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1、 第 3 9卷 2 0 0 3年1 0月 第 1 0期 1 0 0 9-1 0 1 8页 金 属 孝 级 ACTA M ETALLURGI CA S I NI CA V0 1 39 No 1 0 Oc t 2 0 0 3 PP 1 0 0 9-1 01 8 J L-口 同 密度电脉冲下材料微观结构的演变 张伟 )隋曼龄 ，z)周亦胄)何冠虎 ，z)郭敬东 ，z)李斗星 )1)中国科学院金属研究所沈阳材料科学国家(联合)实验室，沈阳 1 1 0 0 1 6 2)中国科学院金属研究所国际材料物理中心，沈阳 1 1 0 0 1 6 摘 要 几种粗晶材料经高密度电 脉冲处理后，在材料内 部形成了局域纳
2、米结构，即冷轧 a-C u(Z n)中形 成 a C u(Z n)和 L(C u Z n)纳米相；低碳钢中形成纳米尺寸的奥氏 体；T i C N i(C r)金属陶瓷中形成纳米尺寸的定向T i C；L C 6超硬铝中 形 成纳米尺寸的 a A1 粗晶纳米化转变的机制可归于电脉冲下多种因素的竞争，包括高速加热 热应力、削减的热力学势垒和较大 的 电子冲击力等另外，电脉冲处理后的黄铜和金属陶瓷 中分别形成 了许多低 能的位错组态、大量 的层错 和孪晶这类缺陷结构演 变与 电脉冲输入的 电能 热能和应力有关 关键词 电脉冲，纳米结构，位错，孪晶 中图法分类号0 7 7 文献标识码A 文章编号0 4
3、1 2 1 9 6 1(2 0 0 3)1 0 1 0 0 9-0 1 0 ELECTR oPULS I N GI N D U CED EVoLU TI oN oF M I CRo STRU CTUR ES I N M TERI A LS ZHANG w e 1s Ul M an l i n g x,2 1ZHoU Yi z ho u u。HE Gu a nh u1,2 。G UO J i n gd o n g 1,2 。LI Do u x i ng 1)S h e n y a n g Na t i o n a l L a b o r a t o r y f o r Ma t e r i a
4、l s S c i e n c e，I n s t i t u t e o f Me t a l R e s e a r c h，Th e C h i n e s e Ac a d e my o f S c i e n c e s，She n ya ng 11 0 01 6 2)I n t e r n a t i o n a l C e n t e r for Ma t e r i a l s P h y s i c s，I n s t i t u t e o f Me t a l R e s e a r c h，T h e C h i n e s e Ac a d e my o f S c
5、i e n c e s，S h e n y a n g 1 1 0 01 6 Co r r e s p o n d e n t：Z HANG 肌 i，f (o e j)e 3 9 7 1 8 5 o，F a x：(0 2 4)2 3 8 9 1 3 2 0，E-ma i l：wz h a n g i mr a c c n S u p p o r t e d b y N a t i o n a l Na t u r a l S c i e n c e F o u n d a t i o n o y C h i n a N0 s 9 0 2 0 6 0 5 0 2 7 1 0 7 J 5 0 1
6、2 5 1 0 3 a n d 2 o o C B 6 1 3 5 o 3)M a nus c r i p t r e c ei v e d 2 0 02 1 1 0 6 i n r e v i s e d for m 2 00 3-01-0 7 A BSTRA CT Nan o s t r uc t ur e s c a n f o r m i n s e v e r a l c onv e nt i o na l m a t e r i als und e r h i g h c u r r e n t d e ns i t y e l e c t r o p u l s i n g，f
