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稀有金属 2019,43(03),265-273 DOI:10.13373/j.cnki.cjrm.xy18030017

热轧Al- Mg- Si合金厚度方向显微组织及织构梯度演化

李辉 王家毅 阎昭辉 米振莉 江海涛

烟台南山学院工学院

山东南山铝业股份有限公司国家铝合金压力加工工程技术研究中心

北京科技大学工程技术研究院

摘 要：

通过拉伸试验、扫描电镜 (SEM) 、透射电镜 (TEM) 、 X射线衍射 (XRD) 等研究Al-Mg-Si热轧板材沿厚度方向显微结构及织构的变化, 结果表明织构类型沿表层至中心层出现明显的变化, 表层主要为剪切织构r-cube{001}<110>;中心层表现出明显的平面应变织构特征, 主要为沿着β取向线的C{112}<111>, S{123}<634>和B{011}<211>织构;过渡层由于粒子诱导形核 (PSN) 效应, 再结晶晶粒倾向于沿着大尺度第二相粒子形核长大, 使晶粒择优取向性减弱, 造成织构取向密度的强散射和random织构P的生成。Cube织构在平面应变条件下更容易发生, 中心层cube织构的形成是由于再结晶晶核与S变形织构存在着40°<111>的特殊位向关系, 择优生长模型认为晶界具有很高的迁移速度, 发生择优生长, 吞并相邻的S织构。

关键词：

6XXX系铝合金;织构;PSN效应;再结晶;

中图分类号： TG335.5

作者简介：李辉 (1983-) , 男, 山东泰安人, 博士, 副教授, 研究方向:汽车轻量化用铝合金加工过程微观组织演变及性能;电话:13385357950;E-mail:lhlwj8888@163.com;

收稿日期：2018-03-12

基金：国家重点研发计划项目 (2017YFB0306404);山东省高校科技计划项目 (J18KA028);烟台市重点研发计划项目 (2017ZH081) 资助;

Through-Thickness Texture Gradient and Microstructure of Rolling Al-Mg-Si Alloy

Li Hui Wang Jiayi Yan Zhaohui Mi Zhenli Jiang Haitao

College of Engineering, Yantai Nanshan University

National Engineering Rresearch Center for Plastic Working of Aluminum Alloys, Shandong Nanshan aluminum Co., Ltd.

Engineering Research Institute, University of Science and Technology Beijing

Abstract：

The textures and microstructure evolution along thickness direction in an Al-Mg-Si aluminum alloy thick sheet were studied through mechanical property tests, scanning electron microscopy (SEM) , transmission electron microscopy (TEM) and X-ray diffraction (XRD) measurements. The results revealed that the texture types were quite different from surface to center. The shear texture components r-cube {001}<110> mainly existed in the surface layer. However, the plane strain textures belonged to β fiber including C{112}<111>, S{123}<634> and B{011}<211> dominated the center layer. It was generally accepted that the recrystallization grains in the transition layer were inclined to nucleate and grow taking along micro-scale particles due to precipitation simulate nucleation (PSN) effects during hot rolling process, which induced the strong radiation of orientation densities and the occurrence of random textures P{011}<122>. In addition, the formation ofcube textures in the center layer were attributed to the nearly 40°<111> misorientation between S components and cube oriented recrystallization grains. The micro-growth model (OG) predicted that such grain boundaries with this misorientation appeared to have high mobility, enabling them to gain a local size advantage as compared to any alternative non-cube nuclei and took possession of adjacent S texture components.

Keyword：

6XXX series aluminum alloy; texture; PSN effect; recrystallization;

Received： 2018-03-12

随着国家交通运输业和航天业的快速发展, 铝合金因其优异的综合性能和高环保性在国民经济中占据愈发重要的地位 ^[1,2] , 其中, 铝合金板材在铝制材料的应用中占据核心地位。 因此, 如何更好改善铝合金板材在各加工环节的组织性能显得尤为重要。 铝合金材料的显微结构及织构演化与加工过程 ^[3] 和材料的最终性能有密切关系 ^[4] , 最近的研究表明不同的变形方式对AA1050纯铝中cube织构在再结晶过程中的形核及长大机制有不同的影响: 等径角挤压处理后的退火过程中cube织构未明显生成, 而r-cube (旋转立方织构) 和{221}<114>织构得到显著发展, 经平面应变压缩处理后的退火过程中cube织构却大量生成 ^[5] 。 以上研究表明加工过程是影响显微结构和形变织构的主要因素。

