本发明涉及金属材料技术领域， 具体涉及一种低 Gd含量、 高延展性镁合金板材 及其热轧制工艺。 背景技术

镁合金具有比重小、 比强度高、 高阻尼、 高导热性以及减震性好、 易于回收等优 点越来越受到市场的青睐。 目前， 压铸镁合金已经大量应用于汽车和 3C电子产品外 壳等工业领域。 但是， 压铸镁合金后续表面处理工艺繁琐复杂、 易污染环境， 因此工 业界希望采用具有较高生产效率的冲压、冲锻 等二次加工方法，将镁合金板材直接成 形成汽车、 3C电子产品外壳。

然而， 由于现有工业用 AZ31镁合金轧制性能差， 轧制工艺流程长、 成材率低； 而且， 板材的室温塑性低 （一般在 15〜20%) 、 各向异性大、 应变硬化因子小， 导致 其在室温和低温下的二次塑性加工成形的能力 不足， 二次成形困难， 因而， 二次加工 通常需要在高温或中温才能进行， 导致应用板材时生产效率低、 生产和应用成本高。 所以， 开发具有高延展性、适合室温成形的低成本镁 合金板材及其高效轧制工艺是目 前镁合金板材研发的重点之一， 对扩大镁合金板材的应用规模具有重要意义。

制备镁合金板材最经济和高效的方式之一是热 轧法， 不仅可以生产宽幅薄板， 而 且可以通过反复轧制及热处理， 调控晶粒尺寸、 组织和织构分布， 获得具有优异力学 性能的各种规格板材。 但是， 现有商业镁合金板材， 如 AZ31 , 在轧制过程中会形成 强烈的基面织构和组织性能的各向异性，这些 特征是引起其后续二次塑性加工过程中 流变应力高以及塑性流动稳定性差等缺点，无 法在室温和低温进行二次塑性加工成形 的主要原因； 而且， 由于各向异性引起镁合金板材强度和塑性强烈 的拉压不对称性会 导致其室温和低温弯曲过程中压缩一侧产生裂 纹， 使成形的零件报废。研究表明， 基 面织构较弱的镁合金板材在中、 低温条件下具有高的应变硬化速率（指数） ， 从而能 够保证塑性流动的稳定性来获得较高的塑性。 因此， 可以通过优化板材的织构来提高 镁合金的成形性能， 织构中基面织构组分越弱， 板材的可成形温度越低， 成形性能越 好。

镁合金的织构弱化与第二相、 固溶原子、 晶格常数变化等有关， 其中固溶原子是 影响织构的关键因素。 向镁合金中添加少量稀土元素，会导致变形过 程中的动态再结 晶晶粒取向随机化， 形成非基面织构。这种微量稀土合金化调控织 构对开发高塑性的 镁合金板材具有积极的意义。根据镁合金的相 平衡热力学原理和相图， 设想通过添加 稀土元素如 Y、 Nd、 Gd等， 获得含有细小的第二相颗粒的组织， 通过轧制后退火， 形成具有弱基面织构的镁合金板材， 降低板材的各向异性、 高的应变硬化指数、 拉压 不对称性以及保证二次加工过程中塑性流动的 稳定性，提高板材的塑性及二次成形性 能。

所以， 根据稀土元素对镁合金组织、 织构和性能的影响规律， 通过镁稀土合金进 行成分设计和优化，采用传统的热轧制工艺和 热处理工艺等技术来细化晶粒、获得均 匀组织并调控织构，制备出低各向异性和弱织 构、高应变硬化指数的具有高塑性的镁 合金板材， 是目前镁合金材料领域的研发重点之一。

轧辊加热技术是未来镁合金板材工业化连续轧 制的重要技术，通过轧辊加热可以 保证轧制过程中坯料的温度，实现多道次的连 续轧制，减小退火次数，提高生产效率。 研究表明轧辊的加热温度处于 25-400°C对本发明专利中板材的最终组织、织构 和力学 性能的影响很小， 可以保证本发明中材料的特点。

