具有可塑性变形和可变形特性的B2金属间相，在共晶高熵合金中实现了卓越的强度-延展性协同效应

《ACTA MATERIALIA》：Plastically deformable and transformable B2 intermetallic phase enabling extraordinary strength-ductility synergy in eutectic high-entropy alloy

　　苏Y.Y. | 周Y.H. | 周T.H. | 赵Y.L. | 洛J.H. | 金H.S. | 利亚W.K. | 王X.L. | 严M. | 黄L.J. | 杨T.
香港城市大学材料科学与工程系，中国香港

**摘要**
B2型金属间化合物在增强共晶高熵合金（EHEAs）方面起着关键作用。然而，由于其固有的脆性，这些合金的延展性通常会受到影响。为了解决这一长期存在的问题，我们通过热力学计算设计了一种新的EHEA，该合金通过可塑性变形和可转变的B2金属间相得到加强。这种新设计的EHEA表现出优异的均匀伸长率（24.2 ± 1.6%），同时保持高达1380±30 MPa的强度和0.56的显著应变硬化指数。这种优异的强度-延展性协同效应归因于多种协同变形行为的动态激活。随着拉伸应变的增加，FCC相中的变形结构逐渐从位错转变为堆垛层错网络和微带。更重要的是，通常被认为具有脆性的B2金属间相也经历了明显的塑性变形阶段，包括多个滑移系的激活、从B2相向L10相的转变以及L10相内部的显著孪晶行为。这些独特的变形机制共同促进了持续的稳定塑性变形，并实现了超高的应变硬化响应。本研究不仅解决了B2相的固有脆性问题，还为超强且延展性的EHEAs及其他多相金属材料的创新设计提供了基本见解。

**1. 引言**
追求具有超高强度-延展性协同效应的金属材料一直是材料科学和工程领域永恒的目标，这对人类社会和全球经济的进步具有重要意义[[1], [2], [3]]。不幸的是，传统的合金设计策略（基于一两种主要元素）逐渐遇到了发展瓶颈。高熵合金（HEAs）的概念为灵活优化微观结构和机械性能打开了广阔的组成空间[[4], [5], [6], [7], [8]]。迄今为止，已经设计了多种HEAs，包括单相HEAs[9]、第二相强化的HEAs[[10], [11], [12]]以及共晶HEAs（EHEAs）[[13], [14], [15], [16]]。特别是EHEAs具有精细的双相层状结构，并且铸造缺陷极少，这使得它们在相组成、界面结构和机械性能方面具有精确的控制能力，因此特别适用于下一代结构应用[[17], [18], [19]]。

在EHEAs的各种相中，有序的B2相在增强合金性能方面发挥着不可替代的作用[[20]]。然而，B2相的固有脆性严重阻碍了合金的持续塑性变形，导致其在低应力-应变水平下过早断裂[[21], [22], [23]]。为了解决这一关键问题，大多数研究人员专注于优化软质FCC或BCC相与硬质B2相之间的变形兼容性。例如，Guo等人将软质BCC沉淀物引入硬质B2基体中，在界面处诱导马氏体转变，以提高FCC和B2相之间的变形兼容性并增强其整体延展性[[24]]。Wu等人获得了具有完全再结晶软质FCC相的显微结构，该相嵌入在硬质B2相的骨架中，这种结构有助于释放EHEA的应变硬化能力，消除了弱界面[[25]]。尽管这些研究提高了我们对EHEAs变形行为的理解，但B2相的固有脆性问题仍未得到解决，对其变形行为的详细研究仍然较少。因此，迫切需要开发具有可变形B2相的EHEAs，并系统地探索其变形机制。

在这项研究中，我们通过热力学计算和热 Mechanical 处理，设计了一种新型的强延展性EHEA，该合金通过可塑性变形和可转变的B2金属间相得到加强。从成分上看，Fe、Co和Cr会分配到B2相中，这通常会降低其堆垛层错能量（SFE），从而可能引发相变和塑性变形。同时，我们通过定制的热 Mechanical 处理破坏了铸造态EHEAs的原始晶粒结构，以防止晶粒边界处的过早断裂。在此基础上，B2相表现出优异的塑性，赋予了设计出的EHEA在室温下的显著应变硬化能力和整体强度及延展性。B2相的独特变形机制得到了阐明，包括多个滑移系的激活、转变诱导塑性（TRIP）和孪晶诱导塑性（TWIP）效应。本研究不仅解决了B2相的固有脆性问题，还为设计强延展性的EHEAs及其他多相金属材料提供了有前景的方法。

