AZ31镁合金静态再结晶过程及机理的研究

AZ31镁合金静态再结晶过程及机理的研究
重庆大学硕士学位论文
（学术学位）
学生姓名：陈建
指导教师：刘天模教授
专业：材料科学与工程
学科门类：工学
重庆大学材料科学与工程学院
二O一二年十月
Study on Static Recrystallization Process and Mechanism of AZ31 Magnesium Alloy
A Thesis Submitted to Chongqing University
in Partial Fulfillment of the Requirement for the
Master’s Degree of Engineering
By
Jian Chen
Supervised by Prof. Tianmo Liu
Specialty:Material Science and Engineering
College of Material Science and Engineering of
Chongqing University, Chongqing, China
October 2012
摘要
镁合金因其优越的物理性能如密度小，比强度高等，在工业上尤其是汽车和航天航空领域越来越受到重视。

但是由于其密排六方晶体结构室温下滑移系较少且不容易开动，导致了了它的延展性和冷加工性能比较差而限制了它的应用。

因此为了得到复杂的镁合金零件，我们通常使用铸造的方法，但是铸件存在夹杂、成分偏析等难以克服的缺点。

而焊接方法通过将简单的部件组装成复杂件因而丰富了镁合金的应用，但是如何提高焊接件的可靠性又是一个难题。

在镁合金产品加工成型过程中，再结晶过程能既能软化金属、提高其组织均匀性又能控制金属晶粒尺寸因而有重要作用。

而本文对再结晶的研究分为理论和应用两个部分。

论文首先研究了孪晶界对镁合金静态再结晶过程的影响，我们将铸态AZ31镁合金进行4%、8%和12%的压缩和锻造后，再在200和300℃下进行了不同时间的退火保温实验，然后通过金相、XRD和EBSD等实验手段比较了不同变形方式和变形量对孪生的影响以及不同退火保温条件下再结晶现象的差异，最后着重研究了不同的孪晶界对镁合金静态再结晶影响并探讨了其形核与长大的机制。

研究结果表明：在同样的变形量条件下，锻造产生的孪晶较短且取向错乱，而压缩变形产生的孪晶则较狭长，同取向的孪晶大量聚集、平行排列，这与锻造和压缩两种变形方式的形变速率不同有关。

{10-11}压缩孪晶比{10-12}拉伸孪晶更加有利于再结晶形核，而{10-11-{10-12}二次孪晶的产生与变形量有关而受变形速率的影响不大并。

这种孪晶变体在退火过程中比较稳定，这与传统的孪生形核理论有所差异。

我们还提出了低温下的―孪晶界凸出形核‖理论解释了部分孪晶界的形核过程。

然后研究了焊接余热诱发冷变形金属的静态再结晶作用对TIG焊接接头组织及性能的影响。

我们对均匀化处理后的挤压态AZ31镁合金板材在室温下进行4%、7%和10%的轧制处理，然后在相同参数下进行了TIG焊接并观察TIG焊接后的显微组织，并通过拉伸实验和显微硬度测试比较了不同变形量的轧板在TIG焊接后AZ31镁合金的力学性能。

