柱状晶广泛存在于各类铸锭中, 它起源于固定的正温度梯度的存在, 并显著影响无固态相变的铁素体钢及Si含量超过2.5%(质量分数)的电工钢的组织、织构和性能. 柱状晶中晶粒形状的各向异性(指平行的倾转晶界广泛存在)及晶粒取向的各向异性(对立方晶系, 柱状晶主轴∥<100>)使得其形变、再结晶行为不同于单晶及等轴多晶样品, 且这种差异不仅受初始取向的影响, 也受特殊晶界走向的影响. 虽然, 由柱状晶导致的强旋转立方织构对冷轧冲压钢板的成形性和表面质量^[1-4], 以及取向电工钢中二次再结晶后Goss织构的锋锐度产生不利影响^[5]. 但是, 柱状晶中的{100}织构(包括立方和旋转立方织构)对于不需要二次再结晶的高磁感高牌号无取向电工钢及新型取向电工钢磁性能的提升却是十分有利的^[6-8]. 目前, 生产上对无取向电工钢中{100}织构的控制还不够成熟(在相当长的时间内, 织构控制不是无取向硅钢制备技术的关键), 因为其中涉及的机制复杂、工艺窗口窄, 很难实现工业化生产. 也就是说, 与取向电工钢中Goss织构的控制水平相比, 强{100}织构的控制难度更大.

含100%柱状晶组织的电工钢铸锭, 由于晶粒形状和晶体学各向异性的存在, 其热轧、冷轧及退火工艺下的组织、织构演变规律, 必然不同于初始为柱状晶和等轴晶两种混合组织的工业厚板坯或经过锻造后只包含等轴晶组织的工业薄板坯. 为更好地认识这种接近实际生产工艺的柱状晶热轧、冷轧及退火行为, 首先对柱状晶直接冷轧及退火过程中的组织、织构演变规律进行了分析^[9,10], 然后对柱状晶热轧、冷轧时不同区域的取向变化规律和柱状晶晶粒尺寸对形变、再结晶织构的影响进行了研究, 并进而关注晶界附近的取向特点^[11]. 由此注意到, 柱状晶形变后晶界附近的取向变化分别受几何诱导和取向诱导2种交互作用的影响. 因此, 本工作将从这2个角度分析长轴分别沿轧向(RD)、横向(TD)和轧面法向(ND)放置的电工钢柱状晶样品热轧、冷轧及退火后晶界附近的取向特征, 从而为更好地控制柱状晶形变、退火后常见的组织与织构不均匀性, 以及开发新型高磁感{100}电工钢提供理论依据.

目前, 对铁素体钢中柱状晶的形变、再结晶行为已有一定研究. Shimizu等^[12]考察了Fe-3%Si(质量分数)电工钢柱状晶样品的热轧行为, 明确了表层Goss织构形成的难易以及立方和旋转立方取向单晶热轧行为的差异, 并发现立方取向和旋转立方取向分别存在绕RD和TD转动的现象, 而此现象在冷轧时则很难出现. Tsuji等^[13-15]对晶界走向为ND的铁素体不锈钢细柱状晶(平均直径为450 μm)样品冷轧及退火行为的研究中指出, 立方取向是稳定的形变织构, 是柱状晶特有的现象, 而70%以上的冷轧压下量在退火过程中使再结晶可充分完成. 虽然, 普遍观察到与柱状晶相关的旋转立方取向长条晶粒难以发生再结晶, 造成组织的不均匀性^[15], 但是, 对立方与旋转立方取向晶粒的相互作用、柱状晶晶界的交互作用以及柱状晶冷轧及热轧行为差异的对比等相关研究还很缺乏. 由于对柱状晶轧制过程的研究必然会涉及到立方与旋转立方取向之间关系的问题, 而这2种取向是影响电工钢磁性能的关键因素. 因此, {100}取向区域(包括立方与旋转立方取向)与晶界之间的关系, 也是本工作分析、研究的主要内容.

