深冷轧制和低温短时退火实现纯镍高强度和高延展性

, , , , , 李智德 , 顾昊 , 罗开广 , Charlie Kong , 喻海良

工程（英文） ›› 2024, Vol. 33 ›› Issue (2) : 208 -221.

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工程（英文） ›› 2024, Vol. 33 ›› Issue (2) : 208 -221. DOI: 10.1016/j.eng.2023.01.019
研究论文

深冷轧制和低温短时退火实现纯镍高强度和高延展性

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Achieving High Strength and Tensile Ductility in Pure Nickel by Cryorolling with Subsequent Low-Temperature Short-Time Annealing

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摘要

超细晶金属材料具有较高的强度和较低的延展性。本研究通过对不同压下率的深冷轧制镍进行低温短时间的退火处理，获得了高强度和良好延展性的性能组合。结果表明，不同深冷轧制应变下，退火后均匀伸长率均有较大提高，且强度基本不变。深冷轧制小应变（ε = 0.22）退火后屈服强度为607 MPa，均匀伸长率为11.7%；深冷轧制大应变（ε = 1.6）退火后屈服强度为990 MPa，均匀伸长率为6.4%。利用X射线衍射、透射电子显微镜、扫描电子显微镜和电子背散射衍射对试样的微观结构进行了表征，结果表明，高强度归因于深冷轧制过程中的应变硬化，另外晶粒细化和位错壁的形成也具有明显强化作用。高延展性归因于拉伸过程中的退火孪晶和微剪切带，提高了应变硬化能力。结果表明，通过低温短时间退火和不同的深冷轧制应变可以调控强度和延展性的协同效应，为未来热机械工艺的设计提供了新的参考。

Abstract

Ultrafine-grained pure metals and their alloys have high strength and low ductility. In this study, cryorolling under different strains followed by low-temperature short-time annealing was used to fabricate pure nickel sheets combining high strength with good ductility. The results show that, for different cryorolling strains, the uniform elongation was greatly increased without sacrificing the strength after annealing. A yield strength of 607 MPa and a uniform elongation of 11.7% were obtained after annealing at a small cryorolling strain (ε = 0.22), while annealing at a large cryorolling strain (ε = 1.6) resulted in a yield strength of 990 MPa and a uniform elongation of 6.4%. X-ray diffraction (XRD), transmission electron microscopy (TEM), scanning electron microscopy (SEM), and electron backscattered diffraction (EBSD) were used to characterize the microstructure of the specimens and showed that the high strength could be attributed to strain hardening during cryorolling, with an additional contribution from grain refinement and the formation of dislocation walls. The high ductility could be attributed to annealing twins and micro-shear bands during stretching, which improved the strain hardening capacity. The results show that the synergistic effect of strength and ductility can be regulated through low-temperature short-time annealing with different cryorolling strains, which provides a new reference for the design of future thermo-mechanical processes.

关键词

深冷轧制 / 低温退火 / 镍 / 应变硬化 / 延展性

Key words

Cryorolling / Annealing / Nickel / Strain hardening / Ductility

引用本文

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Zhide Li,Hao Gu,Kaiguang Luo,Charlie Kong,Hailiang Yu,李智德,顾昊,罗开广,Charlie Kong,喻海良. 深冷轧制和低温短时退火实现纯镍高强度和高延展性[J]. 工程（英文）, 2024, 33(2): 208-221 DOI:10.1016/j.eng.2023.01.019

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1 引言

高强度和高延展性是新型结构材料设计和开发的主要追求。长期以来合金化是提高材料性能不可或缺的手段，但对材料的可持续性和回收再利用却十分不利[1]。Li和Lu [2‒3]指出在简单的合金中创建特定的微观结构可以获得高性能合金材料，这可用于提高材料的可持续性。增强纯金属强度的一种方法是通过塑性变形进行应变硬化[4]。在低温下增加应变会导致晶粒细化，以及通过形成森林位错及小角度和大角度晶界等微观结构来阻碍位错滑移，从而提高强度[5‒6]。然而，强度的提高通常会导致延展性的下降[7‒9]。许多研究表明，可以通过大塑性变形后的退火来提高材料的延展性[10‒12]。大塑性变形后，通过调控退火温度和退火时间可以获得不同强度和延展性的组合[13‒19]。虽然高强度主要归因于应变硬化和晶粒细化，但延展性的提高归因于退火过程中形成双峰或层状异质结构微观组织。然而，因为纯金属材料在热处理过程中不可能发生沉淀强化[10‒11]，所以，异质结构材料的屈服强度通常会被适当地牺牲，以获得增强的延展性。Wu等[20]采用异步轧制（压下率为87.5%）与748 K短时退火5 min工艺制备了具有高强度和高延展性的纯钛。他们认为增强的性能归因于异质结构的背应力强化和位错强化。因此，近年，人们越来越关注采用新的加工方法开发具有高延展性的超细晶粒金属，同时确保不牺牲材料的超高强度。

