航空航天用镁合金的研究进展

蒋 斌，刘文君，肖 旅，董含武，张 娜，程仁菊，宋江凤，张丁非，潘复生

(1.重庆大学 材料科学与工程学院，重庆 400030； 2.重庆理工大学 材料科学与工程学院，重庆 400054；3.重庆市科学技术研究院，重庆 401123； 4.上海航天精密机械研究所，上海 201600)

0 引言

镁合金作为最轻的金属结构工程材料，因具有比强度高、比刚度高、阻尼减振性能强、液态成型性好、能屏蔽电磁辐射、易于回收利用等显著优点，故在交通、能源、航空航天等领域展现出重要的应用价值和良好的应用前景[1-3]。目前，世界上约有70%的汽车方向盘骨架材料已由镁合金替代，部分汽车的座椅骨架、轮毂、仪表盘支架、中控支架等也全部使用镁合金材料。同时，镁合金轻量化效果显著，在飞行器和航天器上的应用不仅大大降低了这些产品的生产成本，更改善了设备的机动性，提高了其生存能力。但镁合金高温强度差、抗蠕变性能差、耐腐蚀性能差、铸造缺陷严重、塑性变形差等缺点，严重限制了其在航天领域的广泛应用。本文从合金系划分出发，对航空航天用高性能镁合金的研究现状与应用进行了回顾，并对镁合金的应用前景进行了展望。

1 Mg-Al-Zn系合金

Mg-Al-Zn(AZ)系[4-9]合金属于中等强度高塑性镁合金，其室温强度、塑性和耐腐蚀性匹配较好，且价格较低，是目前牌号最多、应用最广的镁合金系列。基于铝元素的加入，在提高合金强度和硬度的同时，拓宽合金凝固区间，改善合金铸造性能，主要形成了以AZ31，AZ61，AZ80为代表的变形镁合金和以AZ91为代表的铸造镁合金。与变形镁合金相比，铸造镁合金的应用尤其广泛，在欧洲有85%以上的AZ系列产品均为铸件。铸造镁合金具有优良的铸造性能和切削加工性能，常用于航空动力系统，如发动机、直升机传动系统等的机匣及壳体类零部件，能很好地满足零部件对合金性能的要求[10-13]。

室温下AZ系镁合金组织主要由α-Mg和非连续网状分布的低熔点β-Mg17Al12组成。受低熔点第二相高温软化影响，AZ系镁合金的使用温度不能超过120 ℃，否则会导致合金强度和蠕变性能急剧下降。针对航天应用的耐热性问题，可通过添加少量Si、Ca、Sr、稀土元素等来改善合金的高温强度与抗蠕变性能。加Si后形成的Mg2Si硬质相可在以细小弥散形式分布的情况下，使合金获得较高的强度和延伸率[14-16]。其中，AS41(Mg-4.0Al-1.0Si)具有较高的强韧性，完全可满足材料在150 ℃以下时的使用要求，在汽车发动机曲轴箱和风扇外壳上得以应用。由于有Al2Ca和Mg2Ca这2种高温稳定相的形成，因此Ca元素成为耐热镁合金的重要添加元素。日本研制的ACM522(Mg-5Al-2Ca-2RE)[17-18]展现出了比AE42更优良的抗蠕变性能。含Sr耐热镁合金AJ52X在150～170 ℃时表现出了优于AE42和A380的抗蠕变性能，并在175 ℃时展现出了与AZ91D较为接近的耐蚀性和工艺性能[19]。

AZ91铸造镁合金是最典型和常用的AZ系合金，其铸造性、耐蚀性和力学性能均较好，主要用于复杂薄壁件的压铸成形。该合金的高温力学性能和抗蠕变性能主要是通过添加Ce，Y，Nd，Sc等稀土元素来提高。研究发现[20]，Ce元素的单独添加对合金的高温力学性能影响不大，而Y，Nd，Sc等元素的单独添加却可显著提高合金的高温抗蠕变性能。LIN等[21]在添加质量分数为0.15%～0.45% Sc的AZ91镁合金中，获得了晶粒尺寸在486～561 μm的显著细化铸态组织，同时Mg17Al12相的形成被明显抑制。Al3Sc的形成及后续的固溶时效，使得AZ91合金的抗拉强度稳定在200 MPa以上，屈服强度在110 MPa以上。ZHANG等[22]通过添加富铈混合稀土(RE)与Sr，发现AZ91-0.5RE加0.2%Sr后，合金的抗拉强度和延伸率分别提高了26%和76%，而在150 ℃/50 MPa的蠕变性能测试中，AZ91-0.5RE-1.0Sr合金表现出最佳的抗蠕变性能。复合添加的合金元素在镁合金基体中形成多种高熔点稳定相，可起到细晶强化、晶界强化、固溶强化和弥散强化的作用，从而提高合金的室温与高温强度。

