退火處理對Pt 基塊體金屬玻璃塑性動力學(xué)行為的影響1)

易夢麗 王 馳 賴建平,2) 李定駿?, 袁衛(wèi)鋒 余家欣,3)

* (西南科技大學(xué)制造過程測試技術(shù)教育部重點實驗室,四川綿陽 621010)

? (長壽命高溫材料國家重點實驗室,四川德陽 618000)

** (東方電氣集團東方汽輪機有限公司,四川德陽 618000)

引言

金屬玻璃(metallic glasses,MGs)又稱非晶合金,是熔融的液態(tài)金屬在快速冷凝條件下形成的具有長程無序、短程有序的非晶態(tài)結(jié)構(gòu)材料[1],由于獨特的結(jié)構(gòu)賦予了其高強度、高耐磨性和大彈性變形極限等[2-5]優(yōu)異力學(xué)性能.相比于晶體結(jié)構(gòu),MGs 沒有晶態(tài)金屬所擁有的位錯滑移體系來承擔(dān)變形,其塑性變形完全局限于剪切帶附近的狹窄區(qū)域,從而導(dǎo)致材料發(fā)生災(zāi)難性的脆性剪切破壞[6-8].由于MGs塑性變形的高度局域化,嚴重阻礙了其廣泛應(yīng)用,為了最大限度地發(fā)揮MGs 的優(yōu)勢,對非晶合金力學(xué)性能的深入研究受到了材料領(lǐng)域研究人員的廣泛關(guān)注[9-12].目前研究發(fā)現(xiàn),非晶合金物理和力學(xué)屬性與微觀結(jié)構(gòu)非均勻性具有密切關(guān)聯(lián),結(jié)構(gòu)非均勻性可通過物理時效、冷熱循環(huán)、塑性變形等手段有效調(diào)控[13-14],另外向非晶合金基體內(nèi)引入納米晶同樣可以改變其結(jié)構(gòu)特征.在非晶基體中引入晶體可以增加剪切帶的成核位點并阻礙剪切帶的迅速擴展,增強塑性流動提高塑性變形能力[15-16].因此,在非晶結(jié)構(gòu)中適當(dāng)引入納米晶是調(diào)控金屬玻璃力學(xué)性能和塑性變形能力的重要手段.

關(guān)于在非晶基體中引入納米晶來提高金屬玻璃的塑性已經(jīng)有了部分探索和研究,Carter 等[17]研究了室溫下用1 MeV 的Cu+對Cu50Zr45Ti5金屬玻璃進行輻照實驗,結(jié)果表明由離子輻照析出的Cu10Zr7和CuZr2納米晶體可以引入過量的自由體積而引起原子遷移率增大,促使金屬玻璃塑性增強.Lee 等[18]通過準靜態(tài)單軸壓縮實驗,研究了16 種含Cu-Zr 非晶合金在壓力變形誘導(dǎo)下發(fā)生的納米晶化行為.結(jié)果表明,納米晶體可以分散金屬玻璃塑性變形過程中的應(yīng)變局部化,導(dǎo)致產(chǎn)生多個剪切帶,使塑性變形能力進一步提升.李衛(wèi)衛(wèi)等[19]利用分子動力學(xué)模擬方法,對含有不同晶粒尺寸的B2-CuZr 開展研究,發(fā)現(xiàn)小尺寸晶粒會使復(fù)合材料的塑性明顯增強,隨著晶粒尺寸的增加,塑性變形區(qū)發(fā)生了從均勻變形到局域化變形的轉(zhuǎn)變.然而以往的研究不能精確地去控制MGs 中的納米晶尺寸與結(jié)晶度,且難以從全局變形去觀察納米晶的變形行為,同時實驗和模擬沒有結(jié)合使用,對納米晶影響MGs 塑性形變的模型缺乏系統(tǒng)、深入的分析和總結(jié).退火的方法可以實現(xiàn)MGs 中納米晶的精準控制[20],分子動力學(xué)模擬方法,為研究金屬玻璃塑性形變過程中納米晶尺寸與剪切帶的演化過程提供了重要手段[21-23].

