唐建國，張新明，徐 敏，歐 軍

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

3104鋁合金熱粗軋板的織構(gòu)梯度及其對熱壓縮變形后退火織構(gòu)演變的影響

唐建國1,2，張新明1,2，徐 敏1,2，歐 軍1,2

(1. 中南大學(xué) 材料科學(xué)與工程學(xué)院，長沙 410083；2. 中南大學(xué) 有色金屬材料科學(xué)與工程教育部重點實驗室，長沙 410083)

采用X-ray衍射和光學(xué)顯微鏡對AA3104鋁合金熱粗軋板沿厚向的織構(gòu)和組織進(jìn)行研究。結(jié)果表明：熱粗軋板中存在明顯的組織和織構(gòu)梯度現(xiàn)象；在表層及次表層，剪切織構(gòu)占主導(dǎo)地位，表現(xiàn)為較強(qiáng)的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)R-cube {001}〈110〉和{112}〈110〉織構(gòu)，顯微組織以再結(jié)晶組織為主；在中心層及過渡層，則以典型的形變織構(gòu)(即Cu{112}〈111〉、S{123}〈634〉和Bs{011}〈211〉)及熱變形流線組織為主；這種沿厚度方向的組織和織構(gòu)梯度對熱變形后再結(jié)晶織構(gòu)也有很大影響，熱粗軋板中原始的剪切織構(gòu)有助于退火后立方織構(gòu)的形成，而原始中心層的形變織構(gòu)會促使熱變形退火后產(chǎn)生{111}〈110〉剪切織構(gòu)和P織構(gòu)。

鋁合金；熱粗軋板；織構(gòu)；顯微組織

易拉罐生產(chǎn)中的制耳大小是制約產(chǎn)品生產(chǎn)效率和成品率的一個關(guān)鍵因素，其主要是由材料的塑性各向異性所造成。通過獲得較強(qiáng)的立方織構(gòu)以平衡形變織構(gòu)[1?2]是控制材料的織構(gòu)組成以降低材料的塑性各向異性和減小制耳率的主要思路與途徑。目前，國內(nèi)外很多生產(chǎn)廠家采用“1+4”熱連軋機(jī)生產(chǎn)鋁易拉罐料板，即一機(jī)架的熱粗軋加四機(jī)架的熱精軋。在熱粗軋過程中，變形和再結(jié)晶的交替發(fā)生會改變板材顯微組織及織構(gòu)；在4機(jī)架熱精軋過程中，通過高溫、高速和大變形的方式獲得較高的卷曲溫度和充足的儲能，保證熱連軋卷曲后發(fā)生自退火，生成較強(qiáng)的立方織構(gòu)以平衡隨后冷軋過程中形成的形變織構(gòu)[3]。軋制過程中織構(gòu)梯度的研究一直受到廣泛的關(guān)注。TRUSZKOWSKI等[4?5]認(rèn)為冷軋厚板中宏觀織構(gòu)的不均勻性主要與軋輥和板材間的摩擦、材料本身的性質(zhì)及軋制變形區(qū)的幾何參數(shù)有關(guān)。DALLAND和 NES[6]以及 VATNE等[7]研究 Al-Mn-Mg鋁合金熱軋中立方織構(gòu)的起源，結(jié)果表明熱軋開始時形成的“立方過渡帶”可成為隨后熱軋時板中立方織構(gòu)的形核位置，促進(jìn)立方織構(gòu)的形成。ENGLER等[8]用VPSC多晶體變形模型模擬了軋板厚向各層的織構(gòu)演變。但是，對于AA3104鋁合金熱粗軋板中的織構(gòu)類型對隨后熱變形及退火過程中的織構(gòu)演變，尤其是對立方織構(gòu)的影響鮮見報道。因此，研究熱粗軋板中的織構(gòu)可為罐料板生產(chǎn)中建立織構(gòu)與工藝間的關(guān)系并控制織構(gòu)演變提供依據(jù)。

本文作者采用X-ray 衍射和光學(xué)顯微鏡研究罐料板用AA3104鋁合金熱粗軋板沿厚度方向的織構(gòu)分布及組織不均勻性。測定和計算出厚板各層所含織構(gòu)組分的取向密度與體積分?jǐn)?shù)，分析熱粗軋板各層的織構(gòu)及組織特征；并用全約束(Full constraint，F(xiàn)C)多晶體變形模型模擬驗證熱粗軋板內(nèi)的織構(gòu)特征，研究熱粗軋板中沿厚向不同部位薄層熱壓縮變形及退火后織構(gòu)的變化情況。

