板材上不同方位的 X-ray 繞射圖，左方為其方位示意圖。經 過熱軋延之後，板材表面出現 (200)β的優選方位，(211)β繞射峰強度也提升許多；
而在板材橫截面及側面之優選方向皆為(110)β，同as-casted 者。經過熱軋延之後 仍可見到(100)α、(002)α等α 相繞射峰的存在，顯示無法藉由熱軋延除去 α 相析 出物。熱軋延之LZ141 合金硬度為 45.5±1.4Hv，相較於 as-casted 者之 41.6±0.6Hv 稍微提升了一些。
4-1-3 制振能試驗
圖4-4為熱軋延之LZ141 合金於振動頻率 1Hz 之下，作 0~300℃之溫度掃描 制振能測試，同時附上as-casted LZ141 者的 tanδ 曲線作為比較[6]，兩者應變振 幅皆控制在(1.8±0.1)×10-4。由圖4-4 可發現 LZ141 合金在 50℃附近有一 P1制振 峰，於鎂合金中一般認為P1峰是由於差排的移動所產生[57, 58]，經過熱軋延後 提高了LZ141 合金內之差排密度，因此稍微提高了 P1峰之制振能。此外，熱軋 延對於P2峰(約 180℃)附近的 tanδ 值有明顯的提升效果，P2峰之形成原因普遍認 為是由於晶界滑移所造成[45, 59]，主要原因為熱軋延導入大量的缺陷(參見圖 4-1)，因此在 DMA 升溫測試時，於 180℃附近時發生再結晶，提供更多可滑移 之晶界，使得熱軋延之LZ141 合金在 P2峰附近的制振能大幅的提升，此現象亦 在去年的室溫軋延之LZ141 合金中探討過[6]。
4-1-4 頻率對熱軋延 LZ141 合金制振能的影響
在DMA 的測試中，振動頻率為最常改變之操作參數之一，藉由施加不同的 振動頻率可觀察其對材料制振能的影響，甚至可由制振峰溫度隨頻率改變的趨勢，
計算出形成該制振峰之活化能(activation energy)。圖 4-5 為熱軋延之 LZ141 合金
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經由不同頻率之DMA 測試，所得之 tanδ 值對溫度的曲線疊圖。測試的頻率分別 為0.1Hz、0.5Hz、1Hz、5Hz 及 10Hz，應變振幅皆固定在(1.8±0.1)×10-4，每一次 測試皆使用新的試片，厚度與寬度之誤差值控制在0.03mm 以下，且試片之方向 皆為平行軋延方向切取(RD)。由圖 4-5 可發現 LZ141 合金之 tanδ 值大致上隨著 頻率的下降而提升，即在固定的溫度之下，較低頻率者具有較良好之制振性質。
此外，觀察P1與P2峰的峰值溫度，可發現其峰值溫度明顯隨著頻率的增加而漸 往高溫移動，此趨勢正符合熱活化機制的弛豫(relaxation)現象，對於熱活化過程，
其弛豫時間(relaxation time，τ)對溫度的變化皆遵循 Arrhenius 法則[60]：
τ τ exp HT (4-1) 其中H為活化能，τ 為弛豫常數， 為 Boltzmann 常數，T為絕對溫度。若將式(4-1) 兩邊倒數並取自然對數則可得下列式子：
ln τ ln τ HT (4-2) 另外，於峰頂處ωτ 1，ω為角頻率(ω 2π ，f 為振動頻率)。取圖 4-5 中不同 頻率P1峰峰頂的絕對溫度之倒數1000 T⁄ P 作為橫座標，再對施加頻率ω取自然 對數後計算出ln ω值，並以ln ω值為縱座標作圖，計算出各項的參數列於表 4-2 中，其計算結果如圖4-6 所示，圖中並附上 as-casted LZ141 合金者[6]作為比較。
由圖4-6 中趨勢線的斜率及縱軸截距，可求得熱軋延 LZ141 合金之 P1峰活化能 H=0.898eV 及 τ0=1.49×10-15 sec，而 as-casted LZ141 合金之 P1峰活化能H=1.019eV、
