通過劇烈塑性形變和析出優(yōu)化Cu–Cr–Zr的強(qiáng)度和韌性

1、通過劇烈塑性形變和析出優(yōu)化CuCrZr的強(qiáng)度和韌性關(guān)鍵詞：等通道轉(zhuǎn)角擠壓、有色合金、顯微結(jié)構(gòu)、強(qiáng)化摘 要研究了劇烈塑性變形后，變形前和變形后均時(shí)效硬化處理的銅鉻鋯合金的顯微組織和力學(xué)行為。通過變形產(chǎn)生的位錯(cuò)亞晶結(jié)構(gòu)引起強(qiáng)度的增加和韌性的降低。形變后溫和退火引起輕微亞結(jié)構(gòu)粗化，位錯(cuò)的一些消失，并同時(shí)析出，從而增加強(qiáng)度與韌性的一些提高。在形變前為了析出進(jìn)行相同的熱處理得到更精細(xì)的亞結(jié)構(gòu)，剪切降低顆粒尺寸，并導(dǎo)致部分溶解。根據(jù)形變亞結(jié)構(gòu)和析出相顆粒的作用方面分析了強(qiáng)度和韌性。1.引言Cu-Cr-Zr的合金在電子微電子工業(yè)是有著極大的興趣，材料之一，因?yàn)樗鼈兊母邚?qiáng)度，耐高溫性，良好的成型性和良好的導(dǎo)電

2、性。這種特性也使得這些合金在核聚變反應(yīng)堆幾個(gè)組件上使用很有趣1。這些材料是通過冷加工，以及由Cr和復(fù)雜的Cu-Zr相析出來強(qiáng)化1,2。這些合金里析出和強(qiáng)化是眾所周知的1,2，在幾十年里相當(dāng)多的工作研究了較前的塑性變形對(duì)析出和強(qiáng)化的作用，以及在Cu-Cr和Cu-Cr-Zr的基礎(chǔ)上進(jìn)一步的添加的合金元素的作用， 包括添加如磷，鎂3,4。劇烈塑性變形，經(jīng)常通過等通道轉(zhuǎn)角擠壓（ECAP）得到，已經(jīng)有十多年在很寬的范圍的韌性金屬和合金里已被廣泛研究過 5,6，包括純Cu7,8和Cu-Cr9-11和Cu-Cr-Zr的12合金。當(dāng)在高的應(yīng)變變形時(shí)，微觀結(jié)構(gòu)細(xì)化到約100-200納米等軸亞晶/晶粒的尺寸，同時(shí)

3、強(qiáng)度顯著增加。在低應(yīng)變下形成小角度晶界，在較高應(yīng)變下逐步轉(zhuǎn)化為高角度晶界 8,9。強(qiáng)化的實(shí)現(xiàn)被解釋為位錯(cuò)強(qiáng)化8或位錯(cuò)胞壁硬化7，從低到高的角度亞晶/晶界的轉(zhuǎn)變即在高應(yīng)變9-11霍爾佩奇晶粒尺寸硬化就變得很重要。同時(shí)對(duì)于這樣嚴(yán)重變形銅合金的韌性仍舊良好.有幾項(xiàng)研究已經(jīng)研究過在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前10或11,12后進(jìn)行析出時(shí)效的Cu-Cr和CuCrZr合金的力學(xué)行為。在等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，與固溶材料相比較，時(shí)效 9,12導(dǎo)致加速析出，在所有情況下10-12強(qiáng)度和韌性都觀察到一個(gè)很有趣的增加，類似于先前報(bào)道的輥壓接合Cu-Cr-Zr合金13 和一些等通道轉(zhuǎn)角擠壓加工的鋁合金5,14,15析出后有相似的增加

4、。目前本文研究了通過等通道轉(zhuǎn)角擠壓和時(shí)效，或在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前時(shí)效的銅鉻鋯合金的強(qiáng)度和韌性。對(duì)比了兩種路線下微結(jié)構(gòu)的進(jìn)化和塑性變形行為。例如，把固溶材料，經(jīng)過大塑性變形時(shí)，這些材料隨后時(shí)效處理，和已經(jīng)含有細(xì)小析出材料時(shí)的微結(jié)構(gòu)的演變進(jìn)行對(duì)比。這樣納米析出對(duì)力學(xué)性能的影響可從該變形亞結(jié)構(gòu)的松弛區(qū)分出來。雖然析出導(dǎo)致更高的強(qiáng)度和均勻變形，提高韌性， 亞結(jié)構(gòu)的恢復(fù)可能會(huì)產(chǎn)生軟化，但增加了加工硬化，提高韌性。2.實(shí)驗(yàn)用于研究的材料是1Cr,0.1Zr的Cu合金（以重量計(jì)），由古德費(fèi)洛提供的圓棒。從該棒切出直徑為20毫米，長(zhǎng)度為60-80毫米的圓柱用于等通道轉(zhuǎn)角擠壓，該圓柱在水淬之前，在空氣中， 980

