鎂合金每塊鑄錠標識什麼意思

『壹』 正火，退火和回火的意思是什麼

簡單一點說 正火就是加熱到880度以上 出爐後空冷到室溫
回火就是加熱到650度以下的溫度如250度、400度、500度等等吧出爐後空冷
退火就是加熱到一定溫度之後隨爐冷卻，降溫時間可就長了一班48小時或者更長的時間

『貳』 通常所說的退火是什麼意思

退火 ：將金屬緩慢加熱到一定溫度，保持足夠時間，然後以適宜速度冷卻(通常是緩慢冷卻，有時是控製冷卻)的一種金屬熱處理[1]工藝。目的是使經過鑄造、鍛軋、焊接或切削加工的材料或工件軟化，改善塑性和韌性，使化學成分均勻化，去除殘余應力，或得到預期的物理性能。退火工藝隨目的之不同而有多種，如重結晶退火、等溫退火、均勻化退火、球化退火、去除應力退火、再結晶退火，以及穩定化退火、磁場退火等等。
1、金屬工具使用時因受熱而失去原有的硬度。
2、把金屬材料或工件加熱到一定溫度並持續一定時間後，使緩慢冷卻。退火可以減低金屬硬度和脆性，增加可塑性。也叫燜火。
退火的一個最主要工藝參數是最高加熱溫度（退火溫度），大多數合金的退火加熱溫度的選擇是以該合金系的相圖為基礎的,如碳素鋼以鐵碳平衡圖為基礎（圖1）。各種鋼(包括碳素鋼及合金鋼)的退火溫度，視具體退火目的的不同而在各該鋼種的Ac3以上、Ac1以上或以下的某一溫度。各種非鐵合金的退火溫度則在各該合金的固相線溫度以下、固溶度線溫度以上或以下的某一溫度。
重結晶退火 應用於平衡加熱和冷卻時有固態相變(重結晶)發生的合金。其退火溫度為各該合金的相變溫度區間以上或以內的某一溫度。加熱和冷卻都是緩慢的。合金於加熱和冷卻過程中各發生一次相變重結晶，故稱為重結晶退火，常被簡稱為退火。
這種退火方法，相當普遍地應用於鋼。鋼的重結晶退火工藝是:緩慢加熱到Ac3（亞共析鋼）或Ac1（共析鋼或過共析鋼）以上30～50℃，保持適當時間，然後緩慢冷卻下來。通過加熱過程中發生的珠光體（或者還有先共析的鐵素體或滲碳體）轉變為奧氏體（第一回相變重結晶）以及冷卻過程中發生的與此相反的第二回相變重結晶，形成晶粒較細、片層較厚、組織均勻的珠光體(或者還有先共析鐵素體或滲碳體)。退火溫度在Ac3以上（亞共析鋼）使鋼發生完全的重結晶者，稱為完全退火，退火溫度在Ac1與Ac3之間 (亞共析鋼)或Ac1與Acm之間（過共析鋼）,使鋼發生部分的重結晶者,稱為不完全退火。前者主要用於亞共析鋼的鑄件、鍛軋件、焊件，以消除組織缺陷（如魏氏組織、帶狀組織等），使組織變細和變均勻，以提高鋼件的塑性和韌性。後者主要用於中碳和高碳鋼及低合金結構鋼的鍛軋件。此種鍛、軋件若鍛、軋後的冷卻速度較大時，形成的珠光體較細、硬度較高；若停鍛、停軋溫度過低，鋼件中還有大的內應力。此時可用不完全退火代替完全退火，使珠光體發生重結晶,晶粒變細，同時也降低硬度，消除內應力,改善被切削性。此外,退火溫度在Ac1與Acm之間的過共析鋼球化退火,也是不完全退火。
重結晶退火也用於非鐵合金，例如鈦合金於加熱和冷卻時發生同素異構轉變，低溫為 α相(密排六方結構)，高溫為 β相（體心立方結構），其中間是「α＋β」兩相區，即相變溫度區間。為了得到接近平衡的室溫穩定組織和細化晶粒，也進行重結晶退火，即緩慢加熱到高於相變溫度區間不多的溫度，保溫適當時間，使合金轉變為β相的細小晶粒；然後緩慢冷卻下來，使β相再轉變為α相或α＋β兩相的細小晶粒。