1 實驗

實驗采用某公司提供的30 mm厚的“1+4”工藝中的3104鋁合金熱粗軋板。

為分析熱粗軋板從表層到中心層的織構(gòu)分布，將熱粗軋板沿厚度方向取樣進(jìn)行研究。具體取樣部位用相對位置L=Δh/H(Δh是取樣層與表層間的距離，H為原始板厚)來表示。L=0，0.125，0.250和0.500分別代表熱粗軋板表層、次表層、過渡層和中心層(見圖1(a)所示)。

采用熱模擬平面應(yīng)變壓縮實驗?zāi)M了一機(jī)架熱精軋中材料的織構(gòu)?？紤]熱模擬實驗對樣品厚度的限制，實驗樣品的厚度取為 10mm。為研究熱粗軋板原始織構(gòu)對熱壓縮變形后織構(gòu)的影響，將實驗樣品分為兩類：取表面10 mm的試樣記為S10，中心10 mm的試樣記為 C10(取樣示意圖見圖 1(b))。在 Gleeble?1500 熱模擬機(jī)上對S10和C10試樣進(jìn)行熱壓縮實驗。變形參數(shù)的選擇考慮了實際生產(chǎn)情況，其中變形溫度選為380 ℃，真應(yīng)變和應(yīng)變速率分別為2和12 s?1。變形后的試樣立即水冷以保持變形組織。為進(jìn)一步模擬變形后退火過程中的織構(gòu)演變，將水冷后的試樣放入380 ℃的鹽浴爐中分別保溫30 min和60 min。

對試樣的RD?TD面(軋面)進(jìn)行織構(gòu)檢測。待檢測試樣經(jīng)機(jī)械拋光后，用5%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的NaOH水溶液浸泡2~3 min以去除表面應(yīng)力層。織構(gòu)測定在Bruker D8 Discovery型X射線衍射儀上完成，加載電壓和電流分別為40 kV和40 mA。采用Cu Kα輻射，用Schulz衍射法測定{111}、{200}、{220}和{311}4張不完整極圖，并進(jìn)行散焦修正。采用Burge提出的球函數(shù)展開法(lmax=18)計算出取向分布函數(shù)(ODF)，結(jié)果用恒φ2(Δφ2=5)截面圖表示。采用TANG等[9]提出的方法進(jìn)行織構(gòu)的定量計算(體積分?jǐn)?shù))，角度偏差在15.5?以內(nèi)視為同一種織構(gòu)。

采用電解拋光和陽極覆膜觀察熱粗軋板各層處RD?ND面(縱截面)的金相顯微組織。電解拋光溶液為10%(體積分?jǐn)?shù))的高氯酸和 90%的無水乙醇，陽極覆膜溶液為2%(質(zhì)量分?jǐn)?shù))的氟硼酸和98%的蒸餾水；操作電壓和時間分別為20~22 V、約10 s以及16~18 V、3~5 min。

圖1 3104鋁合金熱粗軋板織構(gòu)檢測分層部位及熱模擬取樣部位示意圖Fig.1 Schematic diagrams of samples for texture measurement of rough-rolled aluminum alloy 3104 plate (a)and plain-strain hot-compression (b)

2 結(jié)果與討論

2.1 熱粗軋板的顯微組織

圖2 3104鋁合金熱粗軋板沿板厚向的分層光學(xué)顯微組織Fig.2 Optical microstructures in layers along thickness of rough-rolled plate of aluminum alloy 3104: (a) Surface layer (L=0); (b)Subsurface layer (L=0.125); (c) Intermediate layer (L=0.25); (d) Center layer (L=0.5)

圖2 所示為3104鋁合金熱粗軋板的光學(xué)金相顯微組織。由圖2可知，板材沿厚度方向存在明顯的顯微組織不均勻性。板表層由粗大的再結(jié)晶晶粒組成，且晶粒沿軋制變形方向拉長；次表層組織主要是沿著軋制方向分布的細(xì)小再結(jié)晶晶粒；中心層是典型的熱變形流線組織；過渡層則表現(xiàn)為流線組織之間夾著沿軋制變形方向分布的細(xì)小再結(jié)晶晶粒的混合組織。且通過觀測可知，具有表層、次表層、過渡層和中心層的組織分別約為2.5 mm、2 mm、4 mm和6 mm(取熱軋板厚向的一半進(jìn)行的組織觀察)。

