高强韧耐热压铸Mg-Gd合金及其制备方法与流程

本发明涉及高强韧耐热压铸mg-gd合金，满足航空航天、汽车、电讯等行业对轻量化发展的高端需求。本发明还涉及高强韧耐热压铸mg-gd合金的制备方法，属于工业用镁合金制造领域。

背景技术：

镁合金作为最轻的工程金属材料(镁的密度为铝的2/3，钢的1/4)，其比强度明显高于铝合金和钢，比刚度虽然与铝合金和钢相当，但远高于工程塑料，同时具有良好的铸造性、切削加工性好、导热性好、阻尼性以及电磁屏蔽能力强和易于回收等一系列优点，在航空、航天、汽车、电子及国防军工等领域有着广泛的应用前景。镁合金成为替代铝合金、钢铁和工程塑料以实现轻量化的理想材料，其中替代潜力最大的是铝合金。

压力铸造是一种将液态或半固态金属在高压作用下高速填充入压铸模型腔内并在在压力下凝固形成铸件的铸造方法。压铸不仅使铸件具有较高的强度、尺寸精度和表面光洁度，而且易于实现机械化和自动化，生产效率很高，可以生产形状复杂的薄壁铸件，因此，在汽车、电子仪表、电讯等行业获得了广泛的应用。

镁合金压铸是所有铸造方法中是最有竞争力的，其在生产成本上甚至比铝合金压铸还低。其原因在于(1)镁合金的体积比热和热导率均较低，压铸不仅生产率高而且合金液对模具的热冲击小，模具使用寿命长；(2)镁不与铁反应，粘模倾向小，在相同的充型压力下的充型速度更大，故较小的拔模斜度使其可生产外形更为复杂、公差精度更高的铸件。近年来，由于环保压力和轻量化节能需求的增强，镁合金压铸在汽车和电讯工业上的应用获得了快速的增长，已占镁消费量的第二位，其中80％用于汽车工业。

az(如az91)和am系镁合金(如am60、am50)是目前应用最广泛的商业化压铸镁合金，广泛应用于汽车和3c产品压铸件。az91d具有优良的铸造性能，能铸造出结构精密复杂的薄壁压铸件，但塑性较差，延伸率只有3％，而am60的塑性则较好，延伸率达到8％，常用于制造仪表盘支撑件和座椅框架等减震耐冲击的汽车安全部件，但其强度较低，屈服强度只有130mpa。另外，az和am系镁合金高温蠕变性能很差，温度高于150℃时的拉伸强度迅速降低，其原因在于在高温蠕变过程中过饱和的α-mg基体在晶界处的mg17al12相非连续析出。通过加入合金元素以改善析出相的特性(晶体结构、形态及热稳定性)来提高mg-al合金的耐热性能，在此基础上开发了mg-al-re压铸镁合金。目前美国陶氏化学公司开发的综合力学性能最佳的商用镁合金ae44，其典型性能为屈服强度140mpa，抗拉强度247mpa，延伸率11％。ae系镁合金虽然具有相对优异的延伸率，但是其常温和高温力学性能仍无法达到目前广泛应用的a380压铸铝合金的水平，并且压铸时因粘模倾向而难于生产，严重限制了其应用发展。

锌zn在mg中的最大固溶度高达6.2wt％，能起到固溶强化和时效强化作用，是高强度镁合金的重要强化元素。典型的mg-zn系铸造镁合金包括zk51a和zk60a，变形合金包括zk21a、zk31、zk40a、zk60a和zk61等。随zn含量增加，合金的抗拉强度和屈服强度提高，但是其断后伸长率降低，铸造性能、工艺塑性和焊接性能恶化，特别是因凝固范围过宽(例如zk60的凝固区间高达265℃，journalofmaterialsscience,45(14)(2010)3797-3803.)，导致其热裂倾向极为严重，不能用于压铸。

