铸造Mg-Al合金密度低、比强度高，具有优良的减震性能、阻尼容量以及易切削加工^[1]等特点，被誉为21世纪“最有前途”的金属结构材料^[2]，广泛应用于汽车轮毂、电气仪表、生物医疗及航空航天领域^[3~6]。但是，铸造Mg-Al合金耐腐蚀性能差、使用寿命短，严重制约了其应用和发展^[7]。

研究表明，实际铸造条件下，Al含量高于4.5%(质量分数)就会沿α-Mg晶界生成共晶β-Mg₁₇Al₁₂相^[8]，此外在凝固过程中还会产生脱溶转变，形成层片状β-Mg₁₇Al₁₂析出相。由于α-Mg基体电位与β-Mg₁₇Al₁₂相间存在电位差(~175 mV^[9])，微电偶对的存在加速Mg-Al合金腐蚀^[10,11]；尤其层片状β-Mg₁₇Al₁₂析出相的存在进一步增加了电偶对的数量^[12]，大幅降低其耐腐蚀性能。

共晶β-Mg₁₇Al₁₂相在电偶腐蚀中充当阴极，导致β-Mg₁₇Al₁₂相附近的α-Mg基体加速腐蚀^[13,14]。若惰性β-Mg₁₇Al₁₂相网状均匀分布于晶界处，会对腐蚀产物起到物理隔绝作用而降低腐蚀速率^[15,16]。近期，Woo等^[17]研究了Al添加量对Mg腐蚀行为的影响。结果表明，在铸态合金中，β相随着Al含量的增加递增，导致腐蚀速率加大。此外，Yang等^[18]研究了等通道转角挤压(Equal-channel angular pressing，ECAP)处理的小晶粒(2 μm)AZ91合金和粗晶粒(50 μm)铸态AZ91合金的腐蚀行为。结果表明，ECAP加工的合金表现出较低的耐腐蚀性，并将结果部分归因于ECAP过程中β-Mg₁₇Al₁₂相从网状结构到大量颗粒的形貌变化。在Mg-Al合金的腐蚀过程中，当β-Mg₁₇Al₁₂沿晶界以连续相的形式存在且间距较小时，可作为防止腐蚀传播的屏障^[19]，但当β-Mg₁₇Al₁₂相之间的距离较大时，因β-Mg₁₇Al₁₂相作为防止腐蚀传播的屏障作用有限，α-Mg基体不能受到β-Mg₁₇Al₁₂相的有效保护，进而发生由于微电偶腐蚀引起的加速腐蚀^[20]。由此可见，β-Mg₁₇Al₁₂相形态、数量和分布均对Mg-Al合金的腐蚀速率产生影响，故合理调控Mg-Al合金的组织结构，抑制层片状β-Mg₁₇Al₁₂析出，减少共晶β-Mg₁₇Al₁₂含量或改善其形态是提高Mg-Al合金耐腐蚀性能的“必经之途”。

压力作为与温度、化学成分同等重要的热力学参量，其最大优势为可在不改变合金成分的基础上改变物质结构和性质^[21]。Jie等^[22]研究了压力作用下Al-Mg合金的组织结构变化。结果表明，当压力达到3 GPa时，Al-42.2%Mg (原子分数)合金主相由γ相转变为过饱和Al (Mg)固溶体，Mg溶解度高达41.6% (原子分数)。此外，Ma等^[23]研究Al-20Si合金时表明，3 GPa高压凝固后，初生Si相被过饱和α-Al代替。本课题组在对高压凝固Mg-Al合金的研究^[24]表明，初始共晶相变所需的原始合金的Al含量从大气压下的5% (质量分数)增加到4 GPa时的9%，共晶点的Al含量从大气压下的32.3%增加到4 GPa时的38.3%。综上所述可知，压力导致平衡相图发生本质变化，包括相变线的偏移、新相区域的出现以及相图形状的变化。同时，压力还增加原子扩散激活能，抑制原子扩散^[25]，从而抑制因脱溶转变而产生的扩散型相变。

因此，本文选择常规铸造和高压凝固的Mg-xAl (x = 3，5，7，9，12，质量分数，%)合金，以下表述为Mg-xAl (x = 3，5，7，9，12)合金作为研究对象，通过微观组织表征、腐蚀性能测试及形貌观察，研究凝固压力和Al含量对Mg-Al合金中Al原子固溶度以及Mg₁₇Al₁₂相含量、尺寸和分布的影响，进而阐明高压凝固的合金组织结构变化对腐蚀性能的影响，并探讨其腐蚀机理。

