通过剧烈塑性形变和析出优化Cu–Cr–Zr的强度和韧性

1、通过剧烈塑性形变和析出优化CuCrZr的强度和韧性关键词：等通道转角挤压、有色合金、显微结构、强化摘要研究了剧烈塑性变形后，变形前和变形后均时效硬化处理的铜铬锆合金的显微组织和力学行为。通过变形产生的位错亚晶结构引起强度的增加和韧性的降低。形变后温和退火引起轻微亚结构粗化，位错的一些消失，并同时析出，从而增加强度与韧性的一些提高。在形变前为了析出进行相同的热处理得到更精细的亚结构，剪切降低颗粒尺寸，并导致部分溶解。根据形变亚结构和析出相颗粒的作用方面分析了强度和韧性。1. 引言Cu-Cr-Zr的合金在电子微电子工业是有着极大的兴趣，材料之一，因为它们的高强度，耐高温性，良好的成型性和良好的导电

2、性。这种特性也使得这些合金在核聚变反应堆几个组件上使用很有趣1。这些材料是通过冷加工，以及由Cr和复杂的Cu-Zr相析出来强化1,2。这些合金里析出和强化是众所周知的1,2，在几十年里相当多的工作研究了较前的塑性变形对析出和强化的作用，以及在Cu-Cr和Cu-Cr-Zr的基础上进一步的添加的合金元素的作用， 包括添加如磷，镁3,4。剧烈塑性变形，经常通过等通道转角挤压（ECAP）得到，已经有十多年在很宽的范围的韧性金属和合金里已被广泛研究过 5,6，包括纯Cu7,8和Cu-Cr9-11和Cu-Cr-Zr的12合金。当在高的应变变形时，微观结构细化到约100-200纳米等轴亚晶/晶粒的尺寸，同时

3、强度显著增加。在低应变下形成小角度晶界，在较高应变下逐步转化为高角度晶界 8,9。强化的实现被解释为位错强化8或位错胞壁硬化7，从低到高的角度亚晶/晶界的转变即在高应变9-11霍尔佩奇晶粒尺寸硬化就变得很重要。同时对于这样严重变形铜合金的韧性仍旧良好.有几项研究已经研究过在等通道转角挤压前10或11,12后进行析出时效的Cu-Cr和CuCrZr合金的力学行为。在等通道转角挤压后，与固溶材料相比较，时效 9,12导致加速析出，在所有情况下10-12强度和韧性都观察到一个很有趣的增加，类似于先前报道的辊压接合Cu-Cr-Zr合金13 和一些等通道转角挤压加工的铝合金5,14,15析出后有相似的增加

4、。目前本文研究了通过等通道转角挤压和时效，或在等通道转角挤压前时效的铜铬锆合金的强度和韧性。对比了两种路线下微结构的进化和塑性变形行为。例如，把固溶材料，经过大塑性变形时，这些材料随后时效处理，和已经含有细小析出材料时的微结构的演变进行对比。这样纳米析出对力学性能的影响可从该变形亚结构的松弛区分出来。虽然析出导致更高的强度和均匀变形，提高韧性， 亚结构的恢复可能会产生软化，但增加了加工硬化，提高韧性。2.实验用于研究的材料是在1Cr,0.1Zr的Cu合金（以重量计），由古德费洛提供作为的由古德费洛圆棒。从该棒其切出直径为20毫米，长度为60-80毫米的圆柱用于,该棒通过等通道转角挤压，该圆柱在

5、水淬之前，在空气中， 被加工并给予1小时980C的固溶下固溶1小时化处理，在空气中，水淬之前。该固溶化处理溶解大部分的Cr（和Zr），但留下少量未溶解的 16,17。未溶解的Cr保持为粗糙大的，广泛大间隔分布的颗粒，认为这些颗粒对是不期望在等通道转角挤压过程中行为改变或影响对机械性能影响期间的修改行为起不到任何作用显著。一些试样在等通道转角挤压前、后分别在给予 450-500C下时效处理 0.5-1 的时效处理，和在等通道转角挤压后的其他处理，经过初步时效硬化研究经过初步时效强化研究，以确定合适的时效条件。等通道转角挤压处理进行，使用所谓的路线A，在室温下进行可达12孔型道次，使用一个具有圆形

