SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性

研究SAF 2205双相不锈钢冷轧退火板的冲压特性以及冷轧和退火织构对其冲压性能的影响.实验钢冷轧退火板表现出较差的深冲性能和明显的45°制耳,其r平均值和Δr值分别为0.7和-0.27,这主要与其在冷轧及退火后形成的织构有关.ODF图显示,退火后SAF 2205双相不锈钢中铁素体相未形成γ纤维再结晶织构,仍然为分散的α纤维织构.实验钢中铁素体相的织构强度明显高于奥氏体相,其对钢板成形性的影响更显著,即其各种〈110〉退火织构组分均不利于实验钢r平均值的提高,并且使得Δr<0.此外,奥氏体相的{110}〈001〉织构也对钢板成形性能产生一定程度的影响.

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工程科学学报，第38卷，第4期：515521,2016年4月 Chinese Journal of Engineering,Vol.38,No.4:515-521,April 2016 DOI:10.13374/j.issn2095-9389.2016.04.010:http://journals.ustb.edu.cn SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性陈雨来”，荀晓晨”，李静媛)区 1)北京科技大学治金工程研究院，北京1000832)北京科技大学材料科学与工程学院，北京100083 ☒通信作者，Email:lijy@ustb..cdu.cn 摘要研究SAF2205双相不锈钢冷轧退火板的冲压特性以及冷轧和退火织构对其冲压性能的影响.实验钢冷轧退火板表现出较差的深冲性能和明显的45°制耳，其r平均值和△r值分别为0.7和-0.27，这主要与其在冷轧及退火后形成的织构有关.0DF图显示，退火后SAF2205双相不锈钢中铁素体相未形成y纤维再结晶织构，仍然为分散的α纤维织构.实验钢中铁素体相的织构强度明显高于奥氏体相，其对钢板成形性的影响更显著，即其各种110〉退火织构组分均不利于实验钢，平均值的提高，并且使得△r<0.此外，奥氏体相的{11G〈001〉织构也对钢板成形性能产生一定程度的影响. 关键词不锈钢：织构：冲压：成形性；制耳分类号TG142.71 Texture and stamping properties of SAF 2205 duplex stainless steel CHEN Yu-ai,XUN Xiao-chen,LI Jing-yuan? 1)Metallurgical Engineering Research Institute,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China 2)School of Materials Science and Engineering,University of Science and Technology Beijing,Beijing 100083,China Corresponding author,E-mail:lijy@ustb.edu.cn ABSTRACT The effects of cold rolling and annealing texture on the drawability of SAF 2205 duplex stainless steel were investiga- ted.It is found that the deep drawability of SAF 2205 duplex stainless steel is poor with an average r value of 0.7 and the earing ap- pears at 45 with a Ar value of-0.27,which is related with the texture formed during cold rolling and annealing.ODF results show that no y fiber recrystallization texture forms in ferritic phase and the scattered o fiber texture still remains after annealing.Moreover, the ferritic texture exhibits a higher intensity than the austenitic one,thus it has more significant effect on the formability of the tested steel.It means that various components of the (110)texture cause low average r values and make Ar<0.Furthermore,the (110} (001)texture of austenite exerts some effect on the formability of the sheet. KEY WORDS stainless steel;texture;stamping:formability:earing 双相不锈钢兼具铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢性工艺，铁素体不锈钢的r值可达到1.7左右，且具有较能的优点，耐腐蚀性能和力学性能优异，但其塑性变形低的板平面各向异性指数△r值，约为0.1左右P- 能力较差.有关板料成形性能及机理方面的研究还不对于奥氏体不锈钢而言，由于塑性好，具有优良的板成够深入.文献]表明，冲压成形性能与变形和热处理形性，许多文献也对其在变形过程中的织构演变过程中形成的织构密切相关.对于单相铁素体钢来做了深入细致的分析说，衡量薄板深冲性能的塑性应变比值与平行于板对于双相不锈钢而言，由于冷轧时奥氏体相和铁面的γ纤维织构的强度有着紧密的对应关系，即γ纤素体相的晶体结构差异及相互影响，导致各相的形变维织构的强度越高，其，值越大.通过合理的热处理织构均不同于单相的铁素体和奥氏体钢.Akdut和Fo- 收稿日期：201503-26 基金项目：国家自然科学基金资助项目(51174020：“十二五”国家科技支撑计划资助项目(2015AA03A502)

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期: 515--521，2016 年 4 月 Chinese Journal of Engineering，Vol． 38，No． 4: 515--521，April 2016 DOI: 10． 13374 /j． issn2095--9389． 2016． 04． 010; http: / /journals． ustb． edu． cn SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性陈雨来1) ，荀晓晨1) ，李静媛2)  1) 北京科技大学冶金工程研究院，北京 100083 2) 北京科技大学材料科学与工程学院，北京 100083  通信作者，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn 摘要研究 SAF 2205 双相不锈钢冷轧退火板的冲压特性以及冷轧和退火织构对其冲压性能的影响．实验钢冷轧退火板表现出较差的深冲性能和明显的 45°制耳，其 r 平均值和 Δr 值分别为 0. 7 和－ 0. 27，这主要与其在冷轧及退火后形成的织构有关． ODF 图显示，退火后 SAF 2205 双相不锈钢中铁素体相未形成 γ 纤维再结晶织构，仍然为分散的 α 纤维织构．实验钢中铁素体相的织构强度明显高于奥氏体相，其对钢板成形性的影响更显著，即其各种〈110〉退火织构组分均不利于实验钢 r 平均值的提高，并且使得 Δr ＜ 0．此外，奥氏体相的{ 110} 〈001〉织构也对钢板成形性能产生一定程度的影响．关键词不锈钢; 织构; 冲压; 成形性; 制耳分类号 TG142. 