用于冷变形夹层结构铜/钢/铜复合材料的超快电磁退火工艺

《Journal of Materials Research and Technology》：Ultrafast electromagnetic annealing for cold-deformed sandwich shaped copper/steel/copper composite material

　　石波门|张依诺|秦书阳|孔雪萌|黄涛|陈浩|李彦国|芭芭拉·巴伦|亚历山大·利谢茨基|肖凌坤|黄华贵
中国燕山大学冷轧设备及技术国家工程研究中心，秦皇岛066004

**摘要**
传统退火工艺在铜/钢/铜复合材料的处理过程中面临根本性的热力学矛盾：钢所需的再结晶温度超过了铜的熔点。本研究采用脉冲电流处理（500 V，330 Hz，65 μs，180 A/mm2），在700 °C下处理2分钟后，材料的伸长率从15%提高到54%，同时保持713 MPa的抗拉强度。微观结构分析表明，脉冲电流处理加速了铜与钢之间的扩散，使界面宽度增加了35.7%，从而使结合方式从机械结合转变为冶金结合；同时降低了位错激活能，减少了应变积累和残余应力，使钢侧的晶粒尺寸分布从双峰分布变为均匀分布。此外，该处理还促进了碳化物相变（例如从亚稳态CrO?转变为稳定的Cr??C?和CrC），从而提高了微观结构的稳定性并降低了界面能。这项工作证明了脉冲电流处理能够精确调控多材料系统的微观结构和力学性能，为克服传统退火方法的局限性提供了可行的途径。

**1. 引言**
先进的多金属复合板结合了不同材料的优异性能，在航空航天、核能和先进电子等领域具有广泛的应用前景[1]、[2]、[3]。在各种制造技术中，冷变形连接（CDB）已成为生产Cu/钢、Ti/Al和Ni/Cu等层状复合材料的一种可扩展且经济高效的方法[4]、[5]。然而，CDB会引入影响材料机械完整性和功能性能的微观缺陷，如晶粒破碎、位错堆积、界面氧化物和残余应力[6]、[7]、[8]。虽然传统再结晶退火对单材料系统有效，但无法解决多材料界面之间的再结晶温度不匹配问题[9]、[10]、[11]、[12]。例如，在铜-201不锈钢复合材料中，201不锈钢所需的退火温度（1150 °C）超过了铜的熔点（1083 °C），导致界面退化，限制了复合材料性能的充分发挥[13]、[14]、[15]。

脉冲电流处理（PCT）作为一种高性能能量场技术，最近受到了关注。该方法结合了选择性焦耳加热和非热效应[16]、[17]。其局部温度升高遵循以下公式：
$$ T = \frac{J \cdot t \cdot d}{\rho \cdot cp} $$
其中，$ T $ 是温度升高量；$ \rho $ 是材料的电阻率；$ J $ 是电流密度；$ t $ 是脉冲持续时间；$ cp $ 是恒压热容；$ d $ 是材料密度。PCT利用不同材料的电导率差异实现精确的热管理[18]、[19]。同时，电子风效应降低了位错运动的激活能并促进了再结晶核的形成，从而减少了缺陷并提高了微观结构的均匀性[20]、[21]。热效应和非热效应的协同作用进一步促进了界面溶质的重新分布和沉淀物的细化[22]，为多金属系统的微观结构工程提供了新途径。

脉冲电流引导的再结晶机制及其在界面间的适用性仍需进一步研究。具有显著热物理差异的铜/钢复合材料模型是分析PCT下微观结构响应的理想系统。通过系统研究该模型系统的晶粒细化、位错演变和界面稳定性，可以建立适用于其他多材料系统（如Al/钢、Cu/Mo和Ti/Al）的缺陷调控通用原则。这些发现为制造下一代复合材料提供了宝贵指导，尤其是对于需要高界面完整性和机械强度的核能和航空航天应用而言。

**2. 实验程序**
2.1. 材料制备
采用冷变形技术将两块铜板和一块201不锈钢板连接在一起，以防止因过热而形成界面金属间化合物和脆性氧化物。所有材料首先经过酸洗处理以去除氧化物和表面污染物。随后进行热处理以促进材料内部的原子扩散。软化后进行冷变形连接，并去除两端的固定部分，得到铜-钢-铜结构的层压金属复合材料（LMC），作为原始样品。样品尺寸为30 × 1.5 × 10 mm3，表面用乙醇清洗以增强脉冲电流处理的效果。样品几何形状如图1所示。

