在所有的金属材料中,镁及其合金具有许多优异的性能,包括有高比强度、低密度、好的切削性能和优异的铸造性能等优点。因此吸引了越来越多的人关注镁（Mg）在汽车和航空航天工业中的应用。例如汽车制造商通过使用镁合金减少车身重量实现节能减排。作为典型的变形镁合金,AZ31镁合金一直受到人们的密切关注。然而,AZ31镁合金绝对强度差是工程应用的一个关键问题。目前,提高AZ31镁合金性能的主要途径是利用合金化和热处理。本实验通过在Ar气的保护下于电阻炉中熔炼制备出五组不同Gd含量的AZ31镁合金后,进行固溶、时效处理。通过OM,SEM,EDS,维氏硬度,室温拉伸等方法对铸态、T4（500℃,16h）、T6（200℃,32h）态的AZ31-xGd合金（x=0,3.25,3.52,4.15,4.83）的显微组织和力学性能进行了测试和表征。测量计算了五组不同Gd含量的铸态和T4态AZ31镁合金的晶粒尺寸,观察了合金中第二相的形貌以及测定了不同状态下AZ31-xGd的维氏硬度,之后对AZ31-xGd合金进行了时效硬度检测,获得了最优的T6处理工艺;并根据时效处理过程中AZ31-3.52Gd合金第二相形貌的演变规律,提出了第二相“堆叠长大”的理论模型,计算了时效过程中Al原子在α-Mg基体内的扩散速度。本研究获得如下结论:1.稀土Gd的添加导致明显的晶粒细化,当稀土Gd含量为3.52wt.%时,铸态的晶粒尺寸从110μm降低到的44μm。向AZ31镁合金中添加Gd后,优先形成了Al₂Gd相,抑制了Mg₁₇Al₁₂相的生成;随Gd含量的增加,合金中第二相显著增多,当稀土Gd含量为3.52wt.%时,合金中第二相分布最均匀。2.铸态AZ31-xGd合金的维氏硬度随Gd含量的增加呈现先增加后减小的趋势,当Gd添加量为3.25wt.%时,合金的硬度值达到了最大。经过500℃,16h的固溶处理后,AZ31-xGd合金中β-Mg₁₇Al₁₂相和Al₂Gd化合物几乎完全溶解于基体中,只有部分还弥散分布在镁基体与晶界。与铸态相比,AZ31-xGd合金试样在经过固溶处理之后,硬度均有所上升。3.随时效时间的增加,AZ31-3.25Gd合金的显微硬度明显增加,当时效时间为32h时,硬度达到最大值。在时效过程中,Al₂Gd相由欠时效态的颗粒状转变为峰时效时的短杆状,之后继续长大成过时效时的团块状。均匀分布的短杆状Al₂Gd相具有析出强化和弥散强化的作用,因此Al₂Gd相形貌的变化可以显著提高镁合金的力学性能。因此最优的T6处理工艺为固溶500℃、16h,时效200℃、32h。4.在时效过程中,Al₂Gd相的析出符合Al原子的平面源扩散,提出了第二相“堆叠长大”的理论模型,当时效时间为32h时,Al原子在α-Mg基体中的扩散速率D_v为31.34nm²/s。5.随Gd含量的增加,时效态的AZ31-xGd合金的屈服强度,极限拉伸强度和伸长率均呈先增加后减小的趋势。当Gd的添加量为3.52wt.%时,合金的屈服强度,极限拉伸强度和伸长率都达到最大值,分别是205MPa、101MPa、18.5%。这是由于韧窝底部细小的Al₂Gd颗粒相具有强化力学性能的作用,因此,改善了合金的力学性能。