CN104060138A - 一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法，其化学成分重量百分比为：Al0.1～0.6％、Ca0.1～0.8％、Mn0.1～0.4％，Si0.01～0.3％，其余为Mg以及不可避免的杂质。本发明解决了现有镁合金板材使用稀土元素和高价格合金元素，现有轧制方法制备镁合金板材时单道次轧制量小、道次多、中途需反复加热，导致镁合金板材存在成本过高、工艺复杂、局部组织粗大/不均匀、室温拉伸性能各向异性明显等一系列问题；本发明镁合金板材具有低成本、高性能、非稀土且具有较低力学各向异性等特点。

Description

一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法

技术领域

本发明涉及有色金属材料变形加工技术领域，特别是一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法。

背景技术

镁合金是最轻质的商用金属工程结构材料，有“21世纪绿色结构材料”之称，具有比强度和比弹性模量高、阻尼吸震降噪性能优越、铸造成型性好、易于回收利用等优点，具有广泛的应用前景。近年来，镁合金作为轻质结构材料引起越来越广泛的关注。

由于镁具有密排六方结构，中低温时，基面滑移占主导，而柱面、锥面等滑移***由于高的临界分剪切应力较难开动，所以相对于立方结构金属铝等合金，六方结构的镁合金的可加工性较差。其可滑移系具有较低的对称性，导致了力学性能各向异性也比立方晶系合金要显著得多，增加了镁合金在实际工程结构的设计、使用过程中的复杂性。面对镁合金力学性能各向异性带来的问题，国内外研究者一方面致力于研究如何调控现有合金在变形加工过程中其力学性能各向异性，另一方面努力研发具有低各向异性的新型低成本、高性能镁合金。

中国专利CN201210426859.X公开了一种低各向异性镁合金材料及其制备方法。但是该镁合金的屈服和抗拉强度较低(屈服强度低于175MPa，抗拉强度低于270MPa)，不能满足多数工程构件对力学性能的需求。而且，由于该合金含有Li元素，导致其抗氧化能力较差，室温环境下腐蚀较快，更无法应用于较高温度环境。

研究表明，添加适当的稀土元素等，也可以一定程度上提高镁合金的塑性、强度，优化其力学各向异性性能。例如，中国专利CN200910011111.1公布了一种高塑性、低各向异性镁合金及其板材的热轧制工艺，该合金通过添加稀土元素Gd降低了轧制板材的基面织构强度，获得了较弱的力学性能各向异性和较高的延伸率。但是，该系列合金的强度较低(屈服强度 低于150MPa，抗拉强度低于240MPa)，且由于添加稀土元素(0.1～10％)导致其成本较高。而含更高稀土量和高价格元素的合金中，不但因为稀土和高价元素的使用进一步增加了材料的成本，同时一些粗大的金属间化合物的存在也增加了材料的变形加工难度，其综合作用效果并不理想。

现有的镁合金采用传统的温轧轧制方法，一般单道次压下量≤15％，板材达到目标压下尺寸过程中，需要的轧制道次多，道次间需重新加热；而且非常容易出现轧制开裂、局部组织粗大/不均匀、室温拉伸性能存在明显各向异性等问题，工艺复杂、成本过高；随着应用市场对镁合金板材需求的增长，急需开发新型的具有细小、均匀晶粒组织的低成本高性能镁合金板材。

发明内容

本发明的目的在于提供一种低成本高性能非稀土镁合金板材及其制备方法，解决上述现有镁合金板材使用稀土元素和高价格合金元素，现有轧制方法制备镁合金板材时单道次轧制量小、道次多、中途需反复加热，导致镁合金板材存在成本过高、工艺复杂、局部组织粗大/不均匀、室温拉伸性能各向异性明显等一系列问题；本发明镁合金板材具有低成本、高性能、非稀土且具有较低力学各向异性等特点。

为达到上述目的，本发明的技术方案是：

一种低成本高性能非稀土镁合金板材，其化学成分重量百分比为：Al0.1～0.6％、Ca0.1～0.8％、Mn0.1～0.4％，Si0.01～0.3％，其余为Mg以及不可避免的杂质。

根据实践经验和理论分析，在轧制过程中如果希望增加轧制变形量、减少轧制温度对合金轧制性能的影响、提高轧制效率，要求合金组织中避免含有较多的粗大第二相粒子，或者虽然存在一定量的第二相，但可以在变形前的均匀化热处理阶段基本上固溶进基体中。在本方案中，设计合金的元素总添加量应控制在比较低的水平，在变形前绝大部分第二相可以固溶进合金基体中，残余第二相尺寸细小、且在基体中弥散分布；以减少在轧制过程中由于大的第二相破碎导致应力集中、合金开裂的可能性，满足合金在轧制变形过程中采用较大的单道次变形量、提高变形效率的目的。