2.2. 脉冲处理
图2展示了实验装置示意图。主要设备包括脉冲电源、U形夹具、氩气瓶、密封保护罩、热电偶、温度监测器和铜线。铜-钢-铜样品被夹在脉冲电源的正负U形夹具之间。热电偶检测探头接触样品中心点以确保温度测量的准确性。由于铜的高导热性和样品的薄厚度，表面温度能够可靠地反映界面热状态。所有后续的微观结构样品均取自中心区域，以确保与测量温度的一致性。向密封保护罩内通入氩气10分钟以实现氧气隔离。参数选择考虑了复合材料的电导率差异。初始中心温度范围为400至800摄氏度，但温度超过800摄氏度或低于400摄氏度会导致材料性能不佳。脉冲持续时间初始设置为0.5至30分钟：小于1分钟的持续时间导致改进建设不足，而超过15分钟的持续时间会导致性能下降。表1中的优化参数采用了梯度温度（500-700摄氏度）和持续时间（2-10分钟），以提升材料的综合力学性能。

2.3. 力学性能
伸长率和抗拉强度是评估多金属复合材料改性效果的关键指标，也是本研究的内容之一。使用Zwick万能试验机进行抗拉测试，最大载荷为100 kN，测试速度为0.1 mm/min。样品尺寸如图3所示。

2.4. 微观结构表征
采用光学显微镜（OM，Axio Observer 3）、扫描电子显微镜（SEM，Zeiss Sigma 300）、电子背散射衍射（EBSD，SUPRA 55）和透射电子显微镜（TEM，Thermo Fisher Talos F200X）对样品进行微观结构表征，所有样品均取自中心区域。对于OM和SEM分析，样品先经过400、800、1000和2000目砂纸打磨，然后使用3 μm、1.5 μm和0.5 μm的金刚石抛光膏进行抛光。化学蚀刻根据材料类型使用不同溶液：201不锈钢用20 mL王水（HCl: HNO?= 3:1体积比）蚀刻，铜用20 mL 4%硝酸-酒精溶液蚀刻。EBSD样品通过氩离子抛光制备，TEM样品则采用聚焦离子束（FIB）制备，并在表面沉积铂薄膜以防止镓离子污染[23]。完整的样品制备过程如图4所示。

**3. 结果与讨论**
3.1. 脉冲电流引导的晶粒结构重构与力学性能之间的相关性
脉冲电流处理显著改善了材料的微观结构，从而提升了力学性能。抗拉测试（图5）显示，未经处理的样品（PCT-1，500 °C/10分钟）与处理后的样品相比几乎没有改善。而PCT-2（600 °C/10分钟）的屈服强度和抗拉强度降低至718 MPa，伸长率增加到35%。相比之下，PCT-3（700 °C/2分钟）、PCT-4（700 °C/5分钟）和PCT-5（700 °C/10分钟）的抗拉强度达到675-710 MPa，伸长率显著提高（54-57%）。综上所述，短时间的脉冲电流处理在700 °C下能有效提升材料性能。通过分析微观结构，进一步阐明了性能提升的原因。

3.2. 断裂表面分析
未经处理的样品和脉冲电流处理后的样品（PCT-3）的断裂表面通过SEM进行了对比分析（图6）。未经处理的样品（图6a1）显示出含有多个空洞和表面不规则的狭窄纤维区。在三轴应力作用下，断裂在纤维区边缘产生微裂纹，并向外扩展。在纤维区之外观察到沿裂纹扩展方向排列的放射状纹理（λ形图案）。这种形态表明韧性严重恶化。未经处理的样品的微观断裂表面（图6a2）显示出稀疏分布的浅凹陷。在应力作用下，这些凹陷集中在裂纹起始处，表明其断裂延展性较差。

