 摘要 低壓鑄造是生產大型、復雜、高性能鎂合金鑄件的重要工藝之一，近年來表現出較高的應用前景，也越來越受到研究者們的關注。本文介紹了低壓鑄造鎂合金的發展現狀、成形工藝及特點、主要材料分類、強化機制、熱處理方案和常見缺陷等，并對將來低壓鑄造鎂合金的發展方向進行了展望。 前言 鎂是密度最低的結構金屬，其資源豐富，且具有比強度、比剛度高，減振性好，電磁屏蔽能力強，易切削加工及易回收等優勢，在汽車、航空航天、電子產品及國防軍工產品等領域上廣泛應用。鎂是繼鋼鐵、鋁合金后發展起來的新興結構金屬材料，其晶格結構與鋼鐵和鋁均不同，被譽為21世紀的綠色工程材料。鎂合金在鑄造工藝上具有很強的適用性， 在幾種制備鎂合金材料及部件的技術中，鑄造鎂合金的發展歷史最悠久，技術及設備也最為成熟。隨著高新技術的不斷發展，對高性能鎂合金的需求日益增加，鑄造工藝也隨之改良和升級。目前，高壓鑄造是生產鎂合金零件最常用的成形方式，但壓鑄僅適用于生產大批量薄壁件，其設備及模具等投入成本較高，且易發生卷氣等鑄造缺陷，影響成品質量。低壓鑄造是介于高壓鑄造和重力鑄造之間的一種鑄造方法，其充型平穩，更適合成形大型、復雜的鎂合金鑄件，且鑄件可進行熱處理強化，力學性能進一步提高。低壓鑄造鎂合金近年來表現出較好的應用前景，也越來越受到人們的關注。 1 低壓鑄造工藝的特點和成型方法 低壓鑄造是指金屬液在較低氣體壓力作用下自下而上充型，并在壓力下使其固化形成鑄件的鑄造工藝。鎂合金液在該工藝充型過程中，流動性得到提高，易于獲得不同壁厚、結構復雜的鑄件。同時，在充型過程中，其壓力可控，能有效緩解鎂液在充型時發生的翻騰、飛濺等，使鎂液充型平穩，減少氧化夾渣和疏松等鑄造缺陷的形成，從而獲得高質 量鑄件。常見的低壓鑄造方法包括最常用的置頂式氣壓低壓鑄造、真空低壓消失模鑄造以及電磁低壓鑄造等。常用的置頂式氣壓低壓鑄造技術原理如圖1所示。該方法是將0.02~0.06 MPa的壓縮氣體通入密封坩堝內，使金屬液自下而上緩慢填滿型腔，充型完成后，停止加壓并保壓至鑄件全部固化，再卸壓使殘余金屬液回流至坩堝，最終脫模獲得鑄件。在該過程中，顯著減少了金屬液的翻騰、沖擊及飛濺等， 進而大幅降低了氧化渣的產生；同時，其壓力充型方式保證了合金液較高的流動性和鑄件的致密性，適用于生產大型復雜薄壁鑄件。值得一提的是，由于該工藝設計的澆、冒口系統簡單，使得金屬收得率可達90％以上，極大地節約了生產成本。低壓鑄造的過程控制對最終鑄件的性能影響很大。以低壓鑄造鎂合金輪轂為例，在鑄造過程中，鎂合金液的充型順序通常是輪心-輪輻-輪輞-輪緣，其中輪輞和輪緣是遠離澆口的薄壁區域，所以凝固順序應為輪緣-輪輞-輪輻-輪心，為順序凝固。若在凝固過程中輪轂沒實現順序凝固，則易產生凝固缺陷，如輪輻和輪輞處熱裂缺陷、輪心處的粗大晶粒， 輪緣上的縮孔縮松等。因此，為盡量避免鑄造缺陷的產生，需要采取局部冷卻等方式調節模溫，或調整保壓工藝等對鑄造工藝進行優化。真空低壓消失模鑄造技術是一種集真空消失模鑄造與低壓鑄造于一體的新型鑄造工藝，其示意圖如圖2所示，工藝步驟為：首先在底注式砂箱中放入消失模鑄造模樣，加入型砂緊實后，開始抽真空；接著將鎂液加入澆注爐中，同時澆注爐內通入惰性氣體，鎂液受壓流入砂箱，其帶來的高溫可將消失模鑄造模樣氣化，最終完成澆注。該工藝比壓鑄工藝設備投資少且鑄件可進行熱處理強化，鑄造性價比得到提升；比砂型鑄造生產的鑄件精度高、表面質量好，且生產節拍提高，最終鑄件具備較高的綜合性能。該工藝需要的澆注溫度低，澆注溫度的損失小， 合金鑄件的澆注系統簡單有效、成品率高，可用于鎂合金復雜構件的液態成形，可獲得高精度、低表面粗糙度且高性能的鎂合金鑄件，改善了傳統鑄造工藝中鑄件易出現的澆不足、冷隔等缺陷。張大付等將該技術應用于AZ91D鎂合金的液態精密成形，成功制備出電機外殼、排氣管等復雜鎂合金鑄件，有效改善了鎂合金澆不足和冷隔等缺陷，鑄件性能大幅提高。
圖1 置頂式氣壓低壓鑄造技術原理圖 常規的鎂合金低壓鑄造工藝主要采用壓縮空氣充型并保壓來完成鑄件生產。而電磁低壓鑄造技術是一種利用洛倫茲力使金屬液上升并充型的一種鑄造方法，其示意圖如圖3所示。其生產效率高、可連續、近無余量精確成形，在鎂合金低壓鑄造領域具有獨特優勢。在該工藝中，向液態金屬通以電流， 金屬液受到洛倫茲力的作用會發生定向移動。在達到較高的電流、磁場強度時，產生的力可以滿足常規低壓鑄造的要求。金屬液在計算機控制下進行充型，保證不同截面處液面平穩上升。將液態金屬注滿鑄模，并在一定凝固時間后，進行加壓、保壓，最終獲得優質鑄件。研究表明，經電磁泵低壓鑄造裝置生產的摩托車鋁合金輪轂，與傳統低壓鑄造生產的輪轂相比，具有明顯的性能優勢。但是，與鋁合金相 比，鎂合金具有比熱低、凝固潛熱低等特點，導致鎂合金液在模具型腔中的冷卻速度快，因此需要調整工藝參數，如快速充型、對模溫嚴格控制等。
圖2 鎂合金真空低壓消失模鑄造技術原理圖