等溫退火 應用於鋼和某些非鐵合金如鈦合金的一種控製冷卻的退火方法。對鋼來說，是緩慢加熱到 Ac3（亞共析鋼）或 Ac1（共析鋼和過共析鋼）以上不多的溫度，保溫一段時間,使鋼奧氏體化,然後迅速移入溫度在A1以下不多的另一爐內，等溫保持直到奧氏體全部轉變為片層狀珠光體（亞共析鋼還有先共析鐵素體；過共析鋼還有先共析滲碳體）為止，最後以任意速度冷卻下來(通常是出爐在空氣中冷卻)。等溫保持的大致溫度范圍在所處理鋼種的等溫轉變圖上A1至珠光體轉變鼻尖溫度這一區間之內(見過冷奧氏體轉變圖)；具體溫度和時間，主要根據退火後所要求的硬度來確定（圖2）。等溫溫度不可過低或過高，過低則退火後硬度偏高；過高則等溫保持時間需要延長。鋼的等溫退火的目的，與重結晶退火基本相同,但工藝操作和所需設備都比較復雜,所以通常主要是應用於過冷奧氏體在珠光體型相變溫度區間轉變相當緩慢的合金鋼。後者若採用重結晶退火方法，往往需要數十小時，很不經濟；採用等溫退火則能大大縮短生產周期，並能使整個工件獲得更為均勻的組織和性能。等溫退火也可在鋼的熱加工的不同階段來用。例如,若讓空冷淬硬性合金鋼由高溫空冷到室溫時，當心部轉變為馬氏體之時，在已發生了馬氏體相變的外層就會出現裂紋;若將該類鋼的熱鋼錠或鋼坯在冷卻過程中放入700℃左右的等溫爐內，保持等溫直到珠光體相變完成後，再出爐空冷，則可免生裂紋。
含β相穩定化元素較高的鈦合金，其β相相當穩定，容易被過冷。過冷的β相，其等溫轉變動力學曲線（圖3）與鋼的過冷奧氏體等溫轉變圖相似。為了縮短重結晶退火的生產周期並獲得更細、更均勻的組織，亦可採用等溫退火。
均勻化退火 亦稱擴散退火。應用於鋼及非鐵合金（如錫青銅、硅青銅、白銅、鎂合金等）的鑄錠或鑄件的一種退火方法。將鑄錠或鑄件加熱到各該合金的固相線溫度以下的某一較高溫度,長時間保溫,然後緩慢冷卻下來。均勻化退火是使合金中的元素發生固態擴散，來減輕化學成分不均勻性（偏析），主要是減輕晶粒尺度內的化學成分不均勻性（晶內偏析或稱枝晶偏析）。均勻化退火溫度所以如此之高，是為了加快合金元素擴散，盡可能縮短保溫時間。合金鋼的均勻化退火溫度遠高於Ac3，通常是1050～1200℃。非鐵合金錠進行均勻化退火的溫度一般是「0.95×固相線溫度(K)」,均勻化退火因加熱溫度高，保溫時間長，所以熱能消耗量大。
球化退火 只應用於鋼的一種退火方法。將鋼加熱到稍低於或稍高於Ac1的溫度或者使溫度在A1上下周期變化，然後緩冷下來。目的在於使珠光體內的片狀滲碳體以及先共析滲碳體都變為球粒狀，均勻分布於鐵素體基體中(這種組織稱為球化珠光體)。具有這種組織的中碳鋼和高碳鋼硬度低、被切削性好、冷形變能力大。對工具鋼來說，這種組織是淬火前最好的原始組織。
[編輯本段]工藝

球化退火的具體工藝（圖4）有：①普通（緩冷）球化退火（圖4a），緩冷適用於多數鋼種，尤其是裝爐量大時，操作比較方便，但生產周期長；②等溫球化退火（圖4b），適用於多數鋼種，特別是難於球化的鋼以及球化質量要求高的鋼（如滾動軸承鋼）；其生產周期比普通球化退火短，不過需要有能夠控制共析轉變前冷卻速率的爐子；③周期球化退火（圖4c），適用於原始組織為片層狀珠光體組織的鋼，其生產周期也比普通球化退火短，不過在設備裝爐量大的條件下，很難按控制要求改變溫度，故在生產中未廣泛採用；④低溫球化退火（圖4d），適用於經過冷形變加工的鋼以及淬火硬化過的鋼（後者通常稱為高溫軟化回火）；⑤形變球化退火，形變加工對球化有加速作用,將形變加工與球化結合起來,可縮短球化時間。它適用於冷、熱形變成形的鋼件和鋼材（如帶材）（圖4e是在Acm或Ac3與Ac1之間進行短時間、大形變數的熱形變加工者；圖4f是在常溫先予以形變加工者；圖4g是利用鍛造余熱進行球化者）。