71 Texture and stamping properties of SAF 2205 duplex stainless steel CHEN Yu-lai1) ，XUN Xiao-chen1) ，LI Jing-yuan2)  1) Metallurgical Engineering Ｒesearch Institute，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China 2) School of Materials Science and Engineering，University of Science and Technology Beijing，Beijing 100083，China  Corresponding author，E-mail: lijy@ ustb． edu． cn ABSTＲACT The effects of cold rolling and annealing texture on the drawability of SAF 2205 duplex stainless steel were investigated． It is found that the deep drawability of SAF 2205 duplex stainless steel is poor with an average r value of 0. 7 and the earing appears at 45° with a Δr value of － 0. 27，which is related with the texture formed during cold rolling and annealing． ODF results show that no γ fiber recrystallization texture forms in ferritic phase and the scattered α fiber texture still remains after annealing． Moreover， the ferritic texture exhibits a higher intensity than the austenitic one，thus it has more significant effect on the formability of the tested steel． It means that various components of the〈110〉texture cause low average r values and make Δr ＜ 0． Furthermore，the { 110} 〈001〉texture of austenite exerts some effect on the formability of the sheet． KEY WOＲDS stainless steel; texture; stamping; formability; earing 收稿日期: 2015--03--26 基金项目: 国家自然科学基金资助项目( 51174026) ; “十二五”国家科技支撑计划资助项目( 2015AA03A502) 双相不锈钢兼具铁素体不锈钢和奥氏体不锈钢性能的优点，耐腐蚀性能和力学性能优异，但其塑性变形能力较差．有关板料成形性能及机理方面的研究还不够深入．文献［1］表明，冲压成形性能与变形和热处理过程中形成的织构密切相关．对于单相铁素体钢来说，衡量薄板深冲性能的塑性应变比 r 值与平行于板面的 γ 纤维织构的强度有着紧密的对应关系，即 γ 纤维织构的强度越高，其 r 值越大．通过合理的热处理工艺，铁素体不锈钢的 rm值可达到 1. 7 左右，且具有较低的板平面各向异性指数 Δr 值，约为 0. 1 左右［2--3］．对于奥氏体不锈钢而言，由于塑性好，具有优良的板成形性，许多文献［4--6］也对其在变形过程中的织构演变做了深入细致的分析．对于双相不锈钢而言，由于冷轧时奥氏体相和铁素体相的晶体结构差异及相互影响，导致各相的形变织构均不同于单相的铁素体和奥氏体钢． Akdut 和 Fo-

·516 工程科学学报，第38卷，第4期 t团发现，镍含量较高的双相不锈钢冷轧后铁素体的 600扫描电子显微镜上的OM40O0EBSD系统对电解各向异性更强，其主要是由{112}〈110)和{111} 抛光后的试样进行微观取向分析. uww〉组成，而奥氏体相的各向异性较弱，主要由Brass 将退火板材切割成Φ80mm的圆形试样，按照 {110112)和少量Goss(110(001〉织构组成.- GB/Tl5825.6一1995要求在Hydraulic Sheet Ductility Haq等圆也观察到在相同的材料中，在相同的冷轧条 Tester--BUP600万能试验机上进行锥杯试验和制耳试件下，铁素体具有很强的α织构，奥氏体中则含有验.计算冲压后锥杯口的最大外径和最小外径的算术 Copper和Brass织构.无论在冷轧还是退火过程中，织平均值(CCV),通过以下公式计算锥杯率n来表征实构的形成均具有一定的继承性和关联性.在双相不锈验钢的冲压性能：钢中，织构的形成演化机理及其对冲压成形性能影响的研究还十分有限，亟需开展深入的研究 7=么-CCv (3) D。本文以SAF2205双相不锈钢为实验材料，进行式中，D,为试样直径 80%冷轧和退火之后，利用金相显微镜、X射线衍射制耳率e按照以下公式计算：仪、电子背散射等技术研究铁素体和奥氏体两相的织 e=业x100%. (4) 构演变规律，并就其对SAF2205双相不锈钢成形性的 h. 影响进行探讨. 式中，△h为平均制耳高度（平均制耳峰高与平均制耳 1实验过程谷高之差)，五，为平均制耳谷高（拉深杯体口部所有制耳谷高的算术平均值). 本实验所用材料为厚度1mm的SAF2205双相不锈钢冷轧板，其相组成为铁素体和奥氏体，两者晶体结 2实验结果构不同必然影响到冷轧过程中两者的晶体转动，不利 2.1板成形性能于晶体转到具有高形变储能的取向，从而不利于退火钢板的成形性能可用平均塑性应变比(：值)和平后发生再结晶，形成再结晶织构，比如BCC金属典型面各向异性系数（△r值）进行评价.「值越大，表明板的γ纤维织构回，因此本实验选择较大冷轧压下量为厚方向越不易减薄，板材越容易进行拉深成形，钢板的 80%,以提高晶体的转动.其化学成分如表1所示.冷成形性能越好：△值越接近于零，板材制耳率越低，成轧钢板经1100℃保温5min退火处理，然后水冷至室材率越高.SAF2205冷轧板经1100℃退火5min后，r 温.按照GB5027一85，将退火板沿与轧向呈0°、45°和值如表2所示.由表2可以看出，实验板材各方向的r 90°的方向制成标准拉伸试样，在CMT7000型微机控值均偏低，平均值仅为0.7左右，表明其在冲压过程中制电子万能试验机上进行拉伸试验，测量拉伸变形量壁厚容易减薄，成形性能不佳.另外，在45°方向的rs 为15%时的塑性应变比值r,并通过下式计算平均塑值高于0°和90°，表明在该方向易形成制耳性应变比r和平面各向异性指数△r, 万=。+2s+0 表2SAF2205双相不锈钢冷轧退火板r值 (1) 4 Table 2 r values of the annealed SAF 2205 duplex stainless steel 4r=+"0-2rs 试样 r45 「m Ar (2) 2 1 0.46 0.83 0.65 0.70 -0.27 表1实验用SAF2205双相不锈钢化学成分（质量分数） 2 0.49 0.75 0.64 0.65 -0.18 Table 1 Chemical composition of the tested SAF 2205 duplex stainless 3 0.43 0.91 0.68 0.73 -0.36 steel Cr Ni Mo C N 锥杯试验是拉深与胀形的复合成形，获得的CCV 22.2 5.46 3.20 0.027 0.16 值与r值具有一定相关性.锥杯试验表明，实验钢破裂时的杯口直径较大，深度较小.CCV值如表3所示. 切取冷轧和退火态试样，抛光后在10%草酸水溶 6组CCV值实验数据中最大为49.26mm,最小48.05 液中电解侵蚀，侵蚀电压为7V,时间为8~20s,然后 mm,平均值约48.59mm,其锥杯率为0.19，而IF钢的在LeicaDM2500光学显微镜观察试样的金相显微组锥杯率为0.27@，说明SAF2205双相不锈钢退火板织.通过BRUKER D8 DISCOVER型X射线衍射仪测的冲压性能较差. 量a相的(110)、(200)和(211)晶面，y相的(200)、板材在杯突试验后产生波浪形的杯壁上沿，其凸 (220)和(311)晶面的不完整极图，并分别计算得到两起处称为制耳.制耳的形成与平面各向异性△有关，相的取向分布函数(ODF).采用安装在FEI Quanta △的数值愈大，板面内各向异性愈严重，则拉深件的