1 实验方法

实验材料为含约3%Si(质量分数)的电工钢铸锭, 截取自工业厚铸坯中的柱状晶区, 即样品初始包含近100%柱状晶组织, 尺寸为110 mm×100 mm×30 mm, 柱状晶晶粒直径约5 mm, 柱状晶长轴分别平行于RD, TD和ND(以下分别称为RD, TD和ND样品). 理论上, 立方晶系柱状晶长轴平行于其晶体学<100>方向. 但实际生产中, 连铸时由于拉坯速度的存在, 其长轴与ND通常有小于15°的偏转角^[16], 即偏离了理想情况. 也就是说, 3种样品的初始织构分别与标准的<100>(RD样品)、<010>(TD样品)和<001>(ND样品)织构偏离大约15°. 热轧加热温度约1250 ℃, 终轧温度约850 ℃, 热轧压下量91.7%～93.3%; 将热轧板2个表面分别去除约0.4 mm(排除剪切区域的影响)后直接冷轧, 冷轧压下量分别为50%和75%(但ND样品因形变抗力小, 被轧至0.2 mm). 同时, 将热轧板直接冷轧至0.67 mm, 之后在850 ℃退火10 min. 之后, 利用D5000型X射线衍射仪(XRD)测定样品轧面的宏观织构, 利用Ultra-55场发射扫描电镜(FE-SEM)上的电子背散射衍射(EBSD)分析样品轧面和侧面的取向.

2 实验结果

2.1热轧时晶界附近的取向特点

图1为3种样品热轧后板侧面的EBSD取向成像图. 由于表层都受轧辊剪切作用, 形成剪切组织和剪切取向, 包括Goss取向, 剪切区既有动态再结晶的细小等轴晶, 也有剪切取向的形变长条晶粒. 3种样品之间存在的微小差异是: RD样品的剪切层弱于ND和TD样品, ND样品的动态再结晶区最大. 中心层的取向明显不同, RD样品有最多的a线取向(图1d), TD样品有最多的{111}_g线取向(图1e), ND样品有最强的旋转立方取向及{100}取向(图1f). 与前期柱状晶直接冷轧^[9]的结果相比, 可见2个差异: 一是形变晶粒内部因晶界反作用造成的形成带状(Banding)组织的能力很小, 即热轧时晶界作用主要限制在晶界附近; 二是α线取向晶粒内的取向转动都是沿样品的ND方向或沿晶体的<110>方向(即RD方向)逐渐变化的. 从图1的取向成像图中可以看出一些晶界处的取向变化特点, 基本是晶界处的取向不同于晶粒中部, 且多数是α线中转向{111}<110>的. 晶粒越小, 晶粒内取向变化越大, 即晶界的作用越显著. TD样品中有较多的立方取向及绕ND旋转的{100}<013>取向, 它们常分布在晶界附近(图1b中箭头所示).

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图1   

Fig.1   热轧板侧面EBSD取向成像图、极图及取向分布函数

图2给出了RD样品轧面晶界附近的取向分布特点. 可以看出, 选区内包含3个晶粒, 其中Grain 1与Grain 3晶粒与{100}取向有关, Grain 2晶粒已转到{112}<110>/{111}<110>取向位置. 选区上侧的Grain 1晶粒接近立方取向, 在晶界附近既有残留的立方取向, 也有绕ND转动近20°的旋转立方取向, 还有转到{113}<251>取向的区域; 表明晶界附近是来自立方取向的轧制稳定取向(图2a中箭头A所示). 选区下侧的35°旋转立方晶粒Grain 3取向变化规律是α取向线变化规律, 即是45°旋转立方{100}<011>的转动规律; 该晶粒在接近与中间Grain 2晶粒的晶界时, 沿α取向线由近似的旋转立方经{112}<110>转到{111}<110>/{111}<112>位置, 即也是转向稳定取向的位置(图2a中箭头B所示). 并且Grain 2晶粒在与Grain 3晶粒交界处也转到与Grain 3晶粒相似且互补的{111}<110>和{111}<112>位置. 可见, 对晶界作用较弱的RD样品, 立方取向在晶界附近可较大程度的保留, 没有观察到冷轧时常出现的立方取向形变带. 此外, 也说明了{111}取向是易于在晶界附近出现的取向. 也就是说, 除了标准的45°旋转立方取向外, 其它α线或稍偏离α线取向形变晶粒的晶界处都因较强的晶界交互作用而形成{111}取向.

