由于当今对汽车轻量化的强烈需求,研发能够在高温下长期稳定服役的耐热镁合金,使其可以应用于动力系统(powertrain),已经成为现阶段镁合金研究领域的热点和难点。而研发可应用于动力系统核心部件(如发动机活塞等)的高性能耐热镁合金(耐热温度≥300℃)是其中的最前沿。目前国内外针对上述应用温度条件的镁合金的研究还较少,尤其是对稀土镁合金的高温塑性变形、强化以及断裂机制的系统研究则更为欠缺。Mg-11Y-5Gd-2Zn-0.5Zr(WGZ1152,wt.％)合金是由笔者所在课题组新近开发的高性能重力铸造耐热镁合金,前期的研究结果表明其具有应用于300℃及以上温度的潜力。因此,本文以WGZ1152合金为对象,采用扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、电子背散射衍射(EBSD).图像分析(image analysis)以及位错滑移迹线分析(slip trace analysis)等手段,通过显微硬度、室高温变速率瞬态拉伸实验、高温拉伸蠕变实验、原位(in-situ)瞬态拉伸和原位拉伸蠕变实验,系统研究了该合金：1)在25-400℃(0.33～0.75Tm,Tm为熔点)和1E-4～1E-2s-1应变速率条件下的瞬态拉伸变形和断裂行为；2)在250～340℃(0.58～0.68Tm)不口30～140MPa (0.1-0.6R0.2,R0.2为300℃屈服强度)应力条件下的拉伸蠕变变形和断裂行为。在此基础上探讨了该合金的高温变形、强化以及断裂机制。此外,还成功地进行了镁合金发动机活塞的工业试制和发动机台架试验。时效态WGZ1152-T6合金的室高温力学性能研究表明：1)在25-400℃范围内,WGZ1152-T6合金的抗拉及屈服强度均要显著优于商用耐热镁合金WE54-T6和活塞用耐热铝合金AC8A-T6.其在300℃(0.64Tm)的抗拉和屈服强度分别高于250MPa和225MPa,为室温强度的86%和95%。2)在300℃相同应力条件下,其最小蠕变速率比WE54-T6低两个数量级,比AC8A-T6低一个数量级以上,与应用温度最高的HZ32-T5耐热镁合金相当(由于Th的放射性,此合金已逐渐被淘汰)。WGZ1152-T6合金高温瞬态拉伸实验的研究结果如下：1)变速率拉伸实验结果显示：在250-400℃和1E-4-1E-2s-1应变速率范围内,T6合金的变形本构方程可用双曲正弦函数ε=A[sinh(ασ)]nexp(-Q/RT)描述,应力指数n=7.7±0.7,激活能Q=274±10kJ/mol,n和Q值表明位错交滑移(dislocation cross-slip)为速率控制机制,变形后样品表面出现的波浪形的滑移线(通常由交滑移所致),进一步证实了上述观点。2)通过原位SEM、EBSD和位错滑移迹线分析,定量研究了T6合金在瞬态拉伸过程中位错滑移的激活规律,结果表明：滑移模式从室温下的基面<a>滑移(100%)主导,先是变为250℃下的基面<a>(73%)和棱柱面<a>滑移(16%)共同主导,再逐渐转变为350℃下的基面<a>(67%)和角锥面<c+a>滑移(25%)共同主导；在中等温度(200～250℃),棱柱面<a>滑移在高应变量时更为活跃,而角锥面<c+a>滑移则在高温(≥300℃)和高应变量时更为活跃；上述结果在200-250℃与Mg单晶的临界剪切应力随温度的变化规律高度吻合,但当温度高于250℃时,则与Barnett利用全约束Taylor模型对AZ31合金的模拟结果在一定程度上吻合。