近年来，很多科研工作者对退火工艺参数对金属材料的机械性能的影响表现出极高的兴趣[21‒22]。通过调控退火温度和时间实现对材料微观结构特征的精确控制，如晶粒尺寸[13,23‒24]。Liu等[25]报道，通过对等通道角挤压和深冷轧制的纯镍进行不同时间和温度的退火可实现材料兼具高强度和高延展性。虽然有科研人员报道了退火工艺对大塑性变形[26]和小预变形[27]后材料的微观结构演变行为，但关于低温短时退火工艺处理中等应变（即减少量小于50%）的材料组织演变报道很少。Immanuel和Panigrahi [28]采用深冷轧制工艺提高了铝硅合金的强度和延展性，并研究了在深冷轧制过程组织演变规律，指出应变太小时无法发挥加工硬化的优势实现材料性能提高。变形产生的位错分布在不同应变阶段是不同的[29]。大塑性变形过程中粗晶粒演变为超细晶粒与退火过程中超细晶粒演变为粗晶粒时材料的微观结构演变是不同的。因此，研究不同应变和低温短时退火条件下材料微观结构的演变规律将丰富这一领域的知识。

深冷轧制过程中，深冷温度有效抑制材料晶粒动态回复，因此随着应变的增加材料内部将快速积累位错[30]。本研究旨在研究镍在不同的深冷轧制压下率及随后的低温短时退火过程中的微观组织和力学性能。退火后的纯镍表现出更高的均匀延伸率，而其屈服强度与深冷轧制样品相比保持不变甚至有所提高。我们进一步分析了镍板在深冷轧制和退火后的应变硬化，发现退火后延伸率的增加与位错壁分布的形成有关。本研究结果表明，深冷轧制后短时低温退火可以提高强度和延展性的协同作用，为纯金属材料作为结构材料的应用提供了参考。

2 材料与方法

本研究采用厚度为2 mm的完全退火N4纯镍板材。表1给出了材料的元素成分。深冷轧制在四辊轧机上进行，工作轧辊直径为80 mm，辊速为1 m·min-1。图1（a）给出了本实验流程。图1（b）给出了材料的初始微观结构。深冷轧制前，将试样浸没在液氮中8 min。每次轧制的目标压下率设定为10%，并保存总压下率为20%、40%、60%和80%的试样。然后，采用管式真空炉中以623 K（用摄氏单位表示，为镍熔点的0.24倍）进行退火，炉膛真空度为1×10-3 Pa，升温速率为10 K·min-1，保温时间为5 min。原始板材标记为“CR0”，深冷轧制为20%的试样标记为“CR2”，退火后的CR2试样标记为“CRA2”，依此类推。

采用岛津AGS-X10 kN拉伸试验机进行了静态单轴拉伸试验，应变速率为1×10‒3 s‒1。拉伸试验过程中使用视频引伸计记录应变。从深冷轧制和退火板材上切下的拉伸样品的平行段长度为13 mm，宽度为2.5 mm [图1（c）]。为确保拉伸结果的准确性，每个样品都重复进行了三次拉伸试验，并取平均值。用于透射电子显微镜（TEM）、扫描电子显微镜（SEM）、电子背散射衍射（EBSD）和透射菊池衍射（TKD）分析的样品首先通过机械研磨减薄，然后在243 K的硝酸和甲醇溶液（体积比为3∶7）中进行双喷电解抛光。TEM观察在工作电压为200 kV透射电子显微镜（FEI Tecnai G2 F20）上进行。EBSD和TKD在双光束电子显微镜（FEI Scios 2 HiVac）上进行，工作电压为30 kV，步长分别为1.5 µm和2 nm。在Advance D8自动X射线衍射仪上进行X射线衍射（XRD）实验，Cu Kα 辐射为0.154060 nm，扫描速率为20 min-1，扫描步长为0.02°。所有试样的TEM、SEM、EBSD、TKD和XRD分析都是在厚度方向的法线平面上进行的。