3.3. 晶粒再结晶的影响
通过光学显微镜观察原始样品和处理后的样品的晶粒再结晶情况。原始样品（图7a1, 7a2）显示出高度变形的微观结构，晶粒沿轧制方向形成纤维状排列。脉冲电流处理降低了位错运动的能量障碍，并提供了晶界迁移的驱动力，从而增强了原子扩散，显著降低了再结晶温度和能量消耗[24]。PCT-3样品实现了完全再结晶（图7b1, 7b2），形成了均匀的等轴晶粒结构。根据再结晶动力学，Avrami方程可表示为：
$$ x_r = A\exp\left(\frac{t}{K\left(\alpha T\right)^n}\right) $$
其中，$ x_r $ 是再结晶体积分数；$ K $ 是修正常数；$ n $ 是Avrami指数常数，取决于形核率和晶粒生长类型；$ t $ 是等温时间。Avrami方程反映了等温状态下再结晶体积分数与等温时间之间的非线性关系[27]。在再结晶初期，$ x_r $ 增长缓慢；超过临界点后，$ x_r $ 迅速增加并随后缓慢饱和。因此，2分钟的脉冲电流处理时间满足了快速再结晶生长的条件。如图7c2、7d2所示，经过5分钟和10分钟处理的样品晶粒出现明显的粗化趋势，符合Avrami方程的预测。为确定最佳退火温度，引入了Arrhenius方程：
$$ \ln\left(\frac{x_r}{t}\right) = A\exp\left(-\frac{Q_r}{T}\right) $$
其中，$ V_r $ 是再结晶速率；$ A $ 是频率因子；$ R $ 是摩尔气体常数；$ Q_r $ 是再结晶激活能；$ T $ 是温度。该方程表明，提高退火温度可以加速再结晶过程。随着脉冲电流密度的增加，退火温度从500 °C升高到700 °C，从而改善了材料性能。然而，电流密度超过700 °C后，性能会下降。因此，在特定操作范围内优化脉冲电流参数和退火温度对于获得最佳材料性能至关重要。

