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Mg–Gd–Y–Zr系合金是近年来新开发的一类高强耐热稀土镁合金,在轻量化需求极大的航空航天工业,拥有广阔的应用前景。对于大型复杂薄壁结构件,在实际生产中常采用砂型铸造的方式,这类铸件热处理后若采用水冷往往会变形严重,出现裂纹甚至发生断裂。目前对于Mg–Gd–Y–Zr系合金的研究主要利用重力金属型铸造,其固溶或时效热处理后采用水冷的方式进行,鲜有关于低压砂型铸造和采用空冷热处理的报道。航空航天领域结构件可能承受各类型的载荷,如冲击载荷、循环载荷等,基于结构设计的可靠性及安全性要求,开展针对基于固溶后空冷热处理工艺的低压砂型铸造Mg–Gd–Y–Zr系合金力学性能及断裂失效行为的研究十分必要。本文以基于空冷热处理的低压砂型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr稀土镁合金为主要研究对象,系统研究了在准静态、冲击、交变等类型载荷下Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的力学性能和裂纹萌生位置及扩展路径,并与基于水冷热处理的重力金属型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr稀土镁合金进行对比,同时考虑到生产中的合金成分波动,研究了Gd和Zr元素含量对合金拉伸及疲劳性能的影响,最后获得了Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的平面应变断裂韧度。拉伸试验结果表明,低压砂型铸造和重力金属型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金铸态时的拉伸力学性能相近,砂型铸造合金的屈服强度、抗拉强度和断后延伸率分别为147MPa、215MPa和1.2%;金属型铸造合金则分别为150MPa、226MPa和1.5%。T6热处理后,合金的性能显著提高,砂型铸造合金的屈服强度、抗拉强度和延伸率分别达到240MPa、358MPa和3.5%;金属型铸造合金则分别达到237MPa、334MPa和1.9%。铸态Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金在准静态的拉伸载荷下,其变形机制主要是位错和孪生,表现为准解理断裂。T6热处理后,变形机制主要为位错滑移,砂型铸造合金表现为准解理断裂,金属型合金则表现为准解理断裂和沿晶断裂的混合模式。冲击实验结果表明,铸态低压砂型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr合金的冲击韧性为16.3 J?cm-2,低于重力金属型铸造合金的18.1 J?cm-2。T6热处理后,合金的冲击韧性大幅提高,低压砂型铸造合金达到33.6 J?cm-2,重力金属型铸造合金则达到26.4 J?cm-2。在冲击载荷下,铸态Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的断口全部为放射区,未出现纤维区和剪切唇区,其变形机制主要为位错和孪生,且孪生是非常重要的变形机制,合金表现为准解理断裂。T6态合金的断口主要为放射区,在试样边缘区可以观察到很小的剪切唇区,孪生是位错以外的重要变形机制,低压砂型铸造合金表现为准解理断裂,重力金属型合金表现为准解理断裂和沿晶断裂的混合模式。高周疲劳试验表明,铸态时,低压砂型铸造和重力金属型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的S-N曲线相似,疲劳强度均约为90MPa。T6热处理后,合金的疲劳强度及疲劳寿命得到提高,砂型铸造合金疲劳强度提高22.2%,达到110MPa左右,金属型铸造合金的疲劳强度提高11.1%,大约为100MPa。低压砂型铸造合金的疲劳裂纹主要萌生于试样的自由表面,重力金属型铸造合金的疲劳裂纹则主要萌生于试样表面附近的缩松或夹杂处。铸态和T6态合金的疲劳裂纹萌生均与基体的滑移带开裂有关,疲劳裂纹均主要以穿晶扩展为主。Gd和Zr元素含量均对Mg–Gd–Y–Zr镁合金疲劳性能有所影响:Gd含量不显著影响合金的疲劳强度,但会影响合金在较高载荷下的疲劳寿命,高Gd含量的合金在较高载荷下的疲劳寿命相对较高;Zr含量显著影响合金的疲劳强度和疲劳寿命,Zr含量高时,合金表现出高的疲劳强度和疲劳寿命。平面应变断裂韧度试验表明,低压砂型Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金铸件不同部位的断裂韧性有所差异,两个部位铸态时的平面应变断裂韧度分别12.3 MPa?m1/2和12.1 MPa?m1/2,T6热处理后,断裂韧度分别提高41%和35%,达到17.3 MPa?m1/2和16.3 MPa?m1/2。重力金属型铸造Mg–10Gd–3Y–0.5Zr镁合金的断裂韧性与低压砂型铸件有一定差异,铸态时平面应变断裂韧度为13.4 MPa?m1/2,高于低压砂型铸造;T6热处理后提高17%,为15.7MPa?m1/2,低于T6态时的低压砂型铸造合金。