在铸造镁合金中添加微量稀土元素，除能有效改善合金组织和微观结构，提高合金室温和高温力学性能外，还可增强合金的耐蚀性。因此，在镁合金中添加稀土元素，一方面能有效改变镁合金腐蚀层结构，强化阴极相控制，影响合金腐蚀的电化学过程，从而提高镁合金的耐蚀性能；另一方面可净化镁合金表面层，使表面活性点减少或消除，从而提高镁合金的耐蚀性能。大量研究表明：微量稀土元素(如Ce，Y等)的添加，可使合金的腐蚀电阻增大1倍，均匀腐蚀效果降低50%以上，耐腐蚀性能得到明显改善。这主要是因为稀土元素的加入具有合金强化与熔体净化的效果，可抑制腐蚀过程的发生与扩展。周谢等[23]在不同Er质量分数的AZ91D合金腐蚀行为研究中发现，添加0.4%Er后,镁合金的自腐蚀电流密度小于空白试样的自腐蚀电流密度，且0.4%Er对镁合金的点蚀起到明显的抑制作用。SONG等[24]发现，Er，Ce元素改性AZ91镁合金可通过抑制β-Mg17Al12相的阴极作用，提高表面膜的致密性，改善合金抗局部腐蚀性能，从而极大提高AZ91镁合金的抗应力腐蚀性能。

2 Mg-Zn-Zr系合金

Mg-Zn-Zr(ZK)系合金属于高强度变形镁合金。Zr元素的添加为结晶提供了异质形核核心，可加快形核速率，细化合金铸态组织，同时还能显著缩小合金的结晶区间，减少合金的缩松、热裂等铸造缺陷，提高合金的铸造性能和力学性能。目前，铸态ZK61合金由于力学性能好和承载能力高，因此在飞机轮毂、起落架支架等受力件上替代AZ91铸造镁合金使用。但在工业应用中，通常将Zr的质量分数控制在0.6%～0.8%，以获得最大的晶粒细化效果和强化效果，如ZK60等。

ZK60合金铸态组织主要由α-Mg基体和MgZn，MgZn2共晶组织组成，共晶组织铸态下主要以片层状、鱼骨状、颗粒状等分布于晶界和枝晶间。虽然Zr元素提高了合金的强度，但其塑性变形能力较AZ系镁合金要差，因而通常采用变形和热处理来改善合金性能。研究发现[25-29]，挤压态ZK60经固溶+时效处理后，其屈服强度可达333 MPa，抗拉强度达373 MPa。锻造ZK60镁合金经200 ℃人工时效后，其力学性能配合最优，抗拉强度达到260 MPa，延伸率达到16%。轧制态ZK60合金经固溶处理后，合金强度降低，而随后的时效处理则使合金因第二相的析出而强度增大，塑性降低。同时，固溶处理后的合金疲劳强度和各个应力梯度的疲劳寿命均有所提高，而时效处理则会降低合金的疲劳强度。陈立佳等[30]特别对热处理后的挤压态ZK60合金进行了疲劳性能评估，发现时效处理和固溶+时效处理可有效提高合金在较高外加总应变幅下的疲劳寿命，但降低了合金在较低外加总应变幅下的疲劳寿命。

为开发更高强度和抗蠕变性能的ZK系镁合金，研究人员开始向合金中添加稀土元素。稀土元素的加入使合金铸态组织中出现了Mg-Zn-RE化合物，并以分离共晶体分布于晶界处，从而提高合金的强度和塑性，同时，添加一定量的稀土元素还可大大改善合金的铸造性能。其中，具有代表性的ZE41和EZ33合金已得到广泛应用。ZE41合金因在150 ℃时仍能保持机械性能不变，而主要以铸态形式应用于变速箱。DING等[31]对ZE41进行多次等径角挤压后，获得了屈服应力230 MPa，伸长率20%的良好综合力学性能。EZ33因其良好的高温抗蠕变性能，而被广泛应用于喷气发动机。SIEBERT-TIMMER等[32]在175 ℃和50 MPa 试验条件下的压缩蠕变性能研究中，发现EZ33锻造镁合金在24 h后只有0.3%的总塑性变形，展现出均匀的弹性反应。RYSPAEV等[33]更在特殊热加工成形的EZ33镁合金中观察到超塑性变形。