采用真空感应熔炼设备(真空度为2.4 × 10^-6 Pa)熔炼Mg-Al合金，具体成分如表1所示。原材料为99.95%的Mg锭和99.95%的Al锭(均为质量分数)。熔炼时，将配制好的金属炉料烘干，放入熔炼坩埚中，关闭炉门。先后开启循环水和机械泵、分子泵，抽真空至0.02 Pa；向熔炼室充入高纯Ar气，使真空度达400~600 Pa。开启冷却水制冷系统，将循环冷却水温度降至5 ℃。开启感应熔炼电源，加热、熔炼Mg合金；开启保温电源，预热固定在激冷台(5 ℃循环冷却水)上的石墨套管(铸型)。当熔炼坩埚中镁合金熔体温度达到设定的熔化温度、保温20 min (保温后期轻轻摇动石墨坩埚使金属液成分混合均匀)后，将合金液体浇注到石墨铸型中，最终获得ϕ22 mm ×150 mm的铸造Mg-Al合金试棒，采用线切割加工成ϕ6 mm × 8 mm的试样。

采用CS-1V型六面顶液压机对实验合金进行高压凝固实验。首先按图1所示进行高压样品组装。组装时通过叶腊石直角处钻出的小孔将K型热电偶放置在试样附近，热电偶的另一端为温度记录装置，以测量实验过程中的温度变化。将组装试样放入高压六面顶压机腔体中，将压力升高到预设值，启动测温装置，开启加热电源快速加热到预设温度，保温保压20 min后，关闭电源停止加热。保压下缓慢冷却到室温，卸压完成后取出试样，供测试分析用。

利用ZEISS SAPPHIRE SUPRA 55热场发射扫描电子显微镜(SEM)观察实验合金显微组织。利用扫描电镜上配备的Oxford X-MaxN 50电制冷能谱仪(EDS)对各实验合金显微组织进行点、面成分分析。测量Al溶质原子在α-Mg基体中固溶量时，每种合金均选取10个典型晶粒，定点分析枝晶团的晶界及枝干中心、枝干、枝干间的能谱，统计分析结果后求取平均值，即为Al溶质平均固溶量。利用Imageo-Pro-Plus图像分析软件统计Mg₁₇Al₁₂相所占面积分数。

用线切割将Mg合金切割成底面直径为6 mm的圆柱体，用环氧树脂对其进行封装，仅留上表面裸露，用于析氢测试^[26]。将样品表面依次在800#、1000#、1200#、2000#、3000#和5000#金相砂纸上进行逐级打磨和抛光。使用3.5%NaCl (质量分数，下同)水溶液作为腐蚀介质。将Mg合金样品的金属面朝上置于盛有250 mL的3.5%NaCl溶液的烧杯中，将一个倒置的漏斗置于样品上方，并将装满3.5%NaCl溶液的滴定管插入漏斗口，收集由Mg合金腐蚀产生的氢气。为确保实验数据的准确性，每种实验条件下至少进行3次平行测试。滴定管中的溶液体积随浸泡时间的变化用于评估镁合金的腐蚀速率。析氢量与腐蚀速率按照 式(1)^[27]计算：

其中，R_corr为腐蚀速率，mm/a；vH为析氢率，mL/(cm²·d)。

电化学测试在3.5%NaCl溶液中进行，使用CS350H电化学工作站。使用三电极体系，饱和甘汞电极(SCE)为参比电极，铂棒为辅助电极，样品为工作电极(非工作表面用环氧树脂密封，露出0.2 cm²的工作表面)。在测试电化学阻抗谱(EIS)和动电位极化曲线前，进行50 min开路电位(OCP)测试，以确保测试过程中样品表面状态保持相对稳定。EIS测试频率为10 kHz~0.15 Hz，扰动幅值为10 mV；极化曲线扫描速率为1 mV/s，扫面范围为-2.0~-0.5 V。极化曲线和EIS数据使用CorrView软件进行拟合分析，电化学测试中每组实验重复3~5次，以确保实验数据的准确性。