7、o r e x a mp l e，n a n o p h a s e s o f Q C u(Z n)a n d 一(C u Z n)i n a c o l d-w o r k e d c -Cu(Z n 1 a l l o y,n a n o s i z e d 一 F e i n a l o w-c a r b o n s t e e l，o r i e n t a t e d n a n o s i z e d Ti C i n a Ti C Ni(C r 1 c e r me t a n d n a n o s i z e d a Al i n a n LC6 s u pe r d u
8、r a l umi nThe m e c ha ni s m s r e s po ns i b l e for t h e a bo v e n a no s t r uc t ur e d t r a n s i t i o ns c a n be a t t r i bu t e d t o t h e c o m pe t i t i o n o f ma ny f a c t o r s i nd uc e d b y e l e c t r o pul s i ngi nc l ud i ng hi g h-r a t e h e a t i n g，t h e r m a l s
9、 t r e s s，r e d uc e d t he r mod yn ami c s bar r i e r a nd l ar g e e l e c t r o n i mpa c t i ngOn t h e o t he r h an d，man y l o w-e ne r g y di s l o c a t i o n co n fig ur a t i o ns，l ar g e amo u nt s o f t wi n s an d s t a c k i ng f a ul t s f o r m i n t h e b r a s s an d c e r m e
10、 t u nde r t he e l e c t r o pu l s i n gThe e v o l ut i o n o f t he a bo v e de f e c t s i s c l o s e l y as S O c i a t e d wi t h t he e l e c t r i c al e ne r gy，t he rm al e ne r gy an d t he s t r e s s i n t r o duc e d b y t he e l e c t r o pul s i n g K EY W oR D S e l e c t r o pu l
11、 s i ng，nan o s t r uc t ur e，d i s l o c a t i on，t wi n 电脉冲 已在材料科学与工程 中获得了广泛的应用，如 电致塑性【，电致迁移【引，增强的粉末固化【3 J，快速的再 结晶【，钢 中的裂纹愈合【引 另外在胶体工程【6 J 以及医 药【J 领域也有所应用尽管其在技术和加工等方面非常 重要，然而它作用于材料的基本物理机制仍不很清楚【8 J 众所周知，材料的性能依赖于它的微观结构许多制 国家自 然科学基金项目 9 0 2 0 6 0 4 4，5 0 2 7 1 0 7 4，5 0 1 2 5 1 0 3和 科技部国家重点基础研究发展规划项
12、目 2 0 0 2 CB61 3 5 0 3资助 收到初稿 日期：2 0 0 2 1 l O 6，收到修改稿 日期：2 0 0 3-0 1 0 7 作者简介：张伟，男，1 9 7 4年生，博士生 备具有优异性 能材料的重大进展常常追溯到对于它们微 观结构的控制 材料微结构的重要特征包括：晶粒的尺寸、分布和形貌；位错、孪晶和层错等缺陷结构的类型和分布 等因此，掌握电脉冲下微结构的演变是非常重要 的 迄今为止，对电脉冲致材料微结构演变的研究主要集 中在非晶合金 F e 7 s S i 9 Bl 3非 晶带在高密度电脉 冲下 发生了纳米晶化【9 1 电脉 冲下的非 晶晶化涉及非晶合金 中大量原子的协