AA3104鋁合金厚板的熱粗軋是高溫大變形過程：壓下量在90%以上，軋制溫度為500 ℃左右；軋板與軋輥接觸表面的摩擦作用會導(dǎo)致板材內(nèi)剪切變形的產(chǎn)生，且熱粗軋開始時，變形區(qū)形狀參數(shù)1/ha＜1。式中：ha為軋件平均寬度；變形區(qū)長度為 1。板材中心層變形小。板材表層與軋輥摩擦大，剪切變形小，再結(jié)晶晶核少，晶粒粗大(見圖2(a))；次表層金屬的剪切變形最大，再結(jié)晶晶核多，晶粒細(xì)小(見圖 2(b))；剪切變形隨離表層距離的增加而逐漸減小，導(dǎo)致過渡層和中心層中存在較粗大的晶粒組織(見圖2(c)~(d))。

2.2 熱粗軋板的宏觀織構(gòu)

圖3所示為3104鋁合金熱粗軋板中織構(gòu)沿板厚度方向的分布，取φ2= 90?，65?和45? 3個具有代表性的截面進(jìn)行分析。從圖3中可以看出，熱軋板中主要含有 3種織構(gòu)類型：剪切織構(gòu)(旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)R-cube{001}〈110〉和{112}〈110〉織構(gòu))、再結(jié)晶織構(gòu)(立方織構(gòu) Cube {001}〈100〉)和形變織構(gòu)(Cu{112}〈111〉，S({123}〈634〉和 Bs{011}〈211〉)。

3104鋁合金熱粗軋板沿厚度方向存在著明顯的織構(gòu)梯度。在其表面層，主要是強(qiáng)的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)、{112}〈110〉織構(gòu)以及立方織構(gòu); 次表層中僅存在旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)和{112}〈110〉織構(gòu)，且兩者的取向密度最大；而在熱粗軋板的中心層，織構(gòu)以沿著β取向線分布的形變織構(gòu)為主，即由黃銅織構(gòu) Bs{011}〈211〉，銅織構(gòu)Cu{112}〈111〉和 S 織構(gòu){123}〈634〉組成；板材的過渡層處為混合織構(gòu)，既存在典型的形變織構(gòu)，也含有再結(jié)晶織構(gòu)和剪切織構(gòu)。圖4所示為3104鋁合金熱軋板沿厚向各層沿β取向線的取向密度分布。從圖4中可明顯看出，熱軋板表層和次表層的形變織構(gòu)是以 Bs為主；而過渡層和中心層的形變織構(gòu)則以S為主。圖5所示為各織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)隨著板厚度方向的變化關(guān)系。其中，剪切織構(gòu)的含量隨著L值的增加先增大后減小，并在次表層達(dá)到最大值，R-cube織構(gòu)和{112}〈110〉織構(gòu)的含量分別為31.1%和27.1%；立方織構(gòu)的含量隨著L值的增加先減少后增大，并在次表層中減小為零；板材中心層處，形變織構(gòu)的含量達(dá)到峰值，其中S織構(gòu)的含量最高(28.3%)；過渡層中，剪切織構(gòu)的含量較次表層的明顯減少，形變織構(gòu)的含量較中心層的有所減少。

圖3 3104鋁合金熱粗軋板沿板厚向的織構(gòu)梯度Fig.3 Texture gradient in rough-rolled plate along thickness of aluminum alloy 3104: (a) Surface layer (L=0); (b) Subsurface layer(L=0.125); (c) Intermediate layer (L=0.25); (d) Center layer (L=0.5)

圖4 AA3104鋁合金熱粗軋板的板厚向各層沿β取向線的取向密度分布Fig.4 Orientation density along β-fiber in different layers along thickness of aluminum alloy 3104 rough-rolled plate

圖5 AA3104鋁合金熱粗軋板沿板厚向各層織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)Fig.5 Volume fraction of textures in each layer of rough-rolled plate of aluminum alloy 3104