5、C下固溶1小時(shí)處理。該固溶化處理溶解大部分的Cr（和Zr），但留下少量未溶解的 16,17。未溶解的Cr為粗大的，大間隔分布的顆粒，認(rèn)為這些顆粒對(duì)在等通道轉(zhuǎn)角擠壓過程中行為改變或?qū)C(jī)械性能影響起不到任何作用顯著。一些試樣在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前、后分別在 450-500C下時(shí)效處理0.5-1，經(jīng)過初步時(shí)效強(qiáng)化研究，以確定合適的時(shí)效條件。等通道轉(zhuǎn)角擠壓處理使用路線A，在室溫下進(jìn)行12道次，使用一個(gè)具有圓形截面的模具，該模具11 8模角，每道次產(chǎn)生0.7真實(shí)應(yīng)變，并且使用20毫米/分的速度。力學(xué)性能用拉伸試驗(yàn)進(jìn)行評(píng)價(jià)，用直徑為3毫米，長(zhǎng)度為20 mm的圓柱形的樣品，圓柱軸與擠壓方向平行，以4×

6、10-4/s的名義應(yīng)變速率拉伸。每種材料條件的樣品分別測(cè)試兩個(gè)在，保證強(qiáng)度和伸長(zhǎng)率的可重復(fù)性。在垂直的擠壓和擠出方向上截取樣品，用于微觀結(jié)構(gòu)觀察，該樣品通過機(jī)械或電拋光被制備。機(jī)械拋光，使用1/4微米金剛石磨料，最后用硅膠，用來制備用于掃描電子顯微鏡（SEM）的樣品，以背散射電子（BSE）模式，以及電子背散射衍射（ EBSD）模式。使用雙噴射裝置，在15 .C和15V下使用30的硝酸和甲醇的混合物電拋，為接下來的透射電子顯微鏡（TEM）制備樣品。掃描電鏡使用配備有使用HKL通道5的軟件的EBSD系統(tǒng)的JEOL 6500 F儀器，和場(chǎng)發(fā)射的日立S-4800，并且TEM研究使用JEOL 2010

7、FX。變形的亞晶粒/晶粒微結(jié)構(gòu)使用SEM-BSE顯微照片以及EBSD取向圖進(jìn)行量化。放大倍率20,000的SEM-BSE圖像，面積約幾百平方微米，包含了幾千亞晶粒/晶粒，采用西格瑪掃描儀和Excel軟件對(duì)其分析。 EBSD取向圖在超過幾百平方微米的面積并使用70nm大小的步長(zhǎng)采得，對(duì)每個(gè)樣品檢查幾個(gè)掃描的區(qū)域。由于細(xì)小的變形亞晶粒/晶粒結(jié)構(gòu)，使用小的步長(zhǎng)是必需的，以獲得良好的顯微尺寸和晶界取向差統(tǒng)計(jì)。使用衍射襯度引起的TEM明場(chǎng)像觀察了位錯(cuò)胞和亞晶微觀結(jié)構(gòu),也使用相位襯度TEM明場(chǎng)像下分析了析出相。析出相尺寸和數(shù)量使用上述的sigma scan pro和Excel軟件進(jìn)行分析。并從晶界附近的厚

8、度條紋的數(shù)目來估計(jì)試樣的厚度。每單位體積的顆粒數(shù)應(yīng)該通過相應(yīng)時(shí)效條件下平衡相圖的析出相的體積分?jǐn)?shù)16,17給出（考慮到對(duì)于理想固溶來說，固溶度隨溫度變化）。3.結(jié)果3.1初步時(shí)效強(qiáng)化測(cè)量時(shí)效強(qiáng)化行為的研究給出了等通道轉(zhuǎn)角擠壓前后時(shí)效的合適的的熱處理。對(duì)于固溶材料和經(jīng)過4-8次道等通道轉(zhuǎn)角擠壓過后的硬度演化示于圖1。固溶材料在300以上溫度退火30分鐘硬度顯著增加，圖1A，在450500CC退火0.5-1小時(shí)后達(dá)到最大值。該材料在等通道轉(zhuǎn)角擠壓之后更硬，如圖 1A，顯示出類似的時(shí)效硬化動(dòng)力學(xué)從而達(dá)到更高的硬度。相對(duì)于固溶材料，硬化動(dòng)力學(xué)有輕微的增加，正如先前9,12，以及在600C的退火時(shí)出現(xiàn)過