使用Debye-Scherrer方法，通过XRD结果中最强峰的半峰宽来估算微晶尺寸[31]：

D = k λ β D c o s θ

式中，D为微晶尺寸，k (k = 0.9)为形状因子[31]，λ (λ = 0.154060 nm)为辐射波长， β D为半峰宽（FWHM），θ为衍射角。通过Stokes和Wilson 公式计算微应变[32]：

ε = β s 4 t a n θ

式中，ε为微应变， β s为应变效应的积分宽度。基于微晶尺寸和微应变，位错密度可由下式计算[32]：

ρ = ( ρ D × ρ s ) 1 / 2

式中， ρ D是由于畴尺寸引起的位错密度，而 ρ s是由于应变展宽引起的位错密度。可以表示为：

ρ D = 3 D 2
ρ s = K ( ε 2 ) b 2

式中，K = 6π， b 是柏氏矢量，取值为0.249 nm [25]。

3 结果

3.1 微观结构演变

图2（a）~（b）所示为不同深冷轧制压下率的试样微观结构的SEM图像。在CR4试样[图2（a）]中，局部晶粒得到了细化，并且在晶粒中可以看到明显的亚结构。在CR8试样[图2（b）]中，存在丰富且明显的宏观剪切带。图2（c）~（f）所示为不同深冷轧制压下率的试样经过低温短时退火后的微观结构。在图中，CRA2试样[图2（c）]的微观结构发生了轻微变形，与CR0试样[图1（b）]的微观结构相比，局部区域的晶粒尺寸变小。压下率增加至40% [CRA4，图2（d）]，材料内部出现了更多的细化晶粒，部分晶界开始模糊，表明变形加剧。当压下率达到60% [CRA6，图2（e）]时，晶粒被拉长，晶界更加难以辨认。压下率达到80% [CRA8，图2（f）]时，晶粒被进一步拉长，晶界变得更加模糊，晶粒严重变形，且晶粒内部出现了大量小角度晶界和其他亚结构。与CR8试样相比，CRA8试样中有更多的亚晶界和亚结构。

如图3（a）所示，在深冷轧制前，试样中仅存在零星位错，位错密度较小（CR0）。图3（b）~（d）展示了深冷轧制80%压下率（CR8）镍的扫描透射电镜（STEM）和高分辨透射电镜（HRTEM）微观结构图像。低倍[图3（b）]和高倍[图3（c）] STEM结果表明，CR8试样中均匀分布了大量位错及其他亚结构。HRTEM图像[图3（d）]也显示出深冷轧制试样具有高密度的位错。图3（e）~（h）展示了深冷轧制及退火后试样的TEM图像。仅有20%压下率时[CRA2，图3（e）]，试样中位错数量明显增加，随机储存的位错增多，位错胞（DC）结构开始形成，可滑动位错缠结形成未凝聚的位错壁（UDW）。随着深冷轧制压下率的增加，位错数量继续增多，形成了成熟的DC结构，位错在UDW结构上积累的数量也持续增加[CRA4，图3（f）]。对于CRA6，当位错壁结构中的位错数量达到一定水平时，形成了致密位错壁（DDW）结构，如图3（g）所示；这些DDW由高密度位错缠结区（DTZ）组成[图3（g1）]。随着进一步的深冷轧制，DDW继续加宽[图3（h）]。UDW与DDW的区别不在于位错壁的宽度，而在于位错密度的程度。与CR8试样相比，CRA8试样的TEM结果显示，部分区域的位错发生回复，形成了位错壁、亚晶界等亚结构。

图4（a）、（b）展示了深冷轧制和退火试样的XRD衍射图。如图所示，随着深冷轧制压下率的增加，与(220)晶面的对应峰强度增加，这可归因于深冷轧制过程中应变的积累，导致轧制织构的形成。表2列出了深冷轧制和退火试样的晶粒尺寸及微应变值。根据XRD结果，晶粒尺寸较小，因为XRD测量的是相干衍射域的大小，即亚晶粒或位错胞的大小[21]。图5展示了深冷轧制和退火试样的位错密度变化。

