鋯合金具有較低的熱中子吸收截面、優(yōu)異的耐腐蝕性和良好的力學(xué)性能與加工性能，被廣泛應(yīng)用作核反應(yīng)堆的包殼材料和結(jié)構(gòu)材料[1-3]。鋯合金在室溫下為hcp結(jié)構(gòu)的α-Zr，其結(jié)構(gòu)對稱性較低，獨立滑移系較少，塑性變形過程中通常需要滑移和孿生協(xié)同開啟[4,5]。其中，柱面滑移的臨界剪切應(yīng)力(CRSS)相對其他滑移系最小，是鋯合金變形過程中最容易開啟的滑移系[6]，錐面滑移和基面滑移開啟以協(xié)調(diào)變形[7,8]。當(dāng)晶體取向不利于滑移時，孿晶開啟并使晶粒產(chǎn)生固定角度的取向改變[8,9]。鋯合金帶材在加工過程中易形成織構(gòu)，導(dǎo)致材料各向異性，進而引起室溫沖制過程發(fā)生開裂。因此，研究鋯合金在沖制過程中的織構(gòu)演變，分析沖制過程中的應(yīng)變路徑和變形機制之間的關(guān)系，對揭示沖制過程中影響開裂的關(guān)鍵機制、明確開裂敏感的晶粒取向具有重要的理論意義和應(yīng)用價值。定位格架由鋯合金帶材沖制而成，沖制過程中的應(yīng)變路徑與成形零件的幾何形貌、成形過程中的工藝條件以及材料性質(zhì)等多種因素有關(guān)。Lei等[10]設(shè)計了近似U形的鋯合金剛凸結(jié)構(gòu)件，發(fā)現(xiàn)沖制后在剛凸的邊緣發(fā)生開裂，破裂位置的應(yīng)變路徑為近平面應(yīng)變路徑。鄧振鵬等[11]模擬了鋯合金帶材沖制過程，發(fā)現(xiàn)增大凸凹模間隙、減小摩擦系數(shù)，可有效降低帶材沖制后的極限應(yīng)變，利于成形。鋯合金的各向異性使其在塑性變形過程中應(yīng)變路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn)，隨著材料屈服表面指數(shù)的下降，成形過程中的應(yīng)變路徑從線性變?yōu)榉蔷€性，并向平面應(yīng)變路徑發(fā)生偏轉(zhuǎn)[12]。此外還有學(xué)者[13-14]采用多工步?jīng)_制工藝，改變應(yīng)變路徑消除定位格架沖制開裂的問題。然而這些研究主要討論沖制過程中的宏觀應(yīng)變路徑，對應(yīng)變路徑與織構(gòu)演變及微觀變形機制的內(nèi)在關(guān)系尚不明確。目前，針對鋯合金微觀變形機制及織構(gòu)演化的研究多集中于簡單加載條件(如單向拉伸和軋制)。其中，Deng等[15]通過單向拉伸實驗結(jié)合粘塑性自洽(visco-plasticself-consistent，VPSC)模型解釋了Zr-4合金的各向異性屈服行為主要源于不同方向加載時柱面滑移的開啟量不同。Liu等[16]發(fā)現(xiàn)基面滑移和孿生開啟量的差異導(dǎo)致了Zr-4合金板材單向拉伸時的各向異性硬化。Luan等[17,18]研究了Zr-1.0Sn-0.3Nb板材壓縮和軋制過程中的微觀組織及織構(gòu)演變。Knezevic等[19]發(fā)現(xiàn)大應(yīng)變變形時，Zr的典型軋制織構(gòu)的形成依賴于基面滑移的開啟。Cao等[20]研究了Zr-Nb-Mo合金在冷軋過程中的變形機制，結(jié)果表明錐面滑移是軋制到大變形量條件下協(xié)調(diào)厚度方向變形的主要滑移機制。沖制過程在不同位置的應(yīng)變路徑較復(fù)雜，針對這一復(fù)雜加載條件下的微觀機理研究目前尚不多見。

本工作采用自研沖制模具開展Zr-4合金帶材的沖制實驗，采用電子背散射衍射(EBSD)方法測試了沖制深度為1.16mm的沖制元件在凹模圓角、斜壁和凸模圓角3個位置的織構(gòu)變化，并利用晶內(nèi)取向差轉(zhuǎn)軸法(IGMA)明確了不同位置開啟的變形機制差異。通過宏觀有限元(FEM)-粘塑性自洽(VPSC)間接耦合模型，分析應(yīng)變路徑對沖制過程中的織構(gòu)演變及變形機理的影響，揭示影響沖制開裂的關(guān)鍵機制，這對深入理解鋯合金帶材沖制過程的織構(gòu)形成機理、降低沖制開裂趨勢具有重要的理論意義和工程應(yīng)用價值。