圖3 電磁泵低壓鑄造工藝原理圖 此外，吳國華等結合涂層轉移制芯技術、坩堝液體金屬密封技術與低壓鑄造技術，創新性開發出大型鎂合金鑄件精密低壓鑄造成型新工藝，保證了鎂合金液的高純度和高凈度。所制造的鎂合金鑄件組織致密、尺寸精度高、表面質量好，且已具備100 kg鎂合金鑄件研發與小批量試制能力。 2 鎂合金低壓鑄造的發展現狀 早在20世紀初，英國就提出了低壓鑄造技術， 并將該技術應用在鎂合金生產上，但受限于當時技術和設備，一直未得到大規模應用。第二次世界大戰后，汽車工業開始快速發展，對汽車輪轂等零部件的需求量不斷增加，而這類零部件也適合用低壓鑄造工藝生產，進而該技術得到迅速發展，但設備和技術僅掌握在少數發達國家手中。20世紀中葉后，各 國開始投入人力物力對低壓鑄造技術的原理和工藝進行了深入研究，隨全球化進程和科技發展，低壓鑄造的設備也在不斷升級，其應用范圍更加廣泛，現已大量應用于航空航天、汽車及各類機械產業中。 以低壓鑄造鋁合金輪轂為例，其在20世紀80年 代的市場占有率僅為4%，但到了21世紀初其市場占有率便擴大至60%以上。目前低壓鑄造已成為生產鋁合金輪轂最主要的工藝。為進一步加速汽車輕量化進程，各國廠家與研究者正加快鎂合金輪轂的研發與生產，以替代鋁合金實現更深入的輕量化，研究主要聚焦于新材料、新工藝上。研究表明， 若要獲得與鋁合金輪轂相同的剛度，鎂合金輪轂的壁厚僅需增至鋁合金輪轂的1.17倍，此時其質量也僅為鋁輪轂的78%，具有明顯輕量化效果；在新能源車上用鎂合金輪轂代替鋁合金輪轂，車輛續航能力可以提高8%以上，汽車加速性能和減振效果也得到明顯提升。目前用于鎂合金的鑄造工藝有重力鑄造、高壓鑄造、擠壓鑄造以及低壓鑄造等。其中，低壓鑄造因其充型平穩和順序凝固等特點在鎂合金零件制造上有獨特的優勢，在工業領域受到廣泛的關注。但通過低壓鑄造技術生產鎂合金輪轂仍有待深入研究和改進，技術還不成熟，沒有得到廣泛推廣和應用。 進入21世紀以來，隨著計算機技術的發展，數值模擬技術被廣泛地用于低壓鑄造工藝的開發和優化。利用軟件對鎂合金的鑄造過程進行數值模擬， 可以提前預測出鑄件中產生的氣孔、疏松及夾渣等缺陷的出現位置及原因，縮短產品工藝開發的周期， 減少試模次數，降低生產成本。李靜怡等采用 鑄造模擬軟件EasyCast和NovaCast對鎂合金隔板鑄件低壓鑄造工藝過程進行數值模擬，發現隔板鑄件凝固過程未遵循順序凝固原則并有縮孔產生，通過添加冷鐵進行工藝改進，有效加強補縮效果，改善了縮孔缺陷。張華等基于AnyCasting鑄造模擬軟件分析了AZ91D鎂合金輪轂的鑄造過程，精確定位鑄造缺陷的部位并找出缺陷產生的原因，進而對鑄造工藝進行了優化，減少了試模次數，從而大大降低了成本；數值模擬的結果也為鎂合金輪轂的低壓鑄造提供了理論指導與依據，促進了低壓鑄造鎂合金輪轂的工藝開發和生產進程。 近年來，新能源汽車快速發展，為汽車工業輕量化提出了更高的要求。《中國制造2025》提出了汽車發展的整體規劃，輕量化已經成為世界各國汽車廠商最新核心的發展目標之一，圖4為鎂合金對汽車零部件的減重效果。純電動汽車重量每降低10％，續航里程便可增加約6％，而車輛的電池包系統重量占整車20%以上，成本占整車高達30%~ 60%，在動力電池系統中，電池殼占系統總重量約 2%~30%，是主要的結構件，因此在保證電池系統功能安全和車輛整體安全的前提下，電池殼的輕量化已經成為電池系統主要改進目標之一。《鋁鎂合金鑄件行業市場現狀研究報告》指出，當前鎂合金鑄件具備替換鋁合金鑄件在汽車輕量化領域應用的三大條件，即：鎂合金的密度約為鋁合金的2/3，且比強度高于鋁合金及鋼材，使用鎂合金替代鋁合金可實現25%~35%的減重率；鎂鋁價格比回落至1.3 區間內，“鎂代鋁”經濟上更具性價比；鎂合金在抗振、散熱、強度等方面具備優勢。2022年國內單車鎂合金用量僅3~5 kg，對比鋁合金單車100 kg以上的用量，發展潛力巨大。智己L7車型全套電驅動系統殼體是鎂合金材料在新能源電驅動殼體上的首次量產應用，這也是目前在國內外汽車領域量產應用的最大的鎂合金零組件之一。隨后，上汽也開發了多款鎂合金新能源電驅總成產品，并成功量產，加速拓寬了鎂合金新的應用場景，也預示了鎂合金在新能源汽車上的美好應用前景。隨著新能源汽車性能逐步提升，對電驅殼體、電池托盤等部件的輕量化和性能要求也有所提高，對低壓鑄造可熱處理強化鎂合金部件的需求愈發緊迫。
圖4 鎂合金對汽車零部件的減重效果 3 低壓鑄造鎂合金材料 純鎂強度較差，因此通常對純鎂進行合金化得到鎂合金。其中的合金元素通過析出硬化、細晶強化和固溶強化直接強化合金的力學性能，表1中簡要介紹了最常見的合金元素及其對鎂合金的影響。鑄造鎂合金按主合金元素不同主要可分為Mg Al系、Mg-Zn系和Mg-RE系等。目前，應用最廣泛的低壓鑄造鎂合金為Mg-Al-Zn（AZ）系。 3.1 Mg-Al系 Mg?Al系是應用最早的鎂合金材料，Al是鎂合金提高鑄造性能和力學性能的最有利元素。從 Mg?Al二元相圖（如圖5所示）可見，Al在α?Mg基體中的固溶度隨溫度變化較明顯，其極限固溶度為 12.7%（質量分數，436 ℃），在室溫下的固溶度約為 2%（質量分數）。隨著鎂合金中Al元素含量的提高，合金的結晶范圍變窄，合金流動性提高，熱裂傾向改善，縮松等缺陷減少，力學性能也得到明顯提高，當合金的Al添加量超過6%（質量分數）時，還可對其進行熱處理強化。在Mg-Al系合金的基礎上添加Zn，Mn等合金化元素（如表2所示），可以進一步提高鎂合金的鑄造性能、力學性能、高溫性能和耐腐蝕性能等，在工業生產中得到廣泛應用。 