中 華 大 學

中 華 大 學 碩 士 論 文

題目：含鈧 LAZ1110 合金之熱處理性質研究 Thermo-treatment of LAZ1110 with Sc Alloy

系 所 別：機械與航太工程研究所碩士班 學號姓名：M09508051 林 家 宇 指導教授：吳 泓 瑜 博 士

中華民國九十七年七月

誌 謝

本論文得以順利完成，首先要感謝在天上的父母不辭辛勞將我帶大，

養育之恩無法言語，其次是 林宜鋼伯父，如同我第二個父親一般悉心照 料，視我為親生兒般拉拔，忍受孤獨要我以課業為重，在此敬上最誠摯的 敬意與感謝，第三感謝吾兄家邦及二嫂偉利，在生活上給予多方照料及經 驗，四者乃感謝恩師 吳泓瑜博士，在求學期間悉心指導，並在我需要幫助 的時候給予大力支持，使得學業能夠順利完成。

此外，本文承蒙李雄博士及王建義博士，對本文的悉心指正並惠賜許 多寶貴意見，使得本論文的架構及內容更趨完好，特此感謝。

同時也要感謝邱垂泓、高禎蔚、周耿中學長，陳宏偉、鄧元魁、李和 政、黃錦坤同學以及林峰正、徐維謙、鄒明達學弟在實驗及生活上的幫助，

另外要感謝工研院材化所同仁及主管出借設備和指導，得以讓實驗順利完 成。

最後要感謝前女友 姜婷婷小姐，五年又 315 天的悉心照料，並在我頓 失依靠、陷入恐慌之時給予精神及生活上莫大的支持與鼓勵，只可惜尚未 等到口試，便讓她離開了我，在此要特別道歉，很抱歉自己沒察覺她的不 安，徹底傷了她的心。

摘要

近年來，由於能源短缺以及環保問題，工業界開始尋找兼具環保及可 重複運用之輕金屬。鎂合金是目前已知最輕結構用金屬材料，其比重約為 1.7～1.8 左右，比起不鏽鋼（比重 7.96）、鋁合金（比重 2.7）要來的輕許 多，且因其具有密度低、比強度高、抗震性、散熱性佳、電磁波遮蔽性良 好、機械加工性質優良與回收容易等等諸多優異特性，綜合上述優點，再 加上又符合現今的環保要求，此使得近年來鎂合金在產業界各方面的應用 中具有相當大的優勢。目前運用於 3C 產業，自行車工業，汽車產業等等亦 有一定程度之發展。在鎂合金中添加鋰，為目前最輕之結構用金屬，然而，

鎂鋰合金仍有使用上之限制，以致於目前仍無大量工業上之運用。

有鑑於此，本研究在鎂鋰合金，添加微量之鋅、鋁，並且特別加入鈧 元素，以研究鈧對鎂鋰鋁鋅合金之影響。本研究設計了時效處理、微結構 觀察、硬度試驗等實驗步驟，使用 X 光繞射分析儀檢測其化合物，並根據 其結果加以分析。

實驗結果顯示，鎂鋰鋁鋅合金與鎂鋰鋁鋅鈧合金兩者均有時效硬化之效 果，提升固溶溫度可增加硬度及縮短到達頂時效的時間，在微結構觀察中 發現，α相與β相之晶粒大小隨著溫度不同而有所改變。

關鍵字：鎂鋰鋅合金、時效硬化、熱處理

Abstract

Recently, industries are seeking light metals which could be recycled because of energy shortage and the environmental protection. Magnesium alloy is an attractive structural metal for industries due to the property of recycling. At present, use of Mg alloys has been developed for electronic appliances, bike and motor vehicle components. Alloying Mg with lithium yields a lightest structural metal of Mg-Li alloy.

For this reason, the purpose of this study explore the effect of minor

addition of scandium（Sc）,aluminum（Al）, and zinc （Zn）on the properties of the Mg-Li alloy, and the major consideration focus on the influence of adding Sc. Solution treatment and age heat treatment were performed to investigate the variations in microstructures and XRD and hardness behaviors.

As the result, Widmanstatten structure was found in the alloy with Sc

addition. The alloys with or without Sc addition presented age hardenable effect;

but the grain size would increase with aging temperature. At the same solution treatment time, raising solution treatment temperature also results in the

increasing of peak value and the shortening of time needed in approaching aging peak.

Keywords：Mg-Li-Zn alloy, Aging hardening, Thermo-treatment

I

目錄

第一章 緒論 ...1

1-1 前言 ...1

1-2 研究動機與範疇 ...2

第二章 文獻回顧 ...3

2-1 鎂鋰合金簡介 ...3

2-2 鎂鋰合金之熔煉 ...5

2-3 合金元素對鎂合金的影響...6

2-3-1 多元鎂鋰合金概觀...6

2-3-2 各種添加元素的效應...6

2-3-3 鎂合金之壓鑄...9

2-3-4 擠壓鑄造與半固態成形...14

2-3-5 鎂鋰合金之擠製...15

2-3-6 鎂鋰合金之軋延...15

2-4 鎂合金的機械性質...17

2-4-1 鎂合金的機械性質...17

2-4-2 不同成分鎂鋰合金之機械性質...18

第三章 實驗方法 ...22

3-1 實驗材料 ...22

3-2 實驗設備 ...22

3-3 實驗步驟 ...23

3-4 金相觀察 ...23

3-5 熱處理 ...24

3-6 硬度試驗 ...24

第四章 結果與討論 ...26

4-1 金相觀察 ...26

4-1-1 LAZ1110、LAZ1110+Sc 之擠製金相...26

4-1-2 LAZ1110、LAZ1110+Sc 固溶處理後金相...26

4-1-3 LAZ1110、LAZ1110+Sc 時效處理後金相...27

4-2 硬度分析 ...28

4-2-1 固溶溫度 300℃下的時效硬化行為...28

4-2-2 固溶溫度 400℃下的時效硬化行為...29

4-3 X 光繞射分析 ...30

4-3-1 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後的室溫時效行為...31

4-3-2 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後 50℃下的時效行為 ...32

4-3-3 LAZ1110 在 300℃下固溶處理後 100℃下的時效行為 ...33

III

4-3-4 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的室溫時效行為 ...34 4-3-5 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的 50℃時效行為 ...35 4-3-6 LAZ1110＋Sc 在 300℃下固溶處理後的 100℃時效行為 ...36 4-3-7 LAZ1110 在 400℃下固溶處理後的室溫時效行為...37 4-3-8 LAZ1110 在 400℃下固溶處理後的 50℃時效行為...37 4-3-9 LAZ1110＋Sc 在 400℃下固溶處理後的室溫時效行為 ...38 4-3-9 LAZ1110＋Sc 在 400℃下固溶處理後的 50℃時效行為 ...38 第五章 結論 ...40 參考文獻 ...41

