图1 铸造TiZrHfTa0.5 HEAs和冷轧+退火后的(a-d)BSE， EBSD图，(e)XRD图谱，(f-g)TEM，SAED和EDS结果

退火温度会影响冷轧试样中的晶粒结构和hcp相的比例，变形和细长结构仍保留在200°C和420°C退火试样中。越来越多的纳米结构hcp相在退主要从bcc晶界（GB）成核，这可能诱导强烈的晶间强化效应，从而与退火引起的软化趋势相反。铸态和冷轧+退火试样的bcc 相与hcp相的取向关系(ORs)是相同的，为[111]bcc//[1120]hcp和[001]bcc//[1120]hcp方向。

图2 (a)稳态COFs和(b)不同载荷下的磨损率，(c)实验和参考HEAs的COFs-硬度关系。(d-g)磨擦表面形貌的SEM和三维轮廓。

人们认为软金属太容易变形，而硬化金属的塑性可能大大降低。在这种情况下，COFs不容易通过简单的硬化来降低，而TiZrHfTa0.5 HEA冷轧加退火后的bcc→hcp相变可以促进硬度-延性协同作用，从而降低COFs随硬度的变化。当提高退火温度时（特别是在870°C时），这些相变明显增强的试样具有更光滑的磨损表面，碎屑更少，粗糙度降低，这意味着耐磨性得到改善。

图3 截面(a) SEM，(b) TEM与相应的SAED模式，(c) 摩擦后EDS和HAADF-STEM (d)不同深度的晶粒尺寸和hcp含量，(e) (c)中矩形的HAADF-STEM，EDS，(f)SAED和HRTEM，(g) hcp原子Fourier-filtered后的图像，(h) bcc和hcp界面的HRTEM和SAED。(i) ORs的衍射示意图。

具有额外激活相变的自发双相梯度纳米结构继续适应梯度塑性，抑制应变局部化，从而进一步提高耐磨性能，因此870℃退火HEA具有最佳的摩擦学性能。H SAED模式显示了bcc和hcp两种不同的方向关系分别为，即[111]bcc1//[1120]hcp和[001]bcc2//[1120]hcp。为了揭示完成这两个bcc→hcp相变的潜在原子过程，应该解剖它们界面区域的原子排列和缺陷。

图4 (a)第一次相变界面HRTEM，(b)晶格和(c)原子间距， (d) 相变的示意图，(e-f) Burgers机制示意图

示意图总结了上述原子重排行为，其中，为了获得最终的bcc晶格结构，需要通过原子沿着[111]bcc方向移动进行额外的压缩。因此，第一次bcc→hcp相变遵循经典的Burgers机制。hcp和bcc结构之间的晶格对应关系说明原子在(110)bcc平面上分别沿着[112]bcc膨胀和[111]bcc方向压缩。

图5(a)第二次相变界面HRTEM，(b)原子间距。(c)部分位错偶极子和原子重排的协同示意图。

HRTEM图像还展示了OR值为[001]bcc2//[1120]hcp和(110)bcc2//[1100]hcp的另一种的bcc→hcp过渡界面区域的。与第一种过渡情况不同，这种情况下(110)bcc面到[110]bcc的倾角在hcp相应该从90°大幅降低到61.4°，由部分位错偶极子完成。bcc结构中的位错反应可能发生在a/2[111]→ a8[110] +a4[112] +a8[110]，在密排面 (110)bcc上都激活。在每一个(110)bcc面上，部分位错偶极子来完成倾斜角度的减小。另一方面，原子重排也使原子间距从原来的沿[110]bcc方向的2.41 Å逐渐增大到在hcp相沿[1100]hcp方向2.82 Å，沿[110]bcc方向产生~ 17%的宏观剪切应变，(110) bcc平面上的部分位错偶极子滑移和原子重排协同下完成了第二次bcc→hcp相变。

通过原子重排或/和滑动协同产生的部分位错偶极子bcc→hcp相变可以缓解和适应磨损亚表面摩擦引起的应力和应变场。除了遵循经典Burgers机制的第一类bcc→hcp相变外，原子运动过程在本文章中已经得到了很好的分析因此马氏体相变唯象理论也可以用于研究第二类bcc→hcp相变。总而言之，文章在原子尺度观察表明，成分分离的bcc→hcp相变在自发梯度磨损的表面进一步激活，hcp相分数增加的双相结构继续容纳反复摩擦中引起的塑性，最终提高了耐磨性。分析了bcc→hcp相变的两种原子运动机制，主要是原子重组或/和部分位错偶极子滑动的协同作用。（文：晓太阳）

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