研究表明，多元高强镁合金的设计原则是：主要合金元素的原子半径一个比镁原子大、一个比镁原子小，同时该主要合金元素之间混合焓的负值越大越可能形成稳定的原子间结合，有利于在变形过程中像某些铝合金一样形成单原子或多原子层的规则G.P区、纳米级的析出物以及稳定的析出相，从而保证该合金具有高的强度。

镁合金中常用的价格较低的合金化元素主要包括Al、Zn、Mn、Ca、Si等。根据上述理论，通过对镁中常用的合金化元素进行计算，发现镁、铝、钙、锰、硅元素之间具有很好的匹配关系。在Mg-Al-Ca-Mn-Si五元合金中，Ca原子的原子半径大于Mg原子，Si、Al和Mn原子的原子半径小于Mg原子，同时Ca-Al以及Al-Mn等原子间的混合焓的负值比较大。

根据各个元素在镁中的各自特点，从材料学科合金强化机制的观点可进一步限定需要的合金化元素的种类和添加量，再借助镁合金的相图并根据实际铸造合金的性能特征进行验证。

Al是镁合金最常用的合金元素。铝能与镁形成有限固溶体，在提高合金强度和硬度的同时可改善铸造性能，也可以通过热处理产生时效强化。根据文献，镁铝合金的导热性能随着固溶原子数量增加而降低。Ca元素在镁中能产生晶粒细化作用，也可抑制熔融镁的氧化，提高合金熔体的着火温度，并且能改善合金的蠕变性能。通过热力学软件计算Mg-Al-Ca三元相图得到：改变Al/Ca的比例时合金中可能会出现三种不同的第二相，其第二相数量随着元素添加量的增加会逐渐增多。特别是，在该合金中可得到有序的单层GP区，这种纳米结构对合金的强化效果非常明显。因此，为了控制合金中存在的第二相的量和类型，采用低合金化，设计合金的Al、Ca的含量均不超过1％。本发明Al、Ca含量设计范围分别为：Al0.1～0.8wt％，Ca0.1～0.6wt％。

Mn以沉淀Fe-Mn化合物来控制铁含量，通过控制铁含量而改善腐蚀行为；同时，Mn元素在镁中可以增大耐热性，细化晶粒、强化合金。在Mg-6Al-3Ca合金添加0.1-0.5％的Mn元素后，其蠕变抗力显著增加，耐热性提高。但Mn在镁中的含量一般不超过1.0wt％。本发明设计Mn的含量为0.1～0.4wt％。

Si不固溶于镁，可形成化合物Mg2Si(熔点为1085℃)，是有效的强 化相。Si还能与合金中的其它合金元素Al、Zn、Ag等元素形成稳定的硅化物，改善合金的蠕变性能；也是一种弱的晶粒细化剂。但是对腐蚀性能有害。Si的添加量一般不能太多。本发明设计Si的含量为0.01～0.3％。

综合设计的各个元素功能，Mg-Al-Ca-Mn-Si系合金存在多种可能的第二相，如Mg2Ca，Al2Ca，Al8Mn5，Al-Si析出物等，以及少量的三元相。在热处理或者是热机械加工变形过程中可以生成高温稳定的规则G.P区以及其它微纳米级别的析出物(如Al-Ca、Al-Mn-Ca等)，通过其稳定变形组织，强化合金，有利于材料获得高强度和高耐热性能。

本发明的低成本高性能非稀土镁合金板材的制备方法，包括以下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1的化学成分，将Al、Ca、Mn、Si和Mg合金元素配比，以高纯原料或中间合金的方式加入；将纯Mg锭和Mg-Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO₂和SF₆的混合保护气的保护下完全熔化，CO₂和SF₆的流量比范围为40～100，原料升温速率控制在15～50℃/min，熔化后溶液的温度控制在710～760℃；将其余纯金属锭和中间合金放在预热炉中加热至200～280℃；待纯Mg锭和Mg-Mn中间合金完全熔化后，将预热后的其它纯Al锭、中间合金和Ca颗粒或者Mg-Ca中间合金先后加入熔化好的溶液中，加Ca时需吹氩气精炼搅拌，保温5～10分钟；然后采用金属模铸造或半连续铸造制备成铸锭；

