含长周期有序堆垛相（Long Period Stacking Ordered,LPSO）的Mg-RE-Zn高强韧合金作为关键轻量化材料,在航空航天、轨道交通和国防军工等重点领域的重大装备上具有广泛应用前景。为进一步拓展其应用,本课题以Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金为基础,通过半连续铸造技术,制备出大规格高品质镁合金铸锭;利用不同挤压前热处理工艺、挤压工艺、时效热处理工艺等,制备出超高强韧镁合金棒材;对挤压合金进行高效大应变轧制,制备出具有弱各向异性的高强韧镁合金板材;结合有限元模拟,优化挤压参数,制备出组织性能均一的高强韧镁合金大截面实心型材和复杂截面空心型材。采用光学显微镜、差示扫描量热仪、X射线衍射仪、扫描电镜、透射电镜等手段,研究了不同热处理/变形工艺条件下Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金微观组织演变规律,揭示了高强韧稀土镁合金强韧化机理,获得了高强韧镁合金型材均质制备加工的技术原型,为高强韧镁合金关重件制备提供了理论指导。通过半连续铸制备的Mg-Gd-Y-Zn-Mn锭坯,不同位置处样品的化学成分较为均匀。铸态合金相组成主要包括α-Mg相、Mg5RE相、Mg3RE相和LPSO相。铸锭边缘处出现大量由凝固收缩应力引起的铸造孪晶。T4热处理后,微观偏析明显改善,T4态合金相组成主要包括α-Mg相和LPSO相。同时,铸造孪晶体积分数明显降低。铸态和T4态锭坯的晶粒尺寸从心部到边缘处逐渐细化,同时力学性能逐渐提升。与180°C时效相比,200°C时效处理工艺下合金表现出更强的时效硬化相应。纳米级柱面沉淀相β’和基面沉淀相γ’的共析出导致锭坯强度进一步提升,塑性明显下降。通过挤压前预时效工艺,在退火态和固溶态Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金中引入高数密度亚稳的柱面β’相和基面γ’相。这些亚稳相在热挤压过程中发生动态固溶并完全消失。高密度纳米析出相β’和γ’的动态固溶和溶质元素偏聚行为使再结晶晶粒长大驱动力受到限制;块状LPSO相和粗大的β-Mg5（Gd,Y）相通过颗粒诱导机制促进再结晶;而层状LPSO相通过扭折机制协调变形,释放应力集中,从而抑制再结晶;细小的β-Mg5（Gd,Y）相则通过颗粒钉扎作用阻碍再结晶。这些因素综合作用导致双峰组织的形成,即同时具有随机取向的细小再结晶区和强纤维织构的未再结晶区。200°C等温时效工艺下,合金均表现出良好的时效硬化响应,这是由于高数密度柱面β’相和基面γ’相的共析出形成了近似密闭的微空间,同时促进合金基面/柱面滑移的临界剪切应力的大幅提升。这些具有双峰组织的合金中,再结晶体积分数越低,合金强度越高,同时塑性越低。其中固溶+预时效样品经挤压后时效处理具有最高力学性能,抗拉强度555MPa,屈服强度488MPa,延伸率5.8%。与等温热挤压工艺相比,大差温挤压工艺（锭坯温度510°C,模具温度390°C）可以在不过分损失合金表面质量和力学性能的前提下,实现Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金挤压速率的有效提升。经大差温挤压后,镁晶粒发生了完全再结晶,平均晶粒尺寸～7.4μm。大差温挤压合金中镁晶粒存在较弱的择优取向,织构包含<10（?）0>Mg//ED纤维织构和<0001>Mg//ED反常织构两个组分。大差温挤压合金经200°C等温时效后,抗拉强度达到488MPa,屈服强度344MPa,延伸率9.7%。对合金中不同强化机制进行量化分析,结果表明固溶强化、晶界强化、沉淀强化和包括织构强化、纤维强化、弥散强化等在内的其它强化作用对时效态合金的强度贡献分别为78MPa,60MPa,78MPa和82MPa。经不同挤压比（6和15.3）和冷却方式（空冷和水冷）挤压后,Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金显微组织发生了不同程度的再结晶,E128N、E80N和E80Q合金的再结晶体积分数分别为79.1%,96.9%和84.9%。三种合金均表现出不同强度的双组份织构。随着再结晶程度的提高,<0001>Mg//ED反常织构组分强度逐渐增加,而<10（?）0>Mg//ED纤维织构逐渐弱化成<10（?）0>Mg//ED和<11（?）0>Mg//ED双极织构组分,最终转变为弱的（0001）Mg//ED基面织构组分。再结晶程度最高的E80N合金织构强度最大,且织构强度的极大值为<0001>Mg//ED反常织构组分。随着再结晶程度的增加,原先具有反常<0001>Mg//ED取向的晶粒优先长大,吞噬并消耗了其他取向的晶粒,最终导致了反常织构的形成。挤压比6+空冷条件下制备出的E128N合金在挤压方向上表现出最高的综合力学性能;而挤压比15.3+空冷条件下制备出的E80N合金具有相对好的力学性能各向同性。影响挤压合金各向异性的关键因素不是镁晶粒的织构特征,而是纤维织构的强化机制。时效态合金中,沉淀强化作用表现出弱的取向相关性。针对难变形Mg-Gd-Y-Zn-Mn合金（挤压态）,采用衬板轧制技术,实现了高效大应变轧制。单道次下压量分别达到了50%和70%,仅仅通过3个和2个道次的轧制,获得累计下压量～87%和～91%。轧制态合金微观组织表现为细小的晶粒尺寸,弱基面织构,均匀弥散的14H型LPSO相和β相。轧制态合金各向异性显著改善,表现出良好的综合力学性能。70%R轧制态样品力学性能更加优异。沿RD和TD方向的抗拉强度分别为415MPa和434MPa,屈服强度分别为362MPa和371MPa,断裂延伸率分别为8.3%和10.7%。建立了晶体取向与变形机制之间的量化关系模型,发现初始状态下轧制态合金的主要变形机制为基面滑移和柱面滑移,只有少量锥面滑移和拉伸孪生可以激活。结合对挤压过程温度场、应力场、速度场等数值模拟结果,优化了挤压工艺并制备出高强韧镁合金大截面实心型材和复杂截面空心型材。建立了复杂约束条件下多场作用与型材组织均匀性之间的联系。对于大截面实心型材,挤压态型材不同位置处力学性能均一,抗拉强度在362MPa-384MPa之间,屈服强度在275MPa-296MPa之间,延伸率在11.6%-15.4%之间。优化后的固溶-时效工艺,在有效提升型材强度的同时,保持了良好的塑性。型材不同位置处力学性能较为均一,抗拉强度在461MPa-475MPa之间,屈服强度在302MPa-367MPa之间,延伸率在8.3%-14.2%之间。其强韧化机制与高数密度柱面β’’相、β’相和基面γ’相的共析出有关。对于复杂截面空心型材,挤压态型材不同位置处力学性能有一定差异。基体处拉伸断口形貌以韧窝为主,存在少量解理面和撕裂棱;焊缝处拉伸断口形貌以解理断面为主。经固溶-时效热处理后,型材力学性能明显改善,典型位置处抗拉强度达到470MPa,屈服强度309MPa,延伸率7.4%。由于Gd、Y、Zn、Mn等合金元素在Mg中的杂质扩散系数不同,导致挤压焊缝处溶质元素含量与基体处差异较大,进而在焊缝处形成无析出区。