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镁合金作为绿色轻质金属工程结构材料之一,具有低密度、高比强度、高比刚度,在航空航天、汽车、电子通信领域有广泛的应用前景。近年来,Mg-RE-Zn系合金由于含有特殊长周期有序结构（LPSO）相以及优良力学性能得到广泛关注。但与铝合金相比,镁合金仍存在强度低、室温塑性差等不足限制了其进一步应用。本论文通过对不同初始态Mg-8.2Gd-3.8Y-1.0Zn-0.4Zr（wt.%）合金进行室温高压扭转（HPT）变形,制备了纳米稀土镁合金,分析了HPT变形稀土镁合金的显微组织和力学性能演变机理;系统研究了纳米稀土镁合金的时效行为和热稳定性,分析了纳米稀土镁合金的时效析出和强化机理及热稳定机理。铸态Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金室温HPT变形至等效应变6.0时,平均晶粒尺寸细化至55 nm,硬度达到饱和约为115 HV。变形过程中,粗大网状分布第二相Mg3RE逐渐被碎化为细小弥散颗粒,位错密度明显增加。晶粒细化程度远大于HPT变形传统Mg合金,硬度大于该合金经常规挤压和轧制变形后的硬度。硬化机制以晶粒细化为主,均匀弥散分布第二相颗粒以及高位错密度也起到一定的强化作用。固溶态Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金经室温10圈HPT变形后平均晶粒尺寸为48 nm,硬度增至126 HV。与相同HPT工艺变形铸态合金比较,固溶态合金经HPT变形后的晶粒尺寸更为细小,位错密度更大。这主要归因于过饱和溶质原子增加了溶质-位错/位错-位错之间的相互作用,提高了位错密度,导致其饱和硬度高于HPT变形铸态合金。在退火态含大量LPSO相Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金的室温HPT变形过程中,随着应变增加,LPSO相发生扭折、碎化以及回溶,最终形成过饱和固溶体。室温HPT变形在层片状和块状LPSO相及镁基体中引入大量缺陷,促进了LPSO相分解。当等效应变为6.6时,晶粒细化至52 nm,硬度增加至128 HV。纳米晶、高位错密度及过饱和溶质原子的联合作用导致合金的硬化效应。峰时效态Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在室温HPT变形初始阶段,纳米尺寸β′析出相促进位错的产生和塞积;随应变增加,位错不断切过析出相,高密度位错作为扩散通道促进溶质扩散,使析出相逐渐溶解;在变形2圈后,硬度达到最大;继续增加变形量,显微组织持续细化且位错密度持续增加,但析出相溶解引起的软化效应导致合金硬度降低。16圈后,纳米析出相完全溶解,晶粒尺寸约为33 nm,这表明纳米β′析出相对HPT变形的晶粒细化效果更显著。与常规塑性变形Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金相比,HPT变形纳米稀土镁合金具有独特的时效析出行为和时效强化机理。HPT变形纳米稀土镁合金的最佳峰时效温度显著降低,峰时效时间缩短。峰时效态（120℃/12 h）合金硬度达145 HV。该HPT变形合金在峰时效阶段,溶质原子在晶界偏聚,未观察到任何析出相。过时效态直接析出稳定β相,未观察到常规微米级合金中析出的亚稳相。晶界溶质偏聚强化是峰时效态Mg-Gd-Y-Zn-Zr纳米晶合金的主要时效强化机制,并提出了晶界溶质偏聚的强化模型。对峰时效态Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金经16圈HPT变形获得的纳米过饱和固溶体进行120℃时峰效热处理,硬度增加至156 HV,显著高于目前公开报道的塑性变形和时效处理镁合金的硬度,也高于本文固溶态+HPT+时效处理合金的硬度值。除晶界溶质偏聚和高位错密度导致的强化作用外,更为细小的晶粒度（33 nm）导致了合金的超高硬度值。纳米Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金具有优异热稳定性。在300℃退火0.5小时后,晶粒尺寸仍小于55 nm,而当温度升高至400℃时,晶粒尺寸为500 nm。在200-300℃下晶界处形成的溶质偏聚和在350-400℃下析出的β平衡相分别通过溶质拖曳和Zener钉扎效应阻碍晶粒长大。HPT变形纳米Mg-Gd-Y-Zn-Zr合金在300℃下由于晶界溶质偏聚形成导致了硬度出现最大值。