9、時(shí)效軟化，這在固溶材料上是看不到的。在450-500C 0.5-1的退火導(dǎo)致最大硬度，幾乎沒有過度時(shí)效或在時(shí)效之下，圖1b?；谶@些研究中，因此450C 退火1-2小時(shí)和在500C退火 0.5-1分別被選擇為固溶和等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料的合適的熱處理。圖1.在隨后的退火期間固溶和ECAP材料硬度的變化：（a）為材料在各溫度下退火30分鐘的（部分退火為1或2小時(shí)）;及（b）為在450C退火不同時(shí)間的材料。3.2等通道轉(zhuǎn)角擠壓處理后樣品的力學(xué)行為樣品顯示在等通道轉(zhuǎn)角擠壓后有很大強(qiáng)度的增加，有個(gè)圓形屈服階段，1-2的應(yīng)變時(shí)高的加工硬化，并慢慢地減少應(yīng)力直至失效期變長(zhǎng)，如圖。2。這些曲線與之前報(bào)道的那些C

10、u-Cr，銅 - 鉻 - 鋯9-12和其他合金類似5。增加等通道轉(zhuǎn)角擠壓應(yīng)變導(dǎo)致強(qiáng)度穩(wěn)定增加，但其他變化不明顯。等通道轉(zhuǎn)角擠壓后在450-500C時(shí)效出現(xiàn)屈服不連續(xù)，參見圖2，隨后是短暫的常應(yīng)力平臺(tái)，在此之后，應(yīng)力慢慢下降。在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前材料的時(shí)效表現(xiàn)出類似于那些的固溶-等通道轉(zhuǎn)角擠壓后材料的應(yīng)力 - 應(yīng)變曲線，參見圖2。樣品將以韌性方式斷裂并且形成頸縮和韌窩斷裂面。圖.2.典型的工程應(yīng)力 - 應(yīng)變（十字頭位移/樣品計(jì)長(zhǎng)度）曲線，其在幾個(gè)等通道轉(zhuǎn)角擠壓和退火材料的拉伸試驗(yàn)期間測(cè)得：等通道轉(zhuǎn)角擠壓到12道次后，隨后在退火450C;；材料在450C退火1小時(shí)，然后ECAP4 道次。圖.3對(duì)于最

11、初固溶材料，屈服應(yīng)力隨著通道轉(zhuǎn)角擠壓次數(shù)的變化。隨后450-500C 時(shí)效0.5-1小時(shí)的效果也如圖所示。也給出了在450-500C 時(shí)效1小時(shí)和隨后4 次等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料的數(shù)據(jù)。屈服應(yīng)力隨等通道轉(zhuǎn)角擠壓應(yīng)變的變化示于圖.3和表1中，也給出了隨后的時(shí)效影響（對(duì)等通道轉(zhuǎn)角擠壓后材料和固溶材料）。等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，甚至輕度時(shí)效（在450-500C），在屈服應(yīng)力和最大應(yīng)力之間幾乎沒有什么差別（約5-10兆帕）。第一次等通道轉(zhuǎn)角擠壓后引發(fā)顯著硬化的強(qiáng)度，此后，繼續(xù)增加到最高應(yīng)變來檢測(cè)。固溶材料時(shí)效導(dǎo)致大的強(qiáng)度提高，但是在先前的等通道轉(zhuǎn)角擠壓后有一個(gè)非常小的增加。對(duì)所有的等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料，不管擠壓道

12、次數(shù)，時(shí)效硬化的幅度非常相似（80兆帕）。有趣的是，樣品在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前的時(shí)效顯示比相應(yīng)的等通道轉(zhuǎn)角擠壓之后的時(shí)效的材料有更高的強(qiáng)度增加（約40兆帕）。韌性隨著熱處理和等通道轉(zhuǎn)角擠壓的變化歸納在表1中。固溶材料約50韌性下降到等通道轉(zhuǎn)角擠壓后到10，等通道轉(zhuǎn)角擠壓道數(shù)對(duì)此幾乎沒有影響。雖然固溶材料的時(shí)效強(qiáng)化使得材料韌性降低。對(duì)等通道轉(zhuǎn)角擠壓前同樣時(shí)效處理材料使得與變形狀態(tài)相比延展性略有增加。在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前給予材料時(shí)效化處理，顯示出與固溶材料和變形材料類似水平的延展性。正如圖.2，對(duì)應(yīng)最大應(yīng)力的應(yīng)變通常是斷裂韌性十分之一，并對(duì)于斷裂應(yīng)變根據(jù)處理方法以類似的方式變化。3.3等通道轉(zhuǎn)角擠壓和退

