1、稀土镁合金

通过添加稀土元素可提高镁合金的力学性能与高温物化性能，稀土元素的作用机制主要包括晶粒细化、晶界强化和固溶强化。表5所示为镁合金常用稀土添加元素及其作用机制。添加Ca、Sr元素可明显改善二次相的热稳定性，添加Si、Zr元素可显著改善压铸镁合金的高温蠕变性能。马健研究指出：当Mg-5Sn-1Si合金Y添加含量由0.2%增至0.8%时，生长抑制因子GRF由16.94提高至17.96，枝晶臂间距由23.7 μm降低至12.5 μm，减少约47%。朱利敏通过添加Sm元素，显著改善了Mg-8Gd-0.5Zr与Mg-8Gd-3Sm-0.5Zr合金在350～500 ℃变形温度、0.002～0.1 s-¹应变速率下的变形激活能，细化了再结晶的晶粒尺寸。

表5 镁合金常用的稀土添加元素及其作用机制

2、耐热镁合金

耐热镁合金主要分为Mg-Al系耐热镁合金（AZ、AS和AM系列）、Mg-Zn系耐热镁合金（ZE、ZC和ZAC系列）、Mg-Zn-Al系耐热镁合金与Mg-RE系耐热镁合金（WE、ZE和QE系列） 。国内应用最广泛的ZM5耐热镁合金使用温限为120 ℃，ZM6使用温限可达200～250 ℃，当需要长期服役温度超出260 ℃时，国内尚无成熟的合金牌号可供选择。美欧的WE43、WE54、QE22、Electron21与俄罗斯的MⅡ9、MⅡ10、MⅡ14长期使用温限可达228 ℃。表6所示为耐热镁合金的常用添加元素及其作用机制。耐热镁合金的强化机制为晶内与晶界双重强化，通过减小原子扩散速率、限制位错运动、阻止晶界滑移，结合固溶强化、析出强化、准晶强化与复合强化，可有效提高耐热使用温限；基于此，一般常选用大尺寸晶粒以增大原子扩散距离，减少晶界扩散通道；添加稀土元素在晶界析出细小的热稳定强化相，钉扎晶界阻止晶界滑移；采用固溶强化可在晶内析出大量细小弥散分布的热稳定相阻碍位错滑移。耐热镁合金未来发展主要集中在以下四个方面：（1）研究低成本稀土元素Ca、Sr、Ba与Ⅳ、Ⅴ族元素对镁合金耐热性能的影响规律与作用机制，开发低成本合金；（2）采用快凝技术制备微米级乃至纳米级准晶组织，提高合金耐热温限；（3）采用单向挤压、等通道转角挤压、扭转挤压、往复挤压等大塑性成形工艺，实现晶粒与析出相的强化，提高耐热性能；（4）通过新的热处理技术与工艺装备，提高合金的使用温限。

表6 耐热镁合金常用添加元素及其作用机制

3、阻燃镁合金

镁合金熔点低，熔炼时易氧化燃烧形成多孔性疏松MgO层，其密度仅为0.8，无法有效覆盖熔体表面阻止继续燃烧，因此镁合金熔炼必须采用阻燃防护。镁合金阻燃防护主要包括熔剂防护、气体防护与合金化阻燃防护，其作用机制均为覆盖镁合金熔体表面，阻止镁与空气持续接触以阻止燃烧。表7为镁合金常用的保护熔剂化学成分配比。镁合金气体防护可分为两类：（1）选用CO₂、SO₂或含F（六氟化硫SF6 、四氟乙烷HFC-134a、氟化酮等）反应性气体；（2）选用Ar等惰性气体。镁合金阻燃防护一般常添加Ca、Be、Zn与稀土元素，反应生成的氧化物密度一般高于1，可有效覆盖熔体表面，起到良好的保护效果。