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期 ct［7］发现，镍含量较高的双相不锈钢冷轧后铁素体的各向异性更强，其主要是由 { 112} 〈110〉和 { 111 } 〈uvw〉组成，而奥氏体相的各向异性较弱，主要由 Brass { 110} 〈112〉和少量 Goss { 110} 〈001〉织构组成． UlHaq 等［8］也观察到在相同的材料中，在相同的冷轧条件下，铁素体具有很强的 α 织构，奥氏体中则含有 Copper 和 Brass 织构．无论在冷轧还是退火过程中，织构的形成均具有一定的继承性和关联性．在双相不锈钢中，织构的形成演化机理及其对冲压成形性能影响的研究还十分有限，亟需开展深入的研究．本文以 SAF 2205 双相不锈钢为实验材料，进行 80% 冷轧和退火之后，利用金相显微镜、X 射线衍射仪、电子背散射等技术研究铁素体和奥氏体两相的织构演变规律，并就其对 SAF 2205 双相不锈钢成形性的影响进行探讨． 1 实验过程本实验所用材料为厚度 1 mm 的 SAF 2205 双相不锈钢冷轧板，其相组成为铁素体和奥氏体，两者晶体结构不同必然影响到冷轧过程中两者的晶体转动，不利于晶体转到具有高形变储能的取向，从而不利于退火后发生再结晶，形成再结晶织构，比如 BCC 金属典型的 γ 纤维织构［9］，因此本实验选择较大冷轧压下量为 80% ，以提高晶体的转动．其化学成分如表 1 所示．冷轧钢板经 1100 ℃保温 5 min 退火处理，然后水冷至室温．按照 GB5027—85，将退火板沿与轧向呈 0°、45°和 90°的方向制成标准拉伸试样，在 CMT 7000 型微机控制电子万能试验机上进行拉伸试验，测量拉伸变形量为 15% 时的塑性应变比值 r，并通过下式计算平均塑性应变比 rm和平面各向异性指数 Δr， rm = r0 + 2r45 + r90 4 ． ( 1) Δr = r0 + r90 － 2r45 2 ． ( 2) 表 1 实验用 SAF 2205 双相不锈钢化学成分( 质量分数) Table 1 Chemical composition of the tested SAF 2205 duplex stainless steel % Cr Ni Mo C N 22. 2 5. 46 3. 20 0. 027 0. 16 切取冷轧和退火态试样，抛光后在 10% 草酸水溶液中电解侵蚀，侵蚀电压为 7 V，时间为 8 ～ 20 s，然后在 LeicaDM2500 光学显微镜观察试样的金相显微组织．通过 BＲUKEＲ D8 DISCOVEＲ型 X 射线衍射仪测量 α 相的( 110) 、( 200) 和( 211) 晶面，γ 相的( 200) 、 ( 220) 和( 311) 晶面的不完整极图，并分别计算得到两相的取向分布函数( ODF) ．采用安装在 FEI Quanta 600 扫描电子显微镜上的 OIM 4000 EBSD 系统对电解抛光后的试样进行微观取向分析．将退火板材切割成 80 mm 的圆形试样，按照 GB / T15825. 6—1995 要求在 Hydraulic Sheet Ductility Tester--BUP600 万能试验机上进行锥杯试验和制耳试验．计算冲压后锥杯口的最大外径和最小外径的算术平均值( CCV) ，通过以下公式计算锥杯率 η 来表征实验钢的冲压性能: η = D0 － CCV D0 ． ( 3) 式中，D0为试样直径．制耳率 e 按照以下公式计算: e = Δh hv × 100% ． ( 4) 式中，Δh为平均制耳高度( 平均制耳峰高与平均制耳谷高之差) ，hv 为平均制耳谷高( 拉深杯体口部所有制耳谷高的算术平均值) ． 2 实验结果 2. 1 板成形性能钢板的成形性能可用平均塑性应变比( rm值) 和平面各向异性系数( Δr 值) 进行评价． rm值越大，表明板厚方向越不易减薄，板材越容易进行拉深成形，钢板的成形性能越好; Δr 值越接近于零，板材制耳率越低，成材率越高． SAF 2205 冷轧板经 1100 ℃ 退火 5 min 后，r 值如表 2 所示．由表 2 可以看出，实验板材各方向的 r 值均偏低，平均值仅为 0. 7 左右，表明其在冲压过程中壁厚容易减薄，成形性能不佳．另外，在 45°方向的 r45 值高于 0°和 90°，表明在该方向易形成制耳．表 2 SAF 2205 双相不锈钢冷轧退火板 r 值 Table 2 r values of the annealed SAF 2205 duplex stainless steel 试样 r0 r45 r90 rm Δr 1 0. 46 0. 83 0. 65 0. 70 － 0. 27 2 0. 49 0. 75 0. 64 0. 65 － 0. 18 3 0. 43 0. 91 0. 68 0. 73 － 0. 36 锥杯试验是拉深与胀形的复合成形，获得的 CCV 值与 r 值具有一定相关性．锥杯试验表明，实验钢破裂时的杯口直径较大，深度较小． CCV 值如表 3 所示． 6 组 CCV 值实验数据中最大为 49. 26 mm，最小 48. 05 mm，平均值约 48. 59 mm，其锥杯率为 0. 19，而 IF 钢的锥杯率为 0. 27［10］，说明 SAF 2205 双相不锈钢退火板的冲压性能较差．板材在杯突试验后产生波浪形的杯壁上沿，其凸起处称为制耳．制耳的形成与平面各向异性 Δr 有关， Δr的数值愈大，板面内各向异性愈严重，则拉深件的 · 615 ·

陈雨来等：SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 517 表3实验板材的锥杯值分别在冷轧和退火状态的织构及主要取向分布图.由 Table 3 Conical cup values (CCV)of the experimental sheet 图3(a)可知，铁素体相的冷轧织构以显著的α纤维织 mm 构为主，强点集中在(001)110]和(001)10]两个试样 3 5 6 组分，强度分别为11.4和11.1.除此之外还含有微弱锥杯值49.2648.6748.9348.1448.4648.05 的(332010]和(332)13]织构.退火之后，铁素体相中没有形成典型的体心立方金属再结晶织构，即Y 边沿越不齐.如图1所示，杯突试验中SAF2205双相纤维织构，即未形成{111}/ND取向织构.其织构依不锈钢退火板的制耳出现在与轧向成45°处，且制耳然以α纤维织构为主，但强度大幅度弱化，分散到不率平均值达6.99%.而对于F钢来说，其制耳率较低，为4.64%，在0°或90°形成制耳同的织构组分中，织构强点转移到(115)10]取向，强度为4.6（图3(c)).同时伴随有多个110）织构组 22 分，即(223)010]、(332)10]、(001)10]以及 21 20 (332)13]织构，其强度均约为2.0. 19 实验钢中奥氏体相的织构强度明显弱于铁素体 18 1上相.如图3(b)所示，奥氏体相的冷轧织构为Bss类 17 o-3 型，包含(110)012]~(110)001]之间的取向，强点 16 15 集中在(110)012]，强度为6.6.退火之后，奥氏体相 90135180225270315360 ) 的织构强度降低，最大强度降为2.8，转移到(110) 图1实验深冲杯的制耳现象 010]取向上. Fig.1 Earing of the experimental drawn cups 3讨论 2.2显微组织板材成形性能与其织构有密切关系.SAF2205双图2(a)示出SAF2205双相不锈钢冷轧态的显微相不锈钢板偏低的r值及45°制耳现象与其两相组织组织.可以看出，在冷轧过程中晶粒沿着轧制方向被及各自不同的织构有密切关系.奥氏体和铁素体两相拉长.在双相不锈钢中，铁素体相的主要塑性变形机共存，在变形和再结晶过程中相互影响、相互制约，因制为多系滑移，位错在滑移过程中因交互作用而群集此使得双相不锈钢的宏观性能和微观织构均明显不同成高密度组态，形成稠密的位错墙和纤维带，使其经侵于单相金属蚀后在光学显微镜下呈现灰色.而奥氏体相由于层错 3.1SAF2205双相不锈钢板织构的演化过程能较低，因此易于形成层错而阻止位错的交滑移和攀冷轧织构与初始织构和冷轧压下量有关.本实验移，使得奥氏体相在光学显微镜下观察呈白色.图2 钢初始态为热轧态.图5给出实验钢板热轧态铁素体 (b)是1100℃退火后的显微组织.可以看出，晶粒已相和奥氏体相的织构. 经发生完全再结晶，纤维状变形组织变为等轴晶组织，如图5所示，织构主要存在于铁素体相中，织构强奥氏体呈岛状分布在铁素体基体上· 点集中在(001)010]取向和(001)10]取向，强度 2.3织构分别为5.1和5.0.奥氏体相的织构强点在(001) 图3及图4给出实验钢板中铁素体相和奥氏体相 00]取向，其强度仅为1.9.可见，初始实验板材的 1004m 100μm 图2SAF2205双相不锈钢实验板材的金相.(a)冷轧：(b)退火 Fig.2 Metallographs of the SAF 2205 DSS test sheet:(a)cold rolling:(b)annealing