13、火期間的組織演變由等通道轉(zhuǎn)角擠壓和隨后的退火產(chǎn)生的典型顯微結(jié)構(gòu)示于圖4。非常精細(xì)的微結(jié)構(gòu)可以被看到，如圖4a，在ECAP出口附近有拉長(zhǎng)傾向，特別在很少道次的等通道轉(zhuǎn)角擠壓后，次數(shù)越多越傾向于成為等軸，如圖4b。對(duì)所有材料，發(fā)現(xiàn)偶爾有巨大的在固溶化處理期間未溶解的（0.5）鉻顆粒。這些不受變形影響，并且太分散以至于對(duì)亞結(jié)構(gòu)細(xì)化起不到任何作用。一些亞晶界顯示了巨大的襯度變化，表明穿過晶界有巨大的取向差，而另一些則顯示小得多襯度變化。為了保證對(duì)不同的材料微結(jié)構(gòu)尺寸的合理量化，努力確保所有顯微照片有相似襯度和所有圖像有相似的襯度分辨率。退火處理幾乎沒引起微結(jié)構(gòu)的變化，參見圖4C，隨著在等通道轉(zhuǎn)角擠壓前

14、的時(shí)效化，材料也呈現(xiàn)出非常相似的微觀結(jié)構(gòu)。電子背散射衍射(EBSD)分析了一些材料的微觀結(jié)構(gòu)，如圖5中所示。 圖5a示出4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓料的反極圖，可以看出微觀結(jié)構(gòu)稍微拉長(zhǎng),類似在圖4中的SEM-BSE圖像，不同取向差的晶界被標(biāo)記在圖 5a。圖4.在BSE襯度模式中SEM圖像，顯示固溶材料被如下處理后典型的亞結(jié)構(gòu)：（a）4道次 ECAP，（b）12道次ECAP，以及（c）4 道次ECAP和在450C 退火1小時(shí)。（黑色為高角度晶界，白色為小角度晶界），證實(shí)了有大范圍的晶界角度。圖5b示出了從這個(gè)圖測(cè)出晶界取向差的直方圖，證實(shí)絕大多數(shù)晶界是在10°以下取向差的低角度亞晶界。比較微結(jié)

15、構(gòu)的大小，從圖5a中測(cè)量的,由此證實(shí)了SEM-BSE圖像檢測(cè)出取向差低于2°的亞晶，接近電子背散射衍射技術(shù)的分辨率。鑒于這種更好的量化統(tǒng)計(jì)方法，SEM-BSE圖像被用來表征微結(jié)構(gòu)。圖5.(a) 4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料橫截面的反極圖。晶粒取向根據(jù)通常的三角形單元著色(001紅色,011綠色,111藍(lán)色) 大角度晶界（15取向差以上）由黑線表示，而低角度晶界（<2取向差）由白線表示。（b）直方圖給出8道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料時(shí)晶界取向差的頻率。（有關(guān)在該圖中參考顏色的解釋，讀者可參考網(wǎng)頁版的本文。）從SEM-BSE圖像測(cè)量的亞晶粒尺寸分布在如圖 6所示的直方圖里給出。可以看到,在所

16、有情況下,分布顯示尾部有更高的亞晶粒尺寸，最大約是平均值的3倍，并且模式值比平均值小約10。平均值被用來表征材料。如圖6示出了亞晶粒尺寸在4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓過后大量減小，甚至在附加的等通道轉(zhuǎn)角擠壓道次后更加細(xì)化。 等通道轉(zhuǎn)角擠壓之后退火將導(dǎo)致亞晶粒尺寸略有增加，然而當(dāng)在等通道轉(zhuǎn)角擠壓之前退火將導(dǎo)致材料有更細(xì)小的晶粒尺寸。這些變化在圖7與表1中可以看到，概述了通過不同的加工方法后亞晶粒的尺寸變化。典型微結(jié)構(gòu)通過TEM觀察,示于圖8。微結(jié)構(gòu)類似于由SEM-BSE和EBSD所確定的晶粒- 即4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓后微結(jié)構(gòu)晶粒略被拉長(zhǎng)，或在8-12道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓后出現(xiàn)更多的等軸形態(tài)，如圖8a和b，