热轧作为铝合金板材轧制生产过程中关键的第一步, 对板材的最终性能有显著影响 ^[6] 。 在铝合金热轧板中, 由于沿厚度方向织构和显微结构的不均匀分布, 尤其是表层和中心层织构组分和含量的不同, 导致材料性能沿厚度方向具有明显差异 ^[7] 。 陈军洲等 ^[8] 对AA7055中厚板的研究结果表明, 织构类型沿厚度方向存在较大差异, 屈服强度沿板厚方向也出现较大差别。 Vasudevan等 ^[7] 研究了热轧Al-Li-Cu-Zr合金厚板中织构梯度沿厚度方向的变化及其对屈服强度的影响, 研究发现该系合金从表层至中心层屈服强度和织构总体强度均得到加强, 但cube和Goss织构的强度略有降低。 王书明等 ^[9] 采用X射线衍射法 (XRD) 分析了7B04铝合金中厚板沿厚度方向的织构差异, 结果表明织构沿厚度方向存在较大差异, 变形织构R/S, brass, copper从表层到中心含量呈递增趋势; 剪切织构r-cube和{ 111}<110 >主要分布在表层; 再结晶织构cube和cube ND在各层的含量基本不变。 一直以来, 关于面心立方金属强立方再结晶织构的起源与转变引起极大地争论 ^[10,11,12] 。 铝合金在热轧过程中, 由于轧制温度较高 (400～500 ℃) , 多晶材料组织中将不可避免地发生不均匀的动态再结晶 ^[13] 和静态再结晶 ^[14] , 并由此引发织构梯度沿厚度方向的变化 ^[15] 。 择优生长理论和择优形核理论两种再结晶织构的形成机制较大程度解释了cube再结晶织构的形成机制。 但随着实验条件的改善和研究的不断深入, 择优形核 ^[16] 和择优生长 ^[17,18] 的综合理论更能符合当前实际, 该理论表明变形织构的晶粒取向在随后再结晶过程中仍将被保留。

众多学者针对不同合金体系的铝合金进行了实验研究, 对轧制织构、 剪切织构和再结晶织构的演化进行了较为详尽的论述, 但对于织构组分沿厚度方向的演化存在不同观点, 因此明确铝合金在热轧过程中组织及结构的演化对铝合金热加工工艺的制定尤为重要。 本文选用20 mm厚的Al-Mg-Si系铝合金热轧厚板为研究对象, 通过拉伸试验、 扫描电镜 (SEM) 及X射线衍射 (XRD) 试验研究热轧板材显微结构及织构梯度沿厚度方向的变化, 并探讨其形成的主要因素及可能的形成机制, 从而为制定合理的热加工工艺提供理论依据和实验基础。

1 实 验

试验用Al-Mg-Si合金 (Al 97.50%, Mg 0.732%, Si 0.723%, Mn 0.53%, Cr 0.16%, Fe 0.229%, Cu 0.073%, Ti 0.05%; 质量分数) 采用50 kg真空感应熔炼炉进行熔炼。 将真空感应熔炼炉的铸锭切成100 mm×100 mm×100 mm尺寸的板坯, 加热到570 ℃保温8 h, 进行均匀化处理。 将均匀化后的坯料多道次热轧成20 mm厚的铝板, 轧制温度470 ℃, 总的道次压下量为80%。 其中, 每道次之间进行温度补偿处理, 保证轧制温度。 从表层至中心逐层切割, 每层约3.1 mm厚, 依次编号为Ⅰ, Ⅱ, Ⅲ, Ⅳ, 如图1所示。