τ0=2.42×10-17 sec，顯示經過熱軋延之後，由於缺陷的導入，能夠降低形成 P1制 振峰所需之活化能。此外，圖4-5 中的 P2峰具有與P1峰相同之趨勢，即峰頂隨 著頻率增加而漸往高溫移動，如此可照前述之方法計算出P2制振峰之活化能，
計算結果如圖4-7 所示，熱軋延 LZ141 合金之 P2制振峰活化能H=4.007eV，τ0
=6.17×10-46 sec。若與去年所作 as-casted LZ141 合金經過室溫軋延之 P2峰活化能 H=2.22eV 相比，熱軋延者之活化能較高，推測其原因為冷加工者儲存能較高，
促使LZ141 合金在較低溫便完全再結晶(約 150℃附近)，具有較多可滑移之晶界；
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熱軋延之LZ141 因儲存能較小，P2峰約在180℃左右，且發生再結晶時成核之位 置較少，因此其P2峰活化能較高。
4-2 室溫軋延之 LZ141 合金材
由前一節之結果可知，熱軋延對於LZ141 鎂鋰合金的強化效果有限，且對 於室溫附近的制振能並無法明顯改善。因此，本節為有效改善LZ141 合金之強 度及進一步提升其制振性質，擬用在室溫下軋延之方法來強化as hot-rolled 之 LZ141 合金，並研究冷加工對其制振能之影響。
4-2-1 顯微組織觀察與硬度試驗
As hot-rolled 之 LZ141 合金經過室溫軋延 55%及 70%後之金相如圖 4-8 所示。
室溫軋延55%者為使用 3mm 厚之熱軋延板材(熱軋延量為 90%)，70%者則是使 用5mm 厚之板材(熱軋延量 87%)。由圖 4-8 可發現經過大量的冷加工，晶粒變 得細長且破碎，成為纖維狀組織。圖4-9 為 LZ141 合金經過室溫軋延 70%後之 XRD 繞射結果，掃描速度為每分鐘 4 度。與圖 4-2(a)比較可發現，原本 as-casted LZ141 之優選方向 (110)β經過室溫軋延70%後已大幅下降，取而代之的為 52°
附近之(200)β相。經過室溫軋延55%後，由於加工硬化之結果，LZ141 合金之硬 度由剛取得之45.5±1.4Hv 提高至 50.7±1.5Hv，但後續隨著軋延量提高，硬度變 化並不大，室溫軋延70%之 LZ141 合金硬度約為 51.6±1.5Hv。LZ141 合金經 55%
及70%之室溫軋延後，其抗拉曲線如圖 4-10，該圖並附上熱軋延者作為比較。
由圖4-10 可知，經過室溫軋延 55%，由於差排的導入，LZ141 合金之抗拉強度 可提升至158MPa，而當冷加工量提高至 70%時，其抗拉強度更可提升至 170MPa。
4-2-2 室溫軋延對 LZ141 合金制振能之影響
圖4-11 為 LZ141 合金板材經過室溫軋延 55%及 70%之制振能曲線疊圖，同 時附上熱軋延者作為比較，振動頻率皆為1Hz，應變振幅均控制在(1.8±0.1)×10-4， 試片皆為RD 方向。由圖 4-11(a)可發現，經過室溫軋延後 LZ141 合金之 P2峰明