在熱粗軋過程中，板材的表面由于受到與軋輥之間的摩擦作用而發(fā)生剪切變形，其在厚板材各層分布的不同是導(dǎo)致板材宏觀織構(gòu)不均勻的重要因素[4,10]。通常認(rèn)為，在厚板的軋制過程中，板材的中心層處于平面應(yīng)變狀態(tài)，其應(yīng)變張量可表示為[11?12]

軋輥與軋板表層摩擦作用不會影響到該層的變形模式[10]。如圖3(d)所示，厚板中心層中所有的晶粒取向都穩(wěn)定在β取向線附近。但由圖5可知，熱軋板中心層沿軋向剪切變形小，旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)為零 ，而過渡層中含有4.1%的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)，說明后者受到部分剪切變形的作用。此時隨著L值的減小，單純的平面應(yīng)變狀態(tài)逐漸向剪切狀態(tài)過渡，其應(yīng)變張量為[8]

從過渡層到表層，隨著摩擦作用的增強(qiáng)，其產(chǎn)生的剪切應(yīng)變ε13逐漸增大，剪切織構(gòu)隨之增強(qiáng)并在次表層達(dá)到最大。剪切變形會產(chǎn)生3種典型的剪切織構(gòu)，即 R-cube、{111}〈110〉和{111}〈112〉織構(gòu)[4,11]。ENGLER等[8]的研究表明，在一些鋁合金中，{112}〈110〉是除了旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)之外最強(qiáng)的剪切織構(gòu)[8]。如圖 3(a)和(b)所示，AA3104鋁合金熱粗軋板的表層和次表層中含有很強(qiáng)的R-cube織構(gòu)和{112}〈110〉織構(gòu)，沒有觀察到{111}〈110〉和{111}〈112〉織構(gòu)。對比圖 4 可知，次表層中的R-cube織構(gòu)和{112}〈110〉織構(gòu)含量明顯高于表層的。同時，對于厚板次表層，雖然在其組織中觀察到細(xì)小的再結(jié)晶晶粒(見圖2(b))，其ODF中卻未發(fā)現(xiàn)有明顯的立方織構(gòu)組分(見圖 3(b))。由此可知，在厚板的高溫大變形中，板材近表層處的織構(gòu)類型主要受剪切作用的影響，并以剪切織構(gòu)(R-cube和{112}〈110〉)為主。綜合分析圖3和5可知，剪切變形主要作用在板表層和次表層，且其影響的深度占厚板的1/3。

2.3 宏觀織構(gòu)演變的模擬

采用完全約束(Full constraint，F(xiàn)C)模型模擬熱粗軋板中各層的織構(gòu)。如前所述，對于理想的平面應(yīng)變狀態(tài)，應(yīng)變張量如式(1)所示，可改寫為

在考慮剪切應(yīng)變后，應(yīng)變張量如下：

分別取x為0、0.2、1.0和2.0，所模擬的織構(gòu)結(jié)果如圖6所示。從圖6可知，當(dāng)x=0時即式(2)中的ε13=0時，在平面應(yīng)變狀態(tài)下，織構(gòu)完全是形變織構(gòu)。其中，S織構(gòu)為主要的形變織構(gòu)，Bs織構(gòu)含量最低。隨著x值增大，ε13的增加，形變織構(gòu)減弱，剪切織構(gòu) R-cube逐漸增強(qiáng)。模擬結(jié)果與實際織構(gòu)梯度的規(guī)律吻合，說明由摩擦作用引起的剪切應(yīng)變 ε13大小的差異是造成熱粗軋板中織構(gòu)梯度的主要原因。

2.4 熱壓縮退火后的織構(gòu)演變

圖7所示為 AA3104鋁合金熱粗軋板 S10和 C10試樣經(jīng)熱模擬后的變形試樣及在 380 ℃下退火 30 min和60 min后試樣的織構(gòu)。從圖7可以看出，在相同的熱變形條件下，S10試樣中除了明顯的變形織構(gòu)外，仍含有較弱的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)；C10試樣中則為完全的變形織構(gòu)。經(jīng)30 min退火后，S10和C10試樣中的變形織構(gòu)均逐漸變?nèi)?，其?S10中變形織構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)為立方織構(gòu)，并有部分立方織構(gòu)沿ND方向發(fā)生旋轉(zhuǎn)；而C10試樣中的變形織構(gòu)則向 Goss織構(gòu)、P織構(gòu)及{111}〈110〉織構(gòu)轉(zhuǎn)變。當(dāng)退火60 min后，S10試樣再結(jié)晶基本完成，表現(xiàn)為強(qiáng)的立方織構(gòu)；C10試樣中 Goss織構(gòu)轉(zhuǎn)向立方織構(gòu)，且 P織構(gòu)及{111}〈110〉織構(gòu)都有所增強(qiáng)。

