本研究采用以下实验方法：
电脉冲处理使HAl66-6-3-2合金的延伸率提高了69.89%，同时保持了强度不损失
电脉冲促进了强{632}<223>织构的形成，提高了晶粒间的塑性协调性，有助于减少晶界处的应力集中
织构形成主要依赖于晶界迁移和晶粒旋转，脉冲电流的热效应和非热效应共同促进了晶界快速迁移
图1: a) 不同处理方法下的拉伸曲线; b) 极限抗拉强度和延伸率对比; c) EPT处理下试样表面温度; d) 温度与电流密度平方的关系
分析结果：未经处理(UT)的样品拉伸强度约为700MPa，总延伸率约为7.64%。在EPT-3工艺条件下，总延伸率达到12.98%，显著提高了69.89%。有趣的是，在各种EPT处理条件下，材料强度保持恒定(约707MPa)。在对应的HT实验中，材料塑性有所增强，总延伸率为9.39%，提高了22.90%，但拉伸强度显著降低(约580MPa)，降低了17%。这表明EPT和HT的机制不同，EPT的机制不能简单归因于焦耳热效应。
图2: a-c) UT、EPT和HT样品的低倍背散射电子图像; d-f) 高倍BSE图像; g-i) 相分布图; j-l) 各相晶粒尺寸分布
分析结果：EPT样品的析出相没有显著变化，而HT样品中的黑色析出相(Fe相)明显长大。Fe析出相是硬质相，可以增强样品强度但降低塑性。分散的Fe析出相在UT样品中可以强化样品，达到700MPa的强度。EPT后析出相尺寸没有显著变化，而HT后Fe析出相明显长大，这会降低样品的强度和塑性。在EPT过程中，在焦耳热和非热效应的耦合作用下，各相内部实现了晶粒细化，有利于增强样品的塑性和强度。
图3: a-c) UT、EPT和HT样品的能谱分析; d) UT、EPT和HT样品的XRD图谱
分析结果：EDS元素映射显示，EPT和HT后元素含量没有显著变化。值得注意的是，HT后样品中Fe元素含量略有增加，这与EDS的有限范围和Fe析出相沿纵向不均匀分布有关，表面Fe析出相明显长大。XRD分析表明，UT样品主要由β相(CuZn)和α相(Cu0.64Zn0.36)组成，EPT和HT样品没有观察到显著的相变。与UT样品相比，EPT和HT样品的XRD峰半高宽减小，特别是HT样品，表明在热影响下位错湮灭导致位错密度显著降低。
图4: a-c) UT、EPT和HT样品的晶界和相界分布图; d-f) 反极图着色图; g-i) 反极图
分析结果：样品晶粒主要由大量小晶粒和少量异常晶粒组成。IPF着色图显示EPT和HT处理后晶粒取向发生显著变化。与UT和HT样品相比，脉冲电流处理的样品表现出明显的择优取向，增加了合金的各向异性。在UT样品中，α相主要存在<101>//TD纤维织构，β相主要是<112>//ND和<102>//TD纤维织构，γ相主要是<100>//RD和<111>//RD纤维织构。EPT和HT后样品的织构类型和取向发生变化，特别是EPT样品整体织构强度增加，出现了<223>//RD纤维织构，这有利于EPT样品强度和拉伸塑性的增强。
图5: a-c) 各材料的极图; d) 简单立方结构中{001}、{011}和{111}晶面的标准极图
分析结果：UT样品的α相主要呈现{121}<131>织构，而EPT样品的α相主要显示{632}<223>织构，HT样品的α相主要由{121}<131>、{301}<010>和{123}<111>组成。对于β相，UT样品以{123}<111>为特征，而EPT和HT样品分别以{632}<223>和{121}<131>平面织构为特征。所有样品也表现出明显的γ纤维织构(<010>//RD)。EPT和HT后主要织构类型发生变化，表明在脉冲电流和热影响下发生了晶粒旋转和取向改变。与先前研究认为脉冲电流降低织构强度以增强塑性的观点相反，EPT后各相织构强度增加，主要形成平行于RD的{632}<223>强织构，从而增强了材料的塑性。
