镁合金因密度小,比强度高,易于加工等优异性能,广泛应用于航空航天、军事国防、赛车等多种领域。但因镁合金电极电位较低（-2.37 V（vs.SHE））,耐蚀性较差,严重制约其在工业生产中更为广泛的应用。将稀土（RE）元素添加至镁合金中可以显著改善镁合金的室温、高温力学性能、耐热性以及耐蚀性。其中,Mg-Gd-Y系合金是稀土镁合金中最具发展前途和应用潜力的候选体系之一。本课题选择Mg-10Gd-3Y-0.4Zr（GW103K）合金作为研究对象,采用多种测试方法研究不同热处理条件下GW103K合金中显微组织的演变对合金腐蚀行为的影响,重点揭示了时效沉淀相对GW103K合金腐蚀行为的影响规律。采用光学显微镜（OM）、扫描电子显微镜（SEM）、能谱仪（EDS）以及高环角暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）等测试方法研究了不同热处理条件下GW103K合金中析出相的形貌、成分及结构。结果表明:铸态合金中的析出相主要为骨骼状Mg₂₄（Gd,Y）₅。固溶处理（T4处理）后,Mg₂₄（Gd,Y）₅基本固溶至基体中,在晶界处重新生成了块状Mg₂（Gd,Y）和（Gd,Y）固溶体,部分Mg₂（Gd,Y）和（Gd,Y）固溶体交替排列组成链状相。T6处理（固溶处理+人工时效处理）0.5 h,合金中重新析出尺寸较小的骨骼状Mg₂₄（Gd,Y）₅并形成β’’新相。当T6处理时间达到8 h,β’’相转变为β’相,Mg₂₄（Gd,Y）₅数量增多尺寸增大。当T6处理时间达到16 h,β’相沿不同方向的三种变体相互连接构成类似“X”的形状,Mg₂₄（Gd,Y）₅尺寸增大,数量减少。T6处理时间达到193 h,β’相互相连结构成网状结构,在β’相的颈缩处形成斜切β’相的菱形六面体β₁相。Mg₂₄（Gd,Y）₅数量减少,但形貌更加粗大。当T6处理达到432 h和500 h时,粗大的β’相网状结构的间距变宽,β’相逐渐转变为更稳定的片状β相。采用激光共聚焦显微镜（LSCM）、扫描电子显微镜（SEM）、电化学原子力显微镜（EC-AFM）以及高环角暗场扫描透射电子显微镜（HAADF-STEM）,观察不同热处理条件下合金的腐蚀形貌。结果表明:铸态合金中Mg₂₄（Gd,Y）₅在腐蚀过程中自身发生腐蚀溶解,使得合金表面布满尺寸较大的腐蚀坑。T4处理后因残留的Mg₂₄（Gd,Y）₅的数量较少,由其导致的腐蚀程度有所减轻。T6处理初期合金腐蚀的加重是因为重新析出的骨骼状Mg₂₄（Gd,Y）₅和时效析出的纳米沉淀相β’’相都发生了自身腐蚀溶解。当T6处理达到16 h时,Mg₂₄（Gd,Y）₅数量减少,β’成为影响合金腐蚀行为的主导因素。虽然β’相优先溶解,但因其尺寸小且腐蚀方式为化学溶解,腐蚀速率较慢,合金的腐蚀程度减轻。直至T6处理193 h,合金的耐蚀性最佳。而延长T6处理时间至432 h和500 h,部分β’相转变为片状的Mg₂₄（Gd,Y）₅,Mg₂₄（Gd,Y）₅体积分数增加。Mg₂₄（Gd,Y）₅溶解导致合金的宏观腐蚀形貌中出现较大的腐蚀坑,合金耐蚀性相又有所下降。根据析氢量-时间曲线、极化曲线测试和电化学阻抗谱测试得到不同热处理条件合金的耐蚀性由劣到优依次为:铸态<T6处理0.5 h<T4处理<T6处理8 h<T6处理500 h<T6处理432 h<T6处理16 h<T6处理193 h。采用扫描开尔文探针力显微镜（SKPFM）对不同热处理条件下GW103K合金的微区电势分布进行测试,进一步明确GW103K合金的腐蚀机制。铸态、T4和T6处理合金中Mg₂₄（Gd,Y）₅与基体（或周围富Gd、Y偏析带）的相对电势差均在-150 mV左右,证明Mg₂₄（Gd,Y）₅作为电化学腐蚀的阳极相,发生了自身腐蚀。β’相的腐蚀机制与其自身独特的夹层结构有关,β’相中的RE原子优先发生化学溶解。Mg₂（Gd,Y）与基体的电势差值介于160²00 mV,（Gd,Y）固溶体与基体的电势差值介于280³30 mV,两者均为阴极相,可以促进临近基体的腐蚀。电势差更小的Mg₂（Gd,Y）相促进基体腐蚀的能力更强,可能与Mg₂（Gd,Y）相与基体的结合方式为半共格有关,半共格界面的能量更高,化学稳定性差,更容易发生腐蚀。