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镁合金具有密度低和比强度高的优点而成为国内外研究热点,但常规镁合金力学性能较低、耐热性较差,为了拓展其应用领域,需要开发高温力学性能良好的耐热镁合金。本文采用铸造工艺制备了Mg-x Gd-4Y-1Sm-0.5Zr（x=6,8,10;wt.%）合金,系统研究了这三种合金的铸态、固溶态及500℃下热挤压态的组织以及热挤压态合金的室温拉伸性能,其中热挤压态Mg-8Gd-4Y-1Sm-0.5Zr（GWS841）合金具有良好的组织状态和最佳综合力学性能;以GWS841合金为研究对象,系统研究了合金热挤压过程中的织构演变、动态再结晶和动态析出;探讨了时效工艺对热挤压GWS841合金组织和力学性能的影响,重点分析了时效过程析出相的析出特征和演变规律;研究了热挤压时效态GWS841合金在高温拉伸过程中的精细组织演变以及对合金力学性能的影响,并进一步探讨了300℃下EBSD原位拉伸过程中的组织变化、滑移系启动以及裂纹源产生过程。对铸态和固溶态Mg-x Gd-4Y-1Sm-0.5Zr合金组织的研究表明,铸态组织由α-Mg基体和白色第二相Mg5（Gd,Y,Sm）相组成,第二相主要分布在晶界附近。固溶处理后第二相几乎全部溶解到基体内,将固溶态合金在500℃下进行热挤压变形,对热挤压态Mg-x Gd-4Y-1Sm-0.5Zr合金组织和力学性能的研究表明,随着Gd含量增多,晶粒尺寸逐渐减小,热挤压Mg-8Gd-4Y-1Sm-0.5Zr（GWS841）合金具有最优的综合力学性能,抗拉强度和伸长率分别为296MPa和8.5%,因此选用GWS841合金作为研究对象进行后续系统研究。对GWS841合金热挤压过程中微观组织演变的研究表明,动态再结晶晶粒并未形成明显织构,织构存在于未发生动态再结晶的变形晶粒中,随着应变量增大,织构发生了明显转变:弱基面织构→{0001}//ED+?101?0?//ED→?101?0?//ED。这是由于在挤压过程中,基面滑移和柱面滑移共同作用使晶粒发生旋转所导致。对GWS841合金热挤压变形过程中动态再结晶和动态析出特性的研究表明,热挤压过程发生了孪晶诱发动态再结晶、连续动态再结晶和不连续动态再结晶。动态再结晶机制主要取决于热挤压应变量,本研究中动态再结晶的贡献主要来自连续动态再结晶。动态析出相的析出特征与热挤压应变量有关,在应变量较小时,沿着原始变形晶界生成碟状动态析出相β相,此时,晶界处位错密度显著增大是发生动态析出的主要因素;随着应变量增大,虽然位错密度降低,但发生动态回复形成了大量亚晶,促进β相数量增多,形状从碟状转变为圆盘状;当应变量达到最大时,位错密度明显降低,大部分动态析出相回溶到基体内。通过对动态析出相演变的系统研究,证实了挤压温度是决定动态析出相回溶的主要因素,也很好解释了以往研究关于热变形中出现动态析出相不一致报道的根本原因。动态析出相回溶到基体内使热挤压合金的成分和组织更加均匀,有利于提高热挤压合金的综合力学性能。通过对热挤压GWS841合金时效工艺的优化,确定了其最佳时效工艺为200℃×96h,并对200℃下时效时间对析出相的析出特征和演变规律进行了深入系统的研究。随着时效时间的延长,以平行条纹为典型形貌特征的β′相经历了形核和长大并逐渐连接成多边形。在峰值时效态（96h）,纳米β′相数量达到峰值,并彼此连接呈结构稳定的纳米级多边形网格,且纳米β′相在三个棱柱面（1?21?0）α、（1?1?20）α和（21?1?0）α内呈椭圆形分布,有利于阻碍基面滑移,极大地强化合金,使硬度出现峰值。当时效120h后,晶内β′相粗化,同时沿晶界析出了断续分布的大约70nm×1μm长条状平衡相β-Mg5RE相,使合金的硬度明显降低。对热挤压时效态GWS841合金在200℃、250℃和300℃下高温拉伸力学性能的研究表明,抗拉强度仍分别高达386MPa、376MPa和312MPa,显示出了优异的耐热性能。同时发现热挤压时效态GWS841合金在短时高温拉伸过程中（温度场和应力场共同作用下）精细组织演变,主要表现为析出相变化。在250℃拉伸后,在晶界处有纳米三角形和碟状β相产生,在一些晶界处形成了大约1.6nm宽纳米析出带;在300℃拉伸后晶界也产生了β相和纳米析出带,与250℃相比有长大趋势。本文对其形成机理及其对高温拉伸性能的影响也进行了系统分析。对热挤压时效态GWS841合金在300℃下EBSD原位拉伸过程中微观组织特征的研究表明,应变量达6%时,发生基面滑移的晶粒占94.2%,柱面滑移占2.9%,滑移转移为2.9%,主要表现为基面滑移,非基面滑移比例极低,形成了反常的滑移系激活现象,这说明晶内析出相具有较好的阻碍非基面滑移作用;应变量达6.8%时,发现启动基面滑移的晶粒发生了扭折,这是由于基面?(6?位错对沿基面向相反方向发生滑动而使基面发生弯曲形成扭折带,扭折提高了合金的塑性;应变量达7.2%时,出现了微裂纹,主要形成于三叉晶界处以及与拉伸方向垂直的晶界处,而且微裂纹周围都存在未发生滑移的晶粒,正是由于这些晶界处的不均匀变形导致了裂纹萌生。