1、實驗方法

1.1實驗材料

本實驗采用某公司生產(chǎn)的0.457mm厚退火態(tài)Zr-4合金帶材，主要化學(xué)成分為Zr-1.2Sn-0.2Fe-0.1Cr(質(zhì)量分?jǐn)?shù)，%)。將帶材切割成小樣品，尺寸為30mm?20mm?0.457mm(RD-TD-ND，其中RD代表帶材的軋制方向，TD代表帶材的寬度方向，ND代表帶材的法向方向)。退火態(tài)Zr-4合金初始帶材為無孿晶的再結(jié)晶等軸晶組織，晶粒尺寸約為5.0μm(圖1a)。初始織構(gòu)為基面的雙峰織構(gòu)，c軸與ND方向成約20?傾斜，織構(gòu)強度為4.0mud。一般用Kearns系數(shù)[21](Kearnsfactor)表征材料內(nèi)部晶粒的取向分布狀態(tài)，定義為極軸沿特定方向排列的晶粒的有效百分?jǐn)?shù)，它代表了試樣內(nèi)部晶?；S沿不同方向分布的幾率，由下式計算：

式中，F(xiàn)為Kearns系數(shù)，φ為晶粒的c軸與特定方向的夾角，I_φ為傾斜角度φ時的平均強度。初始帶材的Kearns系數(shù)為F_r=0.084，F(xiàn)_t=0.188，F(xiàn)_n=0.728。其中，F(xiàn)_r、F_t和F_n分別表示帶材沿軋向、寬向和法向的Kearns系數(shù)。

1.2Zr-4合金沖制實驗

圖2所示為沖制實驗?zāi)＞呤疽鈭D及模具關(guān)鍵參數(shù)。將沖制模具(圖2a)安裝在沖壓機床上，樣品放置在凹模上進行沖制。沖制模具尺寸如圖2b所示，沖頭尺寸為長10.3mm，寬3.8mm，凹模為長12.1mm，寬5.4mm，深度1.62mm，沖頭圓角半徑Rp=0.15mm，凹模圓角半徑Rd=0.6mm。進行沖制深度為1.16mm的沖制實驗，分析沖制后樣件在不同位置的織構(gòu)變化。

1.3沖制樣件典型位置EBSD及成形深度測試

沖制后樣件沿著軋制方向切開，在縱截面選取3個區(qū)域(A、B、C)進行EBSD觀測，如圖3所示。A、B、C分別位于凹模圓角區(qū)、斜壁區(qū)及凸模圓角區(qū)，x、y、z方向分別為帶材的軋制方向、寬度方向和法線方向，圖中紅色區(qū)域為實驗的觀測面(RD-ND面)。EBSD樣品采用機械拋光+電解拋光方法制備，電解拋光液中乙醇和高氯酸的體積比為9:1，電解溫度-40℃，工作電壓30V,電解時間3min。利用Mira3XMU場發(fā)射掃描電鏡(SEM)對變形前后的樣品進行EBSD觀測，步長0.2μm，使用Aztec軟件進行數(shù)據(jù)采集，實驗數(shù)據(jù)通過HKLChannel5軟件進行分析處理。

為有限元模擬提供準(zhǔn)確的邊界條件，選用白光干涉實驗測量沖制樣件的深度。白光干涉儀是以白光干涉技術(shù)為原理，對器件表面進行非接觸式掃描并建立表面3D圖像，從而實現(xiàn)器件表面形貌測量的光學(xué)檢測儀器[22]。本實驗采用MicroXAM3D白光干涉儀，通過MicroXAM操作軟件和Qport數(shù)據(jù)分析軟件進行結(jié)果處理。

1.4Zr-4合金沖制有限元模型建立

根據(jù)實際工件尺寸建立有限元模型，模型包括凸模、壓邊圈、帶材和凹模，如圖4所示。帶材單元采用Belytschko-Tsay殼單元網(wǎng)格，網(wǎng)格尺寸為0.18mm，共計96941個單元。模具定義為剛體，沖壓過程分為壓邊階段與成形階段。壓邊階段設(shè)置壓邊圈的速率為150mm/s，下行直至將板料壓到凹模上為止；成形階段為了與實際生產(chǎn)的成形過程保持一致，設(shè)置凸模的速率為150mm/s，為了保證壓邊圈對板料的壓邊作用，設(shè)置壓邊圈的壓力為3kN。模型中接觸類型設(shè)置為contact_forming_one_way_surface_to_surface，帶材與模具之間的摩擦系數(shù)均設(shè)置為μ=0.125。