圖目錄

圖 2-1 HCP 滑移面示意圖 ...45

圖 2-2 Mg-Li 二元合金相圖...46

圖 2-3 冷室壓鑄機的基本構造示意圖...46

圖 2-4 熱室壓鑄機的基本構造示意圖...47

圖 2-5 Thixoforming 製程示意圖...47

圖 2-6 AZ91-T4 擠壓鑄造與半固態成形鑄件之機械性質比較...48

圖 2-7 平板軋延...48

圖 2-8 熱作軋延之材料織構變化...49

圖 2-9 不同數目輥輪組合之軋延機...49

圖 2-10 鎂合金發展的方向...50

圖 3-1 鎂合金熱處理空氣爐...50

圖 3-2 金相觀察用光學顯微鏡...51

圖 3-3 濕式金相試片研磨機...51

圖 3-4 濕式金相試片拋光機...52

圖 3-5 維氏硬度機...52

圖 3-6 直式帶鋸機...53

圖 3-7 砂帶機...53

圖 3-8 熱處理用之油浴爐...54

V

圖 3-9 含 CCD 之光學顯微鏡 ...54

圖 3-10 感應耦合電漿分析儀...55

圖 3-11 化學分析電子儀 ...55

圖 3-12 X 光粉末繞射儀...56

圖 3-13 示差掃瞄熱量測定儀...56

圖 4-1 LAZ1110 擠製件金相...57

圖 4-2 含鈧之 LAZ1110 擠製件金相...57

圖 4-3 經 300℃固溶處理後之 LAZ1110 金相...58

圖 4-4 經 300℃固溶後之含鈧 LAZ1110 金相...58

圖 4-5 經 400℃固溶處理後之 LAZ1110 金相...59

圖 4-6 經 400℃固溶後之含鈧 LAZ1110 金相...59

圖 4-7 經 300℃固溶及 1 小時室溫時效處理後 LAZ1110 金相...60

圖 4-8 經 300℃固溶及 3 小時室溫時效處理後 LAZ1110 金相...60

圖 4-9 經 300℃固溶及 1 小時室溫時效處理後含鈧 LAZ1110 金相 ...61

圖 4-10 經 300℃固溶及 3 小時室溫時效處理後含鈧 LAZ1110 金相 ...61

圖 4-11 經 300℃固溶及 50℃時效 1 小時處理之 LAZ1110 金相...62

圖 4-12 經 300℃固溶及 50℃時效 3 小時後之 LAZ1110 金相...62

圖 4-13 經 300℃固溶及 50℃時效 1 小時後之含鈧 LAZ1110 金相..63

圖 4-14 經 300℃固溶及 50℃時效 3 小時後含鈧 LAZ1110 金相...63

圖 4-15 經 400℃固溶及室溫時效 1 小時後之 LAZ1110 金相...64

圖 4-16 經 400℃固溶及室溫時效 3 小時後之 LAZ1110 金相...64

圖 4-17 經 400℃固溶及室溫時效 1 小時後含鈧 LAZ1110 金相...65

圖 4-18 經 400℃固溶及室溫時效 3 小時後含鈧 LAZ1110 金相...65

圖 4-19 經 400℃固溶及 50℃時效 1 小時後之 LAZ1110 金相...66

圖 4-20 經 400℃固溶及 50℃時效 3 小時後之 LAZ1110 金相...66

圖 4-21 經 400℃固溶及 50℃時效 1 小時後含鈧 LAZ1110 金相...67

圖 4-22 經 400℃固溶及 50℃時效 3 小時後含鈧 LAZ1110 金相...67

圖 4-23 LAZ1110 擠製件 XRD 圖 ...68

圖 4-24 LAZ1110 300℃固溶件 XRD 圖 ...68

圖 4-25 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 1 小時 XRD 圖 ...69

圖 4-26 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 3 小時 XRD 圖 ...69

圖 4-27 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 5 小時 XRD 圖 ...70

圖 4-28 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 8 小時 XRD 圖 ...70

圖 4-29 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 1 小時 XRD 圖 ...71

圖 4-30 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 3 小時 XRD 圖 ...71

圖 4-31 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 5 小時 XRD 圖 ...72

圖 4-32 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 8 小時 XRD 圖 ...72

VII

圖 4-33 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 1 小時 XRD 圖 ...73

圖 4-34 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 3 小時 XRD 圖 ...73

圖 4-35 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 5 小時 XRD 圖 ...74

圖 4-36 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 8 小時 XRD 圖 ...74

圖 4-37 含鈧 LAZ1110 擠製件 XRD 圖 ...75

圖 4-38 含鈧 LAZ1110 固溶件 XRD 圖 ...75

圖 4-39 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 1 小時 XRD 圖...76

圖 4-40 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 3 小時 XRD 圖...76

圖 4-41 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 5 小時 XRD 圖...77

圖 4-42 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後室溫時效 8 小時 XRD 圖...77

圖 4-43 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 1 小時 XRD 圖 ...78

圖 4-44 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 3 小時 XRD 圖 ...78

圖 4-45 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 5 小時 XRD 圖 ...79

圖 4-46 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 50℃時效 8 小時 XRD 圖 ...79

圖 4-47 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 1 小時 XRD 圖 ....80

圖 4-48 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 3 小時 XRD 圖 ....80

圖 4-49 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 5 小時 XRD 圖 ....81

圖 4-50 含鈧 LAZ1110 300℃固溶後 100℃時效 8 小時 XRD 圖 ....81

圖 4-51 LAZ1110 400℃固溶件 XRD 圖 ...82

圖 4-52 LAZ1110 400℃固溶室溫時效 1 小時 XRD 圖 ...82

圖 4-53 LAZ1110 400℃固溶室溫時效 3 小時 XRD 圖 ...83

圖 4-54 LAZ1110 400℃固溶 50℃時效 1 小時 XRD 圖 ...83

圖 4-55 LAZ1110 400℃固溶 50℃時效 3 小時 XRD 圖 ...84

圖 4-56 含鈧 LAZ1110 400℃固溶件 XRD 圖 ...84

圖 4-57 含鈧 LAZ1110 400℃固溶室溫時效 1 小時 XRD 圖 ...85

圖 4-58 含鈧 LAZ1110 400℃固溶室溫時效 3 小時 XRD 圖 ...85

圖 4-59 含鈧 LAZ1110 400℃固溶 50℃時效 1 小時 XRD 圖 ...86

圖 4-60 含鈧 LAZ1110 400℃固溶 50℃時效 3 小時 XRD 圖 ...86

IX

表目錄

表 1 LAZ1110 系列成份分析 ...87

表 2 LAZ1110 300℃固溶處理後室溫時效硬度 ...87

表 3 LAZ1110 300℃固溶處理後 50℃時效硬度 ...88

表 4 LAZ1110 300℃固溶處理後 100℃時效硬度 ...88

表 5 LAZ1110＋Sc 300℃固溶處理後室溫時效硬度 ...89

表 6 LAZ1110＋Sc 300℃固溶處理後 50℃時效硬度 ...89

表 7 LAZ1110＋Sc 300℃固溶處理後 100℃時效硬度 ...90

表 8 LAZ1110 400℃固溶處理後室溫時效硬度 ...90

表 9 LAZ1110 400℃固溶處理後 50℃時效硬度 ...91

表 10 LAZ1110 400℃固溶處理後 100℃時效硬度 ...91

表 11 LAZ1110＋Sc 400℃固溶處理後室溫時效硬度 ...92

表 12 LAZ1110＋Sc 400℃固溶處理後 50℃時效硬度 ...92

表 13 LAZ1110＋Sc 400℃固溶處理後 100℃時效硬度 ...93

第一章 緒論

1­1 前言 

近年來由於能源及資源危機，環保意識抬頭，使得產業界在各項 製程及產品不得不朝向生態及環保兩方面做發展，質輕、可回收、具 良好成形性及機械性質的材料，實為新合金材料發展必然之目標。