陈雨来等: SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性表 3 实验板材的锥杯值 Table 3 Conical cup values ( CCV) of the experimental sheet mm 试样 1 2 3 4 5 6 锥杯值 49. 26 48. 67 48. 93 48. 14 48. 46 48. 05 边沿越不齐．如图 1 所示，杯突试验中 SAF 2205 双相不锈钢退火板的制耳出现在与轧向成 45°处，且制耳率平均值达 6. 99% ．而对于 IF 钢来说，其制耳率较低，为 4. 64% ，在 0°或 90°形成制耳［9］．图 1 实验深冲杯的制耳现象 Fig． 1 Earing of the experimental drawn cups 2. 2 显微组织图 2( a) 示出 SAF 2205 双相不锈钢冷轧态的显微组织．可以看出，在冷轧过程中晶粒沿着轧制方向被拉长．在双相不锈钢中，铁素体相的主要塑性变形机制为多系滑移，位错在滑移过程中因交互作用而群集成高密度组态，形成稠密的位错墙和纤维带，使其经侵蚀后在光学显微镜下呈现灰色．而奥氏体相由于层错能较低，因此易于形成层错而阻止位错的交滑移和攀移，使得奥氏体相在光学显微镜下观察呈白色．图 2 ( b) 是 1100 ℃ 退火后的显微组织．可以看出，晶粒已经发生完全再结晶，纤维状变形组织变为等轴晶组织，奥氏体呈岛状分布在铁素体基体上．图 2 SAF 2205 双相不锈钢实验板材的金相． ( a) 冷轧; ( b) 退火 Fig． 2 Metallographs of the SAF 2205 DSS test sheet: ( a) cold rolling; ( b) annealing 2. 3 织构图 3 及图 4 给出实验钢板中铁素体相和奥氏体相分别在冷轧和退火状态的织构及主要取向分布图．由图 3( a) 可知，铁素体相的冷轧织构以显著的 α 纤维织构为主，强点集中在( 001) ［1 10］和( 001) ［1 10］两个组分，强度分别为 11. 4 和 11. 1．除此之外还含有微弱的( 332) ［1 10］和( 332) ［1 13］织构．退火之后，铁素体相中没有形成典型的体心立方金属再结晶织构，即 γ 纤维织构，即未形成{ 111} / /ND 取向织构．其织构依然以 α 纤维织构为主，但强度大幅度弱化，分散到不同的织构组分中，织构强点转移到( 115) ［1 10］取向，强度为 4. 6 ( 图 3( c) ) ．同时伴随有多个〈110〉织构组分，即( 223) ［1 10］、( 332) ［1 10］、( 001) ［1 10］以及 ( 332) ［1 13］织构，其强度均约为 2. 0．实验钢中奥氏体相的织构强度明显弱于铁素体相．如图 3( b) 所示，奥氏体相的冷轧织构为 Brass 类型，包含( 110) ［1 12］～ ( 110) ［001］之间的取向，强点集中在( 110) ［1 12］，强度为 6. 6．退火之后，奥氏体相的织构强度降低，最大强度降为 2. 8，转移到( 110 ) ［1 10］取向上． 3 讨论板材成形性能与其织构有密切关系． SAF 2205 双相不锈钢板偏低的 r 值及 45°制耳现象与其两相组织及各自不同的织构有密切关系．奥氏体和铁素体两相共存，在变形和再结晶过程中相互影响、相互制约，因此使得双相不锈钢的宏观性能和微观织构均明显不同于单相金属． 3. 1 SAF 2205 双相不锈钢板织构的演化过程冷轧织构与初始织构和冷轧压下量有关．本实验钢初始态为热轧态．图 5 给出实验钢板热轧态铁素体相和奥氏体相的织构．如图 5 所示，织构主要存在于铁素体相中，织构强点集中在( 001) ［1 10］取向和( 001) ［1 10］取向，强度分别为 5. 1 和 5. 0．奥氏体相的织构强点在 ( 001 ) ［100］取向，其强度仅为 1. 9．可见，初始实验板材的 · 715 ·

陈雨来等：SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 519 两相组织，在变形过程中奥氏体对铁素体的转动有一更稳定的{112}(110》取向的转动受到抑制.此外，定的牵制作用.从实验结果可以看出，经过大压下量 {00110)取向在冷轧过程中很稳定国，它向其他 80%冷轧后SAF2205双相不锈钢中的铁素体相表现稳定取向转变的速率非常慢，因此热轧态的一部分出a纤维织构，即110)//RD,这符合体心立方(BCC) {00}〈110)织构遗留下来，造成冷轧后{00}〈110) 金属的冷轧织构特点.然而不同的是，在相同大变形织构强度较高.另外存在的两个微弱织构{332} 下，F钢或铁素体不锈钢等BCC金属的冷轧α《纤维织 110〉和{332}〈113)分别与B路径的非稳定织构构组分主要为{112}(110)并伴随有{111}(110)-： {11}110〉和{111}〈112〉接近，大约存在10°的取向而SAF2205双相不锈钢则依然集中在{001}110)，偏差.双相不锈钢中这种不同的铁素体相冷轧织构，即(00)010]和(001)10]两个取向上.可以看出，将影响其退火后的再结晶织构，并进一步影响其冲压铁素体晶粒停留在A路径中{001}〈110〉取向上，在向性能 (a0 (b)0 10- 10 20 001100 30 30- 40 、40 百50 50 60 60 70 70 80 80 90 90 0102030405060708090 0102030405060708090 p 0 102304▣5 0.51.0▣1.5▣1.9 图5热轧织构(2=45).(a)铁素体：(b)奥氏体 Fig.5 Hot rolling texture (2=45):(a)ferrite:(b)austenite 冷变形铁素体金属在退火过程中可生成再结晶织明显偏低。构，即γ纤维织构.发生再结晶的驱动力是形变储存有研究表明，冷变形金属在退火过程中，选择性生能，其形核与长大均优先发生在形变储能高的晶粒内. 长的晶粒的取向差角和重位点阵(coincidence site lat- 形变晶粒的储能大小与其取向有关，不同取向晶粒的 ice,CSL)晶界有关.有研究认为，重位点阵晶界的形变储能差别很大，其由小到大的顺序为{110} 自由体积较低，对晶界迁移有拖拽作用的溶质原子的 001〉、{001}〈110）、{112}〈uo)、{111}(112)、含量较少，所以其迁移率更高.例如9(38.9)、1 {11}110)至{110(110).对于单相的铁素体不 (50.5°)、13b(27.8°)、19a(26.5°)、27a(31.6)和锈钢冷轧板来说，其织构多为{112}110〉和{111} 33c(59.0)都会对晶粒的选择性生长产生一定影 110),形变储能较高，因此在退火时容易发生再结响.并且在热处理过程中为了使晶界网格趋于平衡，晶，形成y纤维织构.实验钢中铁素体组织为{001} 晶界可以选择某种重位点阵进行迁移a.在y纤维 110)织构，其形变储能较低，易发生回复，而再结晶织构中{11}110〉与{11}112〉具有30°111)取向率非常低回，只能通过相邻的y再结晶晶粒的生长而关系，这非常接近27.8°(111)即13b重位点阵取向被吞噬，但是，由于实验钢在退火过程中形成的y 关系，并且3弘重位点阵晶界具有很高的迁移速再结晶晶核极少，因此对{00}110〉晶粒的吞噬作用率7-.因此，电子背散射衍射分析测得的13b重位也就减弱，导致最终铁素体相中主要织构依然是α纤点阵晶界含量可表明{111}取向晶粒是否发生明显的维织构. 形核与长大.从图6可以看出，实验中铁素体相的为了进一步分析铁素体相中没有形成γ再结晶晶 13b重位点阵晶界含量非常少，说明未发生y纤维取粒，尤其是没有{111}(110)和{111}(112〉取向晶粒向再结晶形核及长大.此外，铁素体相的(332)①13] 的原因，对17%Cr超纯铁素体不锈钢和SAF2205双取向强度在退火后有了轻微上升，可能与奥氏体向铁相不锈钢退火板进行电子背散射衍射分析，研究与素体转变有关，即奥氏体的形变织构{110(112〉转变 {11}110》和{111}112〉再结晶织构有关的13b 为铁素体的{332}113〉织构，这种转变服从K-S 重位点阵晶界数量，结果如图6所示.可以看出，17% 法则四 C钢中13b重位点阵晶界含量较多，其数量仅次于对于实验钢中的奥氏体相来说，具有低的层错能 3晶界，而SAF2205钢中铁素体相的13b晶界含量并且倾向于发展成Brass类型的轧制织构.Dillamore