2)铸锭经均匀化处理后切割成轧制坯料；

3)轧制。

对轧制坯料预热，预热温度为300～500℃，预热时间为25～60min，轧辊预热至200～300℃；轧制速度为20～60m/min，单道次压下量为30％～50％，每道次轧制结束后板材直接进行反向轧制，不进行任何保温和加热；板材的累计变形量≥90％；终轧后板材进行空冷。

进一步，在步骤2)中，铸锭均匀化处理在490～510℃下进行0.1～48小时，然后切割成轧制坯料。

众所周知，合金材料通过晶粒细化，能获得更优良的力学性能，不仅 能提高其加工塑性，而且能提高其强度等、降低材料力学性能各向异性。镁合金相对铁、铝等其它合金具有更大的Hall-Petch关系的K系数，其晶粒细化对合金的强度提升的贡献更加明显。为了能够得到更加细小的晶粒，以进一步提高镁合金的强度和韧度以及其它优良性质，一般采用热变形加工。在挤压、轧制、锻造等变形加工过程中，铸造形成的粗大第二相逐渐得到破碎细化、并且弥散分布于镁基体中，使合金的力学性能进一步提高，获得更高强度和塑性。

通过热加工使合金晶粒细化也有利于在二次变形过程中各种滑移系联合启动，协调变形，克服镁合金中由于密排六方合金滑移系较少引起的力学性能严重各向异性。另一方面，由于晶粒细小，晶界滑移变形方式容易被启动，合金变形均匀性增加；晶粒细化导致晶界滑移产生的变形在材料总体塑性变形中占据的比例增加，也有利于材料力学性能各向异性的降低。

同时，大量弥散分布的细小析出粒子存在，对于材料各向异性也会产生明显影响。一方面，细小弥散析出相的存在，能够使热机械变形的合金形成更加弥散的织构，有利于形成弱各向异性的变形组织；另一方面，大量细小析出相的存在可以在拉伸或者压缩变形过程中有效地抑制孪生发生几率，从而弱化材料力学性能的各向异性程度。因此，引入适当的第二相粒子，对于控制合金的力学性能各向异性特征，具有非常重要的意义。

对比现有镁合金，本发明的优点主要表现在：

1.微合金化、合金成本低：本发明制备的低成本高性能镁合金板材由常规合金元素Al、Ca、Mn、Si组成，合金化元素总添加量≤2.0wt.％，且不添加稀土元素和高价格元素；

2.轧制效率高、单道次轧制量大、能耗低：本发明制备的低成本高性能镁合金板材，轧制速度为20～60m/min，单道次压下量为30～50％，且轧制过程中不需对坯料进行反复加热，节约时间和能源；

3.所得板材机械性能各向异性低：本发明通过大应变降温反复连续轧制制备的低成本高性能镁合金板材晶粒细小、组织均匀；第二相细小、弥散分布；(0002)基面织构得到有效弱化且从轧制面(ND)观测时(0002)基面织构在与轧制方向成10～30°范围内形成双峰分布，多种因素有效地 降低板材室温变形时的各向异性；

4.室温机械性能优异：本发明制备的低成本高性能镁合金板材在室温下的抗拉强度为260～320MPa，屈服强度为215～290MPa，伸长率为10～22％。

附图说明

图1为本发明实施例非稀土镁合金的铸态光学组织。

图2为本发明实施例非稀土镁合金的固溶态光学组织。

图3为本发明实施例非稀土镁合金的扫描电镜组织。

图4为本发明实施例非稀土镁合金的轧制不同变形量后的实物外观图。

图5为本发明实施例非稀土镁合金经终轧后1.2mm板材的二次电子照片。

图6为本发明实施例非稀土镁合金经终轧后1.2mm板材的EBSD组织照片。

图7为本发明实施例非稀土镁合金经终轧后1.2mm板材的透射组织照片。

图8为本发明实施例非稀土镁合金经终轧后1.2mm板材的(0002)以及(11-20)极图。

图9为本发明实施例非稀土镁合金经终轧后1.2mm板材平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)时的室温拉伸性能。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步说明。

本发明低成本高性能非稀土镁合金，其成分重量百分比为：0.50％Al，0.71％Ca，0.31％Mn，0.11％Si，其余为Mg(Mg-0.50Al-0.71Ca-0.31Mn-0.11Si)。

利用金属模铸造工艺制备出厚度为50mm、宽度为200mm、高度为200mm的方形铸锭，铸造组织如图1，将铸锭切割后在500℃进行24小时 的均匀化处理，其铸态下存在的粗大第二相数量明显减少(如图2)，第二相元素被固溶进入基体中；扫描电镜高倍组织表明，只有少量的尺寸小于几微米的细小的第二相粒子和一些纳米尺度的弥散第二相粒子分布在基体中，合金实现组织均匀化(如图3)，在后续的轧制过程中利于采用高效轧制变形工艺。

