本文采用定向凝固技术,制备了柱状多晶Mg-xGd-0.5Y（x=3.0,4.5,6.0,7.5,9.0,wt%）合金,并在室温下对其进行拉伸实验。采用XRD、EDS、EBSD等分析手段研究了Gd含量及定向凝固工艺参量（提拉速率）对实验合金定向凝固组织、晶体生长方向以及拉伸变形行为的影响。结果表明:（1）在50μm/s提拉速率下,定向凝固Mg-3.0Gd-0.5Y合金的晶体形态为胞状树枝晶,一次臂间距为231μm,其胞状树枝晶生长方向为<1120>,与热流方向一致。Mg-6.0Gd-0.5Y合金的晶体形态也为胞状树枝晶,晶体主要生长方向为<1120>,但部分晶体生长方向偏离热流方向,为<1120>和<2021>等。Mg-9.0Gd-0.5Y合金的晶体形态为柱状树枝晶,生长方向也为<1120>和<2021>等,但<2021>方向生长倾向增大。即随Gd含量增多,其晶体生长方向逐渐偏离热流方向,晶体形态逐渐由胞状树枝晶过渡到柱状树枝晶。定向凝固Mg-3.0Gd-0.5Y合金的屈服强度（σs）、抗拉强度（σb）和断后延伸率（δ）分别为51MPa、72MPa、14.88%。δ随Gd含量增加呈现先增大后降低趋势,6.0%Gd时获得最大δ（值为32.56%）,9.0%Gd时又大幅降至5.44%。合金强度随提拉速率增大而显著提高。提拉速率为50μm/s时,Mg-6.0Gd-0.5Y合金δb为77MPa,δs为56MPa。当提拉速率增大到200μm/s时,其δb和δs分别为106MPa和87MPa,较50μm/s时其δb和δs提高66%和48%。（2）定向凝固实验合金拉伸条件下的形变机制以基面滑移为主,并伴有孪生及晶界应变协调变形。其中,孪生模式与晶粒取向有关。Mg胞c轴与外载荷间夹角在80°～90°范围内的晶粒,其孪生模式为与基体取向差为56±5°<1120>的{1011}压缩孪晶及与基体取向差为38±5°<1120>的{1011}-{1012}双孪晶。Mg胞c轴与外载荷间夹角接近30°～45°晶粒内,其孪生模式为与基体取向差为86±5°<1120>的{1012}拉伸孪晶。Mg-3.0Gd-0.5Y合金,Mg-4.5Gd-0.5Y合金和Mg-6.0Gd-0.5Y合金中小角度晶界、压缩（双）孪晶和拉伸孪晶所占总变形量比例分别为72.58%、11.4%和16.02%,80.54%、5.83%和13.63%,88.30%、0%和11.70%。由此可见,Mg-6.0Gd-0.5Y合金优异的室温塑性,与其形变过程中基面滑移参与形变比例更大,更多晶粒的取向c轴与外载荷间的夹角分布在30°～45°间,晶界间协调应变性较好等有关。（3）定向凝固Mg-3.0Gd-0.5Y合金晶粒生长择优取向主要集中分布在<1210>（晶胞c轴与拉应力方向的夹角接近90°）。在室温单轴变形过程中（拉应力//晶体生长方向）,由于大部分晶粒基面滑移的Schmid在0.06左右,启动所需要的分切应力值较大,不易启动基面滑移协调变形,阻碍了相邻晶粒的变形。形变过程以基面滑移和压缩孪晶协调,塑性差,其断后延伸率只有14.88%。定向凝固Mg-6.0Gd-0.5Y合金晶粒取向主要集中分布在<1210>与<0001>之间（晶胞c轴与拉应力方向的夹角接近45°）。在室温单轴变形过程中,晶粒都启动基面滑移（Schmid在0.48左右）,彼此间协调变形性好,其变形机制以基面滑移和拉伸孪晶为主,塑性优异,其断后延伸率高达32.56%。综上所述,在50μm/s提拉速率制备的晶体生长取向更趋于一致的柱状多晶Mg-6.0Gd-0.5Y合金,在拉伸载荷（拉应力//晶体生长方向）作用下,获得了断后延伸率高达32.56%这一优异的室温塑性。精确调节和控制晶体的生长方向,使具有最佳性能而非优先生长的晶向转变为择优生长,减少与择优取向偏离杂晶的出现,才能使定向凝固镁合金具有优异的室温塑性。