新型高强度低合金化镁合金研究进展

程仁山，潘虎成，谢东升，李景仁，谢红波，秦高梧

(东北大学材料学院 材料各向异性与织构教育部重点实验室，辽宁 沈阳 110819)

1 前 言

镁合金作为最轻的金属结构材料，具有密度小、比强度高、导热性能好和阻尼减震性能优良等一系列优点，在航天航空、交通运输和移动通讯等领域有着广泛的应用前景[1-3]。近年来，随着环境问题的日益严峻，为了达到轻量化和节能减排的目的，汽车和高铁等行业对低密度高性能镁合金的需求不断增加[4, 5]。然而，与钢铁和铝合金相比，镁合金具有较差的室温成形性以及相对较低的绝对强度，导致其在实际应用中仍然面临一些挑战[6]。目前，研究者们主要通过合金化、塑性变形和热处理等方法对镁合金的微观组织进行调控，以期获得综合力学性能优异的新型镁合金，进而满足实际工况需求。

通常，在镁合金中添加稀土(rare earth, RE)元素可以显著提高其力学性能，特别是高溶质含量的RE元素，如钆(Gd)、钕(Nd)和钇(Y)等。前期研究表明，经过热变形(如轧制、挤压等)获得的高溶质含量稀土镁合金的强度可以达到500 MPa以上[7-9]。但是，与Mg-RE系合金相比，非稀土镁合金具有价格低廉、资源丰富以及密度更低等优点，使其在工业领域的规模化应用方面更具优势。因此，非稀土镁合金的产业化应用潜力更大,例如，目前开发的一些新型非稀土镁合金的强度已达到400 MPa以上，但此类合金所含的溶质元素含量一般较高(质量分数>10%)[10-12]。

低合金化的镁合金，因其具有优异的热加工性能、高的耐腐蚀能力以及低成本(密度)等优势而引起了国内外学者的广泛关注。同时，较低的合金化元素含量可以避免共晶第二相的形成和析出，从而提高镁合金的塑性。然而，目前研究人员开发低合金化镁合金更侧重于使其具有良好的室温成形性能，导致其绝对强度水平普遍较低，因此设计并制备出高强度低合金化的镁合金对于进一步拓宽镁合金材料的应用领域具有重大意义。

众所周知，晶粒细化是提高镁合金力学性能最有效的方法之一。通过剧烈塑性变形(severe plastic deformation, SPD)技术可以制备亚微米或纳米尺寸的超细晶粒镁合金，从而获得超高强度镁合金[13]，主要的SPD技术包括等径角挤压(equal channel angular pressing, ECAP)、异步轧制(different speed rolling, DSR)和累积叠轧(accumulative roll bonding, ARB)等。然而，以上制备工艺成本较高且无法实现规模化生产，因此如何基于传统制备工艺获取超细晶(纳米晶)、大尺寸的变形镁合金材料是未来高强度低合金化镁合金研发的关键问题。本文综述了近年来国内外学者分别在高强度低合金化Mg-RE、Mg-Al、Mg-Ca和Mg-Zn系合金的研究进展，并分析了不同体系高强度低合金化镁合金的高强高韧化机理，最后展望了未来高性能镁合金研究的发展方向。

2 高强低合金化镁合金研究进展

2.1 Mg-RE系合金

稀土(RE)元素作为一种微合金化元素，具有独特的核外电子排布，因此其对镁合金强度的提高有着显著的促进作用[14]。常规Mg-RE系合金的强化机制主要包括细晶强化、固溶强化和析出强化等；Mg-RE-Zn(Ag)等合金体系中出现的高密度的长周期堆垛有序结构(long-period stacking ordered structure，LPSO)，同样有助于镁合金强度的提高[15, 16]。此外，在镁合金中添加RE元素还可以起到除氢、除氧、改善合金熔体流动性和降低合金微孔率等作用[17]，从而提高镁合金铸锭的冶金质量，使镁合金的力学性能(特别是冲击韧性、抗疲劳损伤等方面)得到提升。因此，人们对高性能Mg-RE系合金的开发有着广泛的兴趣。然而，大多数高性能Mg-RE系合金中所含稀土溶质元素的含量往往较高(质量分数>10%)，这不仅大大增加了Mg-RE系合金的制造成本(铸锭成本和加工成本同时提升)，同时也削弱了其轻质减重的效果，因而开发高强度低合金化的Mg-RE系合金具有十分重要的工程和科学意义。

