采用分离式Hopkinson压杆和反射式Hopkinson拉杆装置分别对AZ31B、AM30型材沿挤压方向和横向(垂直于挤压方向)、GW123K挤压棒材沿挤压方向进行了动态压缩和拉伸实验,对AZ31B板材沿轧制方向、横向和45°方向以及AM50、AM60真空压铸试样进行了动态拉伸实验,测试的应变速率范围大约在500s-1-4500s-1之间。分别用光学显微镜和扫描电镜分析了测试后的试样组织、断口形貌以及AZ31B、GW123K镁合金中剪切带的形貌和形成机理；对几种镁合金的动态力学行为进行了分析和比较,讨论了它们在不同受力状态下的微观变形机制、应变速率敏感性及断裂机制；用改进的JC模型分别对GW123K棒材和AZ31B、AM30型材的纵向压缩实验结果进行了模拟。研究结果发现,AZ31B和AM30型材的动态力学行为与受力状态有关。当压应力与c轴垂直时(纵向压缩),拉伸孪晶首先启动,屈服点较低,屈服强度对应变速率不敏感,当应变量达到8%左右时,有利于形成孪晶的晶粒被消耗,非基面滑移启动,形变硬化和应变速率硬化效应明显,曲线上扬,应力应变曲线的二阶导数在应变量为8%左右变号；当拉应力与c轴垂直时(纵向拉伸),拉伸孪晶不能启动,屈服点较高,非基面滑移是塑性变形的主要机制；当应力轴与c轴平行时(横向压缩或拉伸),拉伸孪晶不能启动(横向压缩)或启动后不能形成协调机制(横向拉伸)而对塑性变形的贡献很小,其变形主要靠非基面滑移来实现；压缩孪晶在有利的受力状态下也参与变形,但不是控制镁合金动态力学行为的主要机制。AZ31B和AM30型材在挤压过程中形成很强的{0002}基面织构。织构使纵向与横向力学性能差异较大,各向异性明显；织构还使合金出现纵向拉-压不对称性,AZ31B纵向压-拉屈服强度比为0.31,AM30纵向压-拉屈服强度比为0.38,但横向几乎没有拉压不对称性。AZ31B板材在纵向、横向和45°方向的应力应变响应基本一致,是由于在轧制过程中形成很强的c轴垂直于板面的{0002}织构所致；AM50真空压铸试板的动态拉伸屈服强度不如AM60,但断裂强度和断裂应变均高于AM60,A1含量的增加可提高动态屈服强度,但使塑性下降。镁合金的应变速率敏感性与变形机制和合金成分有关。当拉伸孪晶是主要变形机制时,应变速率敏感性很低,当非基面滑移是主要变形机制时,应变速率敏感性有所提高；几种镁合金应变速率敏感性由高到低的顺序是：AM60真空压铸试板>AM50真空压铸试板>AM30型材>AZ31B型材。合金元素Al对应变速率敏感性的影响规律是：随着A1含量的增加,应变速率敏感性增强。GW123K挤压棒材沿挤压方向动态压缩时,拉伸孪晶不是其主要变形控制机制,压缩与拉伸的屈服强度比值为0.77,比AZ31B和AM30型材纵向压-拉屈服强度比都高,拉压不对称性较小；合金的压缩屈服强度和塑性较高,综合力学性能在几种测试的镁合金中最优。镁合金在高速冲击载荷作用下,断口准解理特征和淬硬相造成的局部解理特征明显,断口形貌呈韧脆混合的断裂特征,断裂机制有从韧性断裂向脆性断裂转变的趋势；动态断裂过程是多级裂纹萌生和扩展的形成机制,二次裂纹沿主裂纹萌生和扩展,使主裂纹呈波浪形,局部出现掉渣和分叉。AZ31B型材和GW123K挤压棒材纵向高速压缩时出现绝热剪切带。AZ31B形成的剪切带宽度20μm,剪切带内是细小的孪晶晶粒和再结晶晶粒；GW123K形成的剪切带宽度80μm,在光学显微镜下呈一条白亮带,与钢中出现的白亮带相似。考虑变形机制对应变速率效应的影响,对JC模型进行了修正。对AZ31B和AM30纵向动态压缩,修正后的JC模型去掉了应变速率对屈服强度产生影响的Bln(?)/(?)0项；对GW123K动态压缩,直接将使曲线发散的应变和应变速率综合硬化项去掉。修正后,JC模型的预测曲线与实测曲线符合得很好。