作为“21世纪的绿色工程材料”，镁台金以其独特的优异性能(轻质高强)，在航空、航天、汽车、电子等行业应用潜力很大。但由于镁合金耐磨和耐蚀等性能较差，在一定程度上制约了它的应用。由于腐蚀与磨损是材料的表面行为，因此，为了拓展和开发镁合金的潜力，采用适当的表面改性技术改善镁合金的表面性能，具有重要的现实意义。　　 由于合金在不同的冷却速度下凝固时，获得的组织会有差异，故首先做了AZ31镁合金在空气、水、淬火油和液氮中冷却的凝固试验，分析了不同冷却速度对镁合金组织与性能的影响，并估算了镁合金的冷却速度。其次，采用500W脉冲固体Nd：YAG激光器在AZ31B镁合金表面进行了两种冷却条件下(常规空气冷却和液氮冷却)的激光熔凝试验，以期提高镁合金表面的耐磨性能和耐腐蚀性能。采用金相显微镜(OM)、显微硬度仪、X射线衍射(XRD)仪、透射电子显微镜(TEM)、电化学测量系统和摩擦磨损试验机等，深入分析和研究了这两种冷却条件下熔凝层的显微组织、显微硬度、耐磨性和耐蚀性等。　　 镁台金凝固试验结果表明，不同冷却条件下凝固的AZ31镁合金组织都是由α-Mg相和β-Mg17Al12相组成。镁合金在水中冷却的组织，其晶粒比空气冷却的晶粒更加细小，β-Mg17Al12沿晶界析出，但是与空气冷却相比，数量没有明显减少。镁合金在淬火油中冷却的组织，β-Mg17Al12连接成树枝状分布，由于数量较多，已不能看到晶界。液氮中冷却的镁合金，β-Mg17Al12相数量最少。镁合金在空气、淬火油、水、液氮中冷却的显微硬度依次提高，分别为53．7HV0.05、55．3 HV0.05、59HV0．05和72．1 HV0.05。估算了镁合金在水中与液氮中的冷却速度，分别为50．1 K／s和324．9 K／s。激光熔凝常规空气冷却结果表明，激光熔凝层晶粒比未处理AZ31B母材明显细化。熔凝层的物相跟未处理母材一样，都是由α-Mg相和β-Mg17Al12相构成。由于熔凝层受细晶强化、固溶强化、沉淀强化和位错强化作用，其硬度，耐磨性和耐蚀性比未处理母材明显提高。硬度值最高达到94-102HV0.05，明显高于原始镁台金的显微硬度(约55HV0.05)，提高了约70．9％~85．5％。其他参数相同时，在同等条件的摩擦环境下，扫描速度分别为5mm／s、7mm／s和9mm／s时，激光熔凝层磨损失量分别为2．2×10-3g、1．7×10-3g和2×10-3g，熔凝层磨损失量分别是未处理镁合金母材磨损失量(2．8×10-3g)的78．6％、60．7％和71．4％。电化学腐蚀试验结果表明，空气冷却熔凝层的腐蚀电位最高为-1461 mV，比未处理母材(-1524 mV)，提高了63mV；与原始镁合金相比，空气冷却激光熔凝层的自腐蚀电流降低了约1个数量级。经计算，未处理AZ31B镁合金母材的平均腐蚀速率为0．0684g/cm2·h)。其它参数相同，扫描速度分别为5 mm／s、7 mm／s和9 mm／s时，激光熔凝层的平均腐蚀速率分别为0．036g/(cm2·h)、0．0324 g/(cm2·h)、0．0396g(cm2·h)，均小于未处理镁合金母材，这说明空气冷却激光熔凝明显提高了镁合金的耐蚀性。　　 激光熔凝液氮冷却结果表明，相同参数下，液氮冷却熔凝层的晶粒比空气冷却熔凝层更加细小。液氮冷却熔凝层的显微硬度达到95—148HV0.05，明显高于原始镁合金的显微硬度(约55HV0．05)，且高于空气冷却熔凝层(94～102HV0.05)。磨损实验表明，液氨冷却熔凝层的磨损失量为1×10-3g，小于空气冷却熔凝层的1．7×10-3g，减少幅度为41．2％。在质量分数为3．5％的NaCl溶液中的电化学极化曲线测试结果表明，相同熔凝参数下液氮冷却熔凝层的腐蚀电位为-1439mV，比未处理母材(-1524mV)提高了85mV，高于空气冷却熔凝层腐蚀电位的提高量(63mV)。与原始镁合金相比，液氮冷却激光熔凝层的自腐蚀电流降低了约1个数量级。液氮冷却激光熔凝层的平均腐蚀速率为0．0108g/(cm2·h)，小于未处理母材的0．0684g/(cm2·h)和空气冷却熔凝层的0．0324g/(cm2·h)。这说明液氮冷却条件下，对镁合金腐蚀性能的提高优于空气冷却条件。　　 激光熔凝AZ31B镁合金中容易出现的缺陷为裂纹、气孔和合金元素的烧损。研究发现，裂纹主要是结晶裂纹，气孔主要为氢气孔。