通过浸泡实验观察样品的腐蚀形貌，将样品在3.5%NaCl溶液中浸泡10 min后进行SEM观察。

使用Thermo Scientific K-Alpha射线光电子能谱(XPS)进行表面化学成分分析，X射线激发源采用Al Kα射线(能量为1486.6 eV)，束斑大小为400 μm，工作电压和电流分别设定为12 kV和6 mA。使用Avantage 5.9软件拟合峰值数据，对结果数据进行校正时，使用C 1s峰(结合能为284.8 eV)作为参考。

图2和3分别为常规铸造Mg-xAl (x = 3，5，7，9，12)二元合金凝固组织以及Al量对Mg-xAl二元合金基体固溶度、β-Mg₁₇Al₁₂相数量的影响。由图2可知，Mg-3Al合金(图2a)的凝固组织为单一α-Mg固溶体，基体中Al平均固溶量为1.26% (质量分数)，α-Mg晶界偏析着Al溶质(图2a中箭头所示)；而如图2b所示，非平衡凝固条件下溶质再分配引起的晶界偏析，导致Mg-5Al合金的α-Mg晶界生成约为4.8%的共晶β-Mg₁₇Al₁₂相和冷却过程中析出的层片状β-Mg₁₇Al₁₂相。之后，随着合金中Al量增多，共晶(层片状)β-Mg₁₇Al₁₂相数量增加。Mg-7Al合金(图2c)中β-Mg₁₇Al₁₂相所占面积分数已增到7.8%，半连续分布于晶界；Mg-9Al (图2d和e)和Mg-12Al (图2f)合金中的β-Mg₁₇Al₁₂相所占面积分数分别增至15.1%和22.3%，且已连成网状分布于晶界。此外，由图3b可知，α-Mg基体中Al固溶量随合金中Al量增多而增加，由Mg-5Al合金的1.86%逐渐增加到Mg-12Al合金的5.15%。可见，常规铸造下，当合金中Al > 5%后，其Mg-xAl合金凝固组织皆为亚共晶。

此外，进一步观察表明，高压凝固Mg-3Al、Mg-5Al和Mg-9Al合金其α-Mg多为等轴晶(图4e)，而高压凝固Mg-7Al合金的枝晶组织更为发达、分枝更多，这可能与其凝固范围较宽有关。

图5为常规铸造和高压凝固Mg-xAl合金析氢实验(在3.5%NaCl水溶液中浸泡48 h)结果。由图5可知，常规铸造下，Mg-3Al和Mg-5Al合金的腐蚀速率相对较低，分别为29.2和25.5 mm/a；腐蚀速率随合金中Al量增多显著增大，Mg-9Al和Mg-12Al合金的腐蚀速率分别增至77.0 和94.4 mm/a。而4 GPa高压凝固下，Mg-9Al和Mg-5Al合金的腐蚀速率仅有11.2 和13.5 mm/a，较腐蚀速率最低的常规铸造Mg-5Al合金分别下降85.45%和85.69%；即便是Mg-7Al和Mg-12Al合金的腐蚀速率也仅有24.2和28.0 mm/a，远低于同Al量的常规铸造合金；仅Mg-3Al合金的略高于常规铸造。

图6分别为常规铸造和高压凝固Mg-xAl二元合金在3.5%NaCl水溶液中的极化曲线和依据Tafel曲线外推法拟合得到腐蚀电位(E_corr)和腐蚀电流密度(I_corr)随合金Al量变化曲线。由图6可知，常规铸造下，Mg-3Al、Mg-5Al、Mg-7Al和Mg-9Al合金的E_corr均在-1.37~-1.39 V，而Mg-12Al合金的电极电位为-1.50；Mg-5Al合金的电流密度最低为18 μA/cm²，其次是Mg-3Al (33 μA/cm²)和Mg-7Al合金(57 μA/cm²)，而Mg-9Al和Mg-12Al合金的I_corr已高达160 和310 μA/cm²。

4 GPa高压凝固下，当Al含量≤ 7%时，其E_corr随Al量增高而增高，由Mg-3Al合金的-1.43 V增高到Mg-5Al合金的-1.29 V、Mg-7Al合金的-1.23 V；当Al含量≥ 7%时，其E_corr随Al量增高而降低，由Mg-9Al合金的-1.24 V逐渐降低到Mg-12Al合金的-1.27 V。Mg-9Al和Mg-5Al合金的I_corr较低，分别为21和26 μA/cm²，其次是Mg-3Al (45 μA/cm²)和Mg-7Al (55 μA/cm²)，而Mg-12Al合金的I_corr也已增高到181 μA/cm²。即除Mg-3Al合金外，高压凝固合金的E_corr均高于常规铸造合金，I_corr均低于常规铸造合金，且随Al量增多这种趋势越显著。

