Mg-Gd-Y镁合金作为一种极具商业前景的高强镁合金,其相关研究正引起国内外学者的极大关注。然而,目前针对Mg-Gd-Y镁合金的研究主要集中在合金化和热处理等对性能影响的方面,实验测试也大多在静态或准静态条件下完成,缺少对Mg-Gd-Y镁合金在高应变速率下力学性能和组织演变的系统研究,这极大限制了Mg-Gd-Y镁合金在实际工程中的应用。为此,本文对于Mg-Gd-Y镁合金动态力学行为的研究,不仅可以丰富国内在镁合金动态力学性能的理论,还可以加深对镁合金高速塑性变形机理的认识,为改进现有镁合金高速、大变形量轧制或高速挤压变形工艺提供技术指导,同时可为Mg-Gd-Y镁合金在汽车、飞机和装甲等需要考虑其动态力学性能的零部件设计和应用提供重要的理论依据。为了研究挤压态Mg-Gd-Y镁合金在高应变速率下的动态力学行为与失效机制,本文采用分离式Hopkinson压杆装置对挤压态Mg-Gd-Y镁合金在室温和高温下进行了动态压缩实验,以及采用分离式Hopkinson拉杆装置对挤压态Mg-Gd-Y镁合金进行了室温下的动态拉伸实验,测试的应变速率范围在500s-1~3500s-1之间。分别用光学显微镜(OM)、扫描电镜(SEM)和透射电镜(TEM)分析了测试后的试样组织、断口形貌以及挤压态Mg-Gd-Y镁合金中剪切带的形貌;对不同受力状态和不同温度下挤压态Mg-Gd-Y镁合金的动态力学行为进行了分析和比较,讨论了挤压态Mg-Gd-Y镁合金在不同受力状态下的微观变形机制、组织演变规律和断裂失效机制。得到的主要结论如下:挤压态Mg-Gd-Y镁合金沿ED(挤压方向)、TD(横向)和ND(法向)三个方向在室温动态压缩载荷下,没有明显的屈服点。随着应变速率的提高,均具有正应变速率效应。沿ED、TD和ND三个方向的动态压缩强度分别为535MPa、508MPa和489MPa;动态压缩应变分别为15%、14%和15%,其动态压缩力学性能无明显的各向异性,ED方向的综合动态压缩性能略微优于其他两个方向。细化的晶粒以及高应变速率下非基面滑移主导变形,是挤压态Mg-Gd-Y镁合金动态压缩力学性能各向异性不明显的重要原因。同一应变速率范围内,随着温度的升高,挤压态Mg-Gd-Y镁合金的动态压缩断裂强度不断下降,塑性则不断提高。在室温下应变速率为2826s-1时,挤压态Mg-Gd-Y镁合金具有最大的动态压缩断裂强度,为535MPa。在300℃应变速率为为3344s-1时,挤压态Mg-Gd-Y镁合金具有最大的动态压缩应变,为20%。在室温高应变速率下,挤压态Mg-Gd-Y镁合金具有动态拉压不对称性,动态拉伸断裂强度为203MPa,动态压缩断裂强度为535 MPa,动态拉伸断裂强度与动态压缩断裂强度的比值约为0.37。{1012}<1120>拉伸孪晶是导致挤压态Mg-Gd-Y镁合金沿ED方向具有室温动态拉压不对称性的根本原因。挤压态Mg-Gd-Y镁合金的室温动态压缩变形机制为,在应变速率相对较低时,主要以孪生的方式进行;在应变速率相对较高时,则以滑移和孪生两种方式进行,应变速率越高,滑移所占的比例越大,滑移以非基面滑移为主导,并向基面滑移转变;同时在高速变形的过程伴随有动态再结晶和绝热剪切现象发生。挤压态Mg-Gd-Y镁合金的高温动态压缩变形机制为,以滑移和孪生两种方式进行,以滑移为主,存在绝热剪切变形,并伴随有动态回复和强烈的动态再结晶发生。挤压态Mg-Gd-Y镁合金的室温动态拉伸变形机制为,以滑移和孪生两种方式进行,以滑移为主,并伴有较弱的绝热剪切变形。挤压态Mg-Gd-Y镁合金的室温动态压缩组织演变规律为,随着应变速率的增加,孪晶数量先增加后减少,由再结晶条带形成绝热剪切带。挤压态Mg-Gd-Y镁合金在1000s-1至2500s-1应变速率范围内,应变在8%至15%范围内,可形成绝热剪切带。挤压态Mg-Gd-Y镁合金绝热剪切带的形成过程可分为三个阶段:首先,在冲击载荷作用下,塑性变形由孪生完成,形成大量孪晶和再结晶条带;然后,由于孪晶的形成,调整了局部晶粒的取向,塑性变形由孪生和非基面滑移完成,由再结晶条带形成不连续剪切带;最后,非基面滑移转变为基面滑移,在强烈的热软化作用下,形成连续剪切带。挤压态Mg-Gd-Y镁合金的室温动态压缩断裂机制对加载方向不敏感,其动态压缩断口特征呈韧、脆混合的准解理断裂特征,断裂失效机制是多裂纹扩展机制,裂纹萌生于晶界处,并沿晶界扩展,局部的断口表面具有熔化现象;挤压态Mg-Gd-Y镁合金的高温动态压缩断裂机制也为准解理断裂特征,断裂失效机制是多裂纹扩展机制,裂纹萌生于晶界处,并沿晶界扩展,随着温度的升高,局部熔化组织增多;挤压态Mg-Gd-Y镁合金的室温动态拉伸断裂机制为脆性解理断裂特征,断裂失效机制是多裂纹扩展机制,窝坑在动态拉应力作用下形成和连接,最终导致试样断裂。