(1) 銲道型態與外觀
純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 之 6 mm 厚板經電子束銲接後，首先就銲道 外觀而言，純 Mg 之銲道起伏表現相當不穩定，銲道表面有濺灑的現象，而且表 面波紋明顯受到擾動，其表現較為不規則，這種現象隨著走速的增加，越是嚴重，
見圖 4-1。AZ31 相同的銲接條件下，像純 Mg 銲道不穩定的現象，似乎有減緩跡 象，但銲道表面仍有有濺灑的現象，見圖 4-2。AZ61 表面波紋之規則性與穩定 性又比 AZ61 來得好，走速在 35 mm/sec 時，其外觀除了較為凹凸不平外，表 面波紋尚可維持一定的規則性，濺灑的現象也較為少見，詳見圖 4-3。相較於前 三者，AZ91 之銲道起伏較穩定，銲道之表面波紋也較為規則平順，隨著走速減 緩至 25 mm/s，濺灑的現象已不復見，如圖 4-4 所示。
隨著成份組成的不同，四種材料純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91 在熔入比
（aspect ratio, depth/width）方面的表現也就大不相同。由表 4-1 得知，純 Mg、
AZ31、AZ61 與 AZ91 熔入比均隨著熱輸入量的增加而增加，同熱輸入量下，銲 深以 AZ91 為最，純 Mg 的表現最差，特別是在較快走速（25 mm/s 與 35 mm/s）
的條件下，純 Mg 之銲深變化深受銲速的影響，在 15 mm/s 時，銲深可達 3.985 mm，隨著銲速的上升，則銲深驟然只有 1.268 與 1.168 mm。而 AZ61 與 AZ31 兩者則相差不大。圖 4-5、4-6、4-7 與 4-8 分別為這四種材料之銲道橫斷面圖，
當功率為 500 W，在低走速 15 mm/s 時，6 mm 之三種 Mg 合金只有 AZ91 能被 銲穿，而過多熱輸入量促使其上表面呈現凹陷狀。在銲寬方面，AZ31 與 AZ61 對於熱輸入量的改變，其銲寬差異不大；而走速在 35 mm/s 與 15 mm/s 時，AZ91 之銲寬則有較明顯的差異。此外，就銲道型態、外觀、銲深與銲寬而言，銲接前
沒有經固溶處理之 AZ91 試片，與事先有經固溶處理的試片，似乎並無明顯差異。
更明確地表示這四種材料在銲深表現上的差異，如圖 4-9（a）所示，顯然 AZ31 、AZ61 與 AZ91 三者之銲深差異程度，隨熱輸入量的增加而增加；反觀 純 Mg 卻沒有依循這樣的關係，熱輸入量在 14 到 20 J/mm 之間，純 Mg 之銲深 表現幾乎呈現穩定狀態，當熱輸入量為 33 J/mm 時，其銲深急速增加至 3.985 mm，約略小於同條件下之 AZ61。圖 4-9（b）為四種材料之熱輸入量與銲寬關 係圖，整體而言，純 Mg 與 AZ31 銲寬與熱輸入量趨勢非常類似，幾乎呈現線性 的關係；而 AZ61 銲寬與熱輸入量的關係也是近似線性，不過其起伏斜率比純 Mg 與 AZ31 來得大，顯示其銲寬值表現對於熱輸入量較為敏感；而 AZ91 與 AZ91-NON ST 兩者曲線趨勢近似相同，而且並沒有依循線性關係，熱輸入量超 過 20 J/mm 以後，銲寬值則趨向定值。圖 4-9（c）則是四種材料（五種條件）之 熱輸入量與熔入比關係圖，在相同功率下，以 AZ31 的熔入比表現最好，熱輸入 量在 20 J/mm 之前，純 Mg 的熔入比表現最差，一旦熱輸入量超過 20 J/mm，純 Mg 的熔入比便大幅提昇，表現甚至比 AZ91 與 AZ61 來得好。