Mg-Al-Zn（AZ）系合金中 Zn的極限固溶度為 6%（質量分數），Zn主要起固溶強化作用，經熱處理后可得到固溶體組織，提高合金的屈服強度和抗蠕變性能，但Zn質量分數過高時對合金耐腐蝕性能不利，因此一般控制鎂合金中的Zn添加量在2%（質量分數）以下。在眾多AZ系合金中，AZ91D在低壓鑄造上應用最為廣泛，該合金具有優異的成形性和較高的力學性能，可適用于多種成形工藝制造形狀 復雜的結構件。然而該系合金中會形成低熔點脆性相β-Mg17 Al12 ，隨著合金載荷的增加，β-Mg17 Al12 相 和β-Mg17 Al12 /α-Mg相界面上容易形成微裂紋，這些微裂紋逐漸連接形成主裂紋，直至合金斷裂失效，如圖6所示；此外，β-Mg17 Al12 相在高溫下易軟化和粗化，導致高溫強度低、高溫蠕變性能較差，在晶界上富集會降低合金蠕變抗力，使合金只能在125 ℃ 以下工況中應用，限制了該系合金的發展。近 年來，眾研究者為了提高合金的綜合性能，嘗試在 AZ91合金中添加微合金化元素，其中添加微量稀土元素對合金性能的改最為顯著。Wang等研究了添加不同量Gd對AZ91鑄態合金性能的影響，結果表明添加微量Gd可以提高AZ91合金的強度和塑性，且α-Mg晶粒和Mg17 Al12 相均得到顯著細化，因為合金中形成了彌散分布的球形Al8 Mn4 Gd相，起到第二相強化效果；此外，該相可以作為α-Mg晶粒和 Mg17 Al12 相的異質形核質點，同時起到晶粒和組織細化的效果，提高了合金的力學性能。Boby等在 AZ91合金中添加了Sn和Y，發現添加Sn形成了新的Mg2 Sn相，抑制了不連續相Mg17 Al12 的形核和生長；同時加Y和Sn時，出現新的Al2 Y相，Mg17 Al12 體 積分數減小，晶粒尺寸得到細化，合金室溫和高溫拉伸性能、耐腐蝕性能均得到改善，最優Sn和Y的添 加量分別是0.5%和0.9%（質量分數）。Cai等研 究發現添加Ce，Y和Gd可以細化Mg17 Al12 晶粒尺寸，優化其分布，降低合金中Mg17 Al12 相的含量，從而提高合金力學性能和耐腐蝕性，其中Ce的影響最顯著，其次是Y和Gd。截至目前，在AZ91鎂合金中添加Ce，Nd，Y，Ca，Ti，B，Sr，Sb和Bi等微合金化元素均已被廣泛研究，其中對提高力學性能效果最好的是Ce，Nd，Y，Bi和Sb。
表1 鎂合金中常見合金元素及其對合金的影響
圖5 Mg-Al二元相圖
表2 常用Mg-Al系低壓鑄造鎂合金成分 Mg-Al-Mn（AM）系合金中Mn的極限固溶度為 3.4%（質量分數），該系合金強度低于AZ系合金，但具有優良韌性和塑性，適用于需要經受沖擊載荷和要求安全性較高的場合，如座位架、設備儀表板及汽車輪轂等，其中以AM50和AM60合金在低壓鑄造中的應用最為廣泛。日本、意大利、美國等國家選用AM60A和AM60B制造出性能優秀的壓鑄鎂合金輪轂；中國也通過金屬型重力鑄造生產出了 AB60B汽車車輪鑄件，工藝出品率高達65%，這 為低壓鑄造生產鎂合金輪轂積累了經驗。 除以上AZ系和AM系鎂合金以外，在Mg-Al系合金中直接添加Ce，Nd，Y，Sb，Bi，Ca，Ti，B和Sr等合金化元素，可以起到晶粒細化、熔體凈化、固溶強化和第二相強化等效果。向Mg-4Al合金中添加2%~4%（質量分數）的Ce元素可以形成Al11 Ce3 并減少Mg17 Al12 形成，設計優化得到的AE44合金適用于高溫工況，如Corvette發動機架，其工作溫度高達至150 ℃。然而，需要約16%（質量分數）的Ce 才能完全抑制Mg-4Al合金中Mg17 Al12 相的形成，這對于大多數汽車應用來說成本太高，因此Mg-Al-Ca 合金（AX系）被設計為較低成本的AE系合金替代品。Luo 等對 Mg-Al-Ca凝固路徑的模擬結果表明，隨著Ca含量的增加，Mg17 Al12 相分數降低，而 （Mg，Al）2 Ca相分數增加；當Ca的質量分數達到3% （AX53合金）時，Mg17 Al12 相被二元 Mg2 Ca和三元 （Mg，Al）2 Ca相完全抑制，該鑄態合金室溫屈服強度、175 ℃屈服強度和抗蠕變強度分別為186，151和 74 MPa，均遠遠超過AM50鑄態合金的性能，在汽車零部件上具有很好的應用前景。 3.2 Mg-Zn系 Mg-Zn系鑄造鎂合金中，Zn主要起固溶強化和時效強化作用，合金可進行熱處理強化；此外，Zn還可以很好地避免鎂合金中因鐵、鎳等雜質元素對腐蝕性能產生的惡化。Mg-Zn-Al（ZA）系鑄造鎂合金具有良好的鑄造性能和優異的抗蠕變性能，其力學性能甚至超過了傳統的AZ和AM系。鑄造鎂合金ZA基合金具有良好的時效硬化響應，其時效析出序列為：SSSS（過飽和固溶體）→GP區→β1 ? （Mg4 Zn7 ）→β2 ?（MgZn2 ）→ β（MgZn 或 Mg2 Zn3 ）。以ZA64合金為例，經過固溶和時效處理后，其抗拉 強度從鑄態的183 MPa提高至260 MPa，延伸率提 高超過1倍。向Mg-Zn系鑄造鎂合金中進一步添 加合金化元素，如Cu，Sn，Sr，Ca，Sb和RE等，是改 善ZA系合金力學性能最常用的方法。