鎂合金作為最輕的工程結構金屬材料，在航空航天、汽車和電子通訊等領域具有良好的應用前景。然而，鎂合金的室溫成形性較差，目前多數商業(yè)鎂合金部件是通過鑄造或壓鑄成型[1~3]。由于鑄造鎂合金的強塑性較低，通過塑性加工改善合金微觀組織、細化晶粒是提高鎂合金力學性能的有效途徑。與鑄造鎂合金相比，變形鎂合金能滿足更多工程結構件的性能需求，具有更大的發(fā)展前景[4]。

近年來，低合金化鎂合金因其優(yōu)異的加工性能受到研究人員的廣泛關注。較低的合金元素含量(質量分數一般小于4%)可以避免形成粗大的共晶相、縮短熱處理時間、降低變形溫度等，但同時導致鎂合金的強度和熱穩(wěn)定性較差[5,6]。隨著人們對輕量化和節(jié)能環(huán)保需求的日益增大，亟需開發(fā)鎂合金加工新技術，生產高性能變形鎂合金。因此，提高低合金化鎂合金的強度、塑性和超塑性成為近年來變形鎂合金的研究熱點。

1高強度低合金化鎂合金

開發(fā)高強度鎂合金可以進一步擴大鎂合金在航空航天、汽車制造和國防軍工等領域的應用。然而，低合金化鎂合金中的固溶原子和第二相顆粒較少，導致其屈服強度普遍較低。目前，研究人員將目光聚焦在溶質原子偏聚區(qū)(G.P.區(qū))強化、析出強化、溶質原子釘扎位錯強化以及細晶強化，實現了高強度低合金化鎂合金的制備(表1[6~13])。

表1不同方法制備的高強度低合金化變形鎂合金[6~13]

Table 1High-strength low-alloyed wrought Mg alloys prepared by different processing methods[6-13]

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通過調控合金成分及優(yōu)化熱處理工藝可以促進形成平行于基面的單層原子G.P.區(qū)(如圖1所示)，提高合金強度的同時減少粗大第二相顆粒對合金塑性的不利影響。G.P.區(qū)的形成受固溶元素、合金元素含量、時效溫度及時間等諸多因素的影響。例如，在峰值時效態(tài)的低合金元素含量Mg-Zn-Ca合金中可以觀察到大量由Mg、Zn和Ca原子組成的G.P.區(qū)，是其時效硬化的主要原因。然而，增加Zn元素含量、提高時效溫度或延長時效時間都可能導致G.P.區(qū)轉化為Ca2Mg6Zn3或Mg2Ca相，降低合金的硬度[14~16]。可見，G.P.區(qū)強化對低合金元素含量Mg-Zn系合金具有重要作用。Ma等[17]計算了不同元素對Mg-Zn系合金中G.P.區(qū)形成的影響，其中Ag和Ca元素可以降低純Zn原子G.P.區(qū)的形成能，而Zr和Al元素會導致形成能升高，表明Ag和Ca可以增強G.P.區(qū)穩(wěn)定性，促進G.P.區(qū)形成。同時，復合添加Ag和Ca可以減小平行于不同慣習面G.P.區(qū)形成能的差異，提供更多的形核位點，提高G.P.區(qū)強化效果。Cihova等[18]通過熱力學計算，設計了一種高時效響應的變形Mg-0.6Al-0.28Ca-0.25Mn (質量分數，%，下同) (AXM100)合金。擠壓態(tài)直接時效(T5)和固溶時效(T6)處理后均形成平行于基面的Al-Ca原子G.P.區(qū)，其中T6處理形成的G.P.區(qū)尺寸更小、數量密度更大，合金的屈服強度分別提高了70和100 MPa。

圖1

圖1低含量Mg-Al-Ca-Mn-Ag合金中平行于基面的單層G.P.區(qū)的高分辨透射電鏡(HRTEM)像和相應區(qū)域的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣

Fig.1HRTEM image taken from the [$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$] direction of low content Mg-Al-Ca-Mn-Ag alloy (a) and corresponding SAED pattern (b) (The arrows in Figs.1a and b indicate the fine G.P. zone and the presence of the G.P. zone, respectively)