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顯往低溫移動，甚至於P2峰之肩部(shoulder)與 P1峰重疊而使P1峰變的較不易分 辨，顯示冷加工可導入較高的儲存能，致使LZ141 合金在較低的溫度發生再結 晶現象，此外，P2峰之大小與冷加工量的大小沒有一正比的關係。圖4-11(b)為(a) 圖中0~100℃區間放大圖，由圖 4-11(b)可觀察到，室溫軋延 55%有助於提升 LZ141 合金於P1峰附近之制振能，由此可知室溫軋延導入較多的差排對室溫之制振能 有正面的影響，能使LZ141 合金達 HDM (tanδ=0.025)之標準溫度由 91.2℃(熱軋 延者)下降至 41.5℃。而室溫軋延 70%者在室溫制振能反而變差，推測其原因可 能為冷加工量過大，差排糾結而不易移動，對低溫制振能有不利的影響。但由於 室溫軋延造成P2峰往低溫移動而連帶提升了P1峰附近的制振能，而使得室溫軋 延70%之 LZ141 合金約在 50.6℃即可達到 HDM 之標準。而去年的 LZ141 鎂鋰 合金研究中也同樣發現室溫軋延量對於室溫附近的制振能有一最適值，過高的冷 加工量反而有不良之影響[6]。
4-2-3 室溫軋延後頻率對 LZ141 合金制振能之影響
由上一節的結果得知當室溫軋延量為55%時可改善室溫附近之制振能，但為 能進一步提升LZ141 合金之強度，本節採用室溫軋延 70%者，透過改變不同的 振動頻率以尋找於室溫達HDM 標準之方法。圖 4-12 為 LZ141 合金經 70%室溫 軋延後，分別於0.1Hz、0.5Hz、1Hz、5Hz 及 10Hz 等不同振動頻率下作 DMA 升溫測試之曲線疊圖，每次之測試均使用新的試片，每個試片的厚度與寬度誤差 不得超過±0.03mm，應變振幅均控制在(1.8±0.1)×10-4之內。由圖4-12 可知，室溫 軋延70%之 LZ141 合金的制振能隨著頻率降低而有規律的上升，顯示制振能與 振動頻率具有一反向關係。當施加頻率為0.1Hz 時，達 HDM 標準之溫度為 18.4
℃，而當頻率提高至0.5Hz 時，達 HDM 標準之溫度則上升至 41℃左右。此外，
由圖4-12 可觀察到經過室溫軋延 70%後 LZ141 合金的 P2峰隨著頻率的上升而漸 往高溫移動之現象，此現象正與4-1-4 節所提到的 Arrhenius 熱活化機制相符，
因此，依循4-1-4 節之作法，取角頻率(ω)之自然對數為縱座標，Tp2之絕對溫度
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倒數為橫座標作圖，其結果如圖4-13 所示。由圖中最適直線之斜率可求出室溫 軋延70%之 LZ141 合金的 P2峰活化能H=3.234eV，弛豫時間 τ0=3.5×10-40 sec。
此值與4-1-4 節中，熱軋延 LZ141 合金之 P2峰活化能H=4.007eV 相比較顯得較 低，推測其原因為室溫軋延所造成之加工儲存能較大，可提高DMA 升溫測試過 程中再結晶的驅動力，再結晶速度較快，因此，在P2峰溫度附近可滑移之晶界 較多，因而可降低形成P2峰所需之活化能。
4-3 固溶處理後再經室溫軋延之 LZ141 合金
於鎂鋰合金二元平衡相圖(圖 2-7)中，Mg-14wt.%Li 合金應為單一 β 相，但 由XRD 分析(圖 4-2)及 SEM 所觀察到之金相(圖 4-3)結果可知 LZ141 合金含有微 量的α 相析出，因此本節將利用固溶處理來消除析出在晶界之 α 相及其他可能的 析出物。由去年之研究結果中得知，LZ141 合金經固溶處理後減少了晶界上的 α 相，而使晶界較容易滑移，因此可提升P2峰的制振能，但是固溶處理卻對室溫
於鎂鋰合金二元平衡相圖(圖 2-7)中，Mg-14wt.%Li 合金應為單一 β 相，但 由XRD 分析(圖 4-2)及 SEM 所觀察到之金相(圖 4-3)結果可知 LZ141 合金含有微 量的α 相析出，因此本節將利用固溶處理來消除析出在晶界之 α 相及其他可能的 析出物。由去年之研究結果中得知，LZ141 合金經固溶處理後減少了晶界上的 α 相，而使晶界較容易滑移，因此可提升P2峰的制振能，但是固溶處理卻對室溫