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变形镁合金的综合力学性能通常优于铸造镁合金,其中的Mg-Gd-Y合金具有优良的室温和高温强度及优良的蠕变抗力,有望在航空航天、武器制造和高性能汽车等领域得到成功应用。尽管如此,由于镁合金的密排六方晶体结构导致的有限滑移系,所以在宏观上表现为塑性较差,成为阻碍变形镁合金应用的主要障碍。能有效改善镁合金低塑性的手段之一是通过在一定温度(通常是高温)及应变速率下对其进行塑性变形使其晶粒细化。镁合金的变形对温度和应变速率非常敏感,在一定变形条件下,其塑性变形是一个受位错滑移,交滑移和攀移、空位扩散、晶界滑动和机械孪生等多种机制控制的过程。已有的研究表明,在多晶镁合金的塑性变形过程中,多种塑性变形机制相互协同、竞争和转换。另外,动态再结晶或局部剪切变形也会对其塑性变形行为产生很大影响。对于高稀土含量的Mg-Gd-Y系合金而言,虽然对其塑性变形特征及机制已做了大量的研究工作,依然存在许多亟待解决的问题,主要体现在：(1)采用基于位错热激活的回复蠕变理论建立了关于镁合金的高温变形应变速率本构方程,然后通过所求得的表观激活能来判断合金在一定变形条件下的塑性变形机制。但对Mg-Gd-Y系合金而言,采用基于回复蠕变理论构建高温变形应变速率本构方程时,本构方程的适用范围没有进行详细的研究。(2)机械孪生是Mg-Gd-Y系合金塑性变形的重要协调机制,其对塑性变形的贡献与孪生模式有很大的关系。已有关于该系合金孪生模式的分析大都采用纯镁或其它镁合金,特别是Mg-Al-Zn系合金的研究结果。但孪生模式与点阵参数直接相关,而合金元素的种类和含量对点阵参数的影响很大。这就导致采用纯镁或其它镁合金的研究结果来分析高稀土含量Mg-Gd-Y系合金的孪生模式时,因点阵参数的差异,可能引起判断结果的不同。(3)已有关于Mg-Gd-Y系合金的高速变形组织的研究表明,该系合金在高速变形时存在绝热剪切带,但还没有给出该系合金出现绝热剪切带的判据。本研究主要围绕以上三个问题展开工作。采用已有关于镁合金的位错滑移、交滑移和攀移(位错热激活的回复蠕变)和空位扩散等应变速率本构方程,构建不同晶粒尺寸的镁合金的塑性变形机制图,研究Mg-Gd-Y系合金在不同变形条件下占主导地位的塑性变形机制；采用Gleeble热模拟压缩和分离式霍普金森压杆(SHPB)手段对Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金进行不同应变速率和不同温度的压缩变形试验；尝试采用位错热激活的回复蠕变理论建立该合金的高温变形应变速率本构方程；采用X射线衍射(XRD) Rietveld全谱分析方法获得形变前Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金的点阵参数及c/a轴比；采用透射电镜(TEM)微观分析与最小切变理论相结合的方法对该合金在300～500℃及0.01～20s-1下压缩变形过程中的孪晶特征、孪生模式及优先启动的孪生模式进行研究；采用光学组织、TEM微观观察、XRD等方法分析该合金在上述变形条件下的变形特征及变形机制；采用改进的Johson-Cook (J-C)本构模型建立晶粒尺寸为10μm的Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金的高速变形本构方程,并对该合金出现绝热剪切带的条件进行研究。研究的主要结论如下：(1)在剪应变速率10-6～102s-1和熔点归一化温度0～1范围内,镁合金的塑性变形机制图主要由声子或电子拖曳、位错滑移/机械孪生、位错攀移/交滑移(幂律蠕变)、空位扩散(扩散蠕变)及Harper-Dorn (H-D)蠕变等区域构成。随晶粒尺寸减小,幂律蠕变区减小,扩散蠕变或H-D蠕变区增大。当晶粒尺寸减小到0.1μm时,幂律蠕变区几乎由晶界扩散控制的扩散蠕变区所代替。H-D蠕变区仅在～204～255μm的晶粒尺寸范围内存在,此时扩散蠕变区消失。当晶粒尺寸大于～255μm时,H-D蠕变和扩散蠕变区均消失,晶粒尺寸对变形机制图的影响减小。可用镁合金的塑性变形机制图研究Mg-Gd-Y系合金在一定变形条件下占主导地位的塑性变形机制。但当机械孪生等非位错热激活机制对该系合金的塑性变形起重要甚至主导作用时,就需要考虑这些机制对塑性变形机制图的影响。(2)无织构的Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金在300～35℃及0.01～20s-1下的塑性变形主要由基面位错滑移和机械孪生所控制,在350℃及20s-1下还出现了由动态再结晶晶粒构成的局部剪切变形带(转变带)。孪生过程是通过{10T1}系孪生生成具有台阶特征的一次孪晶,并在此台阶附近通过{1012}系孪生在此一次孪晶内生成二次孪晶而实现的。孪晶的面积分数随应变速率的提高先增大后减小,其最大值出现的应变速率由300℃时的10s-1降低到350℃时的5s-1。压缩变形温度提高到400～500℃时,该合金在0.01～20s-1下的压缩变形组织主要由转变带所构成,随应变速率的提高,转变带的带状特征减弱,有向动态再结晶组织转化的趋势。位错滑移、机械孪生、转变带和动态再结晶在该合金的压缩变形过程中是相互协同、竞争和转换的。(3)无法采用基于位错热激活的应变速率本构方程来描述Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金在较低温度下的塑性变形行为。(4)可采用改进的J-C本构模型来描述Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金在-100～460℃及～103s-1下的动态力学响应。由应力σ、应变ε、应变速率ε、准静态应变速ε0、温度T、熔点Tm及准静态试验温度Tr所表示的初始晶粒尺寸为10μm的该合金的改进的J-C本构模型为：(5)初始晶粒尺寸为10μm的Mg-10Gd-2Y-0.5Zr合金在高速压缩变形过程中出现绝热剪切带的最小应变εc及最小应变速率εA与热容Cp、热导率K、熔点Tm、应力σ、试样的形状特征R、试样的表面积A和体积V、以及常数α0之间的关系分别为：式中：