然而，鎂合金中的G.P.區(qū)和第二相顆粒一般平行于基面析出，即使數量密度很高，但無法有效地阻礙基面滑移，導致強化效果有限。Nie[19]計算了鎂合金中不同形狀及取向第二相顆粒對基面滑移臨界剪切應力(CRSS)的影響，相同體積分數且抗剪切的柱面板狀相產生的CRSS增量大于基面板狀相和球形相，且隨著長寬比的增加，這種差異顯著增大。Wang等[20]計算表明，柱面板狀相對錐面<c + a>位錯的阻礙效果更強，其次是基面位錯和柱面位錯。此外，Fan等[21]模擬了不同形狀及取向第二相顆粒與孿晶界的相互作用，在以拉伸孿晶為主導的塑性變形中，球形相產生的析出強化效果最顯著，對孿晶界遷移的阻礙作用最強，其次是基面/柱面板狀相，而平行于c軸棒狀相的強化作用最小。Hidalgo-Manrique等[22]發(fā)現，擠壓態(tài)的Mg-1Mn-1Nd合金僅退火0.5 h后在含Mn相的周圍析出平行于{$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$}面的板狀Mg3Nd相，且Mg3Nd相引起了額外的背應力強化。Mendis等[23]研究了In含量對Mg-0.5Ca合金中時效行為的影響，在無法補償晶格畸變的情況下，由于Ca和In元素間的混合焓較大導致片狀Ca-In相沿{$\mathrm{10}\overline{\mathrm{1}}\mathrm{0}$}面析出，為獲得柱面析出相提供了借鑒。進行高強鎂合金的合金化設計和組織調控時，除了析出相的形狀及取向，還需要考慮第二相顆粒被剪切的可能性、與基體的共格程度等因素，從而提高析出強化的作用。

通過空位、溶質原子和第二相顆粒等釘扎位錯，增加位錯運動的阻力，可以進一步提高合金的強度。Bian等[24]發(fā)現Mg-1.3Al-0.8Zn-0.7Mn-0.5Ca(AZMX1110)合金的烘烤硬化效應，變形后僅時效20 min，便觀察到Al、Zn和Ca原子在基面<a>位錯處偏聚，抑制位錯運動，從而提高合金的強度。類似地，Nakata等[7]也在Mg-1.3Al-0.3Ca-0.4Mn (AXM100)合金中發(fā)現了時效后形成Al-Ca原子G.P.區(qū)釘扎位錯，提高強度的同時，斷裂延伸率幾乎不降低。Shi等[8]設計了一種最后階段高于合金固相線的熱處理工藝，促使Mg-1.0Zn-1.0Al-0.5Ca-0.4Mn-0.2Ce (ZAXME11100)合金達到最大的固溶度，時效后溶質團簇釘扎位錯，屈服強度達到270 MPa。最近，Hua等[25]在Mg-1.0Zn-0.45Ca-0.35Sn-0.2Mn (ZXTM1000)合金中觀察到了自然時效的現象，通過預變形引入大量基面<a>位錯和過飽和非平衡空位誘導溶質原子擴散，利用Zn和Ca元素共偏聚釘扎位錯，實現自然時效，提高合金強度，為研究低合金化鎂合金的自然時效現象提供了借鑒。

細化晶粒是提高低合金化鎂合金強度最快速、有效的方法，越來越多的研究人員通過先進的加工技術，制備細晶高強度鎂合金[9]。Kim等[10]通過差速軋制獲得平均晶粒尺寸僅為0.6 μm的商業(yè)AZ31合金，在差速比大于2的軋制過程中通過引入較大的剪切應變，顯著細化晶粒，屈服強度達到382 MPa。Xiao等[26]對二元Mg-2.57Ag合金進行冷軋及退火，利用Ag原子團簇釘扎位錯以及位錯纏結而形成小角晶界，制備出納米超細晶(圖2[26])。同樣，Pan等[9]認為Ca原子向小角晶界偏聚阻礙晶界運動，對Mg-1.02Ca合金形成亞微米細晶組織起關鍵性作用。Ding等[11]利用多道次等徑角擠壓制備出高強AZ31合金(屈服強度372 MPa，抗拉強度445 MPa)，通過調控變形溫度及優(yōu)化路徑，10道次后AZ31合金的平均晶粒尺寸僅為0.37 μm，同時具有較強的基面織構，從而實現超高的強度。Zhao等[12]在研究等徑角擠壓、軋制和電脈沖處理對AZ31組織和性能的影響時，發(fā)現等徑角擠壓結合冷軋可以獲得細晶組織及高密度位錯，合金的屈服強度和抗拉強度分別達到378和410 MPa；進一步進行電脈沖處理，可以獲得均勻細小的再結晶組織，屈服強度降低，但抗拉強度提高20 MPa。最近，Pan等[6]設計一種新型Mg-1.0Al-1.0Ca-0.2Zn-0.1Mn (AXZM1100)合金，通過間接擠壓獲得425 MPa的高屈服強度，同時還保留了11%的斷裂延伸率。由于擠壓溫度較低，在未再結晶區(qū)域形成了高密度的小角度晶界，貢獻較高的晶界強化，但試樣中的殘余位錯較少，對可移動位錯的阻礙小，克服了高強度低塑性的瓶頸，提供了一種強塑性可控的鎂合金的設計策略。