图3为ND样品轧面界面附近的取向分布特点. 由于选区上侧的立方取向是亚稳或不稳定的取向, 所以轧制过程中不可能由其它取向转过来, 只能是残留的. 也就是说, 该晶粒原始应为立方取向, 随着与界面距离的加大, 立方取向先绕ND转动, 再逐渐转向{113}<251>取向, 即也是沿典型的立方取向转动路径变化. 晶界另一侧为{112}<110>取向, 随着与晶界距离的减小, 转向稳定取向{111}<110>(图3a中箭头所示). 这表明, 在ND样品中立方取向晶粒与{112}<110>晶粒发生交互作用时, 立方取向残留在晶界附近, 取向梯度较大, 而{112}<110>晶粒内晶界附近的取向梯度则很小.

比较各种晶界附近取向变化的数据, 可见两种极端情况, 即晶界附近存在两种特殊取向, 原始残留的取向, 如立方取向; 形变的最终稳定取向, 如{111}<110>或接近{111}<112>. 出现的原因是晶界两侧晶粒的取向不同或晶界走向不同. 轧制条件下, 晶界处的交互作用强弱不同, 强的交互作用导致晶界附近转向最终形变取向, 弱的交互作用导致残留的初始取向. 前期工作观察^[11]到, 热轧时立方取向比冷轧时更多的保留, 但冷轧时残留的立方取向以形变带或过渡带的形式存在, 因而有更强的再结晶形核能力.

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图2   

Fig.2   RD样品轧面晶界附近取向成像图

2.2热轧后再冷轧时的晶界作用规律

与前期细柱状晶直接冷轧及退火^[9,10]的初始状态不同, 本研究使用的是平均直径约5 mm的粗柱状晶. 热轧后再冷轧, 冷轧前的初始晶界已全部平行于RD (见图1), 即都成为RD型样品(但取向不是<100>), 3种样品之间的几何各向异性差异基本消失. 冷轧时取向的差异主要是由各样品初始取向的差异引起的, 热轧后样品中心层有取向差异, 但不是很强. 其中, TD样品有最强的{111}<112>取向, 而不再是热轧前的旋转Goss{110}<110>和立方取向; ND样品有最强的旋转立方取向, 与热轧前的取向特点相同; RD样品则是较强的{111}<110>α线取向(见图1). 此外, 热轧板厚度方向组织、织构梯度的存在也形成样品间新的差异. 因此, 为减小这种差异, 消除剪切织构的影响, 将热轧板表面剪切区去除后再进行冷轧, 目的是考察中心形变织构的演变及晶界附近的取向特点.

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图3   

Fig.3   ND样品轧面晶界附近取向成像图

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图4   

Fig.4   冷轧75%后样品的宏观织构

图4给出冷轧75%后3种样品的宏观织构(ND样品实际压下量为85%). RD样品中心层有较强的{111}<112>织构, 它也与热轧板中存在一定量的Goss晶粒有关, 因为热轧前的初始取向中有较强的Goss织构. TD样品有最强的{111}<112>织构, 这显然来源于热轧板内较多的Goss晶粒. ND样品中心区有最强的{114}<110>织构. 由于样品厚度方向存在织构梯度, 因此从轧面测出的织构应不代表平均的情况. 这些特点与热轧织构有明显的继承性.