鎂（Magnesium, Mg）合金是目前已知最輕結構用金屬材料，其 比重約為 1.7～1.8 左右，比起不鏽鋼（比重 7.96）、鋁合金（比重 2.7）

要來的輕許多，且因其具有密度低、比強度高、抗震性、散熱性佳、

電磁波遮蔽性良好、機械加工性質優良與回收容易等等諸多優異特 性，使得近年來鎂合金在產業界各方面的應用中具有相當大的優勢。

鎂添加其他元素成為合金型態時，相當適合用來生產小而輕的零 組件，此狀況使得鎂合金被大量使用在資訊產業的產品上，例如：相 機、投影機、筆記型電腦、光碟機、手機及電視等框架。然鎂合金因 其本身的 HCP 結構使得其冷加工性差，使得早年鎂合金大多用於航 空工業上。近年來的研究顯示，在鎂合金中添加鋰元素所形成的鎂鋰 合金能大幅提昇其冷加工性，降低其製造成本，使得鎂合金開始逐漸 踏入業界應用範圍中，然具諸多優勢的鎂鋰合金在早期有熔煉困難、

性能不穩定、成本較高等等問題有待克服，故早期並未在民間普及應

2

用，幸國外對其研究一直相當重視，而近年來也有相當程度的突破。

1­2 研究動機與範疇 

近年來由於 3C 產品的發展已成為我國的重點產業之一，再加上 前文所提到鎂合金的諸多優勢，使得鎂合金近年來開始受到業界矚 目，並且應用率快速地大幅提昇。

常見金屬的成形方法不外乎為：鑄造、鍛造、沖壓、超塑性成形、

粉末冶金等等。就鎂合金版材而言，一般採用熱軋，板材與軋延設備 均須加熱，使得製程因而複雜。因此，為了降低生產成本，前人發展 出在鎂合金中添加鋰作為合金元素的鎂鋰合金，其冷加工性優於鎂合 金，在加工過程中毋須再對材料及設備進行加溫之動作。

雖然二元鎂鋰合金具有良好的延展性，但是鋰在二元鎂鋰合金中 只有些許固溶強化效果，因無鎂鋰之金屬間化合物存在，故無析出強 化之效果，所以強度及硬度較低，缺乏做為結構材料的實用性，故在 實際使用時，將添入它種元素以改變其機械性質，然國內外目前對於 本文中介紹的鎂鋁鋰合金瞭解尚為有限，故本研究將會對其進行強化 機構做探討，藉以促進此一超輕材料之應用。

第二章 文獻回顧

2­1  鎂鋰合金簡介 

鎂之原子序為12，其結晶結構為六方最密堆積HCP(Hexagonal Close-Packed, HCP)之晶格排列，因滑動的系統少，所以塑性變形能 力不高，不易採機械成形方式加工，倘若在室溫下沖壓或軋延，將會 非常容易造成材料的破裂及損壞，唯有升高溫度，促使其產生新的變 形機構，增加其差排移動率，才能夠讓材料成形[1]。

在鎂合金中添加鋰元素，不但可以使得比重更為下降(約1.5左 右)，並可使得原本鎂合金不易於常溫下塑性變形的缺點大大的改 善。當添加鋰含量為5.5wt%時，鎂合金其原本的HCP結構會呈現為由 HCP及BCC(Body-Centered Cubic)所組成的雙相結構。由於結構中出 現具有12個滑移系統的BCC結構；如圖2-1所示，使得原本在室溫加 工不易的鎂合金大幅度提高其變形能力，當鋰的添加量到達11.5wt%

時，則完全轉變為BCC結構。少了HCP結構雖使得常溫下的塑性變形 能力可又更為提升，但強度卻大幅度的下降，使得鎂合金不再具有原 本的優勢。因此對於鎂鋰合金其機械性質成形性、及其製造成本而 言，添加5.5~11.5wt%的鋰含量會是較佳選擇。

鋰元素之結晶結構為體心立方 BCC 結構，其原子序為 3；密度

4

僅有 0.534g/cm3 ，乃目前已知最輕的金屬元素，添加在鎂中可形成 鎂鋰（Mg-Li）合金，而此合金比重介於 1.3~1.6 之間，比一般鎂合金 的 1.8 更低，鎂鋰合金可達到與塑膠相近的密度，相當於鋁合金的一 半，實為目前實用金屬材料中密度最低者。

鎂合金在含有5.5wt％至11wt％鋰元素時，室溫下呈現雙相結 構；詳如圖2‐2所示，亦即鋰含量較高的BCC結構‐β相，以及鎂含量 較多的HCP結構‐α相[2]。  其中  相是鋰固溶於鎂中，所形成的鎂固 溶體，由此一鎂鋰相圖可知，鋰在鎂中的最大固溶度為5.5 wt%，而 其晶體結構與鎂一致，具有HCP之原子排列結構，  相則是鎂固溶於 鋰中，形成具有BCC結構的鋰固溶體。當鎂鋰合金中的鋰含量超過 11wt％時呈現單一β相組織，低於5.5wt％時則為單一富鎂之 相固 溶體，此 相仍為HCP結構，然因鋰原子之加入，替換掉部分的鎂原 子，使得HCP晶格常數之c/a比值下降，原子間距離減少，晶格滑動 之活化能降低，造成合金除了原有的基（Basal）面

0001

之滑移系統 外，多了稜柱面

^{11 2 1 11 2 2}

滑移系統；如圖一所示，此一現像使得鎂 合金有效地增加其塑性變形之能力[3]。實際上，只要添加2wt％以上 的鋰元素[4]就可使原本冷加工能力相當差的HCP結構鎂合金，其塑性 加工能力獲得改善。當鋰含量達5wt％時，即開始出現β相，而其所 造成的影響就是β相的BCC結構使得鎂鋰合金更加容易進行冷作加

工。 

 