**4. 结论**
本文中，Avrami方程和Arrhenius方程仅用于定性分析，公式中未给出K、n和Qr的定量值。但这并不影响Avrami方程解释脉冲参数选择（2分钟等温处理时间对应97%的再结晶体积分数）的合理性，也不影响Arrhenius方程解释再结晶速率对温度的指数依赖性。图8清楚地展示了脉冲电流诱导的超快再结晶结果，支持了上述结论。脉冲电流诱导的超快速再结晶图像。(a) PCT-3样品，再结晶体积分数为97.2%；(b) PCT-4样品，再结晶体积分数为98.7%；(c) PCT-5样品，再结晶体积分数为96.9%。传统的700°C等温退火没有直接对比，因为较慢的加热和冷却速率可能导致铜严重粗化以及铜/钢界面裂纹，而且钢在这个温度下的再结晶需要数小时，而不是几分钟。因此，无法区分热效应和非热效应。同时，阿伦尼乌斯分析（方程3）表明观察到的再结晶动力学不能仅用焦耳热来解释，这表明了非热效应的贡献。比较不同脉冲时间处理的样品（图7b-7d），发现再结晶体积分数相似；可以看出2分钟的脉冲时间足以实现完全再结晶。鉴于再结晶速率与产生单位体积再结晶所需的时间t成反比，得到以下方程：(4)其中t是脉冲电流作用的时间，K和R是常数。退火温度也是恒定的，确保在脉冲电流下高效退火的前提是材料具有足够的再结晶激活能。高应力集中区域，如亚晶界和变形带，为再结晶提供激活能[29]，从而提高再结晶形核速率：(5)高的再结晶激活能促进位错攀移和亚晶界迁移，同时允许亚晶粒旋转和聚合，促进再结晶形核。这一过程增加了形核密度并减小了临界晶核尺寸，形成了均匀的、无应变的再结晶晶粒，迅速替换了变形的微观结构。因此，脉冲电流处理恢复了晶界形态，同时消除了冷加工硬化效应。脉冲电流处理通过多种机制促进了晶粒重构，特别是在残余应力调节和均匀化方面效果显著。多金属复合板中的结构失效通常源于界面裂纹和非均匀应力分布。冷变形在界面和基体内部积累了大量残余应力，不利地影响了服役性能并损害了冶金结合的完整性。因此，减轻应力集中，特别是在界面处，是提高性能的关键方法。EBSD是一种有效的技术，用于表征应力分布和几何必要位错（GND）密度，从而能够解释宏观材料失效行为[30]。本研究利用EBSD分析了未经处理和脉冲电流处理后的铜-201不锈钢界面，重点关注应力分布和相组成。图9、图10显示了不同处理条件下的钢侧的逆极图（IPF）图、核平均错位（KAM）分布和晶粒尺寸分布。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像图9. (a)原始样品，(b) PCT-3，(c) PCT-4和(d) PCT-5样品的EBSD-IPF和KAM图像。下载：下载高分辨率图像（360KB）下载：下载全尺寸图像图10. 各种状态下的样品晶粒尺寸分布。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。在原始样品（图9，图10a）中，由于低角度晶界导致铜和钢两侧都出现了显著的应力集中，从而在机械测试中延展性受限。铜-钢界面处的明显错位大大削弱了冶金结合。钢侧表现出细小颗粒分散的破碎晶粒。经过脉冲电流处理（PCT-3）（图9，图10b）后，铜侧的晶粒发展出以高角度晶界为主导的稳定取向关系，应力集中区几乎消失。钢侧也发生了显著变化。在残余应力和高能脉冲电流引起的热应力的共同作用下，发生了局部塑性变形。结果，这一过程促进了弹性应变能的释放，导致晶粒结构更加均匀，机械性能得到改善。包含电子风和热效应的蠕变模型表示如下[31]，[32]：(6)其中是弹性应变率；Q是激活能；ξ是应力的乘数；σ是应力；s是平均各向同性塑性流动的内部变量；m′是应变率敏感性；ΔQe是由电流引起的激活能变化，ΔQe=βj2；β是常数。焦耳加热降低了位错运动的晶格摩擦阻力。与电塑性相关的电子风力量进一步降低了位错的热激活障碍，增强了移动性，促进了塑性变形，有助于残余应力的释放。应力释放后，界面处留下了大约2微米宽的狭窄高应力集中区。远离界面的钢侧晶粒显示出更加均匀的等轴微观结构（图10b）。当脉冲持续时间延长到5分钟（图9c）和10分钟（图9d）时，铜和钢两侧的应力分布与2分钟处理结果一致。界面和晶界处的细小晶粒数量显著减少，同时平均晶粒尺寸增大，与OM晶粒生长观察结果一致。3.2. 脉冲电流促进的原子迁移与界面微观结构之间的相关性由于样品尺寸不符合标准剪切/拉伸试验设备的要求，因此没有直接测量界面结合强度。然而，机械试验结果（拉伸强度和伸长率）以及随后的微观结构表征分析结果（例如SEM、EBSD、TEM）一致表明，脉冲电流处理显著改善了铜/钢界面的结合效果。在冷变形过程中，由于铜和201不锈钢在变形能力、晶体结构和热膨胀系数方面的差异，导致了不相容的变形，从而产生了界面应力集中。应力积累促进了有害于界面结合的脆性沉淀物的形成。图11展示了界面沉淀物的微观结构。在原始样品（图11a）中，轧制过程中在相界处形成的化合物在拉伸和破碎后呈现为平行于轧制方向的连续菱形沉淀物。SEM-EDS分析（图12）确认沉淀物中存在Fe、O、Cr和Mn。脉冲电流处理通过多种机制调节来消除这些有害相。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图11. (a)原始样品中铜-钢界面处有菱形氧化物相，(b) PCT-3样品中铜-钢界面处有流线型氧化物相，(c) PCT-4样品中铜-钢界面处有更细小的沉淀相，(d) PCT-5样品中孔隙和氧化物相显著减少。下载：下载高分辨率图像（882KB）下载：下载全尺寸图像图12. 原始样品和PCT-3样品的SEM-EDS映射结果。高能脉冲电流引起了快速的界面温度升高，使脆性沉淀物熔化并重新融入基体。瞬态焦耳加热伴随着快速耗散，抑制了沉淀物的粗化，促进了重新分布和消除。在PCT-3样品（图11b）中，电子风力量驱动沉淀物聚合，将菱形结构转变为扁平条带。