通过剧烈塑性形变和析出优化CuCrZr的强度和韧性.docx
《通过剧烈塑性形变和析出优化CuCrZr的强度和韧性.docx》由会员分享，可在线阅读，更多相关《通过剧烈塑性形变和析出优化CuCrZr的强度和韧性.docx（19页珍藏版）》请在冰豆网上搜索。
通过剧烈塑性形变和析出优化CuCrZr的强度和韧性
通过剧烈塑性形变和析出优化Cu–Cr–Zr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Cu[7,8]和Cu-Cr[9-11]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Cu–Cr–Zr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。
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1％Cr,0.1％Zr的Cu合金（以重量计），由古德费洛提供的圆棒。
从该棒切出直径为20毫米，长度为60-80毫米的圆柱用于等通道转角挤压，该圆柱在水淬之前，在空气中，980◦C下固溶1小时处理。
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为粗大的，大间隔分布的颗粒，认为这些颗粒对在等通道转角挤压过程中行为改变或对机械性能影响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450-500◦C下时效处理0.5-1ħ，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使用路线A，在室温下进行12道次，使用一个具有圆形截面的模具，该模具118◦模角，每道次产生0.7％真实应变，并且使用20毫米/分的速度。
力学性能用拉伸试验进行评价，用直径为3毫米，长度为20mm的圆柱形的样品，圆柱轴与挤压方向平行，以4×10-4/s的名义应变速率拉伸。
每种材料条件的样品分别测试两个在，保证强度和伸长率的可重复性。
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光被制备。
机械抛光，使用1/4微米金刚石磨料，最后用硅胶，用来制备用于扫描电子显微镜（SEM）的样品，以背散射电子（BSE）模式，以及电子背散射衍射（EBSD）模式。
使用双喷射装置，在–15.C和15V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。
扫描电镜使用配备有使用HKL通道5的软件的EBSD系统的JEOL6500F仪器，和场发射的日立S-4800，并且TEM研究使用JEOL2010FX。
变形的亚晶粒/晶粒微结构使用SEM-BSE显微照片以及EBSD取向图进行量化。
放大倍率20,000的SEM-BSE图像，面积约几百平方微米，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取向图在超过几百平方微米的面积并使用70nm大小的步长采得，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和晶界取向差统计。
使用衍射衬度引起的TEM明场像观察了位错胞和亚晶微观结构,也使用相位衬度TEM明场像下分析了析出相。
析出相尺寸和数量使用上述的sigmascanpro和Excel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]给出（考虑到对于理想固溶来说，固溶度随温度变化）。
3.结果
3.1初步时效强化测量
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。
固溶材料在300以上温度退火30分钟硬度显著增加，图1A，在450〜500C◦C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，硬化动力学有轻微的增加，正如先前[9,12]，以及在600◦C的退火时出现过时效软化，这在固溶材料上是看不到的。
在450-500◦C0.5-1ħ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，因此450◦C退火1-2小时和在500◦C退火0.5-1ħ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（部分退火为1或2小时）;及（b）为在450◦C退火不同时间的材料。
3.2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％的应变时高的加工硬化，并慢慢地减少应力直至失效期变长，如图。
2。
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]。
增加等通道转角挤压应变导致强度稳定增加，但其他变化不明显。
等通道转角挤压后在450-500◦C时效出现屈服不连续，参见图2，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和韧窝断裂面。
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450◦C;；材料在450◦C退火1小时，然后ECAP4道次。
图.3对于最初固溶材料，屈服应力随着通道转角挤压次数的变化。
随后450-500◦C时效0.5-1小时的效果也如图所示。
也给出了在450-500◦C时效1小时和随后4次等通道转角挤压材料的数据。
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，也给出了随后的时效影响（对等通道转角挤压后材料和固溶材料）。
等通道转角挤压后，甚至轻度时效（在450-500◦C），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来检测。
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）。
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的强度增加（约40兆帕）。
韧性随着热处理和等通道转角挤压的变化归纳在表1中。
固溶材料约50％韧性下降到等通道转角挤压后到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强化使得材料韧性降低。
对等通道转角挤压前同样时效处理材料使得与变形状态相比延展性略有增加。
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通常是断裂韧性十分之一，并对于断裂应变根据处理方法以类似的方式变化。