图7分别为常规铸造和高压凝固Mg-xAl合金在3.5%NaCl水溶液中浸泡30 min后测得的电化学阻抗Nyquist图。由图7可知，常规铸造及高压凝固Mg-3Al和Mg-5Al合金的Nyquist曲线均包含一个高频容抗弧和一个低频感抗弧，且容抗弧的直径较大，表明其耐腐蚀性较高；Mg-7Al和Mg-12Al合金的Nyquist曲线不但包含直径较小的高频容抗弧和低频感抗弧、还存在明显的中频容抗弧，而中频容抗弧的出现表明合金表明已有腐蚀产物覆盖。常规铸造Mg-9Al合金包含中频容抗弧，而高压凝固Mg-9Al合金仅由高频容抗弧和低频感抗弧构成、且容抗弧直径较大，表明合金耐腐蚀性能提高。此外，所有实验合金的Nyquist曲线中均出现低频感抗弧，表明所有合金均发生了局部腐蚀^[28]。

图8为常规铸造及高压凝固Mg-xAl合金在3.5%NaCl水溶液中浸泡30 min进行电化学阻抗测试得到的Bode图。由图8a和b可知，常规铸造和高压凝固Mg-3Al和Mg-5Al合金Bode图中存在一个低频区域负的波谷和一个高频区域正的波峰，且高频区域波峰高；Al含量≥ 7%的常规铸造合金以及高压凝固Mg-7Al、Mg-12Al合金还在中频区域存在一个正的波峰，表明其合金表面形成较多的腐蚀产物；而高压凝固Mg-9Al合金则没有出现中频区域的波峰，表明其腐蚀产物较少。而从图8c和d所示的幅频特性Bode图可知，高压凝固Mg-xAl合金具有更大的低频阻抗，即耐腐蚀性能更好。

图9为依据图7中EIS拟合等效电路图计算得到的各实验合金极化电阻R_p值^[29]。由图9可知，常规铸造下，R_p值相对较高的是Mg-5Al (701 Ω/cm²)和Mg-3Al合金(628 Ω/cm²)，Mg-7Al和Mg-9Al合金的R_p值已降低至141和135 Ω/cm²，而Mg-12Al合金的R_p值仅有45 Ω/cm²。4 GPa高压凝固下，Mg-9Al和Mg-3Al合金R_p值高达1343和1229 Ω/cm²，Mg-5Al合金R_p值(824 Ω/cm²)较常规铸造Mg-5Al高123 Ω/cm²，但Mg-7Al (516 Ω/cm²)和Mg-12Al (391 Ω/cm²)合金的R_p值则低于常规铸造Mg-5Al合金。

综上所述，根据析氢率和电化学腐蚀实验结果，高压凝固Mg-xAl合金抗腐蚀性能优于常规铸造合金，其中高压凝固Mg-9Al和Mg-5Al合金的耐腐蚀性能最佳。

图10和11分别为常规铸造及高压凝固Mg-xAl合金3.5%NaCl水溶液中浸泡10 min后的宏观形貌。由图10可知，常规铸造下，Mg-3Al合金试样表面有腐蚀产物膜生成，但因“点蚀坑”的形成破坏了其表面膜的完整性；Mg-5Al合金试样表面因局部的腐蚀导致其表面膜不完整，而Al含量≥ 7%的合金已被严重腐蚀。而由图11可知，高压凝固下，Mg-5Al (图11b)和Mg-9Al (图11d)合金试样表面生成致密、完整的腐蚀产物膜，Mg-3Al (图11a)和Mg-7Al (图11c)合金试样表面所生成的腐蚀产物膜的完整性则被“点蚀坑”破坏，而Mg-12Al合金(图11e)表面未生成完整的产物膜。

图12为常规铸造Mg-xAl合金微观腐蚀形貌(对图10所示样品进行抛光后)。由图12可知，Mg-3Al合金(图12a)已形成一定数量且尺寸较大的点蚀坑；在Mg-5Al合金中层片状β-Mg₁₇Al₁₂相生成较多部位，不但层片状析出相被腐蚀，其周边基体组织也被腐蚀，如图12b中箭头所示；如图12c和d所示，Mg-7Al和Mg-9Al合金因大量β-Mg₁₇Al₁₂相及其相邻基体也被腐蚀，导致第二相剥离基体形成腐蚀坑；而对于共晶组织相对较多、且面积尺寸较大的Mg-12Al合金，被网状第二相包围的基体组织被大量腐蚀形成腐蚀坑(图12e)。