SEM-EDS分析（图12）显示Fe完全消失。脉冲电流降低了原子扩散障碍，增强了迁移速率，均匀了沉淀物组成并减少了界面偏聚。热和电的联合效应加速了晶界迁移，抑制了沉淀物的重新形成，并提高了界面结合强度。PCT-4样品（图11c）显示沉淀物较少，多个相合并成细长结构。尽管PCT-5（图11d）显示出结合性能有所改善，但由于长时间退火过程中过饱和固溶体的再沉淀，仍有一些细小的不连续沉淀物存在。这种沉淀物演变证实了选择2分钟脉冲参数的合理性。高倍率分析检查了铜-钢界面结合（图13）。冷变形在界面产生了显著的溶质浓度梯度。这些梯度降低了结合强度并促进了空洞和裂纹的形成（图13a）。脉冲电流退火结合了热效应和非热效应，增强了钢基体中Cr和C的溶质原子扩散[33]。原子扩散通量F的表达式如下[34]：(7)其中Ft和Fa分别是由热效应和非热效应引起的原子扩散通量；m是晶格扩散系数；c0是平均空位浓度；c是过饱和空位浓度；ω是原子体积；r和R分别对应于c0和c0+c的位错距离；N是原子密度；z是有效化学价；e是单个原子的电荷；k是玻尔兹曼常数；jm、f和τp分别是有效电流、频率和脉冲持续时间；T是热力学温度。分析表明，原子扩散通量与脉冲电流的非热效应、频率和处理持续时间呈正相关。增强的原子扩散通量加速了基体内的溶质原子运动。因此，PCT-3样品显示出界面空位密度显著降低（图13b）。结合图14中的界面微观结构，这种减少归因于钢侧元素扩散速率的不均匀性。在高温热场和电子风力的共同作用下，原子扩散的激活能降低，而扩散系数显著增加。根据扩散机制，原子优先从高浓度区域扩散到低浓度区域。下载：下载高分辨率图像（610KB）下载：下载全尺寸图像图13. 界面和钢基体碳化物微观结构的SEM图像。(a)原始样品，(b) PCT-3样品，(c) PCT-4样品，(d) PCT-5样品。下载：下载高分辨率图像（955KB）下载：下载全尺寸图像图14. 铜/钢界面的微观结构图。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。对于复合板，界面和基底表面的较低原子浓度相对于基底内部促使钢基体中的Cr和Mn元素向这些区域扩散[35]，[36]。这种扩散过程相应地减少了Fe含量，同时增加了界面沉淀物中的Cr和Mn浓度[37]，[38]。界面处的位错堆积在沉淀物位置形成了新的高Cr和Mn浓度区域，有效地填充了界面空位和裂纹。几何相分析（GPA）表征了应变场分布，图15a和15b分别显示了原始样品和PCT-3样品的界面区域。GPA的ε-xx和ε-yy组分显示原始样品在界面及其附近有显著的应力集中，而脉冲电流处理后这些应力集中显著消除。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图15. 铜/钢界面附近的几何相分析。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。消除铜-钢界面处的脆性沉淀物、空洞和裂纹显著增强了界面结合强度和整体性能。TEM-DF成像（图16）揭示了纳米级界面演变，通过代表性区域的线扫描分析（图17）得到了支持。定量测量表明铜-钢界面宽度从8.4纳米增加到11.4纳米，证实了脉冲电流激活的Cu和Fe原子之间的相互扩散。下载：下载高分辨率图像（853KB）下载：下载全尺寸图像图16. 纳米级界面结构表征图像。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。下载：下载高分辨率图像（538KB）下载：下载全尺寸图像图17. 通过线扫描分析的铜/钢界面元素分布图。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。原始状态和PCT-3状态的比较分析（图18）表明，脉冲电流的电迁移产生的电子风力量促使原子向界面凹陷区域迁移。电塑性效应降低了局部屈服强度，并通过协调的塑性变形实现了应力松弛，而电子风力量驱动了定向原子迁移，将界面形态从曲折变为平面、热力学稳定的配置。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图18. 铜/钢界面及其周围晶粒的形态。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。电塑性-电迁移的耦合效应促进了从机械互锁到冶金结合的转变，验证了图14b中展示的界面演变机制。TEM-DF成像（图18a2）确认了钢侧界面附近的纳米晶区域（图19a）。脉冲电流诱导的再结晶和晶粒生长释放了界面应力，而降低的界面能量促进了晶粒聚合，将纤维状纳米晶体（63.55纳米）转变为微米级的等轴晶体（1.27微米），如图19b所示。下载：下载高分辨率图像（768KB）下载：下载全尺寸图像图19. 钢侧纳米晶体的转变过程及其示意图。(a)原始样品，(b) PCT-3样品。3.3. 脉冲电流在基体内部诱导的相结构转变脉冲电流对加速相变动力学和优化相分布的多方面影响需要系统的机制研究。为了阐明脉冲电流介导的相调控，对钢和铜基体内的微观结构演变进行了表征。脉冲处理后，钢基体经历了显著的相重构（图20a1-20d1）。尽管原始样品中的碳化物通过SEM-EDS几乎无法观察到，但PCT-3样品显示出大量的片状碳化物（图20b2），其粗细分别为0.50微米和0.08微米，并沿着电流方向交替分布。在PCT-4样品（图20c2）中，碳化物沉淀物在晶界处形成蛛网状分布，数量和表面密度增加，形态从片状转变为颗粒状球形。粗细分别为0.78微米和0.12微米。PCT-5样品（图20d2）中的碳化物完全球化，均匀分布且没有厚薄交替，晶界由平均直径为0.6微米的大碳化物固定。对样品中沉淀物大小的量化分析（图20A）显示，其分布呈正态分布，以2微米为中心，其中PCT-3的尺寸分布最窄，表明其微观结构更加均匀。