ZK60变形镁合金受强度和塑性的影响，应用有限，还处于不断研究探索中。ZK60主要采用稀土元素改性，以提高合金的强度与塑性。研究指出[34-38]，微量Er元素可使ZK60镁合金的流变应力和应力峰值增大，平均激活能降低，且在160～320 ℃变形温度下，提高合金动态再结晶的临界应力值，进而促进晶粒的细化。添加微量Y元素则可在Mg-5Zn-0.8Zr合金中生成I相(Mg3Zn6Y)和面心立方结构的W相(Mg3Zn3Y2)，从而细化合金组织，获得较高塑性，并将挤压态合金的电磁屏蔽性能在频率范围内提高到79～118 dB。当Y添加量为0.5%时，合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率分别可达334 MPa，258 MPa和12.2%，而0.2%Y和0.5%Ce的复合添加则使合金的屈服强度达到300 MPa以上，延伸率稳定在11.2%。曾祥亮[35]向ZK60合金中复合添加Cd和Nd后，发现Cd和Nd完全互溶，具有固溶强化作用，且Nd与Mg，Zn形成的Nd3Mg6Zn11共晶相会阻碍位错运动，使其挤压态合金的抗拉强度和屈服强度分别提高到334 MPa和300 MPa。此外，稀土元素的加入还可提高合金的阻尼性能。刘莉滋[34]对Nd掺杂的ZK60镁合金阻尼性能进行了测试，发现Nd元素的加入不仅细化了合金显微组织，还提高了合金的应变特性，使其在应变振幅ε处于中等范围内(1×10-4≤ε≤4×10-4)时表现出了良好的阻尼性能。

3 Mg-RE系合金

传统的Mg-RE系合金主要是WE系列镁合金，其因具有强度高、耐热性好、综合性能良好等众多优点，而得到较为广泛的使用。最典型的合金是强度较好的WE54(Mg-5Y-4RE)合金，以及综合力学性能良好的WE43(Mg-4Y-3RE)合金。近年来，国内对WE系列合金的研究，除在WE合金上应用新发展的加工方法外，主要集中在对WE系列合金的成分改良上，以发展自主知识产权的耐热镁合金。

吴伟等[39]应用等通道挤压(ECAP)对WE43(Mg-4Y-3Nd-0.7Zr)合金进行了加工，通道夹角为90°。在325 ℃下挤压4次，可提高合金在350 ℃以上时的塑性，在拉伸速率接近10-3s-1时，合金塑性的提高幅度最大，能提升约3/4，达到接近150%。挤压还能提高合金在250 ℃及其以下时的强度，但合金在250 ℃以上时的强度则有所降低。

对WE系列合金的成分改良，多集中在稀土元素的添加上。如用钆(Gd)部分替代WE54合金中的钕(Nd)时[40]，合金经T6处理后晶粒球化，晶内和晶界上析出3种稀土元素的细小Mg-RE相，合金在300 ℃下的抗拉强度和屈服强度分别可达220 MPa和180 MPa。WE43合金中少量的Nd被Gd替代(Mg-4Y-2Nd-1Gd)后[41]，合金在最优化条件(525 ℃×8 h+225 ℃×16 h)下经热处理后，屈服强度、抗拉强度、伸长率分别为180 MPa，297 MPa，7.4%；合金在200 ℃以下时为强烈的沿晶断裂，300 ℃以上时为典型的韧窝型韧性断裂。如用Sm替代Nd时[42]，Mg-4Y-4Sm-0.5Zr具有最佳的综合力学性能，该合金在经350 ℃以上热挤压并时效处理后，最高抗拉强度达到400 MPa，屈服强度超过300 MPa，伸长率仍保持在约7%。研究还表明：该合金在450 ℃时的变形机制以晶界滑移为主，而200 ℃×180 MPa下合金的压缩蠕变则以位错攀移为主，压缩蠕变应力指数为4.1，具有较好的抗压缩蠕变性能。

