脈沖電流處理對H62雙相黃銅升溫過程中孿晶的影響

李冬雪

（揚州市職業大學 江蘇 揚州 225009）

0 引言

在晶體中形成孿晶的方式有三種：其一是通過機械變形產生的孿晶，也稱為“形變孿晶”或“機械孿晶”，它的特征是通常呈透鏡狀或片狀；其二為“生長孿晶”，它包括晶體自氣態（如氣相沉積）、液態（液相凝固）或固態中長大時形成的孿晶；其三是形變金屬在其再結晶退火過程中形成的孿晶，也稱為“退火孿晶”，它往往以相互平行的孿晶面為界橫貫整個晶粒，是在再結晶過程中通過堆垛層錯的生長形成的[1]。它實際上也應屬于生長孿晶，系從固體中生長的過程中形成。

美國Conrad 教授曾經就脈沖電流對Al、Cu、Mg 等金屬材料的微觀組織和性能的影響做過系統的研究，曾經提出假設：隨著脈沖電流密度的增大，孿晶具有減少的趨勢[2]。Wang 等[3]在利用脈沖電流處理冷軋H59 黃銅板材時，發現樣品在β→α的相轉變過程中生成了大量的定向納米孿晶。試樣有效區中孿晶組織的片層厚度約為2～35 nm，長度約為50～400 nm。經進一步的研究發現這些納米孿晶的{111}面均與電流的方向平行，也就是說納米孿晶片層沿著電流方向平行分布[3]。盡管關于脈沖電流對孿晶數量和分布的影響的研究已有很多報道，但截至目前，關于脈沖電流處理對孿晶密度和取向的影響的研究仍是研究者們關注的重點。

本文主要利用高密度脈沖電流具有快速升溫、快速冷卻、在極短的時間內在體系中釋放大量能量的特點，系統研究了在相變的升溫過程中脈沖電流對H62 雙相黃銅的孿晶影響。

1 實驗方法

1.1 實驗材料

實驗原材料選用厚度為1.5 mm 的商業H62 黃銅板材，其化學成分為Cu 62 wt%、Zn 38 wt%。在進行電脈沖實驗前對其進行壓下量為33%的同步軋制處理，使其厚度降為1 mm。

1.2 組織結構表征

1.2.1 電子背散射衍射分析（EBSD）

試樣的組織觀察和取向分布在JEM-7001F 場發射掃描電子顯微鏡下進行。JEM-7001F 場發射掃描電子顯微鏡由日本電子株式會社制造，主要用于材料表面形貌觀測、能譜分析、微觀取向的測定與分析等。設備主要參數范圍：分辨率：二次電子像：1.2 nm（加速電壓30 Kv）3.0 nm（加速電壓1 Kv）。放大倍數：×10~×500 000。束流范圍：（10～12）2×10-7A 連續改變。樣品臺移動：X：70 mm；Y：50 mm；Z：3 mm～41 mm；T：-5°-+70°，R：360°。能譜儀：分辨率：MnKα 峰半高寬優于133 eV（2 500 cps）；CKα 峰半高寬優于66 eV（2 500 cps）；元素測試：Be4-U92。背散射電子衍射分析儀：高解析率：1 344×1 024 像素；加速電壓：3 Kv，束流小于5 000 pA；空間分辨率：0.1 μm。

1.2.2 透射電鏡（TEM）觀察

試樣位錯的形貌和孿晶的判斷與形貌觀察在JEM-2100F 高分辨透射電子顯微鏡下進行。JEM-2100F 高分辨透射電子顯微鏡由日本電子株式會社制造，主要用于分析測試材料的微區明場、暗場像及高分辨TEM 像、高分辨原子序數像，以及選區電子衍射、會聚束電子衍射和納米束電子衍射等。

透射電鏡樣品取自試樣的有效區，采用2000#、3000#砂紙將樣品厚度磨至100 μm 厚，切出直徑為3 mm 小圓片并磨至50 μm 厚。在低溫離子減薄儀上利用小角度5°進行離子減薄，直至出現薄區。

2 實驗結果

2.1 電流密度對孿晶含量的影響

對脈沖電流峰值密度jmax=17.6 kA mm-2和jmax=18.5 kA mm-2的試樣孿晶界在EBSD 中進行統計，其中圖1（a）為jmax=17.6 kA mm-2試樣中心區域的孿晶界，圖1（b）為jmax=18.5 kA mm-2試樣中心區域的孿晶界。圖2比較了不同電流處理條件下孿晶含量的變化。

圖1 孿晶界分布

從圖2可知，隨著電流密度的增大，孿晶含量增加。

圖2 孿晶界含量

2.2 冷卻速率對孿晶的影響

利用透射電子顯微鏡（TEM）對樣品的邊部A 區域和中心B 區域的組織和形貌進行觀察，在邊部A 區域中存在大量的孿晶組織，如圖3所示。這些孿晶組織呈針狀，約20 nm 厚，有的沿著晶界處分布，有的在晶內分布。在孿晶的周圍包裹著大量的纏結位錯，由于形變孿晶一般在機械變形過程中產生并以極快的速度爆發出薄片孿晶，所以在形變孿晶周圍多伴隨著大量的纏結位錯。從孿晶的形貌和尺寸上初步懷疑這種針狀的孿晶為形變孿晶。

