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本论文首先详细的研究了AZ31热轧板和AZ31挤压棒中不同的极轴分布对于k值的影响,并解释了孪生和滑移的k值强烈依赖于极轴分布的机制。在此基础上,利用晶界和孪晶界细化了晶粒粗大的镁合金AZ31板材,对比研究了晶界细化和孪晶界细化对于柱面滑移和{101?2}孪生不同强化作用以及其机制,同时也研究了{1021}孪晶对于柱面滑移和基面滑移的不同影响。随后,系统地研究了具有典型的挤压织构的镁合金在不同温度（30°C,100°C,150°C,200°C和250°C）下的退孪生行为,重点研究温度对孪晶界面迁移的影响。紧接着,以具有类似溶质原子百分比的Mg-Y,Mg-Gd,Mg-Al和Mg-Zn四种二元合金为研究对象,系统对比研究了不同原子尺寸不匹配和溶质原子偏聚到晶界的浓度对于镁二元合金的热稳定性的影响,并对相应的机制进行了讨论。本论文的研究结果表明:（1）我们的结果发现,滑移和{1012}孪生的k值强烈依赖于取向分布,也就是,板材中孪生的k(219 MPaμm1/2)要低于棒材中的(435 MPaμm1/2),并且板材中滑移的k(437 MPaμm1/2)要高于棒材中滑移的k(235 MPaμm1/2)。同时利用相邻晶粒间的施密特因子差（ΔSF）和协调因子（m’）可以很清楚的解释晶体学取向对于kslip/ktwinning的影响。ΔSF代表了在相邻晶粒中激发滑移/孪生所需要的外在应力,而m’代表了应力集中激发相邻晶粒中滑移/孪生的效率。棒材中比板材中具有更低的m’twinning是导致棒材中更高的ktwinning的主要原因。板材拉伸比棒材拉伸具有更高活性的基面滑移,这是由于板材相对于棒材中极轴更大的偏离理想织构。高活性的基面滑移大大的放大了板材中的ΔSF和降低了m’,这最终导致了板材比棒材具有更高的滑移的k。我们还计算了不同变形传递的m’和晶体学取向的关系,明确了影响m’的主要参数。（2）晶界细化和孪晶界细化都提高了拉伸和压缩的屈服强度,但是提高的程度不一样:孪晶界能更有效的强化{101?2}孪生,但是强化柱面滑移的程度更弱。最终,孪晶界细化比晶界细化更能有效的降低拉压不对称性。孪晶界的取向相对于晶界的取向提供了更低的柱面滑移传递和{101?2}孪生传递的m’,其原因在于孪晶界两端c轴的夹角（大概86°）比晶界两端（0°-50°）的大。对于强化滑移,界面的共格性似乎比界面取向的作用更大,对于{101?2}孪生,晶界共格性几乎无影响。预先压缩所产生的{101?2}孪晶更有效的强化基面滑移（强化了28 MPa）,相对于柱面滑移而言（只强化了11 MPa）预孪生的试样存在着的基面滑移传递的协调因子(m’B-B)要低于柱面滑移传递的（m’P-P）。{101?2}孪生导致的基面转动86°造成了孪晶界两边区域m’B-B要低于m’P-P。（3）{101-2}孪晶界面迁移的启动应力会随着温度的升高（从30°C升高到250°C）而降低。甚至在250°C温度下,当沿着ED预压缩过的挤压棒材的挤压方向拉伸时,启动的主要变形机制是退孪生,而不是非基面滑移。在30-250°C温度下发生退孪生变形的应变硬化曲线都包括了通常在以{101-2-}为主导变形时应变硬化曲线的三个典型阶段。阶段II的长度主要的取决于{1012}孪晶的体积分数,并且阶段II中的峰值硬化率会随着温度的升高而降低。细化晶粒会强化具有溶质原子偏聚的退孪生比没有溶质原子偏聚的退孪生更有效。晶粒细化导致的位错-孪晶反应会使得产生大量的正交界面（BPs/PBs）,这也是造成强化具有溶质原子偏聚的退孪生比没有溶质原子偏聚的退孪生更有效的原因。（4）在250℃到450℃温度范围内,Mg-Y和Mg-Gd的热稳定性显然要高于Mg-Al和Mg-Zn。这是由于Y和Gd原子相对于Mg原子的原子大小不匹配程度要大于Al和Zn原子的,以及,Y和Gd原子在Mg基体里面的扩散速率要低于Al和Zn原子的两个原因共同导致的。但是在500℃退火8 h时,Mg-Y,Mg-Gd,Mg-Al和Mg-Zn的晶粒长大到类似的晶粒尺寸,热稳定性变得相似。这可能和热效应以及偏聚到晶界处溶质原子浓度有关。Mg-Al和Mg-Zn的热稳定性也有明显的区别。在250℃到400℃温度范围内,Mg-Zn的晶粒长大速度要明显的低于Mg-Al的。Mg-Zn在350℃到400℃温度范围内热稳定性高的原因可能是Zn原子在340℃以后就会加大往晶界偏聚的趋势,从而加强了钉扎晶粒长大的效果,而Al原子438℃以后才会有加大往晶界偏聚的趋势。而在450℃和500℃温度条件下,Mg-Al的晶粒尺寸和Mg-Zn的很接近。