陈雨来等: SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性两相组织，在变形过程中奥氏体对铁素体的转动有一定的牵制作用．从实验结果可以看出，经过大压下量 80% 冷轧后 SAF 2205 双相不锈钢中的铁素体相表现出 α 纤维织构，即〈110〉/ /ＲD，这符合体心立方( BCC) 金属的冷轧织构特点．然而不同的是，在相同大变形下，IF 钢或铁素体不锈钢等 BCC 金属的冷轧 α 纤维织构组分主要为{ 112} 〈110〉并伴随有{ 111} 〈110〉［2--3］; 而 SAF 2205 双相不锈钢则依然集中在{ 001} 〈110〉，即( 001) ［1 10］和( 001) ［1 10］两个取向上．可以看出，铁素体晶粒停留在 A 路径中{ 001} 〈110〉取向上，在向更稳定的{ 112} 〈110〉取向的转动受到抑制．此外， { 001} 〈110〉取向在冷轧过程中很稳定［13］，它向其他稳定取向转变的速率非常慢，因此热轧态的一部分 { 001} 〈110〉织构遗留下来，造成冷轧后{ 001} 〈110〉织构强度较高．另外存在的两个微弱织构 { 332 } 〈110〉和{ 332} 〈113〉分别与 B 路径的非稳定织构 { 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉接近，大约存在 10°的取向偏差．双相不锈钢中这种不同的铁素体相冷轧织构，将影响其退火后的再结晶织构，并进一步影响其冲压性能．图 5 热轧织构( φ2 = 45°) . ( a) 铁素体; ( b) 奥氏体 Fig． 5 Hot rolling texture ( φ2 = 45°) : ( a) ferrite; ( b) austenite 冷变形铁素体金属在退火过程中可生成再结晶织构，即 γ 纤维织构．发生再结晶的驱动力是形变储存能，其形核与长大均优先发生在形变储能高的晶粒内．形变晶粒的储能大小与其取向有关，不同取向晶粒的形变储能差别很大，其由小到大的顺序为 { 110 } 〈001〉、{ 001} 〈110 〉、{ 112} 〈uvw〉、{ 111} 〈112 〉、 { 111} 〈110〉至{ 110} 〈110〉［9］．对于单相的铁素体不锈钢冷轧板来说，其织构多为{ 112} 〈110〉和{ 111} 〈110〉，形变储能较高，因此在退火时容易发生再结晶，形成 γ 纤维织构．实验钢中铁素体组织为{ 001} 〈110〉织构，其形变储能较低，易发生回复，而再结晶率非常低［9］，只能通过相邻的 γ 再结晶晶粒的生长而被吞噬［14］．但是，由于实验钢在退火过程中形成的 γ 再结晶晶核极少，因此对{ 001} 〈110〉晶粒的吞噬作用也就减弱，导致最终铁素体相中主要织构依然是 α 纤维织构．为了进一步分析铁素体相中没有形成 γ 再结晶晶粒，尤其是没有{ 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉取向晶粒的原因，对 17% Cr 超纯铁素体不锈钢和 SAF 2205 双相不锈钢退火板进行电子背散射衍射分析，研究与 { 111} 〈110〉和{ 111} 〈112〉再结晶织构有关的 Σ13b 重位点阵晶界数量，结果如图 6 所示．可以看出，17% Cr 钢中 Σ13b 重位点阵晶界含量较多，其数量仅次于 Σ3 晶界，而 SAF 2205 钢中铁素体相的 Σ13b 晶界含量明显偏低．有研究表明，冷变形金属在退火过程中，选择性生长的晶粒的取向差角和重位点阵( coincidence site lattice，CSL) 晶界有关．有研究认为［15］，重位点阵晶界的自由体积较低，对晶界迁移有拖拽作用的溶质原子的含量较少，所以其迁移率更高．例如 Σ9( 38. 9°) 、Σ11 ( 50. 5°) 、Σ13b( 27. 8°) 、Σ19a( 26. 5°) 、Σ27a( 31. 6°) 和 Σ33c( 59. 0°) 都会对晶粒的选择性生长产生一定影响．并且在热处理过程中为了使晶界网格趋于平衡，晶界可以选择某种重位点阵进行迁移［16］．在 γ 纤维织构中{ 111} 〈110〉与{ 111} 〈112〉具有 30°〈111〉取向关系，这非常接近 27. 8°〈111〉即 Σ13b 重位点阵取向关系，并且 Σ13b 重位点阵晶界具有很高的迁移速率［17--18］．因此，电子背散射衍射分析测得的 Σ13b 重位点阵晶界含量可表明{ 111} 取向晶粒是否发生明显的形核与长大．从图 6 可以看出，实验中铁素体相的 Σ13b 重位点阵晶界含量非常少，说明未发生 γ 纤维取向再结晶形核及长大．此外，铁素体相的( 332) ［1 13］取向强度在退火后有了轻微上升，可能与奥氏体向铁素体转变有关，即奥氏体的形变织构{ 110} 〈112〉转变为铁素体的 { 332} 〈113〉织构，这种转变服从 K--S 法则［1］．对于实验钢中的奥氏体相来说，具有低的层错能并且倾向于发展成 Brass 类型的轧制织构． Dillamore · 915 ·

·520· 工程科学学报，第38卷，第4期 2 Σ13h Σ13 35791113a13b1517a17l19a19h21a21h2325a25b 35791113a13h1517a17b19a19h21m21b232525h 重位点阵品界Σ 重位点阵品界Σ 图6重位点阵品界数量分数.(a)铁素体不锈钢退火板：(b)SAF2205双相不锈钢退火板 Fig.6 Number fraction of coincidence site lattice boundaries:(a)ferrite stainless steel annealing sheet:(b)SAF 2205 DSS annealing sheet 等网发现，轧制之后在{110(112)、{110(001)和轧退火态单相铁素体或奥氏体的r.值和△r值2- {4411}11118)取向附近是面心立方晶体的稳定取可以看出，在110〉织构中，除了同时具有{111}晶面向.而且，在大变形条件下，Copper类型织构（包括取向的组分，其余组分的「m值都非常低，如{001} {11》111)和{441}(11118)取向)会转到Brass 110)和{115月〈110)的r值分别为0.4和0.6，这与实类型的织构（包括{110〈112〉和{110〈001）取验钢板材整体的r值接近.并且该类取向晶粒的△r 向)①2如.因此，在压下量为80%的冷轧后，奥氏体的值均为负，也与实验钢的结果吻合.然而其绝对值偏冷轧织构是由Brass类型的织构{110112〉~{110} 大，约为0.8~0.9，远大于实验钢0.2~0.3的实验结 001)组分组成的，其峰值取向{110}(112〉的强度为果.这与奥氏体相的{110(001)织构组分的影响有 6.6.退火之后，晶粒择优取向弱化，织构强度降低密切关系. 3.2晶粒取向对成形性的影响图7给出铁素体和奥氏体中某些织构的轧制方向虽然两相的织构都会影响SAF2205DSS的成形所成角度日和r值的对应关系2.这些值说明各织性能，但是织构明显、强度较高的一相的影响会更显构组分对成形性和形成制耳倾向的影响.由图可以看著。如图3及图4所示，在冷轧板中，铁素体的织构强出：铁素体相的{11月(110)和{00}(110〉织构的r最度峰值高达11.4而奥氏体的织构强度峰值为6.6.退高值均出现在45°附近，「。和r,接近于0；而奥氏体相火之后，铁素体的织构强度峰值为4.6而奥氏体的织的{11d(001〉取向的r最高值出现在90°附近，其r% 构强度峰值为2.8.晶粒取向不同则在拉伸或冲压变值异常高，接近于20，这不仅使得实验板材的值高形时厚向减薄程度不同，表4列出不同织构取向的冷于r。值，同时也将△r值缩小. 3 ●-001 ■-110 ★-(115 2 ★一★一★ ★ ★ ★ 0上。入然二==冰一一一一 102030405060708090 0102030405060708090 ) 019 图7部分织构沿不同方向（与轧向角度）拉伸的r值.(a)铁素体{00〈110〉和{11子(110》织构：(b)奥氏体{110(001)织构 Fig.7 r values of various textures at different directions (angle with respect to the rolling direction):(a)ferritic((110)and (11 (110) texture:(b)austenitic {110 (001)texture

