形变热处理广泛应用于可时效强化合金中，其实质是有针对性设计利用形变和相变双重强化机制使其达到最佳组合，以进一步挖掘合金的性能潜质。本文将冷轧预变形十人工时效的低温形变热处理工艺组合应用于不同初始状态（退火态和挤压态）的可时效强化Mg-8Gd-3Y-0.5Zr(GY83K)合金中，采用光学金相分析、背散射电子衍射分析、扫描和透射电子显微分析、正电子湮没寿命谱分析、热分析和硬度、拉伸等实验手段系统研究了冷变形合金的微观组织结构及演变、时效硬化特性及时效析出组织演变规律、力学性能及强化机制；同时还对挤压态的GY83K合金进行了高温超塑性压缩实验，详细研究了合金在高温下实现超塑性变形的最佳条件及变形机制。　　 退火态GY83K合金，冷轧预变形量分别为8％、15%和22%时，随冷轧变形量的增大，合金变形较为均匀，没有出现明显的变形集中区域，但机械孪晶数量增多。主要位错形态为相互平行并且沿镁基体的c轴方向排列、间距在几十纳米左右、分布比较均匀的基面位错，在少量的平行基面位错之间有成曲线状的非基面位错分布。位错密度数量级在1012/m2，随变形程度的增大位错密度成线性增加。机械孪晶主要是{1012}型拉伸孪晶，少量的压缩型孪晶{l011}及{1013}，同时也观察到二次孪晶{5011}-{1012}。在冷轧变形量同为15%的条件下，挤压态合金中孪晶类型与退火态合金中的相同，但数量明显偏少。冷轧变形过程中，各种变形机制依次开动的顺序及组织演变规律可描述为：基面滑移系统{0001}<1120>首先开动，提供一定程度的变形量；随变形量的增大，基面滑移受阻导致局部应力增加，达到孪生系统开动的临界分切应力，孪生{1o12）<1011>变形机制开动：孪生改变镁晶体的晶粒位向，使得孪晶内原来不利的基面滑移系统处于有利位向，继续增大变形量，孪晶内基面滑移系统开动；进一步增大变形量，孪晶内的基面滑移受阻，局部应力达到二次孪生{1011}-{5012}开动的临界分切应力，二次孪生启动继续提供一定程度的应变量直至裂纹萌生、扩展和断裂。　　 冷轧变形能加速合金的时效析出速度，使合金峰值时效时间大幅度提前，随变形量的增加这种效应越明显，但并不能增加合金的峰值时效硬度。在过时效阶段，变形态与未变形态合金时效软化趋势趋于相同。合金在从室温以1℃/min升温到500℃的等时时效过程中，出现两个峰值硬度温度点，分别对应β和β相的大量析出，随变形量的增大这两个硬度峰值温度点有所提前。升温速率对合金时效析出过程中亚稳相开始析出的温度有较大影响，当变形量为22%的合金分别以3℃/min和30℃/min的速率升温时，β”相开始析出的温度分别为109℃和124℃。冷轧变形对合金在200℃等温时效析出序列没有影响，合金仍然维持S.S.S.S.(cph)→β”(D019)→β(cbco)→β1(fcc)→β(fcc)四阶段的转变过程。在时效过程中，晶界和孪晶界是非共格相析出的有利形核点，能促使析出相快速生长，并形成较宽的无析出区。形变产生的基面位错平行分布，位错线位于β’相的惯析面上，使β’相的形核率增大，析出相细化，同时促使β’相沿位错线方向分布，形成强烈的单一方向性；沿基体[0001]方向在完整晶格内上下同时生长的β’相在位错滑移线上的位错核心处只能朝上或下一个方向生长，其结果导致β’相只能呈现出一半的形貌。在低于250℃时效时，形变位错并不能促使β1相直接在位错线上形核，β1相仍然通过β1相转变而来，位错能够加速这种转变过程。　　 力学性能测试结果显示，对退火态冷轧变形未时效GY83K合金，变形量较小(8%)时由位错增殖导致的加工硬化能够由Δσ=MaGB公式较为准确地描述，当变形量增大时产生较大的误差，这个误差来源于变形组织中产生的大量孪晶，孪晶致使合金在继续变形时晶界作用强化，其作用类似于晶粒细化。而当合金在175℃--300℃范围内时效12h后，在同一时效温度下，随变形量的增大合金的强度增加，延伸率下降；对于同一变形量的合金，在不同温度下时效12h，强度先增后减，延伸率先减后增，合金在225℃获得强度极值。时效对冷变形合金的强度贡献不如未变形合金明显，但总体上变形态合金的强度高于未变形的合金。变形态合金在时效过程中位错回复软化与时效硬化同时进行，变形量为8%的合金，在300℃以下时效时，时效硬化效果大于回复软化效果；变形量为15%和22%的合金在250℃以下时效时，时效硬化效果大于回复软化效果；当时效温度达到300℃时，所有变形态合金的回复软化效果均大于时效硬化效果。在225℃，12h峰值时效条件下，冷变形能够提高合金高温强度，特别是在300℃条件下，变形量为15%合金的强度反而高于变形量为22%的合金，对退火态GY83K合金来说15%可能是最佳低温形变热处理的冷变形量。挤压态GY83K合金冷轧变形15%并在200℃峰值时效能够在延伸率下降不多的情况下大幅度提高合金的室温屈服强度和抗拉强度，但对高温强度改善不明显。形变孪晶对合金的断裂行为有较大影响，一方面孪晶尖端存应力集中微裂纹容易在此生成并沿孪晶界面扩展；另一方面，孪晶界对拉伸变形过程中的位错运动产生阻碍使其塞积，在界面处微孔容易形核。　　 挤压态GY83K合金在400℃-490℃、10-4s-1-10-2s-1范围内压缩时，最佳超塑性变形条件为400℃/10-4s-1，对应的应变速率敏感指数m≈0.6，在此条件下计算得到的变形激活能约为98.3kJ/mol，与镁的晶界滑移变形激活能接近，晶界滑移是主要的变形机制，协调机制为位错蠕变；在非最佳超塑性条件下，应变速率敏感指数维持恒定值m≈0.3，计算得到的变形激活能约为131kJ/mol，与镁的晶格扩散激活能接近，而在此区域合金的变形机制主要为位错蠕变，没有发现受溶质原子拖拽影响的位错滑移机制。合金在变形温度高于425℃时，发生晶粒长大，长大程度随温度升高而增加，不利于超塑性变形。