降低稀土元素的质量分数，以降低合金成本，这也是努力的方向之一。如对WE53(Mg-5Y-2Nd-1Gd-0.5Zr)合金的研究表明[43]：经525 ℃×8 h固溶处理后，合金中的第二相几乎完全溶解，强度提高约10%，塑性由10.2%提高至14.5%；时效可显著提高合金的强度，但合金塑性大幅下降；将合金在350 ℃下进行挤压(挤压比10)，屈服强度提高至220 MPa，抗拉强度达到310 MPa，而塑性接近15%。

4 新型高性能镁合金

4.1 新型Mg-Gd系高强镁合金

Mg-Gd合金是俄罗斯的ROKHLIN于20世纪70年代在苏联拜可夫冶金研究所的研究基础上发展起来的。稀土元素钆(Gd)在Mg合金中有较大的固溶度(最大固溶度23.49%)，且Gd在Mg中的固溶度随温度变化较大，能同时对镁合金进行固溶强化和第二相强化。Mg-Gd的金属间化合物还具有较高的熔点，适合发展热稳定性好、强度高的镁合金。此外，当Mg-Gd合金中含有Y，Zn等元素时，可生成强度较高且塑性良好的长周期堆垛有序结构(LPSO)的Mg-RE-Zn三元或多元金属间化合物。该结构能在保持合金高强度的同时，提高合金的塑性。因此，Mg-Gd合金成为近年来高强镁合金研究的热点。

由于金属Gd密度较大，因此Mg-Gd合金的密度也较大。研究者除应用其他一些重稀土元素(如Er，Sm等)部分替代Gd外，主要是应用密度较小的Y元素和轻稀土元素Nd来替代合金中的部分Gd元素，以降低Mg-Gd合金的密度；Zn和Ag元素常被用于改善Mg-Gd合金的性能；Zr则对Mg-Gd合金有显著的晶粒细化效果。由这些元素组合出Mg-Gd-Y-Zr，Mg-Gd-Nd-Zr，Mg-Gd-Zn-Zr，Mg-Gd-Ag-Zr，Mg-Gd-Y-Ag-Zr，Mg-Gd-Y-Zn-Zr等多个系列的合金[44]。

Mg-Gd-Y-Zn-Zr等合金中能生成LPSO结构，具有良好的综合性能，因而得到较多关注。LPSO结构是一种长周期性堆垛层错有序和成分有序的晶体结构，从某种意义上说是层错的有序堆垛[45]。具有低层错能的Mg合金是产生LPSO结构的温床，14H和18R是Mg合金中最常见的LPSO类型。18R型LPSO结构一般在3个剪切方向表现为相同的ABCA型的4层结构单元[46]；单个18R结构存在应变，且3个结构单元剪切应变相同。14H型LPSO结构一般由2个相反方向的ABAC型结构单元，以及结构单元件的2层镁原子组成，其相邻结构单元的正负剪切应变相互抵消，总剪切应变为零，故比18R型结构能量更低，热力学稳定性更强。14H型LPSO可在Mg-Gd-Y-Zn等经350～500 ℃热处理后由晶界处的共晶β相和18R型LPSO结构再转化而来，或直接出现于合金基体中[47-48]。由于LPSO结构可同时提高镁合金的强度和塑性，因此含LPSO结构的Mg-Gd等合金得到较多的关注。

我国具有稀土资源优势，尤其拥有较多的Gd等重稀土资源。国内的研究人员充分利用稀土资源优势，应用Gd元素来开发具有自主知识产权的合金，以替代WE系列合金，并取得了不错的效果。

重庆大学将Mg-9.23Gd-3.29Y-1.24Zn-0.87Mn挤压成棒并进行时效处理[49]。当挤压比为11时，挤压+时效后的合金抗拉强度高达502 MPa，屈服强度达到410 MPa，伸长率为3.8%；当挤压比为42时，挤压+时效后的合金综合力学性能较好，抗拉强度和屈服强度分别为484 MPa和390 MPa，塑性达到5.0%。

上海交通大学开发的JDM2合金是一种Gd质量分数为10%以上的高强度Mg-Gd-Y合金[11]。室温下，其抗拉强度和屈服强度分别为370 MPa和240 MPa，伸长率约为4%；其T6态合金可在250 ℃下使用，此时的拉伸强度仍高于300 MPa；其蠕变性能良好，比WE54合金具有更好的高温与常温力学性能。该合金的挤压态表现出明显的时效硬化现象，400 ℃挤压时效后(T5态)的屈服强度为314 MPa，抗拉强度达到422 MPa，伸长率为3.7%。