Zr-4合金帶材的屈服模型選用Barlat89屈服準(zhǔn)則(36*MAT_3-PARAMETER_BARLAT)。之前的研究工作[16]已經(jīng)測試了Zr-4合金帶材的各向異性，因而采用Zr-4合金帶材的不同加載方向的力學(xué)曲線作為此模型的輸入。屈服強度、抗拉強度、n值和r值如表1[16]所示。其中，n為應(yīng)變硬化指數(shù)(strainhardeningexponent)，r為各向異性系數(shù)(Lankfordcoefficient)。當(dāng)加載方向從RD轉(zhuǎn)變到TD時，屈服強度從406.98MPa增加到432.09MPa，抗拉強度從564.55MPa降低到525.62MPa。沿RD方向的n值最大為0.107，r值最小為4.74。TD方向的硬化能力最差，n值最小為0.072。沖制過程的有限元模擬通過控制凸模移動的位移來完成。

1.5Zr-4合金晶體塑性模型建立α-Zr中最優(yōu)先開啟的滑移系為柱面滑移。Akhtar等[23,24]認為，柱面滑移的臨界剪切應(yīng)力相對其他滑移系最小，這是柱面滑移系主導(dǎo)變形的最重要的原因。此外，基面滑移、錐面滑移及{101?2}<1?011>拉伸孿生是協(xié)調(diào)變形而開啟的變形機制。因此在VPSC模型中選用上述4種變形機制，通過擬合不同單向加載方向的真實應(yīng)力-應(yīng)變曲線，對比拉伸后的實驗織構(gòu)與預(yù)測織構(gòu)，確定適合Zr-4合金單向拉伸條件下的VPSC模型硬化參數(shù)，結(jié)果如表2所示[16]。該組模型參數(shù)可很好地表征各向異性的力學(xué)行為，預(yù)測的變形機制開啟準(zhǔn)確，因而本工作中也選用此組模型參數(shù)來預(yù)測沖制過程的織構(gòu)演變和變形機制。

2、實驗與模擬結(jié)果

2.1沖制實驗結(jié)果

對Zr-4合金帶材進行沖制實驗，控制沖頭位移1.16mm，圖5a所示為沖制樣件。沖制后在凸模圓角位置發(fā)生開裂，表面產(chǎn)生了明顯的裂紋。為了準(zhǔn)確測量沖制樣件的深度，為有限元模擬提供準(zhǔn)確的邊界條件，進行了白光干涉實驗，實驗結(jié)果如圖5b所示，沿縱截面3個位置A1~A3的深度分別為1.167、1.127和1.147mm，沿橫截面3個位置B1~B3的深度分別為1.177、1.157和1.177mm，取6個位置的平均值，經(jīng)計算所對應(yīng)的成形深度為1.159mm。

2.2Zr-4合金沖制后組織和織構(gòu)的變化

圖6為沖壓后3個位置(A：凹模圓角；B：斜壁；C：凸模圓角)的EBSD結(jié)果。圖6a為凹模圓角處的晶粒取向圖，晶粒沿著沖制后的伸長方向被拉長，晶粒取向以<0001>//ND方向為主(紅色晶粒)，晶內(nèi)出現(xiàn)少量其他顏色(藍色和綠色)透鏡狀的新取向。經(jīng)過圖6d孿晶界標(biāo)定結(jié)果可知，孿晶為{101?2}(1?011)拉伸孿晶(ETW)，結(jié)合ImageJ軟件測量得ETW相對面積分?jǐn)?shù)為1.896%。相應(yīng)地，由于ETW的產(chǎn)生，板材的初始織構(gòu)發(fā)生偏轉(zhuǎn)，形成了在RD方向上的強度集中，如圖6g所示。Fr由于孿晶的生成從初始的0.084增加到了0.088。

斜壁段的晶粒取向圖如圖6b所示，晶粒被拉長，晶粒取向以<0001>//ND方向為主(紅色晶粒)，但相對于初始織構(gòu)，藍色和綠色取向的晶粒分?jǐn)?shù)稍微增加。從圖6e中看出，斜壁段沒有孿晶生成?？棙?gòu)類型仍保持雙峰織構(gòu)，F(xiàn)t由0.188增加到了0.191，F(xiàn)n由0.730降低到0.726。晶粒c軸從ND向TD略微傾轉(zhuǎn)，但幾乎與初始織構(gòu)一致。