圖8所示為S10和C10試樣在變形及經(jīng)不同時間退火后所含織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)。由圖8可知，S10試樣退火后的主要織構(gòu)為立方織構(gòu)，且退火60 min后立方織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到 30%；C10試樣的退火織構(gòu)則呈現(xiàn)多樣化，除了立方織構(gòu)外，還含有{111}〈110〉剪切織構(gòu)，Goss織構(gòu)和P織構(gòu)。在60 min退火后，C10所含的立方織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)較 S10試樣的少，僅 14%。但{111}〈110〉剪切織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)達(dá)到19%，Goss織構(gòu)及P織構(gòu)也分別占13%和6%。

2.5 AA3104鋁合金熱粗軋板原始織構(gòu)對熱壓縮變形退火后織構(gòu)演變的影響

圖6 FC模型模擬的熱粗軋板中的織構(gòu)Fig.6 Simulation of texture development in rough-rolled plate of aluminum alloy 3104 by FC model: (a) x=0; (b) x=0.2; (c) x=1.0;(d) x=2.0

由于熱模擬過程中摩擦作用的影響，變形集中在試樣的中間部位，退火時也只有中間部位發(fā)生再結(jié)晶。因此，對于 S10試樣，其發(fā)生變形和再結(jié)晶的部位表現(xiàn)為熱粗軋板的次表層和過渡層的組織特征，而 C10試樣發(fā)生變形和再結(jié)晶的部位則全是熱粗軋板中心層的變形組織。

在熱變形后，C10試樣中所含的變形織構(gòu)的取向密度明顯較 S10試樣的大，這是由于此時所測的變形織構(gòu)既包括熱變形過程中產(chǎn)生的變形織構(gòu)，又包含了原始熱軋板中心層的變形織構(gòu)。從退火后的織構(gòu)演變結(jié)果分析來看，具有熱粗軋板次表層和過渡層混合織構(gòu)(即原始織構(gòu)中含有旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)、{112}〈110〉織構(gòu)、立方織構(gòu)和變形織構(gòu))的S10試樣的再結(jié)晶速率較高，經(jīng)相同時間退火后，所含的立方織構(gòu)含量更多。眾所周知，立方織構(gòu)是罐料鋁材中理想的退火織構(gòu)，因其可產(chǎn)生 0?或 90?的制耳以抵消形變織構(gòu)所產(chǎn)生的 45?的制耳[13?15]，從而達(dá)到減小材料各向異性，降低制耳率的目的。具有熱軋板中心層織構(gòu)(即原始織構(gòu)含有變形織構(gòu)和少量立方織構(gòu))的C10試樣的退火織構(gòu)除了含有較少量的立方織構(gòu)之外，還包含{111}〈110〉剪切織構(gòu)和P織構(gòu)。其中，P織構(gòu)與形變織構(gòu)的制耳行為十分類似，它會產(chǎn)生30?或60?的制耳，從而提高材料的各向異性，不利于深沖制耳的消除[1]。

圖7 熱壓縮變形及退火后AA3104鋁合金板的織構(gòu)演變Fig.7 Texture evolution of aluminum alloy AA3104 plate after hot-compression and subsequent annealing: (a1) S10, compressed state; (a2) S10, annealed for 30 min; (a3) S10, annealed for 60 min; (b1) C10, compressed state; (b2) C10, annealed for 30 min; (b3) C10,annealed for 60 min