6、的截面的模具，该模具模和摸角度成11 8模角，每个孔型产生每道次产生0.7真实应变，并且使用20毫米/分的速度。机械性能用拉伸试验进行评价力学性能用拉伸试验进行评价，在用直径为3毫米，长度为20 mm的圆柱形计的样品，圆柱轴样品与平行于按压挤压方向平行汽缸轴线，以4×10-4/s的标称应变速率拉伸的名义应变速率拉伸。每种材料条件的样品分别测试两个样品分别在每种材料的条件进行了测试，确认优异的强度和伸长率的再现性保证强度和伸长率的可重复性。用于显微检查的磁盘通过在垂直的方向上加压的入口和出口的方向机械或电抛光被制备在垂直的挤压和挤出方向上截取样品，用于微观结构观察，该样品通过机械或电抛

7、光被制备。机械抛光，使用多达使用1/4微米金刚石磨料，最后用硅胶，被用来制备用于扫描电子显微镜（SEM）的样品（SEM），在背散射电子以背散射电子（BSE）模式，以及电子背散射衍射（ EBSD）的样品模式。使用双喷射装置，在15 .C和15V,电抛光使用双喷射装置中，以下使用30的硝酸和甲醇的混合物电抛，为接下来的透射电子显微镜（TEM）制备样品。扫描电镜检查进行使用配备有使用HKL通道5的软件的EBSD系统的JEOL 6500 F仪器，配备有使用HKL通道5的软件的EBSD系统和场发射的日立S-4800仪，既配备有场发射尖端，并且TEM研究使用JEOL 2010 FX仪器。变形的亚晶粒/晶粒

8、微结构的变形从该使用SEM-BSE显微照片以及EBSD取向图进行量化，。放大倍率20,000的在SEM-BSE图像，在20,000放大倍率和几百平方微米的总面积分析面积约几百平方微米，覆盖几千亚晶粒包含了几千亚晶粒/晶粒，采用西格玛扫描仪和Excel软件对其分析。 EBSD取向定位图在获得超过几百平方微米的面积并使用70nm大小的步长采得大小，对每个样品检查几个扫描的区域。由于细小的变形亚晶粒/晶粒结构，使用小的步长是必需的，以获得良好的显微尺寸统计和亚晶粒/晶粒变形结构边界晶界取向差统计。使用衍射衬度引起的TEM明场像观察了位错胞位的单元和亚晶微观结构进行了检查并获得TEM亮场图像检查,其包

9、涵与衍射沉淀检测的对比，也是在使用相位衬度TEM亮场图像下相衬的明场像下分析了析出相。析出尺寸和数字被使用西格玛扫描仪和析出相尺寸和数量使用上述的sigma scan pro和Excel软件如上并从附近的晶界发现厚度条纹的数目估计的箔的厚度来确定软件进行分析。并从晶界附近的厚度条纹的数目来估计试样的厚度。每单位体积的粒子数也被推断通过考虑析出相的体积分数应当由用于相应时效条件每单位体积的颗粒数应该通过相应时效条件下平衡相图的析出相的体积分数16,17的平衡图给出（考虑到对于理想固溶来说，固溶溶解度随温度变化如预期的理想解决方案）。3.结果3.1初步时效硬化测量初步时效强化测量时效硬化行为的一个

10、短期研究进行了界定合适的等通道转角挤压前后的热处理时效强化行为的研究给出了等通道转角挤压前后时效的合适的的热处理。对于固溶材料和经过4-8次道等通道转角挤压过后的硬度演化示于图1，对于4-8次道等通道转角挤压过后的固溶材料。该固溶材料在300以上温度退火30分钟显著变硬分钟硬度显著增加，图1A，在450500CC退火0.5-1小时后达到最大值。该材料在等通道转角挤压之后更硬。，如图 1A，显示出类似的时效硬化动力学从而达到更高的硬度。相对于固溶材料，硬化动力学相对于固溶材料有轻微的的促进作用增加，正如先前9,12，以及超时效软化出现在以及在600C的退火时出现过时效软化600C的退火中，这在固

11、溶材料上是看不到的，。在450-500C 0.5-1的退火导致最大硬度，几乎没有过度时效或在时效之下，图1b。基于这些研究中，在因此450C 退火1-2小时和在500C退火 0.5-1时效处理被选择为固溶和等通道转角挤压材料的评估的合适的热处理分别被选择为固溶和等通道转角挤压材料的合适的热处理。图1.在随后的退火期间固溶和ECAP材料硬度的变化：（a）为材料在各温度下退火30分钟的材料（部分退火为1或2小时）;及（b）为退火在450C退火不同时间的材料。3.2等通道转角挤压处理后样品的机械行为等通道转角挤压处理后样品的力学行为样品显示在等通道转角挤压后有很大强度的增加，有个圆形屈服阶段，1-2

