镁及镁合金作为热门研究的结构和功能性的轻质材料,在汽车工业、航空航天、国防军工、轨道交通、电子器件壳体等领域有着广泛的应用市场,对未来的工业以及消费品进一步创新具有举足轻重的意义。为了开发高强度的镁合金,本文通过控制Zn/RE比例约为1.7,开发了一系列以W相为主要第二相的Mg-Zn-RE系高强度镁合金。利用金属模水冷铸造方法和传统的挤压变形工艺,制备了含有Y和Gd不同稀土元素的Mg-10Zn-6(Y/Gd)-Zr合金以及不同合金化程度的Mg-Zn-Y-Zr-Ca合金;利用W相增强Mg-Zn-Y系变形镁合金,一方面相比于重稀土元素的变形镁合金来说,极大地降低了稀土的含量,从而大幅度降低了合金铸锭的材料成本,另一方面,仍然可以得到相同甚至超过含重稀土元素的变形镁合金的强度,同时系统地探讨和归纳了合金元素、W相的体积分数、W相的尺寸和分布等因素对合金组织演变的影响规律,以及组织演变和力学性能的关系,同时对强韧化机制进行了总结。因此,可以为超高强度的稀土变形镁合金的开发和应用提供理论指导。在Mg-Zn-Y系合金中,添加Gd元素后,合金的微观组织受到了很大影响,挤压态合金的微观组织由再结晶区和未再结晶区组成的双峰晶粒组织逐渐演变为完全再结晶的微观组织,W相颗粒的分布也由沿着挤压方向的W相颗粒带逐渐的变为弥散分布在?-Mg基体中,并且在W相颗粒和?-Mg基体表面形成了一层准晶相。随着Gd元素的添加,合金的强度逐渐降低,合金的韧性得到了提高。因此,Gd元素的添加并不利于合金强度的提高,要想进一步提高合金的强度,开发超高强度的变形稀土镁合金,则需要采用稀土元素Y作为合金化元素。W相的体积分数对于挤压态合金有很大的影响,挤压态合金中共晶的网状结构在挤压变形后破碎成颗粒,这些第二相颗粒沿着挤压方向呈条带状分布。W相的体积分数逐渐降低,第二相条带的数量以及条带的宽度都有所降低。但是挤压态合金的这种双峰晶粒组织没有发生变化,W相颗粒以及W相动态析出相的尺寸也并没有因为W相的含量发生明显变化。随着W相含量的降低,合金的屈服强度逐渐降低,但是降低的幅度逐渐减少,当W相含量降低到一定范围后,对合金的屈服强度并不直接造成影响,唯一不变的就是合金的这种双峰晶粒组织,因此这种特殊的组织对屈服强度影响较大,只要这种组织存在,合金的强度就不会发生较大变化。因此由W相导致的这种特殊的微观组织对于合金的强度提高是非常有效的。微米级的W相颗粒主要分布在再结晶晶粒的晶界上,随着微米级W相颗粒分布的更加均匀,直到第二相条带与基体没有明显界限,合金的强度逐渐降低,合金的塑性逐渐提高。W相颗粒在颗粒条带上分布的越密集,拉伸时越容易产生裂纹并且很容易扩展,导致合金提前失效。W相颗粒在颗粒条带上分布的越均匀,颗粒条带分布的越均匀,微裂纹容易在各条带处产生,但是并不容易扩展,因此延展性有所提高。纳米级W析出相颗粒的尺寸和分布对挤压态合金微观组织和力学性能的影响。纳米级W析出相主要分布在粗大的未再结晶区中,随着纳米级的动态析出相的尺寸增大,对位错运动的阻碍作用降低,从而使得未再结晶区中的位错密度降低,导致未再结晶区的比例降低。此外,随着纳米析出相尺寸逐渐增加,析出相密度逐渐降低,析出相之间距离逐渐增加,所对应的强度逐渐降低,塑性得到了大幅度的提升。本文最终利用金属模水冷铸造和传统的挤压变形工艺,开发了利用W相增强、中等稀土含量、超高强度的Mg-10.3Zn-6.4Y-0.4Zr-0.5Ca合金,挤压态Mg-10.3Zn-6.4Y-0.4Zr-0.5Ca合金的屈服强度为447 MPa,抗拉强度为466 MPa,延伸率为4.7%。拉伸力学性能已经非常接近T8态处理的超强铝合金(2024,AlCu-Mg-Mn-Ti-Zr合金:屈服强度为450 MPa,抗拉强度为480 MPa,延伸率为6%),屈服强度甚至高于部分稀土含量大于12w.t.%的Mg-Gd-Y-Zn-Zr重稀土变形镁合金。超高强度主要得益于双峰晶粒组织,包括再结晶区和未再结晶区,其中再结晶区有细小破碎的微米级的W相颗粒分布在再结晶晶粒的晶界上,未再结晶区中含有大量的纳米级的、动态析出的W相和?(17)’相。