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镁合金较低的高温力学性能严重限制了其广泛应用。本文以Mg-Gd-Y基合金为基础,利用光学显微镜(OM)、X-射线衍射仪(XRD)、带能谱分析(EDS)的扫描电子显微镜(SEM)、透射电子显微镜(TEM)、差动分析仪(DSC)、拉伸实验等检测分析技术,研究Sc、Sb元素对Mg-7Gd-3Y基合金组织和力学性能的影响。对合金铸态组织研究结果表明:Mg-7Gd-3Y-xSc(x=0,0.5,1)合金的铸态显微组织由等轴α-Mg和主要沿晶界分布的半连续析出相组成;合金组成相为а-Mg、Mg24(Y,Gd)5和Mg5(Gd,Y),在合金中添加Sc后没有生成新相,但合金中的析出相含量有着明显的增多,并在晶界处聚集长大;SEM分析结果表明:Mg-7Gd-3Y-0.5%Sc合金析出相中均含有一定量的Sc,其中,Sc在Mg24(Y,Gd)5相中的含量远大于Sc在Mg5(Gd,Y)相中的含量。在Mg-7Gd-3Y合金加入Sc能提高铸态合金的室温和200℃的抗拉强度和屈服强度,Mg-7Gd-3Y-1Sc合金的室温抗拉强度和屈服强度分别达到了240和180MPa,200℃时的抗拉强度和屈服强度分别为215和149Mpa。在Mg-7Gd-3Y合金中加入Sc会提高析出相熔点和合金的熔化温度;DSC分析表明:低熔点共晶相的溶解温度从411.6℃提高到431.1℃;Mg5(Gd,Y)相向а-Mg中的溶解温度从553.1℃提高到554.1℃,合金的最终熔化温度也从637.5℃提高到639.0℃。合金的固溶处理结果表明:在525℃进行固溶时发现,合金Mg-7Gd-3Y固溶处理10h后枝晶结构基本消除,但在晶内及晶界上仍有部分未溶解的富RE相,随着时间的延长,这些富RE相会逐渐变小,但很难完全溶解;随着Sc的加入,合金在固溶处理时,未溶解的富RE相明显增多;在540℃进行固溶处理时,Mg-7Gd-3Y-0.5Sc和Mg-7Gd-3Y-1%Sc两种合金的晶粒大小随固溶时间的延长发生了异常变化现象,表现为固溶处理的前2-8h晶粒由大变小,随后晶粒由小变大,这一变化与合金的固溶硬度曲线分析结果一致。Mg-7Gd-3Y-xSc在525℃/10h固溶处理后进行的时效(225℃)处理表明:在时效过程中,合金基体中会有大量的析出相析出,随着时间的延长,析出相的含量也相应地增加,合金中的时效析出相会优先在未固溶相和晶界处析出;而随着Sc含量的增加,这种优先析出倾向更加明显;在合金中添加Sc能够提高提高合金的时效峰值硬度及合金的室温和200℃力学性能; Mg-7Gd-3Y-1Sc合金的时效峰值时的室温抗拉强度和屈服强度分别为254MPa和185MPa,200℃时的抗拉强度和屈服强度分别为228MPa和159Mpa;TEM分析结果表明,合金在时效过程中析出相的长条状Mg24(Y,Gd)5相和颗粒状的Mg5(Gd,Y)相是合金力学性能的到提高的原因。与金属型铸造对比,挤压铸造获得的组织均匀,且晶粒更加细小。在Mg-7Gd-3Y合金中加入Sb后,合金的晶粒得到了细化,析出相的明显增多并在晶界三角处聚集长大;Mg-7Gd-3Y-xSb(x=0,1)合金合金在525℃固溶处理结果表明:在固溶处理开始后,晶间网状共晶相快速地重新融入基体,取而代之的是在其原来的位置上形成的弥散的点状颗粒相;当固溶时间达到10h,晶间组织完全溶解到基体中,颗粒状析出相变少或消失且合金晶粒都发生了一定的晶粒粗化;在Mg-7Gd-3Y合金中加入Sb后,晶粒的粗化现象降低。在Mg-7Gd-3Y合金中加入Sb能提高合金的室温及200℃的抗拉强度和屈服强度; Mg-7Gd-3Y-1Sb合金时效时效峰值时的室温抗拉强度和屈服强度分别为260MPa和194MPa,200℃时的抗拉强度和屈服强度也达到了244MPa和181MPa。