12、的应变时高的加工硬化，以1-2的应变，并慢慢地减少应力直至失效期变长，如图。2.。这些曲线是类似的那些这些曲线与之前报道的那些Cu-Cr，铜 - 铬 - 锆9-12和其他合金类似5之前的报道。增加等通道转角挤压应变导致强度稳定增加变化不大，但其他变化的稳步增长但其他变化不明显。等通道转角挤压后时效在等通道转角挤压后450-500C时效出现导致产率的屈服不连续性的出现，参见图2，随后是短暂的高原恒定的压力随后是短暂的常应力平台，在此之后，应力慢慢下降。在等通道转角挤压前材料的时效表现出类似于那些的固溶-等通道转角挤压后材料的应力 - 应变曲线，参见图2.。样品将以韧性方式断裂并且形成颈缩部和凹形

13、韧窝断裂面。图.2.典型的工程应力 - 应变（十字头位移/样品计长度）曲线，其在几个等通道转角挤压和退火材料的拉伸试验期间测得：等通道转角挤压到12道次后，随后在退火450C;；材料在450C退火1小时，然后给出4 道次ECAP4 道次。图.3关于最初固溶对于最初固溶（SOLUT）材料.，屈服应力随着通道转角挤压次数的变化。随后时效450-500C 时效0.5-1小时450-500C的效果也如图所示。数据也给出了材料时效在450-500C 时效1小时和随后被给的4 次等通道转角挤压材料的数据。屈服应力与等通道转角挤压应变的变化示于图屈服应力随等通道转角挤压应变的变化示于图.3和表1中。，也给出

14、了与随后的时效效应影响（以及对等通道转角挤压后材料和固溶材料）也被显示。随着等通道转角挤压后，甚至轻度时效化（在450-500C），在屈服应力和最大应力之间几乎没有什么差别（约5-10兆帕）。第一次等通道转角挤压后引发显著硬化的强度，此后，继续增加到最高应变水平来检测。时效化的固溶材料时效导致大的强度提高，但是在先前的等通道转角挤压后有一个非常小的增加。对所有的等通道转角挤压材料，不管挤压道次数，时效硬化的幅度非常相似（80兆帕）的所有的等通道转角挤压材料,不管给定的道次数。有趣的是，样品在等通道转角挤压前的时效显示比相应的等通道转角挤压之后的时效的材料有更高显著的强度增加（约40兆帕）。韧性

15、随着在热处理和等通道转角挤压的拉伸塑性的演变变化归纳在表1中归纳。固溶材料约50韧性下降到等通道转角挤压后固溶材料延展性下降约50到10，等通道转角挤压道数对此几乎没有影响。虽然固溶材料的时效硬化虽然固溶材料的时效强化使得，材料延展韧性降低。对等通道转角挤压后，前同样时效的处理材料导致使得与变形状态相比延展性从该变形状态略有增加。在等通道转角挤压前给予材料时效化处理，显示出给固溶材料和变形材料类似水平的延展性显示出与固溶材料和变形材料类似水平的延展性。正如图.2，对应最大应力的应变到最大应力通常是断裂韧性十分之一断裂韧性，并对于断裂应变根据处理方法以类似的方式向断裂应变变化处理方法。3.3等通

16、道转角挤压加工过程中和退火期间的组织演变由等通道转角挤压和随后的退火产生的典型显微结构示于图4。.非常精细的微结构可以被看到，如图4a，在ECAP出口附近有拉长与一些倾向邻近伸长到出口方向，特别在很少道次的等通道转角挤压后，在更多次数越多后越倾向于成为更多的等轴，如图4b。对所有材料，发现偶尔有巨大的在固溶化处理期间未溶解的（0.5）铬颗粒，分别被发现在所有材料。这些是不受变形的影响，并且被广泛分离并且太分散，以至于对亚结构细化起不到任何作用在微结构的改进扮演重大的角色。一些子边界显示了巨大的反差变化一些亚晶界显示了巨大的衬度变化，指示巨大的取向差穿过边界表明穿过晶界有巨大的取向差，而另一些则