為此,本工作利用退火的熱處理方法原位引入納米晶,調(diào)控納米晶在金屬玻璃非晶態(tài)基體中的結(jié)晶度與晶粒尺寸,制備了不同結(jié)晶程度的Pt 基塊體金屬玻璃樣品.通過結(jié)合納米壓痕實驗和分子動力學(xué)模擬,研究了金屬玻璃在鑄態(tài)和在玻璃轉(zhuǎn)變溫度之上(250 °C)退火15 min,2 h 和6 h 的力學(xué)性能和塑性動力學(xué)行為,利用剪切轉(zhuǎn)變區(qū)模型[24-25]和自由體積模型[26]的理論深入分析了納米晶尺寸與剪切帶之間的相互作用關(guān)系,揭示了納米晶尺寸和結(jié)晶度影響金屬玻璃塑性變形的物理機制.

1 實驗部分

1.1 實驗材料

圖1 所示為Pt 基塊體金屬玻璃(Pt-BMG)制備的熱歷史過程,首先將高純原材料按Pt : Cu : Ni : P=57.5 : 14.7 : 5.3 : 22.5 的比例在1100 °C 的石英管中熔化,待金屬熔融液達到動態(tài)平衡后,再水淬快速冷卻至室溫獲得Pt-BMG 母錠.其次采用原子級平整的鈦酸鍶作為模板,在溫度為270 °C、壓縮力為1 kN 下保持3 min 熱塑壓印成型,通過水淬的方式快速冷卻至室溫,獲得鑄態(tài)Pt-BMG[27].通過差示掃描量熱儀(DSC,Q2000,美國)測得鑄態(tài)Pt-BMG 的玻璃轉(zhuǎn)變溫度Tg≈ 235 °C、開始結(jié)晶溫度Tx≈ 294 °C、峰值結(jié)晶溫度Tp≈ 313 °C.之后利用切割機將鑄態(tài)的金屬玻璃切割成數(shù)塊,完成后續(xù)的退火實驗,選取Pt-BMG 的退火溫度為250 °C,在高純氬氣環(huán)境下退火15 min,2 h,6 h,達到退火時間后將金屬玻璃樣品置入水中快速淬火,保留金屬玻璃在此時的結(jié)構(gòu)狀態(tài).

圖1 Pt-BMG 制備的熱歷史過程Fig.1 Thermal history process of Pt-BMG

1.2 實驗方法

通過納米壓/劃痕儀(Keysight G200,Santa Rosa,CA,美國)測量Pt-BMG 的力學(xué)性能.在納米壓痕測試期間,使用針尖半徑為20 nm 的金剛石Berkovich壓頭(MicroStar Technology,Huntsville,TX,美國),在測試前使用標(biāo)準熔融石英玻璃校準壓頭的面積函數(shù).在室溫下,對鑄態(tài)和250 °C 退火15 min,2 h 和6 h 的樣品設(shè)定加載速率1 mN/s,峰值載荷10 mN,保載時間2 s,硬度和彈性模量重復(fù)9 次測試以獲得可靠的結(jié)果.為進一步觀測納米晶尺寸對Pt-BMG塑性變形的影響,采用載荷控制模式,在較高載荷下(設(shè)置峰值載荷300 mN)觀察金屬玻璃的表面形貌,并通過掃描電子顯微鏡(SEM,Jeol7610f,日本)對壓痕形貌進行表征.其中,加載速率設(shè)置為1 mN/s,每個樣品測試重復(fù)5 次,以確保實驗結(jié)果的準確性.采用X 射線衍射儀(XRD,Bruker D8,Cu Kα 輻射)檢測Pt-BMG 的結(jié)構(gòu);使用MDI Jade 6.0 軟件,通過計算晶體衍射峰面積除以非晶態(tài)虛峰面積和晶體峰總面積來確定晶體的結(jié)晶度和晶粒尺寸[28].