13、 同运动和热力学参数的改变【J以及在 优化的脉冲电流下，F e 7 3 5 C U l Nb 3 S i x 3 5 B 9非晶带中产 生 3 5 0 的应力阻抗【u J 等均涉及多次的电脉冲处理 电脉冲导致非晶合金微结构演变的研究做得比较多 然而 维普资讯 http:/ 1 0 1 0 金属学报 3 9 卷 迄今为止，电脉冲对传统粗晶合金微结构改变的研究报道 较少 本文报道 了几种传统材料在高密度单电脉冲下微结 构的演变及其机制 1 实验方法 选用的 4种粗 晶材料为：冷轧态 H 6 2合金(过饱和的 a-C u(Z n)黄铜带)，含 有 6 2 5 C u和 3 7 5 Z n(质量分数，
14、下同)，尺寸为 0 1 0 2 m m 3 mm 1 00 mm 含 0 0 7 C 的低碳钢，加热到 9 5 0，保温 1 0 mi n 后空冷，截取 1 ram 4 mm 2 2 mm 的薄片 L C 6超硬铝，主要含 Z n(7 6 8 6)，Mg(2,5 3 2)，C u(2 2 2 8)，其余为 A1 超硬铝在 4 6 5 4 7 3固溶 1 h后水淬，然后在 1 3 5时效 1 6 h，截取 0 2 mi n 2 5 mm 8 mm 的薄片 Ti C N i s 0 C r 2 0金属陶瓷，由粉末冶金真空烧结而 成，其中 Ti C的体积分数约为 5 0，截取 0 2 5 i n m
15、 2 5 mm 6 0 mm 薄 片 电脉冲处理在常温下进行，由氙闪烁器触发 1 2 0 0 电容器放 电实现电流密度 J约为 1 0 A m_。，脉 冲时 间 t。为 1 0 o _ 一 3 0 0 s 用 J E M2 0 1 0高分辨透射电镜和 HF-2 0 0 0场发射电镜表征材料的微结构它们的点分辨 率分别为 0 1 9 n m 和 0 2 4 n m，操作 电压均为 2 0 0 k V 2 实验结果与讨论 2 1 电脉冲下粗晶材料中纳米结构的形成 2 1 1 H6 2黄铜中的 C u(Z n)和 L(C u Z n)纳 米相 从 X 射线衍射可知，原始的 H6 2冷轧黄铜由面 心立
16、方(A1)的 a-C u(Z n)相组成，大量的 T EM 观察 结果表明晶粒尺寸在微米量级。电脉冲处理后，黄铜 中形成了许多纳米结构，如图 1 所示 从 图 1 a可以看出尺寸约为 1 1 a m 的均匀的纳米晶 粒纳米晶粒具有随机的晶体学取向，如图 1 b的衍射环 所示纳米结构 区域含有两种相，即具有 A1结构的 C u(Z n)和 B 2结构的 L(Cu Z n)，其中 L(C u Z n)的 衍射环 已经标出，1 1 0 3，与 I I I 相重从衍射强度上看 图 1 电脉冲下 H6 2黄铜 中形成的纳米化区域的 TEM 像、电子衍射 图和高分辨像 F i g 1 T E M i ma
17、 g e(a)，c o r r e s p o n d i n g e l e c t r o n d i ff r a c t i o n p a t t e r n(r i n g s o f o l-Cu(Z n)p h a s e a r e n o t i n d e x e d)(b)a n d HR T E M i ma g e(c)o f n a n o s t r u c t u r e d a r e a i n t h e b r a s s H6 2 a f t e r e l e c t r o p u l s i n g 维普资讯 http:/ 1 0期 张伟等：高
18、密度 电脉冲下材料微观结构的演变 1 0 1 1 -(C u Z n)的量小于c -C u(Z n)的含量 纳米结构区域的 高分辨像如图 1 c 所示，其中用点线标出了一些 -Cu(Z n)和 L(C u Z n)的晶粒 很明显，共存的 -C u(Z n)和-(C u Z n)相的取向 和分布是随机的，表明电脉冲下纳米尺寸的 c -C u(Z n)和 L(C u Z n)相是由 -C u(Z n)粗晶基体中的相变而形成 的【1 2 1 2 1 2 低碳钢中纳米尺寸的 一 F e 未处理的低 碳钢含有粗晶的铁素体(F e)和少量的珠光体电脉冲 后，许多纳米化区域形成在 F e 晶粒 内，晶粒尺寸
19、约为 1 0 a m，如图 2所示。插 图中的衍射环表明纳米晶粒具有随机的取 向，第 1，2，3，6和 7衍射环分别属于 F e 2 0 3的 1 1 1，2 0 0，3 1 1，5 1 1和 4 4 0衍射，而第 4，5，8和 9环分别对应 7 一 F e的 1 1 1，2 0 0，2 2 0和 3 1 1衍射因而这个区域 由两种纳米相 F e 2 03和 一 F e组成图中 一 F e的 1 1 1衍射环最强，衍射环强度显示 F e 2 03 量少于 一 F e 基于两相的面间距 和对称性的差别，两相的晶粒 已经分别标在图中众所周 知，7 一 F e是高温相，因而纳米尺寸 7 一 F e的
