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本论文对Mg-8.5Gd-2.5Y-0.3Zr（wt.%）（0Zn合金）和Mg-8.5Gd-2.5Y-0.5Zn-0.3Zr（wt.%）（0.5Zn合金）分别在400℃、450℃和500℃的温度下进行反挤压变形,并对挤压态合金进行了系统的显微组织和织构分析,揭示了微量Zn元素的影响及具体的作用机制。通过原位同步辐射测试、多晶塑性变形模拟和显微组织分析,研究了挤压态和时效态合金在单轴拉伸和压缩条件下的变形行为,揭示了屈服点现象和拉压不对称性的本质,并讨论了合金的强化机制。经过挤压变形后,0Zn和0.5Zn合金中均形成了双模组织,由再结晶晶粒和变形晶粒组成,且挤压态0Zn合金的再结晶比例、再结晶晶粒的平均尺寸和尺寸分布范围均大于相同温度下的0.5Zn合金。在400℃挤压变形初期,两种合金中的动态再结晶均主要通过非连续动态再结晶（DDRX）机制发生。随着挤压应变的增大,连续动态再结晶（CDRX）机制也会启动。然而,Zn元素的加入对CDRX机制有抑制作用,导致0.5Zn合金中的再结晶比例更小。两种合金的再结晶区均形成了大量的动态析出相（β相）,这些相主要分布在再结晶晶界上。其中,0Zn合金中的β相分布不均匀,这是由于挤压前保温合金中的晶界偏聚导致的。Zn元素的加入抑制了晶界偏聚,从而使0.5Zn合金中β相的分布更加均匀。在450℃挤压过程中,0Zn和0.5Zn合金中的动态再结晶均主要通过DDRX和CDRX机制发生。挤压态0Zn合金中的动态析出相只在局部区域形成,并阻碍这些区域的晶粒长大,而无析出区的再结晶晶粒明显更加粗大。0.5Zn合金中的动态析出相均匀分布在所有的再结晶区,使再结晶晶粒整体都比较细小。该挤压温度下0Zn和0.5Zn合金再结晶比例的差异主要源于再结晶晶粒度的差异。在500℃挤压过程中,0Zn和0.5Zn合金中的再结晶均主要通过DDRX和CDRX机制发生。两种合金中均未观察到明显的动态析出,且细小晶粒带均主要在拉长的变形晶粒内通过CDRX机制形成。挤压态合金中存在明显的?101?0?纤维织构,即?101?0?晶向平行于挤压方向。随着挤压温度升高,纤维织构的强度逐渐降低,而柱面织构,即基面垂直于挤压方向的织构,逐渐增强。柱面织构的形成与相应晶粒的长大优势有关。在相同的挤压温度下,0.5Zn合金的纤维织构总是比0Zn合金强。原位同步辐射测试和多晶塑性变形模拟的结果表明,挤压态合金在加载过程中出现了屈服点现象和{101?1}晶粒的应力松弛现象。这是由于基面<a>位错与溶质原子的相互作用导致的。挤压温度的降低和Zn元素的加入均会强化位错与溶质原子的相互作用,从而导致这两种现象更加显著。所有的挤压态合金均具有优异的拉压屈服对称性,这主要是由于Gd和Y固溶原子对拉伸孪晶具有强烈的抑制作用。500℃挤压0.5Zn合金存在反常的拉压屈服不对称性,即压缩屈服强度高于拉伸屈服强度,这是由于该合金存在较强的柱面织构导致的。宏观屈服之后,拉伸和压缩的应变硬化行为存在不同程度的差异。这是由于压缩屈服之后形成了较多的拉伸孪晶,且孪晶主要在粗大的未再结晶晶粒中形成。随着挤压温度的升高,未再结晶晶粒的数量减少,导致孪晶的贡献降低,从而减小了拉伸和压缩应变硬化行为的差异。在相同的挤压温度下,0.5Zn合金中的未再结晶比例高于0Zn合金,导致前者拉伸和压缩应变硬化行为的差异大于后者。随着挤压温度的升高,0Zn和0.5Zn合金的拉伸和压缩屈服强度均逐渐降低。这主要是由于挤压温度升高导致再结晶晶粒粗化、未再结晶晶粒内位错密度降低以及未再结晶比例下降。在相同的挤压温度下,0.5Zn合金的拉伸和压缩屈服强度总是高于0Zn合金。这主要是由于Zn元素的加入细化了再结晶晶粒、提高了基面<a>滑移的固溶强化作用以及降低了再结晶比例。时效处理过程中,合金未发生明显的静态再结晶和晶粒长大,但是晶内析出了大量的β’相和β1相。原位同步辐射测试和多晶塑性变形模拟的结果表明,时效态合金在拉伸过程中的塑性变形主要由柱面<a>滑移和基面<a>滑移主导。时效处理后,基面<a>位错与溶质原子之间的相互作用减弱,从而消除了屈服点现象,并导致弹塑性转变更加缓和。时效处理后,合金的拉伸屈服强度得到了显著的提高,这主要是由于β’相的析出提高了基面<a>滑移和柱面<a>滑移的临界剪切应力,且时效处理提高了合金在弹塑性转变区内的应变硬化率。本论文研究了微量Zn元素对挤压态Mg-Gd-Y-Zr合金的显微组织、织构和力学性能的影响,并揭示了具有复杂组织状态的挤压态和时效态Mg-Gd-Y（-Zn）-Zr合金的变形行为和强化机制。研究结果可以为开发高强镁合金及促进镁合金的实际应用提供理论指导。