圖2

圖2Mg-2.57Ag合金中Ag原子團簇釘扎位錯形成納米超細晶[26]

Fig.2High-angle annular dark-field (HAADF)-scanning transmission electron microscopy (STEM) images of as-received (a), cold rolled (b, c), annealing at 150oC for 5 min (d), and 150oC for 15 min (e, f) in Mg-2.57Ag alloy[26]

2高塑性低合金化鎂合金

由于鎂合金具有hcp結構，受不同滑移系CRSS差異的影響，室溫變形過程中啟動非基面滑移的難度較大[27,28]。然而，鎂合金的基面滑移無法協調c軸方向的變形，也不能提供多晶材料任意均勻變形所需的5個獨立滑移系，導致鎂合金的室溫塑性變形能力較差，需要在高溫條件進行塑性加工[29,30]。此外，塑性變形后的鎂合金容易形成強基面織構，進一步降低鎂合金的塑性，嚴重阻礙了鎂合金的加工和應用[31]。

室溫條件下，織構是影響鎂合金塑性變形的重要因素。在Mg中引入稀土(RE)元素可以顯著弱化基面織構，改善鎂合金的塑性和成形性[28,32]。此外，RE元素易于在晶界或位錯處偏聚，在變形過程中可阻礙晶界或位錯運動，從而延緩動態(tài)再結晶并細化再結晶組織。Sabat等[28]采用3種不同的變形工藝加工Mg-0.2Ce合金，在合金成分和晶粒尺寸相同的條件下，等徑角擠壓樣品的織構更有利于錐面<c+ a>滑移和拉伸孿晶，使其斷裂延伸率達到38%，高于軋制和多向鍛造樣品。Yan等[31]研究了不同Gd含量對Mg-2Zn合金組織及性能的影響，發(fā)現當Gd含量為0.3%時，再結晶織構明顯弱化，有利于啟動非基面滑移，提高合金的塑性；當Gd含量達到0.7%時，織構進一步減弱，沿軋制方向(RD)和橫向(TD)拉伸的斷裂延伸率分別超過40%和50%。Zhao等[32]通過擠壓制備的Mg-2Gd-0.5Mn合金斷裂延伸率可達51%，其中大部分晶粒呈軟取向，有利于在變形初期激活基面滑移，同時減弱了孿晶對屈服強度的貢獻，顯著降低合金的拉壓不對稱性。Lu等[33]利用擠壓制備了高塑性Mg-2.1Nd-0.2Zn-0.5Zr合金微管，二次擠壓后平均晶粒尺寸由14 μm降低至2 μm，且非基面滑移的Schmidt因子(SF)顯著增大，斷裂延伸率從一次擠壓的23%提高到了二次擠壓的48.8%，可以滿足血管支架的服役需求。這一高塑性微管的研究成果對于鎂合金作為下一代可生物降解心血管支架材料具有重要意義。

近年來的研究[30,34,35]表明，Ca元素可以改善鎂合金的基面織構，促進非基面滑移，提高鎂合金塑性。因此，利用Ca元素替代昂貴的RE元素，降低合金生產成本，也有利于推廣變形鎂合金板材的應用。Zeng等[36,37]比較了低合金元素含量Mg-Zn、Mg-Ca和Mg-Zn-Ca合金的微觀組織及力學性能，發(fā)現Zn和Ca復合添加時織構弱化效果顯著，這可能與Zn和Ca元素在晶界處共偏聚有關，有效抑制了基面取向晶粒長大；同時，Mg-Zn-Ca合金中大量的錐面<c + a>位錯是其獲得更高斷裂延伸率的主要原因。此外，Wu等[38]計算了不同溶質元素及含量對<c+a>交滑移激活能的影響，發(fā)現Zr、Ca和RE元素可以降低<c+a>位錯在錐面II-I間的能量差促進交滑移，從而提高合金的塑性。