3.3等通道转角挤压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出口附近有拉长倾向，特别在很少道次的等通道转角挤压后，次数越多越倾向于成为等轴，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（0.5μ）铬颗粒。
这些不受变形影响，并且太分散以至于对亚结构细化起不到任何作用。
一些亚晶界显示了巨大的衬度变化，表明穿过晶界有巨大的取向差，而另一些则显示小得多衬度变化。
为了保证对不同的材料微结构尺寸的合理量化，努力确保所有显微照片有相似衬度和所有图像有相似的衬度分辨率。
退火处理几乎没引起微结构的变化，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，如图5中所示。
图5a示出4道次等通道转角挤压料的反极图，可以看出微观结构稍微拉长,类似在图4中的SEM-BSE图像，不同取向差的晶界被标记在图5a。
图4.在BSE衬度模式中SEM图像，显示固溶材料被如下处理后典型的亚结构：
（a）4道次ECAP，（b）12道次ECAP，以及（c）4道次ECAP和在450◦C退火1小时。
（黑色为高角度晶界，白色为小角度晶界），证实了有大范围的晶界角度。
图5b示出了从这个图测出晶界取向差的直方图，证实绝大多数晶界是在10°以下取向差的低角度亚晶界。
比较微结构的大小，从图5a中测量的,由此证实了SEM-BSE图像检测出取向差低于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图像被用来表征微结构。
图5.（a）4道次等通道转角挤压材料横截面的反极图。
晶粒取向根据通常的三角形单元着色（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。
（b）直方图给出8道次等通道转角挤压材料时晶界取向差的频率。
（有关在该图中参考颜色的解释，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。
可以看到,在所有情况下,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，并且模式值比平均值小约10％。
平均值被用来表征材料。
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，然而当在等通道转角挤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的尺寸变化。
典型微结构通过TEM观察,示于图8。
微结构类似于由SEM-BSE和EBSD所确定的晶粒-即4道次等通道转角挤压后微结构晶粒略被拉长，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。
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，所有退火材料形成细小的析出物,如图.9。
这些图像是用相位衬度获得，避免了当使用衍射衬度时许多位错造成的过多的衬度。
图.6。
直方图显示由等通道转角挤压，在此之前或之后的退火，产生的亚晶粒尺寸的分布：
（1）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500℃退火1小时;（c）8道次等通道转角挤压随后材料在450℃退火1小时
据预计，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的暗场里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，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Cu4Zr相。
图10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。
特殊有趣的是,图10是与等通道转角挤压+时效材料材料相比，在时效+等通道转角挤压后的材料有更细的平均粒径。
图.7表示随加工条件变化的平均亚晶尺寸：
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450◦C退火.一些样品在等径角挤压处理之前退火,退火温度450-500◦C。
4.讨论
4.1。
剧烈塑性变形后的时效处理强化
流变应力随处理条件的变化将使用霍尔-佩奇的方法来检查,其将强度和晶粒尺寸联系起来，也检查了由退火析出带来的差异，无论在等径角挤压之前或之后退火。
的调整，将强度和亚晶粒尺寸联系起来的霍尔佩奇的分析,将在之后讨论。
图11A示出了最初的固溶材料，以及随后450-500◦C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，强度有显著的增加。
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，与显著变形的材料有相同的霍尔-佩奇斜率。
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，对比图4a和c，图8a和c），它们在在各种情况下被考虑进霍尔佩奇分析。
通过时效处理引起比变形材料约100兆帕以上的强度的增加，比固溶材料退火增加小得多（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更少量的细微析出，并产生更少的强化。
Gao等人报道过在时效变形Cu-Cr合金中较小程度的硬化[4]。
Gao等人指出对剧烈变形材料高温和长时间退火会发生再结晶。
然而，在这里进行的微观研究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相对较小的时效硬化。
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450◦C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。
固溶材料，在450-500◦C时效1/2-1小时和材料4道次ECAP变形后采用相同处理,通过TEM观察显示基本相同尺寸的析出物。
此外，这样的析出物对强化的贡献确实能够产生时效固溶材料相同的硬化。
奥罗万方程可以用于描述这种加强，ΔσOR，基于该颗粒大小Φ，和析出相的体积分数f，如[18,19]：
其中λ是在滑移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λ=Φ√￣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170-200MPa。
在ECAP后时效观察到的只有100MPa硬化，参见图11a，被认为是两个相互竞争的贡献后果–170–200MPa沉淀硬化（和固溶材料相同）和70到100兆帕的位错回复软化。