XRD分析的试样表面经磨抛后进行适当电解抛光 (抛光液: 5%高氯酸+95%酒精, 体积分数) , 去除线切割引起的应变层。 采用Bruker D8X射线衍射仪 (XRD) 测量织构与物相, 靶材为Cu靶, 电压40 kV, 电流40 mA。 通过反射法测量{111}, {200}, {220}面的不全极图, 合成标准极图, 并计算取向分布函数 (ODF) , 通过Jade6.0软件分析物相变化。 所有表层经机械研磨抛光后通过Keller试剂 (1.0 ml HF, 1.5 ml HCl, 2.5 ml HNO₃, 95 ml H₂O) 深腐蚀, 采用Quanta 450FEG场发射环境扫描电子显微镜 (FE-SEM) 对不同层的形貌和析出相进行观察, 并通过EDS能谱仪进行相分析, 扫描电镜 (SEM) 照片中的粒子尺寸统计通过Image Pro Plus软件完成。 力学性能在CMT5105型拉伸机上进行, 拉伸速率为1 mm·min^-1, 为了试验的准确性, 抗拉强度和断后伸长率的结果取3次试验平均值, 拉伸试样标准按照GB/T228-2010进行加工。 利用Quanta 450FEG场发射环境扫描电子显微镜上配备的电子背散射衍射 (EBSD) 组件进行电子背散射衍射测试, 并用HKL-Channel 5软件分析再结晶和大、 小角度晶界比例。

图1 Al-Mg-Si铝合金热轧厚板沿厚度方向分层示意图

Fig.1 Hierarchical schematic diagram of hot rolling Al-Mg-Si aluminum alloy thick sheet through-thickness

2 实验结果

2.1 不同厚度层拉伸性能及结构特征

图2为经热轧处理后, 不同厚度层的工程应力-应变曲线。 其中, Ⅰ-Ⅱ为表层区, 抗拉强度σ_b和断后伸长率δ分别为152 MPa和11.9%; Ⅱ-Ⅲ为板厚的四分之一区 (过渡层) , 抗拉强度σ_b和断后伸长率δ分别为150 MPa和7.6%; Ⅲ-Ⅳ为中心区, 抗拉强度σ_b和断后伸长率δ分别为145 MPa和12.1%。 抗拉强度σ_b和断后伸长率δ沿板厚方向变化显著。 轧制过程中, 由于轧辊与轧件间的摩擦作用和温度扩散不均匀导致的温度梯度、 表层至中心的形变差异, 引起铝合金基体中沿厚度方向发生不同程度的动态、 静态再结晶。

图2 不同厚度层的应力-应变曲线

Fig.2 Stress-strain curves of different layers

图3示出了不同厚度层XRD图谱, 因为Ⅱ和Ⅲ层具有相近的织构组分和体积分数, 因此二者中选择Ⅲ作为分析研究对象。 在扣除铜基体峰后各层均为面心立方结构的纯铝峰, 分别对应纯铝的 (111) , (200) , (220) , (311) 和 (222) 晶面, 各层中衍射峰未随着厚度层变化而消失。 但在各层中, 不同晶面衍射峰强度之间存在较大差别。 各层中衍射峰强度的变化表明在基体中沿厚度方向晶面取向发生变化。 同时, 图3中衍射峰未出现明显的宽化现象, 说明沿厚度方向平均晶粒尺寸相当, 未因为沿板厚的温度梯度而引起晶粒尺寸的显著变化。 另外, 在截面Ⅲ处出现两个较细小的衍射峰, 通过SEM形貌观察、 EDS能谱扫描并结合Jade分析, 该衍射峰分别对应Mg₂Si相和AlMn (Fe) Si相如图3中所示。

2.2 不同厚度层织构变化

图4为实验铝合金经多道次保温热轧处理后的取向分布函数 (ODF) 图。 从表层 (Ⅰ) 至中心层 (Ⅳ) , 总的织构强度不断增强, 但织构类型确出现较大变化。 根据相关文献 [ 7, 19, 20] 报道, 铝合金厚板在热轧过程中, 轧板表面即使在充分润滑的情况下仍会发生剪切变形, 组织中出现明显的剪切织构组分, 主要为r-cube{001}<110>, {111}<110>和{111}<112>织构。 图4 (a) 为热轧厚板表层 (Ⅰ) 的ODF图, 织构组分中显现出较强的剪切织构特征, r-cube {001}<110>旋转立方织构组分极密度值较高, 但织构组分中未存在{111}<110>, {111}<112>和Goss{011}<100>织构的极密度集中。 另外, 表层存在大量cube ND{001}<310>织构。 图4 (d) 是中心层 (Ⅳ) 的ODF图, 从图4中可直观地看出该层的织构类型与其他层的明显差别。 织构组分中存在大量cube {001}<100>织构, 同时表现出较明显的平面应变织构特征, 主要沿着β取向线的C{112}<111>取向, 通过S{123}<634>取向特征, 向B{011}<211>取向转变。 Ⅱ, Ⅲ层, 作为表层剪切织构和中心层轧制织构的过渡层, 展现出一定的β取向线分布特征, 同时存在着部分剪切织构组分, 发生较明显的r-cube散射, 形成{111}<110>, {111}<112>及{112}<110>的剪切织构组分。 另外, 由图4中各图极密度等高线的分布可知, 在图4 (b, c) 所示的过渡层中, 出现不同于平面应变和剪切应变的织构特征, 统一称为random (随机取向) 织构, 如P{011}<122>织构组分。

