Mg-RE-Zn系镁合金中形成长周期堆垛有序结构(long period stacking ordered structure，简称LPSO)相可以显著提高镁合金的室温和高温强度，促进镁合金在汽车、电子和航空航天等领域的应用。因此，开发高强度高塑性LPSO相增强镁合金已成为镁合金研究领域的热点之一。然而，目前关于LPSO相增强镁合金的研究中存在两个亟待解决的问题:不同结构的LPSO相之间的转变过程和不同LPSO相对合金力学性能的影响规律。针对以上问题，本文通过改变Mg-Y-Zn基合金中元素含量，运用光学金相分析(OM)、等离子耦合光谱(ICP)、X射线衍射分析(XRD)、扫描电镜(SEM)、X射线能谱分析(EDS)、透射电镜(TEM)、电子万能试验机等多种现代分析和测试手段，系统研究了Y/Zn摩尔比、Y和Zn（保持Y/Zn摩尔比为2）总含量以及Ni含量对Mg-Y-Zn基合金的显微组织和力学性能的影响规律。此外，本文还通过热挤压和不同的热处理工艺，研究了Mg-Y-Zn基合金在不同状态下的显微组织和LPSO相的演变规律。　　随合金成分中Y/Zn摩尔比由4降至2/3，各铸态合金中出现的第二相依次为块状Mg24Y5相、网状Mg12YZn相和条纹状W-Mg3Y2Zn3相。铸态Mg95Y4Zn1（at.％，下同）合金的显微组织由α-Mg基体、Mg12YZn相和Mg24Y5相组成。其中，Mg12YZn相是周期数为18的长周期堆垛有序结构(LPSO)相，互相连接成网状分布在α-Mg晶界处。Mg24Y5相为块状，位于LPSO相之间或LPSO相的边界处。随Y/Zn摩尔比降低，Mg24Y5相的体积分数显著下降。Mg96Y3Zn1和Mg97Y2Zn1合金的显微组织几乎由α-Mg+18R LPSO(Mg12YZn)相两相组成。当Y/Zn摩尔比进一步降低时，组织中开始出现条纹状的W相，且LPSO相的体积分数明显减小。在Y/Zn摩尔比最低的Mg95Y2Zn3合金中，第二相全部为连接成网状的W相。　　经过退火处理后，各合金（Mg95Y2Zn3合金除外）的α-Mg基体中逐渐析出层片状的相。TEM分析结果表明金相中观察到的层片相是由尺寸为纳米级别的α-Mg薄片和14H LPSO相层片交替排列构成的团簇组织，并在同一晶粒内，这些团簇互相平行。在Mg96Y2Zn2和Mg95Y2Zn3合金中，W相发生球化，转变为直径约为5μm的颗粒状。经热挤压处理后，合金中的第二相沿挤压方向排列。其中，18R LPSO相呈条状，其长轴平行于挤压方向;α-Mg基体中的14H LPSO相团簇互相平行，并与挤压方向成一定角度;块状Mg24Y5相和颗粒状的W相分布于18R LPSO相的边缘。经时效处理（T5和T6）后，在Mg95Y4Zn1和Mg96Y3Zn1合金的基体中析出弥散分布的尺寸为纳米级别的β沉淀相。　　各铸态合金的抗拉强度和屈服强度较低，经热挤压变形后，合金的强度和塑性均显著提升。随Y/Zn摩尔比的降低，挤压态合金的强度逐渐下降，塑性逐渐升高。组织为α-Mg+18R LPSO相两相的Mg97Y2Zn1合金的综合力学性能最好。经过固溶处理(T4)后，合金的强度下降，塑性提高。对于时效时析出沉淀相的Mgg5Y4Zn1和Mg96Y3Zn1合金，其强度得到进一步提高。　　铸态Mg12YZn合金的显微组织由18R LPSO相、少量W相和少量长条状的α-Mg相组成。经过500℃长时间退火处理后，合金中的18R相结构保持稳定，体积分数未减小。