图6: a-c) UT、EPT和HT样品的核平均误取向图; d-l) 各相位错密度分布
分析结果：位错密度分布具有取向依赖性，集中在特定取向的晶粒内。与UT和EPT样品相比，HT样品中的位错密度显著降低，这与XRD峰宽变化结果一致。从KAM图获得的位错密度定量分析显示，与UT样品相比，EPT样品的位错密度略有减少，而HT样品的位错密度几乎减半。显然，HT样品表现出降低的强度和增强的塑性。这表明在热影响下位错湮灭导致位错密度显著降低，而EPT过程中位错密度只有轻微减少，说明脉冲电流对位错演化的影响机制与单纯热效应不同。
图7: a-c) UT样品的微观结构表征; d-i) EPT样品的微观结构表征; j-l) HT样品的微观结构表征
分析结果：UT样品中的位错主要以位错墙和位错缠结的形式存在。EPT样品的位错主要集中白色虚线标记的区域，观察到平行位错和一些堆垛层错。同样，在图7f和g中也可以观察到一些平行位错。HT后位错密度显著降低，Fe析出清晰可见。堆垛层错聚集在晶界处，位错分散在整个晶粒内部。与UT样品相比，EPT样品表现出特定取向的平行位错，而HT样品中的位错密度显著降低，位错主要表现为钉扎位错。这一观察表明，焦耳热和脉冲电流下的位错演化机制是不同的。
图8: a-f) HT样品的高分辨率表征; g-h) EPT样品的高分辨率表征; i) HT样品的高分辨率表征
分析结果：UT样品中许多缺陷聚集在晶界处，晶界两侧的晶粒均为β相。观察到一些{100}面的堆垛层错结构。晶界两侧的微观结构呈现{100}面的不同取向。显示了{100}晶面处堆垛层错的相干畸变。晶粒内部存在一些位错缠结。位错缠结处的晶格畸变特别明显。EPT样品表现出一些α相的{111}堆垛层错结构。HT样品中存在一些孪晶结构和位错缠结。显然，UT样品的位错缠结在EPT和HT后被打开展开，这有利于增强样品的塑性。
图9: a-e) EPT样品在不同g矢量下的明场像; f-i) HT样品在不同g矢量下的明场像
分析结果：使用不同斑点对EPT样品成像显示，位错1是伯格斯矢量b=±1/2[111]的刃位错，位错2是b=±1/2[111]的混合位错，位错3和4是b=±1/2[111]的混合位错。在HT样品中也可以观察到清晰的位错缠结。比较发现，位错1是伯格斯矢量b=±1/2[110]的混合位错，位错2是b=±1/2[110]的螺位错。EPT后的位错主要是刃位错和混合位错，而HT后的位错主要是螺位错和混合位错。值得注意的是，EPT后位错缠结几乎完全解决，而HT后一些缠结仍然存在，这与先前观察到的现象一致。与表现出位错缠结的UT样品相比，EPT样品主要显示平行位错，而HT样品主要特征为部分缠结的位错和位错环。
图10: a-c) UT、EPT和HT样品的TEM图像; d-f) 高分辨率图像; g) 位错演化示意图
分析结果：UT样品中的位错主要以位错缠结的形式存在。在标记为1的位置可以观察到"弓形"位错和"线性"位错。从图10d和e的SAED中，可以观察到具有明显层错特征的斑点。UT样品包含位错环，环的一端由Shockley位错1/6[211]和1/6[211]组成。EPT后，位错主要以平行位错对的形式存在，平行位错主要是Shockley位错1/6[211]。相比之下，图10c和f描绘了HT样品中的位错，主要由1/2[011]的位错环组成。在脉冲电流下，焦耳热和非热效应的耦合作用加速了位错运动，位错在湮灭的同时也通过Frank-Read源机制增殖。在热影响下，位错环遇到运动位错线时发生相互作用，导致位错环翻转，翻转的位错环与位错线接触并在交点处湮灭。
图11: a-c) UT、EPT和HT样品的织构分布图; d-f) α相织构分布; g-i) β相织构分布; j-l) γ相织构分布
