2E12鋁合金在冷軋和退火過程中織構(gòu)和顯微組織的演變

汪 波，易丹青,，陳宇強(qiáng)，王 斌,，李澤英

(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(diǎn)實(shí)驗(yàn)室，長沙 410083)

Al-Cu-Mg系合金具有良好的室溫力學(xué)性能及優(yōu)良的斷裂韌性與抗疲勞性能，在航空航天工業(yè)中應(yīng)用十分廣泛，其中2E12鋁合金是疲勞性能優(yōu)異的Al-Cu-Mg系合金之一[1-3]。由于合金的織構(gòu)對合金的力學(xué)性能和疲勞性能都有重要的影響[4-5]，所以研究2E12合金的織構(gòu)在變形和退火過程的演變規(guī)律有重要意義。

多晶體金屬經(jīng)過冷加工會產(chǎn)生變形織構(gòu)，經(jīng)過再結(jié)晶退火后會出現(xiàn)再結(jié)晶織構(gòu)。再結(jié)晶主要包括形核和晶粒長大兩個主要過程，而晶粒長大主要靠大角度晶界的遷移，所以影響形核和大角度晶界遷移的所有因素都會影響再結(jié)晶織構(gòu)的形成。關(guān)于再結(jié)晶織構(gòu)的形成，尤其是面心立方合金中立方織構(gòu)的形成，目前主要有兩種理論。DILLAMORE等[6]研究了立方金屬的立方過渡帶中特定亞結(jié)構(gòu)的形成過程和對再結(jié)晶形核的影響，認(rèn)為非立方取向的晶粒在形變時沿特定的取向路徑轉(zhuǎn)到立方取向，成為再結(jié)晶晶核，最終形成了很強(qiáng)的立方織構(gòu)，在此基礎(chǔ)上他們提出了定向形核理論；IBE等[7]發(fā)現(xiàn)，如果立方晶粒與變形基體有特定的位向關(guān)系，它們的晶界有很大的遷移速率，他們提出了定向長大理論，這個理論很好地解釋了立方織構(gòu)的形成機(jī)制。該理論也在其他人的研究中得到證明，YANG[8]研究發(fā)現(xiàn)Al-Mn合金的再結(jié)晶過程中，由于取向釘扎，立方晶粒的長大速度大于其他取向的晶粒；DUGGAN等[9]觀察到了再結(jié)晶初期立方晶核優(yōu)先在S取向基體生長，而很少向其他取向基體生長，這是由于40°〈111〉關(guān)系顯鋁優(yōu)先生長。最近的研究主要集中于Al合金的再結(jié)晶織構(gòu)的演變模型，如CRUMBACH等[10]基于再結(jié)晶的驅(qū)動力依賴于變形儲能，建立一個定向選擇模型很好地解釋了再結(jié)晶織構(gòu)的演變規(guī)律。目前，在實(shí)驗(yàn)和理論上還沒開展對Al-Cu-Mg系合金在冷變形與退火過程中織構(gòu)的演變規(guī)律的研究，退火溫度與時間、變形量等因素對2E12合金織構(gòu)的影響也需作進(jìn)一步研究。

本文作者采用取向分布函數(shù)(ODF)和背散射電子衍射技術(shù)(EBSD)，并結(jié)合透射電鏡(TEM)分析亞結(jié)構(gòu)在冷軋與退火過程的演變規(guī)律，從實(shí)驗(yàn)角度研究冷軋及退火過程2E12鋁合金織構(gòu)的演變規(guī)律。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 材料成分

實(shí)驗(yàn)材料為西南鋁業(yè)集團(tuán)提供的6 mm厚的2E12鋁合金熱軋薄板，包鋁層厚度約為0.1 mm，合金化學(xué)成分如表1所列。

表1 2E12合金化學(xué)成分表Table1 Chemical composition of 2E12(mass fraction, %)

1.2 實(shí)驗(yàn)方法

將6 mm厚度的2E12熱軋板樣品進(jìn)行冷軋，通過控制每個道次軋制前后的厚度來控制其變形量，每道次的變形量如表2所列。每次軋制變形之后放入智能箱式高溫爐中進(jìn)行退火處理。