因此， 本发明申请希望利用稀土元素在镁合金中的独 特作用， 通过普通轧制工艺 和热处理工艺， 制备一种在室温下具有非基面织构、 高延展性的镁合金板材。 A1和 Zn元素是镁合金中的主要合金化元素， 但是由于 A1与稀土的结合力强， 容易形成 A1-RE 相， 使基体中的固溶稀土原子含量降低， 织构调控效果不明显； 因此， 选用 Zn元素作为除稀土外的第二个合金元素。 Mn是镁合金中常用的微量元素， 不仅可 以提高合金的耐腐蚀性， 而且会抑制在结晶晶粒的长大， 并且不会影响到织构调控效 果， 因此， 合金中需添加适量 Mn元素。

经文献检索发现， 目前有两项专利涉及到与本发明专利相关的技 术： 上海交通大 学披露了一种自生准晶相增强的高塑性变形镁 合金（专利申请号 200610026842.X)， 其组分及重量百分比为： 3-7%Zn， 0.5-3%Gd, 0-0.5%Zr, 该组分的合金经挤压后在 室温下的抗拉强度： 260-320MPa; 拉伸伸长率： 20-26%。 西安交通大学报道了一种 原位合成准晶相高强镁合金 （公开号： CN1789458A) ， 其组分及重量百分比为： 3-10%Zn, 0.5-3.5%Y, l%Ce， 0-l%Nd, 经快速凝固和往复大塑性挤压后， 室温下的 抗拉强度≥500MPaMPa _; 伸长率≥20%。 以上两个发明中的合金中的 Zn含量均≥3%， 甚至达到 10%， 众所周知， Zn含量的增加， 会在基体中形成低熔点的第二相， 不仅 导致铸造过程中产生热裂， 而且导致镁合金轧制性能差， 轧制加工温度区间窄， 轧制 单道次轧制变形量小（一般小于 20%) ， 因而产品生产效率较低、 成材率低， 通常需 要采用三向压应力的加工方式， 如挤压等， 不适合生产宽幅薄板， 所以两个专利中分 别采用的是挤压工艺和快速凝固 +挤压工艺。同时，两个发明中材料具有较好� �强度， 但塑性在 20%左右，并不能够满足镁合金板材的室温成形 性能要求。因此这两个专利 的产品并适合作为高延展性的板材产品。 本发明申请中的镁合金中， Zn含量不超过 2.1%, 合金具有很好的轧制性能， 单道次的轧制压下量可以达到 50%甚至更大， 可 以通过普通轧制方式短流程、 高效生产宽幅镁合金板材。

重庆大学报道了一种可实现快速挤压的 Mg-Zn-Mn-Ce系合金， 其组分及重量百 分比为： 1.8-4%Zn， 0.5-1.5%Mn, 0.15-0.80%Ce, 挤压后的镁合金室温下的抗拉强度： 285MPa; 拉伸伸长率： 20%。 该专利通过挤压工艺制备材料， 采用在镁中固溶度只 有 0.01wt%的稀土 Ce， 通过在晶界处形成第二相细化晶粒， 阻止变形后晶粒的长大， 并且提高再结晶温度， 可以实现高温快速挤压。挤压材的室温伸长率 不超过 20%。该 专利是采用固溶度很小的 Ce， 使在晶界上产生第二相， 细化晶粒， 目的是提高强度， Ce 并不会对镁合金的织构起到弱化作用， 因而对镁合金塑性的提高不明显。 本发明 申请中 Mg-Zn-RE板材中采用的是在镁中固溶度为 23.49^%的 Gd元素， 利用 Gd固 溶原子对镁合金织构的弱化作用，提高合金的 轧制性能， 且轧制后改变镁合金板材晶 粒取向， 获得非基面织构， 提高轧制板材的室温塑性及成形性能。

申请人前期已研发了一种高塑性的 Mg-Zn-RE镁合金及其板材的轧制工艺（申请 号： 200910011111 )， 其组分及重量百分比为： 0-5%Zn， 0.1-10%RE, 镁为平衡余量。 由于 Zn和 Gd范围较宽， 含量较高， 过高含量的 Zn会降低合金的塑性， 而过高含量 的成本昂贵的 Gd不仅增加了合金成本， 而且降低了合金的轧制性能和力学性能， 限 制了合金的工业化规模应用。 因此， 本发明申请中， 希望对上一专利进一步进行优化 和细化。通过对比 Y和 Gd等稀土元素对织构的弱化作用， 发现 Gd比 Y具有更好的 效果， 因而选择 RE中的 Gd作为合金化元素， 同时希望在保证 Gd对轧制板材织构 弱化和提高其室温成形性能的基础上， 尽可能降低 Gd含量， 降低原专利合金和板材 产品的成本。 本发明确立了织构非基面化的 Gd的最低有效含量范围， 大大降低了合 金成本， 可满足民用产品用镁合金对低成本的要求， 同时， 依据 Mn具有提高镁合金 耐腐蚀性、 抑制晶粒长大等有利作用， 并且不影响 Gd元素的织构弱化作用， 重新设 计和优化了 Mg-Zn-Gd (-Mn) 合金的化学成分， 是对申请人前一专利的有效改进和 优化。 发明内容