图13为高压凝固Mg-xAl合金微观腐蚀形貌。由于高压凝固Mg-Al合金耐腐蚀性能优异，浸泡时间较短时腐蚀特征不明显，故本实验选用在3.5% NaCl水溶液中浸泡2 h的合金试样观察。由图13可知，Mg-3Al合金(图13a)的α-Mg枝晶间分布着大量 “点蚀坑”，但“点蚀坑”尺寸相对较小；Mg-5Al (图13b)和Mg-9Al (图13d)合金所形成的“腐蚀坑”数量相对较少(腐蚀面积占比仅有4.5%和3.9%)，但尺寸相对较大的，且“腐蚀坑”多形成α-Mg枝晶心部或晶界(图13b中插图)；Mg-7Al合金(图13c)，不但腐蚀坑数量多于Mg-5Al和Mg-9Al合金，而且还形成少量大尺寸的腐蚀坑，如图13c中箭头所示；而如图13e所示，Mg-12Al合金所形成的腐蚀坑数量和腐蚀坑面积均多于Mg-9Al合金，大的腐蚀坑多产生于局部枝晶团(图13f)，其被腐蚀面积占比为13.4%。

图14分别为常规铸造和高压凝固Mg-3Al、Mg-5Al和Mg-9Al合金在3.5%NaCl水溶液中浸泡24 h后表面形貌(SEM)及截面的EDS面扫描像。由图14可知，经24 h浸泡，常规铸造Mg-3Al (图14a~c)、Mg-5Al (图14d~f)和Mg-9Al (图14g~i)合金的表面均出现明显的腐蚀坑，其腐蚀深度分别为310、220和795 μm。高压凝固Mg-3Al (图14j~l)、Mg-5Al (图14m~o)和Mg-9Al (图14p~r)的腐蚀坑深度分别为245、181和60 μm，显示高压凝固Mg-5Al和Mg-9Al合金具有良好的抗腐蚀能力。此外，从EDS分析结果也可知，高压凝固Mg-5Al (图14m~o)和Mg-9Al (图14p~r)合金表面O均匀分布，表面腐蚀产物较为致密，这可能是其基体上仅出现极少且深度很浅腐蚀坑的缘故。而常规铸造Mg合金和高压凝固Mg-3Al合金其表面的O则断续分布，且O已渗透到金属内部，表明腐蚀产物膜并未对基体形成有效的保护。

为进一步分析实验合金表面腐蚀产物，本文对在3.5%NaCl水溶液中浸泡24 h的常规铸造Mg-5Al以及高压凝固Mg-5Al、Mg-9Al合金进行了XPS分析^[30]，其结果如图15所示。由图15可知，所有样品的Mg 1s特征峰分别为1302.8 eV处的Mg(OH)₂、1303.8 eV处的MgO和1304.9 eV处的MgCO₃，O 1s特征峰则在531.2 eV处的MgO、532.2 eV处的Mg(OH)₂和533.4 eV处的MgCO₃。

表2列出实验合金表面3种元素(Mg、Al、O)的原子分数。由表2可知，实验合金表面膜中Mg和O含量最高，表明实验合金表面的腐蚀产物膜主要由Mg(OH)₂和MgO组成。而对比各实验合金表面产物的Al 2p数据可知，高压凝固Mg-9Al合金样品表面Al含量占比最大(7.73%，原子分数)，其次是高压凝固Mg-5Al合金，而常规铸造Mg-5Al合金最低(3.81%)。这可能与高压凝固Mg-9Al合金基体中固溶Al量高，浸泡过程中Al被氧化生成Al₂O₃氧化物，进而改善表面膜结构、增加膜致密度。