钐(Sm)作为一种轻RE元素，在Mg中的固溶度随温度的下降而降低，温度分别在540和200 ℃时，Sm在Mg中的固溶度分别为5.7%和0.4%(质量分数，下同)[18]，同时，在此过程中Sm和Mg会形成高熔点的强化相，因此Sm元素的添加对镁合金有较好的固溶强化和时效强化效果。此外，相比于Gd和Y，Sm的价格相对便宜，并且在低溶质含量条件下就可以实现镁合金的高强化，因此，相比于Mg-Gd和Mg-Y系合金，Mg-Sm系合金的研究价值和应用潜力更大。Guan等[19]对Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金的微观组织和力学性能进行了研究，发现该合金经挤压后得到了细小的动态再结晶晶粒(～0.47 μm)，并且产生了大量的〈c+a〉位错；进一步经T5时效处理后，高密度纳米尺度盘状β′相(底心斜方相)和薄片状β″相(Mg3Sm相)从该基体中均匀弥散析出(图1)，使得该合金的屈服强度达到了～416 MPa，同时延伸率达到了～5.1%。

图1 Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr合金[19]：(a)合金析出相的TEM照片和选区电子衍射花样,(b)挤压+T5时效处理后合金中β′和β″相的放大照片Fig.1 Mg-3.5Sm-0.6Zn-0.5Zr alloy[19]: (a) TEM image and the corresponding SAED pattern of precipitates of the alloy, (b) the magnified image of both β′and β″ phases of the alloy after extruding+T5 aging treatment

Nd元素的添加可以大幅提升镁合金的室温和高温力学性能[20]。通常，在Mg-Nd系合金中添加少量的Zn和Zr等元素，可以达到更好的固溶强化和析出强化效果，从而提升镁合金的强度。与此同时，通过优化热变形工艺(如轧制、挤压等)，也可以将Mg-Nd系合金的晶粒尺寸细化至亚微米(甚至纳米)尺度，从而进一步大幅度提升Mg-Nd系合金的强度。Jiri等[21]通过挤压工艺制备了一种高强度的Mg-3Nd-0.5Zn合金，其室温抗拉强度最高可达～385 MPa，同时延伸率为～2.8%，该合金的不足之处在于其延伸率较低。在此基础上，Yuan等[22]通过二次挤压工艺制备了Nd元素含量分别为2.1%和2.8%的Mg-Nd-0.2Zn-0.4Zr系列合金，研究发现，当Nd元素含量为2.1%且在较低的温度下挤出时，该合金中形成了大量细小的动态再结晶晶粒以及较强的基面织构，同时有大量Mg12Nd纳米相沿晶界析出，其屈服强度为～541 MPa，延伸率为～3.7%。

2.2 Mg-Al系合金

Mg-Al系合金具有易于熔炼、密度较小和价格便宜等特点，且表现出较好的固溶强化和析出强化效果，合金中Al还可以起到改善镁合金耐蚀性能、降低镁合金凝固时的收缩率以及提高熔体流动性的效果，因而Mg-Al系合金目前在工业上有着广泛的应用。

近年来，国内外学者通过ECAP、DSR和ARB等工艺开发出了诸多高性能低合金含量的Mg-Al-Zn系合金(AZ31镁合金为典型代表)。其中，ECAP和DSR工艺可以通过剪切变形达到细化晶粒的效果。Chang等[23]通过ECAP工艺制备了Mg-3Al-1Zn合金，其晶粒尺寸达到了～0.37 μm，同时其室温屈服强度为372 MPa、抗拉强度为445 MPa、延伸率为9.7%。Kim等[24]通过优化DSR工艺制备了一种晶粒尺寸为～0.6 μm的超高强度Mg-3Al-1Zn合金板材，研究结果表明，该合金板材室温屈服强度最高可以达到～382 MPa，同时其抗拉强度为401 MPa，这是目前开发的一种力学性能较好的AZ31镁合金板材。ARB工艺通过多次重复轧制可有效细化材料组织，从而提高AZ31合金板材的力学性能。Han等[25]研究了ARB工艺对Mg-3Al-1Zn合金板材微观组织和力学性能的影响，并观察了该镁合金织构的演变，发现调节织构对镁合金强度和塑性的改善有着重要的作用，研究结果表明，该合金的室温屈服强度为169 MPa、抗拉强度为392 MPa、延伸率为28.8%，即制备了一种中等强度、高延展性的镁合金板材。然而，上述大塑性变形制备镁合金的成本较高、工艺复杂且无法连续生产，导致无法将该加工工艺推广至大规模的工业化应用。基于成分和传统工艺的优化，从而实现AZ31等典型低合金化Mg-Al-Zn系合金综合力学性能的提升仍然面临着较大的挑战。

