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1. 简介

采用原子分辨率扫描透射电子显微镜与分子动力学模拟，系统研究了Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀高熵合金中六方密排(ε-HCP)马氏体的形核与交互作用机制。研究发现，ε-HCP的形核受多种机制协同控制，主要包括六层机制与stair-rod交滑移机制。两个共轭ε片层间的交互作用呈现出高度复杂性，其具体机制强烈依赖于变形程度及两交叉ε-HCP的厚度差异。入射ε-HCP穿越一次ε-HCP时，可发生多种吸收与透射行为，具体表现为局部晶格旋转、新晶界形成，以及交会区域应力诱导的孪晶与相变。本文深入探讨了上述机制间的协同与竞争关系，并与近期文献进行了对比分析。这些发现为理解该类高熵合金优异应变硬化能力的微观机制提供了新的认识。

2. 文章亮点

1. 原子尺度揭示ε-HCP马氏体的六层与stair-rod交滑移双形核机制
利用原子分辨率STEM首次在Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀高熵合金中实验证实了六层机制，并揭示了stair-rod交滑移机制对ε-HCP形核的贡献，明确了低层错能合金中多机制协同形核的特征。

2. 发现ε-ε交互作用的厚度依赖性规律及其多样化产物
揭示了ε-HCP片层交互作用受变形程度和厚度差异控制：厚度差异大时发生吸收与增厚，厚度相近时则引发局部晶格旋转、双向相变(γ↔ε)及{11̄20}准孪晶形成，首次报道了纳米晶在交会处的形核现象。

3. 阐明了ε-HCP形核与交互作用对应变硬化能力的多维度贡献
系统揭示了ε-HCP形核与交互作用通过生成硬质相/强界面、激活双向相变、诱导准孪晶及形成纳米晶等多种途径协同提升合金应变硬化能力，为TRIP效应辅助的高熵合金强韧化机制提供了新认识。

3. 研究背景

具有双相或多相结构的非等原子高熵合金，因其相较于稳定的等原子高熵合金展现出更优异的应变硬化能力而成为研究热点。在众多非等原子高熵合金体系中，Li等人近期设计的Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀亚稳态双相高熵合金尤为引人注目。该合金实现了强度(抗拉强度850 MPa)与塑性(延伸率70%)的卓越匹配，这一优异性能源于其高应变硬化能力——既提升了材料的强度与硬度，又有效抑制了塑性变形局部化。其微观机制主要涉及两种变形模式：双相组织带来的界面硬化，以及变形过程中γ-FCC相向ε-HCP相转变诱导的相变诱导塑性效应。变形形成的高密度六方ε-马氏体板条可作为位错滑移的有效屏障，因为位错要穿越FCC/HCP相界，必须在更高临界应力下激活非基面⟨c + a⟩位错。

近年来，学界对双相高熵合金的变形行为开展了深入研究。Li等人借助电子背散射衍射和电子通道衬度成像技术发现：变形初期，塑性变形主要由FCC γ基体承载，伴随γ→ε位移式相变、堆垛层错形成及位错滑移；变形后期，ε-HCP相内会激活机械孪晶、位错滑移及堆垛层错等额外变形机制。Lu等人进一步揭示了"双向相变诱导塑性"新机制——通过γ-FCC→ε-HCP动态正向相变与ε-HCP→γ-FCC动态逆相变的协同作用，在不牺牲塑性的前提下显著提升加工硬化能力。Bu等人通过原位拉伸与透射电镜表征发现，高比例非基面⟨c + a⟩位错的激活及其频繁的双交滑移行为，是这类高熵合金具备优异变形能力的关键。然而，关于ε-HCP相形核的微观机制研究尚不充分，而这恰恰是调控合金力学性能的关键。此外，多ε-HCP变体间的交互作用机制对应变硬化的贡献仍有待阐明。

γ→ε相变可通过肖克利不全位错(1/6⟨112⟩)在密排{111}面上隔层滑移实现。其核心科学问题在于ε-HCP如何从特定的不全位错排列中形核。目前提出的ε-HCP形核机制主要分为三类：(i) pole机制——围绕pole弗兰克不全位错发生连续转变，不全位错围绕pole扫动完成相变；(ii) stair-rod交滑移机制——领先不全位错在高应力下于主滑移面上分解为一个stair-rod位错和共轭面上的可滑移不全位错，若该过程在每隔一层重复发生，即可形成ε-HCP；(iii) 六层机制——两个共面全位错相互作用，在隔层密排{111}面上生成三个不全位错，形成六层ε-HCP晶体。上述形核机制在传统TRIP钢等单基体金属合金中已有系统研究，但在高熵合金体系中却鲜有涉及。考虑到高熵合金显著的晶格畸变与成分复杂性，其不全位错激活与HCP相形核行为必然与传统合金存在本质差异。Wang等人研究Fe₄₉.₅Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀Co₀.₅合金相变时推测，Mahajan等人提出的六层机制可能主导HCP形核，但缺乏实验证据支持。随后Wang等人发现，该合金在低温条件下ε-HCP形核的主导机制并非六层机制，而是Fujita和Ueda提出的交滑移stair-rod机制。然而，HCP马氏体形核初期缺陷结构的原子尺度特征至今仍悬而未决。