17、显示小得多对比度变化而另一些则显示小得多衬度变化。为了保证针对不同的材料微结构尺寸的合理量化，已经作出努力，以确保对比所有显微照片有相似衬度和所有图像进行分析类似的对比有相似的衬度检测分辨率类似的水平。退火处理几乎没引起导致小的微结构的变化，参见图4C，随着在等通道转角挤压前的时效化，材料也呈现出非常相似的微观结构。电子背散射衍射(EBSD)分析了一些材料的微观结构使用还在检测,检测用的是电子背散射衍射(EBSD)，如图5中所示。 图5a示出4的逆极点数字图道次等通道转角挤压料的反极图，材料给出4道次等通道转角挤压，其中一个稍微拉长可以看出微观结构稍微拉长,微观结构可以看出，类似在图4中的SE

18、M-BSE图像在图4中，不同取向差的边界被标记在图 不同取向差的晶界被标记在图 5a。图4.在BSE对比度模式中衬度模式中SEM图像资料，显示固溶材料被如下处理后发现典型的亚微结构在处理固溶材料后：（a）4道次 ECAP，（二b）12道次ECAP，以及（c）4 道次ECAP和在450C 退火1小时。（黑色为高角度边界黑色为高角度晶界，白色为小角度边界白色为小角度晶界），证实了有大范围的晶界大角度边界传播已被确认角度。如图图5b示出了从这个图测出边界错取向差的直方图示出了从这个图测出晶界取向差的直方图，确认绝大多数边界是在证实绝大多数晶界是在10°以下取向差的低角度亚晶界。比较微结构的

19、大小的比较，可以从图5a中测量的,由此证实了SEM-BSE图像检测出位错取向差低于2°的亚晶，接近电子背散射衍射技术的分辨率。鉴于这种更好的量化统计方法，SEM-BSE图像之后被使用用来鉴别表征微结构,鉴于这种更好的量化统计方法会被使用。如图5.(一a) 4道次等通道转角挤压材料横截面的反极数字图给了4道次等通道转角挤压.。 晶粒取向根据通常的单元三角形单元惯例着色(001红色,011绿色,111蓝色) 大角度晶界（15取向差以上）由黑线表示，而低角度晶界（<2取向差）由白线表示。（二b）直方图显示材料给出8道次等通道转角挤压时边界取向差发生的频率道次等通道转角挤压材料时晶界取

20、向差的频率.。（有关解释在该图中说明的参考颜色的解释，读者可参考网页版的本文。）从SEM-BSE图像测量的亚晶粒尺寸分布在如图 6所示的直方图里给出。显示的亚晶粒尺寸分布,从SEM-BSE图像可以看到,如图 6.在所有情况下,分布显示一个尾巴更高的亚晶粒尺寸分布显示尾部有更高的亚晶粒尺寸，最大约是平均值的3倍平均值，并且模式值比平均值小约10。平均值然后被用来表征材料。如图6示出了亚晶粒尺寸在4道次等通道转角挤压过后大量减小，甚至在附加的等通道转角挤压道次后更加细化。 等通道转角挤压之后退火将导致亚晶粒尺寸略有增加。，当在等通道转角挤压之前退火将导致材料产生显著的细晶粒尺寸然而当在等通道转角挤

21、压之前退火将导致材料有更细小的晶粒尺寸。这些变化在图7与表1中可以看到，概述了通过不同的加工方法后亚晶粒通过不同的加工方法后的尺寸变化。典型微结构可以通过TEM被看到观察,示于图8。微结构类似于那些由SEM-BSE和EBSD所确定的晶粒- 即4道次等通道转角挤压后略长于微结构晶粒略被拉长。在4道次等通道转角挤压后，或在8-12道次等通道转角挤压后出现更多的等轴形态，如图8a和b。，在很短的退火后几乎没有改变，如图8C。TEM图像确认边界的结构的可变性图像确认晶界结构的变化，具有大的取向差的尖锐边界以及低取向差的位错单元边界可被看见。该更高放大倍数图像，如图8b，显示了许多亚晶内部以及在亚晶边界

22、的位错。在高的放大倍率和在避免了衍射衬度条件下的图像，表明无论在等通道转角挤压之前或之后退火，在高的放大倍率和在避免衍射对比的条件下成像的检验显示出在所有退火材料形成的精细细小的析出物,如图.9。 这些图像是用相衬可视化的所有瞬间析出获得这些图像是用相位衬度获得，避免了当使用衍射造影衬度时许多位错造成避免了很多混乱的巨大反差的过多的衬度。图.6。直方图显示由等通道转角挤压，在此与之前或之后的退火，产生的亚晶粒尺寸的分布：（1）给定材料4道次等通道转角挤压材料;（二）材料在4 道次等通道转角挤压之前的500ç退火1小时; （c）给予8道次等通道转角挤压随后材料在450 退火1小时据预计