针对目前商业镁合金， 如 AZ31合金， 轧制性能差、 其板材基面织构强烈、 室温 塑性差、各向异性大、 应变硬化指数低的缺点， 以及一些合金中稀土含量高导致合金 成本过高的问题， 本发明提供一种低 Gd含量、 高延展性、 具有良好室温塑性和成形 性的新型镁合金板材及其热轧制工艺， 其原理是充分利用微量 Gd固溶原子对镁合金 轧制过程中的织构弱化作用，确立 Gd元素织构弱化的最低有效含量，降低合金成� ��。 制备的镁合金板材具有非基面织构， 室温伸长率 35〜50%， 其中沿轧制方向伸长率 >35%, 沿横向的伸长率≥45%。

本发明的技术方案是：

一种低 Gd含量、 高延展性镁合金板材， 所述镁合金为 Mg-Zn-Gd系， 以重量百 分比计， 其化学成分为： Zn 0.9〜2.1 %， 稀土 Gd 0.2〜0.8 %， Mn 0〜0.9%， 镁含量 为平衡余量。

上述低 Gd含量、 高延展性镁合金板材的热轧制工艺， 包括如下步骤：

1 )铸锭的均匀化处理： 将所述化学成分的镁合金铸锭在 300〜525°C条件下保温 0〜120 小时； 所述铸锭为圆形或方形， 采用金属模、 砂型重力铸造或半连续铸造方 法生产；

2) 铸锭的热轧制： 轧制温度： 250〜525°C (轧辊预热温度： 室温〜 400°C ); 每 道次的压下量： 35〜50%； 每轧制 1〜5道后回炉加热到轧制温度保温 10〜60分钟再 继续轧制， 总压下量 80〜95%；

3 )轧制板材的退火处理： 轧制后的板材在 250〜500°C进行退火处理 0.5〜120小 时。

本发明具有如下优点：

1、本发明镁合金中稀土 Gd含量很低， 仅为 0.2-0.8%， 在保证织构弱化和室温塑 性的基础上， 降低了合金成本， 并且不添加比较昂贵的 Zr， 使企业可以接受合金的 成本。

2、本发明中合金具有良好的轧制性能，每道� �的轧制变形量可以达到 50%以上， 减少了轧制过程中回炉加热的次数和时间， 缩短了工艺流程， 提高了生产效率； 成品 率高；降低了产品的总成本；可以直接采用现 有轧制设备和工艺进行工业化连续生产， 工艺简单， 易于控制。

3、本发明工艺制备的板材具有非基面织构、� �的各向异性、 高的应变硬化速率， 室温伸长率达到 35〜50%，可以实现板材的室温二次成型，降低� ��次塑性成形的成本， 提高生产率， 将广泛应用于电子产品外壳和汽车等领域。

4、 本发明合金不仅适用于轧制板材， 也可以推广应用于型材、 管材、 自由锻件 和模锻件的生产。 附图说明

图 l(a)-(b)为镁合金的轧制板材的宏观照片； 其中： （a)实施例 1 中 Mg-2.0Zn-0.2Gd-0.8Mn合金； (b) 实施例 2中 Mg-l.8Zn-0.4Gd合金； (c) 对比例 2 中 Mg-3.lZn-0.9Gd合金； (d) 对比例 3中 Mg-l.2Zn-4.9Gd合金。

图 2(a)-(d)为镁合金的轧制板材组织； 其中 ： （a) 实施例 1 中 Mg-2.0Zn-0.2Gd-0.8Mn合金； (b) 实施例 2 中 Mg-l.8Zn-0.4Gd合金; (c) 实施例 3 中 Mg-l.9Zn-0.6Gd合金； （d)实施例 4 中 Mg-0.9Zn-0.7Gd-0.6Mn合金； （e)对比例 1中 Mg-l.8Zn-0.lGd合金。

