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采用高纯铝（99.991wt.％）和中间铝合金（Al-1.85Sc、Al-4.38Zr、Al-5.08Yb）通过熔配的方法制备出Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金（wt.%），并在640oC均匀化24h后进行水淬。不同温度时效189min后进行室温恒速拉伸测试，获得最佳时效温区，并对峰时效（330oC×189min）处理合金进行了系统的变温、变速拉伸性能测试。结合OM（金相光学显微镜）、SEM（扫描电子显微镜）和 TEM（透射电子显微镜）观察，获得形变条件对合金微结构的影响，深入分析热处理制度和0.02%Yb置换 Zr对合金室温和高温拉伸力学性能的影响，探索合金的高温形变机理。 金相观察可知，Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金的晶粒尺寸约为0.6mm，明显小于Al-0.2Sc-0.04Zr合金（1mm），这表明0.02%Yb置换Zr能适当减小合金晶粒尺寸。由室温恒速拉伸（1.7×10-3s-1）测试结果可知：随时效温度升高，两种合金的屈服强度和抗拉强度均先升高后下降，最佳时效温度区间是300～350oC。在相同时效温度下，0.02%Yb置换Zr能明显提高合金室温拉伸强度，提高幅度随时效温度而改变，欠时效区提高幅度最大，过时效区次之，而峰时效区最小，整体幅度在10～30%。 100～300oC峰时效态（330oC×189min）合金恒速拉伸（1.7×10-4s-1）对比测试结果表明：Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb合金的抗拉强度σb和屈服强度σ0.2都随着温度升高而显著下降。在相同温度下，0.02%Yb置换 Zr能适当提高合金的抗拉强度σb和屈服强度σ0.2，整体而言，σb提高水平在10～12.8%，σ0.2则在5.3～8.7%，与峰时效态合金室温拉伸强度提高幅度相当。合金延伸率δ随变形温度升高先增加，然后又缓慢下降，基本处在20～40%水平之间，明显高于室温延伸率水平（15～24%）。此外，形变温度和Yb置换Zr对合金的屈强比（σ0.2/σb）有不同影响：两种合金的屈强比在室温时都在90%以下，100～300oC则在90～96%水平；而0.02%Yb置换Zr会增加合金室温和100oC的屈强比，而降低150～300oC间的屈强比。值得指出的是：合金室温拉伸屈服时的应变基本在0.5%以下，而高温时则在3%水平，这应该与合金高温形变时存在明显的滞弹性有关。 通过应力递增实验，获得了峰时效态合金的真形变速率εt与准稳态真应力tσ间关系。发现t~σt关系无法按传统高温恒速拉伸常用的激活体积模型获得满意解释。根据存在门槛应力σth的蠕变模型：) exp( Q/kT)A( nthtt?ε=σ?σ，式中A是常数，n是应力指数，Q是激活能，k是玻尔兹曼常数，T是绝对温度，对所得εt~σt关系进行了分析。取n=4.4（纯Al应力指数），所得激活能明显小于纯铝的自扩散激活能（1.29eV）。取n=8（恒定亚结构应力指数），发现当低于150oC时， A exp(?Q/kT)与1/T出现明显反常，这表明在150oC时合金恒速拉伸机制出现了明显转变。当温度高于150oC时，A exp(?Q/kT)表现出强烈的温度依赖关系，所得激活能略高于1eV，但仍低于纯Al自扩散激活能（1.29eV）。若只考虑200oC及其以上数据，则Al-0.2Sc-0.04Zr和Al-0.2Sc-0.02Zr-0.02Yb的激活能分别为1.23eV和1.26eV，与纯Al自扩散激活能相当。仔细分析发现，激活能随温度升高而增大，这与文献上纯Al结果完全一致。此外，0.02%Yb置换Zr能适当提高合金门槛应力。 综合结果表明：0.02%Yb置换Zr能进一步提高Al-0.2Sc-0.04(Zr, Yb)合金拉伸性能，而峰时效态Al-0.2Sc-0.04(Zr, Yb)合金的高温形变应满足恒定亚结构的形变机制，而非国际上广泛认可的纯Al形变机制。