Mg-Y-Nd系的WE43和WE54作为迄今最成功的耐热高强度商用镁合金，因其优异的室温力学性能、高温抗蠕变性能和耐腐蚀性能，在航天航空和汽车工业中得到广泛应用。Y和Nd元素的时效析出强化是该系合金的主要强化机制。Gd和Sm在镁合金中分别具有比同组的Y和Nd更高的极限固溶度和析出强化效果。但是关于Mg-Sm二元和Mg-Gd-Sm三元合金的研究很少，因此十分必要对极具潜力的Mg（-Gd）-Sm系合金进行深入系统的研究。本文以Gd和Sm分别替换WE系镁合金中的Y和Nd元素，配制数种Mg-（6-10）Gd-（2-6）Sm-Zr和Mg-4Sm-Zr合金（wt.%），采用电感耦合等离子直读光谱仪（ICP）、光学显微镜（OM）、差热分析（DTA）、X射线衍射仪（XRD）、扫描电子显微镜（SEM）和透射电子显微镜（TEM）等分析手段，通过硬度、室温高温拉伸、蠕变试验，系统研究了不同Gd和Sm含量、热处理及热挤压形变热处理工艺对Mg-xGd-2Sm-0.4Zr（wt.%, GSx2K, x=6,8,10）和Mg-6Gd-ySm-0.4Zr（wt.%, GS6yK, y=2,4,6）亚系合金显微组织、力学性能和断裂行为的影响，半定量分析了合金的强化机制，重点研究了时效析出相的演变过程。另外，首次系统研究了Mg-4Sm-0.4Zr（wt.%,S4K）合金的显微组织、力学性能、断裂行为和时效析出相的演变过程。本文旨在为耐热高强度镁稀土合金的研发和应用提供实践和理论依据。Mg-Gd-Sm-Zr合金的铸态组织主要由α-Mg固溶体和β-Mg5（Sm, Gd）型共晶化合物构成，其中GS64K的β相被鉴定为面心立方结构（fcc），晶格常数a=2.288nm，成分为Mg_6.2(Sm_0.56Gd_0.44)，与Mg-Gd二元系中的平衡相同型。铸态S4K合金的共晶化合物被鉴定为体心四方结构（bct），晶格常数a=1.509nm, c=1.029nm，成分为Mg_7.7Sm。经过优化的固溶工艺处理，Mg（-Gd）-Sm-Zr合金的初生共晶相几乎完全固溶，晶粒稍有长大，晶内出现团簇状含Zr化合物，晶界上出现fcc结构的富RE块状相，晶格常数a=0.5502nm。块状相很可能遗传自中间合金，在Mg（-Gd）-Sm-Zr合金凝固过程中形成，在固溶处理过程中长大。块状相弱化合金的力学性能，需控制中间合金原料中块状相的量。GSx2K和GS6yK亚系合金的时效硬化曲线分别呈有孕育期的两阶段特征和无孕育期的单阶段特征。合金的峰值硬度和峰时效时间随着Gd和Sm含量的增加分别增大和减少，均随着时效温度的降低而增大，Sm元素的时效强化作用大于Gd元素。S4K合金的时效硬化曲线呈单阶段特征，峰值硬度和峰时效时间小于GS6yK合金。挤压合金的时效硬化特征与铸造合金相同，硬度增加值显著降低，降低挤压温度仅提高挤压态硬度，对时效曲线特征的影响较小。在225℃等温时效，GS64K铸造合金的α-Mg过饱和固溶体（S.S.S.S., cph）的分解过程为四阶段序列：S.S.S.S.（cph）→β″(D0₁₉)→β′（cbco）→β₁（fcc）→β（fcc）。时效初期细小的片状β″和椭球状β′在{1120}α棱柱面析出，β″的体积分数较大；峰时效态β″和β′的尺寸都长大，β′成为主要析出相；过时效阶段β″和β′逐渐消失，同时β₁相在{1100}α棱柱面析出；长期时效后，β₁原位转变成平衡相β。在200℃等温时效，S4K铸造合金的α-Mg过饱和固溶体的分解过程为两阶段序列：S.S.S.S.（cph）→β″(D0₁₉)→β′（fcc），缺少GS64K合金时效序列中的β′（cbco）亚稳相，主要由成分差异（6wt.%Gd）造成而非时效温度不同。峰时效态细小的片状β″在{1120}α棱柱面析出；过时效阶段β″逐渐消失，同时β′相在{1100}α棱柱面析出；长期时效后，析出相仍是β′，未出现平衡相β。β″和β′相的晶体结构、晶格常数以及与基体的位向关系分别与GS64K铸造合金的β″和β₁相相同。β′（cbco）和β″(D0₁₉)相分别是峰时效态Mg-Gd-Sm-Zr和Mg-4Sm-Zr合金的主要析出强化相。原子结构模型分析表明，β″(D0₁₉)和β′（cbco）相的原子排列方式与α-Mg基体的相同，是（Gd, Sm）原子在α-Mg晶胞中取不同占位的有序固溶体，三者保持共格关系。β′可以通过（0001）β’’面的RE原子以空位机制迁移3a α [1100]α在β″上形核，沿<1100> β’’生长形成{1120}α棱柱面上三角分布，同时通过（1100）β’’面的连续对称逆向切变aα <1120> β’’沿<1120> α方向增厚，相变过程受扩散控制。β′在β″上的形核和长大是合金时效硬化曲线出现孕育期的原因。β₁（fcc）可能在β′（cbco）上形核和长大，β（fcc）由β₁（fcc）原位转变形成。S4K合金的β′（fcc）可能在β″(D0₁₉)上形核和长大。提高Gd、Sm含量或降低挤压温度，铸造/挤压合金的铸态、固溶处理态和峰时效态室温力学性能总体呈现强度提高而延伸率下降的规律，Sm元素的强化作用稍大于Gd元素。对于铸造合金，峰时效态GS62K合金的室温抗拉强度最高（360MPa），但屈服强度（204MPa）较低；GS102K合金的综合室温力学性能最佳，屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为：237MPa、347MPa和3.2%。合金成分宜取6-10wt.%Gd和2-4wt.%Sm。Mg-10Gd-4Sm-0.4Zr铸造合金经最优固溶处理和225℃峰时效处理可能取得最高的综合室温力学性能。对于挤压合金，400℃挤压+200℃峰时效处理的GS102K合金，综合室温力学性能最佳，屈服强度、抗拉强度和延伸率分别为：315MPa、410MPa和4.9%。除GS62K外，其他铸造/挤压合金的高温抗拉强度均高于WE54铸造/锻造合金。挤压合金适用于室温至200℃，铸造合金适用于室温至250℃。铸态、固溶处理态、时效态的铸造/挤压合金的室温拉伸断口均为（准）解理断裂。脆性共晶化合物、机械孪晶与晶界的交线处及块状相、晶界析出相及无析出带分别是铸态、固溶处理态至峰时效态、过时效态合金的主要裂纹源。从室温至250℃，峰时效态铸造/挤压合金以穿晶准解理方式断裂；250℃以上，以微孔聚集型韧性断裂为主。析出强化是峰时效态铸造合金最主要的强化机制；固溶强化作用σss与溶质原子浓度c的关系式为σ ss=3646c。挤压时效后，由于晶粒细化晶界强化作用显著增大；析出强化的绝对值稍有下降，比例下降；固溶强化比例稍降低；织构强化的贡献最小。