研究结果表明：随着板材轧制应变量的增加，焊后接头热影响区的晶粒尺寸由于静态再结晶影响而呈下降趋势。

因为在输入热量相等的条件下，冷变形应变增加后，组织缺陷缺陷随之增多，热影响区再结晶更容易发生，焊接余热也就更多用于形核长大，而不是晶粒直接粗化过程。

而且由于加工硬化的影响，母材的强度硬度也有所提高。

7%的轧制焊接试验达到了252 MPa的最大抗拉强度，而且接头强度比也达到了87.6%。

但是10%的轧制焊接试验发生了异常断裂，通过SEM分析发现异常断裂是由于焊缝组织存在孔洞以及残余应力比
较大等原因造成的。

所以必须将室温变形量控制在7%以内才能够细化焊接件热影响区晶粒并达到提高接头性能的目的。

关键词：AZ31镁合金，孪晶界，静态再结晶，TIG焊接，细化晶粒
ABSTRACT
Due to the excellent physical properties such as low density, high specific strength and stiffness, magnesium(Mg) alloys are very attractive in a variety of technical application, especially in automotive and aircraft industries. As a hexagonal close-packed(hcp) metal, Mg alloys exhibit poor ductility and cold workability owing to their insufficient slip systems especially at room temperature, which restricts its widespread application. We get complex magnesium alloy parts by casting method usually, but it caused much problems such as inclusion and composition segregation ect. Welding processes play a critical role in the board application of magnesium alloys by joining easily-cast segments into more complex parts if it is reliable. Recrystallization is important for magnesium alloy product processing because it can soften the metal、improve microstructure uniformity and control grain size. Researchs on recrystallization in this paper is divided into two parts.
First of all, we studied the effect of twin boundaries on static recrystallization of cast magnesium alloy. As-cast AZ31 magnesium alloy were compressed or forged by 4%、8% and 12%, and then it annealed at 200℃or 300℃for different time. We compared the effect of deformation mode and strian on twinning process and the difference of recrystallization phenomenon under different conditions by, XRD and EBSD experimental method. The influence of different twin boundaris on magnesium alloy static recrystallization and the grain nucleation and grow up mechanism were discussed. The results show that twins are short and their orientations are disordered in forging samples, but twins in compression samples are long and narrow which have the same orientation and exist with groups. These morphology differences are related to the distinct rate of two deformation mode . We found {10-11}compression twin boundry was much easy to nucleate than {10-12} tensile twin boundry. The number of {10-11-{10-12} double twins are related to deformation strain rather than deformation rate, and we found this twin variants is relative stable during annealing process which is different from TDRX theory. We also put forward the "twin boundary bulge nucleation" theory to explains some special phenomenon of nucleation on twin boundary.
Secondly, we discussed the influence of static recrystallization on microstructure and Mechanical properties of TIG welding joint which caused by welding heat in cold deformation magnesium alloy. As-extruded AZ31 magnesium alloys were rolled by 4%,
7% and 10% after homogenization treatment, and then welded it using the same parameter. We used optical microscope to observe the microstructure of different TIG welding joints , and compared the mechanical properties by microhardness and tensile test. The results show that: The average grains size in HAZ decreases with the increase of initial cold rolling strain. The existence of defects after cold deformation can inhibit grain growth in HAZ effectively, due to the fact that the energy (heat) is mostly consumed by recrystallization nuclei and new grain growth for rolled-weld samples. The strain-hardening in BM leads to a high value of microhardness and UST of rolled-weld specimens, and the tendency of micro-hardness variation is in good agreement with the change of grain size. The 7% rolled-weld specimen reaches the highest UTS (252MPa) and strength coefficient (87.6%) due to the noticeably refined grains in HAZ. However, the cold rolling strain should be lower than 10%, otherwise, the negative effect such as micropores and stress concentration can be enlarged. Therefore, to refine grains in HAZ of weldments and improve joint performance the room temperature deformation must be controlled within 7%.
Keywords:AZ31 magnesium alloy, Twin boundary, Static recrystallization, TIG welding, Grain refining
目录
中文摘要 (I)
英文摘要 (III)
1 绪论 (1)
1.1 概述 (1)
1.2 镁合金特点与应用 (1)
1.2.1 纯镁的性能 (1)
1.2.2 镁合金的特点 (2)
1.3 镁合金塑性变形机理 (3)
1.3.1 镁合金的塑性变形特征 (3)
1.3.2 孪生对镁合金的作用 (5)
1.4 镁合金再结晶机理 (6)
1.4.1 镁合金的静态再结晶 (6)
1.4.2 镁合金的动态再结晶 (7)
1.5 课题的研究目的 (8)
1.6 国内外研究现状 (9)
1.7 课题的创新点及意义 (11)
1.8 课题研究的主要内容 (11)
2 实验内容 (13)
2.1 实验方案 (13)
2.2 实验材料 (14)
2.3 冷变形实验 (15)
2.3.1 室温压缩和锻造 (15)
2.3.2 室温轧制 (15)
2.4 退火保温处理 (16)
2.5 金相组织观察 (16)
2.6 TIG焊接实验 (16)
2.7 拉伸力学性能测试 (17)
2.8 扫描电镜实验 (17)
2.9 晶粒度测量 (17)
2.10 显微硬度测量 (18)
2.11 X射线衍射实验 (18)
2.12 EBSD实验 (18)
3 孪晶界对镁合金SRX的影响 (20)
3.1 实验结果及分析 (20)
3.1.1 变形方式和变形量对孪生行为的影响 (20)
3.1.2 退火温度与退火时间对静态再结晶的影响 (23)
3.1.3变形量与变形方式对静态再结晶的影响 (23)
3.1.4 孪晶界的形貌和种类对静态再结晶的影响 (25)
3.2 镁合金静态再结晶孪生形核机理的探讨 (31)
3.2.1 孪晶界的易形核点 (32)
3.3.2 孪晶界的难形核点 (34)
4 SRX对镁合金TIG焊接组织和性能的影响 (37)
4.1 验结果分析 (37)
4.1.1焊缝宏观效果 (37)
4.1.2 金相组织观察 (38)
4.1.3 焊接接头硬度测试 (40)
4.1.4 拉伸力学性能测试 (41)
4.1.5 拉伸断口扫描结果 (42)
4.2 讨论 (43)
4.2.1 室温轧制和静态再结晶作用对焊接接头热影响区组织形成的影响 (43)
4.2.2 室温轧制和静态再结晶作用对焊接接头力学性能的影响 (44)
5 结论 (46)
致谢 (47)
参考文献 (48)
附录 (53)
A 作者在攻读硕士学位期间发表的论文目录 (53)
B 作者在攻读硕士学位期间取得的其他科研成果目录 (53)
1 绪论
1.1 概述
镁是最轻的结构金属材料，上世纪30年代开始，镁合金被应用于赛车的活塞中，这也是镁合金作为正式的结构材料首次应用关于工业中，二战爆发后，镁在军事领域得到极大的发展和应用。