23、，相衬成像将检测所有粒子存在相位衬度成像将检测所有存在粒子，避免了当使用析出相的衍射光束时在的暗场里使用析出相的衍射光束时避免了只有一些颗粒选择性成像。这些图像显示了大量的非常微细的析出物，在短的热处理后，只有少数产生几个较大颗粒（高达20-30纳米），其可能已经在预先存在的位错或亚晶界形成了。虽然这里没有分析进行，微粒被预计是相干的细小颗粒是共格的Cr析出而较粗的微粒可能是如别处的讨论1的相同的相位或Cu4Zr，相如别处的讨论1。图10表示来自这些显示了这些TEM图像确定析出物的尺寸分布，具有大量尺寸为约2-6纳米的颗粒，并少量颗粒在10-25纳米的范围内的几个颗粒。特殊有趣的事是,图10是

24、与等通道转角挤压+时效材料材料相比，在时效+ 等通道转角挤压后的材料确定的更细的平均粒径等通道转角挤压后的材料有更细的平均粒径，与等通道转角挤压+时效材料相比材料。图.7表示随加工条件变化的平均亚晶尺寸与加工条件的变化：材料为最初带有大晶粒尺寸的固溶体（溶胶），然后通过等径角挤压处理。材料随后在给出的450C退火.一些样品在等径角挤压处理之前退火,退火温度450-500C。4.讨论4.1。由于剧烈塑性变形后的的时效处理的硬化效应强化流变应力随处理条件的变化将使用霍尔一-佩奇型的方法来检查,其涉及强度和晶粒尺寸其将强度和晶粒尺寸联系起来，以及审查由退火析出带来的差异也检查了由退火析出带来的差异，

25、无论在等径角挤压之前或之后退火.。霍尔佩奇分析的调整，其涉及亚晶粒尺寸的强度将强度和亚晶粒尺寸联系起来的霍尔佩奇的分析,将在之后被检查将在之后讨论。图11A示出了最初的固溶材料，以及随后450-500C的时效材料，在等径角挤压处理之前退火材料的，实验的强度数据，用于最初的固溶材料，以及随后450-500C的时效材料，材料在等径角挤压处理之前接受到退火，相对于与所测量的亚晶大小的平方根关系。等通道转角挤压变形后时效，相对于变形强度，强度有显着著的相对于作为变形强度的强度增加。这种变形+退火材料的数据可以看出晶粒尺寸的平方根倒数有关平方根，通过与显著变形的材料有完全相同的霍尔 - 佩奇斜率对显著变

26、形的材料。在这些退火中的亚晶粒尺寸只有轻微的增加在这些退火中，亚晶粒尺寸只有轻微的增加（见表1和图7中，与图对比图4a和c和图，图8a和c比较），它们可以由霍尔佩奇分析在各种情况下分析它们在在各种情况下被考虑进霍尔佩奇分析。通过时效处理导致显著变形材料约通过时效处理引起比变形材料约100兆帕以上的强度的增加的，比固溶材料退火增加固溶材料被观察有小得多的相应增加（约200MPa）（参照图3和11，以及表1中，以及时效硬化数据如图1b）。这似乎不大可能，在先前变形材料中析出比时效固溶材料应该是更少量的细微析出，并比时效固溶材料产生更少的强化，。Gao等人报道过在时效变形Cu-Cr合金中较小程度的硬

27、化4在时效变形Cu-Cr合金中,其被Gaoetal报道过。4，Gaoetal等人指出对剧烈变形材料在高温和长时间退火剧烈变形的材料会发生再结晶。然而，在这里进行的微观研究，但是，确认表明在轻度退火期间没有再结晶的迹象, 大概是由于析出硬化和位错恢复相抵消引起考虑及观察到的相对较小的时效硬化是大概是由于析出硬化的反作用效应和位错恢复。图8.明场TEM照片显示在8道次等通道转角挤压后变形微结构,（a和b），以及（c）4道次等通道转角挤压后在450C 退火1小时。（b）表示的高倍放大（a）下,高的位错密度可以更清楚被观察。图.9在进行热处理后的材料析出：（a）在4道次等通道转角挤压之前在500退火1