再結晶退火 應用於經過冷變形加工的金屬及合金的一種退火方法。目的為使金屬內部組織變為細小的等軸晶粒，消除形變硬化，恢復金屬或合金的塑性和形變能力（回復和再結晶）。若欲保持金屬或合金錶面光亮，則可在可控氣氛的爐中或真空爐中進行再結晶退火。
去除應力退火 鑄、鍛、焊件在冷卻時由於各部位冷卻速度不同而產生內應力，金屬及合金在冷變形加工中以及工件在切削加工過程中也產生內應力。若內應力較大而未及時予以去除，常導致工件變形甚至形成裂紋。去除應力退火是將工件緩慢加熱到較低溫度（例如，灰口鑄鐵是500～550℃，鋼是500～650℃），保溫一段時間,使金屬內部發生弛豫，然後緩冷下來。應該指出,去除應力退火並不能將內應力完全去除，而只是部分去除，從而消除它的有害作用。
還有一些專用退火方法，如不銹耐酸鋼穩定化退火；軟磁合金磁場退火；硅鋼片氫氣退火；可鍛鑄鐵可鍛化退火等。
[編輯本段]其它相關
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退火 annealing
將工件加熱到預定溫度，保溫一定的時間後緩慢冷卻的金屬熱處理工藝。退火的目的在於：①改善或消除鋼鐵在鑄造、鍛壓、軋制和焊接過程中所造成的各種組織缺陷以及殘余應力，防止工件變形、開裂。②軟化工件以便進行切削加工。③細化晶粒，改善組織以提高工件的機械性能。④為最終熱處理（淬火、回火）作好組織准備。常用的退火工藝有：①完全退火。用以細化中、低碳鋼經鑄造、鍛壓和焊接後出現的力學性能不佳的粗大過熱組織。將工件加熱到鐵素體全部轉變為奧氏體的溫度以上30～50℃，保溫一段時間，然後隨爐緩慢冷卻，在冷卻過程中奧氏體再次發生轉變，即可使鋼的組織變細。②球化退火。用以降低工具鋼和軸承鋼鍛壓後的偏高硬度。將工件加熱到鋼開始形成奧氏體的溫度以上20～40℃，保溫後緩慢冷卻，在冷卻過程中珠光體中的片層狀滲碳體變為球狀，從而降低了硬度。③等溫退火。用以降低某些鎳、鉻含量較高的合金結構鋼的高硬度，以進行切削加工。一般先以較快速度冷卻到奧氏體最不穩定的溫度，保溫適當時間，奧氏體轉變為托氏體或索氏體，硬度即可降低。④再結晶退火。用以消除金屬線材、薄板在冷拔、冷軋過程中的硬化現象（硬度升高、塑性下降）。加熱溫度一般為鋼開始形成奧氏體的溫度以下50～150℃ ，只有這樣才能消除加工硬化效應使金屬軟化。⑤石墨化退火。用以使含有大量滲碳體的鑄鐵變成塑性良好的可鍛鑄鐵。工藝操作是將鑄件加熱到950℃左右 ，保溫一定時間後適當冷卻 ，使滲碳體分解形成團絮狀石墨。⑥擴散退火。用以使合金鑄件化學成分均勻化，提高其使用性能。方法是在不發生熔化的前提下 ，將鑄件加熱到盡可能高的溫度，並長時間保溫，待合金中各種元素擴散趨於均勻分布後緩冷。⑦去應力退火。用以消除鋼鐵鑄件和焊接件的內應力。對於鋼鐵製品加熱後開始形成奧氏體的溫度以下100～200℃，保溫後在空氣中冷卻，即可消除內應力。
退火
為了消除塑料製品的內應力或控制結晶過程，將製品加熱到適當的溫度並保持一定時間，而後慢慢冷卻的操作。
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退火 annealing
加熱使DNA雙螺旋解開，在一定的條件下，兩條互補的單鏈依靠彼此的鹼基配對重新形成雙鏈DNA的過程，亦即復性過程。熱變性的DNA單鏈在緩慢冷卻過程中可以達到很好的退火。退火的兩條單鏈可以來自同一個雙鏈的DNA分子，也可以來自不同的DNA分子。退火是變性的逆轉過程，它受溫度、時間、DNA濃度、DNA順序的復雜性等因素的影 響。如PCR反應中引物與模板DNA的退火，核酸雜交中探針與被檢DNA的退火。