均匀化处理后的合金锭被切割成厚度为15mm、长度150mm、宽度150mm的方形轧制坯料；然后坯料放入箱式炉中在400℃进行30分钟的保温。轧辊利用燃烧气体进行预热，设定温度为300℃，利用4个固定式红外测温枪来检测轧辊温度。

将坯料进行大应变反复连续轧制，单道次压下量约为40％，轧制速度为40m/min，5道次累积变形量达到92％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1.2mm，所得板材在空气中自然冷却。

轧制后板材部分样品的外观形状变化如图4所示。合金在采用单道次较大压下量(40％)的变形条件下都没有发生开裂，表现出了良好的轧制变形性能，在轧制过程中轧制道次减少、效率提高。

该合金经过5道次变形量达到92％的大应变反复连续轧制后，其扫描电镜组织如图5、图6。多道次轧制后的板材具有均匀、细小的再结晶细晶组织，晶粒细化到5μm左右，细晶组织保证了合金强度和塑性在较高的水平的同时，也有利于降低力学性能各向异性。

在终轧后合金的组织中，由于大量塑性变形的引入，第二相已经被破碎成均匀细小颗粒，如图7透射照片所示。合金中引入的大量均匀细小的第二相组织，如Mg₂Ca、Al₈Mn₅相等，它们对合金产生强烈的强化作用；同时，也有效地降低了板材力学性能的各向异性程度。

从轧制面(ND)观测板材的微观织构，(0002)基面织构沿与轧制方向成15°范围内形成弱双峰分布，如图8所示，板材的晶体取向沿着板面不同方向分布比较均匀，该材料的组织各向同性较好。

力学性能测试结果表明，终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)方向的室温抗拉强度分别为：289MPa、274MPa、277MPa，屈服强度分别为：280MPa、235MPa、254MPa， 延伸率分别为：18％、15％、19％，如图9所示。材料表现出了良好的强度和塑性，同时也具有较低的各向异性特征。

本发明其他实施例参见表1。

实施例1

本实施例低成本高性能非稀土镁合金合金的成分重量百分比为：0.50％Al，0.71％Ca，0.31％Mn，0.11％Si，其余为Mg；(Mg-0.50Al-0.71Ca-0.31Mn-0.11Si)。

1)按质量分数将Al、Ca、Mn、Si和Mg合金元素配比，以高纯原料或中间合金的方式加入；将纯Mg锭和Mg-Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO₂和SF₆的混合保护气的保护下完全熔化，CO₂和SF₆的流量比为50，原料升温速率控制在15～50℃/min，熔化后溶液的温度控制在710～760℃；将其余纯金属锭和中间合金放在预热炉中加热至200～280℃。待将纯Mg锭和Mg-Mn中间合金完全熔化后，将预热后的其它纯金属锭、中间合金先后加入熔化好的熔液中，加Ca时需吹氩气精炼搅拌，保温10分钟；然后采用金属模铸造或半连续铸造制备成铸锭。

2)将铸锭切割后在500℃进行24小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的铸锭切割成厚度为15mm的方形轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在400℃进行30分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃，利用4个固定式红外测温枪来检测轧辊温度；

4)将坯料进行5道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为40m/min，单道次压下量为40％，累积变形量为92％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1.2mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：289MPa、274MPa、277MPa，屈服强度分别为：280MPa、235MPa、254MPa，延伸率分别为：18％、15％、19％。

实施例2

1)本实施例低成本高性能非稀土镁合金合金，其成分重量百分比为：Mg-0.36Al-0.50Ca-0.35Mn-0.05Si。采用如实施例1相似的熔炼方法，利用金属模铸造工艺制备出铸锭；

2)将铸锭切割后在510℃进行18小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的铸锭切割成轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在425℃进行30分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃；

4)将坯料进行多道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为30m/min，单道次压下量为35％，累积变形量为95％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：275MPa、265MPa、260MPa，屈服强度分别为：230MPa、225MPa、215MPa，延伸率分别为：21％、22％、17％。

实施例3

1)本实施例低成本高性能非稀土镁合金，其成分重量百分比为：Mg-0.55Al-0.51Ca-0.30Mn-0.15Si。采用如实施例1相似的熔炼方法，利用半连续铸造工艺制备出铸锭；