图 3(a)-(d)为镁合金的轧制板材在不同温度退火的� ��织； 其中， （a) 实施例 1 中 Mg-2.0Zn-0.2Gd-0.8Mn板材在 250°C退火 2小时； （b) 实施例 2 中 Mg-l.8Zn-0.4Gd 板材在 325°C退火 3小时；（c) 实施例 3 中 Mg-l.9Zn-0.6Gd板材在 350°C退火 1小时； (d) 实施例 4 中 Mg-0.9Zn-0.7Gd-0.6Mn板材在 400°C退火 0.5小时; (e)对比例 1中 Mg-l.8Zn-0.lGd合金板材 400°C退火 1小时。

图 4 为轧制板材退火后基面 （ 0002 ) 织构； 其中， （a) 实施例 1 中 Mg-2.0Zn-0.2Gd-0.8Mn板材在 250°C退火 2小时 (织构强度等级: 1.07， 1.23, 1.41， 1.62, 1.86， 2.14， 2.46， 2.82)； (b) 实施例 2 中 Mg-l.8Zn-0.4Gd板材在 325°C退火 3 小时 (织构强度等级: 1.08， 1.26， 1.47， 1.71， 1.86， 2.14， 2.46， 2.82)； (c) 实施例 3 中 Mg-l.9Zn-0.6Gd板材在 350°C退火 1小时 （织构强度等级： 1.09， 1.28， 1.50， 1.77, 2.08， 2.45， 2.89， 3.40)； (d) 实施例 4中 Mg-0.9Zn-0.7Gd-0.6Mn板材在 400°C 退火 0.5小时 (织构强度等级: 1.08， 1.27, 1.48， 1.74, 2.03, 2.38, 2.79, 3.27)； (e) 对比例 1中 Mg-l.8Zn-0.lGd合金板材 400°C退火 1小时 （织构强度等级： 1.1， 2.0， 3.3, 5.0， 6.9， 8.5， 10.1， 12.4)。

图 5 为轧制板材在退火后的拉伸应力应变曲线； 其中， （a) 实施例 1 中

Mg-2.0Zn-0.2Gd-0.8Mn板材在 250°C退火 2小时；（b) 实施例 2中 Mg-l.8Zn-0.4Gd板 材在 325°C退火 3小时； （c) 实施例 3中 Mg-l.9Zn-0.6Gd板材在 350°C退火 1小时； (d) 实施例 4中 Mg-0.9Zn-0.7Gd-0.6Mn板材在 400°C退火 0.5小时； (e) 对比例 1中 Mg-l.8Zn-0.lGd合金板材 400°C退火 1小时。 具体实施方式

下面结合附图及实施例详述本发明。需强调的 是，以下实施例仅用于说明本发明， 而并不是对本发明的限定。 表 1为本发明实施例 1-4中 Mg-Zn-Gd合金化学组成 （表 中数据为化学分析的结果， 以质量百分含量计）， 表 1所述配方仅为保护范围内的部 分成分。 表 2为对比例 1-3中的 Mg-Zn-Gd化学组成 （以质量百分含量计）。 表 1 实施例 1-4中的 Mg-Zn-Gd合金化学组成

表 2对比例 1-3中的 Mg-Zn-Gd合金化学组成

实施例 1

1 ) 采用金属模重力铸造， 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm 的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 2.0%, Gd: 0.2%, M 0.8， 镁含量为平衡余 量 （表 1编号 1 );

2)将铸锭在 450°C保温 10小时均匀化处理后，将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm 的坯料并铣面，将铣面后的坯料在 250°C保温 2小时后进行轧制； 轧辊温度为 300°C； 第一道次的压下量为 35%，随后每道的压下量为 35-45%，每轧制一道后回炉保温 5〜 10分钟继续轧制， 直到板材厚度为 2mm， 总压下量 85%， 板材边及表面无任何裂纹， 见图 1 ( a)， 轧制过程发生了动态再结晶， 板材具有细小的晶粒尺寸， 见图 2 ( a);