然而， ZA系鎂合金中Zn含量較高，合金易發生嚴重的熱裂，鑄造性能較差，限制了其在工業上的應用，該系合金目前還處于研究階段，有待進一步商業化應用。 3.3 Mg-RE系 Mg-RE系（鎂-稀土系）鑄造鎂合金是目前開發高性能鎂合金的重要方向，稀土（RE）元素對鎂合金熔體有一定程度的凈化效果，還能改善鑄造性能、優化組織、提高合金力學性能及抗蠕變性能等；添加 RE元素能使鎂合金強度提高100%~250%，極限工作溫度提升至350 ℃，耐蝕性能顯著提升，拓展了鎂合金材料的應用領域。隨著稀土元素在鎂合金中固溶度的增大，其強化效果會更加明顯，圖7顯示了Mg-RE和Mg-Al，Mg-Zn鑄造合金性能與密度的差異。目前，Mg-Y，Mg-Nd，Mg-Gd系合金因時效硬化效果較強，實際應用潛力較大，成為當前研究和應用最為廣泛的Mg-RE系鑄造鎂合金。 Y元素在α-Mg中的固溶度較高，因此合金具備較強的時效強化能力，其時效析出序列為：SSSS（過飽和固溶體）→β??（DO19-Mg3 Y）→β?（cbco-Mg7 Y）→ β1 （fcc-Mg3 Y）→β（fcc-Mg5 Y）。大量研究表明， Mg-Y合金的峰值時效強化效果主要來源于彌散析出的納米級亞穩β?相，該相與α-Mg基體的位向關系為：（100）β? //（1-210）Mg ， ［001］β? //［0001］Mg ，其三維結構如圖8所示。為進一步提高合金強度和蠕變 抗力，研究者在Mg-Y合金二元合金的基礎上添加其他稀土元素，形成Mg-Y-RE三元合金體系。其中，WE43是最典型的鎂稀土鑄造鎂合金之一，金屬型鑄造的合金經適當的固溶和時效處理后，其強度大大提高，抗拉強度可達345 MPa，且在300 ℃下依然能保持較好的力學性能；在WE43合金中添加微量Zn，可以促進析出彌散細小的析出相，并產生 長周期有序結構（LPSO）相，從而提高合金的時效硬化響應速度和力學性能，尤其是延伸率得到顯著提高。
圖8 Mg-Y系合金時效析出強化模型 Mg-Gd系鑄造鎂合金中添加Zn，Y和Nd等合金元素形成三元或多元合金，力學性能更高，抗拉強度甚至可以超過350 MPa。在Mg-Gd系添加Zn 元素時，合金的時效析出序列會發生變化，當合金中 Gd的質量分數在6%以下時，析出序列為：SSSS→ γ??（hcp-Mg70 Gd15 Zn15 ）→ γ?（hcp-MgGdZn）→ γ（hcp Mg12 GdZn）。γ?相在 α-Mg基面上形成，可以提高合金的峰時效硬度。而在Gd含量較高的合金中添加Zn時，析出強化來源于在基體棱柱面析出的β? 相與基面析出的γ?相的復合作用，合金力學性能進一步提升。Rong等在Mg-15Gd-0.4Zr合金中添 加1%Zn（質量分數）后，峰時效態合金的屈服強度從232 MPa提高至288 MPa，抗拉強度從296 MPa 提高至403 MPa，這是因為γ?和β?相在基體中相對垂直分布，對基體產生了復合強化作用，其組織形貌如圖9所示。此外，上海交通大學在Mg-Gd合金基礎上開發出高強耐熱鑄造 Mg-10Gd-3Y-0.5Zr （GW103K，JDM2）合金，在低壓鑄造或重力鑄造時有較好的流動性和抗熱裂性，合金經固溶和時效處理后，合金室溫力學性能大大提高，屈服強度高達 240 MPa，延伸率為6%，在300 ℃高溫下屈服強度仍能保持很高水平，對航空航天、軍工等領域輕量化作出極大貢獻，已被應用于輕型導彈殼體及雷達部 件等制備。 Gd 元素在α-Mg中的極限固溶度高于Y，從 548 ℃降溫至200 ℃時，其固溶度從23.5%降至4% （質量分數），因此對Mg-Gd合金進行時效處理，基體可析出大量納米相，帶來顯著的時效硬化效果。Mg-Gd的時效析出序列與Mg-Y系完全相同，峰時效態下主要是β?與β??或β?與β1 兩相共存狀態，合金具有較強的室溫屈服強度。 輕稀土元素Nd在α-Mg中的極限固溶度約為 3.6%（質量分數），也可使鎂合金產生較強的析出強化效果。Mg-Nd 系合金的時效析出序列為：SSSS→β??（DO19-Mg3 Nd）→β?（fcc-Mg3 Nd）→β（bct Mg12 Nd），β??為合金峰時效態下的主要強化相，該相與鎂基體完全共格，二者位向關系為：（0001）β?? // （0001）Mg ，β?? //Mg 。β??相的熱穩定性較高，可以提高Mg-Nd合金的高溫穩定性和耐熱性。然而，Nd元素在Mg中的生長限制因子Q值較小，對鎂合金起不到明顯的細化效果，因此Mg-Nd 合金的鑄態晶粒通常較粗大，無法作為結構材料進行服役，通常需要額外添加Zr或Zn等元素以細化晶粒、改善鑄造性能。上海交通大學在高強耐熱 ZM6合金基礎上調整了Nd/Zn比，開發出性能優良且成本低的Mg-3Nd-0.2Zn-0.4Zr（JDM1）鎂稀土合金，該合金兼具較好的鑄造性能和力學性能，已被應用于汽車輪轂、發動機支架等零部件上。 上述常見的幾類鑄造鎂合金系列及其性能特點整理在表3和表4中。在實際生產中，需要根據鑄件的使用工況來選取合適的合金材料。現有的合金系列均存在一些性能和應用瓶頸，因此優化合金成分， 開發新型合金已成為鑄造鎂合金的重要研究方向 之一。
