近年来,在金属材料中引入“孪晶界面”能显著改善材料强韧性的研究备受关注。{10-12}拉伸孪晶是镁及其合金中最容易激活的孪生模式之一。因其临界剪切应力低,极易在塑性变形初期形成,并对后续力学行为产生影响。由于孪晶具有六个变体,孪晶变体的激活强烈地依赖于加载路径,且随着应变量和应变速率不同而变化。因此,研究不同加载路径下的{10-12}孪生行为及其对后续力学行为和塑性变形微观机制的影响规律,对镁合金强韧化设计具有重要的理论意义和实际应用价值。本论文采用力学试验、EBSD等测试分析技术研究AZ31镁合金板材不同加载路径、应变量、应变速率对{10-12}孪晶孪生行为、孪晶形貌和体积分数的影响规律,在此基础上研究拉伸孪晶对后续不同路径二次加载室温塑性变形、热塑性变形行为及其动态再结晶行为的影响和联系,并探讨了晶粒尺寸对板材室温塑性变形行为和断裂机制的影响。主要研究结果和结论如下:AZ31合金板材室温单向压缩预变形时,晶粒中Schmid因子最大的{10-12}孪晶变体优先被激活,成为主孪晶,呈相互平行的片层状;Schmid因子较小的孪晶变体受到抑制。随着应变量的增加,主孪晶形核和长大占据主导,孪晶体积分数不断增加。由于不同孪晶片层在变形后期合并,使得孪晶界呈先增加后减少的变化趋势。Schmid因子略小的变体随应变量增加被少量激活,与主孪晶呈交叉状。当主孪晶终止于晶界时,晶界处因局域应力集中极易激活相邻晶粒的孪晶变体。相邻晶粒取向差小时,两相邻晶粒孪晶变体相同,几乎呈平行分布,当相邻晶粒取向差增大,容易激活与主孪晶变体相邻的变体,变体交角不大于20°。增大应变速率将促进拉伸孪晶形核、抑制孪晶长大,增加晶界处应力集中,导致拉伸孪晶片层变薄,诱发拉伸孪晶穿越多个晶粒呈连续的“链状”分布。AZ31镁合金板材沿RD或TD向进行室温压缩变形时,应变硬化率曲线可划分为I、II、III和IV四个区域,其对应的主导微观机制分别为{10-12}孪晶形核、孪晶长大、孪晶-位错及孪晶-孪晶交互作用和滑移。对不改变加载路径的RD-RD向二次室温压缩,预置片层状拉伸孪晶的长大为塑性变形初期的主导机制,对压缩屈服强度影响显著,对加工硬化行为的影响主要在I和II阶段。而改变加载路径的RD-TD向二次室温压缩,预置孪晶与新激活孪晶之间的交互作用对I、III和IV阶段影响明显,对压缩屈服强度和抗压强度影响显著。室温下,片层状拉伸孪晶长大对应力的贡献约为100 MPa/孪晶体积百分数,交叉孪晶长大对应力的贡献约为160 MPa/孪晶体积百分数。上述两种加载路径下,孪晶体积分数约50%时,孪晶界最多,对试样室温压缩强度的影响最大。预置{10-12}拉伸孪晶对AZ31镁合金热塑性变形行为和动态再结晶行为影响在较低的热压缩温度下较为显著。在预置孪晶体积分数接近时,150℃和250℃热压缩时的动态再结晶机制主要为孪晶诱导再结晶和连续动态再结晶,但应变路径改变（RD-TD）时再结晶晶粒形核位置主要在{10-12}交叉孪晶以及拉伸孪晶-晶界的交界处,而应变路径不变（RD-RD）时的再结晶晶粒主要是在{10-11}-{10-12}二次孪晶交叉处形核和长大。因此,改变应变路径的二次热压缩,有利于在较低温度下和较慢的应变速率下获得细小再结晶晶粒。不改变应变路径的二次热压缩,增大预变形应变速率,有利于在350℃较高的热压缩温度和较慢的应变速率下获得细小的形变组织和动态再结晶晶粒。二次压缩时,升高温度或增大应变速率等增大晶界迁移速率的因素,将诱发“晶界弓出”非连续动态再结晶,不利于获得细小均匀的动态再结晶晶粒。随晶粒尺寸减小,AZ31合金板材室温单向静拉伸时,塑性变形主导机制由常规的位错滑移和孪生转变为位错滑移和晶界滑动,断裂机制由解理断裂向微孔聚集型断裂转变。平均晶粒尺寸居中,位错滑移、晶界和孪生协调塑性变形时,板材综合力学性能佳,断裂类型为解理断裂和微孔聚集型断裂共存的混合型断裂。