图3 不同厚度层晶面衍射和物相分析

Fig.3 Crystalline plane diffractions and phase analysis of different layers

图4 不同厚度层取向分布函数 (ODF)

Fig.4 Orientation distribution function (ODF) of different layers

(a) Ⅰ layer; (b) Ⅱ layer; (c) Ⅲ layer; (d) Ⅳ layer

为了进一步定量地说明织构类型及含量随板厚的变化特征, 分别采用β取向线 (图5) 和典型织构组分的体积分数 (图6) 来表明。 图5为铜型织构沿β取向线的分布, 从图5中可知, 自表层至中心层 (Ⅰ～Ⅳ) , 轧制织构特征随着厚度增加更加显著。 S取向极密度值虽然仍随厚度层增加而增强, 但其趋势较缓, 远低于B取向和C取向的极密度值, 这与部分文献 [ 1, 20, 21] 的研究结果不符。 此外, 虽然过渡层 (Ⅱ, Ⅲ层) 中特征晶面的衍射峰谱基本相同, 但在图5中仍出现不同于衍射峰谱的分层现象, 即近表面的Ⅰ和Ⅱ层具有类似的织构特征, 而Ⅲ和Ⅳ层的轧制织构特征较明显。 图6为不同厚度层中典型织构的体积分数变化。 结合图4的ODF图和图6的织构体积分数曲线可知, C织构、 Goss织构和B织构的体积分数从中心层至表层逐渐降低, S织构总体含量基本不变。 在中心层 (Ⅳ) , cube织构和r-cube织构分别达到最大值 (10.36%) 和最小值 (0.78%) 。 然而, 在过渡层 (Ⅱ, Ⅲ) 和表层 (Ⅰ) 中, 这两种织构的体积分数近似相等, 其中, 过渡层主要为cube+r-cube, 表层为cube ND+r-cube。

图5 不同厚度层β取向线分析

Fig.5 β-fiber orientation lines analysis through-thickness

图6 不同厚度层典型织构体积分数变化

Fig.6 Changes of volume fraction of typical texture components through-thickness

Ⅰ-1; Ⅱ-0.6; Ⅲ-0.3; Ⅳ-0

3 分析与讨论

Al-Mg-Si系板材的成型性能与晶体织构组分及含量密切相关, 一般来说, 强烈的再结晶织构显著降低成形性。 同时合金成分, 如Fe和Mn等, 容易形成粗大的第二相粒子, 其尺寸、 形态和分布等对织构的产生及演化有重大的影响。 热轧时, 金属内部既有以位错运动为特征的塑性变形, 也有以回复、 形核和晶粒长大为特征的动、 静态再结晶同时或交替进行, 分别生成形变织构和再结晶织构。 大量研究表明热轧织构的组分主要受到摩擦作用和轧辊几何尺寸的影响。 当1<l/h<5时, 板材组织中主要以均匀性织构为主, 当l/h>5或<1时, 剪切织构组分容易在表层生成, 其中l为接触长度 (轧辊与工件的接触长度) , h为轧件厚度 ^[20,22,23] 。 本研究中为了获得明显的织构梯度, 轧辊与轧件之间未涂覆润滑油, 以达到最大的摩擦, 同时在轧制的最后几个道次 (l/h>5) 过程中, 表层的织构组分中更容易出现剪切织构类型。 然而, 为了进一步阐明热轧过程中织构组分在温度场、 应变场等多场耦合作用下的演化机制, 将从不同尺度粒子的作用机制和不同织构组分在再结晶过程中的转化机制方面做进一步分析说明。

