镁合金作为轻的金属结构材料，在航空航天、武器装备、汽车、3C电子等领域具有的应用潜力。低的室温塑性一直是限制镁合金广泛应用的主要阻碍之一。HCP结构提供了有限数量的可激活的滑移系统，并且只有两个立的基面滑移系统易于激活，远不能满足Von Mises/Taylor准则。获得超细晶 (约1 μm及以下) 是提高镁及其合金室温塑性的重要手段，然而获得超细晶往往需要特殊的设备和工艺，限制了广泛推广应用。
合金化是提升镁合金塑性的有效方法，起到细化晶粒、弱化强基面织构、强化基面滑移、开启非基面滑移、诱导孪生的作用。大量研究表明通过添加稀土元素（RE），如Y、Nd、Ce、Gd和Ab等，能够有效地弱化织构，提升室温塑性。如图1所示，Mg-0.2Ce合金延伸率高达~38%，Mg-1.6Zn-0.5Gd合金延伸率达到~30%。基于滑移基线分析，Gd和Y元素的加入有助于开启非基面滑移，起到协调晶粒c轴应变的作用，满足Von Mises原则，即满足开启塑性变形的基本条件：存在至少五个立的滑移系。透射（TEM）分析进一步表明，Gd和Y元素有助于促进非基面滑移，使晶粒发生旋转并取向随机，起到弱化基面织构的作用。基于多晶弹塑性模型，Mg-1Y合金中非基面滑移的开启将影响织构演变，形成沿RD方向倾斜的双峰织构。
根据密度泛函理论（DFT），大部分非稀土元素，如Al、Zn或Ag，有助于提升Ⅰ型锥面和Ⅱ型锥面间交滑移激活能垒，阻碍交滑移开启，通常会对塑性产生不利影响。然而，Mg-3Al-1Zn（AZ31）合金的塑性通常纯镁，归因于纯镁存在明显的剪切带和大量二次孪晶，导致塑性变形不稳定，易产生应力集中。近期，Ahmad等人使用DFT理论预测了含有大量新型合金元素（如K、Sr和Li）的三元和四元非稀土Li-Al、Li-Zn基合金的塑性变形能力。通过引入塑性因子χ，对交滑移阻力加以表达，量化合金元素提升塑性的效果。当塑性因子χ= 1时，交滑移速率PB转变速率10倍，足以显著提升塑性；当塑性因子χ< 0时，将对塑性产生不利影响。此研究可进一步预测含有Sr、Mn、K、Sn、Ca和Zr元素的多元镁合金的塑性变形行为。通过对比Mg-Al-Zn-Ca-Mn、Mg-Zn-Sr及Mg-Mn-Sr合金实验结果，证实了理论的准确性。
近些年，超细晶材料由于强度受到广泛关注。然而，较差的塑性阻碍了其应用和发展。近期，研究发现混晶组织的引入可实现的强塑性结合。合金成分和含量显著影响混晶组织形成及演化过程。混晶组织的形成主要是由于不完全动态再结晶所致。对于高合金含量镁合金（如AZ91），易形成大量的第二相，这些第二相将对再结晶行为产生双重影响，即促进或阻碍再结晶。大尺寸第二相颗粒将通过颗粒诱导再结晶（PSN）机制促进再结晶；同时，沿晶界分布的亚微米级第二相产生钉扎作用，抑制再结晶行为，从而形成混晶组织。
现在人们也认识到，ECAP加工在AZ31合金中产生了的超塑性性能，分析表明晶界滑动可能是控制速率的机制。
实际上，AZ31合金是一种单相镁合金，预计在高温超塑性变形过程中，第二相的缺失将导致动态晶粒长大。近的一项分析证明了在镁合金中保持非常小的晶粒尺寸对于超塑性流动的重要性。
金属及合金在一定条件下的流变应力应变速率敏感性指数m大于0.3，表现出特大伸长率（200%~3000%）的性能称为超塑性。镁合金的室温变形能力低，但是在超塑性状态下却有很高的塑性，可利用超塑性加工形状复杂的零件与模锻件。