常规铸造下，由于Al含量≥ 7%的合金其凝固组织中生成大量共晶β-Mg₁₇Al₁₂相和层片状β-Mg₁₇Al₁₂析出相，其中层片状结构析出相因极大的增加电极电位高的β-Mg₁₇Al₁₂相与电极电位低的α-Mg基体相接触面积、加速α-Mg相腐蚀^[31]，面积尺寸大的网状共晶β-Mg₁₇Al₁₂相将α-Mg基体包围至α-Mg基体相优先被腐蚀形成较大的腐蚀坑^[32]，均导致其抗腐蚀性能差；而具有单一固溶体组织结构的Mg-3Al合金，其基体固溶Al量仅有1.26%，浸泡时因其表面所形成的产物膜薄且不均匀，故Cl^-侵蚀极易与裸露基体接触，抗点蚀性能相对较低；凝固组织中仅生成不足5%的β-Mg₁₇Al₁₂相的Mg-5Al合金，因其基体中固溶Al量增加到1.86%，浸泡时其表面所形成产物膜相对致密，且其腐蚀多发生分布着β-Mg₁₇Al₁₂相的晶界，故其具有一定的抗点蚀能力。

高压凝固Mg-xAl合金耐腐蚀性能较常规铸造有所提高，其中耐腐蚀性能相对最好的是Mg-9Al和Mg-5Al合金。这主要是因为高压凝固下，凝固过程是在保压下进行，GPa级的凝固压力抑制了脱溶转变，即抑制了层片状β-Mg₁₇Al₁₂相析出。此外，因为高压凝固大幅提高了Mg-Al合金基体中最大溶解度、并提高其共晶成分，由此增大了α-Mg基体中Al固溶量、降低共晶β-Mg₁₇Al₁₂相所占面积分数。Mg-5Al和Mg-9Al合金基体的Al固溶量(质量分数)分别增至2.7%和6.44%，共晶β-Mg₁₇Al₁₂相所占面积分数分别降至0.3%和4.8%，且共晶β-Mg₁₇Al₁₂相多呈颗粒状或小岛状分布于晶界，同时晶界偏析着一定浓度的Al溶质。由此，降低了第二相与基体的接触面积，同时Al溶质晶界偏析有效地降低了晶界与基体间电极电位差，避免了晶界与基体间电偶腐蚀效应，对基体腐蚀起到屏障作用。而基体中Al固溶量增高也促使腐蚀产物膜中Al₂O₃氧化物增多，即改善了腐蚀产物膜结构与致密度，对基体起到有效的保护作用。因此，对于高压凝固Mg-5Al和Mg-9Al合金，腐蚀产物膜对腐蚀敏感性下降，腐蚀进程得到延缓；相比之下，高压凝固Mg-7Al合金的耐腐蚀性能较Mg-5Al和Mg-9Al合金差，这与其长大的树枝晶结构有关，这种结构对腐蚀的扩展抵挡作用较小，腐蚀坑在枝晶内扩展变大。当高压凝固合金中的Al含量进一步增加至12%和15%时，第二相占比增多且形态变为岛状分布时，两相间的电偶腐蚀成为主导，同时Al溶质偏析区变得不连续，对腐蚀的屏障作用削弱，导致耐腐蚀性减弱。

(1) 与常压凝固相比，Mg-xAl (x = 3, 5, 7, 9, 12)合金在4 GPa高压下凝固，Al原子固溶度大幅增加，脱溶转变被抑制，层片状β-Mg₁₇Al₁₂相消失，共晶β-Mg₁₇Al₁₂相减少。Mg-3Al、Mg-5Al合金中β-Mg₁₇Al₁₂相含量分别由0.2%和4.8%降至0.1%和0.3%，成为类单一固溶体组织；Mg-7Al、Mg-9Al合金中β-Mg₁₇Al₁₂相分布由沿晶界断续状分布转变成粒状分布，β-Mg₁₇Al₁₂相含量分别由7.8%和15.1%降至2.8%和4.8%；Mg-12Al合金由沿晶界网状分布转变成在晶界处岛状分布，β-Mg₁₇Al₁₂相含量由22.3%降至7.4%。

(2) 4 GPa高压下凝固提高了Mg-xAl (x = 3，5，7，9，12)合金耐腐蚀性能。与常压铸造相比，Mg-5Al和Mg-9Al合金析氢腐蚀速率分别由25.2和77 mm/a降至13.5和11.2 mm/a，分别降低了46.43%和85.45%；E_corr由-1.37和-1.39 V升至-1.29和-1.24 V，分别升高了5.84%和10.79%。

(3) 4 GPa高压下凝固，Mg-5Al和Mg-9Al合金具有最佳的耐腐蚀性能，为保证其β-Mg₁₇Al₁₂相对腐蚀产物物理隔绝作用前提下降低电偶腐蚀倾向，导致腐蚀产物层对合金基体的保护性增强，腐蚀产物膜对腐蚀敏感性下降，腐蚀速率降低。