**2. 实验**
**2.1. 材料制备**
EHEA Ni43.9Co17Fe12Cr9Al18B0.1（按原子百分比计）是通过CALPHAD（相图计算）技术设计的。相图（图1a）使用Thermo-Calc软件和TTNI8数据库确定了“FCC + B2”相结构的共晶点。EHEA锭在氩气保护下的电弧熔炼炉中制备，使用钛作为除氧剂。原材料（Ni、Co、Fe、Cr、Al和B）的纯度均大于99.9 wt.%。锭材至少经过七次重熔以确保成分均匀性。随后，将其倒入尺寸为5 mm × 12 mm × 50 mm的铜模中。铸造态（AC）锭材通过反复轧制和退火循环（每次厚度减少约20%，共5次）在室温下加工成1.6 mm厚的薄片，中间退火温度为1150 °C，时间为5分钟。RAC工艺的示意图如图1(b)所示。

**2.2. 微观结构表征**
热分析使用差示扫描量热仪（DSC, 404 F3）在10 °C/min的升温率下进行。AC和RAC合金的相组成通过X射线衍射仪（XRD, Rigaku SmartLab 9 kW）和Cu Kα射线（λ = 1.54184 ?）在20°至100°范围内以0.4 °/min的速率和0.02°的步长进行测定。相的形态、组成和晶体取向进一步通过电子背散射衍射（EBSD）方法使用Oxford Instruments Symmetry S2系统确定。XRD和EBSD实验样品首先用金刚石悬浮液机械抛光，然后用SiO2悬浮液使用VibroMet?2振动抛光机进行抛光以降低表面应力。各相的化学成分和晶体结构通过透射电子显微镜（TEM, JEOL 2100F和FEI Titan Themis G2仪器）结合选区电子衍射（SAED）和能量色散谱仪（EDS）揭示。TEM样品先用SiC纸抛光至50 μm厚，然后冲切成直径3 mm的圆片，并使用离子铣削系统（Gatan PIPSII 695）减薄至电子透明程度。各相和纳米沉淀物的详细元素组成通过三维原子探针断层扫描（3D-APT, CAMECA LEAP 5000XR）分析。3D-APT测试所用的针状样品是在聚焦离子束/扫描电子显微镜（CIQTEK FIB-SEM DB550）中制备的。3D-APT实验在70 K下进行，脉冲频率为200 kHz，脉冲分数为20%，脉冲蒸发检测率为每脉冲0.2 %原子。APT数据导入AP Suite 6.1数据分析工作站，以获得重建的原子级3D图和元素邻域直方图。

**2.3. 力学测试**
拉伸测试在室温下使用材料测试系统（MTS）进行，初始应变速率为10–3 s?1。样品采用电火花加工制成扁平的狗骨形状，尺寸约为12.5 mm × 1.5 mm × 3.2 mm。测试前，所有样品都用240#至3000#的SiC纸抛光以确保表面光滑。在拉伸测试过程中，应变通过伸长计监测。每次测试至少重复三次以确保数据的准确性和重复性。随后，使用SEM、EBSD和TEM方法系统地检查断口表面和变形微观结构。

**2.4. 第一性原理计算**
为了揭示与B2相SFE相关的TRIP机制，通过Vienna Ab initio Simulation Package（VASP）[26,27]进行了密度泛函计算。模拟单元由沿[11￣0]方向的十二个原子平面组成，共包含72个原子，用于计算B2相（110）面上的SFE。多组分有序B2结构中各元素的浓度基于3D-APT结果确定（表1），每个原子的位点占据情况根据参考文献[28]确定。原子在其各自的子晶格中随机分布（A位：Ni/Co；B位：Co/Fe/Cr/Al）。评估了三种不同的随机配置以考虑构型变异性。