3.2 机械性能

图6（a）和（b）分别展示了深冷轧制试样（CR0~CR8）及随后在623 K退火5 min后的试样（CRA2~CRA8，与CR0相比）的工程应力-应变曲线。如图所示，退火后试样的延伸率有所提高，而强度仅略有下降或甚至有所提高。图6（c）和（d）分别展示了仅深冷轧制试样以及深冷轧制加短时退火后试样的真应力-应变曲线。这些曲线直观地显示了退火导致的均匀延伸增加。图7展示了深冷轧制和退火后试样的屈服强度、抗拉强度、均匀延伸率和断裂延伸率。如图所示，深冷轧制后的退火导致屈服强度略有降低，但提高了应变硬化能力，并增加了抗拉强度和延伸率。对于CR2试样，屈服强度相比CR0显著提高（614 MPa相比203 MPa），而延伸率显著降低，屈服强度与抗拉强度的比值从0.4变化至接近1。对于CRA2试样，屈服强度相比CR2试样略低（607 MPa相比614 MPa），但均匀延伸率显著提高（从3.3%提升至11.7%）。随着深冷轧制压下率进一步增加，材料屈服强度缓慢增加，而延展性则趋于平缓。退火试样的屈服强度也呈现出类似的缓慢增加，且随着深冷轧制压下率的增加，增长速率保持相对稳定。退火试样的均匀延伸率随着深冷轧制压下率的增加逐渐下降至6.4%，然后趋于稳定，而断裂延伸率下降至8.7%后也趋于稳定。

图8展示了拉伸试样的断口形貌。深冷轧制试样的断裂模式表现为混合断裂，存在韧窝和解理面，并逐渐趋向解理断裂。相比之下，退火试样表现出典型的韧性断裂，韧窝较多。CRA2试样中的大而深的韧窝数量多于CR2试样，而CRA4试样中的韧窝则比CR4试样小且密集。CRA6和CRA8试样没有明显的解理面，而CR6和CR8试样则有明显的解理面。由这些结果可以看出，短时间退火改善了深冷轧制试样的延展性，这也验证了图6和图7中所示的拉伸性能。

4 讨论

4.1 深冷轧制镍在短时间退火后的高强度和高延展性的起源

拉伸测试结果表明，镍在深冷轧制后以及随后的低温短时间退火过程中，其强度和延展性均有所提高。对本文中的屈服强度和均匀延伸率结果与文献[7,21,25,33‒38]中的结果进行了对比，如图9所示。图中从左上角到右下角的浅灰色区域表示强度和延展性相互排斥的区域。左侧的深灰色阴影区域包括一些大塑性变形方法[7,39]和电沉积[33‒35]镍样品的性能，这些样品具有高强度和低延展性。异质结构的镍性能位于“香蕉”曲线附近，具有较好的强度和延展性协同性能，如梯度结构[36]、双峰结构[25,37]和多峰结构[38]，分别用绿色、橙色和蓝色表示。

同时提高强度和延展性非常困难。因为通常情况下，随着强度的增加，延展性会迅速下降，如图7（a）中的CR0和CR2结果所示。主要的材料强化方法，包括位错强化、晶粒细化强化、固溶强化和沉淀强化（尽管固溶强化和沉淀强化不适用于纯金属），都会不同程度地降低延展性。近年学术界普遍认为异质结构可以实现强度和延展性的同时优化[40‒41]。制造异质结构材料的主要方法之一是通过大塑性变形和随后的退火处理[42]。本研究结果表明，采用小应变变形与短时退火是打破强度和延展性相互排斥的另一种有前景的方法。如图7（b）所示，CR2样品经过低温短时间退火后的性能类似于通过等通道角挤压和84%深冷轧制加748 K退火5 min制备的双峰结构镍[25]。在小应变下，位错强化是实现高强度的主要方法。延伸率的增加类似于异质变形诱导的强化[41]，这是由低位错密度的软域和位错壁组成的硬域产生的长程内应力所致[43]。