表2 冷軋工藝中的道次變形量Table2 Deformation of each cold rolling process

織構(gòu)測定所用試樣經(jīng)過400、600至1 000號的砂紙打磨后即可進(jìn)行電解拋光。拋光液的成分(體積分?jǐn)?shù))為33%硝酸+67%甲醇溶液，工作溫度為-20℃，工作電壓為20 V，電流為0.5 A，拋光時間約為40 s。樣品拋光后立即用酒精反復(fù)沖洗、吹干，并放干燥皿內(nèi)保存?？棙?gòu)測定在Bruker D8 Discover X射線衍射儀上進(jìn)行，管電壓為40 kV，管電流為40 mA。采用Cu Kα輻射，極圖測量范圍：α為5°～85°，β為0°～360°。

EBSD樣品采用上述相同的電解拋光后立即用酒精反復(fù)沖洗、吹干。 EBSD數(shù)據(jù)采集在JSM-5600LV型場發(fā)射型掃描電子顯鋁鏡配帶的EBSD探測系統(tǒng)上進(jìn)行，采用的步徑根據(jù)放大倍數(shù)視情況選擇，數(shù)據(jù)采集后通過TSL公司提供的分析軟件對采集的數(shù)據(jù)進(jìn)行分析。

透射樣品首先機(jī)械減薄至0.1 mm左右，在MT-PI型雙噴電解減薄儀上進(jìn)行雙噴減薄，雙噴時采用的電壓為15～20 V，工作電流控制在50 mA左右，雙噴液采用(體積分?jǐn)?shù))為25%硝酸+75%甲醇混合溶液，用液氮冷卻至-25℃以下，然后在TecnaiG220型高分辨透射電子顯鋁鏡上進(jìn)行鋁觀鋁織觀察。

2 結(jié)果分析

2.1 織構(gòu)和亞結(jié)構(gòu)在冷變形過程中的演變規(guī)律

采用X射線衍射法分析原始熱軋板和不同的變形量的冷軋板的織構(gòu)分布，研究冷變形過程中織構(gòu)的演變過程。圖1所示為取向函數(shù)分布截面圖(φ2=0°)，圖2所示為織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)圖。

圖1 2E12合金冷軋板的ODF截面圖(φ2=0°)Fig.1 Sections of ODFs of 2E12 aluminum alloy after different reductions (φ2=0°): (a) 0%; (b) 40%;(c) 60%; (d) 80%

圖2 2E12合金熱軋板在不同變形量條件下的織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)Fig.2 Volume fractions of texture in 2E12 aluminum alloy after different reductions: (a) 0%; (b) 40%; (c) 60%; (d) 80%

從圖1可以看出，變形前熱軋板中主要存在黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉、S 型織構(gòu){123}〈634〉，也存在立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉。隨著變形量的增加, 黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉、S 型織構(gòu){123}<634>增多，立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉明顯減少。從圖2可以看出，變形量為80%時，黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉和S型織構(gòu){123}〈634〉的體積分?jǐn)?shù)分別約為25%和20%，立方織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)僅為4%。

為了分析鋁觀鋁織在冷變形及退火過程中的演變規(guī)律，采用EBSD分析不同變形量的冷軋板(未中間退火)的織構(gòu)分布和晶粒形貌，圖3所示為熱軋板經(jīng)不同冷變形后的EBSD像，圖4所示為熱軋板在不同變形量條件下的極圖。

從圖3和4可以看出，隨著變形量的增加，晶粒逐漸破碎為細(xì)小的亞晶，晶粒尺寸逐漸減小，黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉和S 型織構(gòu){123}〈634〉明顯增加，而立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉則顯著減少。當(dāng)變形量為80%時，少量的立方織構(gòu)仍然保留，且這部分立方取向的亞晶分布于S取向和黃銅取向的亞晶之間。

為研究冷變形對亞結(jié)構(gòu)的影響，選取不同變形量冷軋板的TEM像進(jìn)行對比分析，如圖5所示。

如圖5所示，晶粒內(nèi)的位錯鋁態(tài)呈現(xiàn)許多不均勻的、局部位錯高密度區(qū)。由于這些亞晶與基體呈一定取向差，因此，這些亞晶的衍射斑與基體的衍射斑會存在一定的偏離。隨著變形量的增加,發(fā)生的偏移程度明顯加大，說明亞晶的取向差明顯增大。衍射斑點(diǎn)原本呈圓形狀分布，在變形后呈小圓弧形分布，且隨著變形量的增加，圓弧的弧度逐步增加。這種變化主要是變形后合金基體破碎形成許多細(xì)小的亞晶所造成的。