分析结果：与UT样品相比，EPT和HT都导致了不同织构的择优取向。UT样品的α相主要由两种织构组成：{121}<131>和<110>//RD，面积百分比分别为32.5%和27.7%。EPT后，α相主要由两种织构组成：{632}<223>和<110>//RD，面积百分比分别为63.8%和15.7%。脉冲电流降低了<110>//RD的比例，主要是因为脉冲电流的方向与RD对齐，优先作用于具有[110]取向的晶粒，引起晶粒旋转，导致更多塑性变形。HT后α相主要由<110>//RD、S({123}<634>)、{121}<131>和{130}<010>织构组成。可以推断EPT α相中织构的演化路径是从{121}<131>和<110>//RD到{123}<634>，再到{632}<223>。
图12: a-c) UT、EPT和HT样品的晶粒参考取向偏差轴图; d-f) 各相GROD角度分布; g-i) 局部误取向分布; j-l) 误取向分布
分析结果：UT样品中[001]、[110]和[111]存在部分但明显的择优取向，而HT样品表现出明显的[110]择优取向。与UT和HT样品相比，EPT后没有明显的织构取向，这是由于脉冲电流下形成了非典型的{632}<223>织构。与UT样品相比，HT和EPT样品的GROD角度减小，主要是由于织构组分比例增加，这与图11一致，特别是图11e和h中{632}<223>织构比例超过50%。此外，EPT后晶粒的织构强度增强(图4,5)，也有助于减少GROD角度。与UT样品相比，HT和EPT样品的局部误取向减小。对于EPT样品，EPT过程使晶粒取向趋于均匀，导致局部误取向减小。对于HT样品，除了织构取向集中外，局部误取向的减小还归因于晶粒生长过程中周围亚晶或缺陷的吞并，导致位错密度显著降低(图6j-1)。
图13: a-c) UT、EPT和HT样品的晶界分布图; d-f) 各相重合位置点阵晶界分布
分析结果：与UT样品相比，EPT和HT样品中大角度晶界(HAGBs)的比例增加，表明在EPT和HT过程中发生了晶界迁移，实现了从小角度晶界(LAGBs)到HAGBs的转变。HAGBs比例的增加也有助于促进晶粒间取向差的增加。与UT样品相比，EPT后的样品表现出高能晶界比例的增加，与HAGBs比例增加的结论一致。然而，EPT后γ相中特殊晶界的比例整体下降，表明EPT后增加的HAGBs主要是α和β晶界。另一方面，在HT样品中，β和γ相中特殊晶界的比例向高能晶界转移。特别是在β相中，高能晶界的比例大大增加，表明增加的HAGBs主要是β相晶界，这与图12k中误取向显著增加的结果一致。
图14: 脉冲电流下晶粒旋转示意图
分析结果：在EPT过程中，焦耳热和非热效应的耦合作用导致晶粒取向发生变化，晶粒体积也随着晶界迁移而旋转。沿[131]和[111]取向的晶粒旋转到[223]取向。脉冲电流促进晶界处位错的运动，导致晶界滑移，最终引起晶粒旋转。这种晶粒旋转机制是形成{632}<223>织构的关键因素之一。与HT相比，EPT样品表现出更高的晶粒旋转速度，这是由于脉冲电流加速了原子运动，增加了扩散常数，同时晶粒细化减少了晶界段长度，进一步促进了晶粒旋转。
图15: a-c) UT、EPT和HT样品的施密特因子图; d-f) 单个晶粒上激活滑移系统的分布图; g-i) 各相整体施密特因子分布
分析结果：与UT和HT样品相比，EPT样品包含大量易于变形的晶粒，由于消除了难以滑移的晶粒，表现出良好的塑性行为。在α相中，UT样品主要表现{121}<131>和{112}<110>滑移，EPT主要显示{632}<223>滑移，而HT样品主要有{235}<502>和{121}<131>滑移系统。对于EPT样品，{632}<223>织构的比例远高于其他织构，在不同晶粒中，{632}<223>滑移系统的施密特因子相对较高，表明晶粒间存在一定程度的塑性协调。这种协调有助于在晶粒间传递应力，减少晶界处的应力集中，从而增强材料的整体塑性。