表7 镁合金常用保护熔剂化学成分配比 wB/%

对于1%～5%Mg含量的镁合金，添加3%的Ca元素后合金燃点可由500 ℃提高至750 ℃，当Ca元素添加量达5%时，其氧化膜在970 ℃大气中暴露60 min仍致密存在。由于BeO薄膜的热力学稳定性好、导热系数高，可及时将氧化反应热传导至熔体外部，避免熔体温度恶性升高，且Be元素与氧的反应热高于Mg元素，因此添加Be元素可获得较佳的阻燃效果。MgZn薄膜阻止Mg氧化燃烧的效果也较为理想，但Zn元素添加含量过高时易产生热裂，其添加量一般不大于1.5%。

4、耐蚀镁合金

如图4所示，镁合金常见的腐蚀类型主要分为电偶腐蚀、点蚀、丝状腐蚀与高温腐蚀。丝状腐蚀多发生于有保护性的涂层下，而未经涂覆的纯镁、Mg-8Li、Mg-Zn-Y-Al、Mg-Al-RE-Mn等，腐蚀丝萌生后，腐蚀丝在表层沿着某个路径向前延伸，形成一条细长的腐蚀沟槽。腐蚀机制主要是由第二相或杂质元素引起电偶腐蚀与表层MgO薄膜剥落形成的物理和化学腐蚀，随着外电位的不断提高与外加电流密度的持续增加，阳极溶解反应速度随之加快，阴极析氢反应也不断增大，即镁的NDE负差效应。多数环境下镁合金的表面膜主要为晶态Mg（OH）₂，添加Al、Mn、Zn后，易在表层形成分层结构表面膜层，即多孔性疏松MgO/Mg（OH）₂/Al₂O₃/基体金属形式的膜结构，加速了镁合金的腐蚀。

（a）电偶腐蚀；（b）点蚀；（c）丝状腐蚀；（d）高温腐蚀

镁合金铸件占所有镁合金加工成形工艺制件总量的40%，压铸占比镁合金铸造制件总量的65%以上。镁合金压铸分为冷室压铸与热室压铸，冷室压铸又分为立式压铸与卧式压铸，除压铸外还包括砂型铸造、挤压铸造、半固态触变成形铸造与触变成形铸造。航空航天用镁合金制件由于批量小、品种多，一般多选用砂型铸造。挤压铸造常选用较低的充型速度与最小的挠度，充型速度一般不大于2m/s，充型压力不低于70MPa。挤压铸件按热处理强化工艺又可分为直接挤压铸造与间接挤压铸造。半固态触变成形铸造是将合金熔体加热到含有球状固相组分的半固态浆料，挤压至模具进行成形制造。触变铸造是将制备的球状晶体（触变材料）铸锭或棒料再次加热到固液糊状区，借助压铸或锻压设备加压成形，成形的制件具有致密度高、力学性能高的特点。镁合金压铸与挤压成形工艺的典型力学性能见表10。表11所示为镁合金不同成形制造工艺的对比结果。

表10 镁合金压铸与挤压铸造典型力学性能

表11 镁合金铸造成形制造方法对比

与常规的铸造成形工艺相比，可采用锻造、挤压或轧制等塑性成形工艺细化材料内部微观组织，消除材料内部的气孔、疏松等铸造缺陷，提高材料力学性能。常用的高强镁合金多为变形镁合金，如M1、M2、AZ31、AZ61、AZ63、AZ80、ZK60等牌号；轧制成形镁合金多选用Mg-Mn系合金（如MB1、MB8）或Mg-Al-Zn系（AZ31B）与Mg-Li系（LA141），用于制造中厚板与薄板产品。镁合金室温挤压工艺性较差，挤压温度一般高于150 ℃，在175 ℃挤压温度下挤压比可达2.0，在225 ℃下可达3.0，常用的挤压镁合金多为AZ31B、ZM21、ZK60A与HK31等。镁合金室温锻造极易开裂，锻造温度一般控制在200～400 ℃，当锻造温度超出400 ℃时，易产生腐蚀氧化、晶粒粗大等，锻造工艺性能较差。