28、小时，和（b）经过4道次等通道转角挤压,随后在500退火1/2小时。图像在没有衍射对比度使用相衬的条件下被获得图像在没有衍射衬度条件下使用相位衬度获得。通过简单地固溶和先前ECAP变形材料后的时效形成的析出支持这个结论是在通过简单地固溶和先前ECAP变形材料后的时效形成的析出物的比较后被支持。固溶材料的时效在固溶材料，在450-500C 时效1/2-1小时和材料4道次 ECAP变形后采用相同处理,450-500C后通过TEM观察检测和材料被给在以前的4道次 ECAP变形后, 显示基本相同尺寸的析出物。此外，这样的析出物的强化的贡献评估确认它们是否确实能够产生相同的硬化这样的析出物对强化的贡献确

29、实能够产生时效固溶材料相同的硬化，作为对时效固溶材料发现。所述奥罗万方程可以用于描述这种加强，OR，基于该颗粒大小，和析出相的体积分数f，如18,19： 其中是在滑移动面上的粒子之间的间距，从粒径和析出物的体积分数推导为 =f .M是泰勒因子 (3).G是铜的剪切模量(45GPa) b是伯格斯矢量(0.256nm) 使用的模式粒子的大小通过被退火固溶或先前变形材料确定,(如图10b)即大约4.5-5.2纳米,考虑析出物的体积分数约为0.61%,基于在固溶和时效温度时铬在铜中的溶解度 (16、17),由于析出后硬化贡献被计算为170 - 200 MPa。在ECAP后时效观察到的只有100MPa硬

30、化时效在ECAP后，参见图11a，被认为是两个相互竞争的贡献后果沉淀硬化170200 MPa沉淀硬化（和固溶材料相同）和70到100兆帕的位错位回复软化。软化的发生表示在图11b,通过两个霍尔佩奇线，显示实验最初固溶材料的流动应力显示实验最初固溶材料的屈服应力（0.2），和这些材料的后续时效的实验应力减去计算析出泰特加强强化（0.2P对）这些材料的后续时效化。在这种情况下，方程（1）导出奥万罗强化方程（1）导出用于析出强化。平行线（同样的霍尔佩奇斜率）可以被看到对代表时效材料移动下降约70兆帕的线。这种软化不是因为不同的析出和不同的亚晶粒尺寸的变化，但预计是由内部引起的亚晶粒或亚晶界位错密度降

31、低的原因而预计是由引亚晶粒内部或亚晶界位错密度降低起的。在目前研究没有明显证据证明位错密度或者退火晶界取向差的变化，这些需要详细的电镜观察，这超出了本论文的范围。There is little clear evidence in the present study of such changes of dislocation density or of boundary misorientation on annealing but any possible reduction of dislocation density inside subgrains or at subboundarie

32、s requires detailed examination by TEM that is beyond the scope of the present study.图10直方图显示材料析出物尺寸分布（a）1 h 500的退火和然后的4 道次ECAP后,析出物尺寸分布（a），和（b）在500.退火1 / 2小时前材料的4道次ECAP变形的材料在500.退火1 / 2小时前.。图11。霍尔佩奇表示的强度作为佩奇表示的强度，对于ECAP变形的材料（在4，8和12道后），相对于初始固溶材料的强度和同样的材料在随后在450C 时效处理1小时的时效硬化在450

33、C.处理1小时后,。在4次ECAP之前的450 C和500 C时效1 h材料时效硬化的强度在4次ECAP之前的450 C和500 C1 h被显示。（a）实验数据表明屈服强度（0.2）和（b）除去析出硬化计算值后的相同的数据，如（0.20.2P）。详见文本中的数据。4.2在剧烈的塑性变形后材料的时效强度在剧烈的塑性变形前材料的时效强度材料在ECAP处理前达到峰值硬度的时效（在450 / 500C1 h）峰值硬度在ECAP处理前, ECAP导致材料晶粒细化，见图7，非常高水平的强度（见图3）。这种时效预计产生析出物的尺寸为5 nm左右（类似的图。9b和10b

34、），虽然随着ECAP后它们的大小被减少到约3 nm（图。9a和10a）。精细的铬析出物的存在细小的铬析出物的存在，代替了而不是Cr在固溶体中，在ECAP期间有更大组织的细化发生。5纳米初始大小的Cr颗粒比Cr固溶体在变形期间更好的限制位错运动和恢复过程中比Cr固溶体的更好。铬是铜里产生弱固溶硬化的，和其它的情况对比，如Mg在Al中，而产生强烈的固溶强化20,21。同样清楚的是，许多的Cr粒子尺寸在ECAP加工过程中被剪切的更小，可能还有一些已经溶解的。但是，很难以足够的精度来确认这种可能性和确定析出相的体积分数。材料在ECAP变形前析出的强度可以使用霍尔佩奇块图11检查晶粒尺寸的细化。很显然，