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退火 annealing
在半導體技術中也常常採用退火技術。例如：
（1）半導體晶元在經過離子注入以後就需要退火。因為往半導體中注入雜質離子時，高能量的入射離子會與半導體晶格上的原子碰撞，使一些晶格原子發生位移，結果造成大量的空位，將使得注入區中的原子排列混亂或者變成為非晶區，所以在離子注入以後必須把半導體放在一定的溫度下進行退火，以恢復晶體的結構和消除缺陷。同時，退火還有激活施主和受主雜質的功能，即把有些處於間隙位置的雜質原子通過退火而讓它們進入替代位置。退火的溫度一般為200~800C，比熱擴散摻雜的溫度要低得多。
（2）蒸發電極金屬以後需要進行退火，使得半導體表面與金屬能夠形成合金，以接觸良好（減小接觸電阻）。這時的退火溫度要選取得稍高於金屬-半導體的共熔點（對於Si-Al合金，為570度）。

『叄』 鋁鎂合金壓鑄件是表面有氣孔還是內部有氣孔噴粉後怎麼樣（戶外粉），求救大蝦！

首先你的鎂合金生產技術觀念就錯誤了，鎂合金根本不能噴粉或粉體塗裝。因為鎂合金錶面的分子孔距離比鋁合金鋅合金都小。直接去噴粉或粉體塗裝，在附著力上根本不行。所以只能使用液體塗裝，不然就像上海中鎂科技一樣，先液體塗裝，後在粉體塗裝，這是因為工廠有了粉體塗裝機器，沒去使用很可惜而已。至於鎂合金壓鑄件如果你是使用熱室機與冷室機壓鑄，那表面一定會有氣孔的，如果使用半榮融狀，那氣孔就會比較少。如果使用熱室壓鑄機與冷室機壓鑄的話，雖然在氣孔會比較多，但是在模具設計上的排氣設計要好一點也能解決一些，而這些氣孔的存在不止在表面，而且還會存在裡面，所以氣孔的問題是不可避免的問題，一般如果生產電子零件的話，表面氣孔就靠補土完成，內部氣孔不需要去管，如果生產的是汽車或機器零件的話，就要考慮內部氣孔了，一般會使用X光機測試，這時候壓鑄機最好使用Thixmolding半融溶態機器。 再加上模具的排氣與溢流區的設計，就能改善這個問題。

『肆』 稀土鎂合金的常用元素

Y加入到鎂合金中可明顯細化組織的晶粒大小。白雲等[1]研究了Y對鑄造鎂合金Mg-6Zn-3Cu-0.6Zr的微觀組織和力學性能的影響，結果表明：由於Y的加入，試樣組織的平均晶粒尺寸有效減小（由 57 μm 降為 39 μm）。
Y可以提高鎂合金的耐腐蝕性能。齊偉光等[2] 研究了Y對AZ91D鎂合金微觀組織和腐蝕性能影響，結果表明：結果表明：AZ91D鎂合金加入Y後，顯微組織主要由α-Mg基體相、B相Mg17Al12、Al2Y相和Al6Mn6Y相組成。加入1%Y能顯著降低合金的腐蝕速度，提高合金的平衡電位和腐蝕電位，降低腐蝕電流。
Y可以明顯提高鎂合金的力學性能。李建平等[3]在高強韌鑄造鎂合金顯微組織和性能的研究中，研究了不同稀土Y含量(O%、1．2%、2．2%、3．2%和4．2wt%)對GZKl000鎂合金的顯微組織及其室溫拉伸性能和物理性能的影響在GZKl000合金中加入Y元素(0～4．2%wt)可以提高鑄卷GZKl000的抗拉強度，其延伸率也相應有所提高，當Y含量為3．2%wt時，其抗拉強度和延伸率都達到最大，抗拉強度達到237MPa，延伸率達到7.2%；經過固溶時效處理後合金的顯微組織由經過固溶時效處理後合金的顯微組織由α-Mg、Mg5Gd和Mg24Y5組成α-Mg、Mg5Gd和Mg24Y5組成。 