17、在很短的退火后幾乎沒有改變，如圖8C。TEM圖像確認(rèn)晶界結(jié)構(gòu)的變化，具有大的取向差的尖銳邊界以及低取向差的位錯(cuò)單元邊界可被看見。更高放大倍數(shù)圖像，如圖8b，顯示了許多亞晶內(nèi)部以及在亞晶邊界的位錯(cuò)。在高的放大倍率和在避免了衍射襯度條件下的圖像，表明無論在等通道轉(zhuǎn)角擠壓之前或之后退火，所有退火材料形成細(xì)小的析出物,如圖.9。 這些圖像是用相位襯度獲得，避免了當(dāng)使用衍射襯度時(shí)許多位錯(cuò)造成的過多的襯度。圖.6。直方圖顯示由等通道轉(zhuǎn)角擠壓，在此之前或之后的退火，產(chǎn)生的亞晶粒尺寸的分布：（1）4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓材料;（二）材料在4 道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓之前的500退火1小時(shí); （c）8道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓隨

18、后材料在450 退火1小時(shí)據(jù)預(yù)計(jì)，相位襯度成像將檢測(cè)所有存在粒子，避免了當(dāng)使用析出相的衍射光束時(shí)的暗場(chǎng)里只有一些顆粒選擇性成像。這些圖像顯示了大量的非常微細(xì)的析出物，在短的熱處理后，只有少數(shù)較大顆粒（高達(dá)20-30納米），其可能已經(jīng)在預(yù)先存在的位錯(cuò)或亞晶界形成了。雖然這里沒有分析進(jìn)行，細(xì)小顆粒是共格的Cr析出而較粗的微粒可能是如別處的討論1的相同的Cu4Zr相。圖10顯示了這些TEM圖像確定析出物的尺寸分布，具有大量尺寸為約2-6納米的顆粒，并少量顆粒在10-25納米的范圍內(nèi)。特殊有趣的是,圖10是與等通道轉(zhuǎn)角擠壓+時(shí)效材料材料相比，在時(shí)效+ 等通道轉(zhuǎn)角擠壓后的材料有更細(xì)的平均粒徑。圖.7表示

19、隨加工條件變化的平均亞晶尺寸：材料為最初帶有大晶粒尺寸的固溶體（溶膠），然后通過等徑角擠壓處理。材料隨后在450C退火.一些樣品在等徑角擠壓處理之前退火,退火溫度450-500C。4.討論4.1。劇烈塑性變形后的時(shí)效處理強(qiáng)化流變應(yīng)力隨處理?xiàng)l件的變化將使用霍爾-佩奇的方法來檢查,其將強(qiáng)度和晶粒尺寸聯(lián)系起來，也檢查了由退火析出帶來的差異，無論在等徑角擠壓之前或之后退火。的調(diào)整，將強(qiáng)度和亞晶粒尺寸聯(lián)系起來的霍爾佩奇的分析,將在之后討論。圖11A示出了最初的固溶材料，以及隨后450-500C的時(shí)效材料，在等徑角擠壓處理之前退火材料的，實(shí)驗(yàn)的強(qiáng)度數(shù)據(jù)與所測(cè)量的亞晶大小的平方根關(guān)系。等通道轉(zhuǎn)角擠壓變形后時(shí)

20、效，相對(duì)于變形強(qiáng)度，強(qiáng)度有顯著的增加。這種變形+退火材料的數(shù)據(jù)可以看出晶粒尺寸的平方根倒數(shù)有關(guān)，與顯著變形的材料有相同的霍爾 - 佩奇斜率。在這些退火中，亞晶粒尺寸只有輕微的增加（見表1和圖7中，對(duì)比圖4a和c，圖8a和c），它們?cè)谠诟鞣N情況下被考慮進(jìn)霍爾佩奇分析。通過時(shí)效處理引起比變形材料約100兆帕以上的強(qiáng)度的增加，比固溶材料退火增加小得多（約200MPa）（參照?qǐng)D3和11，以及表1中，以及時(shí)效硬化數(shù)據(jù)如圖1b）。這似乎不大可能，在先前變形材料中析出比時(shí)效固溶材料更少量的細(xì)微析出，并產(chǎn)生更少的強(qiáng)化。Gao等人報(bào)道過在時(shí)效變形Cu-Cr合金中較小程度的硬化4。Gao等人指出對(duì)劇烈變形材料高溫

21、和長(zhǎng)時(shí)間退火會(huì)發(fā)生再結(jié)晶。然而，在這里進(jìn)行的微觀研究表明在輕度退火期間沒有再結(jié)晶的跡象, 大概是由于析出硬化和位錯(cuò)恢復(fù)相抵消引起相對(duì)較小的時(shí)效硬化。圖8.明場(chǎng)TEM照片顯示在8道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓后變形微結(jié)構(gòu),（a和b），以及（c）4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓后在450C 退火1小時(shí)。（b）表示的高倍放大（a）下,高的位錯(cuò)密度可以更清楚被觀察。圖.9在進(jìn)行熱處理后的材料析出：（a）在4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓之前在500退火1小時(shí)，和（b）經(jīng)過4道次等通道轉(zhuǎn)角擠壓,隨后在500退火1/2小時(shí)。圖像在沒有衍射襯度條件下使用相位襯度獲得。通過簡(jiǎn)單地固溶和先前ECAP變形材料后的時(shí)效形成的析出支持這個(gè)結(jié)論。固溶材料