图5给出3种样品冷轧50%后的取向成像图. 可见, 取向特点与宏观织构(图4)基本对应, 其中TD样品中有最多的{111}<112>取向. 总体上, 除旋转立方晶粒外, 其它取向晶粒在晶界附近的取向都不同于晶粒中部. 但不能由此说明样品中平行于轧向的晶界交互作用很大, 因为这些差异是热轧后就存在的(见图1). 图5a所示的RD样品中有2处晶界附近都有残留的立方取向, 见图5b～e. 图5f所示的TD样品中心位置的立方和25°旋转立方晶粒是原始的立方晶粒, 它与上下2个{111}<112>硬取向晶粒相邻, 发生绕ND正反2个方向的小幅度转动, 如图5g和h所示. 图5i为ND样品粗大的旋转立方晶粒(选区下侧)与小的立方晶粒(选区上侧)相邻的情况. 最软的旋转立方取向在靠近晶界处已转到{111}<110>硬取向, 较软的立方取向受下方大晶粒的影响已转到25°旋转立方取向, 残留很少的、碎化的立方取向区域. 将3种样品信息加以总结可得出3个与{100}取向有关的晶界作用方面的特点: (1) 经93.3%的热轧及50%的冷轧, 在3个样品中的晶界附近都能找到立方取向区域, 说明晶界有助于立方取向的保留. 也就是说, 立方取向主要以这种方式残留. (2) 立方取向总与近25°立方取向或{113}<251>晶粒在一起, 说明它们是同一晶粒; 根据柱状晶冷轧取向变化及计算模拟结果^[17], 说明这种典型的立方取向晶粒轧制时的转动路径与晶界作用直接相关. 对比热轧与冷轧组织可知, 冷轧时更强的晶界作用使立方取向以形变带的方式在晶粒内更大区域出现, 热轧则使立方取向主要在晶界附近存在. (3) 绝大多数旋转立方晶粒内几乎没有取向梯度. 但图5a和图5i中的2个旋转立方晶粒还是具有一定差异的, 后者ND样品内部存在明显的取向梯度. 原因有2种可能: 一是原始旋转立方取向偏差大, 见图2; 二是晶粒过于粗大, ND样品原始平行于轧面的晶界极少, 造成这种样品内部旋转立方晶粒在ND方向尺寸较大, 容易受到来自轧辊表面剪切力的作用, 而旋转立方取向在剪切作用下是不稳定的, 所以在晶界附近出现取向的变化. 这些特点将影响后续退火时再结晶组织的均匀性.

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图5   

Fig.5   冷轧50%后板侧面EBSD取向成像图

图6给出样品冷轧75%后侧面的EBSD取向成像图(其中ND样品实际压下量为85%). 可见, 此形变量下晶界附近已很难发现立方取向区域, 说明不稳定的立方取向已消失. 同时, 不但晶界附近取向梯度大, 晶粒内取向梯度也很大, 且取向梯度的方向不再是沿ND方向. RD样品上侧褐色区有立方取向轧制转动到{113}<251>的取向, 见图6a; TD样品中部还有20°旋转立方取向, 见图6b; ND样品有最多的旋转立方取向, 且晶粒内部仍没有明显的取向梯度, 表明几何上和取向上都没有导致晶界附近的交互作用

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图6   

Fig.6   75%冷轧板侧面EBSD取向成像图

2.3退火后的晶界作用分析

为展示退火组织、织构与热轧板的遗传对应性, 不采用消除组织不均匀性的高温退火工艺, 而是有意保留组织与取向梯度的差异. 图7给出3种样品冷轧50%后于850 ℃退火后侧面的取向成像图. 可见, 冷轧退火组织和织构与热轧板中沿ND方向的组织和织构梯度有明显的对应性. 退火板中表层细晶区与热轧板表层动态再结晶的细小晶区对应, 中心层旋转立方晶粒(存在于RD和ND样品)一般不能再结晶, 只能发生回复. 应注意的是, 与旋转立方晶粒相邻的晶粒基本都是25°旋转立方或{113}<251>取向晶粒, 它们都与原始的立方取向晶粒有关, 形变时按特定的取向转动路径转向{113}, 其晶粒尺寸较大, 对织构的贡献也较大. 此外, 表层、次表层还存在大量的Goss取向晶粒, 特别是TD样品中, Goss晶粒几乎占该选区的50%. Goss晶粒主要有2种来源: 一是热轧板表面由剪切作用形成的形变长条Goss取向晶粒, 冷轧时转到{111}<112>, 并在内部的剪切带内保存有Goss取向晶核. 由于Goss晶粒冷轧退火时有较强的遗传性, 可保证其退火后转回Goss取向; 二是TD样品中初始反Goss取向{110}<110>, 热轧时转到Goss, 黄铜或{111}<110>取向, 冷轧时转到{111}<112>, 退火后也形成Goss取向晶粒. 就晶界交互作用而言, 最软的旋转立方取向晶粒应是柱状晶强<100>织构的特点, 最容易与立方取向晶粒相邻. 冷轧时, 热轧板中平行于RD方向的晶界对形变难以产生阻碍作用. 同时, 旋转立方取向本身也很难对其它取向晶粒产生反作用. 因此, 其自身内部或不产生取向梯度, 或只沿a取向线缓慢地发生取向变化, 产生一定的交互作用, 被形变晶粒{113}<251>缓慢地吞并.

