含3%~8%Zn的Mg-Zn系合金在固溶处理后进行时效处理时其硬化曲线如图所示，强化效果不十分明显。Mg-Zn系合金时效时固溶体的脱溶过程比Mg-Al系合金的复杂，有一个预脱溶过程，即在100℃以下会形成GP区，而在100℃时效时会形成β'相，MgZn'相。
　　β'相呈杆状，易在位错及空位团上形核长大，因此时效前的冷变形可加速其形成与长大，采用高的固溶处理温度也有利于它的产生（形核）。β'相很稳定，只有长时间时效才会变成平衡相MgZn2。近期的研究指出，Mg-Zn系合金脱溶时形成了β'和β'2两个过渡相，因此，它们的整个脱溶过程为：
　　过饱和固溶体→GP区→β'1→β'2→MgZn2平衡相
　　β'1相为密集六方结构，a=0.52nm,C=0.85nm，杆状，与基体α（Mg）共格。β'2相的晶体结构也是密集六方，a=0.52nm，C=0.848nm，盘状，与基体半共格。脱溶产物主要为β'1相及β'2相，向合金中加入Cu不会改变合金的脱溶进程和时效硬化机制。
　　Mg-RE系合金
　　RE为稀土元素，含RE的镁合金有相当强的时效强化作用，并有很好的热稳定性与抗蠕变性能。按Mg-RE系合金的脱溶序列可将它们分为三类：Mg-Nd型、Mg-Y型及WE型合金。
　　Mg-Nd（Ce）合金
　　Mg-Nd型合金的脱溶过程为：GP区→β''→β'→β。GP区呈针状，与基体完全共格；β''为亚稳相，也与基体α（Mg）完全共格，a=0.64nm，C=0.52nm；β'相为密集六方晶格，a=0.52nm，C=1.30nm；β为平衡稳定相，体心正方结构，a=1.03nm，C0.593nm。二元Mg-Ce及Mg-MM（富Ce混合稀土）合金的脱溶过程与Mg-Nd合金的相似。时效时，析出β''相和β'相使合金获得最大强化并使其具有良好的高温性能。
　　K-Mg-Y（Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Lu）系合金
　　Mg-Y合金有明显的时效强化作用，它的脱溶序列：过饱和固溶体→β''（bco)→β'(bco)→β(Mg24Y5,bcc)。bco表示底心斜方晶格，bcc表示面心立方晶格。β''相均匀地在晶内析出，提高合金强度，而β'相易在晶界及位错处非均匀析出，然后迅速粗化，对合金强化没有贡献；在较高温度下，β''相转变为粗大的β'和/或β相，因而合金强度下降。
　　WE系列合金
　　通过对Mg-RE系合金的研究，成功地研制出以Mg-Y-Nd为基的WE系合金WE54及WE43。它们都有相当大的时效强化效果。它们的析出过程为：
　　过饱和固溶体→β''→β'→β1→β
　　β1与Mg3X(X=Nd、Ce、La、Pr、Dy、Sm）为同晶型，即Mg-Nd合金脱溶序列中的β'相。延长时效时间，亚稳β1相片会逐渐原位转变成平衡β相。时效时间长达＞240小时后，则主要析出相为β。β''及β'相有较好的高温稳定性，因此，Mg-Gd-Nd系合金是发展耐热镁合金值得关注的合金系之一。
　　在Mg-Y-Nd系基础上以Ag取代Y形成的Mg-Ag-RE-Zr系合金中，最广泛应用的Mg系合金是QE22A。含Ag＜2%的合金的脱溶过程类似于Mg-RE系合金，而Ag含量＞2%的合金则产生两种独立的脱溶过程，最终形成平衡相AgMg12Nd2，出现γ+β脱溶相时，强化效果最大，抗蠕变力也最强。Mg-Ag合金的脱溶序列：
　　过饱和固溶体→杆状GP区→γ
　　过饱和固溶体→椭圆状GP区→β→AgMg12Nd2
　　γ相为六方晶格，a=0.963nm，C=1.024nm，杆状，与基体α（Mg）共格；β相也是六方结构，a=0.556nm，C=0.521nm，等轴形，与基体半共格。