一般情况下，Mg-Al二元合金的力学性能较差[26]，通过在该二元合金中添加Mn,Zn和Ca等廉价的合金化元素，可以有效提升其力学性能。Zeng等[27]开发了一种超高强度的Mg-3Al-1Zn-0.3Mn合金，研究发现，在175 ℃下挤出时，该合金晶粒尺寸可细化至～0.65 μm，且细晶强化效果显著，其室温屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为～380 MPa、～430 MPa和～13.2%。此外，在Mg-Al合金中添加Ca元素可以形成具有高热稳定性的Al2Ca、Mg2Ca和(Mg, Al)2Ca等第二相，这些第二相可以起到钉扎晶界的作用[28]。Zeng等[29]研究了不同Ca元素含量(分别为0.5%和1%)对Mg-3Al-1Zn-0.3Mn合金微观组织和力学性能的影响(图2)，研究结果发现，当Ca元素含量为0.5%、挤压温度为250 ℃时, 该合金的平均晶粒尺寸为～2.6 μm，屈服强度为～380 MPa，延伸率为～5.1%;当Ca元素含量为1%、挤压温度为250 ℃时，该合金的晶粒得到了进一步细化，其平均晶粒尺寸为～1.6 μm，屈服强度提高至～413 MPa，延伸率为～7.5%。通过分析可知，高密度的小角度晶界与位错对合金强度的提高可起到关键作用；此外，Ca会沿着小角度晶界偏聚于位错墙，使小角度晶界的热稳定性得到提升，从而有利于实现细晶强化，最终使AZ31系合金表现出高的强度水平(>400 MPa)。

图2 合金的透射式电子背散射衍射照片和晶粒尺寸分布柱状图[29]：(a，e)AZ31，(b，f)Mg-3Al-1Zn-1Ca-0.3Mn，(c，g)Mg-3Al-1.5Zn-0.5Ca-0.3Mn，(d，h)Mg-3Al-1Ca-0.3MnFig.2 TKD-orientation maps and histograms showing grain size distribution of the alloys[29]: (a, e) AZ31, (b, f) Mg-3Al-1Zn-1Ca-0.3Mn, (c, g) Mg-3Al-1.5Zn-0.5Ca-0.3Mn, (d, h) Mg-3Al-1Ca-0.3Mn

尽管目前已经开发出了多种高强度低合金化Mg-Al-Zn系合金板材，但其在室温下的成形能力一般较差[30]，严重限制了该合金系板材的实际应用。鉴于此，国内外学者基于Mg-Al-Zn系合金进行了多元微合金化设计与工艺优化，并取得了一定进展。Hono等[31]采用双辊铸轧工艺开发了一种新型Mg-1.3Al-0.8Zn-0.7Mn-0.5Ca合金板材(可实现亚快速凝固)，研究结果表明，该合金板材拥有良好的室温成形性，其杯突值(index erichsen, IE)为7.8 mm，室温屈服强度为～238 MPa。Trang等[32]也设计了一种室温下具有良好成形性的Mg-3Al-1Zn-1Mn-0.5Ca合金板材，该合金板材IE为8 mm，室温屈服强度为～219 MPa。