1.3 分子動力學(xué)模擬

由于目前缺乏合適的勢函數(shù)描述Pt-BMG 四元合金體系,所以本文采用分子動力學(xué)(molecular dynamic,MD)模擬方法研究單晶Pt 的引入對Pt20Zr80金屬玻璃塑性變形的影響.Pt20Zr80金屬玻璃和晶體/非晶(Pt/Pt20Zr80)的雙相復(fù)合材料的模型如圖2(a)所示.首先,建立一個包含7200 個原子的Pt20Zr80金屬玻璃體系,將該體系在2000 K 下弛豫1 ns,使其成為完全的熔融態(tài);然后,以0.01 K/ps 的冷卻速率淬火至50 K,獲得非晶態(tài)結(jié)構(gòu);最后,體系在50 K 下充分弛豫1 ns,獲得初始的Pt20Zr80金屬玻璃模型.通過在X,Y和Z方向上復(fù)制10×6×1 次,構(gòu)建了一個尺寸約56.0 nm×47.8 nm×2.0 nm 的樣品.隨后,參考實驗中Pt-BMG 樣品的晶粒尺寸變化規(guī)律(詳情見2.1 節(jié)),將直徑D=1.5,3.5,12 nm 的圓形晶粒通過替換原子的方法嵌入非晶材料.為了消除非晶?晶體界面處的初始應(yīng)力,樣品在50 K 和0 GPa 下充分弛豫1 ns.圖2(b)為納米壓痕的物理模型,為了還原真實的壓痕過程,樣品中原子狀態(tài)分為3 類: 邊界層、恒溫層以及牛頓層[29-31].邊界層原子厚度為1 nm,在模擬中原子位置保持固定,用來支撐整個材料.邊界層上方為恒溫層,原子厚度為2 nm,該層原子在模擬中溫度保持常溫,主要用來調(diào)整牛頓層原子速度.其余的原子為牛頓層,在模擬中遵循牛頓第二定律,是壓痕模擬的主要受力和變形區(qū)域.整個壓痕過程采用微正則系綜(NVE),環(huán)境溫度控制在50 K,控制時間步長為5 fs.模型在X與Z方向施加周期性邊界,而在Y方向采用自由表面[32].

圖2 分子動力學(xué)模型的構(gòu)建Fig.2 Construction of molecular dynamics model

在以往的研究中,嵌入原子勢(EAM)被廣泛地用來模擬ZrPt 體系[33-35].本文中采用半徑為20 nm的金剛石壓頭,Zr-C 和Pt-C 的相互作用采用蘭納?瓊斯勢(Lennard-Jones,L-J)描述[32],如下式所示

其中,對于C 原子和P t 原子間作用力:?=0.038 46 eV,σ=0.297 1 nm;對于C 原子和Zr 原子間作用力:?=0.054 77 eV,σ=0.272 6 nm.選取rc=0.7 nm 作為C 原子和其他原子的截斷距離.模擬中,金剛石壓頭被視作剛體,因此在后續(xù)計算中C-C 原子間的相互作用不做考慮.使用開源的可視化工具OVITO[36]將材料的原子可視化并進行后續(xù)的結(jié)構(gòu)分析.

2 結(jié)果與討論

2.1 結(jié)構(gòu)與力學(xué)性能

圖3 為Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火15 min,2 h 和6 h 的XRD 譜圖和結(jié)晶度與平均晶粒尺寸.由圖3(a)可知,鑄態(tài)Pt-BMG 在XRD 譜圖中呈現(xiàn)寬而彌散的峰,表明鑄態(tài)樣品的結(jié)構(gòu)為完全非晶態(tài);而250 °C 退火的樣品均有明顯的衍射峰出現(xiàn),表明退火樣品均發(fā)生了晶化行為[37].圖3(b)為退火后樣品的結(jié)晶度與平均晶粒尺寸分布圖,可知隨著退火時間的增加,結(jié)晶度從34%增加到57%、平均晶粒尺寸從25.6 nm 增加到38.3 nm.晶化行為的發(fā)生歸因于在退火過程中,Pt-BMG 受熱使內(nèi)部的原子開始劇烈運動,在結(jié)構(gòu)上發(fā)生拓撲重排.經(jīng)過高溫長時間退火,原子運動的弧度增大,越容易發(fā)生晶化行為.