表1. 通过3D-APT得到的FCC基体、L12纳米粒子和B2相的化学组成（按原子百分比计）。

空白单元 | Ni | Co | Cr | Fe | Al
FCC基体 | 34.5 | 23.2 | 15.2 | 18.9 | 8.2
L12纳米粒子 | 55.6 | 11.8 | 4.9 | 7.5 | 20.2
FCC+L12 | 41.7 | 19.6 | 11.5 | 13.7 | 13.5
B2相 | 45.5 | 11.2 | 3.6 | 7.9 | 31.8

交换相关相互作用使用Perdew-Burke-Ernzerhof（PBE）公式和广义梯度近似（GGA）[29]描述。采用截止能量为450 eV的平面波基组。部分占据情况使用Methfessel–Paxton方法（一级）处理，扩散宽度为0.1 eV。所有计算均包括自旋极化。对于原始的体相结构，进行了完整的几何优化，允许原子位置、晶胞体积和形状的松弛。通过沿（110）方向的位移，在（110）面上引入堆垛层错[30]。SFE（γSFE）计算公式为：
(1) γSFE = ESFE ? Eperfect
其中Eperfect和ESFE分别表示有无层错的结构的总能量，A是层错平面的截面积。在层错配置的结构优化过程中，仅允许垂直于滑移方向的离子松弛。收敛标准设置为电子自洽性1 × 10?6 eV/原子和离子力0.01 eV/?。布里渊区采用4 × 6 × 2 k点网格采样。

**3. 结果**
**3.1. 初始微观结构**
AC和RAC EHEAs的相结构首先通过XRD确定，显示“FCC + B2”相微观结构（图1c）。约35°处的（110）超晶格峰证实了有序L12相的形成。AC和RAC EHEAs的DSC曲线（图1d）验证了共晶结构的熔点，这与图1(a)中的计算相图一致。AC EHEA显示出共晶树枝状“FCC + B2”相结构，如图2(a)中的EBSD逆极图（EBSD-IPF）图像所示。EBSD-Phase图（图2b）确定的FCC和B2相的体积分数分别为约68.6%和31.4%。同时，FCC和B2相排列整齐且分层，满足Kurdjumov-Sachs（K-S）取向关系（{111}FCC//{110}B2 和 <110>FCC//<111>B2），如图2(a)和图2(c)所示。FCC和B2相的晶体结构和化学组成进一步通过TEM以及相应的SAED和EDS方法确定。如图2(d)所示，根据SAED结果，窄亮相和宽暗相分别确定为B2相和FCC相。图2(d)插图中的L12纳米粒子的超晶格衍射斑点拍摄的TEM暗场（TEM-DF）图像表明L12纳米粒子均匀分布在FCC基体中（图2e）。图2(f)中的高分辨率TEM（HR-TEM）图像进一步展示了FCC基体沿[001]晶区轴的晶格结构。图2(f)插图中的相应快速傅里叶变换（FFT）图像显示了明显的超晶格斑点，证明了与FCC基体相干的L12纳米粒子的存在。L12纳米颗粒的晶格结构通过逆FFT（IFFT）方法得到了进一步凸显（见图2f的插图）。此外，扫描电子显微镜（STEM）-能谱仪（EDS）图像（图2g）显示，FCC相富含Co、Fe和Cr元素，而Ni和Al元素含量较低；而B2相的化学成分则呈现相反的趋势。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像

图2. AC EHEA的初始微结构。(a) EBSD-IPF图和(b) 对应的相图。(c) 根据K-S取向关系分类的相界图。(d) FCC和B2层状结构的STEM明场（STEM-BF）图像，插图显示了FCC和B2型有序结构的对应SAED图案。(e) 从L12相的超晶格衍射点获得的TEM-DF图像。(f) 显示含有相干L12纳米颗粒的FCC基体晶格结构的HR-TEM图像，插图显示了使用IFFT成像的L12纳米颗粒的相应FFT图像和HR-TEM图像。(g) EDS映射显示了FCC基体和B2基体的元素分布。