本研究中的试样因深冷轧制过程中的大应变引起的应变硬化而实现了高强度。Estrin等[44]提出了一个基于位错的模型，用于描述大应变变形中的全硬化阶段。该模型考虑了两种位错结构：位错胞壁和胞内的位错密度，其中胞壁体积分数是应变的函数。Nes [45]认为当胞内的位错密度达到饱和水平后的变形过程中，加工硬化是由于应变诱导的位错胞结构细化导致的。变形过程中，位错的存储主要有三种方式：在胞内或亚晶粒中的随机储存、在“旧”位错壁中的储存，以及通过形成新位错壁进行储存。图10（a）所示为CRA8试样的TKD反极图（IPF），标记了每个晶界的局部取向差。图10（a1）~（a4）显示了图10（a）中相应线条的累积取向差。图10（a1）显示，由于变形造成的大量随机位错的存在，取向差持续增加。图10（a2）对应的条形线并未穿过小角度晶界，而是在70 nm的位置显著上升，这表明由于位错的积累形成了位错壁，并且有向小角度晶界发展的趋势。图10（a3）对应的线条穿过了小角度晶界，说明该位置的局部取向差为4°。图10（a4）对应的是同一小角度晶界的另一部分，取向差为6°。这一晶界的形成表明可能同时发生了三个过程：晶粒内随机位错的增加、位错聚集形成位错壁或亚晶界，以及现有亚晶界取向差的增加。图10（b）~（d）展示了CRA6试样中部分微观缺陷的高分辨透射电子显微镜图像。这些图像展示了全位错[图10（b）]、堆垛层错（SF）结构及其相应的傅里叶变换[图10（c）、（c1）]，以及亚晶界结构及其相应的傅里叶变换，显示两晶粒的局部取向差为12° [图10（d）、（d1）]。

随深冷轧制压下率的增加，位错结构演变的示意图如图10（e）~（h）所示。深冷轧制前，材料仅表现出稀疏的随机移动位错[图10（e）]。然而，随着变形程度的增加，这些随机位错迅速增多[图10（f）]。当应变进一步增大时，由于随机位错的缠绕，形成位错壁[图10（g）]。继续增加应变不仅会生成新的位错壁，还会增加现有位错壁的位错密度，从而导致位错壁两侧局部取向差的增加[图10（h）]。Hughes和Hansen [46‒47]描述了强度与结构之间的关系，其中小角度晶界可以视为位错强化，而大角度晶界则视为细晶强化。因此，随着应变的增加，主要的强化机制将从位错强化转变为晶粒细化强化。

低温短时退火可以在不降低深冷轧制镍强度的情况下，显著改善其延展性。延展性的提升可能是退火过程中晶格畸变减少的结果[12]。退火孪晶的形成也可能对伸长率的增加有所贡献。如图11所示，在不同变形程度和后续退火的试样中发现了孪晶。深冷轧制在晶界附近及晶粒内部会产生残余弹性能量，而退火提供的热能成为晶界迁移的驱动力。由于退火孪晶界能较低，可能通过层错的生成在迁移的晶界处形成共格孪晶界。Bair [48]表明，在较低的温度和较慢的加热速率下，可以实现更高的孪晶密度。同时，Jin等[49]报道了在晶界迁移至变形区域时产生的孪晶形成现象，且再结晶过程中退火孪晶密度增加，而晶粒长大时孪晶密度下降。在本研究中，孪晶宽度在CR0试样中为1.5 µm [图11（a）]，CRA2试样中为1.45 µm [图11（b）]，CRA6试样中为1.31 µm [图11（c）]，CRA8试样中为185 nm [图11（d）]。孪晶长度在CRA6试样中达到了15.4 µm，而CRA8试样中为8.5 µm。因此，随着变形量的增加，孪晶宽度逐渐减小，且CRA8试样中存在纳米级孪晶[图10（a）] [50]。在深冷轧制及后续退火的试样中观察到了孪晶。低温短时退火并不会导致如此大规模的退火孪晶，因此CR0试样中的孪晶更可能是退火孪晶[图11（a）]。随着深冷轧制变形量的增加，孪晶宽度逐渐减小。然而，由于深冷轧制后试样中高位错密度，孪晶界难以观察到。短时退火后，孪晶界附近的位错得以回复，使得孪晶界更加清晰可见。这些位错的回复并未显著降低材料强度，此外，孪晶可能有助于退火后材料强度的保持。孪晶界附近区域位错密度的降低也有助于在变形过程中增强位错的积累能力，从而提高材料的应变硬化能力，促进延展性的改善。