圖3 Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火時的XRD 譜圖和結(jié)晶度與平均晶粒尺寸Fig.3 XRD patterns and crystallinity and average grain size of Pt-BMG as-cast and annealed at 250 °C

圖4 為Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火15 min,2 h 和6 h 的硬度與折合模量分布圖.結(jié)果表明,250 °C 退火樣品的硬度和折合模量都高于鑄態(tài),分別從退火時間15 min 的5.66 GPa 和133.83 GPa增加到退火時間6 h 的8.65 GPa 和182.89 GPa,最大硬度和折合模量與退火時間15 min 樣品相比分別增加了54.75%和44.09%.這是由于隨著退火時間的增加,發(fā)生晶化的程度和晶粒尺寸逐漸增大,并且模量本身反映的是原子鍵合長度和鍵合能的變化,退火的熱處理方式可以減小BMG 內(nèi)部的原子間距,使結(jié)構(gòu)變得更緊密,增加原子鍵合強度,因此增加了硬度和折合模量.尤其在退火時間6 h 時力學(xué)性能發(fā)生質(zhì)的改變,歸因于晶化的程度最高和析出的物質(zhì)尺寸最大促使硬度和折合模量大幅上升.

圖4 Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火15 min,2 h,6 h 的硬度與折合模量Fig.4 Hardness and reduced modulus of Pt-BMG in as-cast and annealed at 250 °C for 15 min,2 h,and 6 h

2.2 塑性動力學(xué)分析

圖5(a) 為Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火15 min,2 h 和6 h 的載荷?位移(P-h)曲線與其對應(yīng)的圖5(b)SEM 壓痕形貌圖.P-h曲線上不連續(xù)的位移突變被稱為pop-in 事件[38],代表高度局域化剪切帶的生成,是剪切帶在材料內(nèi)部成核與擴展的表征[39].如圖5(a)中的插圖所示,pop-in 事件出可明顯觀察到不連續(xù)的位移突變到比較平滑、沒有明顯剪切臺階的變化規(guī)律.相對于鑄態(tài)樣品而言,隨著退火時間的增加,剪切帶數(shù)量的變化呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢.同時在SEM 壓痕形貌圖中不難發(fā)現(xiàn),鑄態(tài)和250 °C 退火15 min 和2 h 金屬玻璃的壓痕周圍能夠明顯地觀察到有不連續(xù)的層狀凸起,凸起的層疊層是局域化剪切帶的表現(xiàn).由圖5(b)可知,退火時間為2 h 的層狀凸起最明顯,表明此時生成的剪切帶數(shù)量最多;而對于退火時間為6 h 時,通過形貌圖難以觀察到明顯的凸起現(xiàn)象,表明此時產(chǎn)生的剪切帶數(shù)量較少,這也與P-h曲線上pop-in 事件的變化趨勢相吻合.

圖5 Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火時的載荷?位移曲線與SEM 壓痕形貌圖Fig.5 Load-displacement curves and SEM indentation topography of Pt-BMG as-cast and annealed at 250 °C

為進一步分析P-h曲線上的pop-in 事件,通過壓痕應(yīng)變(dh/dt)與壓入深度的關(guān)系定量研究每條曲線上的pop-in 事件,隨著壓入深度的增加,會出現(xiàn)明顯的彈塑性轉(zhuǎn)變峰[39],如圖6(a)所示.彈塑性轉(zhuǎn)變峰代表壓頭在壓金屬玻璃時,剛接觸產(chǎn)生的彈性應(yīng)力,當(dāng)應(yīng)力超過屈服極限值時發(fā)生了塑性變形.由于Pt-BMG 沒有像晶體所擁有的滑移面,當(dāng)應(yīng)力緩慢地進行積累,原子在受力的影響下發(fā)生局部流動形成剪切帶,應(yīng)力快速釋放[14,40],在圖中則表現(xiàn)為一個峰值.因此用峰的數(shù)量表征剪切帶數(shù)量,峰高表征剪切帶的尺寸.對于首次pop-in 事件的發(fā)生說明此時所施加的應(yīng)力超過了其屈服極限,發(fā)生了塑性變形[41],首次pop-in 事件發(fā)生的位置已在圖6(a)中用紅色箭頭標(biāo)出.由圖6(a)可知,首次pop-in 事件發(fā)生的先后順序為退后時間6 h,2 h 和15 min 和鑄態(tài)樣品,并且隨著退火時間的增加,發(fā)生首次pop-in 事件的載荷逐漸降低,Fas-cast(64.26 mN)＞F15min(43.89 mN)＞F2h(32.17 mN)＞F6h(17.83 mN),是因為激活一個位錯所需要的能壘比激活一個剪切帶所需要的能壘低的多[42],隨著納米晶的增加,應(yīng)力更容易在納米晶內(nèi)部以位錯的形式發(fā)生,所以其載荷逐漸降低.