不同ε-HCP变体间的交互作用机制在高间隙合金化奥氏体钢和形状记忆合金中已有较多研究，观察到的ε-ε交会产物包括α马氏体、二次ε相、ε孪晶和γ孪晶等。Yang等人在铁基形状记忆合金中发现，两个初始HCP板条的交会处可形成新的ε-HCP变体，这种可描述为刚体旋转的取向变化归因于两个初始HCP变体协同剪切的结果。Lee等人报道，在奥氏体18Cr-10Mn-0.4N钢中，两个HCP变体的交互作用可作为α马氏体的形核位点。Zhang等人在Fe-30Mn-6Si形状记忆合金中观察到，两个HCP变体交会处形成了{10(\bar{1})2}和{1011}类型的ε孪晶。近期，Su等人研究了碳掺杂双相高熵合金中的双向马氏体相变，发现由于锥面滑移与预先存在堆垛层错的相互作用，两个交叉HCP变体的交会处发生了ε-HCP→γ-FCC变形诱导逆相变，进而产生新的不全位错并形成FCC相，但未观察到体心或四方α相。这表明高熵合金中HCP变体的交互作用机制与传统合金存在差异。然而，与HCP相形核问题类似，双相高熵合金中ε-ε交互作用机制仍缺乏系统认识。值得注意的是，以往关于ε-ε交互作用机制的研究多借助EBSD和衍射衬度TEM成像，原子尺度的精细表征鲜见报道。

本研究旨在原子尺度揭示Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀高熵合金在不同应变条件下六方密排ε-马氏体的形核与交互作用机制。综合运用常规衍射衬度成像、像差校正扫描透射电子显微镜和分子动力学模拟，阐明ε-HCP板条形成初期缺陷的原子结构特征及ε-ε交会区域的精细结构。

4. 图文解析

图6. 沿<110>带轴观察的ε交会明场透射电镜照片： (a) 倾斜ε-HCP厚度远小于一次ε-HCP时；(b) 两个交叉ε-HCP片层厚度相近时。交会处用蓝色虚线圆圈标记。(c, e) 两个不同交叉ε-HCP片层交会处的HAADF-STEM照片。(d, f) 图(c, e)中红色和橙色虚线矩形标记的交会处放大图像。{10 1 ˉ 1 ˉ 1} ε孪晶用蓝色虚线标记。

图12. 马氏体带交互作用诱导的双向相变： (a) 弛豫后的原子构型；(b) 显示马氏体带交会诱导HCP向FCC相变的快照；(c) 显示FCC相边界处形成第三马氏体变体的快照；(d) 变体ε₃长大的快照。


5. 文章结论

本研究聚焦于Fe₅₀Mn₃₀Co₁₀Cr₁₀高熵合金中ε-HCP的形核与交会机制的细致探究。结果可总结如下：

1. 六层机制和stair-rod交滑移机制共同主导了双相高熵合金中ε-HCP的形核。退火态样品中高密度的堆垛层错可作为应力诱导ε-HCP的形核位点。ε-HCP相多机制形核的同步激活使得变形过程中能够形成高密度的ε-HCP薄片层。

2. 两个共轭ε片层间的交互作用涉及多种机制。这些机制高度依赖于变形水平以及两个交叉ε-HCP之间的厚度差异。在低变形水平下，薄的入射ε-HCP难以穿透一次ε-HCP片层。观察到两种反应：(i) 入射ε-HCP被阻挡，领先不全位错在一次ε-HCP界面处累积；(ii) 倾斜ε-HCP的领先不全位错分解并交滑移至一次ε-HCP边界上方的第n+2层平面，导致一次ε-HCP增厚两个{111}面。

3. 关于未发生穿透的ε-ε交互作用机制，当倾斜ε-HCP厚度远小于一次ε-HCP时，一次ε-HCP的取向几乎不受交互作用影响。当倾斜ε-HCP与一次ε-HCP厚度相近时，不全位错在一次ε-HCP边界处累积，导致倾斜ε-HCP发生局部旋转(约3°-6°)。在某些情况下，交互过程中发射的不全位错可向一次HCP的左右两侧滑移，导致交会处两侧对称增厚。

4. 在高变形水平下，倾斜ε-HCP能够穿越一次ε-HCP。二次ε-HCP的形成以及从ε-HCP到γ-FCC的逆相变是交会处产生的两种产物。交会处的二次γ相与其中一个初始ε相呈现准{11(\bar{2})0}孪晶关系。这些ε准孪晶可在后续转变过程中逐渐转变为{11(\bar{2})0}孪晶。此外，广泛的ε-ε交互作用还可导致带内形成纳米晶粒，这些晶粒之间不一定呈现孪晶关系。

5. ε-HCP片层的渐进式转变以及ε-ε交会预计将通过以下机制显著提升双相高熵合金的加工硬化能力：(i) 生成硬质相和强界面，作为位错和ε-HCP片层运动的障碍；(ii) 交会处的γ↔ε双向相变；(iii) 交会附近{11(\bar{2})0}孪晶或准{11(\bar{2})0}孪晶的激活，这些孪晶能够协调交会处的应力集中；(iv) 合金中纳米晶粒的形成。

全文链接

https://doi.org/10.1016/j.actamat.2025.121293

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