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图7   

Fig.7   退火板侧面EBSD取向成像图

由3种不同方向放置的柱状晶样品热轧、冷轧及退火的组织和织构演变规律可见, 退火板中的{111}织构都很弱, {100}及Goss织构都比较强(不需要二次再结晶), 是高磁感无取向电工钢的理想织构状态; 组织的不均匀性来自热轧时表层的剪切作用(形成过于细小的晶粒, 加速{111}取向晶粒的出现)及中心区立方和旋转立方取向晶粒的不同行为. 如果降低热轧温度、增加热轧时的润滑, 则可进一步消除表层细小的组织^[7]. 中心层旋转立方取向形变晶粒的存在是由于热轧板内都是交互作用很小的RD方向的长条晶粒, 使得无论是表层细小的晶粒或长条状的Goss形变晶粒, 还是与其相邻的25°旋转立方晶粒, 在冷轧时都很难对其产生反作用. 因此, 退火时旋转立方取向晶粒很难被其它晶粒吞掉, 发生再结晶. 一般通过提高退火温度可明显改善组织不均匀性, 大的晶粒尺寸正好是无取向电工钢所需要的.

3 分析讨论

3.1几何诱导的晶界交互作用

几何诱导的晶界交互作用含义是, 对晶界都平行于RD方向的柱状晶样品, 轧制时近似平面应变条件作用下(不考虑表面剪切作用), 界面处晶粒间的交互作用最小, 而TD样品中的晶界都平行于轧板横向TD, 晶界处晶粒间的交互作用在轧制时最大; 这种规律在fcc Cu双晶的研究中已经得到证实^[18], 研究中使用铜型取向{112}<111>和黄铜型取向{112}<110>双晶, 晶界互相平行, 轧制时使其法线分别平行于RD, TD和ND方向, 分析了初始取向及晶界走向对取向变化的影响. 本研究中, ND样品柱状晶的晶界主要平行于ND方向, 平行于轧面的晶界最少, 甚至可认为没有晶界. 在相同的宏观样品尺寸下, 样品中的晶粒数目最多(晶粒较短), 晶粒尺寸相对较小, 晶粒在RD和TD方向都受到较强的金属流变阻碍作用. 因此, 在轧制条件下, 3种柱状晶样品的晶界作用相对强弱应该是: RD样品最弱, 主要发生在平行于RD的晶界附近; TD样品中平行于TD的晶界阻碍作用最强; ND样品中晶界都平行于ND方向, 晶粒数目最多, 相当于晶粒尺寸减小, 晶界作用增大, 且同时受RD和TD方向的阻碍作用. 但是随着轧制的进行, 多数晶界转向平行于轧面的方向, 即阻碍作用减小^[18]. 应注意的是, 这种纯几何诱导的晶界交互作用受样品间初始织构差异的显著影响. 也就是说, 除几何诱导因素之外, 还存在取向诱导的晶界交互作用.