圖6 Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火時的pop-in 事件Fig.6 Pop-in events of Pt-BMG as-cast and annealed at 250 °C

pop-in 尺寸代表的是剪切帶大小[43],表現(xiàn)為圖6(a)中峰值的高度,取峰高平均值為樣品的pop-in 尺寸,pop-in 事件的具體數(shù)量和尺寸如圖6(b) 所示.由圖6(b)可知,在250 °C 的退火溫度下,隨著退火時間的增加,pop-in 數(shù)量呈現(xiàn)先增加后減少的趨勢,且減少的幅度偏大,pop-in 尺寸表現(xiàn)為同樣的變化規(guī)律.pop-in 事件數(shù)量和尺寸的變化規(guī)律說明,隨著退火時間的增加,塑性流變從剪切臺階較小的少剪切帶向多數(shù)剪切臺階較大的剪切帶轉(zhuǎn)變,再到退火時間6 h 趨于均勻塑性流動的轉(zhuǎn)變方式,這與圖5(b)中的SEM 壓痕形貌圖結(jié)果一致.出現(xiàn)這一現(xiàn)象的根本原因是納米晶尺寸和結(jié)晶度對剪切帶成核與擴展的影響[37],由于在實驗上很難直接觀測到塑性變形的過程,為更深層次探討納米晶尺寸對剪切帶變化的內(nèi)在機理,則采用分子動力學(xué)模擬方法對其進行分析.

2.3 塑性變形機理

基于實驗的結(jié)果,為揭示金屬玻璃在原子尺度下的塑性變形機制,利用分子動力學(xué)模擬研究剪切帶在不同晶粒尺寸下的演變規(guī)律.在模擬中,通過引入不同直徑的納米晶,構(gòu)建晶粒尺寸和結(jié)晶度依次遞增的物理模型(見1.3 節(jié)).圖7 為非晶態(tài)(D=0 nm)和結(jié)晶態(tài)(D=1.5,3.5,12 nm)在峰值載荷為700 nN 時的載荷?位移曲線,首次pop-in 事件的位置已在圖中標(biāo)出.由圖7 可知,隨著晶粒尺寸的增大,發(fā)生首次pop-in 事件的載荷逐漸降低,F0nm(558 nN)＞F1.5nm(328 nN)＞F3.5nm(299 nN)＞F12nm(290 nN),是因為激活位錯運動需要的能量比激活剪切帶所需能量低的多,這與實驗測得結(jié)果一致.另外,發(fā)現(xiàn)滑移臺階也變窄,這是因為相對于剪切帶,位錯具有“移動”特征,但位錯在滑移過程中容易受到阻礙[44],因此塑性事件對應(yīng)的pop-in 尺寸減小.為了進一步研究不同晶粒尺寸對金屬玻璃原子流動的影響,利用剪切應(yīng)變圖去觀察材料的塑性變形情況.

圖7 分子動力學(xué)模擬不同晶粒尺寸的P-h 曲線圖Fig.7 MD simulation of P-h curves of different grain sizes

圖8 為不同晶粒尺寸的Pt20Zr80金屬玻璃在壓痕下的剪切應(yīng)變圖.圖8(a)～圖8(d)中加載力為0 nN時,對應(yīng)的是金屬玻璃在壓痕前的初始結(jié)構(gòu),其中圖8(b)～圖8(d)中的黃色原子代表不同尺寸的納米晶體.圖8(a)～圖8(d)中加載力分別為460 nN 和700 nN 時,圖中的紅色原子為剪切轉(zhuǎn)變區(qū)(shear transformation zones,STZs)是BMGs 變形的基本結(jié)構(gòu)載體和最小結(jié)構(gòu)單元,并在承載時演化為剪切帶[45],黃色虛線圓圈代表金屬玻璃在塑性變形過程中納米晶的相對位置.由圖8 可以看出,隨著納米晶尺寸的增加,其與剪切帶之間的相互演化大致分為3 個階段.首先是納米晶尺寸從0 nm 增加到1.5 nm,從圖8(b)可以觀察到,此時納米晶的尺寸偏小,在塑性變形過程中被STZs 所包裹或者溶解[46].當(dāng)STZs 包裹納米晶時,納米晶會隨著非晶態(tài)基體進行移動,并在納米晶周圍激活形成新的STZs.相比于鑄態(tài)樣品,剪切帶的成核明顯增加,促進了金屬玻璃的塑性變形.