稀土元素re(rareearthelement)对镁合金强度性能的有益作用和锆对镁合金的晶粒细化作用都是在二十世纪三十年代发现的，mg-re-zr系(ek30,ek31,ek41)中ek31成为mg-zr类中最早开发成功的高温铸造镁合金。基于稀土re元素的镁稀土合金具有优异的时效硬化效应，多种以re为主加元素的新型镁合金先后被开发出来，如mg-y系的we54、we43合金等。申请公布号为cn105525178a的专利文献(高导热可压铸mg-y-zr系多元镁合金及其制备方法)公开了一种高导热压铸耐腐蚀镁合金，该镁合金成分的质量百分含量为1.5～4％y、0.001～1％mn、0.001～2％zn、0.001～1％ca、0.4～0.8％zr，其余为mg；由于该合金中的ca元素的加入急剧增大了合金的凝固温度区间，增加热裂倾向，压铸铸锭抗拉强度仅为140～190mpa。

重稀土元素gd在镁合金中的固溶度高达25wt％，有强烈的固溶强化和时效强化作用，添加gd可以大幅度地提高镁合金的致密性、铸造性能、三温(低温、室温和高温)性能、抗蠕变性能以及抗腐蚀性能。早在1974年研究者就发现，经过挤压、调质和时效处理的mg-15wt％gd合金在高温和低温都具有较高的抗拉强度。虽然高gd含量导致合金的密度和成本增加，但研究人员通过协调添加合金化元素，如sc、mn、nd、y、zr，致力于保持含钆镁合金的力学性能优势,尽量减少负面影响，研制了一些有发展前途的多元含钆镁合金，如mg-gd-y-mn、mg-gd-y-zr、mg-gd-nd-zr和mg-gd-sc-mn等。

在mg-gd合金中加入廉价的zn，不仅对调控该合金系的时效析出组织有较为显著的作用，而且在不同的zn/gd比条件下可以形成多种强化相：当合金中zn/gd质量比≥2.49(原子比≥6.0)时容易形成二十面体准晶体结构i相(mg3zn6gd)；当合金中zn/gd质量比介于0.62和2.49之间(原子比介于1.5和6.0)时容易形成面心立方结构w相(mg3zn3gd2)和i相；当合金中zn/gd质量比介于0.42和0.62之间(原子比介于1.0和1.5)时容易形成w相和长周期堆垛有序结构lpso相(mg12zngd)；当合金中zn/gd质量比≤0.42(原子比≤1.0)时容易形成lpso相(materialsscienceandengineeringa,695(2017)135-143)。多种mg-gd-zn强化相可以进一步提高镁合金的室温强度及高温性能，除强化相w外，lpso相的弹性模量和显微硬度均比纯镁的要高很多，能够显著提高镁合金的强度和塑性，使合金展现出优异的综合力学性能。研究发现，在mg-re-zn系中仅当稀土元素是y、gd、er、dy、ho、tb、tm可形成lpso结构(materialstransactions，48(11)(2007)2986-2992)。申请公布号为cn105506426a的专利文献(一种多纳米相复合增强镁合金及其制备方法)公开了一种多纳米相复合强化增强的变形镁合金，该mg-gd-zn合金的质量百分组成为：10～25％gd、1～5％zn、余量为mg，其中gd与zn的质量百分含量差值不低于8；其制备方法为“通过分级挤压及多级热处理工艺获得一种力学性能优异的变形镁合金材料，所述的热处理温度区间为200～550℃，其中固溶处理温度区间520～550℃，保温时间为5～15h；高温相析出处理温度区间450～520℃，保温时间为10～120h；低温相析出处理温度区间200～350℃，保温时间为15～100h”。申请公布号为cn103184379a的专利文献(生物可降解mg-gd-zn-ag-zr系镁合金及其制备方法)公开了一种生物可降解mg-gd-zn-ag-zr系镁合金及其制备方法，其中该合金由gd、zn、ag、zr和mg组成，各组分的重量百分含量为：5～10％gd、0.5～3％zn、0.1～1％ag、0.1～1％zr，余量为mg。该合金制备方法包括以下步骤：“(1)熔炼：将如下原料加入熔炼炉中进行熔炼：gd采用mg-gd中间合金，zn采用纯锌，ag采用纯银，zr采用mg-zr中间合金，余量的mg采用纯镁；上述原料在保护气体环境下熔炼后，铸造成mg-gd-zn-ag-zr系镁合金铸锭；(2)均匀化处理：将步骤(1)获得的mg-gd-zn-ag-zr系镁合金铸锭在480～550℃下保温6～24小时；(3)将均匀化处理后的mg-gd-zn-ag-zr系镁合金在250～350℃保温1～3小时后进行挤压或轧制变形。”。上述发明存在的技术问题为：合金中稀土元素gd含量较高导致其密度过大，同时昂贵的稀土价格导致该发明很难在工业上进行大规模的应用；合金尽管可以通过添加zr进行组织细化，但是在常规凝固条件下其晶粒粗大，析出相常常呈粗大的网状结构，恶化了其力学性能，必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用。目前这类mg-gd-zn合金一般局限于重力铸造和热加工工艺，而且必须需要复杂的热处理工艺，还没有用于压铸应用的报道。