与其他结构金属材料相比，镁合金具有高的比强度和比刚度，良好的导电性、电磁屏蔽性和减震性，优良的切削性能和尺寸稳定性，易回收等优点[1]。

如今在电子、电器、交通、汽车、航空、航天等领域受到了极高的重视，并得到了广泛的应用，而镁合金也因其广阔的应用前景，被称为21世纪的绿色工程材料。

在全球经济化的高速发展下，很多金属矿产资源在大量地消耗，日趋枯竭，而镁凭借其丰富的资源和优良的性能，日渐得到各国家的重视。

我国镁资源的储量居世界首位，20世纪90年代之后，我国的镁冶炼技术得到了充分的发展和提高。

镁凭借其丰富的储量和诸多的优良特性逐渐成为了继钢铁和铝合金之后的第三类金属结构材料，所以发展高性能镁合金材料、提高镁合金的制备加工水平是实现我国从镁资源优势向经济优势转化的关键之举，对推动镁合金在我国工业上的应用和产业化具有重要的战略意义。

1.2 镁合金特点与应用
1.2.1 纯镁的性能
镁（Mg），相对原子质量为24.3050，原子体积14.0cm3/mol, 原子序号12，原子层外电子结构为1S22S22P63S2。

25℃下，晶格常数为：a=0.32092nm, c=0.52105nm; 晶胞轴比为c/a=1.6233，纯镁的密度为 1.74g/cm-3仅相当于铝的2/3，钢的1/4[2]。

纯镁的重要物理参数和力学性能见表1.1和1.2[3,4]。

镁是典型的密排六方机体结构金属，其晶格及主要晶面、晶向如图1.1所示[7]，其原子密排面为（0002）基面，基面上有[11-20]、[-2110]和[1-210]三个密排方向。