如图8所示，退火试样的断裂表面上存在深而大的韧窝。图12展示了CR0、CRA4和CRA8试样断口侧面的表面形貌。CR0试样具有优异的塑性；图12（a）~（c）所示的断裂面具有明显的缩颈现象和丰富的剪切带。剪切带与轧制方向（RD）呈58°角。CRA4和CRA8都是经过深冷轧制和退火的试样，剪切带形貌相似。然而，CRA4试样[图12（f）]的剪切带数量多于CRA8试样[图12（h）]，但少于CR0试样[图12（c）]。在放大图[图12（f）、（h）]中，可以观察到两个方向的剪切带：一个与RD呈26°角的微剪切带，另一个与RD呈64°角的宏观剪切带（延长）。宏观剪切带类似于传统的绝热剪切带，通常发生在金属的高应变速率下[51]以及变形的最终缩颈阶段[52]。微剪切带的形成可以延迟宏观剪切带的出现，从而推迟缩颈的开始，增加均匀延伸率。这类剪切带被认为是由晶界滑移协同作用形成的[53]。Zhao等[54]报道称，退火试样延展性提升与大量均匀分布的微剪切带的激活有关，并认为这些剪切带由协同的晶界滑移控制。他们提出，回复过程中形成的位错墙促进了微剪切带和协同晶界滑移的形成，从而增强了拉伸延展性。大塑性变形和退火将增加材料中的亚晶界数量。因此，深冷轧制和退火试样的良好延展性也可能源于退火后形成的位错壁和亚晶界协同晶界滑移的作用。

4.2 深冷轧制和退火镍的应变硬化行为

深冷轧制和退火处理后镍的应变硬化行为反映了材料强度和均匀延伸率的变化情况。应变硬化的核心问题是建立流动应力τ与位错密度 ρ i之间的关系[45]：

τ = f ( τ i , ρ i )

式中， τ i是材料的摩擦应力。Nes [45]认为，参数 ρ i与基本位错密度、单位晶胞尺寸以及单位晶胞或亚晶界的取向差有关。然而，Hughes和Hansen [46]认为，变形的微观结构可以通过取向差、体积分数以及偶发位错界限和几何必要位错界限的分布来描述。Mughrabi [43]将变形金属材料描述为由局部高密度位错组成的硬区域和位错密度较低的软区域组成的复合体。Changela等[55]修改了Kocks-Mecking-Estrin模型，以考虑在变形过程中晶粒尺寸、溶质原子和沉淀物对位错密度演变的贡献。在本文中，由于研究材料为纯镍，与合金不同，因此可以忽略溶质原子和沉淀物对位错密度演变的影响。

上述所有研究都表明，应变硬化是由变形过程中复杂位错结构的形成引起的。公式（6）中的“摩擦应力” τ i是流动应力的总贡献，来源于移动位错所经历的短程相互作用[即晶格贡献（Peierls应力）、固溶体中溶质原子的相互作用以及位错森林的切割]和第二相粒子的阻碍。位错引起的流动应力 τ s与位错密度ρ之间存在经典的Taylor关系[3]：

τ s = α G b ρ

式中，G是剪切模量， b 是Burgers矢量，α是依赖于材料和温度的常数。由于热激活效应，α随着温度的升高和应变的减小而减小，变化范围约为10% [45]。α还依赖于位错密度ρ的测量精度。变形导致应变硬化的原因在于位错密度ρ随着应变γ的变化[45]：

d ρ d γ = d ρ + d γ + d ρ - d γ

这一关系反映了位错储存速率由变形引起的位错增量 d ρ + / d γ和因动态回复而减少的位错量 d ρ - / d γ之间的平衡决定，其中， d ρ + / d γ可以表示为[56]：

d ρ + d γ = d L b d a = 1 b Λ

式中， d L表示每单位面积（ d a）内储存的位错长度， Λ可以称为“平均自由程”[56]。 d ρ - / d γ项主要受温度和应变速率的影响。

另一个重要参数是应变硬化速率θ，它描述了应变硬化的强度[57]：

θ = d τ d γ = θ h - θ r

式中， θ h是由位错储存带来的强化项， θ r是由动态回复带来的软化项。应变硬化根据随着应变增加观察到的不同硬化行为类型进行分类，分为以下几类：几乎没有硬化（阶段I）、陡峭的线性硬化（阶段II）、抛物线形硬化（阶段III），以及最后的较低线性硬化（阶段IV）[47]。一些学者将阶段IV中持续下降的晚期单独划分为阶段V [44]。

在本研究中，存在两个应变硬化过程：深冷轧制过程中的变形和拉伸测试中的应变硬化。前者提高了材料的屈服强度，而后者则增加了材料的拉伸强度并影响了材料的延展性。这两个过程在温度和变形方法上有所不同，但它们可以通过应变硬化速率连接起来[图13（a）]。这可能有两个原因：一是深冷轧制的应变硬化速率是通过试样的拉伸测量计算得出的，二是深冷轧制过程中受温度影响位错回复会有所减弱，从而减少不同变形模式造成的差异。应变硬化效应 σ s和流动应力 τ s之间的关系[44]为：