2­2  鎂鋰合金之熔煉 

鎂鋰合金熔煉與一般製作鐵水過程有些不同，因鎂元素及鋰元素 其活性均相當高，故在進行鎂鋰合金熔煉製程時必須在以惰性氣體

（inert gases）為保護、低水氣與氧氣環境下進行。在元素準備方面，

依據合金設計的成分組成，將適量的鎂、鋅（Zinc, Zn）以及它種欲 添加入合金的微量元素置於真空爐中的坩鍋內，而在乾燥室內備妥的 鋰元素則置於爐上的加料斗內。由於鋰元素在熔煉的過程中，相當容 易揮發而造成損失，故在配料時，鋰添加量應當略高於初始所設計的 成分組成含量。開爐時，需先將真空爐加熱，並開啟真空幫浦將爐內 壓力降至約為 10 ²Pa 左右，其目的為去除水氣與氧氣，待坩鍋中之 金屬完全熔為液態後，再通入氬氣（Argon, Ar）至正壓約為~10³Pa 左右。在確定合金元素均已熔融後，將溫度提升至 750℃，並以鐘形 罩將加料斗之鋰元素壓入爐底，使其混合均勻。最後在大約 700℃左 右，將真空爐電源重複開關數次，產生擾動(Stirring)效應以及感應爐 加熱系統之攪拌作用，此動作之目的為使得鋰元素可均勻地分佈在金 屬液中。在獲得成分均勻的金屬液後，快速的將金屬液澆鑄至模具中。

6

2­3  合金元素對鎂合金的影響 

2-3-1 多元鎂鋰合金概觀

在 1-2 末段提及，鎂鋰二元合金有強度較低的缺點，一般狀況下 較難單獨使用，因此藉由添加合金元素來獲得三元合金或多元合金，

再經過加工硬化、時效強化來提高合金機械性質，此係一般研究中常 使用的方法。鎂鋰合金中常見的三元合金主要有 Mg-Li-Zn、

Mg-Li-Al、Mg-Li-Si、Mg-Li-Ag、Mg-Li-Ca、Mg-Li-Zr 和 Mg-Li-Cd 這幾種。三元合金雖然強度提高，但會有穩定性與脆性較不佳的問 題，為克服這些缺點，以三元合金為基礎，再添加各種元素，例如在 Mg-Li-Al 合金中添加鋅、銀、錫（Tin, Sn）和鉻（Chromium, Cr）成 為四元或五元合金，或在 Mg-Li-Zn 添加銀、錫、鉻和銅獲得四元合 金，在 Mg-Li-Cd 添加銀或錫等方式。但是這些合金仍然沒有獲得令 人滿意的整體表現。

近年來國內外雖仍繼續著合金設計、加工硬化、時效強化等方法 的研究，包括日本、德國、韓國、印度、俄羅斯、大陸等等國家，但 截至目前為止，並未有較大突破性的發展。

2-3-2 各種添加元素的效應

鎂合金之物理性質、化學性質與機械性質隨合金元素之不同而具

不同之特性。 在參考過眾多文獻後我們可得知添加鋁、鋅與銀可使 鎂鋰合金具有時效硬化（Age Hardening）之能力[5]，鋁同時具有析 出 強 化 （ Precipitation Hardening ） 及 固 溶 強 化 （ Solid Solution Strengthening）的角色[6]，亦有助晶粒細化（Grain Size Strengthening）

的效果[7]。鋅可改善冷加工及延展性[8]，同時添加鋁及鋅可在鎂合 金表面形成 Mg₁₂(Al,Zn)₄₉ 金屬間化合物[9]，增加其抗腐蝕的能力，

並且可同時減少鎳、鐵的固溶量，具有去除雜質的功能。1wt%鈣加 入 Mg-12%Li-1%Zn 合金中則可抑制熱處理中再結晶晶粒的成長 [10]，然而此鎂鋰合金機械性質不穩定[11]，以及室溫附近時效之不 安定現像等問題尚待釐清。

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] 。 根據 Bach 等人的研究顯示[12]，在 Mg-Li-Al 合金中添加稀土元素，

例如鈽（Cerium, Ce），可以提升合金的延展性。

近年來有些研究顯示，添加鈧（Scandium, Sc）於鎂金屬中可以 改善其高溫抗潛變(Creep)性[14,15] 。鈧元素添加於鋁合金中已有相 當的研究[16-18]，並發展出所謂的鋁鈧合金。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 Al

3Sc 化合物散佈，Al₃Sc 與鋁基材間為整合析出(Coherent Precipitation)，可有效細化合金的晶

8

粒尺寸，同時析出強化效果極佳，大幅提高鋁鈧合金強度，是典型的

「奈米結構輕金屬」之新材料。雖然如此，但目前對於鈧元素在鎂鋰 系列合金中的添加效應，幾乎沒有相關的研究資料。

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]。在 Mg-Li-Al-Zn 合金系統中添加鈧對時效行為及過時效的影 響因素，也必須同時探討方能掌握合金的特性。

錳（Manganese, Mn）元素對鎂合金的抗拉強度影響甚微，但對 降伏強度則有明顯增加，這是因為生成Al6Mn 介金屬所致。錳元素 可增進AZ 系列鎂合金對酸性環境之抗腐蝕性。但導熱性和導電性降 低，影響其焊接性。

鎂合金中的矽（Silicon, Si）元素易與鎂形成Mg2Si 化合物，可 提升強度，但也降低其延伸率。此外，矽元素可抑制因鐵元素溶入鎂 合金時所造成之腐蝕。

鐵（Iron, Fe）、鎳（Nickel, Ni）兩種元素對於鎂合金之耐蝕性 有不良影響，鐵會抑制錳的防蝕作用，使鎂合金容易腐蝕。鎳的添加

也會使鎂合金之耐蝕性變差，這是因為鎳與鎂間的陽極電位相差甚大 所致。

添加鈹（Beryllium, Be）元素可降低鎂之化學活性，減少鎂熔解 及鑄造時之燃燒趨勢，一般鎂合金常含有 20 ~ 100 ppm 之鈹元素，

能減少鎔鑄作業之危險性。

釔（Yttrium, Y）元素在鎂合金內有極高的固溶量（12.4 wt%），

添加釔元素可 增加高溫強度；現今商用鎂合金WE54 及WE43，是 操作環境超過250℃之鎂合金之最佳選擇。

添加釷（Thorium, Th）元素可增加鎂合金之高溫強度，因其在凝 固過程中將會析出高溫穩定之Mg4Th 介金屬。銅（Copper, Cu）元素 可有效提升鎂合金之高溫強度，但其含量若高於0.05 wt%時，將會降 低鎂合金之抗腐蝕性。

鎂合金中鋯（Zirconium, Zr）元素的含量通常小於 1 wt%，常使 用於鎂鋅合金內，因其可生成鎂鋯介金屬阻礙晶粒成長，有助於晶粒 細化，並能增加鎂鋅合金固相溫度範圍，對鎂鋅合金的焊接性也有幫 助[24]。