20、形成暗示低 碳钢在电脉冲过程中经历过由 F e到 7 一 F e的相转变 至于 F e 2 O3，它不可能来 自电脉冲过程 中材料的氧化，因 为材料内部的 0 F e 完全与外部的空气隔离，所以 F e 2 03 只可能来自电脉冲后透射电镜(T E M)样品的制备过程 因此，F e 2 O3的形成并不意味电脉冲下材料 的内部受到 了污染【J 很明显，电脉冲下低碳钢中纳米 一 F e的形 成可能来 自于 a F e 一 F e相变 2 1 3 Ti C N i(Cr)金属陶瓷中定向的纳米尺度 T i C 在烧结的 T i C N i(C r)金属陶瓷中，微米和亚 微米 T i c颗粒分布在具有面
21、心立方结构的 -Ni(C r)基 体 中，如图 3 a所示 每个颗粒为具有面心立方结构的 T i C 单晶电脉冲后，在一些 T i C 晶粒 中出现许多小晶粒状 衬度，如图 3 b所示图 3 c是 同一区域的高倍照片，均 由纳米尺度的小晶粒组成，表明原始的 T i C 晶粒在 电脉 冲下发生了粗晶纳米化转变 图 4 a和 b是电脉冲处理前，沿(1 1 0)和(1 0 0)方向 观察的 T i C 的高分辨像和相应的电子衍射图比较电脉 冲前后材料的高分辨像可知，相对于原始态(图4 a)，发生 纳米化转变的 T i C 晶格已经严重畸变，如图 5 a中弯曲的 点线所示，其中“C”代表纳米晶区，箭头
22、指示纳米晶周 围的无序区类似地，在沿(1 0 0)方向的高分辨像上，相 对于原始态(图 4 b)，发生纳米化转变的 T i C(图 5 b)含 有许多小纳米晶(“C”)和周围的无序区(“d”)在一个 T i C颗粒 中观察到的纳米结构区域几乎呈现 一致的晶体学取向 纳米晶之间的倾侧角小于 1 0。，如 图 5 插图中拉长的衍射斑由此可见，在 电脉冲处理过程中，原始的 T i C晶粒可能经受了非常大的应力冲击【H J 2 1 4 L C 6超硬铝中纳米尺寸的 A1 电脉冲 前，超硬铝由微米尺寸的 A1 和一些小尺寸的(通常在 圉 2 电脉冲下低碳钢中形成的纳米化区域的高分辨像和相应的 电子衍射
23、图 F i g 2 HR T E M i ma g e a n d c o r r e s p o n d i n g d i ff r a c t i o n p a t t e r n(r i n g s o f F e 2 0 3 a r e n o t i n d e x e d)o f t h e n a n o s t r u c t u r e d a r e a i n t he l o w-c ar bon s t e el a f t e r e l e c t r op ul s i n g 维普资讯 http:/ 1 0 1 2 金属学报 3 9 卷 纳米尺度)强化相，
24、如 0(C u A 1 2)、S(A 12 C u Mg)和 y(Mg Z n 2)等组成强化相的形貌如图 6所示电脉冲 处理后，一些纳米尺寸的 A 1 区出现在超硬铝中，如图 7所示 从图 7 a及插图的衍射环可以看出，这些纳米尺寸的 A l 晶粒几乎是随机分布的在有些 区域则 出现两种纳 米相，图 7 b衍射图中箭头所示的 A 1 的 1 1 1，2 0 0 衍射 环分别与立方 Q(A 1 7 C u 3 Mg 6)相的 4 3 1 和 4 4 2 衍射环 相重【J 因此，电脉冲下超硬铝中一些原始的粗晶 A 1 晶粒发生了碎化，有些地方还存在 Q 相 2 2 粗晶结构纳米化转变机制 众所周
25、知，电脉冲是一个快速非平衡过程在电脉冲 处理材料过程 中，存在大量有一定漂移速度的电子流与原 子实之间的冲击力通常与这种电子流运动相关的 J o u l e 圈 3 电脉冲处理前、后 Ni(Cr)基体中 T i C的 T E M 像 Fi g 3 T E M i ma g e s o f Ti C p a r t i c l e s e mb e d d e d i n N i(Cr)ma t r i x o f c e r me t b e f o r e(a)a n d a f t e r(b)e l e c t r o p u l s i n g a n d a n e n l a r