mg-gd-zn合金通常加入zr作为晶粒细化元素，以细化其粗大的微观组织。目前已报道的加zr方式有海绵zr、zr的卤盐、zn-zr和mg-zr中间合金等，其中mg-zr中间合金有使用方便、夹杂少和细化效果好等优点，是目前加入zr的主要方式。但加入mg-zr中间合金仍然存在很多问题：首先，mg-zr中间合金的制备工艺复杂、能耗高，导致其价格昂贵，因此使用mg-zr中间合金细化晶粒会提高产品成本；其次，zr化学活性强，在高温下容易和大气、炉气反应，当使用钢制坩埚时，在熔体温度高于750℃时，zr容易和坩埚中的fe反应，生成稳定的金属间化合物fe2zr，这些都导致zr损耗高；mg-zr中间合金中的很多zr是以大尺寸单质颗粒的形式存在，由于zr的熔点高(1852℃)，zr颗粒很难溶解在熔体中，加上zr的密度远大于镁熔体的密度(zr的密度为6.52g/cm³，纯镁熔体的密度为1.58g/cm³)，易于沉淀到坩埚底部，导致zr的收得率低。

技术实现要素：

本发明为了解决现有压铸镁合金因强韧性、耐热性不足而无法达到a380等压铸铝合金的性能，导致其应用受到极大限制的行业性难题，提供高强韧耐热压铸mg-gd合金及其压力铸造的制备方法，该合金经压力铸造后，压铸态合金的室温抗拉强度达到318mpa，200℃高温抗拉强度达到218mpa，室温延伸率达到12.0％。

为了解决上述技术问题，本发明采用下述技术方案：

本发明所述的高强韧耐热压铸mg-gd合金，包括如下质量百分比元素：4.0～8.0％gd、1.2～4.8％zn、0.5～1.2％al、0.1～0.3％mn、0.01～0.08％m,余量为mg和其他不可避免的杂质，其中，m为ti、b中的一种或两种。

本发明提供的高强韧耐热压铸mg-gd合金的创新点：

(1)为合金设计中除常见的金属zn、al、mn及少量的ti和b元素外，本发明选用重稀土元素gd作为其合金化元素，mg-gd的中间合金因gd具有极高的抗腐蚀性而容易制备。合金化元素gd和zn与基体mg元素形成三元mg-gd-zn强化相，特别是当zn与gd的质量比0.2～0.6的范围内时，一方面，本发明合金主要形成长周期堆垛有序结构lpso相(mg12zngd)及面心立方结构w相(mg3zn3gd2)，它们均为高熔点相；与二元mg-gd强化相比，三元mg-re-zn强化相lpso和w在镁基体中的高温稳定更好，避免由于析出强化相溶解导致的性能降低，有效地增强了高强韧耐热压铸mg-gd合金的室温力学性能和高温性能，特别是室温屈服强度提高一倍。另一方面，本发明解决了传统的mg-zn-gd合金因过高的zn含量导致凝固区间过大而易产生热裂缺陷，致使合金强韧性能和压铸性能下降的问题。

(2)mg-gd-zn合金在常规凝固条件下析出相常常呈粗大的网状结构，恶化了其力学性能，通常必须通过热变形或者热处理固溶和时效调整析出相尺寸以发挥其强化相的作用。该类合金通常加入zr作为晶粒细化元素，本发明的合金元素中含有al、mn和稀土gd合金元素，这些元素与zr结合形成al3zr等化合物而沉淀到坩埚底部使锆不起晶粒细化作用。另一方面，研究表明，添加zr细化的mg-gd-zn合金的组织热稳定性较差，在550℃保温时晶粒急剧粗化，导致高温性能大幅度降低。为了解决上述问题，本发明的合金中添加0.5-1.2％al替代zr，形成弥散的高熔点al2gd相，不仅细化了合金的组织，而且与lpso等高温相确保了镁合金组织的高温稳定性。同时al与少量的ti和b一起具有复合晶粒细化作用，进一步细化了合金组织，提高了合金的强韧性。本发明的合金元素中添加少量的mn，不仅能够促进lpso相的形成，提高合金的高温稳定性，而且提高镁合金的耐腐蚀性能。