表 1.1 纯镁的重要物理参数[3]
Table 1.2 Some important physical parameters of unalloyed magnesium[3]
性质数值性质数值
原子直径/ Å 3.20 熔点/ K 923
泊松比0.33 沸点/ K 1380
热导率λ/ W·m-1·K-1 153.6556 结晶时的体积收缩率/％ 3.97~4.2
磁导率ψ/ 10-3mks 6.27~6.32 熔化潜热/ kJ·kg-1 360~377
表 1.2 纯镁的重要力学性能[4]
Table 1.2 Some important mechanical properties of unalloyed magnesium[4]
加工状态抗拉强度抗拉强度
σb/MPa
屈服强度
σs/M pa
弹性模量
E/GPa
伸长率
δ(%)
断面收缩
率ψ（％）
硬度
HBS
铸态11.5 2.5 45 8 9 30
加工状态20 9.0 45 11.5 12.5 36
图1.1 镁的晶格及主要晶面、晶向[7]
Fig1.1 Primary planes and directions in the magnesium unit cell[7]
1.2.2 镁合金的特点
由于纯镁的力学性能较低，其应用范围明显受到了限制，而通过添加合金元素而获得的镁合金能显著改善纯镁在性能上的缺陷。

镁合金有以下诸多优良特点[2]：它的密度在介于1.75～1.85g/cm3之间，比纯镁要稍微高些。

与高强合金钢与铝合金相比，它的比强度和比刚度高，而比弹性模量相差无几，因而在保证零部件强度不变低的前提下，镁合金能减少重量从而降低能耗。

镁及其合金具有优良
的减振性，它能吸收零部件在驱动和传动以及受冲击过程中的产生的能量因而能
减少振动并且不易产生脆断。

由于它的密度比铝小，因而单位体积的比热容更小，所以导热性能更加优良。

易于回收，因为镁的熔化潜热比铝低很多，所以其回收耗能少。

镁合金的切削阻力比铝合金及铸铁的都小，因而具有很好的切削加工性能。

另外就是镁合金具有优良铸造性能，几乎所有的铸造工艺都适用。

镁的合金化过程受到晶体结构，原子尺寸，电负性，和原子价的影响。

镁合金的优良性能一定程度受益于加入的合金元素，例如，Al、Zn、Mn等。

工业中常用的镁合金存在两种强化机制是固溶强化和沉淀强化[4]。

Al在镁中固溶度大，提高镁合金的可铸造性和耐腐蚀性；Zn可以提高应力腐蚀敏感性和铸件的抗蠕变性，对镁合金进行固溶强化和时效强化；Mn可以细化晶粒，提高合金的耐热性、耐腐蚀性并改善合金的焊接性能，其他典型合金元素对镁合金的影响见表1.3。

镁合金按成形工艺分为铸造和变形镁合金。

铸造镁合金通过铸造的方法形成，变形镁合金指的是通过挤压、轧制、锻造等塑性变形方法加工成形的。

本实验要用到AZ31镁合金铸锭以及挤压板材就分属铸造镁合金和变形镁合金。

表1.3 其它典型合金元素对镁合金性能的影响
Table 1.3 The effects of another typical alloy elements on magnesium alloy properties
元素对镁合金性能的影响
稀土RE 改善其铸造性能，提高耐腐蚀性，细化晶粒，固溶强化，沉淀强化
硅Si 提高其蠕变性能和热稳定性，但是会降低合金抗腐蚀性
钇Y 细化晶粒，改善其蠕变性能和抗腐蚀性能
锆Zr 细化晶粒，提高其抗腐蚀性
1.3 镁合金塑性变形机理
1.3.1 镁合金的塑性变形特征
镁及大部分的镁合金的晶体结构都是属于密排六方晶体。

虽然其原子配位数和晶体致密度与面心立方晶体一样，但是由于密排面上的原子堆垛方式不同导致了其塑性变形能力也有所不同。

<1120>晶向镁合金晶格中是原子最密的方向，因此是最容易滑移的方向。

密排六方晶格中有(0001)基面、三个{1011}棱柱面和六个{1011}锥面中包含<1120>晶向[5]。

而不同于面心立方晶体的12个滑移系，在室温条件下密排六方晶体只有3个几何滑移系，即如图 1.1a中所示的{0001}基面和<11-20>晶向族组成的滑移系能够产生滑移。