工程科学学报，第 38 卷，第 4 期图 6 重位点阵晶界数量分数． ( a) 铁素体不锈钢退火板; ( b) SAF 2205 双相不锈钢退火板 Fig． 6 Number fraction of coincidence site lattice boundaries: ( a) ferrite stainless steel annealing sheet; ( b) SAF 2205 DSS annealing sheet 等［19］发现，轧制之后在{ 110} 〈112〉、{ 110} 〈001〉和 { 4 4 11} 〈11 11 8〉取向附近是面心立方晶体的稳定取向．而且，在大变形条件下，Copper 类型织构( 包括 { 112} 〈111〉和{ 4 4 11} 〈11 11 8〉取向) 会转到 Brass 类型的织构 ( 包括 { 110} 〈112 〉和 { 110} 〈001 〉取向) ［20--21］．因此，在压下量为 80% 的冷轧后，奥氏体的冷轧织构是由 Brass 类型的织构{ 110} 〈112〉～ { 110} 〈001〉组分组成的，其峰值取向{ 110} 〈112〉的强度为 6. 6．退火之后，晶粒择优取向弱化，织构强度降低．图 7 部分织构沿不同方向( 与轧向角度 θ) 拉伸的 r 值． ( a) 铁素体{ 001} 〈110〉和{ 115} 〈110〉织构; ( b) 奥氏体{ 110} 〈001〉织构 Fig． 7 r values of various textures at different directions ( angle θ with respect to the rolling direction) : ( a) ferritic { 001} 〈110〉and { 115} 〈110〉 texture; ( b) austenitic { 110} 〈001〉texture 3. 2 晶粒取向对成形性的影响虽然两相的织构都会影响 SAF 2205 DSS 的成形性能，但是织构明显、强度较高的一相的影响会更显著．如图 3 及图 4 所示，在冷轧板中，铁素体的织构强度峰值高达 11. 4 而奥氏体的织构强度峰值为 6. 6．退火之后，铁素体的织构强度峰值为 4. 6 而奥氏体的织构强度峰值为 2. 8．晶粒取向不同则在拉伸或冲压变形时厚向减薄程度不同，表 4 列出不同织构取向的冷轧退火态单相铁素体或奥氏体的 rm值和 Δr 值［22--25］．可以看出，在〈110〉织构中，除了同时具有{ 111} 晶面取向的组分，其余组分的 rm 值都非常低，如 { 001 } 〈110〉和{ 115} 〈110〉的 rm值分别为 0. 4 和 0. 6，这与实验钢板材整体的 rm值接近．并且该类取向晶粒的 Δr 值均为负，也与实验钢的结果吻合．然而其绝对值偏大，约为 0. 8 ～ 0. 9，远大于实验钢 0. 2 ～ 0. 3 的实验结果．这与奥氏体相的{ 110} 〈001〉织构组分的影响有密切关系．图 7 给出铁素体和奥氏体中某些织构的轧制方向所成角度 θ 和 r 值的对应关系［22--25］．这些值说明各织构组分对成形性和形成制耳倾向的影响．由图可以看出: 铁素体相的{ 115} 〈110〉和{ 001} 〈110〉织构的 r 最高值均出现在 45°附近，r0和 r90接近于 0; 而奥氏体相的{ 110} 〈001〉取向的 r 最高值出现在 90°附近，其 r90 值异常高，接近于 20，这不仅使得实验板材的 r90值高于 r0值，同时也将 Δr 值缩小． · 025 ·

陈雨来等：SAF2205双相不锈钢织构与冲压特性 ·521* 表4铁素体和奥氏体的主要织构组分的r.值和△r值2的 7]Akdut N.Foct J.Phase boundaries and deformation in high nitro- Table 4 r and Ar values of the ferritic and austenitic main texture gen duplex stainless steels:I.Rolling texture development. components [22] Scripta Metall Mater,1995,32(1)103 [8]Ul-Haq A,Weiland H.Bunge H J.Textures and microstructures 铁素体相 △r 奥氏体相 △r in duplex stainless steel.Mater Sci Technol,1994,10(4):289 {000〈110) 0.4 -0.8 {110(112)1.5-1.4 9]Park S H,Kim K Y,Lee Y D,et al.Evolution of microstructure {113(110) 0.6 -0.9 {110(001)5.18.9 and texture associated with ridging in ferritic stainless steel.ISI {110(110) mt,2002,42(1):100 2.6 0.0 [10]Ma J,Guan X J,Liu Q J,et al.Research on the formability of {11度(112) 2.6 0.0 IF steel and 08Al steel.Shandong Metall,2003,25(6)49 {332(110) 2.2 1.8 (马璟，关小军，刘清津，等.F板与O8A板的成形性能研 {332(113) 2.71.9 究.山东治金，2003,25(6)：49) [11]Inagaki H.Fundamental aspect of texture formation in low carbon sdel.S0nt,1994,34(4):313 4 结论 [12]Yazawa Y,Muraki M,Kato Y,et al.Effect of chromium content on relationship between r-value and {111}recrystallization tex- (1)SAF2205双相不锈钢退火板材的塑性应变 ture in ferritic steel.IS/J Int,2003,43 (10):1647 比值r低、冲压成形性能差，△r值为-0.27，制耳倾向 [13]Tsuji N,Tsuzaki K T,Maki T.Effect of initial orientation on the 较大，且发生在45°方向. cold rolling behavior of solidified columnar crystals in a 19%Cr (2)冷轧过程中，奥氏体相抑制铁素体晶粒的转 ferritic stainless steel.ISIJ Int,1992,32 (12):1319 n41 动，同时热轧态的部分{001}(110〉织构遗留下来，使 Sinclair C W,Robaut F,Maniguet L.et al.Recrystallization and texture in a ferritic stainless steel:an EBSD study.Adv Eng 其未形成强点突出且形变储能高的织构，因此造成退 Mater,2003,5(8):570 火之后SAF2205双相不锈钢中铁素体相没有形成y [15]Garbacz A,Grabski M W.The relationship between texture and 纤维织构，其退火织构依然为分散的α纤维织构，蜂 CSL boundaries distribution in polycrystalline materials:I.The 值取向为{115110). grain boundary misorientation distribution in random polyerystal. Acta Metall Mater,1993,41(2):469 (3)冷轧退火后，SAF2205双相不锈钢中的铁素 6 Randle V.The Role of the Coincidence Site Lattice in Grain 体相织构强度明显强于奥氏体相，因此对板材成形性 Boundary Engineering.London:Institute of Materials,1996 能的影响更显著.