3.2取向诱导的晶界交互作用

取向诱导的晶界交互作用含义是, 因3种样品的初始织构不同, 轧制时典型取向晶粒内开动的滑移系数目不同, 在轧制条件下产生的应变张量就不同, 对各个方向的晶界作用也不同. 随形变的进行, 取向逐渐转到不同的轧制稳定取向, 又产生新的应变张量, 对不同方向的晶界又发生新的不同程度的交互作用. 理论上, 初始样品含有丝织构, 即连续变化的取向分布, 但基于前期对柱状晶冷轧^[9]、热轧^[19]时取向变化规律的研究, 各样品主要包含2种初始织构组分, 即RD样品中的立方和Goss织构, TD样品的立方和反Goss织构, ND样品中的立方和旋转立方织构. 其中ND样品包含最多的{100}取向. 为简化分析, 这里不采取计算应变张量的方式比较不同取向晶粒与晶界间的交互作用差异, 而采用简单的取向因子分析法, 即选择几种典型取向, 确定其首先开动的滑移系, 将滑移系表示在极射赤面投影图上, 根据激活的滑移系的滑移方向及滑移面的法线位置以及轧制时取向的转动方向, 判断其对平行于RD方向的侧向晶界的作用. 已知在滑移过程中, 取向变化的规律是滑移方向转向RD方向, 滑移面法向转向ND方向. 也就是说, 开动的滑移系的滑移方向<111>在极射赤面投影图上的投影点在TD方向的分量越大, 转动时对RD方向的侧向晶界的作用越大; 反之, 如果滑移方向<111>的投影点在轧板的RD和ND方向的连线上, 则说明取向在转动过程中基本不产生对RD方向晶界的作用. 类似地, 可以分析滑移面的转动对晶界作用的强弱.

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图8   

Fig.8   不同取向滑移系开动对晶界的作用

图8给出了本工作主要关注的旋转立方{100}<011>, Goss{110}<001>, {112}<110>, {111}<110>, {111}<112>, 反Goss{110}<110>和立方{100}<001>取向单晶轧制时对应的{110}<111>滑移系的位置. 对旋转立方取向{100}<011>(图8a), 首先开动的滑移系是4个(实线所示), 滑移方向落在RD与ND的连线上, 滑移系开动时沿RD正、反方向的滑移量互相抵消, 取向稳定, 几乎不产生侧向TD的展宽. 因此, 对RD方向的晶界几乎没有作用; 同时最大取向因子是0.82, 是较软的取向. 类似地, Goss取向也是这个特点(图8b), 4个滑移系开动, 也不产生沿侧向的宽展. Goss取向最大的取向因子值与旋转立方取向相同, 为0.82, 是较软的取向; 并且轧制时发生简单的绕侧向TD的转动, 产生内部剪切带, 而不会对平行于RD的晶界发生作用. {112}<110>取向单晶有2个滑移系开动(图8c), 最大的取向因子值为0.82, 也为软取向, 滑移系之间的交互作用小. 其中, 滑移面法线落在RD和ND连线上, 滑移方向的TD分量也不大. 因此, 轧制时只有很小的展宽作用, 即对RD方向晶界的作用较弱. {111}<110>取向也有2个滑移系开动(图8d), 滑移方向的TD分量比{112}<110>稍大, 且滑移面也有TD分量, 其最大的取向因子值为0.68, 比立方和旋转立方取向都要硬. 因此, 其对RD方向晶界的作用比{112}<110>强. 对{111}<112>取向, 也开动4个滑移系(图8e), 其中2个具有很大的TD分量, 因而产生相对较大的展宽, 即对侧向平行于RD的晶界有显著的交互作用, 其最大的取向因子值降到0.54, 是硬取向. 类似地, 反Goss取向有8个滑移系开动(图8f), 都有较大的TD分量, 因此也应产生显著的展宽作用; 并且最大的取向因子值只有0.41, 是典型的硬取向. 立方取向轧制时有4个滑移系开动(图8g), 最大的取向因子值是0.82, 也是较软的取向, 应与旋转立方取向相似, 不发生明显的与RD方向晶界的交互作用; 但其滑移面在RD和ND的连线上, 为共面滑移, 转动时不产生TD方向的作用, 而滑移方向则有一定的TD分量. 由于立方取向是亚稳取向, 一旦偏离理想位向就不稳定. 因此, 应产生比旋转立方和Goss取向稍大的晶界交互作用. 立方取向遇到旋转立方软取向时, 相互作用较小; 遇到{111}等硬取向时, 只能自身取向发生变化.