圖6c是凸模圓角破裂位置的晶粒取向圖，可以看出晶粒在沖制破裂位置處發(fā)生明顯的碎化，內(nèi)部出現(xiàn)了較多的小角度晶界。晶粒取向仍以<0001>//ND方向為主(紅色晶粒)，并能觀察到有少量孿晶生成，經(jīng)標(biāo)定，仍為{101?2}(1?011)拉伸孿晶，孿晶分?jǐn)?shù)小于凹模圓角處，約為0.689%(圖6f)。圖6i所示基面織構(gòu)顯著增強，發(fā)生了更為明顯的向法向的集中，F(xiàn)n明顯增加，從0.730增加到0.766；Ft發(fā)生明顯降低，從0.188降低到0.151。表明變形晶粒的c軸從TD向ND發(fā)生偏轉(zhuǎn)。

2.3有限元模擬結(jié)果

圖7所示為沖制后的Zr-4樣件沿縱截面的實際測量厚度與模擬厚度的對比。圖7a所示為有限元預(yù)測的壁厚分布云圖，壁厚最小的位置與實際破裂位置一致，均位于凸模圓角底部。隨著位置由凹模圓角變化到斜壁，壁厚呈先降低再升高的趨勢，減薄主要發(fā)生在近凹模圓角位置。隨著斜壁處到凸模圓角處，壁厚一直減小。為了更直觀的對比縱截面方向的厚度分布情況，沿縱截面選取了10個點測量厚度，10個點的具體位置與板材厚度變化的數(shù)值模擬對比如圖7b所示。結(jié)果表明，在凸模圓角處厚度減薄最明顯，減薄最大的位置實測厚度為0.406mm，預(yù)測厚度為0.410mm。凹模圓角的厚度為0.445mm，數(shù)值模擬厚度0.449mm，數(shù)值模擬結(jié)果與實驗測量結(jié)果吻合得較好，也驗證了采用的本構(gòu)模型的準(zhǔn)確性。Zr-4合金帶材在沖制變形后，凸模圓角處應(yīng)變大，造成了應(yīng)力集中，使得減薄嚴(yán)重，造成了沖制破裂。

圖8所示為選取不同位置處有限單元的正應(yīng)變分量演化及應(yīng)變狀態(tài)。圖8a中，隨著材料流入模腔內(nèi)，凸模圓角的變形應(yīng)變沿著帶材軋制方向與沿厚度方向的應(yīng)變大小相等，方向相反，寬度方向應(yīng)變分量εyy近似為0，正應(yīng)變εxx=0.15和εzz=-0.15，其中，εxx、εyy、εzz分別為沿著RD、TD、ND方向的正應(yīng)變。凹模圓角位置處的受力狀態(tài)如圖8b所示，εxx?0，εyy<0、εzz<0，最后時刻沿RD的正應(yīng)變約0.09(圖8a)，說明凹模圓角位置沿軋制方向伸長，寬度方向和厚度方向收縮。斜壁段的應(yīng)變狀態(tài)與凹模圓角相似，軋制方向應(yīng)變分量為正，寬度方向和厚度方向為負，且由于變形量非常小，應(yīng)變分量值也較小。

在成形過程中，典型位置A、B和C的應(yīng)變路徑及3個位置的主應(yīng)變分布云圖如圖9所示。實際樣件開裂位置(凸模圓角C)的應(yīng)變路徑為近平面應(yīng)變，最大主應(yīng)變高于A和B位置，說明變形后減薄最嚴(yán)重的區(qū)域發(fā)生的應(yīng)變路徑為平面應(yīng)變。斜壁段B位置的應(yīng)變路徑為單向拉伸，主應(yīng)變?1為正，次應(yīng)變?2為負。凹模圓角A位置的應(yīng)變路徑為單向拉伸路徑，最大主應(yīng)變約為0.1，相較于斜壁，應(yīng)變更大，路徑更偏向于平面應(yīng)變。綜上，沖制樣件的凸模圓角位置的受力狀態(tài)為平面應(yīng)變狀態(tài)，路徑為平面應(yīng)變路徑，應(yīng)變值最大，極易超過成形極限曲線的平面應(yīng)變特征點(FLD0)，進而發(fā)生樣件的沖制開裂。