2.3 Mg-Ca系合金

Mg-Ca系合金具有成本低、密度低和生物相容性优良等优点，在工业和生物医学等领域有着广泛的应用前景[33, 34]。Mg-Ca二元合金的共晶温度为510 ℃，Ca在Mg中的最大溶解度为～1.2%。此外，Ca元素原子半径(0.174 nm)明显大于Mg元素原子半径(0.136 nm)，且与典型的RE元素原子半径接近(Gd：0.180 nm，Y：0.162 nm，Nd：0.182 nm)，因此，Ca元素表现出类似于RE元素的强化效应和阻燃效果，目前性能优异的阻燃镁合金就是基于含Ca元素的合金体系进行设计的。同时，添加Ca元素可以降低镁合金中非基面滑移的层错能，并减小其〈a〉位错交滑移到非基面的能垒，增强其变形前期的非基面〈a〉位错滑移和其变形后期的〈c+a〉位错滑移，进而提升镁合金的塑性[35]。此外，Ca元素会在晶界处大量偏聚，并析出高密度Mg2Ca纳米颗粒，该纳米颗粒对镁合金的晶界有强烈的钉扎作用，使得Mg-Ca系合金的强度最终可接近于Mg-RE系合金。

目前，基于热力学计算和Mg-Ca二元合金相图(图3)，可以获得Mg2Ca相的分布温区，进一步通过调控热处理工艺和挤压参数(温度、速度)，获得高强度的Mg-Ca二元合金。Naoko等[36]研究了挤压温度对Mg-Ca二元合金(Ca原子百分数为0.3%)微观组织和力学性能的影响，研究发现，该合金在250 ℃下挤出时，平均晶粒尺寸可达到～0.5 μm，同时室温屈服强度为～363 MPa。Pan等[37]通过反向挤压工艺开发了一种高强度Mg-Ca二元合金(Ca含量为1%)，其室温屈服强度和抗拉强度分别达到了～310 MPa和～330 MPa。近期，基于合金成分与加工工艺优化，Pan等[38]进一步开发出了一种超高强度Mg-Ca二元合金(Ca含量为1%)，该挤压态合金的动态再结晶晶粒进一步细化至0.2～0.5 μm，且该镁基体中存在有强基面织构取向的亚晶晶粒组织，从而使该合金的室温屈服强度提升至～377 MPa，同时抗拉强度也达到了～392 MPa。为了进一步阐明超细晶粒的形成机理，对该合金进行了TEM分析，发现镁合金中Ca元素的添加可促进镁基体的非基面滑移，同时在挤压过程中，Ca元素会在晶界处发生动态偏聚从而阻碍再结晶晶粒的长大(图4a)；此外，挤压过程中还有大量球状Mg2Ca纳米相的析出(图4b～4f)，该纳米相可抑制亚晶晶粒多边化的进程，并最终促进亚微米尺度晶粒的形成。细小的动态再结晶晶粒以及弥散析出的纳米Mg2Ca相共同促进了该合金强度的提升。

图3 Mg-Ca二元合金相图Fig.3 Phase diagram of Mg-Ca binary alloy

图4 Mg-Ca二元合金的TEM照片[38]：(a)未再结晶区组织照片，(b)再结晶晶粒组织照片，(c)Mg2Ca纳米相的动态析出照片,(d)g=10-10光线条件下，未动态再结晶和动态再结晶晶粒的共存照片，(e)g=0 0 0 1光线条件下，未动态再结晶和动态再结晶晶粒的共存照片,(f)Mg2Ca的Z衬度照片Fig.4 TEM images of the Mg-Ca binary alloy [38]: (a)image of recrystallization region, (b)image of non-recrystallization region, (c) dynamically precipitating image of Mg2Ca nano-phases, (d) co-existence grains of unDRXed region and DRXed region in the beam condition of g=10-10, (e) co-existence grains of unDRXed region and DRXed region in the beam condition of g=0 0 0 1, (f) the Z-contrast image of Mg2Ca phases

Mg-Sn-Ca合金由于具备显著的晶粒细化以及可形成高熔点第二相等特点，因此作为具有发展潜力的高强耐热镁合金引起了人们的关注。Chai等[39]研究了较宽Ca元素含量范围对Mg-1.0Sn-0.5Zn合金微观组织及力学性能的影响，结果发现，Ca元素的添加能够改善Mg-1.0Sn-0.5Zn合金的晶粒结构，从而提升该合金的抗拉强度；当Ca元素含量为1%时，该合金室温抗拉强度可达到～310.9 MPa，延伸率约为23.6%。