26、g e me n t o f t h e d a r k c o n t r a c t a r e a i n F i g 3 b(C)圈 4 电脉冲处理前沿 T i C(1 T 0)和(1 0 0)观察的高分辨像 F i g 4 HR T E M i ma g e s o f T i C p a r t i c l e b e f o r e e l e c t r o p u l s i n g，v i e w e d a l o n g(if0)(a)a n d(1 0 0)(b)维普资讯 http:/ 1 0期 张伟等：高密度 电脉冲下材料微观结构的演变 1 0 1 3 图 5 电脉
27、冲处理后沿 T i C(1 1 0)和(1 0 0)观察的高分辨像 F i g 5 H R T E M i ma g e s o f n a n o s t r u c t u r e d T i C a f t e r e l e c t r o p u l s i n g，v i e w e d a l o n g(1 1 0)(a)(“c”s t a n d s f o r n a n o t r u c t u r e d a r e a，r r o w s i n d i a t e d i s o r d e r e d a r e a，a n d d a s h e d l i
28、n e s r e p r e s e n t d i s t o r t e d l a t t i c e s)a n d(1 0 0)(b)(“C”s t a n d s for n a n o s t r u c t u r e d a r e a，a n d“d”i s d i s o r d e r e d a r e a)图 6超 硬铝中纳米尺度 的不 同类型强化相 S相、未知共格相和 叼相的形 态 F i g 6 Mo r p h o l o g i e s o f n a n o s c a l e s t r e v【g t h e n i n g-p h ase s i
29、n L C 6 s u p e r d u r a l u mi n S p h ase(a)，u n k n o w n c o h e r e n t p r e c i p i t a t e s(b)a n d，7 p h ase(c)维普资讯 http:/ 1 0 1 4 金属学报 3 9 卷 圈 7 电脉冲下超 硬铝中形 成的纳米化 Q Al区域 的 TEM 像及纳米化 Q Al 和 Q 相区域的 TEM 像 F i g 7 T E M i ma g e s o f n a n o s t r u c t u r e d Q Al(a)，n a n o s t r u c t u
30、r e d Q A 1 a n d Q p h a s e(b)i n t h e s u p e r d u r a l u mi n a f t e r e l e c t r o p u l s i n g(t h e i n s e t s a r e t h e c o r r e s p o n d i n g d i ff r a c t i o n p a t t e r n s，a n d t h e r i n g s o f Q p h a s e i n F i g 7 b a r e n o t i n d e x e d)热能将被引入到材料中在金属系统 中，这种 由
31、电转变为 热的速度是非常快的【1 6 J 在电脉冲下，温升速率可达到 1 0 0 S-1的量级【引这样的高速加热将产生温升与热 膨胀的非同步改变 i T l，即热膨胀滞后于温升【埔1 并可以 形成一个瞬时的热压应力，而这种热压应力将有助于改变 微结构【珀J 因此在一个单脉冲中，至少 电能、热能和应力被瞬时 输入到材料中，导致材料微结构的改变由于这 些效应和 材料的物理性能密切相关，因而它们将因处理材料的不同 而存在差异可以认为，虽然 电脉冲处理下的任何材料都 可以获得上述几种能量的输入，但所引起的不 同效应之间 竞争非常明显因此，在任一给定的材料 中，一种或两种 能量效应对微结构的演变将起决定