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屈服应力（σ0.2），和这些材料的后续时效的实验应力减去计算析出强化（σ0.2−σP）。
在这种情况下，方程
（1）导出奥万罗强化用于析出强化。
平行线（同样的霍尔–佩奇斜率）可以看到对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，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。
图10直方图显示材料析出物尺寸分布（a）1h 500℃的退火和然后的4 道次ECAP后，和（b）在500℃.退火1 /2小时前4道次ECAP变形的材料。
图11。
霍尔–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随后在450◦C时效处理1小时。
在4次ECAP之前的450 ◦C和500 ◦C时效1h材料硬化的强度。
（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（σ0.2−σP）。
详见文本中的数据。
4.2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450/500◦C1h）,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5nm左右（类似的图。
9b和10b），虽然随着ECAP后它们的大小被减少到约3nm（图。
9a和10a）。
细小的铬析出物的存在，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。
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–佩奇图11检查晶粒尺寸的细化。
很显然，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的微观结构。
如图11a，然而，似乎有一个额外的强化组成，30-50兆帕的增强–除了霍尔佩奇强化。
这大概是由在ECAP后从最初的5nm到2.5﹣3nm析出引起的强化，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方法。
强化，ΔσP，现在可以写[22]为：
这里的β是常数（3.5），GF是沿滑移面滑移方向的剪切模量（30GPa），ε是粒子在基体中的约束失配（1.6×10−2），r是粒子的半径，S位错线张力（Gb≈2×10﹣9N），其他词语的意义和数值先前已经定义。
利用该表达式，2.5–3nm大小的颗粒的强化约75–85 MPa，如果一些析出物被认为在ECAP变形期间有部分溶解，与观察到的颗粒强化贡献（30–50MPa）一致。
在图11b所示的数据点对应于挤压前材料退火析出，去除颗粒的强化的贡献后为30-50MPa。
强度数据落在相同的形固溶体材料的霍尔–佩奇线，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引起的强化
对固溶体材料的ECAP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，晶粒尺寸的变化太小而不能估计在这三种独立的状态之间有任何依赖。
因此，这种分析还有些不确定和偶然性。
ECAP变形后强度增加和未变形，大晶粒尺寸材料密切相关，根据霍尔佩奇关系基体（δ0）84MPa和霍尔佩奇斜率（kHP）129兆帕aμm1/2。
σ0代表单晶固溶，KHP代表晶界强化。
汉森[23]认为,对铜来说，KHP值是基本相同的,给目前的分析提供了良好的支持。
在这个时候指可出，在这些材料中少量粗Cr颗粒分散太广泛，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。
上述分析认为，所有的2◦和更大角度取向差的晶界，对于强化来说，可以视为高角度晶界。
一种替代方法，基于库尔曼威尔斯多夫[24–26]的研究，认为亚晶界可能被视为产生泰勒硬化的高密度的位错构成，根据亚晶尺寸。
根据库尔曼威尔斯多夫[24]，这种强化（△σ ρ）可以写为：
α是为常数0.4[ 26]，ρ是位错密度，其它符号术语的定义和之前一样。
考虑位错之间的平均间距（1／√ρ），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 [24– 26 ]，我们可以描述位错单元强化（△σD c）：
然而这种方法，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θ。
式（3）改写，考虑单位体积材料的晶界面积是大约3/D和每个单位面积晶界区域的位错密度与取向差为θ/b相关。
单元/亚晶强度（△σD）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。
强化和亚晶粒尺寸的倒数的平方根的比例（相当于KHP）预测为约220兆帕μm1/2和实验观测值（129兆帕μm1/2）只由一个无限小的平均晶界取向差推导出：
这种方法可以预测过高的强化。
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小，通过固溶材料的ECAP加工后强化与霍尔佩奇模型一致，即是由于亚晶粒的细化造成的。
4.4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,可以理解为大变形引起加工硬化能力的消失,即最大应力迅速达到，拉伸试验中对应抵抗颈缩和失效导致较大的断裂伸长率（约10%）。
对在ECAP变形后温和的退火，析出物导致延性小的增加（11–12%），而在ECAP之前类似的析出退火是最初中等的延展性（约10%）。
通过在ECAP后的退火延展性提高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。
5.结论
ECAP进行高达12道次，施加应变大于8，导致CuCrZr合金显著的硬化，尽管有一个大的延展性降低。
强度增加，可以很好地使用霍尔–佩奇强化来解释,由于许多晶粒/亚晶界而不是位错强化。
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450-500◦C）导致析出物的出现以及由ECAP应变产生亚晶结构的微粗化。
由于在亚晶粒或亚晶界内部位错回复软化，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450-500◦C）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。
同时，有一些颗粒剪切为更细的，可能是部分但不完全溶解。
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
升级会员 