22、，在450-500C 時(shí)效1/2-1小時(shí)和材料4道次 ECAP變形后采用相同處理,通過TEM觀察顯示基本相同尺寸的析出物。此外，這樣的析出物對(duì)強(qiáng)化的貢獻(xiàn)確實(shí)能夠產(chǎn)生時(shí)效固溶材料相同的硬化。奧羅萬方程可以用于描述這種加強(qiáng)，OR，基于該顆粒大小，和析出相的體積分?jǐn)?shù)f，如18,19： 其中是在滑移面上的粒子之間的間距，從粒徑和析出物的體積分?jǐn)?shù)推導(dǎo)為 =f .M是泰勒因子 (3).G是銅的剪切模量(45GPa) b是伯格斯矢量(0.256nm) 使用的模式粒子的大小通過退火固溶或先前變形材料確定,(如圖10b)即大約4.5-5.2納米,考慮析出物的體積分?jǐn)?shù)約為0.61%,基于在固溶和時(shí)效溫度時(shí)鉻在銅中

23、的溶解度 (16、17),由于析出后硬化貢獻(xiàn)被計(jì)算為170 - 200 MPa。在ECAP后時(shí)效觀察到的只有100MPa硬化，參見圖11a，被認(rèn)為是兩個(gè)相互競(jìng)爭(zhēng)的貢獻(xiàn)后果170200 MPa沉淀硬化（和固溶材料相同）和70到100兆帕的位錯(cuò)回復(fù)軟化。軟化的發(fā)生表示在圖11b,通過兩個(gè)霍爾佩奇線，顯示實(shí)驗(yàn)最初固溶材料的屈服應(yīng)力（0.2），和這些材料的后續(xù)時(shí)效的實(shí)驗(yàn)應(yīng)力減去計(jì)算析出強(qiáng)化（0.2P）。在這種情況下，方程（1）導(dǎo)出奧萬羅強(qiáng)化用于析出強(qiáng)化。平行線（同樣的霍爾佩奇斜率）可以看到對(duì)時(shí)效材料移動(dòng)下降約70兆帕的線。這種軟化不是因?yàn)椴煌奈龀龊筒煌膩喚Я３叽绲淖兓?，而預(yù)計(jì)是由引亞晶粒內(nèi)部或亞晶

24、界位錯(cuò)密度降低起的。在目前研究沒有明顯證據(jù)證明位錯(cuò)密度或者退火晶界取向差的變化，這些需要詳細(xì)的電鏡觀察，這超出了本論文的范圍。圖10直方圖顯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，和（b）在500.退火1 / 2小時(shí)前4道次ECAP變形的材料。圖11?；魻柵迤姹硎镜膹?qiáng)度，對(duì)于ECAP變形的材料（在4，8和12道后），相對(duì)于初始固溶材料的強(qiáng)度和同樣的材料隨后在450C 時(shí)效處理1小時(shí)。在4次ECAP之前的450 C和500 C時(shí)效1 h材料硬化的強(qiáng)度。（a）實(shí)驗(yàn)數(shù)據(jù)表明屈服強(qiáng)度（0.2）和（b）除去析出硬化計(jì)算值

25、后的相同的數(shù)據(jù)，如（0.2P）。詳見文本中的數(shù)據(jù)。4.2在劇烈的塑性變形前材料的時(shí)效強(qiáng)度材料在ECAP處理前達(dá)到峰值硬度的時(shí)效（在450 / 500C1 h）,導(dǎo)致材料晶粒細(xì)化，見圖7，非常高水平的強(qiáng)度（見圖3）。這種時(shí)效預(yù)計(jì)產(chǎn)生析出物的尺寸為5 nm左右（類似的圖。9b和10b），雖然隨著ECAP后它們的大小被減少到約3 nm（圖。9a和10a）。細(xì)小的鉻析出物的存在，而不是Cr在固溶體中，在ECAP期間有更大組織的細(xì)化發(fā)生。5納米初始大小的Cr顆粒比Cr固溶體在變形期間更好的限制位錯(cuò)運(yùn)動(dòng)和恢復(fù)。鉻是銅里產(chǎn)生弱固溶硬化的，和其它的情況對(duì)比，如Mg在Al中，而產(chǎn)生強(qiáng)烈的固溶強(qiáng)化20,21。同樣