32、性 的作用 由电子运动引发的温升可表示为【2 0 J T：p J t(d)(1)这里 为电流密度峰值，t 为脉冲时间，P，和 d分 别为样品的 电阻率、比热和密度对不同的材料，瞬时的 温升也不同，黄铜的 AT H 6 2：4 6 6，低碳钢 t e e l=9 7 7，超硬铝 A T L c 6=1 1 5，金属陶瓷 AT T i c=1 2 7 4 根据 C u Z n二元合金平衡相图【2 1 J，H6 2黄铜的室 温平衡态应为 a C u(Z n)和-(C u Z n)共存 该合金经 电脉冲处理后，平均温升为 T H 6 2=4 6 6 由于冷轧黄铜 微结构存在差异，在一些微区的温升可达
33、6 5 0以上 l】这些区域如果动力学条件适宜时，将在高于 5 8 5时经历 相转变 a C u(Z n)-a rC u(Z n)+一(C u Z n)由于电脉 冲引发温升的速率非常高，当一些微区的a C u(Z n)从单 相区转变为共存的o q-C u(Z n)和 一(C u Z n)相时，形核 率将增大，同时临界晶核尺寸更小 由于样品只有 1 0 0 m 厚并且处于大气环境中，所以当热效应结束后，过热的区 域很快地被冷却到室温因而在快速冷却中，两个新的纳 米相o q-C u(Z n)和 _(C u Z n)不能充分长大，而且它们 中除了一部 分在由两相区通过单相区时将转变 回纳米尺 寸的单
34、相 a-C u(Z n)外，在冷却的样品中会残留一些共 存的两相，同时fl-(C u Z n)经历了 无序到有序的相变形成-(C u Z n)因此在电脉冲处理的黄铜合金中形成了随机 分布的纳米相 a C u(Z n)和 L(C u Z n)对于低碳钢，经电脉冲处理后，t e e l=9 7 7，可使相变 a F e F e发生(相变温度 A 3=8 9 0)电脉冲下低碳钢 中发生相变时，由于极高的升温速率和快 速冷却，纳米 ，一 F e 将 以高的形核率生成，而且临界晶核 尺寸较小 在电脉冲下 一 F e 形核率增加的另一个原因来 自电脉 冲本身 假设在形核中半径为 b、电导率为 2的粗晶 a
35、 F e晶粒 内形成 了一个球形的半径为 a、电导率为 1的 一F e晶核，则系统的形核势垒 可表示为 AW=AWo+We (2)这里 AWo为无电流系统的形核势垒，AWe为由于形核 中电流分布的改变而引发的 自由能的变化 AWe 为【】AWe=g(a，b)(0 2 一 1)(1+2 a 2)V J (3)这里 为磁导率，晶核体积 V=(4 3)r a。，J为电流 维普资讯 http:/ 1 0期 张伟等：高密度 电脉冲下材料微观结构的演变 1 0 1 5 密度，g(a，b)是一个几何因子一般地，由于 引，故在Q F e _ 1 e 转变 中，我们近似地应用(1=)(o r2=)通常由于b a
36、，所以有 g(a，b)0 因而 的符号与(0 2-1)相同，即 0 这表明电脉冲可以降低形核势垒，从而增加形核率 随着 快速的冷却，纳米尺寸的 一 F e 不能充分长大，而且它们中 的一部分在通过相变点时，将又转变成纳米尺寸的 Q F e 当然，一些纳米尺寸的 一 F e区域会因富集稳定 F e的 元素(如 C，Mn，Ni 和 S i)而得以保存 因而在电脉冲处 理的低碳钢中形成 了随机分布的 一 F e纳米相 显然，在上述两种材料 中，纳米结构的形成与电脉冲下 的相转变密切相关，形成的纳米晶具有随机分布的特征 然而，电脉冲下 T i C Ni(C r)金属陶瓷中形成了许多 Ti c 纳米晶，
37、而且每个这样区域 内的纳米晶几乎是定向的众 所周知，T i c是有一定电导率的高熔点(3 1 4 7)陶瓷 相 在低于熔点的温度，Ti C 中不发生相转变，因而金属陶 瓷中纳米结构的形成可能来 自于 电脉 冲下的其它效应 如前所述，基于电脉冲中的高速加热，一个瞬时的热 压应力可以形成最大的可能热压应力可表达为【J ma x=EaT 这里 E 为 Y o u n g S 模量，Q为热膨胀系数 经计算可知，在电脉冲的极短周期内，Ti C相将经历 O T i C-4 5 4 GP a 的应力冲击由于温升在 8 0 0以上，又考虑到 T i C颗 粒被限制在 Ni(Cr)基体中，瞬时的热应力以剪切模式