圖9 峰時效態G15K和GZ151K合金的TEM明場像及相 應的SAED圖 4 低壓鑄造鎂合金強化機制 雖然鎂合金密度低，但目前常用的鎂合金材料力學性能與鋼、鋁相比還有較大差距。因此，為提高鑄造鎂合金的綜合性能，研究者主要從鎂合金成分設計與優化、微結構調控、工藝優化、熱處理優化等方面入手，確定鎂合金強韌化機制，發展新型高性能鑄造鎂合金。鎂合金屬于密排六方結構，變形機制主要為位錯滑移和孿生，晶粒尺寸、固溶原子、第二相等均會影響鑄造鎂合金的力學性能。 4.1 細晶強化 細晶強化是指在多晶合金中，通過晶粒粒度的細化來提高金屬的強度，可以用Hall-Petch公式描述細晶強化對強度的貢獻σgb ：σgb = σ0 + kD−1/2 （1） 式中 σ0 為純金屬初始晶粒組織的屈服強度，ki 為 Hall-Petch 常數，D為晶粒平均直徑。鎂合金的k值很大，為280~320 MPa·μm1/2，是鋁合金的4倍多， 因此晶粒細化對鎂合金力學性能提高更有效。此外，細晶粒組織更為均勻，變形時不易產生應力集中開裂，提高了合金塑性和韌性。在液態成型過程中， 細晶組織還能顯著改善熔體的流動性，提高合金鑄錠質量。對低壓鑄造鎂合金而言，由于該工藝流程充型速度較慢，熔體凝固速度較低，得到的合金晶粒組織往往較為粗大，力學性能也較低，因此研究低壓鑄造鎂合金的晶粒細化方法和原理尤為重要。 目前可用的鎂合金鑄態晶粒細化技術可分為兩種方法，分別是在鑄造過程中通過熔體處理（如孕育、合金化）或攪拌（如超聲波處理）來實現晶粒細化。溶質元素在晶粒細化中的作用已被廣泛討論，研究者普遍認為溶質偏析引起的成分過冷為晶粒細化的主要原因。成分過冷可以通過促進新晶粒 的形核以抑制原有晶粒的繼續長大，起到組織細化效果。在鎂合金中加入一些溶質元素后可有效地抑制晶粒生長，該效果可利用生長限制因子Q （Growth Restriction Factor，GRF）來定量描述，在二元合金體系中，其表達式如下：
式中 m為液相線的斜率，C0 為合金中的溶質濃度， ki 為為溶質元素的分配系數。二元鎂合金中晶粒的尺寸和形態與合金中存在的溶質種類與含量直接相關：Q值越大，表明溶質在枝晶/液態前沿形成過冷區的傾向越大，產生的晶粒細化效果越顯著。在二元體系鑄造鎂合金中，常見溶質元素的Q值如表5所示。需要注意的是，表中列出的Q值僅針對 二元體系，而在實際合金中往往是三元乃至多元體系，不適用于該方程，但仍有借鑒意義。
表3 常用鑄造鎂合金系列及性能特點
表4 常用鑄造鎂合金常溫力學性能
表5 常見二元鎂合金生長限制因子Q的數值 由表5可知，添加Zr，Ca和Si等Q值較高的溶質元素可以有效細化鎂合金晶粒。Fe元素雖然Q 值最高，但對鎂合金耐腐蝕性能有著不利影響，因此一般不考慮以Fe作為鎂合金的合金元素。Zr元素的Q值僅次于Fe，其晶體結構為密排六方晶格，將 Zr添加于不含Al和Mn的鎂合金（如Mg-RE，Mg Zn-RE等）中可顯著細化晶粒；而Zr和Al，Mn， Si，Fe等元素極易發生反應形成穩定的金屬間化合物，這些化合物通常在凝固后期形成，不能作為形核核心細化組織；Zr的額外消耗導致其細化效果進一步降低，雙重作用限制了Zr在含Al和Mn等鎂合金中的應用。Ca元素的Q值也較高，且Ca與Al會 反應原位生成Al2 Ca，與Mg的晶格匹配度較高，可以成為鎂基體的有效異質形核核心，在Mg-Al系合金中作為晶粒細化劑有很大的應用潛力，近些年也得到廣泛研究。除表5中所列元素外，Wang等在AZ31鎂合金中添加0.01%Ti（質量分數）后，晶粒尺寸顯著降低；經過計算得到Ti的Q值為59500，比 Mg-Zr體系中的生長限制因子高4個數量級，表明 Ti作為溶質元素其極高的成分過冷能力導致了 AZ31合金的高效晶粒細化。 還有一些元素會和鎂合金熔體中其他溶質元素發生反應形成穩定的金屬間化合物，這些顆粒有些可作為凝固過程中的形核核心，有些則會偏聚于晶界阻礙晶粒長大，最終起到晶粒細化效果，如添加 Mn和RE元素等。Mn是為數不多的能與Mg發生包晶反應的元素之一，因此雖然Mn的Q值很低， 但仍被作為鎂合金的細化元素被廣泛研究，但Mn 通常在熔體過熱處理后才能起到精煉作用，向AZ91 合金中添加少量Mn，在過熱反應后可以顯著細化晶粒。向鑄造鎂合金中添加一些稀土元素，往往也能起到明顯的晶粒細化效果。Wang等在Mg-Al 體系中添加La，Pr和Ce后，鑄錠晶粒顯著細化，這主要歸因于固-液界面前沿RE元素偏析對晶粒生長的限制，這一假設基于在鑄造鎂合金晶界上觀察到的含RE的金屬間化合物。Chia等也支持這一觀點，他們在Mg中加入La，Ce和Nd，得到了相似的晶粒細化結果。 除加入合金元素外，在低壓鑄造鎂合金熔體中加入作為晶粒細化劑的固體顆粒或原位生成顆粒， 可以增加凝固過程中形核晶粒的數量以起到晶粒細化的效果。對于Mg-Al合金而言，加C是一種有效的晶粒細化方法，在工業上已有成熟應用，但人們對其晶粒細化機理還不清楚。該方法僅在添加鋁（通常Al含量大于2%）的鎂合金中有效，且Be，Zr，Ti 和稀土元素的存在對晶粒細化有不良影響。在Mg Al合金中添加SiC顆粒可以降低晶粒尺寸，但其機 理尚不明確。