(3)为减少mg-gd-zn合金在压铸过程中的热裂倾向，本发明合金中zn/gd的质量比0.2～0.6，(zn+al)/gd的质量比为0.3～0.7。在此质量比下，本发明的合金获得了较窄的凝固区间，从而克服了mg-gd-zn合金在压铸过程中的热裂倾向，提高了合金的压铸工艺性能。

上述高强韧耐热压铸mg-gd合金的制备方法，包括如下步骤：

(1)适当考虑烧损后，按mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料(工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭、mg-gd中间合金、mg-mn中间合金、al-ti中间合金、al-ti-b中间合金和al-b中间合金)的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mg-gd和mg-mn中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体，加入剩余镁锭。所述保护气体为氩气，或含体积分数为0.2％的sf6和co2的混合气体(即sf6体积分数为0.2％，co2的体积分数为99.8％)。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌、mg-gd和mg-mn中间合金分多(2～4)次加入，并保持温度恒定在720℃，进行搅拌直至全部熔化，并保温30min。作为优选，所述mg-gd中间合金为mggd25或mggd30，所述mg-mn中间合金为mgmn10。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、al-ti中间合金、al-ti-b中间合金、al-b中间合金全部熔化后，加入精炼剂进行精炼，将炉温升至750℃保温静置10～20min促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。作为优选，所述al-ti-b中间合金为alti5b1，所述al-b中间合金为alb3或alb8，所述al-ti中间合金为alti5或alti10。所述精炼剂的质量百分比组分为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。所述精炼剂添加量为原料总重量的1.0～3.5％，加入精炼剂精炼时的精炼温度为720～730℃，精炼处理的搅拌时间10～15min。

(5)将所述的镁合金熔体降温至720～740℃之间，撇去表面浮渣，以4～15m/s的速度压射到预热至180～250℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

在本发明提供高强韧耐热压铸mg-gd合金制备方法的创新点：(1)在720℃加入易烧损的mg-gd中间合金，并在此低温熔体中保温熔化，提高了稀土gd的收得率；(2)精炼处理采用不含mgcl2的专用精炼剂，进一步降低了精炼过程中稀土gd的烧损。

本发明具有如下的有益效果：

本发明的高强韧耐热压铸mg-gd合金经压力铸造后，压铸态合金的室温抗拉强度达到318mpa，200℃高温抗拉强度达到218mpa，室温延伸率达到12.0％，综合性能达到a380等压铸铝合金的性能；所提供的制备方法具有工艺简单、效率高、适合规模化生产等优点，而且无需时效、固溶热处理便可使用，满足航空航天、汽车、电讯等行业对轻量化发展的高端需求。

附图说明

图1为实施例4中获得的镁合金铸态金相组织图。

具体实施方式

实施例1

高强韧耐热压铸mg-gd合金的重量百分比为：按理论配比，4.0％gd、1.2％zn、1.2％al、0.3％mn、0.01％ti、0.01％b，余量为mg和其他不可避免的杂质。制备方法：

(1)适当考虑烧损后，按上述mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mggd25和mgmn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌和mggd25和mgmn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在700℃，直至全部熔化并保温30min。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、alti10中间合金、alb3中间合金全部熔化后，加入原料重量1％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。将炉温升至750℃保温静置10min，促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。

(5)将所述镁合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，以4m/s的速度压射到预热至180℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200h热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例获得的压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为280mpa，延伸率15％；200℃下高温拉伸抗拉强度为190mpa，延伸率27％。

实施例2

高强韧耐热压铸mg-gd合金的重量百分比为：按理论配比，8.0％gd、4.8％zn、0.8％al、0.1％mn、0.08％ti，余量为mg和其他不可避免的杂质。制备方法：