经过RAC处理后，粗糙的团簇结构被消除，形成了一个近似等轴的晶体结构，这种结构与原始的层状结构混合在一起，如EBSD-IPF图像（图3a）所展示的。同时，FCC和B2相之间的层间距增加，导致层状结构的密度降低，而B2相的比例略微上升至36.5%（图3b）。这两种相都表现出随机和特定取向的混合，与AC合金中的原始K-S取向关系有显著差异（图3c）。此外，FCC相的SAED中的超晶格衍射点以及相应的TEM-DF和HR-TEM图像也表明形成了与FCC基体相干的有序L12纳米颗粒（图3e–f）。RAC合金中的FCC和B2相的化学成分与AC合金相同（图3g），表明RAC过程对这两种相的化学成分没有显著影响。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像

图3. RAC EHEA的初始微结构。(a) EBSD-IPF图和(b) 对应的相图。(c) 根据K-S取向关系分类的相界图。(d) FCC和B2结构的STEM-BF图像，几乎为等轴颗粒，插图显示了FCC和B2型有序结构的对应SAED图案。(e) 从L12相的超晶格衍射点获得的TEM-DF图像。(f) 显示含有相干L12纳米颗粒的FCC基体晶格结构的HR-TEM图像，插图显示了使用IFFT成像的L12纳米颗粒的相应FFT图像和HR-TEM图像。(g) EDS映射显示了FCC和B2相的元素分布。

由于TEM-EDS方法的分辨率有限，对RAC合金进行了3D-APT实验，以定量评估FCC基体中纳米级L12相的大小和化学成分以及B2相的原子级化学特性（图4）。如图4(a)所示，通过构建一个16 atm% Al等浓度表面，清晰地显示了FCC基体中的L12纳米颗粒的轮廓。FCC基体中L12纳米颗粒的平均体积分数约为30.3%。通过从等浓度表面计算出的接近度直方图进行了成分分析（图4b），发现L12相富含Ni和Al元素，Ni/Al的比值接近3，可以鉴定为Ni3Al相。尽管B2相主要由Ni和Al元素组成，但其Al含量高于L12相。同时，在B2相内部未检测到其他沉淀物或团簇（图4c）。EHEA中各相的详细化学成分总结在表1中。下载：下载高分辨率图像（669KB）下载：下载全尺寸图像

图4. RAC EHEA中各相的3D-APT分析。(a) 和(c) 分别显示FCC基体和L12纳米颗粒以及B2相的成分特征的原子图。(b) 和(d) 分别显示FCC/L12界面和B2相内部的定量成分分析的接近度直方图。

3.2. 力学性能

图5(a)展示了AC和RAC EHEAs的拉伸工程应力-应变曲线。相应的屈服强度（σy）、极限拉伸强度（σu）和均匀伸长率（εu）在图5(a)的插图中进行了总结。AC EHEA的拉伸强度为840±30 MPa，均匀伸长率为7.8 ± 2.3%。与AC EHEA相比，RAC EHEA的拉伸强度更高，为1380±30 MPa，同时保持了较大的均匀伸长率24.2 ± 1.6%。值得注意的是，RAC EHEA表现出显著的应变硬化能力，其拉伸强度达到了屈服强度的近1.92倍（约720 MPa），进一步强调了其增强的力学性能。图5(b)展示了真应变的函数关系下的应变硬化率曲线，显示出AC和RAC EHEAs之间的明显差异。AC EHEA的应变硬化率持续下降，而RAC则表现出三个不同的变形阶段（I、II和III）。特别是，在第二阶段，应变硬化率显著增加，达到最大值约6.5 GPa，超过了大多数先进的金属间化合物或金属合金[2,10]。这种显著的应变硬化率增加表明RAC EHEA具有独特的变形行为和机制，这将在“讨论”部分进一步阐明。下载：下载高分辨率图像（723KB）下载：下载全尺寸图像

