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Mg-Al系合金作为最早应用于铸造业的镁合金之一,其具有成本低、比强度高和铸造性能好等一系列的优点,其被广泛用于制造形状复杂的近净成形结构件,如发动机壳体、电子产品壳体及其它零部件等。然而,该合金难于室温塑性加工和高温热稳定性差等限制了其作为结构件的进一步应用。因此,为了进一步拓宽Mg-Al系合金的应用空间,采用稀土Y元素进行合金化,利用其良好的固溶强化和析出强化特性来进一步改善Mg-Al系镁合金的室温塑性加工性能和热稳定性。在此,本文采用熔炼铸造法制备了Mg-1Al-x（?）Y合金（x=4、6和8（?）wt.%）,并采用X-射线衍射仪（XRD）、扫描电镜（SEM）和透射电镜（TEM）等表征手段及电子背散射衍射（EBSD）技术系统地研究了其室温、高温静态及动态力学行为。通过添加不同含量的Y元素制备了Mg-1Al-x（?）Y（x=4、6和8（?）wt.%）合金,系统地研究了Y元素的含量对合金铸态及挤压态组织与力学性能的影响。结果表明:Y元素的添加促使大量细小的Al2Y相形成,有效地抑制了Mg17Al12的析出,同时也显著地细化了合金的晶粒,从而改善了合金的塑性及强度。此外,通过对挤压态Mg-1Al-6Y合金进行退火热处理研究,发现经过退火热处理工艺后合金内部残余内应力被消除,且动态再结晶程度更加完全;合金强度降低的同时,塑性得到了大幅度的改善,其拉伸和压缩应变分别达26.25%和38.4%。采用原位EBSD技术对挤压退火态Mg-1Al-6Y合金的室温变形过程进行了原位观察,并对其变形过程中的微观组织演变进行了研究。结果表明:合金在拉伸变形屈服后的初始阶段,变形主要以柱面滑移和基面滑移为主;随着拉伸应变的进一步增大,部分晶粒的锥面<c+a>滑移被激活,同时也有部分晶粒内部出现了少量的{101（?）2}拉伸孪晶;随着应变的继续增大,锥面<c+a>位错继续增殖,同时伴随有晶粒内的{101（?）2}-{101（?）2}双拉伸孪晶逐渐吞并形成{101（?）2}单拉伸孪晶;之后,随着应变的持续增加,裂纹开始在晶界处产生,并沿着晶界扩展,直至拉伸断裂。此外,通过原位拉伸SEM观测结果发现Al2Y相与Mg基体的界面结合处并不是裂纹的产生源。在变形温度为200℃-350℃、应变速率为8×10-5（?）s-1-1.6×10-3（?）s-1的条件下对挤压退火态Mg-1Al-6Y合金的静态高温拉伸力学性能及变形行为进行了系统的研究。结果表明,随着变形温度的升高或应变速率的降低,峰值应力逐渐减小而断裂伸长率逐渐增大,并且随着变形温度的增加,应变速率敏感指数（m）逐渐增大。当变形温度较低时,合金的应力-应变曲线具有明显的应变硬化特征;随着变形温度的升高,合金的应力-应变曲线逐渐向应变软化过渡,同时合金的塑性变形能力进一步得到提升。此外,通过计算获得合金的热拉伸变形激活能Q值大约为98.8（?）k（?）J/mol,表明其变形行为是以晶界滑移控制的变形机制。采用Gleeble-3500热模拟仪在变形温度为250℃-400℃、应变速率为0.001s-1-1（?）s-1的条件下对挤压退火态Mg-1Al-6Y合金的准静态压缩行为进行了研究。结果表明,随着变形温度的升高或应变速率的降低,峰值应力基本呈现逐渐降低的趋势,偶尔有反常现象出现。此外,合金在低变形温度、任意应变速率和高温、高应变速率条件下应力-应变曲线呈现应变硬化现象;相反,在高温低应变速率条件下,由于动态回复和动态再结晶水平的提高所导致的动态软化效应与位错增殖导致的应变硬化效应达到了动态平衡,使得应力应变曲线呈现稳态流动变形。通过观察350℃、0.1（?）s-1变形条件下合金在不同压缩应变的微观组织,发现在变形过程中存在的<21（?）1（?）1>稀土织构、{101（?）2}拉伸孪晶及激活的锥面<c+a>滑移的共同作用导致了应力-应变曲线的硬化。采用分离式霍普金森压杆仪研究了不同温度和不同应变率下挤压退火态Mg-1Al-6Y合金的动态力学行为,根据实验结果对Johnson-Cook本构方程进行了修正,并对冲击后试样的微观组织进行了观察和分析。结果表明,当应变速率相同时,合金的强度随着变形温度的升高有所下降,但塑性得到了改善;当变形温度相同时,随着应变速率的增大,合金的塑性越好,同时屈服强度和抗拉强度也有所提升;通过观察EBSD组织发现,随着应变速率的提高所带来的强度和塑性的改善归因于织构强化和细晶强化,且孪晶造成的织构强化是导致合金强度提高的主要因素。此外,基于实验结果建立的本构模型能够对低温实验结果进行良好的预测;而在高温的实验条件下,预测值与实际结果存在一定差异。