2.2 織構(gòu)和亞結(jié)構(gòu)在退火過程中的演變規(guī)律

為研究2E12合金在退火過程中織構(gòu)的演變規(guī)律，選擇經(jīng)過80%冷變形的冷軋板，采用不同的退火制度，然后采用X射線衍射法分析退火板材中的織構(gòu)分布。圖6所示為織構(gòu)取向分布函數(shù)的截面圖，圖7所示為織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)圖。

圖3 2E12合金熱軋板在不同變形量條件下的EBSD像(綠色為黃銅織構(gòu)，紫色為S織構(gòu)，紅色為立方織構(gòu))Fig.3 EBSD orientation maps of 2E12 aluminum alloy after different reductions(The green part is brass texture, the purple part is S texture, the red part is cube texture.): (a) 10%; (b) 40%; (c) 80%

圖4 2E12合金熱軋板在不同變形量條件下的極圖Fig.4 Pole figures of 2E12 aluminum alloy after different reductions (The green part is brass texture, the purple part is S texture,the red part is cube texture.): (a) 10%; (b) 40%; (c) 80%

圖5 不同變形量的冷軋板樣品的TEM像與衍射花樣Fig.5 TEM images and diffraction patterns of cold rolled plates after different reductions: (a) 10%; (b) 30%; (c) 80%

圖6 2E12合金經(jīng)80%的冷變形后逐步退火過程中的ODF截面圖(φ2=0°)Fig.6 Sections of ODFs of 2E12 aluminum alloy after 80% reduction annealed under different conditions(φ2=0°): (a) Not annealed;(b) 330℃, 0.5 h; (c) (330℃, 0.5 h)+(380℃, 0.5 h); (d) (330℃, 0.5 h)+(380℃, 0.5 h)+(420℃, 0.5 h); (e) (330℃, 0.5 h)+(380℃,0.5 h)+(420℃, 0.5 h)+(470℃, 0.5 h)

圖7 2E12合金經(jīng)80%冷變形后在不同退火制度下的織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)Fig.7 Volume fractions of texture in 2E12 aluminum alloy after 80% reduction annealed under different conditions:(a) Not annealed; (b) 330℃, 0.5 h; (c) (330℃, 0.5 h)+(380℃,0.5 h); (d) (330℃, 0.5 h)+(380℃, 0.5 h)+(420℃, 0.5 h);(e) (330℃, 0.5 h)+(380℃, 0.5 h)+(420℃, 0.5 h)+(470℃,0.5 h)

從圖6可以看出，在330℃退火0.5 h時，黃銅織 構(gòu) (Brass){011}〈211〉減 少 ，立 方 織 構(gòu)(Cube){001}〈100〉增多；然后繼續(xù)在380℃退火0.5 h時，黃銅織構(gòu)繼續(xù)減少，立方織構(gòu)繼續(xù)增加，部分黃銅織構(gòu)轉(zhuǎn)換為Goss戈斯織構(gòu){110}(001)；然后在420℃退火0.5 h時，黃銅織構(gòu)繼續(xù)減少，立方織構(gòu)和戈斯織構(gòu)成為主要取向；然后在470℃退火0.5 h后，立方織構(gòu)為主要取向，黃銅織構(gòu)和S織構(gòu)很少。如圖7所示，當(dāng)選用(330℃, 0.5 h)+(380℃, 0.5 h)+(420℃,0.5 h)+(470℃, 0.5 h)的退火制度時，立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉和戈斯織構(gòu)(Goss){110}〈001〉的體積分?jǐn)?shù)分別為36%和17%，黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉和S型織構(gòu){123}〈634〉的體積分?jǐn)?shù)僅為8%和3%。