σ s = M τ s

将公式（7）代入公式（11）得到以下结果：

σ s = M α G b ρ

式中，M是Taylor因子，其值为3.1，α、G和b分别为0.24、79 GPa和0.249 nm [25]。将通过XRD测量得到的ρ值代入公式（12）和（10）中，以获得深冷轧制过程中位错密度变化引起的应变硬化速率的变化，如图13（a）中的虚线红色曲线所示。

由于深冷轧制过程中不同的压下率引起了织构的变化，Taylor因子随着应变的变化而变化。Estrin [44]分析了常数M的影响，并指出在大应变情况下，由于织构变化，可能需要对其值进行修正。在图13（a）中，通过位错密度计算的应变硬化速率拟合中，应变为0.22~0.92时存在较大偏差，而应变为0.92~1.6时偏差较小。然而，当应变增加时，由位错密度得到的 σ s与测量值之间的差异逐渐增大，如图13（b）所示。这种差异源于广义的“摩擦应力” τ i  [公式（6）]和仅使用位错密度估计应变硬化而未考虑位错分布不均匀的影响。随着应变的增加，这种差异增加，表明不均匀位错分布引起的强化效应在应变增加时变得更加显著。Mughrabi [43]和Estrin等[44]都基于大应变条件下的位错分布不均匀性开发了复合模型，指出由位错聚集形成的位错墙对应变硬化有强烈影响。随着应变的增加，内部位错密度将达到饱和，随后的应变硬化依赖于随机可移动位错密度和具有高位错密度的位错墙网络。Nes [45]通过建模预测，位错密度将在抛物线形硬化（阶段III）过渡结束时达到饱和。因此，应变硬化速率随着应变的增加而减小，当应变达到1.6时，深冷轧制镍的位错密度开始饱和。

动态回复发生在变形过程中，而静态回复发生在退火过程中。这两种类型的回复都是由与局部储存能量减少相关的自由能变化所产生的力所驱动的。区别在于，变形过程中驱动力来自施加的应力，而退火过程中驱动力来自热激活下的缺陷相互作用。Kocks [56]提出动态回复是温度和应变速率的函数。由于动态回复与位错湮灭有关，Nes [45]认为位错湮灭频率是温度和位错密度在恒定应变速率下的函数。位错密度越高，储存的位错在退火过程中暴露于移动的位错中，从而增加了位错湮灭的频率。随着位错密度的增加，动态回复可能会增加几个数量级[57]。无论原因如何，动态回复的程度都会随着温度的降低而减小。由于变形温度较低，深冷轧制可以有效地减少变形过程中的动态回复程度，并在相同应变下积累比常规（即室温或高温）轧制更多的位错。因此，通过降低温度可以提高应变硬化效率；然而，如图14（a）所示，变形材料的应变硬化能力在屈服后急剧下降。Tsuji等[15]报道了屈服后的应变硬化难以实现，并且可以从塑性不稳定性方面理解均匀延展性的突然下降。经过623 K下退火5 min后，镍的应变硬化能力得到了有效改善，主要由于阶段IV应变硬化速率的提高，如图14（b）所示。

图15显示了CR0、CR2和CRA2样品的真应力-应变曲线。如图所示，CR2的真应力-应变曲线（真应变：0.22）在塑性变形阶段与CR0曲线交叉，且向右移动了0.22，这与图13中的应变硬化速率结果一致。深冷轧制导致高屈服强度但低延展性。通过在深冷轧制后进行短时间的低温退火，延展性得到改善，而屈服强度几乎没有降低，如图15中的CRA2曲线所示。Sergueeva等[58]报道，经过大塑性变形处理的超细钛在523 K和573 K下退火10 min后，表现出极限抗拉强度和延展性的提升。退火显著减少了晶格畸变，晶界趋近于平衡状态，晶界的缺陷变得有序，且晶粒不发生长大。因此，低温短时静态回复可以在不降低屈服强度的情况下改善材料的延展性。