2)将铸锭切割后在505℃进行22小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的锭材切割成轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在450℃进行30分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃；

4)将坯料进行多道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为35m/min，单道次压下量为35％，累积变形量为92％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1.2mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制 方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：280MPa、272MPa、270MPa，屈服强度分别为：280MPa、252MPa、250MPa，延伸率分别为：15％、20％、18％。

实施例4

1)本实施例低成本高性能非稀土镁合金，其成分重量百分比为Mg-0.20Al-0.11Ca-0.15Mn-0.02Si。采用如实施例1相似的熔炼方法，利用金属模铸造工艺制备铸锭；

2)将铸锭切割后在500℃进行24小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的锭材切割成轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在425℃进行30分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃；

4)将坯料进行多道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为30m/min，单道次压下量为45％，累积变形量为95％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1.1mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：273MPa、269MPa、268MPa，屈服强度分别为：239MPa、228MPa、225MPa，延伸率分别为：17％、20％、18％。

实施例5

1)本实施例低成本高性能非稀土镁合金，其成分重量百分比为：Mg-0.60Al-0.78Ca-0.28Mn-0.24Si。采用如实施例1相似的熔炼方法，利用半连续铸造工艺制备铸锭；

2)将铸锭在390℃进行18小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的锭材切割成轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在415℃进行20分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃；

4)将坯料进行多道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为25m/min， 单道次压下量为45％，累积变形量为95％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为0.9mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：320MPa、310MPa、305MPa，屈服强度分别为：290MPa、280MPa、285MPa，延伸率分别为：10％、13％、11％。

实施例6

1)本实例设计低成本高性能非稀土镁合金微合金化成分的重量百分比为：Mg-0.10Al-0.23Ca-0.12Mn-0.30Si。采用如实施例1相似的熔炼方法，利用金属模铸造工艺制备铸锭；

2)将铸锭在505℃进行20小时的均匀化处理获得均匀组织，将均匀化处理后的锭材切割成轧制坯料；

3)将坯料放入箱式炉中在450℃进行50分钟的保温，轧辊利用燃烧气体进行加热，设定温度为300℃；

4)将坯料进行多道次大应变降温反复连续轧制，轧制速度为40m/min，单道次压下量约为45％，累积变形量约为95％，每道次轧制结束后板材不进行任何保温和加热，直接进行反向轧制；经连续反复轧制至厚度约为1.0mm，所得板材在空气中自然冷却。

终轧板材沿平行于轧制方向(0°)，垂直于轧制方向(90°)以及与轧制方向成45°(45°)的室温抗拉强度分别为：272MPa、268MPa、265MPa，屈服强度分别为：270MPa、264MPa、258MPa，延伸率分别为：14％、16％、12％。

表1

Claims (3)

1.一种低成本高性能非稀土镁合金板材，其化学成分重量百分比为：Al0.1～0.6％、Ca0.1～0.8％、Mn0.1～0.4％，Si0.01～0.3％，其余为Mg以及不可避免的杂质。

2.如权利要求1所述的低成本高性能非稀土镁合金板材的制备方法，其特征是，包括以下步骤：

1)冶炼、铸造

按权利要求1的化学成分，将Al、Ca、Mn、Si和Mg合金元素配比，以高纯原料或中间合金的方式加入；将纯Mg锭和Mg-Mn中间合金放入熔炼炉的坩埚中，在CO₂和SF₆的混合保护气的保护下完全熔化，CO₂和SF₆的流量比范围为40～100，原料升温速率控制在15～50℃/min，熔化后溶液的温度控制在710～760℃；将其余纯金属锭和中间合金放在预热炉中加热至200～280℃；待纯Mg锭和Mg-Mn中间合金完全熔化后，将预热后的其它纯Al锭、中间合金和Ca颗粒或者Mg-Ca中间合金先后加入熔化好的溶液中，加Ca时需吹氩气精炼搅拌，保温5～10分钟；然后采用金属模铸造或半连续铸造制备成铸锭；

2)铸锭经均匀化处理后切割成轧制坯料；

3)轧制

对轧制坯料预热，预热温度为300～500℃，预热时间为25～60min，轧辊预热至200～300℃；轧制速度为20～60m/min，单道次压下量为30％～50％，每道次轧制结束后板材直接进行反向轧制，不进行任何保温和加热；板材的累计变形量≥90％；终轧后板材进行空冷。

3.如权利要求2所述的低成本高性能非稀土镁合金板材的制备方法，其特征是：在步骤2)中，铸锭均匀化处理在490～510℃下进行0.1～48小时，然后切割成轧制坯料。