圖3 TEM 下的孿晶組織

孿晶的衍射斑點排列成層線狀，在3N（N 為整數）層線上只有一套強衍射斑點，在3N+1 和3N-1（N 為整數）層線上衍射斑點發生分裂，成對出現。分裂的距離為3N層線上衍射斑點間距的1/3，第二層線上分裂的距離為3N層線上衍射斑點間距的2/3，到第三層上時為3/3 正好重合[4]，這種規律符合孿晶結構，經過旋轉操作可使孿晶與基體斑點完全重合。對觀察到的針狀孿晶組織做相應的選區電子衍射圖，如圖4所示，圖4（a）為觀察到的包裹著大量位錯的針狀孿晶組織，圖4（b）為孿晶相應的選區電子衍射圖，從衍射斑點上看完全符合孿晶衍射斑點的特征。孿晶組織是每個（111）晶面沿著[112-]方向，產生彼此相對移動a/6[112-]的均勻切變。并且從單個衍射斑點看，每一個斑點均存在不同程度的拉長，這是由于在形變中產生孿晶。由此可以斷定，樣品的邊部區域在TEM下觀察到的大量針狀組織為形變孿晶。

圖4 冷軋樣品

在一個晶粒中一般形變孿晶沿著一個方向生長，但是在邊部A 區域的觀察中除了圖相平行的形變孿晶外，還觀察到形貌如圖5（a）所示的孿晶，這種孿晶為交叉孿晶。交叉孿晶通常是二次孿晶在生長過程中遇到初始孿晶的阻礙而造成的。對這種交叉孿晶在透射電鏡下做高分辨觀察孿晶交界處的情況，從圖5（b）可以觀察到在孿晶相交時較寬的孿晶顯然阻礙了另兩個孿晶的生長，其中一個孿晶在交界處停止了生長，另一個甚至產生了不同的生長方向。對產生二次孿生的區域做電子衍射，從圖5（c）的電子衍射斑點上可以看到，此時的孿晶出現多種不同的取向。

圖5 邊部區域的孿晶

3 分析與討論

上述研究結果表明，隨著脈沖電流密度的增大，孿晶密度增多，但是對相同電流密度處理后的樣品的TEM 觀察發現，冷卻速率影響孿晶的生成，尤其冷卻速率較高的區域觀察到大量形變孿晶。

在面心立方的金屬中，形變孿晶的形成有兩個必要的條件：

（1）主滑移系發生變化；

（2）達到臨界的切應力。

存在于{111}面上的不全位錯的運動，是形變孿晶形成的主要因素。應力誘導的位錯運動起源于晶界，首先生成層錯，進而形成孿晶。因此H62 黃銅中Zn 元素的引入，使層錯能減小，這樣在一定速率的塑性變形過程就有形變孿晶的產生。

在脈沖電流峰值密度jmax=18.5 kA mm-2的試樣邊部A區域中，借助于TEM 透射電鏡已經觀察到了大量的形變孿晶和纏結的位錯，但是在中心B 區域并沒有觀察到形變孿晶并且位錯也多是單個的位錯線，類似于邊部區域纏結的位錯組織觀察不到。這種顯著的差異主要歸結于脈沖電流裝置快速升溫、快速冷卻的特點。

從理論上說，相同脈沖電流密度下的試樣有效區各部分的溫升相同[5]。在實際測的數據包括β 相的形貌與取向分布以及TEM 下觀察到的形變孿晶以及位錯等，均顯示相同脈沖電流密度處理的樣品不同區域存在組織上的差異。這是由于脈沖電流處理過程中試樣的兩端被銅片夾住，銅片的面積遠大于試樣的端片的面積。銅合金的導熱性非常好，這樣使得在冷卻時可以快速冷卻，但是就是由于這種良好的導熱性，也使得有效區的邊部區域冷卻速度高于中心區域。經上述分析可知，邊部A 區域的溫升相較于中心B 區域小。考慮到冷卻速度這一變量，那么有效區邊部A 區域的熱處理溫度低于中心B 區域的熱處理溫度。

在電流方向相同的情況下，不同區域間實際的脈沖電流密度越大，輸入的能量越大，所產生的電子風力越大，位錯的遷移率也就越大[6]。這就很好地解釋了在邊部A 區域中存在大量的纏結位錯，但是在中心B 區域只能觀察到單個的位錯線，因為較大的電子風力使得位錯開動并且快速滑移湮沒。

這種電子風力的差異不僅影響位錯本身，對形變孿晶也存在一定的影響。形變孿晶本身就是由于不全位錯的塞積形成層錯進而產生孿晶的。那么當實際處理時脈沖電流密度提升，電子風力有所增大，不全位錯開動使得形變孿晶消失。這就可以解釋為什么在試樣的中心B 區域觀察不到形變孿晶。由EBSD 分析結果可知，電流通過瞬間，邊部A 區域和中心B 區域均開始發生相變，但是由于B 區域冷卻速率較A 區域低，因此不同區域溫升不同，升溫過程中，形變孿晶對溫度非常敏感的，當溫度達到一定值時形變孿晶便會消失。

4 結論

對上述分析結果進行總結的過程中，可以得到如下結論：

（1）隨著脈沖電流密度的增大，孿晶密度增多。這說明在非平衡熱處理狀態下，隨著能量注入的增加，孿晶密度增加。

（2）通過研究不同冷卻速率對H62 雙相黃銅相轉變初期孿晶和位錯的影響，結果發現脈沖電流作用瞬間，隨著冷卻速率的增大，樣品中位錯含量提高，形變孿晶的含量也有所提高并且形變孿晶隨著溫度的升高瞬間消失。

從上述結論中可以看出，脈沖電流處理作為非平衡狀態下的一種熱處理方式，可以有效保留升溫相變過程中某一瞬間的組織形態。通過這種方法，本文可以分析出熱處理過程中加熱溫度和冷卻速度這兩個因素對H62 黃銅孿晶密度均會產生較大影響。傳統平衡狀態下熱處理方式研究過程中難以觀察到形變孿晶的形態和數量，本實驗結果對后續H62 黃銅孿晶形變機理的研究具有一定的借鑒意義。