3.1 多尺度粒子协同作用机制

Al-Mg-Si系铝合金含有大量第二相, 可显著影响铝合金的再结晶过程。 AlFeMnSi等尺度大于0.5 μm的颗粒可通过粒子诱导形核 (precipitation simulate nucleation, PSN) 机制为再结晶提供形核位点, 使再结晶容易发生, 有利于随机取向晶粒的生成, 同时Mg₂Si、 富Mn相等微小尺度颗粒通过Zener拖拽作用抑制晶界移动, 阻碍再结晶晶粒长大 ^[24,25] 。 大尺度第二相粒子作为再结晶形核位点的能力主要受粒子半径 (r) , 再结晶驱动力 (P_D) 和弥散相的Zener拖拽作用 (P_Z) 的影响。 只有粒子半径超过临近半径r_crit, 才可能诱发PSN效应 ^[20,26,27] ,

rcrit=8γGBPD?PZ=8γGB(αρGb2/2)?(3FVγGB/dp)?????????(1) $r{}_{\text{c}\text{r}\text{i}\text{t}}=\frac{8\gamma {}_{\text{G}\text{B}}}{{\rm P}{}_{\text{D}}-{\rm P}{}_{\text{Ζ}}}=\frac{8\gamma {}_{\text{G}\text{B}}}{(\alpha \rho Gb{}^2/2)-(3F{}_{\text{V}}\gamma {}_{\text{G}\text{B}}/d{}_{\text{p}})}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}\text{?}(1)$

式中, γ_GB为晶界能, P_D为形变储存能, P_Z为弥散颗粒Zener钉扎力, α为有序常数, ρ为颗粒密度, Gb为界面能, F_V为颗粒体积分数, d_p为颗粒直径。

由式 (1) 可知, 若P_Z增大, 则再结晶不易发生, 而P_Z受到小颗粒体积分数 (F_V) 和直径 (d_p) 的影响, 因此, 合理控制细小弥散相的尺寸、 体积分数和分布是影响再结晶晶粒显微结构和织构的关键因素。

由图7可知, 第二相粒子在不同厚度层的分布显著不同, 在图7 (b, c) 的过渡层 (Ⅱ, Ⅲ) , 第二相粒子分布更加均匀, 平均数量密度约为1×10³～1×10⁴ mm^-2, 而在表层图7 (a) (Ⅰ) 和中心层图7 (d) (Ⅳ) , 第二相粒子分布不均匀, 平均数量密度仅约为1×10²～1×10³ mm^-2, 主要成分为Mg₂Si相和AlMn (Fe) Si相。 表层和中心层纳米尺度粒子的TEM显微组织, 这些纳米尺度第二相粒子表明了该合金中典型的纳米析出相, 根据能谱分析, 其主要相为AlSiCu相、 AlSiMnCr相等。 显微组织中的第二相主要来源于结晶相在轧制过程中的破裂, 均匀化时由非平衡凝固引起的弥散析出和形变诱导析出 (deformation induced precipitation, DIP) 导致的第二相析出。 考虑到第二相在原始组织中分布的均匀性, 因此分析过渡层第二相含量增多的原因主要为DIP导致的第二相析出, 可为PSN机制提供足够的形核位点。 因此, 分析认为图4 (b, c) 中织构取向密度的强散射和random织构P等的生成是由于PSN机制引起织构择优取向降低引起的, 这与Oscarsson ^[28] 的研究结果相符, 认为热轧时再结晶晶粒倾向于沿着大尺度第二相粒子形核长大, 并减弱再结晶晶粒的择优取向性。

图7 不同厚度层SEM显微组织

Fig.7 SEM images of microstructures through-thickness

(a) Ⅰlayer; (b) Ⅱlayer; (c) Ⅲlayer; (d) Ⅳ layer

图8 不同厚度层TEM显微组织

Fig.8 TEM images of microstructures through-thickness

(a) Surface layer; (b) Center layer

3.2 Cube织构形成机制分析

图9为6XXX系铝合金热轧板材表层 (Ⅰ) 和中心层 (Ⅳ) 的EBSD分析, 图9 (a, c) 中晶粒类型包括再结晶晶粒、 亚结构和变形态晶粒, 在图9 (b) 表层中3种晶粒类型的体积分数分别约为30%, 60%和10%, 图9 (d) 中心层中体积分数分别约为20%, 68%和12%。 图9 (d) 中心层中再结晶晶粒体积分数小于表层, 降低了10%。 在热轧过程中, 中厚板材易于沿厚度方向变形不均匀, 虽然不均匀性随轧制温度, 轧辊尺寸, 入口厚度等变化而变化, 但总体上呈现表层应变量大, 中心应变量小的趋势, 差异可以达到 30% ^[29] , 因此, 在等温轧制保温过程中表层应是再结晶程度最大的区域, 其再结晶程度大于过渡层和中心层, 图9中再结晶体积分数的变化趋势与该试验结论相符。

