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本文结合等通道角挤压技术(ECAE)和传统挤压技术成功设计出双变通道角挤压(DCCAP)和双向挤压(DDE)，并经过有限元模拟仿真和工厂实际挤压论证，能获得性能优越的AZ31镁合金挤压棒材，挤压温度范围为523~723K。对具有挤压织构的AZ31镁合金进行了组织和性能测试，实验结果表明晶粒细化和织构变化对AZ31镁合金的力学性能具有重要的影响。DCCAP和DDE挤压变形行为和晶粒细化机理做了一系列的探索分析。同时对挤压镁合金内部长条晶粒的形成以及其对性能的影响从力学和耐腐蚀性两方面展开了研究。此外，对具有典型织构的纯镁挤压材进行冷锻二次变形以及随后的退火静态再结晶，从内部组织(如孪晶，不同取向的原始晶粒等)对二次冷变形行为以及退火回复、静态再结晶形核和晶粒长大进行了分析。根据这些研究分析主要得到如下结论：①对在723K下进行15h均匀化处理的AZ31镁合金试样进行不同挤压温度下的热挤压实验，发现DCCAP和DDE挤压技术能够有效的细化晶粒，其最小晶粒尺寸约为9和3μm，细化效果显著，且比ECAE和传统挤压更为有效。晶粒尺寸随挤压温度的升高而增大，随挤压比的升高而减小。523K挤压温度下，所得的基面{0001}织构与挤压方向(ED)呈一定角度，温度达到573K以及以上时，均获得基面{0001}与ED接近平行的织构。②DCCAP挤压温度为523K和673K试样的屈服强度分别190MPa和178MPa，断裂强度分别为285MPa和276MPa，由于523K下并未发生充分动态再结晶导致其伸长率(11%)小于673K的(14%)，强度系数K和应变硬化指数分别为516MPa,0.17和544MPa,0.20；DDE挤压比为4.5时，挤压温度为523K，抗压强度达到414MPa，压缩率为16.27.％，伸长率为14.75%，屈服强度为200MPa；挤压比提高到10.1时，挤压温度为573K，抗压强度为435MPa，压缩率为19.5%，伸长率为18.6%，屈服强度为232MPa。挤压试样的抗压强度、压缩率和屈服强度值得到极大提高，在同等挤压比条件下，抗压强度、压缩率、伸长率和屈服强度值随挤压温度(≥573K)的升高呈减少趋势。③DCCAP和DDE挤压后在模具转角和挤压比共同作用下能使等效应变值和等效应变速率最大值分别达到：1.44，3.1和1.93，4.1；且等效应力高达134MPa和142.96MPa。从动态再结晶理论上分析，DCCAP和DDE挤压技术具有较优的晶粒细化效果。DCCAP和DDE的变形区域均可分为压缩区，转角剪切区和挤压比变形区。其晶粒细化机制主要是发生连续动态再结晶(CDRX)，同时又由于对AZ31镁合金施加了剧烈的塑性应变，很有可能存在晶粒分解碎化。④挤压比为10.1，挤压温度为573K的DDE挤压试样横截面晶粒组织热稳定现象可分为三个阶段，473~548K，晶粒平均尺寸随温度上升呈线性长大；548~673K，晶粒长大趋势趋于平缓；673K以后，晶粒迅速长大。在473~548，548~673，673~723K三个温度区间，其晶粒长大激活能分别为：80.1，18.1，97.8kJ/mol；且力学性能与Hall-Petch关系比较吻合。⑤挤压长条晶粒主要是由不利于滑移变形的原始粗晶和孪晶间分割的原始晶粒受流变应力演变而成，且均围绕着<1120>轴向使得晶体的c轴垂直于挤压方向。在室温变形过程中，长条晶粒与周围细小晶粒的{0001}基面转动不协调性，致使长条晶界处积聚较大的应力易诱发压缩孪晶{1011}、{3032}、{1013}<3032>以及二次孪晶{1011}-{1012}，以致于促使裂纹产生，导致失效。长条晶粒的晶界处以及晶内局部地区存在位错塞积或者位错胞结构，最先形成腐蚀坑，DDE挤压技术比正挤压(FE)技术更为有效的改善内部组织尤其是长条晶，进而提高AZ31镁合金的耐腐蚀性能。⑥挤压纯镁室温冷锻变形时，孪晶为重要的变形机制，起初主要以拉伸孪生{1012}<1011>为主；随着应变增加，c轴发生了严重的倾转，致使{1013}<3032>和{1011}<1012>大量产生。应变为6%时，大部分基面{0001}与挤压方向呈45°；应变为12%,16%和20%时，大部分基面与锻造方向(FD)相垂直。14%冷锻变形的纯镁在退火时能发生静态再结晶(SRX)细化晶粒由原始挤压态的80μm至25μm。SRX的主要形核点为三叉晶，压缩孪晶和二次孪晶等。拉伸孪晶处的SRX形核几乎与基体保持相同的位向关系，三叉晶界处形成的SRX和基体取向不同，但是却不能改变整个织构取向分布。SRX和原始晶粒的c轴倾向于FD方向生长。由退火硬度曲线能明确界定出回复、再结晶和晶粒长大三个阶段，提高退火温度可促进SRX和晶粒长大，同时也减少了回复和SRX的持续时间。