Ce加入到鎂合金中，可以明顯細化組織晶粒。黎文獻等[4]研究了Ce對Mg-Al鎂合金晶粒尺寸的影響，。在Mg-Al系AZ31合金中添加微量稀土元素Ce，可明顯細化合金晶粒，當Ce的加入量為了0．8%時，晶粒細化效果最好，由未細化前的約300 u m下降到約20～40μm。Ce在鎂及鎂合金中的細化作用是由於稀途元素在凝固過程中固/液界面前沿富集而引起成分過冷，過冷區形成新的形核帶而形成細等軸晶。凝固過程中溶質再分配造成固液界面前沿成分過冷度增大是稀土元素細化鎂及鎂合金的主要機理。此外，稀土在固/液界面前沿的富集使其起到阻礙α-Mg晶粒長大的作用，進一步促進了晶粒的細化。
Ce可提高鎂合金的抗氧化燃燒性。趙洪金等[5]研究了稀土元素Ce對AZ91D鎂合金燃點的影響：利用自行開發的溫度採集系統，測試了加入少量稀土元素Ce的塊狀AZ91D鎂合金及其熔體在加熱過程中表面與心部的溫度．時間曲線。隨Ce含量的增加，氧化點與燃燒點均呈上升趨勢。w(Ce)=1%時，氧化點與燃燒點的平均值較AZ91D的分別提高了33℃和61℃。
Ce可以改善鎂合金的力學性能。陳芙蓉等[6]研究了Ce對AZ91D鎂合金組織和力學性能的影響。Ce加入到鎂合金組織後，細化合金組織起到細晶強化作用；使網狀的β相細小並彌散分布於晶界上；同時在晶界形成彌散分布的Al4Ce化合物起到第二相強化作用，當Ce含量為0．69%時，含金的抗拉強度、屈服強度、伸長率及硬度分刺比AZ91D鎂合金提高15．8%、8.7%、140%及15．7%，其綜合力學性能達到最佳。
Ce能夠改善鎂合金的耐腐蝕性能。楊潔等[7]研究了Ce對AZ91鎂合金微觀組織及耐蝕性的影響，結果表明：Ce細化了合金的微觀組織，使β—Mg17Al12相變得斷續、彌散，成分分布更為均勻，生成了A14Ce相及Mg—Al—Mn—Ce—Fe的金屬間化合物；稀土Ce使合金在3．5%NaCl溶液中的自腐蝕電位升高，與Al、O生成了不連續的保護性氧化膜，提高了合金的耐腐蝕性能；添加0.5%Ce時合金的耐蝕性最佳。 Z.L. Ning等研究了Nd對Mg–0.3Zn–0.32Zr 合金微觀結構和力學性能的影響。
當合金中Nd的加入量由0.21% 逐漸增加至 2.65%時，合金的的晶粒尺寸由120μm減小至60μm，同時晶粒形態從六面體結構轉變為類似玫瑰狀結構。當Nd的加入量小於0.84% 時，Nd能夠完全溶入鎂基體中，鑄錠中只有單相的α-Mg，當Nd的加入量超過1.62%，通過X射線衍射儀測試發現在晶界和晶界三角區有金屬間化合物Mg12Nd生成。晶粒和晶界中的Mg12Nd相能夠鎖定晶界，減少晶界限滑移和位錯滑移，能夠明顯改善鎂合金高溫下的抗拉強度，和屈服強度，同時伸長率稍有降低。
Li Mingzhao[8]等利用金相顯微鏡，SEM, EDS, XRD等手段研究了Nd對AZ31鎂合金微觀結構和力學性能。結果表明：在AZ31鎂合金中加入微量的Nd能夠在晶界和α-Mg相中生成金屬間化合物Al2Nd 和 Mg12Nd ，Nd的吸收率高達95%，能夠明顯改善AZ31鎂合金的微觀結構和提高合金的力學性能。在AZ31鎂合金中加入0.6wt%，抗拉強度達到245 MPa, 屈服強度為171 Mpa 延伸率為 9%。
侯志丹[9]研究了Nd對ZK60腐蝕性能的影響，研究表明ZK60-1%Nd 合金由α-Mg 基體和晶界的MgZn 相、MgZn2 相和Mg12Nd 相組成。晶界結構較為連續和緊實，晶界寬而明顯，晶粒更為細小，大量帶狀或鏈狀組織相互連接成網狀，且晶界的Nd 與O 結合生成Nd2O3 鈍化膜，Nd的加入可明顯提高ZK60合金在3．5%NaCl水溶液中的耐蝕性。