(1)适当考虑烧损后，按上述mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mggd25和mgmn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体含0.2％体积分数的sf6和co2的混合气体，加入剩余镁锭。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌和mggd25和mgmn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在700℃，直至全部熔化并保温30min。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、alti10中间合金全部熔化后，加入原料重量3.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。将炉温升至750℃保温静置20min，促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。

(5)将所述镁合金熔体降温至740℃，撇去表面浮渣，以15m/s的速度压射到预热至250℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200h热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例获得的压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为296mpa，延伸率10％；200℃下高温拉伸抗拉强度为218mpa，延伸率15％。

实施例3

高强韧耐热压铸mg-gd合金的重量百分比为：按理论配比，7.0％gd、3.0％zn、0.5％al、0.2％mn、0.05％ti、0.03％b，余量为mg和其他不可避免的杂质。制备方法：

(1)适当考虑烧损后，按上述mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mggd30和mgmn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌和mggd30和mgmn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在700℃，直至全部熔化并保温30min。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、alti5b1中间合金、alb3中间合金全部熔化后，加入原料重量2.5％的精炼剂进行精炼，精炼的温度720℃，精炼处理的搅拌时间15min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。将炉温升至750℃保温静置15min，促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。

(5)将所述镁合金熔体降温至730℃，撇去表面浮渣，以10m/s的速度压射到预热至200℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200h热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例获得的压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为318mpa，延伸率12％；200℃下高温拉伸抗拉强度为202mpa，延伸率20％。

实施例4

高强韧耐热压铸mg-gd合金的重量百分比为：按理论配比，5.0％gd、2.5％zn、1.0％al、0.2％mn、0.08％b，余量为mg和其他不可避免的杂质。制备方法：

(1)适当考虑烧损后，按上述mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mggd25和mgmn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入含0.2％体积分数的sf6和co2的混合保护气体，加入剩余镁锭。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌和mggd25和mgmn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在700℃，直至全部熔化并保温30min。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、alb8中间合金全部熔化后，加入原料重量3.0％的精炼剂进行精炼，精炼的温度720℃，精炼处理的搅拌时间15min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。将炉温升至750℃保温静置15min，促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。

(5)将所述镁合金熔体降温至720℃，撇去表面浮渣，以8m/s的速度压射到预热至220℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200h热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例获得的压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为312mpa，延伸率14％；200℃下高温拉伸抗拉强度为218mpa，延伸率18％。获得的镁合金铸态金相组织图如图1所示。

实施例5

高强韧耐热压铸mg-gd合金的重量百分比为：按理论配比，6.0％gd、1.2％zn、0.6％al、0.3％mn、0.04％ti、0.04％b，余量为mg和其他不可避免的杂质。制备方法：

(1)适当考虑烧损后，按上述mg-gd合金成分及化学计量比，计算所需原料的用量；将工业纯镁锭、工业纯锌、工业纯铝锭和mggd30和mgmn10中间合金均去除氧化层并烘干预热至200℃。

(2)将占坩埚高度25％的工业纯镁锭在680℃下熔化成熔池后，通入保护气体氩气，加入剩余镁锭。

(3)待镁锭全部熔化后，升温至720℃，将工业纯锌和mggd30和mgmn10中间合金分2～4次加入，并保持温度恒定在700℃，直至全部熔化并保温30min。

(4)压力铸造前40～60min，升温至730℃，待依次加入的工业纯铝锭、alti5b1中间合金、alb8中间合金全部熔化后，加入原料重量2.0％的精炼剂进行精炼，精炼的温度730℃，精炼处理的搅拌时间10min，精炼剂组分按质量百分比为：55％kcl、25％cacl2、5％caf2、15％bacl2。将炉温升至750℃保温静置20min，促进夹杂沉降，得到镁合金熔体。

(5)将所述镁合金熔体降温至740℃，撇去表面浮渣，以15m/s的速度压射到预热至250℃的压铸模具中，冷却后得到所述高强韧耐热压铸mg-gd合金。

将制得的压铸镁合金分别进行a.室温拉伸测试；b.200℃、200h热暴露处理后在200℃进行高温拉伸性能测试，本实例获得的压铸镁合金的铸态室温抗拉强度为310mpa，延伸率13％；200℃下高温拉伸抗拉强度为208mpa，延伸率23％。

上述实施例不以任何方式限制本发明，凡是采用等同替换或等效变换的方式获得的技术方案均落在本发明的保护范围内。