2-3-3 鎂合金之壓鑄

目前使用壓鑄法的生產方式相當的快速，在 1997 年，所有的鑄

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造方法中，有 81%是以壓鑄法生產的 AZ91D 產品。在 2002 年，AZ 系列合金減少到 67%，AM 系列合金會從 19%增加到 28%，AS21 與 AE42 從 0.1%增加到 5%。壓鑄生產之優點有下列幾項:

高生產速率

高精密度

表面度優良

與鋁合金的比較有下列幾點:

低熱焓，可節省能源

加工性佳

高熔化流動性

顧名思義，壓鑄指的就是將熔融狀態的合金湯液以相當高的壓力 及速度快速填入壓鑄模具內，隨即急速冷卻的一種鑄造方式。壓鑄法 可分為冷室壓鑄與熱室壓鑄。冷室壓鑄主要用於高溫壓鑄合金，如 鋁、銅、鎂等合金。熱室壓鑄主要用於低溫壓鑄合金，如鋅、錫、鉛 等合金。壓鑄法有下列幾項特性[25-26] :

（1）高速充填

由於熔湯(即熔融的金屬)通過澆口時速度極快，會使得金屬成霧狀噴

出，當霧狀微粒接觸到金屬模具表面會立刻固化形成表面平滑的緻密 層。也因為速度很快足以填充薄壁，所以壓鑄法也可以用來製造薄壁 鑄件。

（2）高壓

當熔湯進入模穴之後，壓鑄機會持續給予壓力，熱室機壓力大約為 70~350 ㎏/㎝²，冷室機壓力通常為 300~1100 ㎏/㎝²。

（3）充填時間短

大約幾十毫秒的時間就可以將整個模穴填充完畢，且熔湯冷卻時間 快，這使得壓鑄法適於大量生產鑄件。

（4）冷卻速度快

因為壓鑄法採用金屬模具，且高壓使鑄件與模壁接觸良好，使得熱傳 效果好，有助於冷卻。冷卻速度快可讓晶粒細化的效果產生，並且避 免偏析(Segregation)狀況出現，此有助於提升機械性質。

壓鑄過程因為有上述的特點，所以具有生產性高、鑄件精密、表 面性質佳、機械強度高等等諸多優點。但是壓鑄法是將熔湯高速射入 模穴，在射入過程中會有空氣進入，常常造成氣孔缺陷，降低機械強 度，因此壓鑄件通常不做結構件用。但目前尚有真空壓鑄、低速填充

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等方法可以改善氣孔的問題。

冷室壓鑄法

冷室壓鑄法的熔煉爐與壓鑄機分離，熔湯以杓子或其它進料裝置 送入射料套筒（Shot Sleeve）內，而後再用柱塞（Piston）以高壓力 壓入模穴中，等到熔湯凝固之後頂出，通常適用於鑄造較大的工件。

冷室壓鑄機基本構造如圖2-3所示。

熱室壓鑄法

熱室壓鑄法的熔煉爐裝置在壓鑄機本體內，熔湯位置在於爐內熔 湯 的 注 射 缸 （ Injection Cylinder ） 中 ， 以 壓 力 將 熔 湯 經 鵝 頸 管

（Gooseneck）送入模穴中，於熔湯凝固後頂出。通常用來鑄造較小 以及薄肉的工件，其所需壓力也較冷室壓鑄法為小。熱室壓鑄機的基 本構造如圖2-4所示。

由上所述，可以歸納出這兩種壓鑄方法的異同處，熱室壓鑄機的 熔煉爐與射出裝置合而為一，為這兩類型壓鑄機最大的差異，如此一 來，熱室壓鑄機對於熔湯的射出溫度也容易做更精確的掌控，也使得 熱室壓鑄機有較大的生產速度，此外，冷室壓鑄法所需要的壓力較 大，壓鑄件也為熱室壓鑄法為大。

目前，在產業界之中，以壓鑄法來生產鎂合金薄壁鑄件來說，無

論是冷室壓鑄機或者是熱室壓鑄機均有業者使用，由於鎂合金對於鋼 材並不會形成嚴重的腐蝕現象，加上熱室機的循環週期較短，更適合 做為大量的生產方式，因此目前有大多數的廠商是使用熱室壓鑄機來 生產鎂合金薄肉與小型鑄件。

壓鑄製品的缺陷

壓鑄件發生缺陷的原因，與壓鑄件的設計、壓鑄機的性能、壓鑄 模具的設計、以及製程的設定，乃至於合金成分、作業環境的潔淨度 均有關係。壓鑄件的缺陷大略可以分成以下四類：

（1）尺寸缺陷：尺寸差異、飛濺毛邊、充填不完全、體積差異、變 形等等。

（2）內部缺陷：氣孔、硬點、縮孔等等。

（3）表面缺陷：表面起泡、冷接紋、流紋、頂出痕跡、收縮缺陷等 等。

（4）其它缺陷：頂出刮痕、粘模、表面污垢、模具裂紋等等。

上面所列的各種缺陷各有使其發生的重要原因，因此，若要減少 上述缺陷的發生，則要探究其發生的原因，再加以改善及預防，如此 才能真正有效提升壓鑄件的良品率。

14

2-3-4 擠壓鑄造與半固態成形

雖然現在已經掌握到壓鑄法技術，但鎂金屬實際上也可以用其他 重力或壓力的鑄造方式生產。選用特殊的製造方式取決於許多因素，

比如說鑄造的數量、合金鑄造性、尺寸和形狀的選擇等等。然而，除 了發展傳統技術之外，進一步發展新技術也是必然的。因為鑄造結 構、結構均質性及加工可靠性等問題，所以傳統的技術需要被改善。

靠著真空壓鑄法可解決在壓鑄過程中所產生的空孔問題。擠壓鑄 造以及 Thixotropic Casting 都可算是新技術中可被稱道的。在擠壓鑄 造中，金屬以高壓但低速的條件填充到鐵製模具，類似間接擠型在底 座的盛錠桶的流動，支流會完全充滿整個模穴。擠壓鑄造不會有多孔 的組成且可以做焊接及熱處理。此法同時適合厚的與薄的工件，更深 一層的發展是增加生產率。

半固態成形(Thixoforming)原理如圖 2-5 說明。圓棒材(Billet)是藉 由一種會使得微結構均質化；且產生似球狀晶粒的連續鑄造所生產，

隨後將之裁切成適合置入加熱室的均勻長度圓棒。接著加熱至使它介 於固態與液態的溫度，此時它為軟棒。加熱完後射出成形，這時它會 有比傳統壓鑄更均勻的顯微組織，而且在同一個範圍內它不會產生受 損空孔。這項技術目前已經被研究且運用在幾種金屬，雖然還沒有很 大量的運用在鎂合金，但已經證明它的可行性。圖 2-6 表示擠壓鑄件

與半固態成形鑄件 AZ91 T4 的拉伸強度與延伸率的關係。[27]

