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随着金属材料的研究发展，镁及镁合金凭借其比重轻，比强度、比刚度高，阻尼性、减震性及切削加工性、导热性好，电磁屏蔽能力强，易于回收等一系列优点，受到人们的极大关注，被誉为“21世纪的绿色工程金属结构材料”[ - ]， 被广泛作为结构材料应用于列车、汽车、电子、电器、铜须、航天等领域以取代铝合金和钢铁[ -10]。但纵所周知，镁属于密排751方结构，滑移系统少，室温和低温塑性变形能力较差。7249
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在各种商业镁合金中，镁-铝-锌系合金是发展最早并且应用最广泛的一类镁合金。由相图可知，铝在固态镁中具有较大的固溶度，在共晶温度437°C下其极限固溶度为12.7％，随温度的降低显著减少，在室温时的固溶度小于2.0％。由于高强度镁合金组织中在α-Mg晶界分布有连续网状的β- 铝镁金属间化合物(β相),β相的网状分布将限制因滑移系少而难以变形的密排751方结构镁基金属通过晶界转动,从而诱发二次滑移系的变形机制的启动,结果使AZ80、AZ91等高强度镁合金均表现出脆性断裂特征，很大程度妨碍了镁合金的广泛使用。
为了获得高性能的镁合金，早期一些研究者尝试改变热处理加工工艺[ - ]：对材料进行进行均匀化退火或高温固溶使镁合金中的β- 相在数量、形态和分布上发生改变从而提高材料的使用性能。从理论上讲，固溶原子和晶粒细化添加剂的引入也能达到镁合金强化。合金元素影响镁合金滑移主要表现在以下三个方面：一是改善合金层错能。在常规镁合金中，大部分合金元素都能降低合金的层错能，导致扩展位错变宽而难以发生束集，使位错滑移由基面转入非基面的激活能急剧增大，非基滑移更加困难；二是合金元素的加入导致镁合金的晶体结构发生变化。三是合金元素还可以通过改变合金的相结构及其成分来影响合金的塑性变形模式[ ]。例如王亚霄等人[ ]研究了添加Bi对AZ80镁合金铸态显微组织及力学性能的影响，指出AZ80+0.5%Bi合金的综合力学性能相比最优。Yu Fan等人[ ]研究了添加Ce对AZ91D合金微观结构、机械性能和耐腐蚀性的影响，指出AZ91D+2%Ce可以获得外层和富铝内层的双原子层结构，且富铝内层能极大提高合金的耐腐蚀性。X.L.Wu等人[ ]指出纳米镁中添加10 at.% Ti球磨后观察到变形孪晶，他们将此归因于合金化改变了孪晶形成能量路线。长期实验发现，能真正改善和提高镁合金使用性能所添加的合金元素大部分都是价钱昂贵的重金属或稀土金属元素，比如Ce，Zr，Y，Sn等，这就导致了工业应用高额成本问题。为此，在材料制备工和加工工艺发展推动下，研究者们企图通过结合材料加工和合金化来寻找新的出路。众多研究者投身于剧烈塑性变形（SPD）加工对材料结构和性能的研究，最通用的就是采用等通道角挤压（ECAP）。在ECAP加工过程中，一块坯料在通过挤压通道时横截面不发生任何改变，只是单纯的经受剪切,使材料具有具有亚微米尺寸或纳米尺寸的超细晶粒微结构。K.Matsubara等[ ]对Mg-9%Al合金进行EX-ECAP加工的研究，发现晶粒尺寸可从最初50um减至0.7um，且获得了低温超塑性和高应变速率超塑性。M.R.Barnett[ ]对镁合金孪晶和延展性进行了深入研究指出在拉伸（或压缩）实验中形成的{1 0 1 2}‘拉伸’（或‘压缩’）孪晶通过改变晶粒c轴长度来改变合金延展性。
值得一提的是由于Mg-Al系合金具有较宽的凝固范围，在普通铸造方式下，很容易产生偏析带、凝固疏松和热烈等铸造缺陷。而早些年被广泛采用的喷射成型快速凝固制备技术尽管易使材料产生极其有害的孔隙，但却可以综合细晶强化、固溶强化、弥散强化、位错强化等强韧化机制获得固溶大、晶粒细小、组织均匀和偏析程度小以满足结构材料使用要求的材料[ ]。故此，为获得材料加工性能、使用性能和经济性能的最大优化，结合多种手段对材料进行基因重组或修饰以满足社会不断扩大的需求是材料研究者孜孜不倦的追求