这些沉淀物的具体相通过TEM鉴定。在原始样品（图21）中，富铬沉淀物被鉴定为CrO2。在PCT-3样品的钢基体中（图22a），选取了区域#2中的沉淀物进行观察。该区域的电子衍射结果如图22c所示。结合TEM-EDS（图22b）和沉淀物的元素组成（图22d），确定钢侧的沉淀物相为Cr23C6。在PCT-3样品的铜基体中，通过TEM-EDS（图23a）和选定区域的电子衍射（图23c）分析，确定铜侧的沉淀物相为CrC。

CrO2中的氧来源于铜基体中的残余氧（例如Cu2O或溶解氧）以及201不锈钢中的微量氧化物夹杂物[39][40]。在常规退火过程中，这类含氧相会在界面处形成脆性氧化物，成为裂纹起始点并削弱结合强度。碳热还原Cr2O3表明，在碳的存在下，铬氧化物可以通过一系列反应转化为铬碳化物，如Cr3C2、Cr7C3和Cr23C6，具体产物取决于温度和碳活性[41]。在本研究中，原始样品中检测到的CrO2以富铬相的形式存在。经过脉冲电流处理后，CrO2相消失，钢侧和铜侧分别出现了Cr23C6和CrC。脉冲电流的耦合热效应和非热效应增强了界面处的碳扩散，为碳化物的形成提供了碳源。因此，原始样品中的铬氧化物在脉冲处理过程中发生了碳热还原反应，转化为热力学上更稳定的铬碳化物，具有更低的吉布斯自由能[42][43][44]。CrC与铜基体之间以及Cr23C6与钢基体之间的晶格匹配降低了界面能，增强了结构稳定性。因此，从CrO2到稳定碳化物的转变不仅无害，反而有利于界面结合。

应用几何相位分析研究了碳化物内部和基体边界处的应力场（图22e、23d）。由于碳化物与基体之间的热膨胀系数不同，脉冲电流的热效应在这些区域引起了应力集中。这种应力集中抑制了碳化物的粗化，保持了细小的颗粒尺寸，并促进了均匀分布，从而提高了复合材料的耐磨性和整体性能。同时，它降低了基体中的整体应力水平，延缓了裂纹扩展，并促进了裂纹在多个碳化物颗粒间的分散和起始，减少了单裂纹穿透的风险，提高了使用可靠性。对铜-钢基体的微观结构分析（图24）支持了这一结论：与原始样品（图24a）相比，PCT-3样品（图24b）显示出应力集中和位错密度降低，ε-xx和ε-yy应变张量下的线性应变场明显减小。铜侧（图25a、25b）也表现出类似的改善，证实了脉冲电流诱导的碳化物沉淀对提高微观结构性能的有益作用。这些结果证实了脉冲电流诱导的碳化物沉淀在改善微观结构性能方面的积极作用。

经过六十多年的发展，脉冲电流处理已成为一种成熟的材料改性方法。然而，其在具有不同电导率的复合材料的差分再结晶退火中的应用仍不够充分。本研究通过脉冲电流处理有效调节了多材料系统的微观结构和机械性能，得出以下一般性结论：
1) 脉冲电流再结晶退火能够有效细化晶粒结构，促进晶粒尺寸的均匀分布，并提高材料的整体塑性和韧性。
2) 脉冲电流的耦合热效应和非热效应消除了脆性界面沉淀物，增强了结合强度，并显著降低了材料界面处的应力集中。
3) 脉冲电流引起的电子风效应驱动原子在界面附近迁移，促进了元素互扩散，增加了界面宽度并填充了缺陷，从而提高了形态完整性。
4) 脉冲电流处理下分散的脆性相促进了基体相的有效形核，降低了整体应力水平，并延缓了裂纹扩展，最终改善了微观结构特性。

这些发现为需要提高界面完整性和机械性能的先进多材料系统的脉冲电流处理提供了宝贵的见解。