与多数金属材料不同，镁合金通过选择合适的组织结构与形变温度可获得良好的超塑性，可在应变速率大于0.01 s下获得高达100%以上的伸长率，实现薄壁精密结构的精确成形。MB26镁合金在1.67×10﹣³ ～4.1×10-² s-¹ 应变速率与250～480 ℃温度下具有良好的超塑性；当温度升至350～450 ℃时伸长率可高达520%，在1.17×10-³ s-¹应变速率与400 ℃下伸长率可达1450%。图6为镁合金超塑性成形断后伸长率的实物示意图。

图6 镁合金超塑性成形断后伸长率

对于高弹性模量、高比刚度、高力学性能镁合金制件，可采用粉末成形工艺制备，主要分为快速凝固粉末冶金技术与喷射沉积技术。快凝粉末冶金技术（PS/PM）通过快凝制备RS粉末，再通过粉末固结制成坯料，经塑性变形制得。Mg-Zn、Mg-Al、Mg-Ag、Mg-Ca和Mg-RE系镁合金采用RS/PM法制备的抗拉强度均高于500 MPa，AZ91镁合金采用RS/PM法制备后抗拉强度由313 MPa增至517 MPa，屈服强度由226 MPa增至457 MPa，采用该工艺方法制备的超高强镁合金抗拉强度可高达935 MPa。喷射沉积（图7）采用高压惰性气体雾化合金熔体，形成液滴喷射流直接喷到水冷或其他冷却基体上，经过不断撞击、聚结、凝固形成大块沉积物，再对其进行锻造、挤压或轧制。喷射沉积所制备的沉淀坯料具有冷速高、材料氧化少、力学性能高的工艺特性，与普通铸锭相比，抗拉与屈服强度可分别提高17%与27.8%，铸锭内部晶粒细小、组织均匀，伸长率可增加8.5%以上。采用喷射沉积技术制备的镁基工程合金的力学性能见表12。

图7 镁合金喷射沉积技术原理图

表12 喷射沉积制备镁基工程合金的力学性能

除上述加工工艺外，镁合金较为成熟的加工成形技术还包括大塑性成形技术、等径角挤压技术、高压扭转技术、搅拌摩擦加工技术与累积轧制技术。大塑性成形技术SPD可直接将材料内部组织细化至亚微米乃至纳米级，晶粒细化效果显著，可分为等通道转角挤压与累积叠轧。等径角挤压ECAP具有两个截面相同的通道模具，材料在挤压作用下经过两个通道的转角处（多为90°、120°）产生大剪切塑性变形，经多次重复挤压可获得较高的应变量。高压扭转HPT可细化材料组织并改善材料性能。由于扭转时距中心距离有所差异，材料内部各区域的晶粒细化程度略有差异。搅拌摩擦加工FSP在搅拌头剧烈作用下可产生剧烈的塑性变形，实现材料晶粒细化、微观组织均匀化与致密化。累积轧制对板材进行裁剪、堆垛、轧制、再裁剪，并多次重复循环，以获得所需的累积应变量，具有与ECAE相当的晶粒细化能力，轧制次数越多，材料内部组织越均匀。

在镁合金的加工过程中，不可避免地将产生一些加工碎屑与边角料。为了实现变废为宝，可将石膏浆料渗透到发泡聚氨酯棉内部，再通过加热燃烧去除掉发泡聚氨酯，得到多孔性石膏模具。在石膏模具烘烤焙烧后，对其抽真空利用压力将镁合金熔体渗透到多孔性石膏模具内，采用喷淋与震动破碎清除石膏后即可获得具有连通孔洞的发泡镁合金材料，此工艺制备的发泡镁合金材料可广泛应用于建材、装饰等行业，整个工艺制备过程见图8。

图8 发泡镁合金制备工艺流程