采用EBSD分析冷軋變形量為80%的板材在不同退火制度下的織構(gòu)分布和晶粒形貌，結(jié)果如圖8所示。

從圖8可以看出，2E12合金在變形量為80%的冷變形后，隨著退火溫度的升高和退火時間的延長，立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉逐漸占據(jù)明顯優(yōu)勢，出現(xiàn)尺寸較大的立方取向的晶粒。這也說明升高退火溫度和延長退火時間，有利于立方織構(gòu)的形成。

為研究變形量對退火過程中的織構(gòu)類型和含量的影響，選擇不同變形量的冷軋板在470℃退火0.5 h時，其取向函數(shù)截面圖和織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)如圖9和10所示。

由圖9和10可以看出，隨著變形量的增加，退火后的立方織構(gòu)(Cube){001}〈100〉增多。從圖10可知，變形量為10%和40%時，退火后立方織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)約為8%；變形量為60%和80%時，立方織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)分別為15%和20%。

圖8 冷軋變形量為80%的2E12合金在不同退火制度下的EBSD像Fig.8 EBSD images of 2E12 aluminum alloy after 80%reduction annealed under different conditions (The green part is brass texture, the red part is cube texture.): (a) (330℃, 30 min)+(380℃, 30 min); (b) (330℃, 30 min)+(380℃, 30 min)+(420℃, 30 min); (c) (330℃, 30 min)+(380℃, 30 min)+(420℃, 30 min)+(470℃, 30 min)

圖9 不同冷變形量的2E12合金在470℃退火 0.5 h后的ODF截面圖(φ2=0°)Fig.9 Sections of ODFs of 2E12 aluminum alloy after different reductions annealed at 470℃ for 0.5 h(φ2=0°): (a) 10%; (b) 40%; (c) 60%; (d)80%

圖10 不同冷變形量的2E12合金在470℃退火0.5 h后的織構(gòu)體積分?jǐn)?shù)Fig.10 Volume fractions of texture in 2E12 aluminum alloy after different reductions annealed at 470℃ for 0.5 h: (a) 10%;(b) 40%; (c) 60%; (d) 80%

為研究亞結(jié)構(gòu)在退火過程中的演變規(guī)律，對變形量較小(10%)的冷軋板退火后的TEM像進(jìn)行分析，結(jié)果如圖11所示。

對比冷軋板的TEM像，隨著退火的進(jìn)行，首先發(fā)生回復(fù)過程，位錯變得比較平直和規(guī)整(如圖11(a)所示)，胞內(nèi)變得幾乎無位錯，胞壁變得更清晰，亞晶界有更多的位錯形成位錯網(wǎng)絡(luò)(如圖11(b)，(c)，(d)所示)。

變形量很大(80%)的冷軋板退火后的鋁觀鋁織TEM像如圖12所示。

如圖12所示,衍射斑呈環(huán)狀分布，說明發(fā)生了明顯的再結(jié)晶。從圖12(a)、(b)中可觀察到尺寸較大的再結(jié)晶晶粒。

綜合以上透射電鏡的實(shí)驗(yàn)結(jié)果，2E12合金的亞結(jié)構(gòu)在冷變形和退火過程發(fā)生一系列的變化。在冷變形過程中，位錯密度增加，位錯通過交互作用纏結(jié)在一起，形成了胞狀鋁織。在退火中首先發(fā)生回復(fù)，由于胞狀鋁織內(nèi)的位錯與胞壁的異號位錯相互抵消，使位錯密度降低，從透射電鏡下觀察到胞狀鋁織更加規(guī)整，胞壁變薄且清晰，亞晶界上出現(xiàn)了能量較低的位錯網(wǎng)絡(luò)。在再結(jié)晶形核過程中，一般認(rèn)為是通過亞晶粒的合并來實(shí)現(xiàn)的，相鄰的亞晶粒某些邊界上的位錯，通過攀移和滑移，轉(zhuǎn)移到兩個亞晶外邊的亞晶界上，導(dǎo)致兩個亞晶之間的亞晶界消失，合并為一個大的亞晶，合并后的較大亞晶的晶界上有更多的位錯，逐漸轉(zhuǎn)化為易動性大的大角度晶界，就成為再結(jié)晶晶核。