銲後的孔洞分佈，由銲道之橫斷面得知，純 Mg 較其他三種 Mg 基合金之孔 洞量少，而經過熱壓延過之鑄造材 AZ91 也沒有較明顯孔洞存在，三種合金較為 顯著之孔洞均位於銲道的根部。這是由於電子束銲道的熔池瞬間凝固時，因冷卻 速率太快使其中高溫的氣體不及向外逸散，而容易在銲道的根部形成氣孔，即所 謂根部缺陷（root effect），其原因除了因冷卻速率過快外，另一個造成的原因可 能是大多數金屬在凝固時所發生收縮作用（ shrinkage effect），在凝固時隨著液體 流入去補償凝固時的收縮，液面在整個銲道深度內逐步下降，於是晚凝固的區域 會留下一些細小的孔洞。而純 Mg 之所以銲後幾無孔洞，這是因為其銲池（weld pool）深度不深，在 keyhole 效應往前移動後，合金亦能流動而填滿整個銲池。
在 30 mm 之 AZ91 厚板方面，由於所強調的是高銲深特性，於是我們嘗試
多組的銲接條件，以尋求高銲深表現，表 4-2 列了為嘗試之後的最佳銲接條件，
與銲接後之結果。高銲深表現之最佳參數為功率 2200 W 與走速 16 mm/s，所得 銲深可達 28.61 mm，銲寬為 3.48 mm。圖 4-10 所示為這幾組實驗之高銲深示意 圖。由圖 4-11（a）則可以看出四組銲接參數（熱輸入量）與銲深、銲寬的關係，
基本上是維持高熱輸入量，銲深較高與銲寬較寬的特性，熱輸入量在 96.25 J/mm 之前，銲深與銲寬差異程度較小，一旦熱輸入量超過 96.25 J/mm，銲深與銲寬便 大幅度地增加，與前兩組數據的差距也較大。而熔入比與熱輸入量的關係，則是 在 96.25 到 110 J/mm 之間有巨幅的變化，如圖 4-11（b）所示。
(2) 顯微組織
純 Mg 鑄錠於 300℃下放置 10 分鐘，經水淬處理後之顯微組織如圖 4-12 所 示，其晶粒組織的外觀是呈現長條狀，這些長條狀晶粒的間距約 30 µm，並且井 然有序地排列在一起，而這可能是與其鑄造過程時，具有方向性凝固行為所致。
圖 4-13 所示為 AZ31 經過固溶後的顯微組織，為等軸晶，其晶粒尺寸約為 32 µm。
圖 4-14 所示為 AZ61 經過固溶後的顯微組織，為等軸晶，其晶粒尺寸較 AZ31 小，約為 12 µm。原始鑄錠材料 AZ91 經由金相實驗觀察，其晶粒結構為樹枝狀
（dendritic）等軸晶，其大小約為 315 µm，β相析出於晶界上，經過熱壓延與固 溶處理過後，其顯微組織則呈現等軸晶形式，晶粒細化後的大小約為 25 µm，如 圖 4-15 所示。
經電子束銲接處理之後，四種材料的熔融區與母材之微結構組織具有明顯 的不同，除了純 Mg 於 500 W 與 15 mm/s 條件下，靠近熔融區中心的中間區域，
出現不規則細長晶與部分較小的等軸晶，如圖 4-16 所示。其餘條件下與三種合 金的熔融區之晶粒則均是呈現等軸晶的形式，並趨於細化。圖 5-17 至圖 4-19 分 別為 AZ31、AZ61 以及 AZ91 在不同銲接條件下，以及在不同熔融區位置之顯微 組織的 SEM 圖。由實驗得知，相同的材料與銲接條件之下，β相的大小均是反
映出：越靠近銲根，有越細化的趨勢；在相同的材料而不同的銲接條件之下，當 走速越快，β相的尺寸也是有越細化的情形。影響熔融區處之β相的型態與大 小，推斷主要是由冷卻速率與合金成分所掌控，走速增加，熱輸入量減小，熔融 區之冷卻速率隨之增加，於是β相較無足夠時間成長增大；反之，冷卻速率較快 時，β相析出物則較小。此外，AZ91 相較於 AZ61，甚至於 AZ31，β相較容易 產生不連續析出與偏析的現象，一方面是因為隨著 Al 含量的增加，快速凝固所 造成之非平衡結構，使得有較多過飽和的β相析出；另一方面，根據所推導之四 種 Mg 基材料的冷卻速率得知，四者的冷卻速率隨著 Al 含量的增加而減小，因 而四者的冷卻速率，由大到小依序為純 Mg、AZ31、AZ61 與 AZ91，這說明了 Al 含量越多，β相較容易產生偏析的現象。