研究表明[16]，原變形組織中存在的具有立方取向的晶粒與退火后形成高含量的立方織構(gòu)具有緊密的聯(lián)系。其中，具有旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)取向的晶粒的穩(wěn)定性高于立方織構(gòu)取向的晶粒，其對退火中生成立方織構(gòu)的貢獻(xiàn)大。對比S10試樣和C10試樣可知，兩者所含的原始織構(gòu)中均包含少量的立方織構(gòu)，但前者的旋轉(zhuǎn)立方織構(gòu)含量遠(yuǎn)遠(yuǎn)高于后者。故在隨后的退火中，S10試樣中立方織構(gòu)的形核位置多，立方織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)大；C10試樣相比之下立方織構(gòu)的含量較少。

由此可知，熱粗軋板中原始的剪切織構(gòu)可以促進(jìn)熱變形退火后立方織構(gòu)的形成，而原始再結(jié)晶程度很低的中心層組織中，其變形織構(gòu)會促使熱變形退火后產(chǎn)生增加制耳率的退火織構(gòu)，如P織構(gòu)。因此，在“1+4”熱連軋生產(chǎn)罐料板的過程中，若能在熱粗軋過程中實現(xiàn)軋制變形的深入，保證軋板的整個厚向都發(fā)生再結(jié)晶，減少單純的變形組織及形變織構(gòu)，則可有利于最終立方織構(gòu)的形成，并消除對降低制耳率不利的退火織構(gòu)。

圖8 3104鋁合金熱變形及其退火后S10和C10樣品所含織構(gòu)組分的體積分?jǐn)?shù)Fig.8 Volume fraction of texture in aluminum alloy 3104 after hot compressed and annealed: (a) S10; (b) C10

3 結(jié)論

1) 由于大的外摩擦作用和l/ha由小于1到大于1，熱粗軋板中具有強(qiáng)的織構(gòu)梯度：中心層是典型的變形織構(gòu)，即包括沿著β取向線分布的Cu、S和Bs織構(gòu)，并以S織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)和取向密度最大；而過渡層兼有再結(jié)晶織構(gòu)、剪切織構(gòu)和變形織構(gòu)。厚板的近表層以剪切織構(gòu)(R-cube和{112}〈110〉織構(gòu))為主，其中剪切織構(gòu)的含量和密度在次表層達(dá)到最高值，表層還含有一定的立方織構(gòu)且組織也呈現(xiàn)明顯的不均勻性(由中心層典型的熱變形流線組織經(jīng)過渡層到次表層的細(xì)小再結(jié)晶晶粒組織，最后到表層粗大的再結(jié)晶晶粒組織)。

2) 熱粗軋過程中變形的不均勻及剪切變形在厚軋板各層分布的不同是導(dǎo)致AA3104鋁合金熱粗軋板宏觀織構(gòu)不均勻和組織分層的主要原因。剪切變形主要作用在板的表層和次表層，且其影響的深度占了厚板的1/3。

3) 熱變形退火后，熱粗軋板中原始的剪切織構(gòu)轉(zhuǎn)變成立方織構(gòu)，而中心層的變形織構(gòu)轉(zhuǎn)變成{111}〈110〉和P織構(gòu)。

REFERENCES

[1] LIU J, DICK R E, FRIDY J M, ROUNS T N. Crystallographic texture evolution of continuous cast Al-Mn-Mg alloy sheet during cold rolling and annealing[J]. Mater Sci Eng A, 2007,458(1/2): 73?87.

[2] QUADIR M Z, AL-BUHAMAD O, BASSMAN L, FERRY M.Development of a recovered/recrystallized multilayered microstructure in Al alloys by accumulative roll bonding[J].Acta Mater, 2007, 55(16): 5438?5448.

[3] ENGLER O, LOCHTE L, HIRSCH J. Through-process simulation of texture and properties during the thermomechanical processing of aluminium sheets[J]. Acta Mater, 2007, 55(16): 5449?5463.

[4] TRUSZKOWSKI W, KROL J, MAJOR B. Inhomogeneity of rolling texture in FCC metals[J]. Metall Trans A, 1980, 11(5):749?758.

[5] TRUSZKOWSKI W, KROL J, MAJOR B. On penetration of shear texture into the rolled aluminium and copper[J]. Metall Trans A, 1982, 13(4): 665?669.

[6] DALLAND O, NES E. Origin of cube texture during hot rolling of commercial Al-Mn-Mg alloys[J]. Acta Mater, 1996, 44(4):1389?1411.

[7] VATNE H E, SHAHANI R, NES E. Deformation of cube-oriented grains and formation of recrystallized cube grains in a hot deformed commercial A-Mg-Mn aluminum alloy[J].Acta Materialia, 1996, 44(11): 4447?4462.