3 ) 轧制后的板材进行 250°C退火 2小时， 得到更加均匀的等轴晶组织， 见图 3 ( a 退火后的板材具有非基面织构， 呈现向横向偏转 ±40°的双峰织构， 如图 4 ( a) 所示， 该种类型织构有利于提高板材的塑性。

4)参考国标 GB 6397-86的 §3.6.2对于板材试样的规定制备的板材的拉伸� �学性 能样品， 在室温沿着轧制方向和横向的应力应变曲线如 图 5 ( a) 所示， 板材热处理 退火后的力学性能见表 3。 轧制板材沿轧制方向的抗拉强度为 246MPa， 屈服强度为 165MPa， 伸长率为 39%; 沿横向的抗拉强度为 229MPa， 屈服强度为 101MPa， 伸长 率为 45%。

实施例 2

1 ) 采用金属模重力铸造， Mg-Zn-Gd 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 1.8%, Gd: 0.4%, 镁 含量为平衡余量 （表 1编号 2);

2)将铸锭在 420°C保温 10小时均匀化处理后，将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm 的坯料并铣面， 将铣面后的坯料在 400°C保温 2小时后进行轧制； 轧辊温度为室温； 第一道次的压下量为 35%， 随后每道次的压下量为 45%， 每轧制两道后回炉保温 5〜 10分钟继续轧制， 直到板材厚度为 3.2mm， 总压下量 84%， 板材边及表面无任何裂 纹，见图 1 (b)，轧制过程发生了动态再结晶，板材具有细 小的晶粒尺寸，见图 2 (b) ; 3 ) 轧制后的板材在 320°C退火 3小时后， 发生了静态再结晶， 组织更加均匀， 见图 3 (b)。 退火后的板材具有非基面织构， 呈现向横向偏转约 ±40°的双峰织构， 如 图 4 (b) 所示， 该种类型织构有利于提高板材的塑性。

4)参考国标 GB 6397-86的 §3.6.2对于板材试样的规定制备的板材的拉伸� �学性 能样品， 在室温沿着轧制方向和横向的应力应变曲线如 图 5 (b) 所示， 其力学性能 见表 3。轧制板材沿轧制方向的抗拉强度为 253MPa， 屈服强度为 201MPa， 伸长率为 35%； 沿横向的抗拉强度为 231MPa， 屈服强度为 132MPa， 伸长率为 50%。

实施例 3

1 ) 采用金属模重力铸造， Mg-Zn-Gd 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 1.9%, Gd: 0.6%, 镁 含量为平衡余量 （表 1编号 3 );

2)将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm的坯料并铣面， 不经均匀化热处理， 直接 将铣面后的坯料在 380°C保温待轧； 轧辊温度为 250°C ; 第一道次的压下量为 35%， 随后每道的压下量为 35-45%， 每轧制两道后回炉加热保温 5〜10分钟继续轧制， 直 到板材厚度为 3mm， 总压下量 85%， 板材边及表面无任何裂纹， 板材呈现变形组织， 没有完全再结晶， 见图 2 ( c);

3 )轧制后的板材在 350°C保温 1小时进行退火处理， 发生了明显的静态再结晶， 得到了均匀的等轴晶组织， 见图 3 ( c 退火后的板材具有非基面织构， 呈现向横向 偏转 ±40°的双峰织构， 如图 4 ( c) 所示， 该种类型织构有利于提高板材的塑性。

4)参考国标 GB 6397-86的 §3.6.2对于板材试样的规定制备的板材的拉伸� �学能 样品， 在室温沿着轧制方向和横向的应力应变曲线如 图 5 ( c) 所示， 其力学性能见 表 3。 轧制板材沿轧制方向的抗拉强度为 248MPa， 屈服强度为 172MPa， 延伸率为 37%； 沿横向的抗拉强度为 237MPa， 屈服强度为 165MPa， 伸长率为 45%。

实施例 4

1 ) 采用金属模重力铸造， Mg-Zn-Gd 经常规的镁合金熔炼浇注为

150mmx200mmx200mm的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 0.9%, Gd: 0.7%, Mm

0.6， 镁含量为平衡余量 （表 1编号 4);

