由于在一些重要的应用场合,现有镁合金的强度低,变形能力差,使其应用受到极大地限制。最新的研究表明,镁及镁合金中加入一定量的重稀土元素(Gd、Y)后,合金将获得显著的热处理时效强化效应,可大幅提高合金的常规力学性能和高温力学性能。为此,本文以AZ81-xGd和Mg-Gd-Y镁合金为对象,通过对不同稀土及添加量变化对合金显微组织的影响,显微组织随温度等外在条件的演化规律,以及各种内外因条件下的合金力学性能进行了分析和研究,探讨和揭示了这两种合金体系中稀土元素强化作用的微观机制。通过稀土元素Gd对AZ81变形镁合金组织及性能影响的研究,发现Gd元素的加入改变了合金铸态显微组织中的相组成,晶内形成不规则几何形状的新相Al2Gd；随着Gd含量的增加,α-Mg晶粒还不断得到细化,原来沿晶界呈网状或块状分布的β-Mg17Al12变成了断续、弥散的小块状。同时,合金的室温力学性能也随之发生明显的改变。当Gd含量达到5wt%时,合金室温的力学性能达到最高：抗拉强度262MPa、延伸率达到10.04%,进一步提高Gd的含量过量,将会导致Al2Gd相的团聚,导致力学性能转而下降。热处理后,合金的力学性得到进一步改善：固溶后的抗拉强度达到278MPa、延伸率达到13.47%；时效后抗拉强度增加到280MPa、延伸率降低到12.1%；Gd元素的添加也提高了AZ81镁合金高温性力学性能：170℃时AZ81-4%Gd镁合金高温性能抗拉强度提高25.8%、延伸率提高近一倍；220℃时抗拉强度提高约17%、延伸率提高约40%。采用SEM和EDS对AZ81-4%Gd镁合金固溶处理微观组织观察发现,随着固溶时间的增加,铸态组织中的β-Mg17Al12相逐渐减少,到24小时时已完全消失；固溶处理过程中铸态晶内的Al2Gd相始终没有溶解,晶粒尺寸随固溶时间增加而增加,固溶8h后晶粒尺寸变化不大；在固溶中后期晶内出现了孪晶结构而且随着固溶时间延长有增多的趋势。进一步的分析认为,固溶中后期出现的孪晶属于退火孪晶,它的存在导致固溶时间24小时,合金获得最高的硬度。在对AZ81-4%Gd镁合金150℃、200℃、250℃、300℃时效组织的研究中发现,固溶组织中的β-Mg17Al12相以两种方式沉淀析出：一种是在时效初期晶界处析出的非连续β-Mg17Al12相；另一种发生在经过一定时效时间后,在晶内析出连续的β-Mg17Al12。在较低温度时效,合金中的β-Mg17Al12将同时以两种方式析出；在较高温度时效,只以连续析出方式析出。SEM和TEM观察表明,非连续析出的β-Mg1 7Al12相的形貌也从最初的片层状到后来变成颗粒状、长条状和球状。长条状非连续析出的β-Mg17Al12相与基体的位相关系为：[0110]α∥[220]β(0001)α∥(110)β；连续析出的β-Mg17Al12相形貌有块状、长条状、菱形片状。长条状、菱形片状状析出相的析出方向,有的会呈120°的夹角。连续析出的β-Mg17Al12相与基体的位相关系为：[1010]α／／[211]β(0001)α∥(110)β。连续和非连续的β相析出机理为：非连续β相的首先在晶界形核,然后向另一个晶粒内生长；连续的β相,当晶内溶质元素浓度达到一定值时就会析出连续的β相。相生长取决于β相与基体的相界两侧原子排列情况,在p相的(110)面与基体的(0001)面平行的界面上,由于都是各自的最密排面,界面两边的原子排列错配度较小,能量与其他界面相比较低,因此β相易于在基体的(0001)面各个方向生长,很难沿垂直于[0001]方向生长。因此p相长到一定尺寸后,就会呈片状。对挤压态Mg-13Gd-4Y-0.4Zr变形镁合金在500℃固溶,保温10小时后淬入水中,分别在150-300℃时效的硬度测试表明：时效温度越高,硬度越高,300℃时效的合金硬度最高。SEM和TEM观察表明,经300℃时效时合金组织中有两种析出相,在时效初期是大量的白色块状析出相,其组成中含有较多的合金元素。随着时效时间的延长,晶内开始出现另一种析出相。此相是由大量细小的片状结构组成。晶内片状析出相沿三个方向排列析出,三个方向之间互成120℃夹角,呈现出严格的位向关系。它含有的溶质元素略高于基体。片状析出相与基体的位相关系为：[0001]α∥[111]β,(0110)α∥(220)β。