在工程构件中，80%以上的失效形式都为疲劳失效，而疲劳形变过程所受载荷为变动载荷，且加载应力远低于材料本身的屈服强度，在材料疲劳断裂前，没有明显的塑性变形，难以检测和预防。疲劳破坏具有瞬时性、灾难性、毁灭性等特点，如果能够预测疲劳寿命，提前采取补救措施，则可以避免财产损失。因此，研究材料的疲劳性能具有重要的安全意义。镁及镁合金材料由于其密度低、比刚度和比强度高等一系列优点，在航天、航空及汽车领域应用越来越广泛，由于其密排六方结构独特的滑移系及孪生体系，其疲劳变形机理及组织演变形态与立方金属有着本质上的区别，因此，全面认识和理解镁及镁合金疲劳变形机制和组织演变过程，对于开发应用镁及镁合金有着重要的理论指导意义和现实意义。　　本论文以纯镁和AZ31镁合金为研究对象，采用室温拉伸、压缩疲劳试验，研究了AZ31镁合金在不同应力幅(50MPa、60MPa、70MPa、90MPa、110MPa)下的高周疲劳行为以及纯镁不同应变幅值(0.5%、1%)下的低周疲劳行为。经疲劳变形后，对疲劳样品表面和断口表面进行光学显微镜(OM)、扫描电子显微镜(SEM)、电子背散射衍射(EBSD)、透射电子显微镜(TEM)表征，探讨镁及镁合金疲劳过程中位错滑移、孪生机理以及断裂机制，进而丰富镁及镁合金疲劳形变机理。研究结果表明：　　① 应力幅值对AZ31镁合金疲劳行为有显著影响。当应力幅值接近疲劳强度时(50MPa和60MPa)，在疲劳后的样品中仅观察到基面位错，未观察到明显的孪晶和位错，但晶粒尺度有很明显的细化现象。低应力幅值对应高的循环次数，晶粒细化现象由连续动态再结晶(CDRX)机制所导致。　　② 当应力幅值增加到疲劳极限以上时(70MPa、90MPa和110MPa)，疲劳试样中出现{10-12}拉伸孪晶、{10-11}-{10-12}二次孪晶和锥面位错，未观察到明显的晶粒细化现象，孪晶与锥面位错的数量随着载荷的升高而增加。当应力幅值高于疲劳强度时，锥面滑移是镁合金在高周疲劳变形过程中的一种补充滑移系。　　③ 对AZ31镁合金疲劳变形后的典型断口形貌进行研究发现，裂纹萌生和裂纹扩展区域内存在大量的条纹状片层，这些片层广泛存在于初始的{10-12}拉伸孪晶中，经EBSD表征发现这些片层为{10-12}-{10-12}二次孪晶片层，采用施密特因子进行分析，其产生原因主要是循环变形过程中同一晶粒内部不同的{10-12}孪晶变体交互作用产生局部应力集中诱发所致。　　④ 在AZ31镁合金疲劳断口边缘附近存在大量的{10-12}-{10-12}二次孪晶。从二次孪晶区域提取横断面样品进行位错类型的判别发现，{10-12}-{10-12}二次孪 晶内部显现大量的锥面位错，因此可判定疲劳样品中的的锥面位错与{10-12}-{10-12}二次孪晶有紧密关联。经过分析，由二次孪晶所导致的局部应力集中可能是诱发锥面位错形成的原因。　　⑤ 采用准原位观测了粗晶纯镁在室温循环变形过程中滑移迹线，在循环荷载作用下，试样表面观察到大量的交叉滑移迹线。通过对滑移迹线与晶体取向的对比分析，确定了交叉滑移迹线是由循环变形过程中发生的孪晶行为有关的基面位错和柱面位错引起的。此外，最有可能的锥面滑移模式是在{10-11}锥面上的滑动的<11-23>锥面位错，但基面滑移迹线比锥面滑移痕迹更为密集，说明锥面滑移在疲劳变形过程中被抑制。　　⑥ 分别在0.5%和1%的应变幅值下对粗晶纯镁进行拉伸-压缩疲劳试验，研究不同应变幅值下多晶纯镁的断裂形态和断裂机理。实验观察到两种典型的断裂形态：应变幅为1%时观察到{10-12}-{10-12}二次孪晶诱导裂纹的萌生，应变幅值为0.5%时观察到{10-12}孪晶诱导裂纹。这些结果表明，纯镁的疲劳破坏主要与激活的变形机制有关，{10-12}-{10-12}二次孪晶与初始{10-12}孪晶的厚度密切相关。在本研究中，初始孪晶的平均厚度在应变幅值为0.5%时为20μm，在应变幅等于1%时为 80μm。1%应变幅值下的初生{10-12}孪晶的厚度大到足以在高应变振幅下激活{10-12}-{10-12}二次孪晶，而0.5%应变幅值下由于初生{10-12}孪晶的厚度太窄，不能在低应变振幅下激活{10-12}-{10-12}二次孪晶。