合金并不是一种新的材料，事实上它的发展应用从7000多年前的青铜时代就已经开始了。传统意义上的合金的主要成分为金属，其他成分只是占配方的一小部分，而且大多数的冶金机制提高强度都会导致延展性的损失。然而最新的一项研究则脑洞大开，完全推翻了这一传统，打开了一扇前所未有的通向新类合金的大门。

    麻省理工学院材料科学与工程系的C. Cem Tasan教授和德国杜塞尔多夫的Max Planck Institute的四个研究员提出亚稳态工程（metastability-engineering）的方法，可以在不损失合金韧性的前提下提高其强度。该方法的实施过程就是设计纳米结构的，由多组分的等效高熵相组成的块状高熵合金。

    采用这种方法降低相位稳定性可以有两个关键好处：（1）双相合金微观结构中的界面硬化（由于高温相热稳定性的降低）；（2）相变诱导硬化（由于室温相机械稳定性的降低）。这种方法将先进钢中降低相稳定性实现硬化和高熵合金中的固溶强化效应结合了起来。在由他们所制备的TRIP-DP-HEA（高强韧性双相高熵合金）中，这两种效应分别增加了反式晶粒（trans-grain）和中间晶粒（inter-grain）的滑动阻力，故而使强度增加。此外，稳定相的位错强化效应增加了加工硬化效应，同时，亚稳相的相变诱导硬化使合金的延展性增加。因此，亚稳态工程技术可以有效地指导设计各种结构组合的高熵合金，在下文的图文导读中，呈现了双相高熵合金的高强韧性的形成机理以及其性能优势。

    图文导读：

    图一：组成为Fe-（80-x）Mn-xCo-10Cr-10 （图中从左至右分别对应x = 45 at%, 40 at%, 35 at% 以及 30 at%） 的HEAs的XRD（x射线衍射模式）和EBSD（电子背散射衍射）图像。

图1 ：从左至右分别为Mn质量分数为45%，40%，35%以及30%的高熵合金Fe-（80-x）Mn-xCo-10Cr-10的XRD及EBSD图。θ为布拉格角。图中，不难发现，Mn含量对最终相组成以及激活特定驱动转换机制（如 TWIP（孪生诱发塑性） 或TRIP（相变诱发塑性）效应）的调谐相的稳定性等有很大的影响。我们注意到，在Mn含量为35at%的合金中只有极微量的h.c.p.（密排六方）相，因此不能称之为DP-HEA（双相高熵合金）。

    图二：组成为Fe-50Mn-30Co-10Cr-10的高熵合金中两相的均质性。

图2：a图为EBSD映射图样区区域的能量色散光谱图。b图为EBSD映射图相界处的典型APT（电子探针探测图）中的铁，锰，钴，铬原子的APT三维重建图。黑色的十字标识是指该APT的针尖所对应的位置。

    图三：TRIP-DP-HEA和单相HEAs的机械性能对比

图3：晶粒尺寸以微米为单位表示。a图为拉伸性能。图中，我们对参考文献6中的质量配比为Fe-20Mn-20Ni-20Co-20Cr-20的单相高熵合金的拉伸曲线的数据做了对比。a中的插图示中呈现的是参考文献16、17以及我们的工作中所能达到的合金强度和延展性增量的对比；强度和延展性分别用极限拉伸强度和断裂伸长率来衡量。插图中a，b和c分别表示Ti60，Ti80和Ti100的异构薄片相对于大粒度Ti的增量；d，e和f分别代表了I，II和III高比强度钢相对于轻量化的Fe-Al-Mn-C型钢的增量； g和h分别表示粗粒度（约为45微米）和细粒度（晶粒尺寸？4.5微米）的Fe-37Mn-45Co-9Cr-9（质量分数）的DP-HEA相对于单相Fe-37Mn-45Co-9Cr-9（质量分数）HEA的增量。b图展示的是加工硬化效应。插图像我们解释了f.c.c.（面心立方）相的稳定性是通过对晶粒细化过程的优化以提高合金的应变硬化能力的；插图中的数据点的误差为三次测试值的标准偏差。

    图四：室温下，TRIP-DP-HEA的拉伸变形过程中的微观变形机制。

图4：a图为不同相变量下的EBSD相图，揭示了形变诱发马氏体相变的过程。ε-loc表示局部应变，TD为拉伸方向。b图为ECCI（电子输送对比成像技术）展示了缺陷子结构在f.c.c.相和h.c.p.相中的演变过程。g表示的是衍射矢量，γ和ε分别表示f.c.c.相和h.c.p.相。c图表示在TRIP-DP-HEA中的微观过程的示意图。