Mg-Zn(-Y-Ce)系合金具有优异的室/高温性能，然而该合金系组织组成及部分结构尚未清晰阐明，并因此限制了其深入研究与应用。本文在Mg-6Zn合金基础上添加0.2％～2％Y和0.3％～2％Ce，用常规和快速凝固，以及挤压、往复挤压和往复挤压-挤压联合工艺制备了不同状态下的合金，在用OM、SEM和TEM观察合金组织、用XRD、EDX和SAED确定相结构和成分的基础之上，系统分析Mg-Zn(-Y-Ce)合金组织组成；研究合金元素、挤压参数对再结晶组织的影响；探讨合金的相转变机制、动态再结晶机制和快速凝固薄带焊合机制，为后续研究和材料制备奠定基础。　　 研究结果表明，Mg-6Zn合金中添加0.2％Y时化合物为层片状Mg4Zn7相和微量颗粒状二十面体准晶I相(Mg3YZn6)；添加1％Y时化合物为层片、颗粒状I相和骨头状Mg4Zn7相；添加2％Y时化合物为层片状W相(Mg3Y2Zn3)和I相、颗粒状I相和Mg4Zn7相。颗粒状I相直接从液相析出，层片状I相通过包共晶转变L+W→α’+I形成，并首次发现了层片I相周围的α’相“晕环”。Mg-Zn-Ce合金中主要化合物为T2相((MgZn)12Ce)，T2相是Zn替换Mg12Ce相中部分Mg形成的置换固溶体，并确定了其晶体结构为体心正交结构(a=5.35A，b=9.43A，c=10.02A)。Ce添加量为0.6％时，除T2相外，合金中还有少量块状Mg4Zn7相和层片状Mg7Zn3相；Ce添加量为1％和2％时主要为T2相。Mg-6Zn-1Y合金中添加0.3％Ce时，相组成基本不变；添加0.6％Ce和1％Ce时，由于T2相的形成使液相中Zn浓度降低，从而抑制了L+W→α’+I包共晶转变，主要化合物为W相和T2相。Mg-Zn-Y合金随着Y添加量提高，Zn固溶度降低，但Y元素可促使β1’和β2’沉淀相形核和生长，所以沉淀相颗粒密度随着Y添加量的增加而增大。Mg-Zn-Ce合金中随着Ce添加量的增加，Zn固溶度和沉淀相密度均降低，添加2％Ce时，基体成分接近纯Mg，这一点的揭示对后续研究提高含Ce的Mg-Zn系合金固溶强化至关重要。　　 经过快速凝固，Mg-Zn(-Y-Ce)合金组织明显细化，第二相呈纳米级颗粒分布在晶内或呈网状分布在晶界上，几乎无二元Mg-Zn相通过凝固形成，扩展固溶主要以β1’相形式析出。随着Y和Ce添加量增大，Zn的固溶度逐渐降低，Mg-6Zn-2Ce合金基体成分仍接近纯Mg。各合金中三元相组成基本不变，然而由于快速凝固过程中溶质分配不平衡，T2相中Zn含量在25.9at％～45.3at.％范围内波动，而且在Mg-Zn-Y合金中发现了常规凝固条件下难以形成的H相(Mg15Y15Zn70)。此外，首次在快速凝固合金晶界附近发现了宽度为1μm～4μm的三元相颗粒无脱溶带和宽度约为260nm的Mg-Zn无沉淀带，前者的形成归因于贫溶质机制，后者归因于贫空位机制。　　 挤压合金组织研究结果表明，合金的动态再结晶机制由温度控制，低于340℃时主要为不连续动态再结晶机制，高于340℃时为连续动态再结晶机制。首次发现在往复挤压过程中试样整体上只发生一次再结晶，后续的挤压变形主要是通过晶晃滑移实现。对于340℃往复挤压的细晶合金，后续挤压温度高于250℃时挤压过程仍是通过晶界滑移实现，低于250℃时合金通过非连续动态再结晶机制发生再次再结晶而细化。各合金通过往复挤压和235℃低温正挤压制均获得了均匀的细晶组织，并且随着Y和Ce添加量的增加，合金再结晶晶粒因第二相颗粒密度的增加而细化。然而，破碎的第二相颗粒在挤压和往复挤压合金中分布都不均匀，挤压合金中第二相颗粒呈流线平行于挤压方向分布；往复挤压合金中因为其工艺具有“形状回复性”，第二相颗粒在挤压过程中沿挤压方向分布，在墩粗过程中会重新会聚在一起，并以原始位置为中心向周围分散分布，很难实现均匀分布。　　 快速凝固薄带在低于300℃挤压时通过非连续动态再结晶机制独立地发生再结晶，再结晶晶粒在长大过程中跨越两个薄带并使其焊合。由于薄带厚度不均一，再结晶后较薄的薄带晶粒较细小，较厚薄带晶粒较粗大，由于往复挤过程中快速凝固薄带整体上也只发生一次再结晶，因此正挤压和多道次往复挤压合金组织都不均匀，通过往复挤压和后续低温正挤压联合工艺可获得均匀细晶组织。第二相颗粒经挤压和往复挤压后分布均匀弥散。