2-3-5 鎂鋰合金之擠製

熔煉所得之圓錠若是要擠製成厚板，可選用直接擠型(Direct Extrusion)或間接擠型(Indirect Extrusion)兩種方式。直接擠型適用於寬 度較大之成品板材，其成品板材寬度可與圓錠直徑相同，但厚度分布 不均是其缺點。間接擠型受限於模罩尺寸，8吋(200mm)圓錠所擠製 出來的板材厚度僅有140mm寬。目前大於140mm之寬板可採用直接擠 型，窄板則可用間接擠型。直接擠型亦可將模具擴充來得到較寬的板 片，但其週邊擴充性不好，容易在後續的軋延過程中於板邊緣產生細 微裂縫，因此擠製板寬一般以不超過鑄錠直徑為佳。HCP鎂合金擠製 時，會因為擠製速度過快而導致擠製板材表面灼傷，此乃因為材料與 模具之間的摩擦係數太大所造成。故在擠製過程中應當降低擠型速度 以避免此情況發生。鎂鋰合金則無此情況，故可使用與鋁合金擠型同 等之速度來做擠製，而擠製成本也會比一般鎂合金來得低。[28]

2-3-6 鎂鋰合金之軋延

軋延是指將金屬棒材或是塊狀胚料在加熱或是未加熱的情況 下，通過一對旋轉方向相反的輥輪，利用其互相配合的轉動輥軋，使 工件厚度減少而長度伸長之塑性加工法。軋延是金屬成型工業中應用

16

最廣的加工法之一。[29]

軋 延 可 依 輥 輪 的 外 形 及 輔 助 的 工 具 而 分 為 平 板 軋 延 (Flat Rolling)、成形軋延(Shape Rolling)、圓環軋延(Ring Rolling)、管件軋 延(Tube Rolling)等類別。軋延也包含工件材料的加工溫度在再結晶溫 度以上的熱作軋延，及以下之冷作軋延。不論軋延的種類為何，其加 工方式的基本原理都相同。以圖2-7所示之平板軋延為例來說明，當 一厚度為H₀的工件材料進入輥輪，如A，C兩點所示。經軋延之壓力 作用後厚度變為H₁之板件離開輥輪，如B，D兩點所示。故AB與CD 是輥輪與材料接觸的範圍，利用其間的摩擦力將材料不斷的拉進軋延 工作區(即ABCD間的區域)。因入口端的厚度H₀比出口端的厚度H₁ 大，故工件材料進入輥輪的速度(V₀)較慢，而板材離開輥輪的速度(V₁) 較快，如此才能保持單位時間內通過截面的體積不變之定律，這也就 是說軋延為一穩態加工，對加工參數分析時可不考慮時間因素。

熱作軋延時，工件材料受壓應力作用而產生塑性變形，晶粒伸長 成扁平條狀；但因為再結晶作用，使晶粒破裂，立刻重新組成細小晶 粒，若溫度保持在再結晶溫度以上之高溫狀態則晶粒會成長為多角形 的粗晶粒，可是因為軋延的作用促進晶粒繼續細化。於是軋延可增進 板件之機械性質，如圖2-8所示。

輥輪的數目會因應不同的軋延需求而有不同數目的配置，包括二 重、三重、四重、六重及多重式的機組。最早應用二重式機組，當工 件全部離開輥輪出口端後，輥輪立刻停止，再做反方向旋轉並將兩輥 輪間隙調小。而工件則做90°旋轉後，再從原來輥輪之出口端(此時以 變為新的入口端)進入，再進行軋延。如此反覆進行加工使工件材料 達到所需之厚度，同時可細化晶粒及使材料方向性差異降至最低。這 種形式加工效率不高，適用於重型板材及粗壓板材之軋延作業。因此 為提升工作效率、減低輥輪負荷、精軋和冷軋等目的，而發展出各種 不同數目輥輪組合之機組，如圖2-9所示。

2­4  鎂合金的機械性質 

2-4-1 鎂合金的機械性質

AZ91 合金在溫度超過 130℃的許多應用中，會有潛變問題。就 Al 合金元素而言，較低的鋁含量可發展成高比強度鍛造合金，鋁含 量達到 6%可提供最理想的強度與延展性。圖 2-10 表示鑄造的 Mg-Al-Mn 、 鍛 造 合 金 Mg-Al-Zn 及 砂 模 鑄 造 合 金 Mg-Si ， Mg-AL-Ca-(RE)等 Mg-Al 合金的發展。Mg-Li-X 是一種超輕合金，添 加 Li 會減低強度但增加延展性。許多應用都需要高比強度，像是汽 車結構，零件以及需要加、減速度運轉的機械工具。

18

前述強調藉由強度的調整來改變延展性，此外由有一系列熱機處 理可獲得高延展性且不同種類的合金。延展性是由滑移系統的數目來 決定，Mg 在室溫下是基面(0001)的六方滑移及垂直在(10

1

0)面之

<11

2

0>方向的二次滑移，此造成低溫延展性的限制。若是升高溫度，

在(10

1

1)錐狀面之<11

2

0>方向具有滑移系統。這些特性可能受合金化 影響，但是結構仍為六方最密堆積時，則影響有限。若是發展新合金 元素，例如 Mg-Si，Mg-Al-Ca-(RE)及 Mg-Li-X 等作為基材，可能會 有 BCC 與 HCP 共存相結構產生，若對此新合金元素做鍛打之塑性加 工，則會有細晶結構的產生。[30]

Mg 在 650℃會熔化，因此，在受壓零件預期需要預防潛變問題 的發生。藉由加入稀土元素可以改善潛變問題。目前的研究中顯示加 入 Sc 改善，但是 Sc 在加入的過程中會有損耗的問題。在潛變問題獲 得真正的解決之前，一般是以低溫的應用為佳。

2-4-2 不同成分鎂鋰合金之機械性質

2000 年 ， Shigeharu Kamado[31] 等 人 將 真 空 熔 煉 所 得 的 Mg-8%Li-1%Zn(LZ81) 、 Mg-10%Li-1%Zn(LZ101) 、 Mg-12%Li-1%Zn-1%Ca(LZC1211) 三 種 合 金 ， 以 等 通 道 彎 角 擠 製 (Equal Channel Angular Extrusion，ECAE)，1-pass與4-pass製程，並且

做退火處理後發現，LZ81的純擠製件抗拉強度最高，約可達200MPa；

LZC1211的純鑄造件抗拉強度最低，約在120MPa。若以純鑄造件、

純擠製件、擠製後退火參數175℃‐1H、擠製後退火參數325℃‐1H等 不同條件來做比較，LZ81抗拉強度的大小分別是純擠製件大於擠製 後退火參數175℃‐1H；大於純鑄造件大於擠製後退火參數325℃

‐1H；LZ101抗拉強度的大小分別是純擠製件大於擠製後退火參數175

℃-1H；大於擠製後退火參數325℃‐1H大於純鑄造件；LZC1211抗拉 強度的大小分別是純擠製件大於擠製後退火參數175℃‐1H大於擠製 後退火參數325℃‐1h大於純鑄造件。

