在面心立方(fcc)材料中，层错能(SFE)强烈影响主要变形机制的激活，即马氏体相变(MT)、孪生(TW)和位错滑移(SL)。实验SFE和普遍的变形模式之间的关系已经在许多系统中得到了很好的证明，包括中/高锰相变诱导塑性(TRIP)/孪晶诱导塑性(TWIP)钢、TWIP高熵合金。例如，>10-16mJ/m2的奥氏体钢通常通过孪生变形，而较低的钢则表现为变形诱导马氏体相变(DIMT)。

然而，上述关系分界相当粗糙，导致预测能力较弱。在不同的合金中，TRIP/TWIP转变的临界实验SFE变化明显，说明建立SFE与普遍变形模式之间的理论关系是可行的。重要的是，最近对确定SFE的实验方法的重新审视表明，由于其潜在的近似值，实验SFE仅限于正值，实验SFE不能反映亚稳态fcc合金中fcc相的真实热力学稳定性，而计算得出的SFE与稳定和亚稳态fcc合金的热力学相稳定性有良好的相关性，实验与理论计算之间的差异仍不明确。

上海交通大学的研究人员提出了理论和实验相结合的方法，重新建立了变形模式与理论SFE之间的相关性，并研究了影响变形模式转变的关键因素。相关论文以题为“Theoretical and experimental study of phase transformation and twinning behavior in meta stable high-entropy alloys”发表在Journal of Materials Science & Technology。

论文链接：

https://doi.org/10.1016/j.jmst.2021.05.037

用感应熔炼制备直径40 mm的不同成分铸锭，均匀化1200℃×6h(水淬)，在1000℃下热锻为20×20mm板材，其中Cr36Co36Ni28合金在950℃退火40min，平均晶粒尺寸为8μm；等原子CrCoNi合金在950℃退火30min，平均晶粒尺寸为8.3μm，Cr30Co30Ni40合金进一步冷轧至1mm厚，然后950℃退火25min，平均晶粒尺寸为8.7μm。

研究发现新形成的HCP结构在热力学上是稳定的。随着应变的增加，它受到进一步的弹塑性变形，与周围的面心立方基体相似。在负的亚稳面心立方合金中，hcp马氏体中基面部分位错形核的能垒大于面心立方基体中的能垒。这意味着在hcp相中激活基底部分位错比在面心立方基体中引发Shockley部分位错需要更高水平的应变/应力集中，这在一定程度上是提高应变硬化率的原因之一。

图 1 三种Cr-Co-Ni合金拉伸试验中特定应变下的变形显微组织

图2 拉伸到指定应变的Cr36Co36Ni28合金变形显微组织的EBSD图

图 3 TRIP Cr36Co36Ni28合金拉伸试验中特定应变下的变形显微组织

图 4 TWIP和TRIP Cr-Co-Ni合金的拉伸工程应力-应变曲线

综上所述，本文基于经典的逐层孪晶机制和新的转化介导孪晶路径，重新建立了从头计算SFE与变形机制之间的关系。通过理论和实验研究，确定了影响Cr-Co-Ni三元合金TWIP和TRIP过渡的关键因素。与传统测量值为正的SFE相比，本文提出理论计算的SFE为负的亚稳合金可以作为更好的参数来反映普遍的变形机制。

研究表明Co-Cr-Ni三元合金的临界值=-30 mJ/m2，δ=10%，对应TWIP和TRIP效应的边界，这也适用于其他多组分固溶体合金。本文提出的变形机制转变边界与各种亚稳合金的实验结果完全一致。需要提醒的是，在使用不同方法计算SFE时，本文提出的临界值可能存在一定的误差，但将理论值与变形机制联系起来的整体理论框架仍应保持不变。本文为应用量子力学计算设计转化诱导塑性和孪晶诱导塑性机制以获得先进的力学性能提供了参考。 （ 文： 破风 ）

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