图5. AC和RAC EHEAs的力学性能以及与其他EHEA系统的比较。(a) 在室温下测试的AC和RAC EHEAs的拉伸工程应力-应变曲线，插图表格显示了两种样本的屈服强度、极限强度和均匀伸长率。(b) AC和RAC EHEAs的应变硬化率和真应力-应变曲线。(c) 和(d) RAC EHEA与其他类型EHEAs的极限拉伸强度与均匀伸长率以及应变硬化指数与屈服强度的比较。

将本EHEA的拉伸性能与其他类型的完全再结晶EHEAs进行了比较，以突出不同相结构及其相关变形行为带来的强化效果。图5(c)显示了RAC EHEA与其他许多EHEAs（包括FCC/L12+B2 [25],[31], [32], [33], [34], [35], [36], [37], [38], [39], FCC+BCC [40], BCC+B2 [31,41,42], 和 FCC+M3B2 [43]）的极限拉伸强度与均匀伸长率的比较。显然，RAC EHEA在极限拉伸强度和均匀伸长率方面表现突出。为了进一步量化RAC EHEA的应变硬化能力，相应地计算了应变硬化指数（n）。图5(d)总结了各种EHEAs的应变硬化指数与屈服强度的比较。本EHEA同时实现了较高的n值0.56和良好的屈服强度，超过了大多数报道的EHEAs。较高的n值意味着更好的抗局部塑性变形和开裂能力，并通过局部硬化提高了对意外过载的承受能力。RAC EHEA的这些优异力学性能与其FCC和B2相的独特变形行为密切相关，这些在“讨论”部分有详细说明。

3.3. 宏观变形

通过SEM对断裂表面进行了表征，以确定断裂模式。如图6(a)所示，AC EHEA的断裂表面显示出凹坑和沟槽状结构的混合，表明了脆性和韧性断裂的混合模式。AC EHEA相对较差的力学性能归因于沟槽状结构的普遍存在，这是由于其共晶内层结构所致。这种微观结构限制了合金的塑性变形能力，导致断裂时的韧性有限。相比之下，RAC EHEA的断裂表面表现为大量的凹坑（图6d），这是一种典型的韧性穿晶断裂模式，表明其在拉伸变形时的塑性有所提高。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像

图6. AC和RAC EHEAs断裂后的宏观结构。(a) AC合金的拉伸断口图，显示出脆性沟槽状结构和韧性凹坑结构的混合模式。(b) 和(c) 断裂AC合金的纵向截面，显示了沿团簇边界的裂纹起始。(d) RAC合金的拉伸断口图，显示出韧性凹坑结构。(e) 和(f) 断裂RAC合金的纵向截面，显示出FCC相中的明显滑移痕迹以及B2相中的变形带，未检测到裂纹。

图6(b)和(c)进一步说明裂纹倾向于沿AC EHEA的团簇边界起始和扩展。这种不希望出现的结构在RAC过程中被破坏，防止了沿团簇边界的过早断裂（图6e），并允许RAC EHEA进一步变形。同时，在RAC EHEA的B2相中可以观察到明显的滑移带（图6f），这种情况在其他类型的B2相中很少见，因为B2相本身具有内在的脆性[44,45]。

4. 讨论

4.1. 通过消除团簇结构提高抗裂纹能力

为了揭示AC和RAC EHEAs的断裂机制，使用了核心平均错位（KAM）方法测量了局部晶格曲率，该方法直接反映了局部应力和应变集中情况。如图7(a)和(b)所示，团簇边界内的KAM值高于其他区域，表明在拉伸测试过程中团簇边界承受更高的应力集中。如图2(c)所示，团簇边界不符合K-S关系。因此，大多数位错可能沿团簇边界堆积，无法在界面之间诱导连续的滑移，从而导致严重的应力集中和随后的裂纹[46]。据报道，共晶合金的团簇边界通常具有较低的剪切或结合强度，这通常成为裂纹萌生和扩展的优先位置[47,48]。因此，相对较弱的团簇边界在高应力集中时可能触发裂纹萌生和过早失效，如图6(b)和(c)所示。相比之下，RAC处理后消除了粗糙的团簇边界。同时，RAC EHEA内的KAM值相对均匀，没有明显的局部应力集中，如图7(c)和(d)所确定。FCC和B2相中均匀分布的滑移带也表明RAC EHEA的变形行为是均匀的（图6f）。下载：下载高分辨率图像（3MB）下载：下载全尺寸图像