一些研究者認為，當SiC加入熔體中 時，形成了Al4 C3 ，并起到形核劑的作用；另一些研究者則認為Al2 MgC2 起形核劑的作用；還有人認為Mg 顆粒直接在SiC顆粒上形核。Liu等研究發現在 Al-Ti-C 中間合金中，TiC顆粒總是依附在Al4 C3 顆 粒周圍，形成Al4 C3 +TiC顆粒團，試驗表明該顆粒團對純鎂有顯著的細化作用。除上述之外，Al-Ti-B 細化劑，NbB2 ，ZrB2 ，Mg24 Y5 ，TiB2 等顆粒及稀土等在 含鋁低壓鑄造鎂合金里也展現出良好的晶粒細化效果，但晶粒細化效果還有待進一步提高。 近年來也報道了適用于含鋁和不含鋁鎂合金低壓鑄造的快速凝固技術、超聲波晶粒細化技術和高強熔體剪切晶粒細化技術。快速凝固技術可以使鑄件在凝固過程中的冷卻速度加快，從而抑制晶粒的長大，鑄件的冷卻速度越快，晶體的生長時間越短， 晶粒的尺寸就會變得更小，因此，低壓鑄造快速凝固技術可以有效細化鑄件的晶粒結構。高強熔體剪切晶粒細化技術通過在熔體中產生大量的MgO作為 形核劑而有效地細化晶粒。 綜上所述，盡管研究工作已經進行了幾十年，但仍然沒有一種經濟可靠的晶粒細化技術可用于工業生產。因此，有必要進行更多的研究工作，如進一步了解鐵、錳等雜質對含鋁鎂合金晶粒細化的影響，研究不同方法的晶粒細化效率與鎂合金純度的關系等，尋找鎂合金微觀組織細化的新方法，以擴大鎂及其合金的應用。 4.2 固溶強化 固溶是合金元素在鎂合金中的重要存在形式，溶質原子固溶于Mg基體中，會引起系統能量的升高，同時增加滑移變形的阻力，最終導致基體強度增加，起到固溶強化效果。鎂合金的固溶強化效果由尺寸錯配度εb 、化學錯配度εSFE 及溶質原子濃度Cs 決定，其中εSFE 根據廣義堆垛層錯能（Stacking Fault Energy）的變化計算。由于密排六方（hcp）金屬下的主要滑移方式為基面滑移，根據第一性原理近似表示鎂合金的固溶強化效果Δσss ：
式中Azckss(o001)為(0001)Mg上臨界分切應力的增量；M為泰勒因子，取4~6.5。對鎂合金而言，最常用的固溶元素為Al和Zn，但其帶來的固溶強化效果有限；稀土元素Gd，Y等在Mg基體中的固溶度較大，而且原子半徑與Mg的差值均超過12％，導致的晶格畸變較大，具有較強的固溶強化效果。 在立方金屬中，尤其是鋼和鋁合金材料中，固溶強化的同時往往伴隨著合金的塑性下降，然而近年來在研究鎂合金的固溶強化中發現了一些反常規律。劉婷婷等研究發現，某些特定原子，如Al，Y， Mn，Gd，Zn和Er等，固溶在鎂中雖然阻礙了基面位錯滑移，但同時降低了基面與非基面滑移的阻力差異，有利于非基面滑移的開動，鎂合金強度和塑性同 時提升。針對這些發現，該團隊提出了鎂合金“固溶強化增塑”理論，并在此基礎上成功開發了多種新型高性能鎂合金。 前文提到稀土元素Gd，Y等在Mg基體中的固溶度較大，而且原子半徑與Mg的差值均超過12%， 導致的晶格畸變較大，具有較強的固溶強化效果。目前研發出的部分低壓鑄造Mg-RE合金已成功應用于汽車輪轂、發動機支架、直升機機匣等零部件上。 此外，部分鎂合金系列還可通過熱處理進行強化。低壓鑄造鎂合金經適當固溶處理（T4）后，通常可以同時提高材料的強度、塑性、韌性和抗沖擊性。 合金元素的固溶量不僅直接影響元素固溶強化作用的程度，而且還影響各元素參與合金相形成的趨勢、影響合金晶粒的尺寸等，從而對合金性能間接 產生影響。一些無法固溶的溶質原子會和Mg基體 或者其他溶質原子結合生成金屬間化合物，在基體中沉淀析出，起到第二相強化效果。 4.3 第二相強化 鑄造鎂合金的固溶強化效果往往有限，難以滿足現代工業應用對金屬結構材料的性能要求。第二相強化是鎂合金中的重要強化機制，合金中彌散細小的第二項顆粒均勻分布于基體中或晶界上，與位錯相互作用，通過“切過”和“繞過”機制，提高臨界分切應力，進而顯著提高合金的強度。第二相強化分為沉淀強化和彌散強化兩種類型，對于合金的時效析出相，位錯多以“切過”機制為主，如在Mg-Al二元合金中易形成的Mg17 Al12 相；對于人工添加的彌散相顆粒，因其尺寸較大，位錯通常采用Orowan“繞過”機制，如在鎂基體中加入的增強相SiC顆粒。 鎂合金的第二相強化效果受其分布、尺寸、形狀、體積分數和晶體結構等綜合影響。Nie對比了球形析出相、基面片狀析出相、基面柱狀析出相、柱面片狀析出相對基體的強化效果差異。研究表明， 各析出相對基體的強化效果從強到弱依次為：柱面片狀析出相＞基面柱狀析出相＞圓球相＞基面片狀析出相。 通常來說，對低壓鑄造鎂合金（尤其是Mg-RE 系）進行人工時效（T6）可以析出時效強化相，提高鎂合金的強度。合金的析出行為在上一章已進行了詳細介紹，此處將不再贅述。 5 低壓鑄造鎂合金的熱處理工藝 熱處理是鎂合金進一步調整和改善微觀組織和力學性能的重要方法。根據合金元素的種類，可熱處理強化的鑄造鎂合金主要包括Mg-A1-Mn系（如 AM100A）、Mg-A1-Zn 系（ 如 AZ63A，AZ81A， AZ91C 和 AZ92A 等）、Mg-Zn-Zr 系（如 ZK51A 和 ZK6A等）、Mg-RE-Zn-Zr系（如EZ33A和ZE41A）、 Mg-Ag-RE-Zr 系（如 QE22A）和 M-Zn-Cu 系（如 ZC63A），不同體系鑄造鎂合金的常規熱處理類型統計結果如表6所示。