26、清楚的是，許多的Cr粒子尺寸在ECAP加工過程中被剪切的更小，可能還有一些已經(jīng)溶解的。但是，很難以足夠的精度來確認(rèn)這種可能性和確定析出相的體積分?jǐn)?shù)。材料在ECAP變形前析出的強(qiáng)度可以使用霍爾佩奇圖11檢查晶粒尺寸的細(xì)化。很顯然，大部分高強(qiáng)度的實(shí)現(xiàn)是由于預(yù)先存在的顆粒引起的更大的細(xì)化的微觀結(jié)構(gòu)。如圖11a，然而，似乎有一個(gè)額外的強(qiáng)化組成，30-50兆帕的增強(qiáng)除了霍爾佩奇強(qiáng)化。這大概是由在ECAP后從最初的5 nm到2.53 nm析出引起的強(qiáng)化，見圖9和10。這么小的析出物是不可能通過奧羅萬機(jī)制與位錯(cuò)相互作用的，考慮基于細(xì)顆粒的剪切方法。強(qiáng)化，P，現(xiàn)在可以寫 22 為：這里的是常數(shù)（3.5），G

27、F是沿滑移面滑移方向的剪切模量（30 GPa），是粒子在基體中的約束失配（1.6×102），r是粒子的半徑，S位錯(cuò)線張力（Gb2×109N），其他詞語的意義和數(shù)值先前已經(jīng)定義。利用該表達(dá)式， 2.53nm大小的顆粒的強(qiáng)化約7585 MPa，如果一些析出物被認(rèn)為在ECAP變形期間有部分溶解，與觀察到的顆粒強(qiáng)化貢獻(xiàn)（3050 MPa）一致。在圖11b所示的數(shù)據(jù)點(diǎn)對(duì)應(yīng)于擠壓前材料退火析出，去除顆粒的強(qiáng)化的貢獻(xiàn)后為30-50 MPa。強(qiáng)度數(shù)據(jù)落在相同的形固溶體材料的霍爾佩奇線，證明細(xì)的亞顯微結(jié)構(gòu)的相同強(qiáng)化效果。4.3由于固溶體材料劇烈的塑性變形引起的強(qiáng)化對(duì)固溶體材料的EC

28、AP處理后的強(qiáng)化可以通過考慮晶粒尺寸減小引起的組織的細(xì)化來研究。強(qiáng)度與測(cè)量亞晶尺寸平方根的倒數(shù)有關(guān),可以使用標(biāo)準(zhǔn)的霍爾佩奇的方法如圖11所示。這里霍爾佩奇線圖展示了未變形狀態(tài)與在4，8和12道次的ECAP處理后的三次變形狀態(tài)的基本聯(lián)系，晶粒尺寸的變化太小而不能估計(jì)在這三種獨(dú)立的狀態(tài)之間有任何依賴。因此，這種分析還有些不確定和偶然性。ECAP變形后強(qiáng)度增加和未變形，大晶粒尺寸材料密切相關(guān)，根據(jù)霍爾佩奇關(guān)系基體（0）84 MPa和霍爾佩奇斜率（k HP）129兆帕am1/2。0代表單晶固溶，KHP代表晶界強(qiáng)化。漢森 23 認(rèn)為,對(duì)銅來說，KHP值是基本相同的,給目前的分析提供了良好的支持。在這個(gè)時(shí)

29、候指可出，在這些材料中少量粗Cr顆粒分散太廣泛，因此在改變結(jié)構(gòu)或加強(qiáng)發(fā)揮不了重要的作用（被估計(jì)約10兆帕的奧羅萬強(qiáng)度）。這些粗顆粒不受任何變形或時(shí)效化處理影響，不管任何之前或之后的時(shí)效處理，都不影響本研究的大變形的作用。上述分析認(rèn)為，所有的2和更大角度取向差的晶界，對(duì)于強(qiáng)化來說，可以視為高角度晶界。一種替代方法，基于庫(kù)爾曼威爾斯多夫2426 的研究，認(rèn)為亞晶界可能被視為產(chǎn)生泰勒硬化的高密度的位錯(cuò)構(gòu)成，根據(jù)亞晶尺寸。根據(jù)庫(kù)爾曼威爾斯多夫 24 ，這種強(qiáng)化（ ）可以寫為：是為常數(shù)0.4  26 ，是位錯(cuò)密度，其它符號(hào)術(shù)語的定義和之前一樣?？紤]位錯(cuò)之間的平均間距（1），這更多的包