2)将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm的坯料并铣面， 不经均匀化热处理， 直接 将铣面后的坯料在 320°C保温待轧； 轧辊温度为室温； 第一道次的压下量为 35%， 随 后每道的压下量为 45%，每轧制两道后回炉加热保温 5〜10分钟继续轧制，直到板材 厚度为 2mm， 总压下量 85%， 板材边及表面无任何裂纹， 板材呈现再结晶组织， 见 图 2 ( d);

3 )轧制后的板材在 400°C保温 0.5小时进行退火处理，得到了均匀的等轴晶组 织， 见图 3 ( d)。 退火后的板材具有非基面织构， 呈现向横向偏转 ±40°的双峰织构， 如图 4 ( d) 所示， 该种类型织构有利于提高板材的塑性。

4)参考国标 GB 6397-86的 §3.6.2对于板材试样的规定制备的板材的拉伸� �学能 样品， 在室温沿着轧制方向和横向的应力应变曲线如 图 5 ( d) 所示， 其力学性能见 表 3。 轧制板材沿轧制方向的抗拉强度为 248MPa， 屈服强度为 172MPa， 延伸率为 37%； 沿横向的抗拉强度为 237MPa， 屈服强度为 165MPa， 伸长率为 45%。

对比例 1 1 ) 采用金属模重力铸造， 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm 的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 1.8%, Gd: 0.1%, 镁含量为平衡余量 （表 2编 号 1 );

2)将铸锭在 450°C保温 10小时均匀化处理后，将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm 的坯料并铣面， 将铣面后的坯料在 250°C保温 2小时后进行轧制； 轧辊温度为 25 °C ; 第一道次的压下量为 30%，随后每道的压下量为 30-45%，每轧制一道后回炉保温 5〜 10分钟继续轧制， 直到板材厚度为 2mm， 总压下量 85%， 板材边及表面无任何裂纹， 轧制过程发生了明显的动态再结晶，板材晶粒 尺寸比其他编号的合金大， 见图 2 ( e) ;

3 ) 轧制后的板材进行 400°C退火 1小时， 晶粒明显长大， 接近 50微米， 见图 3 ( e) o 退火后的板材呈现明显的基面织构， 与其他合金板材的非基面织构明显不同， 如图 4 ( e) 所示， 该种类型织构不利于提高板材的塑性。

4)参考国标 GB 6397-86的 §3.6.2对于板材试样的规定制备的板材的拉伸� �学性 能样品， 在室温沿着轧制方向和横向的应力应变曲线如 图 5 ( e) 所示， 板材热处理 退火后的力学性能见表 3。 轧制板材沿轧制方向的抗拉强度为 248MPa， 屈服强度为 220MPa, 伸长率为 25%; 沿横向的抗拉强度为 251MPa， 屈服强度为 218MPa， 伸长 率为 32%。

对比例 2

1 ) 采用金属模重力铸造， 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm 的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 3.1%, Gd: 0.9%, 镁含量为平衡余量 （表 2编 号 2);

2)将铸锭在 420°C保温 5小时均匀化处理后，将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm 的坯料并铣面， 将铣面后的坯料在 250°C保温 2小时后进行轧制； 轧辊温度为 25 °C ; 第一道次的压下量为 30%，随后每道的压下量为 30-45%，每轧制一道后回炉保温 5〜 10分钟继续轧制， 直到板材厚度为 2mm， 板材两边裂纹严重， 见图 1 ( c)， 轧制性 能相对较差， 板材成材率低。

对比例 3

1 ) 采用金属模重力铸造， 经常规的镁合金熔炼浇注为 150mmx200mmx200mm 的铸锭， 合金成分重量百分比为 Zn: 1.2%, Gd: 4.9%, 镁含量为平衡余量 （表 2编 号 3 );

2)将铸锭在 470°C保温 8小时均匀化处理后，将铸锭切为 150mmx l00mmx20mm 的坯料并铣面， 将铣面后的坯料在 250°C保温 2小时后进行轧制； 轧辊温度为 25 °C ; 第一道次的压下量为 30%，随后每道的压下量为 30-45%，每轧制一道后回炉保温 5〜 10 分钟继续轧制， 板材碎裂严重， 无法保证在较大的变形量下进行板材的轧制， 如 图 1 ( d)。

上述实施例及对比例中的 Mg-Zn-Gd轧制退火处理后板材沿轧制方向和横向� �� 力学性能如表 3所示。 表 3