为了开发中高温条件下使用的铸造和变形镁合金,本文首先制备不同质量分数的Mg-5Sn-1Si-X合金铸锭。用光学显微镜（OM）、扫描电镜（SEM）、X衍射仪（XRD）及热分析（DSC）分析合金组织和相组成。研究不同含量的合金元素Sb、Y、Bi和Sr对Mg-5Sn-1Si合金中共晶Mg2Si相的变质效果和变质机理。然后,通过正挤压改善Mg-5Sn-1Si-X合金的微观组织和力学性能,分析合金在挤压过程中的组织演变规律。优化出综合性能优异的Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金作为深入研究。通过不同温度下的单轴拉伸实验、中高温蠕变实验、低周疲劳和蠕变-疲劳实验,系统分析与讨论:Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金在不同温度单轴拉伸的组织演化及塑性变形机制;Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金的蠕变行为和蠕变断裂失效机制;Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金的低周疲劳和蠕变-疲劳行为。研究结果表明:元素Sb、Y、Bi和Sr均对Mg-5Sn-1Si合金中共晶Mg2Si相有变质效果。Sb可以使共晶Mg2Si相细化到23μm,变质机理为Mg3Sb2相的异质形核和Sb元素的吸附毒化共同作用。Y可以使共晶Mg2Si相细化到17μm,变质机理为在凝固过程中Mg Si Y化合物先于Mg2Si析出,导致熔体局部贫Si延迟共晶Mg2Si的形核。同时,稀土化合物Mg Si Y会抑制共晶Mg2Si的生长。Bi可以使共晶Mg2Si相细化到25μm,变质机理主要与凝固期间Bi元素在Mg2Si相固-液界面富集有关。Sr可以使共晶Mg2Si相细化到15μm,Sr一方面可能以吸附毒化抑制Mg2Si晶体生长,使汉字状Mg2Si形貌改变;另一方面Sr也可以通过促进Mg2Si相形核,使其尺寸得到明显细化。经Sb、Y、Bi和Sr元素变质后,合金的抗拉强度、屈服强度和延伸率都要比未变质前提高,Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金表现出最好的综合力学性能,其抗拉强度和屈服强度分别达到了123 MPa和109 MPa。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金单轴拉伸强度、屈服强度随着温度的升高而降低,伸长率增加。拉伸变形使Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金棒材形成了新的{101 0}//ED方向的柱面织构,高低温织构形成机理不同,低温织构是由孪生引起,高温织构是由动态再结晶引起。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr变形机制由难至易为:{101 2}拉伸孪晶＜基面滑移＜锥面＜a＞滑移＜锥面＜c+a＞滑移＜{101 1}压缩孪晶＜柱面滑移。低温下合金的拉伸裂纹为穿晶扩展,断口呈准解理态。随着温度的升高,拉伸裂纹变为沿晶扩展,断口渐变为延性断裂。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金拉伸蠕变行为研究表明,在低温时（≤150℃）,基面滑移占主导地位,在蠕变组织中有拉伸孪晶,孪晶以辅助机制参与蠕变;随着蠕变温度升高到200℃,基面滑移所占比重逐渐减小,孪生对蠕变贡献减弱,角锥面滑移所占比重上升,激活的位错滑移系由基面滑移主导逐变为基面和角锥面滑移共同主导。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金在100～150℃/20%～80%σ0.2条件下蠕变机制为位错蠕变;200℃/20%～80%σ0.2条件下为位错蠕变并伴随着幂指数破坏现象发生。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金最小蠕变速率和断裂寿命符合Monkman-Grant关系及其修正形式。当蠕变温度为100和120℃时,合金呈现出沿晶断裂特征,蠕变空洞的长大和合并是晶界微裂纹萌生的主要方式;随着蠕变温度的升高到150和200℃时,合金的蠕变断口韧性断裂特征变得更加明显,晶界蠕变空洞和微裂纹在蠕变断裂中仍然起重要作用。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金的蠕变-疲劳寿命小于低周疲劳寿命,随着保载时间的增加,蠕变-疲劳寿命降低。当保载时间增加大一定程度时,合金的蠕变-疲劳寿命趋于稳定。Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金蠕变-疲劳组织损伤表明长保载时间比短保载时间的蠕变-疲劳的局部回复更大,位错密度有所下降。在较短的保载时间下,蠕变-疲劳受疲劳损伤的影响较大,而随着保载时间的增加,蠕变损伤逐渐占主导地位。保载时间会显著的影响Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金蠕变-疲劳断口形貌。当保载时间＜30 s,合金的蠕变-疲劳断口表现出和低周疲劳断口类似的断裂特征,能够观察到疲劳源区、裂纹扩展区和瞬断区;当保载时间＞60 s,蠕变作用明显,合金的蠕变-疲劳断口则表现出蠕变断裂特征,能够发现较多的蠕变空洞。统一寿命预测模型能够较为准确的预测Mg-5Sn-1Si-0.9Sr合金的蠕变-疲劳寿命。本文图120幅,表25个,参考文献156篇。