图9 热轧板材EBSD分析表层

Fig.9 EBSD micrographs of hot rolling sheet

Microstructure (a) and volume fraction diagram (b) of surface layer;Microstructure (c) and volume fraction diagram (d) of center layer

由图6可知, 在中心层cube织构组分的体积分数达到最大值时, S织构组分体积分数却不同于一般平面应变的轧制织构特征 ^[5,20] , 含量很少, 仅为1.86%。 该试验结果与择优生长理论 ^[18,30] 相符, 认为cube织构的形成是由于再结晶晶核与S变形织构存在着40°<111>的特殊位向关系, 晶界具有很高的迁移速度, 发生择优生长, 吞并相邻的S织构。 并且, 随着中心层至表层的厚度变化, cube织构含量逐渐降低, 直至表层无cube织构, 主要织构类型为r-cube和cube ND。 综上, 择优生长模型可较好解释等温热轧厚板中cube织构的形成机制, 以上研究结果表明cube织构在平面应变条件下更容易发生, 随着剪切变形加剧, cube织构的形成速度减弱。 Cube织构的形成是一个复杂过程, 由多种机制共同决定, 且随着应变场的变化而呈现出更加复杂的作用机制。

在Al-Mg-Si系铝合金工业生产过程中, 热轧板沿表面至中心层展现出不同的应变区。 本文的研究结果可较好的契合该成形操作, 剪切变形区可形成不同于平面应变区的显微结构、 织构类型及再结晶行为。 图2中抗拉强度和伸长率的变化可很好地说明这一点, 其中, 过渡层 (Ⅱ-Ⅲ) 断后伸长率δ的降低是由于DIP机制引起的第二相粒子析出, 在变形过程中容易造成应力集中, 从而引起裂纹萌生及扩展。 中心层 (Ⅲ-Ⅳ) 的抗拉强度σ_b较表层 (Ⅰ-Ⅱ) 和过渡层 (Ⅱ-Ⅲ) 出现了约6 MPa的降低, 分析原因认为, 虽然表层和过渡层的再结晶程度高于中心层, 但由于轧制变形的不均匀性, 表层和过渡层具有比中心层更高的位错密度, 因此加工硬化程度较中心层高, 从而导致抗拉强的的升高。 另一方面, 中心层具有比表层和过渡层更高的织构强度尤其cube织构的加强也应是中心层抗拉强度降低的原因之一。 基于此, 在板材热轧过程中可通过改善润滑条件、 轧制工艺 (压下量、 温度) 等来获得理想的显微结构和织构组分, 以达到控制板材最终性能的目的。

4 结 论

1. 织构类型沿表层至中心层出现明显的变化, 表层主要为剪切织构r-cube{001}<110>, 中心层表现出明显的平面应变织构特征, 主要沿着β取向线的C {112}<111>取向, 通过S {123}<634>取向特征, 向B {011}<211>取向转变, 但其中S {123}<634>织构含量很少, 仅为1.86%。 过渡层表现出一定的β取向线分布特征, 同时存在着部分剪切织构组分形成{111}<110>, {111}<112>及{112}<110>的剪切织构组分。

2. 相较表层和中心层, 过渡层因DIP效应具有大量微米级第二相粒子, 可为PSN机制提供足够的形核位点, 热轧时再结晶晶粒倾向于沿着大尺度第二相粒子形核长大, 并形成无择优取向晶粒, 造成织构取向密度的强散射和random织构P等的生成。

3. Cube织构在平面应变条件下更容易发生, 择优生长模型可较好解释等温热轧厚板中cube织构的形成机制。 中心层cube织构的形成是由于再结晶晶核与S变形织构存在着40°<111>的特殊的位向关系, 晶界具有很高的迁移速度, 发生择优生长, 吞并相邻的S织构。

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