而如图1.1b和c中所示的棱柱面和锥面的非基面滑移一般只有在应力严重集中的晶界附近才能发生。

因为棱柱面滑移所需的临界剪切应力远大于基面，所以一般情况下不易启动。

为了协调多晶体相邻晶粒之间的变形，特别是室温下发生变形且变形处于硬取向状态即c轴与外力
方向平行时，c+a方向的锥面滑移及孪生的作用更加突出。

但是当金属晶粒尺寸细化至10μm以下或者当变形温度升高到一定条件时，棱柱面的滑移能在镁合金塑性变形中起着更加重要作用[6]。

除了晶体结构的影响外，镁合金的塑性变形还受到加载方式、形变温度、形变速度和镁合金晶粒大小等因素的影响。

与钢铁、铝合金等结构材料相同，镁合金经过晶粒细化后，其塑性会明显提高。

而在不同温度和速率下的塑性变形的机理却不同[7]：1）位错的攀移理论：较早的研究认为，在较高的塑变激活能和应力指数的条件下，控制变形的主要机制是位错的攀移。

2）Friedel交滑移模型：该理论认为在中温（600-750K）的温度条件和大于2.5MPa的应力条件下，基面上分解得到的a位错可以在一定的范围内重新结合，随后能够在棱面上滑移（交滑移），在穿过整个晶面后，可能遇到阻碍，也可能与符号相反的位错结合。

3）Friedel-Escaig 机理：通过在原位TEM上观察塑性变形，提出在较大温度范围（293-623K）内塑性变形的方式主要是交滑移。

另外，Galiyev在研究ZK60合金后，对密排六方晶体的金属在不同温度下的变形机制做了总结[8]。

温度在437K以下，塑性变形主要依靠基面滑移和孪晶。

而温度在437-523K之间，晶内有基面和非基面滑移，且位错滑移的系统与交滑移有关。

当温度升到523K以上时，变形与扩散有关，出现了大量的交滑移，且发生位错攀移。

但是现如今还没有一个完备的理论模型能够准确、完整地解释在不同温度和形变速度的镁合金变形行为和机理。

a.基面{0001}<11-20>
b. 棱面{10-10}<11-20>
c.锥面{10-10}<11-20>
图1.2 室温下镁合金塑性变形的滑移系[9]
Figure 1.2 The slip system of magnesium alloys during plastic deformation at
room temperature [9]
1.3.2 孪生对镁合金的作用
晶体滑移的本质是位错滑移，而位错滑移时，滑移面上的原子是逐个移动的。

孪生是除了滑移外，另外一种塑性变形方式。

孪生是一种均匀切变，即每一层原子面均相对其毗邻晶面沿孪生方向位移了一定的距离。

而且孪生只在特定的晶面和晶向上发生的，切变后的两部分晶体形成镜面对称。

孪晶的形核有均匀形核和不均匀形核两种[8,9]。

孪晶的均匀形核是在对无缺陷的晶粒区施加外应力形成的，如图1.3所示，外加的剪切应力沿K1孪生面的在η1孪生方向上超过了材料的临界值，即产生了孪生变形。

孪晶的不均匀形核则是在晶体内的缺陷进行了特定的排列后，再外加应力作用下形成。

此类缺陷指的是，分解一部分的位错排列，成为单层或多层堆垛层错，进而转化为了孪晶核。

孪晶长大的过程是：1）沿垂直于K1孪生面的方向增厚；2）沿η1孪生方向
图1.3孪生面及孪生要素[7]
Figure 1.3 Twin surface and twin elements[7]
和同时垂直于η1和η2的纵向和横向长大。

因为孪生的进行需要特定的条件，所以，孪生对塑性变形的贡献不如滑移多。

但是而孪生对镁合金有重要的作用[10,11]：a改变晶体位向，促进滑移的进行；b释放局部出现的应力集中，减缓裂纹形核和扩展；c利于动态再结晶，进而细化晶体，提高塑性；d促进二次孪生的形成；e 提高相邻晶粒间的弹性变形不相容性。