由于鎂合金中合金元素的擴散速度較慢，常用的熱處理工藝固溶和時效處理都需要較長時間保溫，隨后在靜止的空氣中或者人工強制流動的氣流中冷卻。 鑄造鎂合金經固溶處理（T4）后可以同時提高材料的強度、塑性、韌性和抗沖擊性。砂型鑄造鎂合金壁厚較大，需要的固溶時間往往較長；金屬型及薄壁鑄件的固溶時間較短。彭立明等研究了固溶處理對AZ91D-RE合金顯微組織和力學性能的影響，SEM結果顯示鑄態AZ91D-RE合金的第二相主要由網狀Mg17 Al12 相、棒狀 Al11 Er3 相及顆粒狀 Al10 Ce2 Mn7 相組成。該合金經過410 ℃/35 h的固溶 處理后，網狀Mg17 Al12 相完全固溶于α-Mg基體中， 為合金起到顯著的固溶強化效果，合金的強度大幅提高；稀土化合物未固溶于基體，只是形態上發生了變化，由長棒狀變為短棒狀并有球化趨勢，這種變化減弱了化合物對基體割裂的危害，合金塑性也得以提高。
表6 鑄造鎂合金常規熱處理類型 對鎂合金進行固溶處理后再進行人工時效 （T6）可以提高鎂合金的強度，這種工藝主要應用于 Mg-Al-Zn 和 Mg-Er-Zr 合金。但 T6處理后鎂合金的塑性往往會有所降低。表7統計了幾類鑄造鎂合金的典型時效析出相，在第3節中已展開詳細討論，此處不再贅述。 鎂合金鑄件工件尺寸和截面厚度、工件尺寸與爐膛體積容量的比例關系以及鑄件在爐膛中的放置方式等都是影響金屬熱處理工藝的主要因素。鎂合金在熱處理時對溫度控制精度的要求較為嚴格，固溶處理時允許的最大溫度波動范圍為±5 ℃。因此，需要精確控制熱處理爐的爐溫并保證其溫度分 布均勻；同時要求爐子具有良好的密封性，當熱處理溫度高于400 ℃時，必須使用保護氣氛以防止鎂合金表面氧化和燃燒。
表7 鑄造鎂合金典型時效析出相 除上述常規熱處理外，目前還有些特殊熱處理工藝用于提高鎂合金綜合性能。熱等靜壓處理可以提高鎂合金鑄件的致密度、力學性能及穩定性。熱等靜壓工藝是將材料放置到密閉的容器中，向材料施加各向同等的壓力，同時施以高溫，在高溫高壓的作用下，工件的形狀和外形尺寸不發生改變，而在內部孔隙處發生顯微尺度的塑性變形，使縮松縮孔缺 陷閉合，提高材料致密度，改善材料性能。Zhou 等采用熱等靜壓處理技術，使鑄造Mg-6Gd-3Y 0.5Zr合金中的縮松縮孔閉合，大大降低了鑄造缺陷，顯著提高了材料的力學性能。田曉瑩等采用低壓鑄造-熱等靜壓工藝制備的WE43合金在室溫至250 ℃范圍內表現出優異的力學性能，其原因是 合金具有細小的晶粒組織，以及消除了縮松縮孔。目前國內關于鎂合金熱等靜壓的報道較少，研究尚處于起步階段。 6 鎂合金低壓鑄造常見缺陷及應對方案 低壓鑄造鎂合金充型速度較慢，充型較為平穩， 因此鑄件中的氣孔、縮孔等缺陷可以大大降低，鑄件表面質量也有所提高。然而，隨著航空航天、汽車等領域對高性能大型復雜鎂合金鑄件在的需求逐漸增加，推動鎂合金的合金化程度逐漸提高，凝固區間變寬，流動性變差，在凝固過程中常見一些鑄造缺陷， 如疏松、成分偏析、熱裂等。 6.1 疏松 疏松是鑄件內部出現的粗大海綿狀組織，在鎂合金鑄件中分布廣泛，補縮困難。鎂合金凝固溫度區間較寬，凝固收縮率大，導致體積收縮形成的微孔得不到合金液的補充，最終形成疏松，嚴重時由于晶間拉應力過大還會出現縮裂，導致合金失效。 在鑄造鎂合金殼體中，疏松缺陷主要發生于鑄件的厚薄過渡區。在工藝設計時，為了減少疏松缺陷，殼體鑄件的工藝應盡量遵循順序凝固原則，以確保鑄件補縮通道順暢，充分發揮低壓鑄造的工藝優勢。此外，適當降低澆注溫度有利于減少疏松，但溫度過低則會降低補縮效果；較低的充型速度可以避免充型過程中的卷氣現象，同時延長澆道的保溫時間，從而提高凝固質量。在此基礎上，增加保壓壓力在30~60 kPa之間，可使枝晶間的微縮孔得以填充， 提高合金的補縮能力，提高鎂合金鑄件的內部質量。 6.2 成分偏析 成分偏析是鎂合金中最常見的偏析缺陷，嚴重時可導致鑄件直接報廢。為降低鑄件的成分偏析， 在實際鑄造生產中通常可采用調整精煉溫度和激冷能力、降低澆注溫度等方法。 鎂合金中添加的合金化元素通常熔點較高，多屬于重金屬元素，提高精煉溫度可以使重金屬元素更充分地熔入熔體，有效降低鑄件的成分偏析。除合金成分外，成分偏析與鑄件冷卻速度也有關系，冷卻速度較慢的部位更易產生成分偏析，在這些部位加強激冷可有效防止鑄件內的偏析；此外，適當降低澆注溫度，降低合金過冷度以防止重金屬元素在凝固過程中析出，也能大大改善合金中的成分偏析。 6.3 熱裂 隨著鎂合金鑄件逐漸向大尺寸、薄壁復雜結構件發展，熱裂傾向也隨之增大，熱裂對于鑄件而言是一種非常嚴重的鑄造缺陷，在鑄件上呈現直的或者曲折的隙縫與裂口，易產生在凸臺的厚薄交接處和下端框處。熱裂的形成機制可以用液膜理論解釋：鎂液在凝固后期，封閉的枝晶之間會形成一層金 屬液膜，當鑄件繼續凝固，體積持續收縮，在枝晶間會形成拉應力，在該力作用下最終發生撕裂，形成熱裂紋。熱裂缺陷的產生受工藝設計、熔體質量和冷鐵的影響。在設計工藝時，當鑄件設計相鄰較近的多個凸臺時，應設計合理的防裂拉筋，以有效消除裂紋缺陷。