3 討論

3.1 變形織構(gòu)的演變

對于面心立方金屬，形成強(qiáng)的立方織構(gòu)需滿足以下條件：在變形基體中存在立方取向的亞晶，立方亞晶能夠成為再結(jié)晶晶核，這些晶核通過大角度晶界的遷移迅速長大，得到尺寸較大的立方晶粒，最后形成較強(qiáng)的立方織構(gòu)。

圖11 2E12合金冷軋板退火后的TEM像Fig.11 TEM images of cold rolled plates after annealed at 380℃ for 5 min: (a) Dislocation; (b), (c), (d) Dislocation net

圖12 2E12合金冷軋板退火后的TEM像和衍射花樣(變形量 80%，退火溫度 380℃ ，退火時間5 min)Fig.12 TEM images and diffraction patterns of cold rolled plates after 80%reduction at 380℃ for 5 min: (a), (b)Recrystalline; (c) Diffraction patterns

立方織構(gòu)在變形過程是不穩(wěn)定的取向，立方取向通?？梢孕D(zhuǎn)到{124}〈211〉、{123}〈624〉和{011}〈100〉，但是在很大的變形之后仍然觀察到存在立方晶粒。在O-RD-TD-ND的坐標(biāo)系里，設(shè)1、2、3分別代表RD、TD、ND 3個方向。立方晶粒在變形過程中有四種滑移系：(11)[011]、(11)[011]、(11)[01]和(111) [01]。SIDOR等[10]認(rèn)為在大變形的條件下，由于與立方晶粒相鄰的其他晶粒的阻礙作用，4種滑移系的開動都不會改變立方晶粒的取向，此時產(chǎn)生的應(yīng)變ε11＞0，ε33=-ε11，ε12=ε13=ε23=0。由于4 種滑移系的開動，立方亞晶在變形過程中受到周圍亞晶很小的應(yīng)力作用，同時與4種滑移系對應(yīng)的兩個伯氏矢量是相互垂直的，所以在變形過程中立方亞晶不易發(fā)生位錯的扭曲、塞積與反應(yīng)，立方亞晶的位錯易發(fā)生滑移，導(dǎo)致位錯密度降低，最后立方亞晶的位錯密度明顯低于其他亞晶。在退火過程中，立方亞晶與其他亞晶的位錯密度的差異使立方亞晶優(yōu)先成為再結(jié)晶晶核，在大變形的條件下，變形基體中仍然存在立方晶粒。從圖2中也可以看出，在變形量為80%時，仍存在體積分?jǐn)?shù)為2%的立方織構(gòu)。從圖3的EBSD照片可以看出：在變形量為80%的變形之后，變形基體中仍存在立方晶粒，實(shí)驗(yàn)很好地證明以上結(jié)論。

3.2 再結(jié)晶織構(gòu)的形成

在退火過程中,一般同時伴隨著定向形核和定向長。定向形核指優(yōu)先在特定取向的位置優(yōu)先形成再結(jié)晶晶核，由于形核位置和變形基體的儲能之差，位錯的抵消導(dǎo)致低位錯密度區(qū)域的產(chǎn)生。如圖11所示的TEM像中，位錯胞內(nèi)變得幾乎無位錯。定向長大指再結(jié)晶晶粒和變形基體有特定的位向關(guān)系，兩者之間的晶界有較大的遷移速率，這樣有利于再結(jié)晶晶核的長大。從圖11和12所示的TEM像中可以看到，在再結(jié)晶形核和長大過程中，亞晶通過合并，形成較大尺寸的再結(jié)晶晶粒。

在前面的討論中提到，變形后變形基體中仍存在少量穩(wěn)定的立方亞晶，然而其中大部分立方取向轉(zhuǎn)向其他取向。立方取向一般轉(zhuǎn)到Goss{011}〈100〉取向或S{123}〈624〉取向。SIDOR等[10]認(rèn)為，在變形過程中與穩(wěn)定的立方亞晶相鄰的立方晶粒，更易于偏離立方取向，最終導(dǎo)致這些轉(zhuǎn)向晶粒和穩(wěn)定立方亞晶的取向差變得很大。在退火過程，容易形成大角度晶界，成為再結(jié)晶晶核。從前面的圖1和2中可以看出，冷變形之后，主要含有黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉、S型織構(gòu){123}〈634〉。這些取向的變形晶粒和立方晶核都有大角度晶界，所以變形基體中殘余的立方亞晶更容易長大。