图7. AC和RAC EHEAs的断裂机制。(a), (c) 显示断裂后AC和RAC EHEAs的相特征的EBSD-IPF图。(b), (d) 显示断裂后AC和RAC EHEAs的微观应变分布的KAM图。

4.2. FCC相中变形结构的动态演变

RAC过程通过消除粗糙的团簇边界抑制了早期裂纹的形成。基于这一点，RAC EHEA实现了高均匀伸长率和优异的应变硬化能力，这是由于B2和FCC相中多种变形机制的协同效应。为了阐明这一现象，我们首先研究了在不同工程应变（低约3%，中等约10%，高约24.2%）下FCC相中变形亚结构的动态演变，如图8所示。下载：下载高分辨率图像（2MB）下载：下载全尺寸图像

图8. 不同拉伸应变下RAC EHEA中FCC相的变形结构。(a) 应变为3%时FCC相中的位错特征。(b) 应变为10%时FCC相中的层错网络。(c), (d) 分别显示FCC基体中Lomer-Cottrell锁和层错与L12纳米颗粒相互作用的原子分辨STEM高角环形暗场（STEM-HAADF）图像。(e), (f) 断裂后FCC基体中的广泛层错网络和微带特征。

在初始变形阶段（3%），可以在FCC相中检测到明显的位错，其中一些位错沿FCC/B2相边界堆积（图8a）。这种现象归因于以下几点：首先，软质的FCC相超过了屈服点，引发了塑性变形；而具有较高弹性模量的B2相则保持弹性变形状态[46]。当工程应变增加到10%时，FCC相中出现了堆积层错（SF）网络（见图8b）。这些SF网络源于两个激活的{111}滑移系之间的相互作用[49]，并导致不可移动的Lomer-Cottrell锁的形成，这一点通过原子尺度表征（见图8c）和相应的FFT图像（图8c插图）得到了验证。由Lomer-Cottrell锁连接的密集SF网络可以作为位错运动的强障碍，从而显著提高了RAC EHEA的应变硬化速率。同时，如图8(d)所示，利用FFT图像中的超晶格斑点可以观察到L12纳米颗粒的原子结构。显然，在塑性变形过程中，L12纳米沉淀物可被SF剪切。SF与有序的L12纳米沉淀物之间的这种相互作用通过阻碍位错运动和防止滑移面软化而增强了材料的强度[50]。得益于FCC基体与L12沉淀物之间完全连贯的界面，位错运动不会导致过度的应力局部化，从而实现了良好的强度-延展性协同效应[51]。当RAC EHEA发生断裂时，SF网络的密度显著增加（见图8e），并偶尔出现微带（见图8(f)）。在微带上获得的SAED斑点被拉长（见图8f插图），表明微带与附近的FCC基体之间存在错位。在大变形区域形成的微带阻碍了平面位错的运动，有助于保持FCC相的应变硬化能力，从而促进了连续且均匀的塑性变形[10,52]。

4.3 B2相中变形结构的动态演化
4.3.1 B2相中多个滑移系的激活
通常，由于B2相具有高度有序性，位错运动受到严重限制，导致塑性变形能力有限。在大多数多相有序合金（HEAs）中，B2相只能承受非常小的应变，主要通过{110}<111>滑移系进行变形[21,46]。相比之下，在我们的RAC EHEA中，通过分析不同g矢量下3%应变时B2相中的位错构型，发现多个滑移系被激活。如图9(a)和(b)所示，在{110}和{112}晶格面上均观察到了线性位错轨迹。通过在不同双束条件下的TEM图像（见图9c–f）并应用g×b=0标准来判断位错的可见性，确定了具体的滑移方向[46]。表2总结了在不同g×b条件下可能观察到的所有位错方向。可以推断<111￣>滑移方向符合图9(c)–(f)中的实验结果。{112}<111￣>滑移系的激活表明塑性变形的复杂性增加，促进了多个滑移系的活跃，这有利于提高合金的延展性并增强其抗断裂能力。