其{115}(110)、{001}〈110〉和 07] Saha R.Ray R K.Texture and grain growth characteristics in a {113(110〉织构是造成板材rm值低、冲压性能较差以 boron added interstitial free steel after severe cold rolling and an- 及△rr0>ro· 19] Dillamore I L,Butler E,Green D.Crystal rotations under condi- tions of imposed strain and the influence of twinning and cross- slip.Met Sci J,1968,2(1):161 参考文献 20]Jia N,Eisenlohr P,Roters F,et al.Orientation dependence of [Ray R K,Jonas J J.Transformation textures in steels.Int Mater shear banding in face-centered-cubic single crystals.Acta Mater, Rem,1990,35(1):1 2012,60(8):3415 Ray R K,Jonas JJ,Hook R E.Cold rolling and annealing tex- [21]Chowdhury S G,Das S,De P K.Cold rolling behaviour and tex- tures in low carbon and extra low carbon steels.Int Mater Rev, tural evolution in AlSI 316L austenitic stainless steel.Acta 1994,39(4):129 Mater,2005,53(14):3951 B]Hamada J I,Ono N,Inoue H.Effect of texture on r-value of fer- 22] Savoie J,Ray R K,Butron-Guillen M P,et al.Comparison be- ritic stainless steel sheets.IS/J Int,2011,51 (10):1740 tween simulated and experimental transformation textures in a Nb [4]Kumar BR.Mahato B.Bandyopadhyay N R,et al.Comparison microalloyed steel.Acta Metall Mater,1994,42(7):2511 of rolling texture in low and medium stacking fault energy austenit- 23] Daniel D,Jonas J J.Measurement and prediction of plastic ani- ic stainless steels.Mater Sci Eng A,2005,394(12):296 sotropy in deep-drawing steels.Metall Trans A,1990,21(1):331 [5]Kumar B R,Singh A K,Samar D,et al.Cold rolling texture in 4]Daniel D.Sakata K,Jonas J J.Ultrasonic prediction of ralue AISI 304 stainless steel.Mater Sci Eng A,2004,364 (12):132 in deep drawing steels.IS/J Int,1991,31 (7):696 [6]Poulon P,Brochet S.Vogt J B,et al.Fine grained austenitic [25]Lee K M,Huh M Y,Park S.Effect of texture components on the stainless steels:the role of strain induced martensite and rever- Lankford parameters in ferritic stainless steel sheets.IS1/Int, sion mechanism limitations.IS/J Int,2009,49(2):293 2012,52(3):522

陈雨来等: SAF 2205 双相不锈钢织构与冲压特性表 4 铁素体和奥氏体的主要织构组分的 rm值和 Δr 值［22--25］ Table 4 rm and Δr values of the ferritic and austenitic main texture components［22--25］铁素体相 rm Δr 奥氏体相 rm Δr { 001} 〈110〉 0. 4 － 0. 8 { 110} 〈112〉 1. 5 － 1. 4 { 115} 〈110〉 0. 6 － 0. 9 { 110} 〈001〉 5. 1 8. 9 { 111} 〈110〉 2. 6 0. 0 { 111} 〈112〉 2. 6 0. 0 { 332} 〈110〉 2. 2 1. 8 { 332} 〈113〉 2. 7 1. 9 4 结论 ( 1) SAF 2205 双相不锈钢退火板材的塑性应变比值 r 低、冲压成形性能差，Δr 值为－ 0. 27，制耳倾向较大，且发生在 45°方向． ( 2) 冷轧过程中，奥氏体相抑制铁素体晶粒的转动，同时热轧态的部分{ 001} 〈110〉织构遗留下来，使其未形成强点突出且形变储能高的织构，因此造成退火之后 SAF 2205 双相不锈钢中铁素体相没有形成 γ 纤维织构，其退火织构依然为分散的 α 纤维织构，峰值取向为{ 115} 〈110〉． ( 3) 冷轧退火后，SAF 2205 双相不锈钢中的铁素体相织构强度明显强于奥氏体相，因此对板材成形性能的影响更显著．其 { 115} 〈110〉、{ 001} 〈110〉和 { 113} 〈110〉织构是造成板材 rm值低、冲压性能较差以及 Δr ＜ 0 即 45°制耳的主要原因． ( 4) 奥氏体相也对板材的成形性能产生一定的影响，其{ 110} 〈001〉具有极高的 r90值，在一定程度上改善了 Δr 值，使得 r45 ＞ r90 ＞ r0 ．