合金并不是一種新的材料，事實上它的發展應用從7000多年前的青銅時代就已經開始了。傳統意義上的合金的主要成分為金屬，其他成分只是占配方的一小部分，而且大多數的冶金機制提高強度都會導致延展性的損失。然而最新的一項研究則腦洞大開，完全推翻了這一傳統，打開了一扇前所未有的通向新類合金的大門。

    麻省理工學院材料科學與工程系的C. Cem Tasan教授和德國杜塞爾多夫的Max Planck Institute的四個研究員提出亞穩態工程（metastability-engineering）的方法，可以在不損失合金韌性的前提下提高其強度。該方法的實施過程就是設計納米結構的，由多組分的等效高熵相組成的塊狀高熵合金。

    采用這種方法降低相位穩定性可以有兩個關鍵好處：（1）雙相合金微觀結構中的界面硬化（由于高溫相熱穩定性的降低）；（2）相變誘導硬化（由于室溫相機械穩定性的降低）。這種方法將先進鋼中降低相穩定性實現硬化和高熵合金中的固溶強化效應結合了起來。在由他們所制備的TRIP-DP-HEA（高強韌性雙相高熵合金）中，這兩種效應分別增加了反式晶粒（trans-grain）和中間晶粒（inter-grain）的滑動阻力，故而使強度增加。此外，穩定相的位錯強化效應增加了加工硬化效應，同時，亞穩相的相變誘導硬化使合金的延展性增加。因此，亞穩態工程技術可以有效地指導設計各種結構組合的高熵合金，在下文的圖文導讀中，呈現了雙相高熵合金的高強韌性的形成機理以及其性能優勢。

    圖文導讀：

    圖一：組成為Fe-（80-x）Mn-xCo-10Cr-10 （圖中從左至右分別對應x = 45 at%, 40 at%, 35 at% 以及 30 at%） 的HEAs的XRD（x射線衍射模式）和EBSD（電子背散射衍射）圖像。

圖1 ：從左至右分別為Mn質量分數為45%，40%，35%以及30%的高熵合金Fe-（80-x）Mn-xCo-10Cr-10的XRD及EBSD圖。θ為布拉格角。圖中，不難發現，Mn含量對最終相組成以及激活特定驅動轉換機制（如 TWIP（孿生誘發塑性） 或TRIP（相變誘發塑性）效應）的調諧相的穩定性等有很大的影響。我們注意到，在Mn含量為35at%的合金中只有極微量的h.c.p.（密排六方）相，因此不能稱之為DP-HEA（雙相高熵合金）。

    圖二：組成為Fe-50Mn-30Co-10Cr-10的高熵合金中兩相的均質性。

圖2：a圖為EBSD映射圖樣區區域的能量色散光譜圖。b圖為EBSD映射圖相界處的典型APT（電子探針探測圖）中的鐵，錳，鈷，鉻原子的APT三維重建圖。黑色的十字標識是指該APT的針尖所對應的位置。

    圖三：TRIP-DP-HEA和單相HEAs的機械性能對比

圖3：晶粒尺寸以微米為單位表示。a圖為拉伸性能。圖中，我們對參考文獻6中的質量配比為Fe-20Mn-20Ni-20Co-20Cr-20的單相高熵合金的拉伸曲線的數據做了對比。a中的插圖示中呈現的是參考文獻16、17以及我們的工作中所能達到的合金強度和延展性增量的對比；強度和延展性分別用極限拉伸強度和斷裂伸長率來衡量。插圖中a，b和c分別表示Ti60，Ti80和Ti100的異構薄片相對于大粒度Ti的增量；d，e和f分別代表了I，II和III高比強度鋼相對于輕量化的Fe-Al-Mn-C型鋼的增量； g和h分別表示粗粒度（約為45微米）和細粒度（晶粒尺寸？4.5微米）的Fe-37Mn-45Co-9Cr-9（質量分數）的DP-HEA相對于單相Fe-37Mn-45Co-9Cr-9（質量分數）HEA的增量。b圖展示的是加工硬化效應。插圖像我們解釋了f.c.c.（面心立方）相的穩定性是通過對晶粒細化過程的優化以提高合金的應變硬化能力的；插圖中的數據點的誤差為三次測試值的標準偏差。

    圖四：室溫下，TRIP-DP-HEA的拉伸變形過程中的微觀變形機制。

圖4：a圖為不同相變量下的EBSD相圖，揭示了形變誘發馬氏體相變的過程。ε-loc表示局部應變，TD為拉伸方向。b圖為ECCI（電子輸送對比成像技術）展示了缺陷子結構在f.c.c.相和h.c.p.相中的演變過程。g表示的是衍射矢量，γ和ε分別表示f.c.c.相和h.c.p.相。c圖表示在TRIP-DP-HEA中的微觀過程的示意圖。