3、分析討論

3.1應(yīng)變路徑對沖制過程變形機制的影響(IGMA分析)

IGMA是確定材料變形過程中滑移系開啟的一種方法[25]，基于IGMA分析可以獲得Zr-4合金沖制過程中變形機制的開啟情況。從圖6中選取3個典型位置(凹模圓角、斜壁和凸模圓角)，每個位置選取3種典型取向，共9個晶粒分別標(biāo)記為G1~G9(紅色-G1/G4/G7；綠色-G2/G5/G8；藍色-G3/G6/G9)，然后對其進行IGMA分布特征的分析，如圖10所示。其中，凹模圓角中紅色晶粒G1取向為近基極取向，IGMA分布的旋轉(zhuǎn)軸主要集中在<0001>軸，說明其以柱面滑移為主；隨著c軸向TD方向偏轉(zhuǎn)，以綠色(G2)和藍色(G3)為代表的非基極取向晶粒的IGMA強度極點出現(xiàn)在了<138?5?3>軸和<61?5?3>軸附近，說明此時在單向拉伸的應(yīng)變路徑條件下，Zr-4合金變形以柱面滑移系為主，錐面滑移系為輔，同時也發(fā)現(xiàn)存在極點集中在<1?21?0>，表明少量基面滑移會開啟，并結(jié)合前面少量的孿晶生成，可知協(xié)調(diào)厚度方向變形的變形機制主要是錐面滑移，基面滑移和孿生次之。與凹模圓角類似，當(dāng)斜壁位置處晶粒的c軸與法線方向平行時(G4)，其IGMA分布的旋轉(zhuǎn)軸主要集中在<0001>軸，而對于c軸近似垂直于ND的TD取向晶粒(G5和G6)，晶粒的IGMA分布特征落在內(nèi)扇形上，說明仍是以柱面滑移主導(dǎo)，錐面滑移協(xié)調(diào)變形的機制。凸模圓角處的紅色取向晶粒(G7)的IGMA強度極點分布出現(xiàn)了發(fā)散的跡象，不只在<0001>軸集中，同時向扇形邊緣處發(fā)生擴散，G8和G9晶粒的IGMA的強度極點也出現(xiàn)發(fā)散的跡象，并且主要彌散分布于扇形邊緣處，沿著的分布強度逐漸升高，說明基面滑移開啟被促進，柱面滑移的開啟受到了抑制，而此位置主要開啟基面滑移以協(xié)調(diào)厚度方向上的變形，與凹模圓角和斜壁不同。平面應(yīng)變路徑促進了基面滑移系的開啟，而基面滑移的開啟使得c軸從TD方向偏轉(zhuǎn)到ND方向，逐漸從基面的雙峰織構(gòu)向基面發(fā)生織構(gòu)集中，進而導(dǎo)致凸模圓角位置最終發(fā)生沖制開裂。

3.2基于VPSC預(yù)測沖制過程中變形機制

利用VPSC模型預(yù)測了沖制過程中織構(gòu)的演變和滑移系開啟的變化規(guī)律，選取圖1所示的織構(gòu)作為變形前的初始織構(gòu)，采用有限元中提取的隨時間變化的正應(yīng)變結(jié)果作為變形邊界條件。實驗與VPSC預(yù)測的(0001)織構(gòu)及Kearns系數(shù)結(jié)果對比如圖11所示。VPSC模擬結(jié)果很好地捕獲了實驗結(jié)果中的織構(gòu)特征，驗證了模型的準(zhǔn)確性。如圖11a和b所示，當(dāng)位于凹模圓角時，織構(gòu)發(fā)生了輕微的變化。其中，實驗的孿晶產(chǎn)生量為1.896%，VPSC預(yù)測的孿晶激活分?jǐn)?shù)為1.66%。無論是實驗結(jié)果還是預(yù)測結(jié)果，織構(gòu)的變化趨勢相似，均是近基極取向的母晶產(chǎn)生孿晶，使Fr略微增大，產(chǎn)生了新的織構(gòu)類型。斜壁位置預(yù)測的織構(gòu)和實驗織構(gòu)均由于應(yīng)變太小，沒有發(fā)生明顯的變化，變形后的織構(gòu)保持了典型的軋制雙峰織構(gòu)(圖11c和d)。與初始織構(gòu)相比，凸模圓角位置Fn的實驗值和VPSC預(yù)測值均增大，F(xiàn)t降低，F(xiàn)r略微增大。表明晶粒取向從TD向ND偏轉(zhuǎn)，使得變形后織構(gòu)發(fā)生了集中，進而造成了織構(gòu)強度的增大。