通过SEM和TEM观察，在长条状的α-Mg相内部，析出层片状的14H LPSO相团簇。　　在500℃等温连续退火过程中，挤压态Mg97Y2Zn1合金中的18R LPSO相逐渐溶解并消失，层片状的14H LPSO相团簇在α-Mg相晶粒内部析出并长大。在退火240 h的合金试样中，14H相团簇已覆盖整个合金组织。18R相的溶解和14H相的形成是两个相对独立的过程，合金退火时未观察到18R相直接转变为14H相的相变过程。对挤压态Mg97Y2Zn1合金经不同时间退火后试样的TEM分析表明，14H LPSO相在α-Mg相内部的层错区域形核并逐渐长大。随退火时间的延长，14H层片的密度和尺寸均逐渐增大，层片的厚度由几纳米增宽至0.5～1μm。14H LPSO层片的生长按照台阶生长机制进行。　　在500℃等温长时退火时，挤压态Mg96Y3Zn1合金中14H LPSO相的形核速率和生长速度显著高于Mg97Y2Zn1合金。在退火240 h的合金试样中，14H LPSO相团簇覆盖整个Mg96Y3Zn1合金组织。而挤压态Mg95Y4Zn1合金退火时，由于合金中出现了除LPSO相外的其它第二相，消耗了合金中的溶质元素(Zn)，导致14H相的形核速率和生长速度降低。在退火240 h的Mg95Y4Zn1合金组织中，14H相的密度和体积分数均低于Mg97Y2Zn1合金，且该合金在仍存在一定体积分数的18R相和Mg24Y5相。另外，由于合金成分的改变，挤压态Mg96Y2Zn2合金在退火过程中，14H相先较快形成，随后逐渐减少至消失;退火240 h后的合金试样的显微组织由α-Mg相、18R相和W相构成。　　保持Y/Zn摩尔比为2，随合金中Y和Zn含量的增加，合金中18R LPSO相的体积分数和尺寸逐渐增大，Mg94Y4Zn2和Mg91Y6Zn3合金中18R相的体积分数高于α-Mg相。经过热挤压变形后，沿挤压方向排列的部分18R条状相发生扭折，且随合金中LPSO相体积分数的增加，18R相的扭折程度加剧。经时效处理（T5和T6）后，Mg95.5Y3Zn1.5、Mg94Y4Zn2和Mg91Y6Zn3合金中的α-Mg相内析出β沉淀相。　　随合金中18R LPSO相的体积分数的增加，挤压态合金的抗拉强度和屈服强度显著增高，塑性急剧下降。时效处理后，18R相和β沉淀相的共同作用进一步强化了Mg94Y4Zn2合金，但合金的塑性较差。18R相经过变形后沿挤压方向排列成纤维状，由于这些18R条状相与α-Mg相始终在基面(0001)上保持着共格关系，从而使粗大的18R LPSO相能够近似通过“短纤维增强机制”对合金起到很好的强化作用。至于在α-Mg晶粒中析出的14H相，其对合金的强化效果不如18R相。但由于14H相的尺寸小，加之又较均匀地分布于α-Mg晶粒内，它的片状结构以及与α-Mg相的共格关系，使它在变形时能起较好的协调作用。所以14H形成后，合金的塑性得到改善。　　用Ni置换Mg94Y4Zn2合金中Zn后，Mg94Y4Zn1Ni1和Mg94Y4Zn2合金的显微组织仍为α-Mg相+18R LPSO相。但当合金经过退火、热挤压和热处理后，α-Mg相内部未析出14H LPSO相。经时效处理（T5和T6）后，在两合金的α-Mg相内均析出β沉淀相。由于Ni的加入，Mg94Y4Zn1Ni1和Mg94Y4Zn2挤压态合金的室温拉伸强度得到提高，且合金中Ni含量越高，合金的强度越高，但合金的塑性较差。经过T5和T6热处理后，由于弥散共格的β沉淀相的析出，Mg94Y4Zn1Ni1和Mg94Y4Zn2合金的强度得到进一步的提高。