晶粒尺寸對鎂合金變形行為也具有重要的影響。通常情況下，隨著晶粒尺寸的減小，在變形過程中孿生受到抑制。Lentz等[39]研究了二次孿晶對不同晶粒尺寸Mg-4Li合金強度及塑性的影響規(guī)律。相同應變下，晶粒尺寸為23 μm的樣品中存在大量二次孿晶，容易產生裂紋；而5 μm的樣品中幾乎沒有觀察到二次孿晶，獲得了較高的斷裂延伸率(35%)。晶粒尺寸還影響了位錯滑移與孿生間的競爭關系。Luo等[40]研究了不同晶粒尺寸對疊軋Mg-3Gd合金力學性能及變形行為的影響(圖3[40])。當晶粒尺寸大于10 μm時，變形以基面<a>滑移和拉伸孿晶為主；當晶粒尺寸小于5 μm時，變形以基面<a>和錐面<c+a>滑移為主；當晶粒尺寸減小為3.3 μm時，不僅獲得了較高的屈服強度，同時斷裂延伸率達到36.6%。

圖3

圖3Mg-3Gd合金中觀察到的具有<c+a>位錯和變形孿晶的晶粒尺寸分布[40]

Fig.3Grain size distribution with <c+a> dislocations and deformation twins observed in the Mg-3Gd samples tensile deformed to failure (The <a> dislocations are not indicated in the figure for clarity. FG—fine grain, CG—coarse grain)[40]

此外，通過優(yōu)化變形工藝也可以提高鎂合金的塑性，如Kim等[41]通過差速軋制制備AZ31板材，引入較大的剪切應變，同時獲得細晶和弱織構組織，斷裂延伸率達到35%；Su等[42]通過對AZ31合金進行高速軋制，獲得含有大量孿晶與剪切帶的變形組織，成為靜態(tài)再結晶的形核位點，顯著弱化織構，斷裂延伸率達到53%；Wang等[43]利用大壓下量軋制獲得具有強弱混合織構的Mg-1Zn-1Sn-0.3Y-0.2Ca (ZTWX1100)合金(圖4[43])，這種在強織構中引入少量隨機取向晶粒的組織有助于協調晶間變形并促進非基面滑移，在不降低屈服強度的同時顯著提高了塑性，為制備高強塑鎂合金提供了一種新的設計思路。

圖4

圖4不同織構ZTWX1100樣品的反極圖以及相應的工程應力-應變曲線和加工硬化曲線[43]

Fig.4EBSD inverse pole figure (IPF) maps, grain size distribution, and corresponding (0002) pole figures of ZTWX1100 samples with basal-random heterogeneous (BRH) texture (a) and basal texture (b), and corresponding tensile engineering stress-strain curves (c) and strain hardening rate versus true strain curves (d) (RD, TD, and ND represent the rolling, transverse and normal directions, respectively;σandεrepresent true stress and true strain, respectively)[43]

3超塑性低合金化鎂合金

超塑性一般是指在一定溫度和應變速率變形時合金展現出優(yōu)異的延伸率(> 100%)，且不產生頸縮現象[44]。超塑性成形可以將棒材或板材直接制備成形狀復雜的零部件，在工業(yè)中受到廣泛的關注。超塑性的產生主要取決于金屬材料的內在特征，包括合金成分、晶體結構、微觀組織等以及是否具有固態(tài)相變的能力，同時也依賴于外在的條件，包括變形溫度和應變速率等(表2[45~52])。

表2不同方法制備的超塑性低合金化變形鎂合金[45~52]

Table 2Superplastic low-alloyed wrought magnesium alloys prepared by different processing methods[45-52]

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鎂合金以細晶超塑性為主，當初始的細晶組織在一定溫度下變形時，需要具有較高的熱穩(wěn)定性，提高晶粒抗粗化能力，從而在變形過程中開啟晶界滑移(GBS)[53]。在高合金化鎂合金中，一般通過大量第二相顆粒釘扎晶界，保持均勻細晶組織；而在低合金化鎂合金中，溶質原子偏聚發(fā)揮重要作用(如圖5所示)。Hua等[45]通過軋制獲得了具有細晶組織的Mg-1.0Zn-0.45Ca-0.35Sn-0.2Mn (ZXTM1000)合金，利用Zn、Ca原子在晶界偏聚及少量第二相顆粒抑制晶粒長大，提高熱穩(wěn)定性，實現了低合金超塑性(573 K和應變速率1 × 10-3s-1條件下，拉伸應變達到410%)。而Somekawa等[46]研究了不同二元擠壓鎂合金的室溫拉伸性能，認為Mn元素在晶界處偏聚促進了晶界滑移，而其他二元合金以位錯滑移主導變形。由于Mg-Mn合金中晶界滑移的貢獻增強，在1 × 10-5s-1應變速率下室溫延伸率達到140%。