另外，在 AZ91-NST 熔融區的顯微 組織方面，圖 4-20 所示為整個銲根的示意圖，圖 4-21 與圖 4-22 所示為 AZ91-NST 熔融區中心之上、下部分，其中β相（白色部分之樹枝狀晶）為不連續析出。當 熱輸入量較大，走速較慢時，可以發現熔融區各部位之β相分佈型態，與尺寸大 小幾為一致，約 10 µm 左右；而改以較小的熱輸入量，較快走速時，β相則是呈 現細化現象，且均勻散佈於基地，其大小約 3 µm，詳見圖 4-23。
於熔融邊界處，純 Mg 與 AZ31，其熔融線之界限清楚，容易定義出熔融線 所在位置，如圖 4-24 與圖 4-25 所示。在 AZ61 與 AZ91 方面，其熔融線之界限 不甚清晰，尤其以靠近熔融區處之晶粒，其晶界不如不如母材處之晶粒來得清 楚，而呈現半熔融的狀態，而像這樣部分熔融現象則會從熔融區延伸到部分母 材，在母材處形成有如口袋狀（pocket）的部分熔融區域，在 AZ61 部分，可以 發現部分熔融區域較小，亦少見其形成口袋狀。此外，從熱輸入量與銲接走速的 觀點，則可以發現當熱輸入量越小或走速越快時，部分熔融區域越不易形成，其 成長的範圍也就愈受到牽制，詳見圖 4-26 與圖 4-27。；而在 AZ91-NST 的部分，
銲接前未經固溶之試片，如上述之熔融線附近區域液化（liquation）的現象尤為 明顯，如圖 4-28 所示。
在晶粒尺寸的比較上，表 4-3 列了四種 Mg 基材料之原始母材，熔融區上、
中及下部分區域，與熔融邊界處之晶粒大小。
造成以上四種 Mg 基材料之熔融邊界表現不一的原因，是由於銲接過程是 處在相當快的冷卻速率下，因此造成熔融區為非平衡結構，四種材料之熔融區的 顯微組織和母材已大不相同，特別是在熔融區與母材區間之微組織變化，四種材 料存有明顯差異，Al 含量較高的 AZ61 與 AZ91，在熔融邊界上一直延伸至母材，
會有部分熔融、液化的現象。這是由於原本母材中的晶界上聚集著許多介金屬化 合物（以 Mg17Al12為主，另含有一些微量的 Mg-Al-Zn 三元共晶組織），這些介 金屬化合物的熔點原本就較 Mg 相低，以及 Mg 合金熔融範圍隨 Al 含量增加而 增加的特徵，再加上 Mg 合金具有低熱容量（heat capacity）及熱傳導（thermal conductivity）佳等特性，於是當足夠的熱量施加於材料時，前面所提之介金屬化 合物區域就會開始熔融，此時這個熔融的部分就會與銲道熔池相連接，行成通道
（channel），因此熔池中的熔融液體會被帶至介金屬化合物處，能量亦隨之傳 遞，使得更多的區域熔融，最後擴大形成所謂部分熔融區域。
(3) EDS 分析結果
EDS 分析的主要是針對四種 Mg 基材料於凝固之後，合金元素成分變化情 形，欲分析之試片的銲接參數為 500 W，15 mm/s，分析部位包含母材與熔融區 的部分，分析方式為線掃瞄（ line scan）。就純 Mg 凝固之後，Mg 元素流失現象，
在熔融區部份，則是靠近熔融線處之流失率較為顯著，詳見圖 4-29。三種合金 AZ31、AZ61 與 AZ91 凝固之後，在熔融區，主要合金元素 Mg、Al 及 Zn 在熔 融邊界處皆有流失，其中以 Mg 流失率最為明顯，如圖 4-30 至圖 4-32，這是因 為 Mg 於熔點時的蒸汽壓高於 Al 與 Zn 元素，因此熔融時易揮發。
從 EDS 分析中，銲接之後的 Mg 合金 AZ91，於熔融邊界處，屬於β相的部