[8] ENGLER O, HUH M, TOME C N. A study of through-thickness texture gradients in rolled sheets[J]. Metall Trans A, 2000, 31(9):2299?2315.

[9] TANG J G, ZHANG X M, DENG Y L, DU X Y, CHEN Z Y.Texture decomposition with particle swarm optimization method[J]. Comp Mater Sci, 2006, 38(2): 395?399.

[10] LIU W C, RADHAKRISHNAN B, LI Z, MORRIS J G.Through-thickness texture gradient in continuous cast AA 5052 aluminum alloy sheet[J]. Mater Sci Eng A, 2008, 472: 170?178.

[11] MAO W M. Texture in inhomogeneously rolled aluminium sheet[J]. Trans Nonferrous Met Soc, 1992, 2(1): 98?103.

[12] 毛衛(wèi)民, 張新明. 晶體材料織構(gòu)定量分析[M]. 北京: 冶金工業(yè)出版社, 1995: 127-131.MAO Wei-min, ZHANG Xin-ming. Quantitative texture analysis of crystalline materials[M]. Beijing: Metallurgical Industry Press, 1995: 127?131.

[13] 林 林, 溫慶紅, 高曉玲. 3104制罐板中間退火冷卻方式改變對性能的影響[J]. 鋁加工, 2002, 24(1): 44?46.LIN Lin, WEN Qing-hong, GAO Xiao-ling. The effect of changing cooling model of intermediate annealing on properties of 3104 can stock[J]. Aluminium Treatment, 2002, 24(1): 44?46.

[14] ENGLER O, HIRSCH J. Texture control by thermomechanical processing of AA6××× Al-Mg-Si sheet alloys for automotive applications—A review[J]. Mater Sci Eng A, 2002, 336:249?262.

[15] 張德芬, 黃 濤, 胡卓超, 左 良, 王 福. 3104鋁合金再結(jié)晶織構(gòu)的研究[J]. 材料工程, 2004, 36(11): 28?31.ZHANG De-fen, HUANG Tao, HU Zhuo-chao, ZUO Liang,WANG Fu. Study of recrystallization texture of aluminium alloy 3104[J]. J Mater Eng, 2004, 36(11): 28?31.

[16] BOLINGBROKE R K, MARSHALL G J, RICKS R A. The influence of initial microstructure on the recrystallization textures of aluminium alloys after hot deformation by laboratory simulation[J]. Materials Science Forum, 1993, 157/162:1145?1152.

Texture gradient in rough-rolled plate of aluminum alloy 3104 and its effect on annealing textures evolution after hot compression

TANG Jian-guo1,2, ZHANG Xin-ming1,2, XU Min1,2, OU Jun1,2
(1. School of Materials Science and Engineering, Central South University, Changsha 410083, China;2. Key Laboratory of Nonferrous Metal Materials Science and Engineering,Ministry of Education, Central South University, Changsha 410083, China)

The textures and microstructures along rough-rolled plate aluminum alloy 3104 were investigated by X-ray diffractometry and optical microscopy, respectively. The results show that a pronounced through-thickness texture and microstructure gradient is found in the rough-rolled plate. At the surface and sub-surface layers, the dominant texture and microstructure are shear textures (strong R-cube{001}〈110〉 and {112}〈110〉) and recrystallization microstructure,respectively. While at the center and intermediate layers, the typical β-fiber texture of Cu{112}〈111〉, S{123}〈634〉 and Bs{011}〈211〉, and a fibrous microstructure characterized by banded-like structure is observed. This kind of through-thickness texture and microstructure gradient have strong influence on the recrystallization texture after hot compression, i.e., the rolling shear textures are changed to cube texture, while the other deformation textures are rotated to the {111}〈110〉 and P orientation during the annealing after hot compression.

aluminum alloy; rough-rolled plate; texture; microstructure

TG335.5

A

1004-0609(2010)10-1932-09

國家科技支撐計劃資助項目(2007BAE38B01)；國家自然科學(xué)基金資助項目(50905188)

2009-10-09；

2010-01-13

張新明，教授；電話：0731-88830265；E-mail：xmzhang_cn@yahoo.cn

(編輯 龍懷中)