2003年，Jian-Yih Wang[32]等人以Mg-9.6wt%Li-1.1wt%Zn(LZ101) 合金為材料，進行輥輪預加熱至160℃之軋延。將材料從37㎜軋延至2

㎜，並且將材料進行以100、150、200、250℃溫度，時間為30 min之 退火處理。另一方面以純鑄件為材料做溫度50和100℃、時間為0~100 小時的時效處理。結果得到當時效處理時間在10小時、溫度在100℃，

其硬度50.8Hv最大;時間在3小時、溫度在50℃，其硬度48.1Hv最小。

平均而言，硬度大約為48.9，並無明顯之時效硬化效果。隨著軋延率 的增加，冷軋延所造成加工硬化之硬度也跟著增加。軋延率20%時，

退火溫度在150℃時硬度最大；軋延率40%、60%、80%時，退火溫度 在100℃硬度最大。

20

2004 年 ， 林 昆 明 [33] 等 人 利 用 真 空 感 應 熔 煉 法 配 製 Mg-9Li-1Zn(LZ91合金)以及Mg-9Li-Zn-0.6Al(LZ91-0.6Al合金)，並將 合金擠製成10㎜厚之擠製原材，並將部份擠製原材冷軋至3㎜。將擠 製及軋延之試片加工成適當規格進行實驗。結果發現LZ91之擠製原 材延伸率可達63.68%，經70%冷軋之後，強度明顯提高，且延伸率仍 可達31.54%。LA91合金添加0.6wt%Al，可明顯提高抗拉強度、降伏 強度及硬度，且可保留良好之延展性。LZ91及LZ91-0.6Al兩種合金皆 隨著溫度上升使得延展性增加，強度下降，但LZ91-0.6Al合金在任何 溫度下之抗拉強度均比LZ91合金高。若是取樣方向與擠製或軋延方 向成45°時，兩種合金均具最佳之延展性，成90°取樣有最大之強度。

2005 年，Mitsuaki Furui[34]等人先配製 Mg-8%Li 合金，在熔煉成尺 寸為 40 ㎜ x120 ㎜ x190 ㎜之塊材，並將塊材進行溫度 300℃、時間 24 小時的均質化處理，並從塊材切下一小塊做純均質化處理條件之 實驗材料。再將剩餘材料製成長 40 ㎜、平均直徑 60 ㎜之材料進行溫 度 300℃、速率 5 ㎜ s ¹的擠製，得到直徑 10 ㎜的圓棒，其擠型比為 36:1。圓棒切下直徑 10 ㎜、長 60 ㎜做 ECAP 製程。得到以下的結果:

以純鑄造件、鑄造後軋延、鑄造後擠製、鑄造後擠製且進行 ECAP 製 程四種條件來比較的話，在溫度為 150℃、應變速率在 10 ⁴s ¹時，延 伸率以鑄造後擠製且進行 ECAP 製程為最大，約為 350%，純鑄造件

最小，約為 160%；在溫度為 200、應變速率在 10 ⁴s ¹時，延伸率以 鑄造後擠製且進行 ECAP 製程為最大，達到將近 1000%，純鑄造件最 小，約為 160%。此結果顯示，在相同的應變速率之下，溫度愈大，

以鑄造後擠製且進行 ECAP 製程條件的實驗樣品延伸率愈大。

22

第三章 實驗方法

3­1  實驗材料 

將鎂、鋰、鋁以及其它微量合金元素依照一定比例進行熔煉，其 成份如表一，熔煉之後所得的鑄錠其直徑為 10 吋、長 50 ㎝，而後再 進行擠製，擠製後形成約寬 11 ㎝、厚度 1 ㎝的長條形擠件，其擠壓 比(Extrusion Ration)如下所示：

R＝A0/Af＝28.6 （4）

A0：擠錠截面積＝10·10·π＝314.2 Af：擠件截面積＝1·11＝11

此板片即為本次研究中所使用的材料 LAZ1110 及 LAZ1110+Sc。

研究的試樣經感應耦合電漿分析儀分析 Li、Sc 含量，及經火花 放射光譜分析儀(Spark Optical Emission Spectrometry ，Spark-OES) 執行 Zn、Al 成分定量分析，綜合分析結果如表 1 所示(wt%)：

3­2  實驗設備 

本實驗中所使用之實驗設備有帶鋸機、砂帶機、油浴爐、研磨機、

拋光機、維氏硬度機，使用化學分析電子儀(Electron Spectroscopy for Chemical Analysis, ESCA)和感應耦合電漿分析儀(Inductively Coupled Plasma - Atomic Emission Spectrometer，ICP-AES)分析特定元素，並

以光學顯微鏡(Optical Microscopy, OM)對試片進行微結構觀察，X 光 粉末繞射儀（X-ray Diffractometer, XRD）則用以確認不同處理狀態下 的析出相，並探討時效熱處理對顯微結構、機械性質、強化相及其機 構之影響。上述之儀器如圖 3-1 至圖 3-13 所示。

3­3  實驗步驟 

將擠件分別裁切成適當大小的金相試片、熱處理與硬度試片、

X-ray 試片。金相試片用於觀察微結構，首先將試片研磨、拋光及腐 蝕，而後以光學顯微鏡觀察微結構。熱處理與硬度測試試片則是進行 時效硬化處理和維氏硬度試驗，並使用 X 光粉末繞射儀探測其化合 物變化。先將試片做固溶處理以及時效硬化處理，再以維式硬度機測 試硬度。

3­4  金相觀察 

將試片依序以#80、#120、#240、#400、#600、#800、#1000、#1200、

#1500、#2000 砂紙的研磨機進行濕式研磨，研磨過程以磨除上一號 之刮痕為更換下一號砂紙的基準。過程中須保持研磨為同一方向，在 更換成下一號之砂紙時則轉換研磨方向與刮痕方向垂直。接著以 1 m 之氧化鋁粉和裝備有軟材用拋光布的拋光機進行拋光，拋光至砂紙所 遺留之刮痕清除即完成。待研磨及拋光之過程完成後，以成分為 5g

24

picric acid＋10ml acetic acid＋95ml ethyl alcohol 的腐蝕液，進行 5~10 秒的腐蝕，另外要腐蝕 XZ 平面之腐蝕液須採用成分為 5g picric acid

＋10ml acetic acid＋95ml ethyl alcohol＋15ml distilled water，腐蝕時間 約為 1~5 秒。而後以光學顯微鏡下觀察金相。

觀察金相須注意目鏡與物鏡組合所得到的放大倍率，在本研究中 所觀察的金相倍率分別為 50、100、200、500 倍。其放大倍率從金相 圖上以光學尺所顯示的倍數為準，並可得晶粒大小。在腐蝕的過程 中，若是將腐蝕液濃度比例提高為兩倍，則會形成過腐蝕的情況；將 腐蝕液濃度比例降低為原本之一半，則會有腐蝕不足的情況出現。