38、可 能超过 T i C 的剪切强度 T 1 1 1，因而 T i C 中主要的 5套 1 1 1 1 1 0)滑移系 5 可被剪切应力激活类似于应力 作用于受约束的陶瓷时可产生均匀的微裂纹 j，在金属 陶瓷里被 N i(C r)基体约束的一些 T i C颗粒中，热压应 力可促进均匀的微观滑移因而，一些 Ti C 单 晶颗粒将 转变为纳米尺度的 T i C 相，同时可以观察到纳米晶之间 小的倾侧角和大量的微观滑移痕迹(无序区)当样品从高 温冷却到室温时，对于纳米化的 T i C颗粒，内部的 T i C 纳米晶之间发生各向异性收缩 局部的应力集中可进一步 增加纳米晶之 间的倾侧角，同时使那些 Ti
39、 C 纳米晶进一 步旋转，形成了有小角取向差的的纳米晶因此，电脉冲 处理的金属陶瓷中许多 T i C 单晶颗粒发生了纳米尺度的 碎化在每个这样的区域内，形成的 Ti C 纳米晶取 向几 乎一致的 对于其他体系材料，当电脉冲导致的温升和热应力较 小且不足以引发相转变或明显的结构碎化，这种材料在电 脉冲下发生纳米化机制可分析如下 在电脉冲下，超硬铝中的温升 A T L c 6约为 1 1 5 这 样的温升不可能导致材料 中发生明显的相转变，同时诱发 的最大可能热应力仅为 一 A I=EQ AT=1 6 4 MP a 虽 然一些原始的微观缺陷可以降低破坏材料所需 的临界能 量，但这样大的热应力不足于
40、使原始粗晶区转变为尺寸低 于 1 0 0 a m 的 Q Al 晶粒，而且原始基体中的一些强化相 也将会增加上述转变所需的能量因此 电脉冲下，纳米铝 的形成与电脉冲诱发的其他效应有关 由于在电脉冲过程中，电子动量 k瞬时地从平衡值。增加为峰值 k ，电子的动量增加很大这个过程电 子冲量 =k k o=Fd t，这里 F 为 电子的冲击 力，t 为电子撞击粗晶的时间由于以上过程发生在极短 的时间内，故 F值非常大【J 因而原始粗晶区将强烈地 受到电子冲击力的影响，而处于亚稳状态 较大的电子冲 击力可能会诱发亚稳区的碎化，致使新形成的纳米 Q A1 晶粒处于纳米尺度因此，电脉冲处理后，超硬铝中形成
41、 了许多纳米尺寸的 Q A1 当然，Q A l 纳米尺度碎化的 更深的物理机制仍有待探讨 总之，电脉冲下粗晶合金 中发生的纳米化结构转变可 归于许多因素的竞争，包括高速加热和快速冷却、热应力、削减的热力学势垒和较大 的电子冲击力及伴随的相转变 等 它们之中的一种或两种能量及其特定的实验条件对给 定材料的结构改变将起决定性的作用 2 3 电脉冲下缺陷结构的演变 2 3 1 低能位错组态 图 8 a为原始黄铜中典型 图 8 电脉冲处理前、后黄铜 中典型 的位错组 态 F i g 8 Typi c al c on fig ur at i o n of di s l o c a t i ons i n
42、 t he o r i gi na l (h i g h e n e r g y s t a t e)s a mp l e(a)a n d t h e e l e c t r o p u l s e d (1 o w e n e r gy s t a t e)b r a s s s a mp l e s(b)维普资讯 http:/ 1 0 1 6 金属学报 3 9 卷 位错的 T E M 像很明显，冷加工过程引入了许多位错缠 结由于冷加工中消耗的部分机械能被转变为各种缺陷，如胞结构、大量的位错缠结和点阵畸变，因而原始合金处 于一种高能的亚稳状态电脉冲处理后，许多位错线相对 变直、位错结点变少、
43、位错密度降低，如图 8 b所示与 原始样品相 比，在 电脉冲处理后的样品中除发生纳米相转 变的局域外，大量区域呈现出相对低能的位错组态，即电 脉冲下 H6 2合金向低能态转变 由于 电脉冲下，电能、热能和应力被引入到金属陶瓷 中，当诱发的热应力不能超过 T i C 的剪切强度时，电脉 冲诱发的能量可促进 已经存在的位错的运动，导致新的位 错组态的形成不 同于黄铜，金属陶瓷中 T i C 颗粒的位 错密度较低 然而，电脉冲下许多位错亚结构形成了亚晶 界，如图 9 这些结构在原始样品中没有 出现，是 电脉冲 后 T i C相的一个特征，表明电脉冲下 T i C 晶粒中产生了 位错并发生了位错的动态
44、 回复 另一方面，大量的规则的六角形位错网络出现在电脉 冲处理后的 N i(C r)中，如图 1 0 很明显，位错网络中胞 的内部无位错，即发展 良好的亚晶 已经形成 在每个位错 结点，存在三组位错线，由于彼此的夹角约为 1 2 0。，它们 之间的张力是相等的总之，这是一种新的平衡稳定态，与长时间退火下材料 中发生 回复的多边化过程相似【2 3 2 位错组态演变机制 如前所述，一些强烈 的外部效应，如 电能、热能和机械能会促进位错 的运动和 演变在电脉冲下，由漂移电子和原子实撞击形成的电子 风【】有助于位错的运动【0。在瞬时的应力冲击下，位错 运动速度非常快，甚至达到超音速【2 8 J 在滑移