镁合金的孪生过程受到诸多因素的影响[12,13]。

孪生是单向切变，由孪晶形核的原理可以了解到，晶粒的取向对孪生的切变有重要的影响。

而孪生能否发生受到外加载荷的方向及载荷的类型有关，应变速度对孪生的影响很明显，随着应变速率的提高，在局部（晶界或第二相处）出现应力集中，孪生易产生。

而在低温下，由于镁合金可开启位错少而在晶界处发生
位错塞积，应力会在晶界附近集中，因此孪晶在低温下更加容易形核。

孪生不论在粗大的晶粒中，还是在细小的晶粒中，都会产生，但是错在粗晶中的滑移程大，会塞积在晶界处，从而易产生应力集中，所以粗大的晶粒中会较容易产生孪晶。

此外，孪生与滑移之间可以相互影响。

当孪晶与滑移线或滑移带相遇时，如果滑移线或带中位错密度比较小时，孪晶可能轻易地穿过滑移，滑移面也能延伸到孪生区内且保持方向不变。

但是如果位错密度很大时，孪晶很难穿过它，这时孪晶的生长会受到阻碍，同样的滑移由于孪晶的阻碍作用也可能会偏离原来的方向[13,14]。

1.4 镁合金再结晶机理
再结晶即变形金属中形成一个新的无畸变的晶粒结构的过程，这个过程是通过大角度晶界的形成和迁移完成的，所谓大角度晶界就是指取向差大于10~15°的晶界。

回复指的是变形金属在较低温度退火时产生亚结构和性能的变化的过程，期间不发生大角度晶界的迁移，回复和再结晶过程由形变储存能提供驱动力。

再结晶晶粒形成后晶粒会发生长大，晶粒长大的驱动力是总的晶界能量的下降,即长大前后的界面能的差。

再结晶过程对金属加工和生产有两个主要作用：其一，软化金属，镁合金进行塑性变形后会发生加工硬化，再结晶现象的出现，会软化合金，提高材料的韧性。

其二，可以利用再结晶过程控制最终成品的晶粒形状、晶粒取向分布等晶粒结构以及晶粒度[15]。

1.4.1 镁合金的静态再结晶
根据静态再结晶方面已有的研究，常用到的静态再结晶的形核机制有以下两种[16,17]：亚晶长大形核机制（亚晶合并形核和亚晶界移动形核）、晶界凸出形核机制。

亚晶合并形核是指在内应力较集中的地方出现了亚晶界，周围的位错通过攀移或滑移，将亚晶界连接到周围的晶界或亚晶界上，形成亚晶粒，再通过扩散作用将形成多个亚晶粒取向进行调整，形成更大的亚晶，从而成为了晶核。

亚晶界移动形核是，通过亚晶界的移动，结合周围的变形晶粒的晶界，从而促进形核，而此类亚晶界局部位错密度较高。

晶界凸出形核机制是，变形后的晶界处密度分布不均匀，密度高的一侧会由于塞积而产生内应力，促使晶界向密度小的一侧凸出，随着晶界的凸出，以及位错塞积处位错和晶界的作用，促使在晶界处出现细小的亚晶，从而形成了再结晶的晶核。

再结晶晶核在形成后可以通过它周围大角度晶界的迁移而自发的生长，并且它的生长方向总是朝着畸变区域的方向。

发生塑性变形后的金属，只有在退火保温的温度达到一定值时，才能在组织内出现再结晶的无畸变新晶粒。

因此，理论上将再结晶温度定义为：经过严重冷变形（变形量在70%以上）的金属，在约1h的保温时间内能够完成大于95%再结
转变的最低加热温度。

但是，由于再结晶还受到其他很多因素的影响，再结晶温度并不是一个常数。

影响再结晶温度的因素有材料的成分、变形量、变形的温度、加热速度等。

1.4.2 镁合金的动态再结晶
动态再结晶的是指金属热加工（在再结晶温度以上对金属进行加工）过程中，加工硬化和软化同时进行，此时，在变形温度和外力联合作用下发生的再结晶。