3­5  熱處理 

將試片放入加溫爐，設定使加溫爐在 300℃及 400℃兩種處理溫 度下持溫 1 小時，接著將試片從加溫爐取出做淬火的動作，即完成固 溶處理（Solution-Treatment）。固溶處理完後分別將試片置於室溫、

50℃、100℃之溫度，以 1 小時、3 小時、5 小時、8 小時為參數進行 人工時效處理，即完成時效硬化處理。

3­6  硬度試驗 

將完成固溶處理與人工時效之試片以維氏硬度機測試硬度。試片 必須保持平整，若有毛邊須用研磨機或是砂輪機去除，使測試的誤差

降至最小。通常取樣 6~8 點，再將取樣後所得之硬度資訊去掉過大及 過小的結果，取平均值即為最後的實驗數據。在此論文中分別對擠製 後、擠製後固溶處理、擠製且固溶後時效處理等試片進行硬度試驗。

26

第四章 結果與討論

4­1  金相觀察 

4-1-1 LAZ1110、LAZ1110+Sc 之擠製金相

如圖 4-1 與圖 4-2 所示，LAZ1110+Sc 在擠製後晶粒較 LAZ1110 為小，且兩者皆在晶界上有 相之析出。LAZ1110+Sc 則在 相中呈 現許多 相之細尖狀析出物，此為魏德曼(Widmanstatten)組織；而在 LAZ1110 中並無發現此析出物的存在，推測此析出物應與 Sc 有關。

此結果與 Y.W. Kim 等人[19]之研究結果相似。在 Y.W. Kim 等人之研 究中，以 Mg-8wt%Li-3wt%Al 及 Mg-10wt%Li-3wt%Al 為實驗材料，

進行 350℃×1 小時之熱處理，發現除了 與 共存，另有 AlLi 細晶 粒子存在於 相中。而 相在 Mg-Li-Al 合金中除了以近球形狀存在 於 樹 狀 組 織 ， 還 以 細 晶 狀 存 在 於 魏 德 曼 組 織 中 。 在 Mg-8wt%Li-3wt%Al 合 金 相 析 出 以 近 球 形 樹 狀 組 織 為 主 ， Mg-10wt%Li-3wt%Al 合 金 相 析 出 以 魏 德 曼 組 織 為 主 ， 且 Mg-10wt%Li-3wt%Al 合金有較 Mg-8wt%Li-3wt%Al 合金好之機械性 質。

4-1-2 LAZ1110、LAZ1110+Sc 固溶處理後金相

擠製試片經 300℃固溶處理後，在圖 4-3、圖 4-4 中可看出，

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

28

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，

30

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 。

32

（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

34

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

36

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。

（3）比較 100℃時效 3 小時及 5 小時 XRD 圖發現，各化合物所呈現 的面增加，但鋁鋰相的出現使得強化校應不高，而在 52 度及 65 度左右也出現 Intensity 相當強的β相。

（4）比較 100℃時效 5 小時及 8 小時 XRD 圖發現，各化合物 Intensity 除了稍微降低之外，並無太大改變，5 小時 XRD 圖中的 LiAl（3 2 0）可能因其訊號太過微小而無法判別。

4-3-7 LAZ1110 在 400℃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，發現固溶後除了β（2 2 0）面的 Intensity 有所提高之外，其餘α相均降低其 Intensity，鋁鈧化合 物此化合物亦隨著固溶處理而消失。

（2）比較固溶件及室溫下時效 1 小時圖表發現，α及β相的 Intensity 降低，鋁鋰及鎂鋰鋅化合物無太大改變。

（3）比較室溫時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 增加，而鋁鋰相也增加了一個 LiAl₃(3 2 0)面，表示材料強度即將 降低。

4-3-8 LAZ1110 在 400℃下固溶處理後的 50℃時效行為

（1）比較固溶件及 50℃下時效 1 小時圖表發現，α及β相的 Intensity 降低，鋁鋰相無太大改變。

38

（2）比較 50℃時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，鎂鋰鋅化合物在 3 小時 XRD 圖中 Intensity 增加，但鋁鋰相增加了兩個，此狀況意 味著鎂鋰鋅化合物即將轉變為穩態的鋁鋰相，使得材料強度降 低。

4-3-9 LAZ1110＋Sc 在 400℃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及β相的 Intensity 降低，而鎂鋰鋁化合物隨著固溶處裡而消失，鋁鈧化合物也亦 跟隨出現。

（2）比較固溶件及室溫下時效 1 小時圖表發現，鋁鈧化合物其 Intensity 無太大差異，雖鎂鋰鋅化合物所能呈現的面多了一 個，但鋁鋰相亦多了一個 LiAl₃(3 2 0)面，表示鎂鋰鋅化合物即 將開始轉變為穩態的鋁鋰相，使得材料強度降低。

（3）比較室溫時效 1 小時及 3 小時 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 增加，而鎂鋰鋅相其 Intensity 無太大差異，鎂鋰鋁化合物多了一 個，且鋁鋰相增多，此現象說明本材料中的化合物因處理時間而 開始造成改變，表示材料強度已經開始下降。

4-3-9 LAZ1110＋Sc 在 400℃下固溶處理後的 50℃時效行為

（1）比較固溶件及 50℃下時效 1 小時圖表發現，其鎂鋰鋅化合物無

太大改變，鋁鈧化合物及鋁鋰化合物亦是。

（2）比較 50℃時效 1 小時及 3 小時的 XRD 圖發現，α及β相的 Intensity 降低，而 LiMgZn(3 3 1)訊號強度有所提升而顯現，鋁 鋰相 Intensity 則無太大改變，綜合上述狀況顯示，材料有硬化 效果出現。

40

第五章 結論

（1）LAZ1110 合金在 300℃固溶後進行室溫時效處理時，其硬度有 明顯提升，50℃下時效處理則會持續降低硬度值，進行 100℃

時效則是降至最低點不再改變。

（2）LAZ1110 合金在 400℃固溶後，硬度值較 300℃固溶處理試片為 高，進行室溫及 50℃時效處理時亦是，但其硬度值有不安定現 象，100℃下進行時效則降至最低點不再改變。

（3）含鈧 LAZ1110 合金在 300℃固溶後進行室溫時效處理時，其硬 度有明顯提升，50℃下時效處理則無明顯效果，100℃下時效處 理時則會處於過時效狀態，硬度值無明顯差距。

（4）含鈧 LAZ1110 合金在 400℃固溶後進行室溫時效處理時，其硬 度值有明顯提升，50℃下進行時效處理則有硬度下降的趨勢，

進行 100℃時效處理則導致過時效的發生。

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圖 2-1 HCP 滑移面示意圖

46

圖 2-2 Mg-Li 二元合金相圖

圖 2-3 冷室壓鑄機的基本構造示意圖

圖 2-4 熱室壓鑄機的基本構造示意圖

圖 2-5 Thixoforming 製程示意圖

48

圖 2-6 AZ91-T4 擠壓鑄造與半固態成形鑄件之機械性質比較

圖 2-7 平板軋延