4.3.2 B2相中TRIP机制的激活
如4.3.1节所讨论的，在初始变形阶段，B2相中的多个滑移系被激活，这有助于维持塑性变形。随着变形应变的增加，B2相发生了从B2相到L10相的独特相变，从而产生了显著的TRIP效应。这一应力诱导的相变首先通过XRD得到了验证。如图10(a)所示，随着变形应变的增加，(200)B2和(211)B2的衍射峰逐渐向更高的衍射角移动，最终演变为(220)L10和(311)L10的衍射峰。EBSD结果也进一步确定了拉伸试验过程中的相变行为。如图10(b)–(g)所示，B2相在3%应变时开始转变为L10相，而在8%应变时几乎所有的B2相都消失了。这种TRIP效应导致第二阶段的应变硬化速率显著提高。同时，从B2相到L10相的相变会在母体B2相中引入新的相界，减少了滑移的平均自由路径，抑制了交叉滑移行为，降低了位错湮灭和动态恢复的概率[54]。此外，硬质L10相也对高应变硬化速率有很大贡献，这可以归因于负载在持续变形时转移到了硬质L10相上，从而有助于释放局部应力集中[55]。因此，TRIP效应不仅提供了连续的应变硬化能力，还延缓了断裂的发生。

4.3.3 B2相中TWIP机制的激活
如4.3.1节所述，在初始变形阶段，B2相中的多个滑移系被激活，这对维持塑性变形有益。随着变形应变的增加，B2相发生了从B2相到L10相的独特相变，导致了显著的TRIP效应。这一应力诱导的相变首先通过XRD得到了验证。如图10(a)所示，随着变形应变的增加，(200)B2和(211)B2的衍射峰逐渐向更高的衍射角移动，最终演变为(220)L10和(311)L10的衍射峰。EBSD结果也进一步确定了拉伸试验过程中的相变行为。如图10(b)–(g)所示，B2相在3%应变时开始转变为L10相，而在8%应变时几乎所有的B2相都消失了。这种TRIP效应导致第二阶段的应变硬化速率显著提高。同时，从B2相到L10相的相变会在母体B2相中引入新的相界，减少了滑移的平均自由路径，抑制了交叉滑移行为，降低了位错湮灭和动态恢复的概率[54]。此外，硬质L10相也大大提高了应变硬化速率，这可以归因于负载在持续变形时转移到了硬质L10相上，从而有助于释放局部应力集中。TEM-BF和DF图像确认了孪晶衍射斑点与孪晶层之间的对应关系（图13d–f）。下载：下载高分辨率图像（1MB）下载：下载全尺寸图像图13. L10相中的孪晶行为。(a) 10%应变合金中机械孪晶的BF结果以及相应的HR-TEM结果。(b) 断裂合金中机械孪晶的HR-TEM图像，显示出宽度的变化。(c) TEM-BF图像以及(d)和(e,f) DF图像，展示了L10相中的孪晶带，其中的衍射斑点在图13(d)的插图中标记。L10相的孪晶机制可以归因于其较低的位错能（SF energy）和较高的反相界面能（APBE），这种有序的面心四方（FCT）结构阻碍了位错的滑移和运动，同时促进了通过孪晶变形释放能量[62,63]。在有序的L10相中，孪晶通过超晶格位错的分解和位错能（SFs）的扩展形成。{111}面上的〈101〉全位错分解为部分位错（1/6 < 112>），从而形成位错能（SFs）[64]。在局部剪切应力作用下，{111}面上的原子层沿〈112〉方向逐渐滑移，形成{111}<112>孪晶结构[65]。孪晶的形成有助于吸收变形能量并减轻应力集中[66]。此外，变形孪晶可以作为位错传播的有效屏障，从而显著提高材料的应变硬化能力。有报道称，激活位错穿过孪晶层所需的临界流动应力与孪晶的平均宽度成反比[67]。因此，随着孪晶宽度的减小，激活位错传播所需的应力也随之增加。同时，孪晶宽度的减小也减少了位错的平均自由路径，但增加了位错的储存能力，进而导致动态霍尔-佩奇硬化（dynamic Hall–Petch hardening）和高的硬化速率。