本文研究了往复挤压(CEC)大变形AZ31、AZ91和AZ31-1Si的组织结构和力学性能。采用金相显微分析(OM)、透射电子显微技术(TEM)和电子背散射技术(EBSD)研究了AZ31、AZ91镁合金在往复挤压过程中挤压道次和温度对晶粒大小、分布形貌和晶界结构等的影响规律,不同性质和含量的第二相对往复挤压镁合金组织结构的影响规律;分析了往复挤压过程中镁合金的织构演变规律;探讨了往复挤压镁合金的晶粒细化机制;考察了往复挤压镁合金的室温力学性能;采用场发射扫描电镜(SEM),原位EBSD拉伸技术分析了往复挤压镁合金的断裂机制和室温拉伸过程中的组织演变;最后分析讨论了往复挤压镁合金的强韧化机制,获得如下结果:往复挤压对镁合金具有强烈的细化能力。在300℃1-25道次往复挤压AZ31镁合金,发现初始道次的细化作用最强,然后随着道次的增加细化作用减小。存在一个临界道次(临界累积应变量,本研究中为7道次)使超过这个临界道次后的晶粒大小不再有明显变化。初始道次往复挤压镁合金试样的中部和边部组织差别较大,随着道次的增加差异性逐渐减小直到基本消失。随着道次的增加,往复挤压镁合金晶粒逐渐细化,组织均匀性增加,小角度晶界有减小的趋势,平均位向差有增加的趋势。AZ31镁合金300℃往复挤压7道次的平均晶粒尺寸为1.77μm,其中细晶粒分布范围为150±50nm,小角度晶界占7%,平均位向差为54.8。往复挤压镁合金组织中细晶粒趋向于聚集在一起形成链形网状结构,随着挤压道次的增加,细晶粒的数量明显增加,原有的链形网状结构被分割和重分使其分布更均匀。随着第二相的增加,细晶粒的聚集程度减小。在225℃-400℃3道次往复挤压AZ31镁合金,发现随着温度的降低,有利于小角度晶界含量和晶粒尺寸减小、平均位向差和晶界密度增加。晶粒大小与Z参数的自然对数满足线性关系,即,ln d = -0.076 ln z+2.571。比较225℃7道次往复挤压AZ31、AZ31-1Si和AZ91镁合金发现,往复挤压对数量少、细小的第二相粒子Mg17Al12具有细化和重新分布的作用,Mg17Al12粒子趋向于网络状分布。Mg17Al12能促进往复挤压镁合金晶粒间位向差的增加、大角度晶界的形成和粗晶粒的细化。往复挤压对大块状Mg2Si也有一定的细化效果而基本没有重新分布的作用。Mg2Si对往复挤压镁合金的晶粒大小、晶粒形貌和晶界结构影响很小。往复挤压镁合金织构组分受挤压道次、温度和第二相的综合影响,挤压道次对织构的影响最大。挤压道次和第二相数量增加,织构强度减小。温度升高,织构强度有增加的趋势。挤压态和往复挤压1道次,大多数晶粒处于硬取向位置,滑移不容易开动。往复挤压3、7道次,大多数晶粒处于滑移的有利位向,变形均匀性增加。研究发现,往复挤压镁合金,是以连续动态回复再结晶(CDRX)和旋转动态再结晶(RDRX)为主,非连续动态再结晶(DDRX)为辅的晶粒复合细化机制。研究了300℃往复挤压AZ31、AZ91和225℃往复挤压AZ31-1Si,发现随着挤压道次的增加,镁合金的延伸率逐渐增加,屈服强度在1道次明显增加,然后随着挤压道次的增加而降低,屈服强度与晶粒大小呈现反Hall-Petch关系。AZ31镁合金7道次延伸率达到35.52%,是挤压态延伸率的2.2倍。屈服强度在1道次比挤压态提高了20MPa,达209.69MPa,7道次降低到140.48MPa。研究了225℃-400℃温度范围3道次往复挤压AZ31、AZ31-1Si和AZ91镁合金,发现随着温度的升高,往复挤压镁合金屈服强度降低,延伸率有增加的趋势。225℃-400℃往复挤压3道次AZ31镁合金的晶粒尺寸与屈服强度满足Hall-Petch关系,即,往复挤压镁合金塑性的改善主要在于断裂方式的转变。研究往复挤压AZ31、AZ31-1Si和AZ91镁合金的室温拉伸断口发现,挤压态镁合金的断裂方式主要为穿晶剪切断裂。往复挤压细晶镁合金断口出现了大量的韧窝,断裂方式主要是沿晶界、基体和第二相界面断裂。细小Mg17Al12相和大块状Mg2Si相是主要的裂纹源。细晶AZ31镁合金室温拉伸过程中,发生了晶粒的旋转和新晶粒的形成。晶粒越小,演变可能性越大。随着拉伸应变的增加,织构强度逐渐降低,大角度晶界、晶粒数量、平均位向差和晶界密度逐渐增加。在拉伸过程中,{0001}晶面平行于拉伸方向的晶粒不容易旋转,其次是{2-1-10}晶面,其余晶面的晶粒,都有调整自己的位向,朝{0001}晶面或者{2-1-10}晶面旋转的趋势。研究了晶粒大小、位错密度、晶界结构、织构、第二相粒子的含量、性质和大小等对往复挤压镁合金强韧性的影响。发现位错密度和小角度晶界增加,细小第二相(≦ 1μm)数量和均匀性增加使往复挤压镁合金屈服强度提高。晶粒细化和高Schmid因子的织构优化使往复挤压镁合金的变形均匀性增加,延伸率明显提高。