重庆大学与重庆市科学技术研究院联合开发了VW92E(Mg-Gd-Y-Zn-Zr)合金。T4处理态合金的屈服强度和抗拉强度都接近260 MPa，塑性达到18.7%。经T6处理后，合金的屈服强度提高至284 MPa，抗拉强度高达357 MPa，塑性保持为9.7%。合金还具有优良的铸造性能、极佳的高温力学性能、良好的疲劳性能，各项指标均远优于WE43A合金，具有很好的实际应用潜力。

4.2 新型Mg-Gd系中等强度高塑性镁合金

重庆大学对Gd质量分数为2%～6%的Mg-xGd-0.6Zr合金进行了研究[50]，开发出了具有中等强度的高塑性Mg-Gd合金，合金的抗拉强度均在205 MPa以上，塑性高达30%以上，且全部为韧性断裂。经挤压后，Mg-6Gd-0.6Zr铸态合金强度最高，抗拉强度为237 MPa，屈服强度为168 MPa，塑性达到33.4%；经时效后，挤压态Mg-6Gd-0.6Zr合金的抗拉强度和屈服强度可分别提高至243 MPa和175 MPa，延伸率仍然保持在30%以上。Mg-4Gd-0.6Zr挤压态合金能在抗拉强度和屈服强度分别达到207 MPa和145 MPa的情况下，表现出高达43.4%的极高塑性。

4.3 新型Mg-Li系高塑性镁合金

Mg-Li合金是工程应用中最轻的无毒金属结构材料，其比强度为钢铁的20倍以上[51]，高于常见的其他种类合金，且可降低合金的c/a轴比，从而使合金塑性得到很大改善[52-53]。Mg-Li合金在4 K的极低温下仍能表现出高达12%的塑性[52]，还可吸收高能射线，是航天领域中优选的高性能镁合金材料。

美国在20世纪五六十年代对Mg-Li合金进行了大量的研究，开发了LZ91(Mg-9Li-1Zn)、LAZ933(Mg-9Li-3Al-3Zn)、商业化的LA141(Mg-14Li-1Al)等合金，将其广泛用作航天领域的次级结构材料[54]。苏联也开发了MA21(Mg)等牌号合金，并将其应用于登月车[55]。1990年起，日本也对Mg-Li合金进行了研究。近年来，我国的哈尔滨工程大学、中铝公司郑州研究院、西安四方超轻材料有限公司等多家单位对Mg-Li合金进行了较为广泛的研究，该系合金也在我国航天领域得到了越来越广泛的应用[56-58]。

Mg-Li合金依据Li质量分数的不同，可分为3类：1) Li质量分数低于5.3%的是密排六方结构的单α相Mg基合金；2) Li质量分数高于10.7%的是体心立方结构的单β相Li基合金；3) Li质量分数介于两者之间的是同时含有α-Mg和β-Li两相的双相合金。3种类型的合金结构不同，性能也有较大差异。

重庆大学对Mg-Li合金的力学性能与微观结构特征进行了较为综合的研究[59]，比较了3种晶体结构的Mg-Li合金变形加工后的性能特征。研究发现，将3种类型的Mg-Li合金在250～280 ℃下挤压成板材并热轧退火后，单α相的LA51(Mg-5Li-1Al)合金的抗拉强度约为170 MPa，屈强比低至0.55，且延伸率高于30%；LA91(Mg-9Li-1Al)双相与单β相的LA141(Mg-14Li-1Al)合金塑性良好，抗拉强度普遍低于LA51合金，且屈强比都较高。值得注意的是，LA51合金的微观结构为大量的细小等轴晶，力学性能的各向异性很低。因此，Li质量分数较低的单α相的Mg-Li合金经过并不复杂的变形加工，就可获得具有较高的抗拉强度、较低的各向异性水平，且屈强比较低而过载容限较大的Mg-Li合金。