，动态再结晶与静态再结晶相同都是一个形核和新晶粒长大的过程。

我们主要通过控制形核过程来控制动态再结晶，因为形核率一般较核心长大速率要小。

动态再结晶具有如下特点：第一就是“临界变形程度”大，其次是与静态再结晶过程相比更加容易在晶界、亚晶界及孪晶界等处形核。

另外就是由于临界变形程度大而使得变形终止时所发生的静态再结晶不需要经过孕育过程[18]。

动态再结晶过程会受到变形的相关因素影响。

①变形温度再结晶的形核与长大都要依靠原子的扩散，变形温度越高，原子的扩散速度越大，位错的运动越快，从而促进动态再结晶形核。

②变形速度由于变形速度不同，动态再结晶单位时间内储存的形变能就不同，所以再结晶的驱动力就不同。

除此之外，变形速度还影响再结晶晶核的长大。

③变形度变形度会决定金属储存的总的畸变能。

变形度越大，内部晶体缺陷越大，储存的畸变能越大，新晶粒越易形成。

除了受到以上三种因素的影响外，原始组织对动态再结晶也有很大的影响。

原始晶粒的大小对镁合金动态再结晶晶粒的组织影响很大，原始组织中的晶粒尺寸越大，再结晶得到的新晶粒的尺寸也会较大。

根据以往文献的研究，镁合金动态再结晶形核机理主要有[15,19]：①连续动态再结晶机制（CDRX）：热加工过程中由于应变硬化使晶内产生位错，高温下位错塞积到一定程度发生重排合并产生位错包和亚晶界，亚晶界转变成大角度晶界后迁移形成等轴再结晶新晶粒。

即动态再结晶是一个应变硬化、动态回复和大角度晶界迁移的联合作用的过程。

②传统动态再结晶机制或叫凸出机制（DDRX）：这种理论认为在位错密度较高的区域由于应力不平衡使晶界发生局部的迁移而形成“凸起”，塑性变形过程中晶界位错源向晶粒内部发射的位错与基面位错相互作用形成亚晶界，亚晶界切断凸出部分并通过吸收晶格位错提高取向差后变成大角度晶界。

③旋转动态再结晶机制（RRX）：材料在应力作用下发生孪生变形后晶粒取向不利于基滑移，使晶粒周边或表层区域非基面滑移系容易启动,当应变增大后, 孪晶界的周边区域将发生动态回复而形成亚晶, 而亚晶界通过迁移和合并最终形成大角度晶界生成核心。

④低温动态再结晶机制（LTDRX）：纯镁在低温承受大的塑性变形时, 位错首先在平行的基面上积累并重组, 重组的位错形成具有大角度取向的位错边界，晶界位错由于滑移的影响而扩展, 致使位错
图1.4 孪生动态再结晶理论示意图[16]
Figure 1.4 Schematicrepresentation of TDRX mechanism [16]
密度的下降且内部弹性应变的减小,此时在大应变条件下将发生矩形晶粒向等轴状晶粒的转变。

⑤动态再结晶孪生形核机制（TDRX ）：TDRX 包含了3个基本过程: 形核、孪晶界转变为随机晶界和晶粒长大。

包括有3种形核方式，如图1.4所示。

如图1.4(a)所示，初级孪晶1和2相互交错，在孪晶界的包围下有微晶形成。

由于微晶核心的形成，在孪生区最后形成了再结晶晶粒链。

由于变形和退火，孪晶界的位错密集区逐渐形成的小角度晶界成为形核的中心（见图1.4(b ））。

如图1.4(c)所示，由于变形量或应变速率的增大，初级孪晶（孪晶1）层内部会有二次孪晶（孪晶2）的形成。

片层孪晶内部会出现微晶，初级孪晶和二次孪晶会形成微晶核心，进而促进再结晶。

TDRX 机制形核后的阶段是孪晶界转变成大角度随机晶界, 位错墙使共格孪晶界取向差角增大转变成自由边界，如图1.4(d)所示。

当晶格位错与孪晶界相交并从基体晶粒区滑到孪晶区域时, 在位错滑移方向会形成错配位错b3和b4以弥补这种变化。

这种边界的迁移引起大量晶格位错消失，因此TDRX 理论很好的解释了低、中温变形时,材料的软化现象。

1.5 课题的研究目的
针对目前对于镁合金的冷变形后退火过程中孪晶处的静态再结晶形核及长大的研究甚少，及其形核和晶粒长大机理的研究尚不十分清楚的现况，本课题拟对冷变形AZ31镁合金中的{10-12}拉伸孪晶、{10-11}压缩孪晶、特别是{10-10}-{10-12}二次孪晶在退火过程中变化规律其对静态再结晶的影响进行研究，并探究孪晶处再结晶形核长大机制，并结合现有动态再结晶孪生形核理论模型解
(d)
(c)
(b) (a)。