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深冷（液氮温度,77K）轧制作为一种新型的轧制工艺,在细化晶粒,提高强度方面具有良好表现,为调控镁合金的组织及性能提供了新的思路。但镁合金板材具有密排六方晶体结构,在变形过程中容易形成强基面织构,极大的限制了其在深冷环境中的轧制性能,阻碍了对板材深冷轧制过程中组织、织构演化及变形机制的研究。而本实验使用的初始板材具有一种特殊的双峰分离非基面织构,由本课题组开发的等径角轧制-连续弯曲-退火复合工艺制备而成,能够显著提高材料的塑性变形能力,但目前尚未有文献对其深冷轧制性能,组织、织构演化及变形机制选择进行报道。为此,本文选择了30 mm/s,300 mm/s,400 mm/s和600 mm/s等几种不同的轧制速度,对具有双峰分离非基面织构的AZ31板材进行多道次深冷轧制实验。利用金相（Optical Microscope,OM）,X射线衍射（X-Ray Diffraction,XRD）和电子背散射衍射（Electron Backscattered Diffraction,EBSD）等检测手段,研究不同初始织构和不同轧制速度对AZ31镁合金板材深冷轧制过程中微观组织及织构演变的影响,同时定量的分析板材在轧制过程中孪生和位错密度的演化,探究变形过程中涉及的变形机制选择,主要研究结论如下:（1）双峰分离非基面织构对AZ31镁合金板材深冷成形性能,微观结构特征,织构演化及变形机制的影响:当轧制速度选择为400mm/s时,基面织构AZ31板材在深冷轧制9%时就出现了边裂,而双峰分离非基面织构AZ31板材直到累积应变达到18.5%时才出现边裂现象,是基面织构板材的105.6%。这得益于双峰分离非基面织构对{10-12}拉伸孪晶（extension twins,ETs）显著的促进作用。EBSD表征表明,经深冷轧制后,位于双峰位置的晶粒内至少能产生三种拉伸孪生变体,这些变体随着变形量的增加而快速长大,并诱发了大量的孪生相互作用。深冷轧制变形前期,{10-12}拉伸孪晶的大量激活会导致板材形成大量位于板材横向（transverse direction,TD）及板材法向（normal direction,ND）织构组分,而在变形后期,具有TD织构特征的{10-12}拉伸孪晶内会优先产生{10-12}-{10-12}二次孪晶（double twins,DT）,并导致板材TD织构组分的消失。本研究中,深冷轧制变形过程中所涉及的变形机制演化可以总结为:大量{10-12}ETs+少量位错滑移→{10-12}ETs+{10-12}ETs间的孪生相互作用+增加的位错滑移→{10-12}ETs+孪生相互作用+{10-12}-{10-12}DTs+广泛的位错滑移。活跃的孪生行为是其塑性远优于普通基面板材的主要原因。（2）轧制速度对双峰分离非基面织构AZ31镁合金板材深冷成形性能,微观结构特征,织构演化及变形机制的影响:随着轧制速度的增加,双峰分离非基面织构AZ31镁合金板材的深冷轧制性能会逐渐下降,边裂出现的更早,且宽度和长度也随轧制速度的增加而增加。在低速（30mm/s）下轧制的样品能够达到的累积变形量为22.6%,而中速（300mm/s）下轧制的样品仅能达到18.5%,在高速（600mm/s）下轧制的样品能够达到的累积压下量最小,仅为14.3%。这是因为深冷环境与板材的初始织构有助于拉伸孪晶的激活,从而导致三组板材在经第一道次轧制后,孪晶形核位点能达到饱和。不仅如此,轧制速度越快的样品,激活的位错滑移越多,孪生生长越快,孪生变体数量越多,这导致高速轧制样品中的位错积累更多,双峰织构收拢更快,从而降低了板材的轧制性能。对于轧制速度为30 mm/s的样品,其在深冷轧制过程中涉及的变形机制演化可以总结为:饱和的{10-12}拉伸孪晶+少量位错滑移→长大的拉伸孪晶+孪晶相互作用+增加的位错滑移→弱化的孪晶行为+大量激活的位错滑移。对于轧制速度为300 mm/s的样品,其涉及的变形机制演化与30 mm/s下轧制的样品具有相同的趋势,但随着变形量的增加,其孪晶和位错密度都增加的更快。对于在600 mm/s下轧制的样品,其涉及的变形机制演化为:饱和并长大的{10-12}拉伸孪晶+大量的位错滑移→进一步长大的拉伸孪晶+孪晶相互作用+增加的位错滑移→弱化的孪晶行为+大量激活的位错滑移。此外,本实验还进一步证明,在高速轧制样品中,由于单个晶粒内能够激活的拉伸孪晶变体数量更多,导致板材中出现了更多的大角度拉伸孪晶相互作用晶界,而这些晶界能够更显著的阻碍位错运动,造成严重的应力集中,从而进一步降低了在高速下板材的深冷轧制性能。