圖8 不同晶粒尺寸的金屬玻璃在壓痕下的剪切應(yīng)變圖Fig.8 Shear strain maps of metallic glasses with different grain sizes under indentation

其次是納米晶尺寸從1.5 nm 增加到3.5 nm,如圖8(c)所示,納米晶可以有效阻礙高度局域化的剪切帶迅速傳播,并分支出大量均勻分布的剪切帶,使剪切帶的傳播路徑沿著晶體外圍傳播,促進了剪切帶的擴散.這時納米晶可以看作是剪切帶傳播的起點和屏障[46],協(xié)同作用促成多個剪切帶的產(chǎn)生,從而有效地降低了應(yīng)力集中,避免了剪切帶的進一步擴展.同時,在金屬玻璃基體內(nèi)會存在晶體?玻璃界面[47],此界面可作為剪切點的成核位點,促使更多的剪切帶同時成核,形變不再局限于少數(shù)的剪切帶內(nèi).相同的實驗現(xiàn)象同時出現(xiàn)在SEM 壓痕形貌圖中,可以發(fā)現(xiàn)壓痕周圍能夠明顯地觀察到不連續(xù)的層狀凸起,如圖5(b)所示.

最后是納米晶尺寸從3.5 nm 增加到12 nm,如圖8(d)所示,此時Pt-BMG 中的結(jié)晶度達到57%,納米晶的數(shù)量已超過BMG 非晶態(tài)基體的一半,且硬度較高.在接下的形變過程中,一方面生成的較大納米晶會完全阻礙剪切帶的傳播,并在晶體內(nèi)部生成位錯和滑移線來抵抗變形[48],同時較多的納米晶會占據(jù)STZs 的首選位點,納米晶的占據(jù)效應(yīng)[49]從根本上改變了剪切帶的傳播路徑,STZs 的激活受到抑制,剪切帶的數(shù)量減少;另一方面在退火的過程中自由體積湮滅,使激活STZs 所需要的剪切應(yīng)力增強,基體內(nèi)部的STZs 不容易被激活,剪切帶形成的傾向減少,所以在SEM 形貌上看到的就是不明顯的層狀凸起.

3 結(jié)論

本文結(jié)合納米壓痕實驗和分子動力學(xué)模擬,研究了Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火15 min、2 h 和6 h 的力學(xué)性能和塑性動力學(xué)行為,通過模擬深入分析了退火樣品中納米晶尺寸與剪切帶成核與擴展之間的相互作用關(guān)系,得出主要結(jié)論如下.

(1) 在250 °C 的溫度下退火時,隨著退火時間的增加,Pt-BMG 的硬度和折合模量分別從5.66 GPa和133.83 GPa 增加到8.65 GPa 和182.89 GPa,退火6 h 樣品與退火15 min 樣品相比硬度和折合模量分別增加了54.75%和44.09%.

(2) Pt-BMG 在鑄態(tài)和在250 °C 退火時的載荷?位移曲線上的pop-in 事件,隨著退火時間的增加呈現(xiàn)出可明顯觀察到的不連續(xù)的位移突變到比較平滑、沒有明顯剪切臺階的變化規(guī)律.通過SEM 表征,進一步觀察到壓痕周圍的剪切帶成核也表現(xiàn)為同樣的趨勢.

(3) 通過分子動力學(xué)模擬進一步發(fā)現(xiàn),納米晶尺寸與剪切帶之間的相互作用關(guān)系分為3 個階段.首先是小納米晶被剪切帶所包裹或者溶解,一起促進剪切帶的生成;其次是納米晶約束剪切帶的傳播并促進剪切帶的擴散;最后是較大尺寸的納米晶完全阻礙剪切帶的傳播,抑制STZs 的激活,減少剪切帶的生成.