35、大部分高强度的实现是由于预先存在的颗粒引起的更大的细化预先存在的粒子的微观结构。如图11a，然而，似乎有一个额外的加强组成似乎有一个额外的强化组成，30的-50兆帕排序加强兆帕的增强除了霍尔佩奇加强除了霍尔佩奇强化。这大概是由在ECAP后从最初的5 nm到2.53 nm析出保持引起的强化，发现尺寸在ECAP后从最初的5 nm到2.53 nm，见图。9和10。这么小的析出物是不可能通过奥罗万机制与位错相互作用的，考虑基于细颗粒的剪切另一种替代方法可以被考虑。加强强化，P，现在可以写 22 为：这里的是恒定的是常数（3.5），G F是沿滑动面滑动方向的剪切模量是沿滑移面滑移方向的剪切模量（30 G

36、Pa），是粒子在矩阵中的约束失配是粒子在基体中的约束失配（1.6×102），r是粒子的半径，S位错线张力（Gb2×109N），其他词语的意义和价值先前已经定义其他词语的意义和数值先前已经定义。利用该表达式， 大小2.53nm的颗粒的强度约大小的颗粒的强化约7585 MPa，如果一些析出物的一些被认为在ECAP变形期间有部分溶解，与观察到的粒子强化贡献了相当不错的理由与观察到的颗粒强化贡献（3050 MPa）一致。在图11b所示的数据点对应于挤压前材料退火析出，去除颗粒挤压前的强化的贡献后为30 -50 MPa。强度数据落在相同的形固溶体材料的霍尔佩奇线对应的变形固

37、溶体材料，确定细的亚显微结构的相同强化效果证明细的亚显微结构的相同强化效果。4.3由于固溶体材料剧烈的塑性变形的硬化由于固溶体材料剧烈的塑性变形引起的强化对固溶体材料的ECAP处理后的强度的增加可以通过降低粒度对组织的细化加以检测处理后的强化可以通过考虑晶粒尺寸减小引起的组织的细化来研究。强度可能与测量亚晶尺寸平方根的倒数有关,可以使用标准的霍尔佩奇的方法如图11所示。这里霍尔佩奇线图展示了未变形状态与在4，8和12道次的ECAP处理后的三次变形状态的基本联系，晶粒尺寸的变化在这些太小而不能估计在这三种独立的状态之间有任何依赖之间。因此，这种分析还有些不确定和偶然性。ECAP变形后强度增加是合

38、理的和未变形，大晶粒尺寸材料密切相关，在霍尔佩奇关系矩阵条件的大颗粒物质根据霍尔佩奇关系基体（0）84 MPa和霍尔佩奇斜率（k HP）129兆帕am1/2。0代表单晶固溶和代表单晶固溶，KHP的晶界强化效应强度代表晶界强化。汉森 23 认为,对铜来说，KHP值是基本相同的对铜来说,汉森 23 这样表示,给目前的分析提供了良好的支持,。可在这个时候指可出，在这些材料中少量粗Cr颗粒分散太被广泛分散，因此在改变结构或加强发挥不了重要的作用（被估计约10兆帕的奥罗万强度）。这些粗颗粒保持不受任何变形或时效化处理影响，不管任何之前或之后的时效处理，都不影响本研究的大变形的作用，与任何之前或之后的时效

39、处理。上述分析认为，所有的2和更大角度取向差的边界检测，晶界，对于强化来说，可以视为对高角度晶界的强化。一种替代方法，基于对库尔曼威尔斯多夫2426 的研究，认为亚晶界可能被视为产生泰勒硬化的构成高密度的位错构成，根据亚晶尺寸，产生泰勒硬化。根据库尔曼威尔斯多夫 24 ，这种加强这种强化（ ）可以写为：是为常数0.4的 常数 26 ，是位错密度，其它符号术语的定义和之前一样。由于位错之间的平均间距考虑位错之间的平均间距（1），这更多的包含在单元壁上这更多的包含在位错墙上，和一个常数K值约10的单元大小D c相关可以用一个常数K值约10定义 24 