在此基础上，基于Mg-2Sn-xCa合金的相图(图5)，近期，Pan等[40]在Mg-2Sn中添加了1%的Ca元素，开发了一种高强度Mg-2Sn-1Ca合金。研究发现，Mg-2Sn-1Ca合金在260 ℃下挤出时，其晶粒尺寸可细化至～0.8 μm，并形成高密度的位错、亚晶界和Mg2Ca纳米沉淀析出相，该合金室温屈服强度为～269 MPa，抗拉强度为～305 MPa，延伸率为～6%。在Mg-2Sn合金的基础上，Pan等[41]进一步设计了Mg-2Sn-2Ca合金，并探究其微观结构和力学性能，研究发现，该合金在220 ℃挤出时，其室温屈服强度为～443 MPa，抗拉强度为～460 MPa，比较可知，该合金强度为非稀土类变形镁合金的最高强度，即实现了低成本、高强度低合金化镁合金的制备。

图5 Mg-2Sn-xCa合金相图Fig.5 Phase diagram of Mg-2Sn-xCa alloy

鉴于Mn元素同样具有改善合金力学性能的作用，Zhang等[42]近期开发了一种新型超高强度与中等塑性的Mg-2.0Sn-1.95Ca-0.5Mn合金，研究发现，Mn元素的添加增加了该合金动态再结晶过程的形核率，有利于该合金晶粒的细化；同时提高了该合金孪晶的热稳定性，导致再结晶晶粒直接在孪晶处形核，使得该挤压态合金的织构得到了显著弱化，有利于其塑性的提高；此外，Mn颗粒本身作为强化相也可促进该合金强度的提升。因此，该挤压态合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到了～450 MPa、～462 MPa和～5%。

此外，Mg-Ca-Zn系合金由于具有成本低、力学性能优异等特点而受到广泛关注[43, 44]。图6为Mg-0.5Ca-xZn合金的相图，通过该相图可以制定出镁合金中合理的Zn元素添加量和热处理工艺。Zhang等[45]通过对Mg-0.5Ca-1Zn合金在不同温度下进行挤压，发现在310 ℃挤压时，该合金的位错密度最高，此时晶粒尺寸为0.5～0.6 μm，抗拉强度为～300 MPa。Kang等[46]通过向Mg-2Zn合金中添加不同含量的Ca元素，研究发现随着Ca元素含量的增加，该合金的强度逐渐提高，但其延伸率反而逐渐下降。这是由于随着Ca元素含量的增加，该合金晶粒逐渐细化，从而使其强度得到提高，但是Ca元素的添加使得该挤压态合金中仍有少量未再结晶区域存在，因而降低了其塑性。Li等[47]研究了不同挤出速度(0.01，0.05，0.1和0.5 mm/s)对Mg-0.5Ca-4Zn合金微观组织和力学性能的影响。实验结果发现，该合金的强度随着挤出速度的降低而逐渐升高，当挤出速度为0.5 mm/s时，晶粒尺寸为1.75 μm，此时该合金的室温抗拉强度最低，为～337 MPa；当挤出速度降低到0.01 mm/s时，晶粒尺寸为0.98 μm，此时，合金的室温抗拉强度最高，为～371 MPa。该合金的高强度是晶粒细化、动态沉淀析出和织构强化共同作用的结果。

图6 Mg-0.5Ca-xZn合金相图Fig.6 Phase diagram of Mg-0.5Ca-xZn alloy

2.4 Mg-Zn系合金

Zn是镁合金中一种重要的合金元素，镁合金中添加的Zn元素在后续的时效过程中会以β′强化相的形式析出，可起到析出强化的效果，从而有利于合金强度的提高。然而，为实现低合金化的设计(Zn质量分数小于4%)，Mg-Zn系合金的析出强化效果往往得不到充分体现；并且相对于Mg-Ca系合金，Mg-Zn系合金的晶粒细化效果也不够显著，因此低合金化Mg-Zn系合金的力学性能往往较差，需要进一步添加Mn和Ca等元素来改善其微观组织与力学性能。