30、含在位錯(cuò)墻上，和一個(gè)常數(shù)K值約10的單元大小D c相關(guān) 24 26 ，我們可以描述位錯(cuò)單元強(qiáng)化（D c）：然而這種方法，比起觀察預(yù)測(cè)強(qiáng)化大很多倍。另一種方法 23 認(rèn)為考慮相同泰勒的亞晶界的位錯(cuò)強(qiáng)化，但是考慮到位錯(cuò)密度的各種變化包括亞晶粒尺寸和晶界取向差。式（3）改寫，考慮單位體積材料的晶界面積是大約3/D和每個(gè)單位面積晶界區(qū)域的位錯(cuò)密度與取向差為/b相關(guān)。單元/亞晶強(qiáng)度（D）被寫為：這個(gè)方程表示的是強(qiáng)度與亞晶粒尺寸的倒數(shù)的平方根的關(guān)系，和霍爾佩奇的分析相同。強(qiáng)化和亞晶粒尺寸的倒數(shù)的平方根的比例（相當(dāng)于KHP）預(yù)測(cè)為約220兆帕m1/2和實(shí)驗(yàn)觀

31、測(cè)值（129兆帕m1/2）只由一個(gè)無限小的平均晶界取向差推導(dǎo)出：這種方法可以預(yù)測(cè)過高的強(qiáng)化。由此得出，雖然在工藝條件范圍內(nèi)強(qiáng)度和亞晶粒尺寸的實(shí)驗(yàn)變化范圍小，通過固溶材料的ECAP加工后強(qiáng)化與霍爾佩奇模型一致，即是由于亞晶粒的細(xì)化造成的。4.4工藝條件對(duì)延伸率的影響在劇烈的塑性變形后觀察到延展性有大的下降,可以理解為大變形引起加工硬化能力的消失,即最大應(yīng)力迅速達(dá)到，拉伸試驗(yàn)中對(duì)應(yīng)抵抗頸縮和失效導(dǎo)致較大的斷裂伸長(zhǎng)率（約10%）。對(duì)在ECAP變形后溫和的退火，析出物導(dǎo)致延性小的增加（1112%），而在ECAP之前類似的析出退火是最初中等的延展性（約10%）。通過在ECAP后的退火延展性提高是由于位錯(cuò)

32、的恢復(fù)過程和細(xì)小的析出物的存在。進(jìn)一步的工作是需要了解工藝條件變化引起的這些小的變化。5.結(jié)論ECAP進(jìn)行高達(dá)12道次，施加應(yīng)變大于8，導(dǎo)致Cu Cr Zr合金顯著的硬化，盡管有一個(gè)大的延展性降低。強(qiáng)度增加，可以很好地使用霍爾佩奇強(qiáng)化來解釋,由于許多晶粒/亞晶界而不是位錯(cuò)強(qiáng)化。延展性的下降是由在施加高水平的應(yīng)變后加工硬化能力的損失造成的。溫和的退火處理（1/2h 在450-500C）導(dǎo)致析出物的出現(xiàn)以及由ECAP應(yīng)變產(chǎn)生亞晶結(jié)構(gòu)的微粗化。由于在亞晶?；騺喚Ы鐑?nèi)部位錯(cuò)回復(fù)軟化，與析出物的形成產(chǎn)生的時(shí)效硬化被部分抵消。ECAP前相同的析出退火處理（1/2h 在450-500C）引起強(qiáng)化增加大，由于

33、顆粒位錯(cuò)相互作用引起的亞晶粒尺寸細(xì)化的原因。同時(shí)，有一些顆粒剪切為更細(xì)的，可能是部分但不完全溶解。由于不同工藝條件的變化導(dǎo)致延展性的變化是因?yàn)樵诠に囘^程中的位錯(cuò)堆積或恢復(fù)的程度的原因，沒有證據(jù)直接證明析出顆粒本身的影響。參考文獻(xiàn)1 D.J. Edwards, B.N. Singh, S. Tahtinen, J. Nucl. Mater. 367370 (2007) 904.2 F. Huang, J. Ma, H. Ning, Z. Geng, C. Lu, S. Guo, X. Yu, T. Wang, H. Li, H. Lou, Scripta Mater. 48 (2003) 97.

34、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

35、.Y. Yu, P.W. Kao, C.P. Chang, Scripta Mater. 45 (2001) 793.8 A. Mishra, B.K. Kad, F. Gregori, M.A. Meyers, Acta Mater. 55 (2007) 13.9 A. Vinogradov, T. Ishida, K. Kitagawa, V.I. Kopylov, Acta Mater. 53 (2005) 2181.10 C.Z. Xu, Q.J. Wang, M.S. Zheng, J.W. Zhu, J.D. Li, M.Q. Huang, Q.M. Jia, Z.Z. Du, Mater. Sci. Eng. A 459 (2007) 303.11 K.X. Wei, W. Wei, F. Wang, Q.B. Du, I.V. Alexandrov, J. Hu, Mater. Sci. Eng. A