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镁合金作为最轻的金属结构材料，被誉为“二十一世纪的绿色结构材料”。其中镁合金挤压材在航空航天、汽车交通、电子、军工等领域具有广阔的应用前景。然而，现有商业镁合金挤压速度低、效率低、成本高;而且挤压材基面织构强烈、室温塑性和成形性能差等问题严重阻碍了变形镁合金在工业上的应用。目前，人们利用微合金化RE/Ca在织构调控和性能改善方面取得了很好的效果，但是有关织构形成机理仍存在分歧，缺乏科学系统的认识。因此，本论文在前人的研究基础上，优化了Mg-Zn-Gd/Ca合金成分，设计了可高速挤压的高塑性Mg-1.5Zn-0.5Gd和Mg-(0.2，0.5，0.7)Zn-0.3Ca(wt.％)合金，研究了合金的挤压加工性能以及挤压工艺参数对组织、织构和室温力学性能的影响，并且对比研究了其与商业AZ31合金的挤压加工性能和组织性能特点。在此基础上，基于挤压过程中的塑性变形机制和动态再结晶行为，以及退火过程中的静态再结晶形核与晶粒长大，系统研究了商业AZ31合金基面织构和高塑性Mg-Zn-Gd/Ca合金稀土织构的形成机理。本论文的主要研究内容如下: 1.研究了Mg-1.5Zn-0.5 Gd合金的挤压加工性能以及挤压速度(6～60 m/min)对组织、织构及力学性能的影响。Mg-1.5Zn-0.5Gd合金可在300～450℃内，实现60 m/min的高速挤压，其挤压加工性能显著优于商业AZ31合金，相当于可高速挤压的AA6063铝合金，这主要在于合金无热不稳定相和高的固相线温度(616℃)。在300℃挤压速度≥6 m/min时，合金形成完全再结晶组织和位于[2(11)4]//挤压方向(Extrusion direction，ED)和[2(11)2]//ED之间的稀土织构组分，其室温塑性达到～30％，是AZ31合金的两倍多。稀土织构有利于{10(1)2）拉伸孪生和基面滑移的启动，产生高的均匀延伸率，这也是室温塑性优于AZ31合金的重要原因之一。高速挤压时由于塑性变形和摩擦易使晶粒粗化，导致后均匀拉伸变形时形成{10(1)1）压缩和{10(1)1）-{10(1)2）二次孪生，进而引起微裂纹降低后均匀延伸率。 2.研究了预锻造对Mg-1.5Zn-0.5 Gd合金挤压组织和织构调控以及力学性能的影响。预锻造可以显著细化Mg-1.5Zn-0.5Gd合金铸态晶粒，在保证挤压性能的同时，使挤压材获得均匀细小组织，强度和塑性同时提高，并降低拉压屈服不对称性。相较于直接挤压形成由细小再结晶晶粒和沿ED拉长的长条状粗大未再结晶晶粒构成的双模组织，预锻造挤压加速挤压过程中连续动态再结晶机制主导的晶粒细化进程，形成均匀细小的完全再结晶组织，在350℃和400℃挤压后晶粒尺寸分别为～3.7μm和～9.7μm;并且基面织构得到明显的弱化。挤压材的室温塑性显著提高，在350℃和400℃挤压后的延伸率分别为27.9％和34.8％，这主要在于其均匀细小的完全再结晶组织，有效抑制了沿ED拉伸过程中{10(1)1）压缩和{10(1)1）-{10(1)2）二次孪生的形成。 3.研究了Mg-(0.2，0.5，0.7)Zn-0.3Ca(wt.％)合金的挤压加工性能以及挤压速度(6～60 m/min)和挤压温度(300～400℃)对组织、织构和力学性能的影响。挤压加工性能随Zn含量增加而下降，0.5Zn和0.7Zn合金在300℃可成功挤压的最高速度为24m/min，而0.2Zn合金可在300～450℃内，实现60 m/min的高速挤压，其优异的挤压加工性能主要在于热稳定的Mg2Ca相和高的固相线温度(～620℃)，挤压加工性能随Zn含量增加而下降可能与局部富Zn区域的固相线温度下降有关。在300℃挤压速度≥6 m/min时，合金均形成完全再结晶组织，在基体动态析出大量细小的Mg2Ca和α-Mn相，并形成了与Mg-1.5Zn-0.5Gd合金相同的位于[2(11)4]//ED和[2(11)2]//ED之间的稀土织构，挤压材室温塑性可达到30％以上。高的室温塑性同样归因于稀土织构。0.2Zn合金在低速1.2 m/min挤压时，挤压温度(300～400℃)显著影响挤压材组织、织构和力学性能。在300℃挤压后形成典型的双模组织和[10(1)0]纤维织构，而在400℃挤压后形成几乎完全再结晶组织和含稀土织构组分的弱[10(1)0]纤维织构。通过控制挤压工艺调控晶粒尺寸和织构，可获得优良的强度和塑性匹配以及低的拉压屈服不对称性，其性能优于商业镁合金，甚至相当于其他含高Zn和Ca的Mg-Zn-Ca系合金。 4.基于挤压过程中的塑性变形机制和动态再结晶行为，研究了商业AZ31合金挤压基面织构的形成机理。在挤压变形初期，{10(1)2）拉伸孪生是主要的塑性变形机制。{10(1)2}拉伸孪生及其变体逐渐吞噬初始晶粒，改变其晶体取向，形成[10(1)0]//ED的基面织构组分。随着挤压应变增加，发生连续动态再结晶，形成晶界取向差为30°[0001]的再结晶晶粒，导致[2(11)0]//ED织构组分形成并逐渐增强，与最初的[10(1)0]纤维织构构成[10(1)0]-[2(11)0]双纤维织构。挤压后期，由于晶粒细化和变形温度升高，在再结晶区域内继续发生不连续动态再结晶，更加细小的再结晶晶粒(＜5μm)在锯齿状晶界和三角晶界处形成，进一步细化再结晶组织，并且其取向偏离母晶粒，随机化基面织构，最终形成无特定晶向平行于ED的非纤维基面织构。 5.基于挤压过程中动态再结晶行为和退火过程中静态再结晶形核与晶粒长大，研究了高塑性Mg-1.5Zn-0.5Gd合金挤压稀土织构的形成机理。研究发现挤压稀土织构的形成主要取决于再结晶晶粒的择优生长，而非挤压过程中的连续动态再结晶机制。准原位EBSD分析表明，静态再结晶形核并不表现出明显的择优取向，但晶粒长大出现明显的择优趋势。无论在未再结晶和再结晶区域，稀土织构取向晶粒择优生长、长大速度快，而基面织构取向晶粒长大缓慢，甚至被周围稀土织构取向晶粒吞并，导致稀土织构组分逐渐增强而基面织构组分逐渐减弱。HAADF还观察到Zn和Gd/Ca原子在晶界的共同偏聚。推测认为，稀土织构取向晶粒的择优生长与Zn和Gd/Ca原子共同偏聚择优发生在高能量的基面织构取向晶粒晶界从而抑制其晶粒长大有关。