在Mg-Al系合金中，AZ80变形镁合金性能优异，应用潜力巨大。但是，由于较高的Al含量，AZ80镁合金成形性不佳。目前关于AZ80镁合金热变形的研究与应用主要集中于易于成形的、可形成三向压应力的热挤压类变形方式。与挤压成形相比，作为变形镁合金另外一种重要的方式——轧制成形，只在轧面存在压下方向的约束。在 AZ80镁合金轧制过程中，板材边缘因缺少束缚，而在轧制拉应力下极易开裂。由于轧制成形困难，关于AZ80镁合金轧制工艺、组织性能的相关研究也就很少有研究者触及。为了扩大AZ80镁合金的应用形式，探究AZ80镁合金热轧工艺，深入了解轧制过程组织的演变，本论文通过优化轧前固溶工艺、轧制压下量以及引入异质强化颗粒等方式来改善AZ80镁合金的变形组织；通过在道次间（末）轧制态及道次间退火态取样，研究AZ80镁合金热轧组织的演变规律。经大量热轧工艺实验以及组织性能的分析，获得以下主要几点结论：　　首先，通过对铸态AZ80镁合金进行不同时长的420℃下均匀化处理，可对铸态AZ80镁合金中β-Mg17Al12相数量、形貌和分布进行控制。热轧过程中，残留β相在一定程度上通过质点诱发形核机制（Particle stimulated nucleation, PSN）加速动态再结晶的发生，并形成细晶带；对残留β相尺寸、数量的控制，可实现对变形态组织中细晶带分布的调控。比较而言，12h均匀化获得的β-Mg17Al12相分布特征可使AZ80镁合金具有最为细小、均一的轧制态组织和最优的综合力学性能。　　基于上述优化的均匀化工艺，并固定总变形量（70%）的前提下，通过改变道次压下量，设计了几种热轧工艺。对道次间取样组织的观察发现，随着道次的增加，基体晶粒尺寸逐渐减小。因此，可随着轧制的进行，不断增大道次变形量。相比小道次变形量工艺，较大道次变形量的热轧可减少孪晶数量，并获得更细小均匀的终轧态组织。变形组织的改善也在一定程度上弱化了板材的织构：(0002)面最大极密度值从13.9下降到8.5。　　为了进一步通过硬质颗粒的PSN效应获得更优的终轧态再结晶组织，将TiB2陶瓷颗粒通过Al-Ti-B自蔓延反应体系引入AZ80镁合金当中。采用之前优化的均匀化工艺及轧制工艺，探究了TiB2硬质颗粒相对AZ80镁合金热轧组织演变的影响。热轧过程中，高温自蔓延法合成的TiB2硬质颗粒比相对软质β-Mg17Al12相具有更加强烈度的PSN效应，而分布于TiB2周围的β相破碎后可起到阻碍再结晶晶粒长大的作用。在这两种机制的共同作用下，使得道次间和终轧态的再结晶比例大为提高，晶粒尺寸明显减小，孪晶基本消失，终轧态组织中细晶区呈现全域化分布，(0002)基面织构最大极密度由8.5进一步下降到7.5。