圖5

圖5ZXTM1000合金拉伸前晶界處的高角環(huán)形暗場像和對應的能譜線掃描分析

Fig.5HAADF-STEM image (a) and corresponding EDS line-scan analysis (b) of the ZXTM1000 alloy before tension

通常，超塑性鎂合金的平均晶粒尺寸小于10 μm，晶粒尺寸越小，單位體積內晶界的面積越大，晶界滑移的貢獻越大。Kim等[47]通過對擠壓的AZ31合金進行人工冷卻制備出2種晶粒尺寸的樣品，其中平均晶粒尺寸為5.5 μm的樣品在423 K、應變速率3.3 × 10-5s-1時延伸率僅為105%，而晶粒尺寸為1.8 μm的樣品延伸率可以達到320%，可見較低溫度下晶界滑移對超塑性的貢獻顯著增強。álvarez-Leal等[48]報道了混晶結構(大晶粒30 μm，小晶粒1~5 μm) ZK30鎂合金擠壓板材的超塑性變形行為。研究表明，在低應變速率下晶界滑移主導變形，高應變速率時則是以位錯蠕變?yōu)橹鲗Аatanabe等[49]發(fā)現，平均晶粒尺寸約130 μm的粗晶AZ31鎂合金，在高溫、低應變速率下仍具有超塑性(196%)，此時超塑性行為是由位錯蠕變?yōu)橹鲗В@有別于細晶超塑性的變形機制。

當變形溫度較低時，織構對鎂合金的超塑性行為也具有一定的影響，但隨著溫度升高，晶粒長大，影響逐漸減弱。Lin等[50]研究了織構對AZ31合金高溫拉伸的影響，在423 K下和晶粒尺寸相似時，位錯滑移是受應變速率控制的變形過程，等徑角擠壓形成的弱織構有利于基面滑移，其延伸率為460%，是擠壓強織構樣品的3倍。Zhang等[51]研究了織構對AZ31合金超塑性的影響，發(fā)現初始織構中基面與拉伸方向呈45°時，伴隨著基面滑移，晶粒的基面向拉伸方向旋轉，AZ31合金獲得最大延伸率。此外，Somekawa和Singh等[52]認為晶界狀態(tài)對合金的超塑性也有影響，Mg-2.5Bi合金中的平衡晶界更有利于位錯在晶界處滑移/攀移，使其具備室溫超塑性。

4低合金化鎂合金高效率制備技術

細化晶粒和改善織構是提高鎂合金力學性能的有效途徑。大塑性變形技術如等徑角擠壓、多向鍛造、高壓扭轉等，因其可以通過調整工藝參數滿足不同微觀組織需求的特點而受到研究人員的關注[54]。但是，大變形技術主要處于實驗室研究階段，在批量化生產方面仍然存在很大的挑戰(zhàn)，還需要探索可連續(xù)生產、工藝簡單、成本低、適用于鎂合金產業(yè)化的制備技術。

雙輥鑄軋技術可將金屬溶液直接制備成金屬板坯，相比于傳統(tǒng)的鑄錠開坯制備技術，雙輥鑄軋具有短流程、低能耗、低成本等優(yōu)勢[55]。Neh等[56]通過雙輥鑄軋制備的低合金化鎂合金強度可以與傳統(tǒng)軋制制備的鎂合金板材相媲美，其中AZ31、ZE10合金屈服強度可以達到220~245 MPa，抗拉強度達到280 MPa。然而，中心區(qū)偏析和組織中的缺陷問題是雙輥鑄軋目前所面臨的的技術瓶頸。Bae等[57]研究發(fā)現通過選擇適當的合金元素，縮小鎂合金的凝固區(qū)間，在一定程度上可以緩解鎂合金的偏析問題。如果能夠進一步消除偏析現象，雙輥鑄軋可以在低合金化鎂合金的制備方面發(fā)揮更大的作用。