對于冷變形金屬，再結(jié)晶長大是通過亞晶的遷移進(jìn)行的，而亞晶的晶界遷移速率正比于晶界的凈遷移驅(qū)動力，則晶界的遷移速率V可表示為[11-13]：

式中：m為晶界的可動系數(shù)，Pi為晶界遷移的驅(qū)動力與約束力(正值時為驅(qū)動力，負(fù)值時為約束力)。

冷變形金屬再結(jié)晶時，晶界遷移的驅(qū)動力主要有再結(jié)晶驅(qū)動力Pd和界面能提供的驅(qū)動力Pg。其中，再結(jié)晶驅(qū)動力Pd是晶界遷移前后的位錯應(yīng)變能的下降。相鄰的亞晶的儲能差越大，相鄰亞晶之間的晶界遷移的再結(jié)晶驅(qū)動力越大。

對于界面能提供的驅(qū)動力Pg可表示為

式中：g為單位面積晶界的界面能，R為晶界的曲率半徑。

綜合式(1)和(2)，可得到晶界的遷移速率為

當(dāng)變形量為80%，但仍然保留有少量立方織構(gòu)，且這部分立方取向的亞晶分布于S{123}〈624〉取向的亞晶之間。一是S取向的較高的儲存能，S取向和立方取向的亞晶之間的儲能差較大，所以晶界遷移的再結(jié)晶驅(qū)動力Pd較大[14]。二是立方取向與S取向的夾角分別為33.6°，對于面心立方金屬，具有40°〈111〉關(guān)系顯鋁優(yōu)先生長，S取向和立方取向的亞晶晶界的界面能g較大，故晶界的界面能驅(qū)動力Pg較大[9]。由式(3)可知，冷軋板中分布于S取向亞晶之間的部分立方取向亞晶在鋁觀尺寸范圍內(nèi)有較大的晶界遷移速率，在再結(jié)晶過程中，立方取向的亞晶通過吞噬周圍S取向和黃銅取向的亞晶迅速再結(jié)晶并長大，界面移動的示意圖如圖13所示。綜上所述，變形之后變形基體中殘余的穩(wěn)定立方亞晶容易形成再結(jié)晶晶核，并且優(yōu)先長大，最后形成明顯的立方織構(gòu)，很好地解釋實(shí)驗(yàn)中的立方織構(gòu)的演變規(guī)律。

從圖7中可以得出，在相同的變形量條件下，隨著退火時間的延長和退火溫度的升高，由于有利于形核的大角度晶界的遷移速率增大，再結(jié)晶更加充分，形成更多的再結(jié)晶立方織構(gòu)。退火工藝對織構(gòu)的影響，這與眾多的研究結(jié)果是一致的[16-19]。

從圖10中可以得出，在同一退火工藝下，隨著冷變形量的增加，退火后2E12合金的再結(jié)晶織構(gòu)增多。由于隨著冷變形程度的增加，畸變儲能增加，變形基體有更多的缺陷，再結(jié)晶驅(qū)動力Pd更大，晶界遷移速率更大，更有利于立方取向擇優(yōu)長大，所以形成更多的立方織構(gòu)。

4 結(jié)論

1) 2E12合金熱軋板在冷變形過程中，隨著變形量的增加，黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉和S型織構(gòu){123}〈624〉的體積分?jǐn)?shù)逐漸增大，當(dāng)變形量為80%時，黃銅織構(gòu)(Brass){011}〈211〉和S型織構(gòu){123}〈634〉的體積分?jǐn)?shù)分別約為25%和20%，立方織構(gòu)的體積分?jǐn)?shù)僅為4%，這部分立方取向的晶粒分布于變形晶粒周圍。

2) 相比于立方晶粒與其他變形晶粒的晶界，立方晶粒與S取向晶粒的晶界有較大的晶界遷移速率，所以在退火過程中立方取向的亞晶通過吞噬周圍的S取向亞晶而優(yōu)先長大，形成很強(qiáng)的立方織構(gòu)。

3) 在退火過程中，大的變形量、退火時間的延長和退火溫度的提高均有利于2E12合金立方織構(gòu)的形成。

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