40、;26 ，我们可以描述位错单元硬化我们可以描述位错单元强化（D c）：然而这种方法，比起观察预测强化有更多的次数比起观察预测强化大很多倍。另一种方法 23 认为考虑相同泰勒的亚晶界的位错强化，但是考虑到位错密度的各种变化包括亚晶粒尺寸和晶界取向差。式（3）改写，考虑单位体积材料的晶界面积的单位体积的材料是大约3/D和每个边界区域的位错密度是相关的取向差为和每个单位面积晶界区域的位错密度与取向差为/b相关。单元/亚晶强度（D）被写为：这个方程表示的是强度与亚晶粒尺寸的倒数的平方根的关系，和霍尔佩奇的分析相同。对一个典型的2晶界取向差，在强化和亚晶粒尺寸的倒数的平方根的比例（相

41、当于KHP）预测为约220兆帕m1/2对一个典型的2晶界取向差和实验观测值（129兆帕m1/2）只由一个无限小的平均晶界取向差推导出只有一个无限小的平均晶界取向差：这种方法可以预测过高的强化。总之由此得出，虽然在工艺条件范围内强度和亚晶粒尺寸的实验变化范围缩小了工艺条件变化范围小，通过固溶材料的ECAP加工后固溶体强化出现与霍尔佩奇模型一致，即是由于亚晶粒的细化造成的。4.4加工条件对拉伸性能的影响工艺条件对延伸率的影响在剧烈的塑性变形后观察到延展性有大的下降,可以理解为加工硬化能力的疲劳可以理解为大变形引起加工硬化能力的消失, 加工硬化能力即最大应力通过强变形即最大应力迅速达到，拉伸试验中对

42、应对抵抗颈缩和失效导致较大的断裂伸长率拉伸试验（约10%）。对在ECAP变形后温和的退火，析出物在ECAP变形后温和的退火导致延性小的增加（1112%）虽然类似的在，而在ECAP之前类似的析出退火对析出物留下是最初适度中等的延展性（约10%）。通过在ECAP后的退火改进的延展性提高增强的出现是由于位错的恢复过程和细小的析出物的存在。进一步的工作是需要了解工艺条件变化引起的这些小的变化与处理条件。5.综述结论ECAP进行高达12道次，施加应变大于8次，导致Cu Cr Zr合金显著的硬化，尽管有一个大的延展性降低。增加强度增加，可以很好地使用霍尔佩奇强化来解释了使用霍尔佩奇加强,由于许多晶粒/亚晶

43、界而不是位错强化的概念。延展性的下降是由在施加高水平的应变后加工硬化能力的损失造成的。温和的退火处理（1/2h 在450-500C）导致析出物的出现以及由ECAP应变产生亚晶结构的微粗化的亚晶结构。由于在亚晶粒或亚晶界内部位错回复软化在亚晶粒或亚晶界内部，与析出物的形成产生的时效硬化被部分抵消。ECAP前相同的析出退火处理（1/2h 在450-500C）引起强化增加大，由于颗粒位错相互作用引起的亚晶粒尺寸细化的原因。由于更大的细化的亚晶尺寸作为颗粒位错相互作用的结果，等效热处理进行析出在ECAP加工前导致强度水平增加。同时，有一些更细的颗粒有一些剪切力为更细的，可能是部分但不完全溶解。由于不同

44、加工条件的变化导致延展性的变化是因为在加工过程中的位错堆积或恢复的程度的原因由于不同工艺条件的变化导致延展性的变化是因为在工艺过程中的位错堆积或恢复的程度的原因，没有证据直接证明析出颗粒本身的直接影响的证据。致谢我们应该感谢西班牙教育部和科学部在项目编号MAT2009-07342的经费支持。此外，K. Valdés感谢中船重工的一个JAE奖学金的范围内的经费支持。参考文献1 D.J. Edwards, B.N. Singh, S. Tahtinen, J. Nucl. Mater. 367370 (2007) 904.2 F. Huang, J. Ma, H. Ning, Z. Ge

45、ng, C. Lu, S. Guo, X. Yu, T. Wang, H. Li, H. Lou, Scripta Mater. 48 (2003) 97.3 H. Dybiec, Z. Rdzawski, M. Richert, Mater. Sci. Eng. A 108 (1989) 97.4 N. Gao, E. Huttunen-Saarivirta, T. Tianen, M. Hemmila, Mater. Sci. Eng. A 342 (2003) 270.5 R.Z. Valiev, T.G. Langdon, Prog. Mater. Sci. 51 (2006) 881.6 A.P. Zhilyaev, T.G. Langdon, Prog. Mater. Sci. 53 (2008) 893.7 M.H. Shih, C.Y. Yu, P.W. Kao, C.P. Chang, Scripta Mater. 45 (2001) 793.8 A. Mishra, B.K.