Mn元素添加量较低时，可以起到去除合金中Fe杂质的作用；Mn元素含量较高时，可以析出Mn单质或含Mn的强化相(如AlMn相等)，从而起到析出强化的效果，改善合金的力学性能[48, 49]。例如，Pan等[50]研究了不同Mn元素含量(分别为1%和2%)对Mg-2Zn-0.3Sr合金微观组织与力学性的影响，研究结果表明：Mn元素含量为2%时，该合金可获得最优的力学性能，其室温抗拉强度为～333 MPa，延伸率为～17%。该合金的高强度是细晶强化、弥散强化和析出强化等共同作用的结果。She等[51]向Mg-2Zn合金中添加Mn元素，研究发现，Mn元素含量为2%时，该合金动态再结晶晶粒从20 μm显著细化到了2 μm，并且大量细小的Mn单质析出相有效阻碍了挤压过程中新生晶粒的长大，使得该合金的抗拉强度达到了～315 MPa，延伸率也高达～24%。

此外，结合Ca和Mn的优势，Jiang等[52]开发了一种新型低合金化Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn合金(溶质含量小于1%)，实验发现，当挤压温度为300 ℃时，该合金得到了细小动态再结晶晶粒(～2.3 μm)和粗大未动态再结晶晶粒并存的双峰组织，其屈服强度为～307 MPa，延伸率为～20.6%；同时，该合金在挤压过程中析出的细小球状Mg2Ca和α-Mn相，对动态再结晶晶粒的长大有阻碍作用，并对最终双峰组织的形成起到了关键的促进作用，如图7所示。

总结近年来国内外学者对高强度低合金化镁合金的研究成果(图8)，可以看出，Mg-RE[19, 21, 22, 53]、Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54]和Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46]系合金的屈服强度相对较高，其中Mg-RE系合金屈服强度可超过500 MPa，合金含量也可保持在4%左右；而Mg-Ca系合金在合金含量低于1%的条件下，其屈服强度就可达到350 MPa；此外，Mg-Zn[49-51]系合金的成分含量跨度较大，几乎覆盖低合金化的所有成分含量区间，但其屈服强度相对较低，仅在300 MPa左右。

图7 300 ℃下挤压的Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn合金[52]：(a)TEM照片,(b)图7a中矩形区域的高角环形暗场像照片,(c)SEM照片,(d～g)图7c的EDX元素面扫照片,(h)[11-20]Mg光线方向含Ca球形析出相的选区电子衍射花样Fig.7 Mg-0.21Zn-0.3Ca-0.14Mn alloy extruded at 300 ℃[52]: (a) TEM image, (b) high-angle annular dark-field image of rectangular region in Fig.7a, (c) SEM image; (d～g) corresponding EDX elemental mappings of selacted area in Fig.7c, (h) corresponding selected area electron diffraction pattern of the Ca contained spherical precipitate taken from the beam direction of [11-20]Mg

图8 不同低合金化镁合金体系屈服强度与合金含量关系图：(a)Mg-RE[19, 21, 22, 53]，(b)Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54]，(c)Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46]，(d)Mg-Zn[49-51],(e)图8a～8d合金系汇总图Fig.8 The relationship diagrams between yield strength and alloy content of different low-alloyed magnesium alloy systems: (a) Mg-RE[19, 21, 22, 53], (b) Mg-Al[23, 24, 27, 29, 54], (c) Mg-Ca[35-37, 40, 41, 44-46], (d) Mg-Zn[49-51], (e) summary diagram of the alloy systems in Fig.8a～8d

3 结 语

近年来，镁合金产品的类型逐渐多样化、应用领域日益广泛，特别是在交通运输、航空和航天等领域，人们对于低成本、高性能镁合金的需求也日益迫切，高强度低合金化镁合金的成功制备将大幅拓宽镁合金的应用范围。然而，低合金化镁合金的强度和塑性难以兼备，目前开发的高强度低合金化镁合金的延伸率和成形性一般较差，特别是一些超高强度的镁合金。因而，开发和设计出高强度、高延展性和高成形性兼备的低合金化、高性能镁合金具有重要意义，并且已成为未来镁合金发展的一个重要方向。未来镁合金的发展可围绕以下几个方面进行：① 结合各体系镁合金的特点，探究与设计新型的多组元、低(微)合金化镁合金；② 探究适合低合金化镁合金成型的加工方法和实现高性能化镁合金的工艺设计与优化方法；③ 阐明低合金化镁合金实现高强高韧力学性能的微观机制，并探索全新的高强韧镁合金的设计理念。