根据Därmann^[20]对含3.5%Si电工钢单晶形变行为的研究, 形变时形变抗力越大, 形变后板的平均展宽越大, 相应地板的伸长越小. 50%形变量下, {001}<110>, {112}<110>, {111}<110>, {111}<112>取向单晶的形变抗力依次增大, 见表1. 可见, 旋转立方取向单晶轧制时的形变抗力很小, 几乎不产生展宽作用, 只有沿RD的伸长. 说明形变时受到RD方向的正应变ε₁₁很大, TD方向的正应变ε₂₂或切应变分量ε₁₂很小. 对{111}<112>单晶, 形变抗力较大, 轧制时样品的展宽也较大, 伸长则很小, 说明RD方向的正应变ε₁₁或切应变分量ε₁₃较小, TD方向的正应变ε₂₂或切应变分量ε₁₂很大. {111}<110>单晶与{111}<112>单晶相似, 但展宽作用稍弱, {112}<110>单晶的展宽作用又进一步减弱, 但强于旋转立方.

综合几何诱导和取向诱导的晶界作用可知, RD样品中几何诱导及取向诱导的晶界交互作用都很小, 因为RD样品中, Goss晶粒和立方晶粒形变初期对RD方向晶界的作用很小; 形变后期, 分别转向{111}<112>和{113}<251>, 晶粒间晶界的作用才开始增强. TD样品中, 沿TD方向的晶界对形变的阻碍作用最强, 即几何诱导的晶界作用最大(注意: 这里几何诱导的晶界作用是指平行于TD的晶界, 而不是本文讨论最多的平行于RD的晶界); 而通过前面的分析可知, 反Goss取向与晶界的交互作用很强, 即取向诱导的晶界作用最大. 也就是说, TD样品几何诱导和取向诱导的晶界作用都很大. 当TD样品中由表面剪切产生的Goss取向形成{111}<112>后, 继续形变(冷轧)时对晶界的作用也增强. 因此, TD样品退火后旋转立方晶粒最少. ND样品中几何诱导的晶界作用较大, 但取向诱导的晶界作用则最小, 即立方或旋转立方取向等{100}晶粒间的晶界作用很小; 热轧初期, 旋转立方取向晶粒受平行于ND方向的晶界作用较大, 但随着轧制的进行, 晶界逐渐平行于轧向, 产生的交互作用最小, 晶粒内部很难形成取向梯度. 立方取向晶粒在RD和ND样品中都未受到显著的晶界作用.

4 结论

(1) 热轧时立方取向多残留在晶界附近, 而不是冷轧时的带状组织分布特征; 晶界附近取向以残留的初始取向和形变最终的稳定取向为主, 与晶粒本身的软硬和晶界作用相关. 热轧后再冷轧晶界的作用小于相同形变量下的直接冷轧柱状晶样品, 组织均匀性较差.

(2) 经93.3%热轧和50%的冷轧后, 立方取向还可普遍存在于晶界附近, 弱的晶界作用使a线上的取向绕RD∥<110>逐渐转动. 而75%的冷轧压下量, 则使立方取向基本消失. 相比之下, 旋转立方取向晶粒内不会出现大的取向梯度.

(3) 退火后的组织与热轧后的组织、织构梯度有很好的对应关系, 中心层回复的粗大旋转立方晶粒起源于初始{100}取向; 与其相邻的大尺寸25°旋转立方及{113}<251>再结晶晶粒起源于初始立方取向, 只能缓慢吃掉旋转立方取向晶粒; 强Goss织构起源于热轧板次表层的Goss形变晶粒. 与柱状晶相关的几种再结晶织构的形成中都缺少较强的晶界交互作用.

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