参考文献［1］Ｒay Ｒ K，Jonas J J． Transformation textures in steels． Int Mater Ｒev，1990，35( 1) : 1 ［2］Ｒay Ｒ K，Jonas J J，Hook Ｒ E． Cold rolling and annealing textures in low carbon and extra low carbon steels． Int Mater Ｒev， 1994，39( 4) : 129 ［3］ Hamada J I，Ono N，Inoue H． Effect of texture on r-value of ferritic stainless steel sheets． ISIJ Int，2011，51 ( 10) : 1740 ［4］ Kumar B Ｒ，Mahato B，Bandyopadhyay N Ｒ，et al． Comparison of rolling texture in low and medium stacking fault energy austenitic stainless steels． Mater Sci Eng A，2005，394( 1-2) : 296 ［5］ Kumar B Ｒ，Singh A K，Samar D，et al． Cold rolling texture in AISI 304 stainless steel． Mater Sci Eng A，2004，364 ( 1-2) : 132 ［6］ Poulon P，Brochet S，Vogt J B，et al． Fine grained austenitic stainless steels: the role of strain induced α' martensite and reversion mechanism limitations． ISIJ Int，2009，49( 2) : 293 ［7］ Akdut N，Foct J． Phase boundaries and deformation in high nitrogen duplex stainless steels: I．Ｒolling texture development． Scripta Metall Mater，1995，32( 1) : 103 ［8］ Ul-Haq A，Weiland H，Bunge H J． Textures and microstructures in duplex stainless steel． Mater Sci Technol，1994，10( 4) : 289 ［9］ Park S H，Kim K Y，Lee Y D，et al． Evolution of microstructure and texture associated with ridging in ferritic stainless steel． ISIJ Int，2002，42( 1) : 100 ［10］ Ma J，Guan X J，Liu Q J，et al．Ｒesearch on the formability of IF steel and 08Al steel． Shandong Metall，2003，25( 6) : 49 ( 马璟，关小军，刘清津，等． IF 板与 08Al 板的成形性能研究．山东冶金，2003，25( 6) : 49) ［11］ Inagaki H． Fundamental aspect of texture formation in low carbon steel． ISIJ Int，1994，34( 4) : 313 ［12］ Yazawa Y，Muraki M，Kato Y，et al． Effect of chromium content on relationship between r-value and { 111} recrystallization texture in ferritic steel． ISIJ Int，2003，43( 10) : 1647 ［13］ Tsuji N，Tsuzaki K T，Maki T． Effect of initial orientation on the cold rolling behavior of solidified columnar crystals in a 19% Cr ferritic stainless steel． ISIJ Int，1992，32 ( 12) : 1319 ［14］ Sinclair C W，Ｒobaut F，Maniguet L，et al．Ｒecrystallization and texture in a ferritic stainless steel: an EBSD study． Adv Eng Mater，2003，5( 8) : 570 ［15］ Garbacz A，Grabski M W． The relationship between texture and CSL boundaries distribution in polycrystalline materials: I． The grain boundary misorientation distribution in random polycrystal． Acta Metall Mater，1993，41( 2) : 469 ［16］Ｒandle V． The Ｒole of the Coincidence Site Lattice in Grain Boundary Engineering． London: Institute of Materials，1996 ［17］ Saha Ｒ，Ｒay Ｒ K． Texture and grain growth characteristics in a boron added interstitial free steel after severe cold rolling and annealing． Mater Sci Eng A，2010，527( 7-8) : 1882 ［18］ Saha Ｒ，Ｒay Ｒ K． Microstructural and textural changes in a severely cold rolled boron-added interstitial-free steel． Scripta Mater，2007，57( 9) : 841 ［19］ Dillamore I L，Butler E，Green D． Crystal rotations under conditions of imposed strain and the influence of twinning and crossslip． Met Sci J，1968，2( 1) : 161 ［20］ Jia N，Eisenlohr P，Ｒoters F，et al． Orientation dependence of shear banding in face-centered-cubic single crystals． Acta Mater， 2012，60( 8) : 3415 ［21］ Chowdhury S G，Das S，De P K． Cold rolling behaviour and textural evolution in AISI 316L austenitic stainless steel． Acta Mater，2005，53( 14) : 3951 ［22］ Savoie J，Ｒay Ｒ K，Butron-Guillen M P，et al． Comparison between simulated and experimental transformation textures in a Nb microalloyed steel． Acta Metall Mater，1994，42( 7) : 2511 ［23］ Daniel D，Jonas J J． Measurement and prediction of plastic anisotropy in deep-drawing steels． Metall Trans A，1990，21( 1) : 331 ［24］ Daniel D，Sakata K，Jonas J J． Ultrasonic prediction of r-value in deep drawing steels． ISIJ Int，1991，31( 7) : 696 ［25］ Lee K M，Huh M Y，Park S． Effect of texture components on the Lankford parameters in ferritic stainless steel sheets． ISIJ Int， 2012，52( 3) : 522 · 125 ·

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