值得注意的是，当应变从3%增加到10%时，TRIP和TWIP效应同时存在，位错可以在由相界和孪晶界分隔的不同滑移面上移动，这有效地提高了应变硬化速率，并避免了局部应力集中。当应变超过10%时，由于B2相几乎完全转变为L10相，TRIP效应可能会消失。此时，交叉滑移和动态恢复成为主导机制，导致第三阶段（Stage III）的应变硬化速率降低。为了强调该研究的创新性，我们对所研究的EHEAs的变形行为进行了全面分析，发现塑性变形主要发生在如FCC或BCC等软相中，而硬质的B2金属间相仅能承受有限的变形[31,46]。同样，报道中的HEAs的TWIP/TRIP效应也主要局限于软质FCC相[35,40,68]。相比之下，本研究中的EHEA动态激活了多种变形机制（图14），包括FCC相中的位错堆积、位错能网络和微带。更重要的是，本研究中的EHEA在拉伸加载下，B2相还实现了应力驱动的TRIP（B2→L10）转变以及在L10相中的TWIP转变，这直接赋予了该材料显著的塑性变形能力和高的应变硬化能力。这种强化机制与以往EHEAs中主要通过高密度相界面阻碍位错运动的传统强化策略截然不同。这项工作为克服B2相的固有脆性提供了新的设计原理，并深化了对可变形金属间强化HEAs的基本理解。下载：下载高分辨率图像（594KB）下载：下载全尺寸图像图14. 多阶段变形机制的示意图。5. 结论在本研究中，通过定制的成分设计和热机械加工，控制地制备了一种新型的强韧EHEA，该材料由可变形和可转变的B2金属间相增强，在室温下展现出优异的强度-韧性协同效应。我们对微观结构特征、机械性能以及详细的变形机制（特别是在B2相中）进行了详细研究。主要结论如下：(1) AC EHEA呈现出粗糙的团簇结构，每个团簇由共晶-树枝状的“FCC (L12) + B2”相组成。经过RAC处理后，团簇结构转变为近似等轴的晶体结构，并穿插着原有的层状结构。FCC相富含Co、Fe和Cr元素，而Ni和Al元素含量较低；B2相则表现出相反的元素分布趋势。(2) 由于团簇边界较弱，AC EHEA的延展率仅为7.8 ± 2.3%。相比之下，RAC EHEA展示了优异的均匀伸长率24.2 ± 1.6%。同时，其强度从720±25 MPa（屈服强度）提高到了1380±30 MPa，这归因于其卓越的应变硬化能力。AC EHEA沿团簇边界断裂，而RAC EHEA在FCC和B2相中均显示出明显的滑移带，且未检测到裂纹。(3) 优异的强度-韧性协同效应的实现归因于FCC相和B2相的独特变形行为。随着拉伸应变的增加，FCC相中的变形结构逐渐从位错演变为位错能网络和微带。更重要的是，B2相表现出优异的可变形能力，激活了多种不同的变形机制。在低应变下，包括{110}?111?和{112}<111￣>在内的多滑移系统被激活，表明B2相具有较高的可变形性。随着变形应变的进一步增加，B2相发生了独特的从B2相到L10相的转变，产生了显著的TRIP效应。同时，在L10相中观察到明显的纳米孪晶，导致了TWIP效应。多滑移系统、TRIP效应和TWIP效应的协同作用使得B2相能够持续发生塑性变形，并实现了超高的应变硬化能力。作者贡献声明Y.Y. Su：撰写——原始草案、研究、数据整理。Y.H. Zhou：撰写——审阅与编辑、监督、方法论、研究、数据整理、概念化。T.H. Chou：数据整理。Y.L. Zhao：方法论、研究。J.H. Luan：数据整理。H.S. Kim：撰写——审阅与编辑。P.K. Liaw：撰写——审阅与编辑。X.L. Wang：撰写——审阅与编辑、资金筹措。M. Yan：撰写——审阅与编辑、资金筹措。L.J. Huang：撰写——审阅与编辑、资金筹措。T. Yang：撰写——审阅与编辑、研究、资金筹措、概念化。