Lee等[12]报道称在低温退火后，深冷轧制样品中的位错亚结构大小没有显著变化，而在回复处理中，位错的重新排列导致了均匀延展性的快速提高。图16显示了退火前后样品的应变硬化速率与应力的关系图——通常称为Kocks-Mecking图[45]。可以看到，深冷轧制前的原始样品在阶段 IV 中表现出缓慢的线性下降趋势，表明其具有良好的应变硬化能力。在深冷轧制后，样品的屈服后应变硬化能力非常有限。相比之下，退火后的样品在阶段III中具有明显的特征，应变硬化首先急剧下降，然后急剧上升，这是一种典型的非连续屈服现象[20]。这是由于在塑性变形开始时缺乏可移动位错，位错必须以更快的速度滑移以适应施加的恒定应变率，因此需要更大的应力来使位错移动得更快。在屈服点位错迅速增殖，导致由于位错相互作用和缠结，应变硬化率快速增加[20]。可移动位错的缺乏可能是由于在退火过程中这些可移动位错的优先重新排列。随着轧制压下率的增大，退火样品在阶段IV的线性阶段变得更陡，持续时间更短，这反映了均匀延展性的变化趋势。

根据应变硬化理论[4,56]，存在两种应变硬化的基本机制。一种是非热硬化速率，对应于方程（10）的第一项，表明应变是位错积累的过程；另一种是动态回复现象，对应于方程（8）和方程（10）的第二项。这两种机制可能在不同的应变阶段占主导地位，但在所有阶段都共存。第一种机制在应变阶段II主导，此阶段具有较高的应变硬化速率，约为G/200；该阶段是非热的，对变量的敏感性较低[56]。第二种机制在较低的线性硬化阶段（阶段IV）主导，这一阶段高度依赖于温度和应变速率[56]。在图16中，对于CR2样品，阶段II末的应变硬化速率非常小，表明其应变硬化能力较弱，而CR4、CR6、CR8样品几乎没有应变硬化能力。经过SPD处理的金属不再经历多个应变硬化阶段，因此容易发生如颈缩等塑性不稳定现象，且缺乏均匀延展性[59]。在图16中，CR0、CRA2、CRA4、CRA6和CRA8样品在阶段II末的应变硬化速率值标记在纵坐标上，随着深冷轧制压下率的增加，从G/250（CR0, 3150）逐渐降低到G/350（CRA8, 2250）。这一值的大小可能影响材料是否具有应变硬化能力。应变硬化能力对于稳定均匀的拉伸变形至关重要，增加应变硬化能力可以带来大的均匀拉伸应变[59]。从阶段II末到阶段III开始的过渡点可能与局部堆积应力变高导致的交滑或由于应力增强而引起的热激活空位爬升有关[45]。在图16中，标记了CR0、CRA2、CRA4、CRA6和CRA8样品在阶段IV的斜率，随着深冷轧制压下率的增加，斜率从‒5.4逐渐变化到‒23.5。阶段IV的应变硬化速率变化主要受动态回复的影响，而动态回复是温度和应变速率的函数[56]。在图15中，CR2样品的应变硬化阶段缩短，但阶段IV线性硬化阶段的应变硬化速率变化与CR0在后期应变阶段的变化类似。然而，在图16中，CRA2样品在阶段IV的应变硬化速率比CR0样品下降得更快，表明动态回复更强。CRA2和CR0样品在阶段IV的应变硬化速率下降的斜率差异表明不同样品的动态回复存在显著差异，这支持了Nes [45,57]的观点，即动态回复也是位错密度的函数。Wang和Ma [59]指出，抑制动态回复会使材料具有更好的应变硬化能力，从而提高均匀延展性。随着深冷轧制压下率的增加，退火样品的位错结构逐渐丰富，动态回复变得更强，导致应变硬化能力和均匀延展性下降。

5 结论

在本文中，我们采用了不同应变的深冷轧制变形，并结合短时间低温退火，成功制备了高强度和良好延展性的纯镍薄板。根据本研究结果，我们得出以下结论：

（1）深冷轧制结合低温短时间退火的技术，有望开发出具有高强度和良好延展性的结构材料。结果表明，经过大应变轧制后退火，纯镍的屈服强度达到990 MPa，均匀延展性为6.4%。而经过小应变轧制后退火的纯镍具有良好的延展性，其均匀延伸率为11.7%，屈服强度为607 MPa。

（2）深冷轧制后进行短时间低温退火，可以使材料恢复其应变硬化能力，从而提高拉伸强度和延展性。随着轧制压下率的增加，退火样品的应变硬化速率在硬化过程的阶段 IV 显示出更陡的线性下降趋势，而均匀延伸率也呈下降趋势，最低均匀延伸率为 6.4%。

（3）随着深冷轧制压下率的增加，孪晶宽度逐渐减小。低温短时间退火过程中形成的位错壁和亚晶界促进了在拉伸过程中微剪切带的形成，从而增强了延展性。

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