傳統(tǒng)的軋制工藝是高溫、小壓下量、多道次變形，通常每道次間還需要進行熱處理，嚴重降低生產效率。然而，對于第二相含量較少的低合金化鎂合金，可以進行高速、大壓下量軋制。Lee等[58]對AZ31合金進行高速軋制，實現了單道次壓下量80%，獲得平均晶粒尺寸約3.4 μm的細晶組織。Su等[59]研究了軋制速率對AZ31合金微觀組織的影響，發(fā)現軋制速率為15 m/min時，單道次最大壓下量僅為37%，速率提高到1000 m/min，可以實現單道次壓下量72%。Wang等[43]對Mg-1Zn-1Sn-0.3Y-0.2Ca (ZTWX1100)合金采用單道次70%的大壓下量軋制并獲得較高的塑性，為實現短流程制備高性能鎂合金板材提供了參考。

擠壓是鎂合金主要的塑性加工技術之一，但是鎂合金的擠壓速率(一般為1~3 m/min)遠低于鋁合金。擠壓速率慢導致生產效率低，加工成本高，阻礙變形鎂合金廣泛應用。Pan等[13]開發(fā)了可用于快擠壓的高強Mg-2Sn-2Ca合金(坯料直徑45 mm)，擠壓速率可以達到3.6~15.6 m/min。通過調控擠壓參數，屈服強度最高可以達到440 MPa，超過常見的無稀土鎂合金。此外，擠壓后鎂合金通常會形成基面織構，導致塑性較差。Jiang等[60]在24 m/min的條件下成功擠壓不同Zn含量的Mg-0.3Ca-0.1Mn合金(坯料直徑43 mm)，完全再結晶組織和弱基面織構使其獲得37%的斷裂延伸率。當Zn含量為0.2%時，甚至可以在60 m/min的條件下擠壓出表面無缺陷的板材，表明低含量Mg-Ca-Mn-xZn合金在高速擠壓鎂合金方面具有很大的潛力。然而，考慮到產業(yè)化應用，亟需開發(fā)適合大規(guī)格直徑(如直徑≥ 200 mm)鑄錠的快速擠壓成形合金體系和擠壓技術。

5總結與展望

隨著對低合金化鎂合金性能要求和產量需求的日益提高，需要開發(fā)生產成本低、工藝穩(wěn)定、可用于制備復雜結構件的低合金化變形鎂合金。目前，通過合金設計以及先進加工技術可以制備具有高強度、高塑性或超塑性的低合金化鎂合金，為了盡快實現低合金化變形鎂合金從實驗室研發(fā)到產業(yè)化應用的轉變，還需要在以下方面取得進一步的突破：

(1) 開發(fā)高強高塑變形鎂合金。目前的加工技術可以制備具有高強度或高塑性的低合金化鎂合金，但是很難實現強塑性同時提高。基于先進加工制備技術研發(fā)，如果能同時實現晶粒細化和織構弱化，則有可能在保證合金強度的前提下提高塑性或成形能力，可控制備低合金化高強塑變形鎂合金。

(2) 提高低合金化鎂合金熱穩(wěn)定性。低合金化鎂合金的高溫性能較差限制了其進一步工業(yè)應用。提高鎂合金的熱穩(wěn)定性不僅可以抑制熱加工過程中晶粒快速長大，還有利于提高合金的高溫拉伸性能和高溫抗蠕變性能等。目前，主要的設計思路是溶質原子偏聚抑制晶粒長大，如何進一步提高合金的熱穩(wěn)定性，是低合金化變形鎂合金的重要研究方向。

(3) 探索低合金化鎂合金高效成形技術。鎂合金板(型)材的工業(yè)化生產至今仍面臨很多挑戰(zhàn)，亟需探索出既能提高鎂合金力學性能，又能滿足實際生產需求的塑性變形加工技術。對于鑄軋、擠壓、軋制等生產成本低、工藝穩(wěn)定的變形技術進行深入的研究，調控制備工藝參數，使合金獲得最優(yōu)的力學性能，早日實現低合金化鎂合金的產業(yè)化應用。

(4) 提高低合金化鎂合金耐腐蝕性。鎂合金的耐腐蝕性較差導致其需要表面處理后進行服役，也是其作為醫(yī)用植入材料亟待解決的關鍵問題。目前，表面處理和制備涂層等技術仍存在工藝復雜、生產成本高、機械耐久力差、界面結合力弱等問題。通過微合金化及組織調控等方式提高鎂合金的耐腐蝕性，結合表面改性，實現低合金化變形鎂合金的結構功能一體化是鎂合金發(fā)展的重要趨勢。

來源--金屬學報