在单α相Mg-Li合金的研究中，制备了Li质量分数为1%，3%和5%的3种AZ31合金的挤压+轧制+退火态，发现300 ℃退火30 min后，合金的各向异性相对较小，3种合金的应力应变曲线都出现了屈服现象。值得注意的是，300 ℃退火30 min后的LAZ331(Mg-3Li-3Al-1Zn)与LAZ531(Mg-5Li-3Al-1Zn)2种合金的拉伸曲线上出现了锯齿波现象，合金呈现动态不稳定性，类似现象在多种Li质量分数为4%～5%的Mg-Li合金中出现[60-62]，而Li质量分数较小的LAZ131(Mg-1Li-3Al-1Zn)则表现良好。此外，宏观织构研究表明：LAZ131合金的基面织构较强，晶粒取向的一致性较高，合金表面性质与性能的均一程度较高；随着Li质量分数增加，合金晶粒取向的随机性增加，合金表面不同区域性质与性能的均匀性降低。

进一步的研究还表明：晶粒细化剂Al-5Ti-1B能明显细化LAZ131合金的晶粒，对合金强度提高的程度有限，但合金的各向异性降低，特别是屈服强度基本达到各向同性。究其原因，主要是细化剂不仅细化了合金的晶粒，还使合金晶粒的取向更为分散，从而降低了合金的织构强度。

综合看来，从合金力学性能均匀性的角度考虑，选用Li质量分数为1%左右的单α相Mg-Li合金，在合金中添加晶粒细化剂，并经简单加工后，就可得到较为满意的结果。若需要选取合金表面均匀性较强、力学性能水平较好的Mg-Li合金，则直接选用Li质量分数为1%左右的单α相Mg-Li合金，并进行适当的加工，而无需添加晶粒细化剂。

5 镁合金在航空航天上的典型应用

镁合金因具有质量轻，比强度、比刚度高，阻尼减振性能好，以及能屏蔽电磁辐射等一系列优点[63-65]，而在大飞机、载人航天、探月工程等航空航天领域展现出了良好的应用前景。高性能镁合金的成功应用，可大幅减重和缩小航天零部件的体积，从而降低能耗，简化结构，降低加工难度，节约加工成本。镁合金在航空航天上的早期应用主要是飞机，如图1所示，用于蒙皮、发动机、变速装置、框架等重要部位上，实现零部件的大大减重与设备操控性能的大大提升。

图1 美国B-36轰炸机(阴影部分为镁合金材料)Fig.1 American B-36 bomber (magnesium alloy materials marked by shadows)

目前，已研究出的高温镁合金，如WE43，WE54，被广泛应用于新型航空发动机齿轮箱和直升机的变速系统中，能较好地服役于振动、沙尘、腐蚀、高温等恶劣环境，如西科斯基公司的S-92型直升机、贝尔BA-609型倾斜旋翼飞机和欧洲的NH90直升机。同时，EQ21，EQ22，ZE41，AM50，AM80，AZ91等镁合金也在飞机零部件上得到了应用，如座椅、踏板、轮子，以及各种电子附件等。AZ32B-H24和AZ91B也在GAR-1型Falcon(“隼”)空对空导弹的弹体制造中得以应用。

飞机上常用的几种镁合金零部件如图2所示[64]。图2(a)为门止动配件，其三向尺寸平均在60 mm左右，主要采用AZ80和WE43锻件制造，可实现比铝合金门止动配件减重约30%。图2(b)为压缩机叶轮，其直径为220 mm，高度为103 mm，采用AZ80和WE43锻造成功，并减重30%。图2(c)为压缩机上壳，合金材料为WE43或WE54，分别经过了5 500 kN的一次锻造和10 500 kN的二次锻造，再经T5处理和阳极氧化镀膜后获得。服役性能高达200 ℃，比铝合金制品成功减重约30%。图2(d)为G-150服务门，其尺寸为1 170 mm×1 240 mm，由AZ31B-H24或ZK10A经过超塑性成形获得。

图2 镁合金在航空航天零部件上的典型应用Fig.2 Typical applications of magnesium alloys in aerospace components

6 结束语

基于镁合金轻量化效果显著、综合性能较好等特点，其在航空航天应用上具有绝对的优势。目前，镁合金的总体规模较小，主要用在航空航天领域的非主要承力构件上，应用量不大，但依然呈现逐年增长的趋势。总体而言，镁合金应用量取决于先进镁合金的研发进度，在某些基础共性关键技术、精深加工技术、应用技术研发等方面，仍然存在较多的难题，使得镁合金的产品质量稳定性差、成本较高，高附加值产品呈欠缺状态。可以预计，随着镁合金新材料、新技术的不断研发与创新，其工业化应用步伐必将加快，而其在航空航天零部件上的应用价值将不可估量。