3)通过原位SEM研究了T6合金在瞬态拉伸过程中的断裂机制,结果表明：在室温下,试样为穿晶断裂(transgranular fracture)(40%)和沿晶断裂(intergranular fracture)(60%)混合模式,粗化的滑移带是穿晶断裂的主要裂纹萌生位置；在200～350℃,沿晶断裂变为主要断裂模式,明显的裂纹出现于变形的中后期,这些裂纹优先起源于与应力垂直的晶界处或者晶界第二相与α-Mg基体的界面处。铸态、固溶T4态和时效T6态WGZ1152合金拉伸蠕变变形行为的研究结果如下(T=250-325℃,σ=50～140MPa):1)第三阶段主导蠕变(extended tertiary creep)是此合金蠕变的主要特征,这与一些镍基工程合金类似,析出相β’和β的粗化是导致第三阶段主导蠕变的重要原因之一。2)在300℃,较低应力条件下(σ<50MPa),铸态、T4态和T6态合金的最小蠕变速率没有显著区别；而在较高应力条件下(σ≥50MPa), T6态合金的最小蠕变速率略低于铸态合金,而T4态合金的最小蠕变速率最高。3)三种状态的WGZ1152合金的应力指数n介于4.4～6.0之间,这一数值接近于5表明位错蠕变(dislocation process creep)是主要的蠕变机制；平均蠕变激活能Q介于221～266kJ/mol之间,远高于纯Mg的自扩散激活能(135kJ/mol),高的蠕变激活能与非基面滑移和交滑移密切相关,并且交滑移很可能是蠕变的速率控制机制；表面观察结果(暗示交滑移被激活)和滑移迹线分析结果(证实12-25%的非基面滑移被激活)进一步证明了上述观点。4)通过原位SEM、EBSD和位错滑移迹线分析,定量研究了T6合金在拉伸蠕变过程中位错滑移的激活规律,结果表明：在低温高应力下(T=250℃,σ=120MPa),基面<a>滑移占主导(88%),非基面滑移被激活,包括9%的棱柱面<a>和3%的角锥面<c+a>滑移。基面滑移先于非基面滑移出现,随着蠕变时间的增加,非基面滑移的比例逐渐增加；在高温低应力条件下(T=340℃,σ=75MPa),则变为基面<a>(75%)和角锥面<c+a>滑移(16%)共同主导,并且在蠕变的早期阶段,即发现较高比例的非基面滑移。分析表明WGZ1152合金的强化机制包括：1)晶内：垂直于基面、沿三个棱柱面呈三角分布的盘片状β’和β析出相可以有效地阻碍基面位错滑移,而LPSO相则可以有效地阻碍位错的攀移、交滑移和非基面滑移。2)晶界：高硬度(比基体高92～112%)、高体积分数(16～24%)和高热稳定性的晶界X相和共晶相Mg24(GdYZn)5可以有效地钉扎和强化晶界。通过原位SEM研究了T6合金在拉伸蠕变过程中的断裂机制,结果表明：1)在所有测试条件下(T=250-340℃,σ=50～120MPa),蠕变断裂方式均为沿晶断裂,明显的晶界裂纹和蠕变空洞在蠕变中后期(0.4～0.65tr)出现,并且优先起源于与应力垂直的晶界处或者晶界第二相与α-Mg基体的界面处。2)在低温高应力下(T=250℃,σ=120MPa),晶界滑动是裂纹萌生及扩展的主要方式,裂纹边缘平整。3)在高温低应力条件下(T=280-340℃,σ=50～75MPa),孤立的蠕变空洞的长大和合并是晶界微裂纹萌生的主要方式,在微裂纹形成之后,晶界滑移在裂纹扩展过程中起到了重要作用,裂纹边缘呈锯齿状。4)空洞平均直径D与蠕变速率ε满足经验关系D=k·εa,蠕变空洞的长大速率与蠕变速率呈正相关关系,上述关系暗示蠕变空洞的长大机制很可能符合受约束扩散长大模型。在T=250～325℃和σ=50～140MPa下,三种状态的WGZ1152合金的蠕变损伤容限λ位于1.2～2.5之间,最小蠕变速率及断裂时间符合Monkman-Grant关系,表明蠕变空洞和微裂纹在蠕变断裂中会起到重要作用,这与上述原位观察的结果相吻合。本研究进一步完善了镁合金高温力学性能数据库,加深了对复杂体系镁合金高温变形、强化及断裂机制的理解,为新型高性能耐热镁合金的开发和应用提供了理论和实践基础。