图2 所示为AZ80+Ce 镁合金电子束焊接接头不同区域的显微形貌。如图2 所示，其主要由焊缝区、熔合区和母材区组成，没有明显的热影响区。
图1 焊接接头宏观形貌
图2 焊接接头显微形貌
图3 所示为AZ80+Ce 镁合金电子束焊接接头不同区域的铸态金相组织和SEM 组织。从图3（a）、（b）中可以看到铸态的AZ80+Ce 镁合金母材显微组织晶粒比较粗大，主要呈现出典型的α-Mg 相和β-Mg17Al12 相离异共晶组织。其中α-Mg 晶粒约为大小不均匀的等轴晶，由于稀土Ce 的加入使一般呈现连续或半连续网状结构的共晶相β-Mg17Al12 被打断，表现为岛状结构，并在灰色的Mg17Al12 沉淀相晶界处分布着一些新的亮白色针状相［10］。利用EDS 对这些针状相A 分析发现（图4（a）），这些相是由Al 和Ce 组成的，相成分是6.37Al-0.21Ce。结合XRD 分析（图5（a）），这些针状相是Al11Ce3 金属间化合物。由于电子束焊接能量密度集中且速度快，容易形成较大的过冷度，致使生成的第二相弥散分布；其次，镁合金热导率较大，电子束焊接后散热较快，靠近母材一侧液相温度梯度较大，所以在靠近热影响区处形成树枝晶［11，12］，如图3（c）、（d）所示。从图3（c）熔合区SEM 组织中发现针状相Al11Ce3 的尺寸明显变小，分析原因可能是电子束流对焊缝熔池的搅拌作用造成的。从图3（e）、（f）中可以看到焊缝中心区域为均匀细小的等轴晶。首先，焊缝在凝固过程中，高温停滞时间比较短且温度分布很均匀，致使晶粒来不及充分长大；其次，由于电子束的匙孔效应使得液态金属的扩散速度变快，从而抑制了树枝晶的生长并且促进了等轴晶各个方向的生核，因此焊缝中心区域的晶粒与母材相比得到了显著细化。另外，从图3（e）焊缝区SEM 组织中发现亮白色的针状相变成了点状相且数量明显减少。结合图4（b）的EDS 分析可知，它们也是由Ce 和Al 元素组成的；再结合XRD 分析可确定（图5（b）），这些点状相B 是Al3Ce 金属间化合物。
图4 所示为母材与焊缝EDS 检测结果，对比分析母材与焊缝区域元素含量，焊缝区域Mg 元素的百分含量减少导致Al 元素百分含量相对增加。电子束焊接过程中稀土镁合金板材温度迅速增加，使得焊缝金属熔池温度升高，基体Mg 元素的含量最多，导致Mg 元素在高温作用下最容易大量蒸发，相比之下Al 元素的含量少且沸点又高（2 056 ℃），因此蒸发量就少，百分含量增加。另外，电子束流对焊缝熔池的搅拌作用也是造成焊缝区稀土相数量和尺寸变小的原因之一。根据王军等［9］研究可得，母材区针状相Al11Ce3 的熔点高达1 235 ℃，一般不溶于基体，这也是造成母材区强度低的主要原因。
图3 铸态AZ80 ＋Ce 镁合金电子束焊接接头金相组织和SEM 组织(www.xing528.com)
为了确定铸态AZ80+Ce 镁合金电子束焊母材区和焊缝区的相组成，对所制备的合金进行了XRD 扫描。图5 所示为AZ80+Ce 镁合金电子束焊接接头不同区域的XRD 图谱。XRD 分析结果表明，焊缝区和母材区除了有α-Mg 和β-Mg17Al12 相外，分别还有点状Al3Ce 相和针状Al11Ce3 相存在。从图5（a）、（b）中都可以看到，β-Mg17Al12 相对应的峰值强度相对于Mg 相的峰值强度都降低了，这是因为稀土Ce 的加入在形成稀土相的同时也消耗了一定量的Al 元素，因此Mg17Al12 相的数量也减少了，直接导致强度的降低。总体来说，母材区的相峰值强度较焊缝区相比是降低的，因此也可以说明焊缝区的力学性能要优于母材区，这与EDS 分析结果一致。
图4 铸态AZ80 ＋Ce 镁合金电子束焊接接头EDS 分析结果
（a）母材EDS；（b）焊缝EDS
图5 铸态AZ80 ＋Ce 镁合金电子束焊接接头XRD 分析结果
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