熔體凈化和細化可以提高熔體質量，降低晶界處的局部應力，減少鎂液中氧化夾雜，從而降低熱裂傾向。適當設置冷鐵，也會改善合金熱裂傾向， 尤其是對稀土耐熱鎂合金而言。 6.4 氧化夾雜 低壓鑄造鎂合金中常出現氧化夾雜，這種夾雜實際上是薄膜狀MgO，伴有MgO/MgS和部分中間化合物混成的，多分布在鑄件表面或鑄件轉接部分以及鑄件內部的各部分，夾雜表面通常是粗糙而形狀不規則的孔洞。氧化夾雜通常是由于工藝不完善或者不正確引起的，產生的主要因素和解決方案 如下： （1）連續生產時往坩堝中補加鎂液時，將液面上的氧化夾雜沖進升液管，在澆注時又被帶入鑄型中。所以在補加鎂液后，應將升液管內的渣徹底清除 （2）升液管的液面反復升降造成的氧化皮，可以根據實際鑄件情況選擇在升液管口或鑄型內澆道部分采用過濾網。 （3）加壓速度過快，造成噴濺產生氧化皮。因此 應嚴格控制充型速度，保證金屬液平穩上升，無沖擊、噴濺現象。 （4）鑄型材料和涂料脫落而引起的非金屬夾雜。需要檢查涂料層是否有脫落，型腔中的灰塵、砂粒、 雜物要徹底清掃干凈；此外，熔煉時需添加精煉劑， 使其吸附各種非金屬雜質（如氧化物、氮化物、氯化 物等），使其在靜置后沉于坩堝底部得以去除。 6.5 澆不足和冷隔 澆不足和冷隔缺陷是鎂合金低壓鑄造中易于出現的缺陷之一，主要發生在遠離澆口的位置及鑄件的薄壁處。澆不足是指在充型過程中，金屬液未能充滿型腔，致使鑄件成形不完整的缺陷。 冷隔缺陷是指在兩股金屬匯聚處，由于未能完全熔合而存在明顯的不連續性缺陷。澆不足和冷隔缺陷形成的主要原因都與金屬液的充型過程有關， 如金屬液的澆注溫度低流動性差、充型速度過慢、鑄型排氣不好、透氣性差、金屬液量不足等。對應這 些因素，嚴格控制鑄造工藝過程，才能有效避免這些缺陷，獲得形貌完整的鎂合金鑄件。 6.6 夾層 鑄件夾層是指鑄件表面或體內出現一個或多個以氣體或氣泡為主的缺陷區域，是由于熔體中存在的氣體在凝固過程中未能完全排出所造成的。夾層有可能是直接形成的，也有可能在凝固過程中形成復合缺陷。通常情況下，鎂合金鑄件夾層多發生于壓鑄過程中，其原因主要有以下幾點： （1）澆注過程中氣體夾雜物。在合金鑄件的澆注過程中，由于鎂液的流動速度較快，容易帶入氣體、砂芯和其他雜質，導致夾層的產生。 （2）澆注溫度過低或不均勻。澆注溫度低或者溫度分布不均勻，會導致鎂合金鑄件表面凍結形成外夾層。 （3）模具設計和制造問題。模具的不合理結構設計或制造工藝不良，也會導致夾層的產生。 （4）熔煉工藝不良。鎂合金熔煉工藝控制不當， 如熔煉溫度過高、保溫時間過長等，會使鎂液中的氣體、雜質增加，從而產生夾層。 以上是鎂合金鑄件產生夾層的一些原因，針對這些原因可以采取相應的控制措施，如優化澆注工藝、改進模具設計制造工藝、控制熔煉工藝等。 綜上所述，在鎂合金殼體低壓鑄造中，為保證生產出高質量鑄件，必須對原材料、鑄造工藝和細化精煉等每個環節進行嚴格控制。 7 結語與展望 中國擁有世界上70%以上的鎂資源。同時，中國也是鎂材料和制品的生產大國，十幾年來，中國的鎂及其合金的產量已經超過了世界總產量的80%， 成為世界上最有話語權的國家。隨著新能源車續航和傳統油車節能減排要求的提升，輕量化成為目前汽車產業發展的重點，鑄造鎂合金作為最輕質的商用金屬工程材料需求有望快速增長。所以在鎂合金低壓鑄造中，后續有以下幾點問題值得重點關注。 （1）鑄造鎂合金特別是低壓鑄造產品的研究和應用目前尚研究不足，在由實驗室小規模向中等尺寸、中等規模工業產品試制轉化時，樣品的穩定化、 生產效率能否達到預期水平，成本分析與實際的差別有多大，個別技術難點有可能還未預計到，需要科研和生產人員共同配合消除鑄造鎂合金應用瓶頸。 （2）大眾對鎂合金產品認知不足。“鎂合金化學性能活潑、易腐蝕，有安全隱患”——這往往是大眾對鎂合金產品的第一印象，對于鎂合金鑄件的實際性能測試結果非專業人員并不關注。因此，需要提升大眾對于鎂合金產品的認知，了解鎂合金產品的優缺點及其實際的阻燃、耐腐蝕性能，以更好地促進鎂鑄件的應用。 （3）需要穩定的原鎂價格和生產基地：鎂合金鑄件的生產成本中，材料價格占比一般在50%左右， 所以原鎂價格的波動對于鎂輪轂生產成本的影響巨大，相對穩定的原鎂價格會進一步提升用戶的使用決心和推廣力度；同時，為提高產品量產效率和合格率，需要一定規模的生產基地來共同保障鎂合金鑄件的批量化生產和應用推廣。此外，國內整車廠雖 然紛紛表示期待鎂合金企業為其提供高性能鎂合金汽車零部件產品，但零件材料更替需要時間周期供產品設計評估測試和驗證，需求意向轉換為市場訂單有一個轉換期；目前原鎂相對價格仍較高，使得國內汽車廠擔心成本壓力較大。 （4）低壓鑄造中的設備、冶金組織方面存在的技術難點有待進一步攻關。如何通過合金設計、設備優化和有效的工藝改進進一步控制低壓鑄造組織中的氧化夾雜、縮孔、偏析等缺陷，是制約低壓鑄造工藝及其產品能否在鎂的擴大應用過程中承擔重要角色的關鍵點。 因此，雖然中國高性能低壓鑄造鎂合金應用潛在市場巨大，但潛在市場需求能否轉化為現實的市場需求仍具有較大不確定性。
作者： 本文轉載自特種鑄造，原文來自中國有色金屬工業協會鎂業分會 |
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