Yan Jingli等[10]研究了Mg–2wt.%Nd鎂合金的蠕變性能。在150至250?C，應力30至110 Mpa的條件下，在固溶強化和析出強化的作用下合金錶現出良好的抗蠕變性能。在蠕變過程中有細小的沉澱物析出，這對限制位錯的運動起到了重要作用。 Jie Yang等[11]研究了Gd對 Mg–4.5Zn合金微觀組織和力學性能的影響。結果表明，隨著Gd的加入，合金的晶粒尺寸逐漸細化，生成了Mg5Gd和 Mg3Gd2Zn3相，加入Gd後，合金的強度大大提高。當Gd的加入量為1.5%時，合金的強度最高，抗拉強度和屈服強度分別為231MPa 和113 Mpa。和未加入Gd前的Mg–4.5Zn合金相比，抗拉強度和屈服強度分別提高了22 MPa and 56Mpa。合金強化的主要和晶粒細化，Mg5Gd和Mg3Gd2Zn3相的強化作用以及Gd原子溶於鎂基體的強化效果有關。
Gd對鎂合金腐蝕性能的影響。王萍等[12]採用電化學方法研究了Gd含量對ZK60系鎂合金在3．5%NaCI溶液中的腐蝕行為，並用金相顯微鏡、SEM觀察了鑄態顯微組織及腐蝕形貌，對腐蝕產物進行了XRD分析。結果表明：稀土元素Gd可以細化合金晶粒，減少粗大共晶相MgZn的含量；在3．5%NaCI溶液中，腐蝕產物主要 Mg(OH)2；通過極化曲線測試，ZK60+1．6%Gd合金耐蝕性最好。在Cl作用下，腐蝕以點蝕為主，同時會形成以第二相MgZn和Mg5Gd為陰極，α-Mg為陽極的電偶腐蝕。 吳國華[13]等研究了稀土La對AZ91D鎂合金在NaCl溶液中耐蝕性的影響，AZ9lD合金中加入1%La(質量分數)後，不但形成了條狀的A111La3相和塊狀的Al8LaMn4相，而且在粗大p相(Mgl7All2)周圍形成了許多細小的層片狀β相，並使β相進一步網狀化．這些細小的層片狀p相明顯阻礙了腐蝕的擴展，提高了AZ91D鎂合金的耐蝕性．條狀的Al11La3相和塊狀的Al8LaMn4相都屬於陰極耐蝕相．其中Al11La3相由於較小的陰極面積，對加速其周圍鎂基體的腐蝕不起明顯作用；而塊狀的Al8LaMn4相陰極面積較大，與基體構成微電偶腐蝕，加速了基體的腐蝕．
Jinghuai Zhang等[14]研究了富Ce稀土和La對Mg–4Al–0.4Mn鎂合金的影響。研究表明：在Mg–4Al–4RE–0.4Mn (RE = Ce-rich mischmetal)合金中，沿著晶界有Al11RE3 andAl2RE兩種相生成，而在Mg–4Al–4La–0.4Mn合金中的主要相為α-Mg 相和Al11La3相。Al11La3相占據著晶界的大部分區域，且有著復雜的形態。當用La代替富Ce稀土加入到Mg–4Al–0.4Mn鎂合金中，改善了晶粒尺寸，並使晶界相分布一致性能，極大的提高Mg–4Al–0.4Mn鎂合金的抗拉強度。在室溫下，Mg–4Al–4La–0.4Mn的抗拉強度，屈服極限，延伸率分別為264 Mpa，146 Mpa，13%，優於Mg–4Al–4RE–0.4Mn的247Mpa， 140Mpa， 11%。Mg–4Al–4La–0.4Mn合金晶體附近范圍內的微觀結構的穩定性明顯優於Mg–4Al–4RE–0.4Mn合金，其原因是Al11La3 的熱力學穩定性優於Al11RE3。在蠕變測試中，Al11La3相能夠有效阻礙晶界附近的晶界滑移和位錯運動。在Mg–4Al–0.4Mn鎂合金中加入La後的力學性能明顯優於在合金中加入富Ce稀土。