虽然通过合金优化、织构弱化、晶粒细化等有效手段,镁合金在单轴应力下的延伸率已经可以和铝合金相媲美,但是目前的应用实例表明,镁合金的室温成形性和断裂韧性仍然与铝合金存在很大差距。这种差距主要来源于镁合金密排六方（HCP）晶体结构和铝合金面心立方（FCC）晶体结构从介观（从晶内到晶间）到宏观变形机制的差异。对于HCP晶体结构的多晶体,由于室温下变形方式有限,塑性变形对应力状态及周围晶粒取向非常依赖,在变形过程表现出明显的局部应变不协调性,这也是导致晶间微裂纹萌生、扩展并导致最终材料失效的主要原因;对于FCC晶体结构的多晶体,由于室温下滑移系较多,能够从各个方向协调变形,对于应力状态不敏感,所以表现出良好的成形性能。而目前针对HCP及FCC结构合金的研究通常是直接从晶内尺度到宏观尺度,缺乏对晶粒间交互作用的讨论。因此本实验采用单向拉伸的变形方法结合原位扫描电子显微镜（in-situ SEM）,原位电子背散射衍射（in-situ EBSD）,聚焦离子束（FIB）和图像数字相关技术（DIC）的表征方法,原位追踪一百多个晶粒的变形过程,定量描述局部应变和周围晶粒的取向关系,以FCC结构的纯铝变形行为为参照,强调HCP结构的GW83镁合金在介观尺度上变形行为的特殊之处,并对Mg-2%Gd镁合金微裂纹的萌生位置进行准确的定量预测,本研究的主要结论如下:纯铝随应变量的增加,晶内的滑移迹线逐渐清晰、数量增加,原位拉伸之后,晶粒只是出现轻微的浮凸,晶界逐渐明显,说明晶内滑移是主要的变形机制;纯铝在原位拉伸过程没有明显的局部应变集中现象,根据统计结果,晶内和晶界的应变差很小,没有明显的晶界处应变不协调现象,因此晶内滑移能够承担足够的应变量,不需要协调晶界处的应变集中;纯铝的Schmid因子平均值为0.45,并且Schmid因子和晶内的应力分布呈现很好的正线性关系,因此Schmid因子能够有效评价纯铝晶粒的变形能力,并且纯铝晶界处的应变集中现象不依赖周围晶粒取向关系。GW83镁合金随变形量的增加,晶粒的转动导致晶粒表面的皱褶逐渐加剧,在晶内出现大量的滑移迹线,以及少量的拉伸孪晶,说明晶内滑移也是主要的变形方式,但GW83镁合金更需要协调晶界附近的应变分布;GW83镁合金在原位拉伸过程存在明显的应变分布不均匀现象,根据统计结果,镁合金晶内和晶界协调应变能力相差很大,在应变集中的晶界处出现大量的基面滑移迹线,和拉伸孪晶的形核。这种应变不协调的原因应该是晶粒间变形各向异性造成的;GW83镁合金晶内应变大小和晶粒Schmid因子无关,因此Schmid因子无法有效评价镁合金晶内的协调变形能力;GW83镁合金晶间协调变形能力和相邻晶粒取向有关,几何协调因子M值能够有效评价镁合金相邻晶粒取向对晶间协调变形的影响:（1）当晶界处的M值和晶界两侧晶粒对应的滑移系Schmid因子较高时,晶界能够协调较大的局部应变,滑移-滑移是主要的协调晶间应变的机制;（2）当滑移-滑移不能有效协调晶间应变时,滑移-孪生是一种有效的补充协调变形机制:滑移-孪生的现象容易发生在一对软取向和硬取向的晶粒对,软取向晶粒的基面滑移容易诱发相邻硬取向晶粒的孪生,此时孪生发生了Non-Schmid现象。由于镁合金的不协调变形行为,导致其晶界处微裂纹的萌生,拉伸孪晶在较大尺寸的镁合金变形过程没有加速微裂纹的萌生,有效协调晶界的应变,对镁合金断裂韧性的提高有贡献。通过原位观察十几组晶粒微裂纹萌生的过程,发现晶界处微裂纹的萌生和滑移带及孪生在晶界处的相互作用有关,这里引入裂纹萌生参量F1值,裂纹萌生参量F1值能够很好的评估晶界处裂纹萌生情况:a)F1值主要包含3个几何参量,mslip/twin表示晶粒对中激活的最大滑移或者是孪生的Schmid因子,第一部分定义了在晶界处由滑移或者是孪生产生的最大的剪切变形;b_slip/twin是产生最大剪切变形的滑移带或孪生的柏氏矢量,t是拉伸应变方向的单位矢量,第二部分定义了拉伸应力在晶界处的强度;b_other表示晶粒对中其余位错的单位柏氏矢量,这一部分主要定义了剩余位错能够协调晶界处剪切变形的能力;b)根据统计结果显示,F1值越大,晶界发生裂纹萌生的可能性越大。