圖12所示為沖制過程VPSC預(yù)測的變形機制開啟情況。如圖12a所示，凹模圓角位置的柱面滑移最容易開啟，錐面滑移作為協(xié)調(diào)厚度方向上變形的主要輔助滑移系，這一結(jié)果與IGMA分析結(jié)果相同。隨著應(yīng)變的增大，柱面滑移和錐面滑移開啟降低，基面滑移開啟增大，但開啟量不會超過錐面滑移。此外，預(yù)測的ETW開啟量為1.66%，這與實驗中統(tǒng)計的孿晶生成量吻合得很好。

斜壁段的變形機制以柱面滑移為主，錐面滑移為輔(圖12b)。通過對比可知，柱面滑移的相對開啟量最高，由于錐面滑移在此變形條件下激活量更高，所以基面滑移幾乎不開啟，孿生也不開啟。與單向拉伸變形的織構(gòu)演變類似，在柱面滑移與錐面滑移配合開啟的條件下，變形織構(gòu)與初始織構(gòu)相似，不會產(chǎn)生明顯的織構(gòu)變化。凸模圓角位置的Kearns系數(shù)Fr幾乎沒有變化，F(xiàn)t減小，F(xiàn)n增大，說明c軸從TD方向繼續(xù)向ND方向偏轉(zhuǎn)。通過VPSC對變形機制激活量的預(yù)測可知，受到平面應(yīng)變路徑的影響，柱面滑移受到抑制，低于凹模圓角和斜壁，基面滑移的開啟量高于錐面滑移，成為了該路徑下協(xié)調(diào)厚度變形的滑移系。隨著沖制過程的進行，應(yīng)變的增大，基面滑移系開啟不斷增加，錐面滑移系不斷降低，只產(chǎn)生了微量的孿晶。說明基面滑移隨著變形程度的增加成為了唯一協(xié)調(diào)厚度方向變形的滑移，其開啟量的增大使得初始的雙峰織構(gòu)轉(zhuǎn)為近基面織構(gòu)，織構(gòu)強度不斷升高，當(dāng)基面滑移的開啟量達到臨界值時，厚度方向協(xié)調(diào)變形困難，進而發(fā)生破裂，也就是說，凸模圓角處發(fā)生破裂是由于基面滑移系大量開啟導(dǎo)致。

4、結(jié)論

(1)針對Zr-4合金帶材(0.457mm)進行沖制實驗，當(dāng)凸模圓角R=0.15mm，Zr-4合金帶材沖制變形深度為1.16mm時，帶材發(fā)生破裂，破裂位置位于凸模圓角處。

(2)沖制后沿縱截面3個位置的織構(gòu)實驗結(jié)果表明，相較于初始織構(gòu)，凹模圓角位置由于ETW產(chǎn)生了沿RD方向的新織構(gòu),使得Fr增大，F(xiàn)t降低；斜壁位置的變形織構(gòu)與初始織構(gòu)相似；凸模圓角位置從雙峰織構(gòu)轉(zhuǎn)為近基面織構(gòu)，F(xiàn)n增大，F(xiàn)r增大，而Ft降低。

(3)采用FEM預(yù)測沖制變形時，斜壁和凹模圓角位置的應(yīng)變路徑為單向拉伸，凸模圓角位置為平面應(yīng)變路徑。

(4)在斜壁位置的單向拉伸應(yīng)變路徑，變形機制以柱面滑移開啟為主，錐面滑移為輔，由于變形較小，織構(gòu)沒有發(fā)生明顯的變化；凹模圓角位置處，變形機制仍然以柱面滑移主導(dǎo)，錐面滑移和ETW共同協(xié)調(diào)變形，使得織構(gòu)產(chǎn)生了從ND向RD方向偏轉(zhuǎn)的新織構(gòu)類型。

(5)平面應(yīng)變路徑抑制了柱面滑移和錐面滑移的開啟，促進了基面滑移協(xié)調(diào)變形，基面滑移的開啟使織構(gòu)從雙峰織構(gòu)轉(zhuǎn)變?yōu)榻婵棙?gòu)。隨著應(yīng)變的增大，基面滑移成為了唯一協(xié)調(diào)厚度變形的滑移系，當(dāng)其開啟量達到臨界時，厚度方向難以協(xié)調(diào)變形，沖制發(fā)生開裂?？梢?，基面滑移是影響沖制開裂的關(guān)鍵變形機制。

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