45、中，位错 可以增殖；在交滑移和攀移中，位错可以湮灭；在热激活 中，不动位错变为可动位错；不同种类的位错会彼此发生 反应进而合并、重组、湮灭等很 明显，大量位错反应之 间存在非线性和耦合作用【2 g J 所有不可逆的微观进程将 会导致原始位错组态的失稳，促进新位错组态的形成 圈 9 电脉冲下金属陶瓷中 T i C晶粒内的位错亚结构 Fi g 9 s u t r uc t ur e s i n Ti C pa r t i c l e s o f r me t un de r e l e c t r o pul s i ng 黄铜和金属 陶瓷 中的位错在 电脉冲诱 导的各种能量 效应的影响下，有明显
46、的形成规则排列的倾 向 这样的重 新分布是一种稳态的位错重构【3 0 J 电脉冲导致了材料中 这些低能的位错组态的形成，实质上是实现了一种平衡化 的转变 2 3 3 孪晶的形成 电脉冲后，黄铜中形成了大量 的孪晶和层错，如图 1 1 众所周知，随着合金层错能的降 低，孪晶和层错形成的倾向增大相对于大多数金属和合 金，Q C u(Z n)合金的层错能较低，约为 7 mJ m2 3 1 J，因此退火后，会形成典型的退火孪晶与退火过程相似，电脉冲诱发的 a-C u(Z n)合金中的孪晶属于生长孪晶 如前所述，电脉冲促进了黄铜中位错的运动，降低位 错密度，提供孪晶形成的驱动能【3 2 J 借助 1 1
47、 1 晶面上 相反符号不全位错的运动，1 1 1 晶面正常的堆垛顺序 将会发生部分改变，同时孪晶得以形成而且，形成的许 多孪晶是共格的，大大地降低黄铜的能量 与黄铜不同，N i(C r)合金的层错能较高，约为 2 5 0 mJ m 3 3 J，因而在 N i(C r)内部形成生长孪晶非常 困难然而，电脉冲后在金属陶瓷的 N i(C r)基体中形成 了大量的孪晶和层错，如图 1 2 所示 从拉长的衍射斑和畸 变的 M0 拍 条纹可知，这里存在明显的结构不完整性 显然，电脉冲下在 Ni(C r)基体中形成的孪晶不属于生长 孪晶，应当是 由局部应力集 中诱发的形变孪晶 类似于 N i(C r)，Q
48、A 1的层错能也非常高，约为 2 0 0 mJ m 3 3 J 然而，电脉冲下超硬铝中诱发的热应 力 一 A l=1 6 4 MP a，远低于 N i(C r)中诱发的应力 O N i C =2 0 5 GP a 因此，电脉冲下，大量的形变孪晶出 圈 1 0 电脉冲下金属陶瓷中 Ni(C r)相晶粒内的位错网络 Fi g 1 0 S t a b l e d i s l o c a t i o n n e t w o r k s i n Ni(Cr)ma t r i x o f c e r-me t un de r e l e c t r o pul s i ng 维普资讯 http:/ 1 0
49、期 张伟等：高密度电脉冲下材料微观结构的演变 1 0 1 7 图 1 1 电脉冲下黄铜 中形成的孪晶和层错的 TEM 像、电子衍射图和高 分辨像 F i g 1 1 T E M i ma g e(a)，c o r r e s p o n d i n g e l e c t r o n d i ff r a c t i o n p a t t e r n(b)a n d H R T E M i ma ge(C)o f t wi n s a n d s t a c k i n g f a ul t s i n t h e br a s s unde r e l e c t r o pul s i
50、ng 图 1 2 电脉冲下金属陶瓷的 Ni(C r)基体中形成的孪晶和层错的 TE M 像、电子衍射图和高分辨像 F i g 1 2 T E M i ma g e(a)，c o r r e s p o n d i n g e l e c t r o n d i ff r act i o n p a t t e r n(b)a n d H R T E M i ma ge(C)o f t wi n s a n d s t ack i n g f a u l t s i n N i(C r)ma t r i x o f c e r me t u n d e r e l e c t r o p u l