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镁合金是最轻的工程材料,具有高比强度、易回收、抗疲劳、高阻尼减震性等一系列优异性能,在空天、数码3C、化工等领域具有广阔应用前景力。但是由于镁合金属于密排六方结构（hexagonal close packed,HCP）,较铝、铜等面心立方结构（face centered cubic,FCC）材料而言,滑移系少,成形加工困难,因此镁合金的加工应用一直存在困难。目前,镁合金的加工制备主要采用大变形方式（ECAP,HPT）,制备所得镁合金组织均匀细小（纳米晶）,往往具有强度高,塑性差的特点。如何在保证材料强度的条件下,提高材料的塑性一直是镁合金研究的重点。近几年,部分研究学者制备出了具有混晶结构的镁合金,混晶结构镁合金较均匀细晶结构镁合金而言,强度略微下降,塑性大幅度提升。但是,目前针对镁合金混晶组织的成型机理研究较少;并且混晶同时提高材料强塑性的机制尚未有一个统一的定论。本人所在课题组针对Mg-9Al-1Zn（AZ91）合金的变形进行了大量研究,目前通过衬板轧制（HPR）能够制备具有高强塑性的混晶AZ91合金。为了研究混晶结构成型机制以及混晶对强塑性的影响,我们将Mg-6Al-1Zn（AZ61）和Mg-3Al-1Zn（AZ31）合金作为对照组进行了研究。本人针对上述问题对AZ31和AZ61合金能否产生混晶,混晶的产生条件进行了研究。并且针对混晶的强韧化机制进行了研究,得出如下结论:（1）研究了Al含量对Mg-Al-Zn系合金衬板控制轧制后组织的影响。实验结果表明,随着Al含量的增加,在同一轧制条件（350 oC）下进行衬板控制轧制,合金的组织逐渐由均匀组织转变为混晶组织,并且其中的细晶晶粒尺寸也逐渐减小（从5μm减小到2.7μm）。分析认为高含量Al元素能够有效形成大量弥散分布的Mg17Al12第二相,有效阻碍AZ91合金的动态再结晶程度,从而形成部分再结晶的细小晶粒与大量未再结晶的粗大晶粒混杂的混晶组织;而AZ31和AZ61合金中缺乏弥散第二相,在350 oC轧制变形过程中动态再结晶程度较大,其晶粒迅速长大,形成了均匀细晶组织。（2）随着轧制温度的降低,AZ31、AZ61组织由均匀的细晶组织也开始转变为不均匀的混晶组织。根据Zener–Holomon公式,可知Mg-Al-Zn合金在变形过程中动态再结晶程度与轧制温度呈正比,降低轧制温度能够有效的抑制Mg-Al-Zn合金在轧制过程中的动态再结晶过程,使AZ31和AZ61合金也形成大小晶粒混杂的混晶结构;通过观察可知,当轧制温度进一步下降时,剪切带和孪晶优先出现在AZ91合金中。这是因为Al元素能够有效提高Mg-Al-Zn系合金的临界剪切因子,Al元素含量越高,Mg-Al-Zn系合金基面滑移开启越困难。当温度降低时,AZ91最先难以开启基面滑移,需要依靠孪生来进行协调变形,因此AZ91最先出现孪晶和剪切带。。（3）第二相和固溶元素并不是衬板轧制获得混晶组织结构的必要条件。在没有第二相和固溶元素的条件下,通过降低变形温度,调控轧制过程中动态再结晶程度,获得混晶组织结构纯镁,实现混晶组织结构的设计与控制。（4）研究了不同晶粒尺寸AZ31合金的室温变形机制及其霍尔佩奇关系。实验结果表明当平均晶粒尺寸小于17μm时,k=391 MPaμm1/2,此时σ0=37.9MPa;当平均晶粒尺寸大于17μm时,k=169 MPaμm1/2σ0=89.8 MPa。这是由于随着晶粒尺寸的增加,AZ31合金室温拉伸变形方式从滑移（<17μm）开始逐渐转变为孪生（>17μm）。并且由于变形方式的改变,AZ31合金的霍尔佩奇常数k以及σ0均发生改变。（5）研究了混晶结构AZ31和AZ91霍尔佩奇关系。结果表明对于混晶结构AZ31合金而言,可以简单的使用混合法则对其分别计算细晶和粗晶对屈服强度的贡献,从而预测混晶结构AZ31的屈服强度;但是对于混晶结构AZ91而言,由于其固溶原子增加、存在大量弥散分布的第二相,导致了其σ0发生改变。因此不能简单采用霍尔佩奇混合法则进行计算。经过修正计算AZ91的σ0约为98 MPa。对于混晶结构AZ91合金而言,其晶界强化部分仍可以直接使用混合法则进行计算。