主要合金的体心立方（bcc）晶体结构具有低于其塑性变形受限的韧脆转变温度（DBTT），这导致脆化
。这个问题困扰着bcc材料，从室温下或略低于室温的钢铁到高达1200°C的耐火合金（参考文献3, 4）。对于在建筑和运输基础设施、能源技术及高超音速应用中使用的bcc合金（例如耐火的多主元合金，通常称为中熵或高熵合金）来说，这一广泛的当前和潜在应用集常常受到这一转变的限制  。这一限制源于它们非密堆积晶体结构，迫使位错，特别是螺位错，依赖热激活的弯曲对成核来移动  。因此，在低温下，螺位错的滑移变得缓慢，导致强度急剧增加，而塑性在裂纹尖端受到限制，直到完全脆性断裂发生 。传统的减小DBTT的策略主要依赖于通过仔细的替代和间隙合金化促进螺位错的滑移  ：尽管间隙元素通过引入额外的钉扎应力来增加DBTT，但替代合金化在某些情况下可以使bcc材料具有韧性 。这一点在通常极其脆的耐火二元和多主元元素合金中得到了观察   。通过向五主元（V、Nb、Ta）元素中集中添加IV族元素（Ti、Zr、Hf），可以增强螺位错的滑移，这种现象与降低的不稳定堆垛缺陷能量和增加的弯曲对平衡浓度相关  。除了促进位错滑移外，改善韧性的额外策略包括激活多重变形机制 。孪生诱导塑性（TWIP）和转变诱导塑性（TRIP）可以通过增强应变硬化和均匀塑性而提高韧性  ，而一些软化机制，如弯曲带，也可以通过促进塑性而提高韧性  。尽管TWIP和TRIP机制在面心立方（fcc）合金中在增加低温损伤容忍度方面非常有效，但由于控制成核、传播和迁移的机制之间的根本差异，其在低温bcc合金中的有效性是有限的。这一限制源于温度相关的位错滑移应力和温度不敏感的孪生应力之间的竞争，这两者可以在滑移-孪生转变处趋于一致   。在这个转变附近，假设将1/2 <111>的螺位错核转化为三个1/6 <111>的分数位错以绑定一个传播的孪生胚胎的应力，低于相同位错保持其紧凑核和滑移所需的应力  。该过程可能伴随着相变到ω相，这反过来可能进一步降低孪生迁移应力并促进孪生增厚 。超过这个转变，孪生通过TWIP效应增强塑性；然而，在靠近或低于它时，孪生通过影响界面而促进脆性失效   。尽管孪生阻止了屈服应力的进一步增加（从而限制了裂纹尖端塑性区的收缩）  ，但合金中固有的高位错成核障碍阻碍了界面处损伤的耗散。因此，这一转变导致了拉伸中的脆性断裂（例如，在Fe-Si中），因此几乎总是测量在压缩中，这种应力状态闭合了裂纹  。尽管如此，有证据表明滑移-孪生转变可以发生在没有明显DBTT的合金中，例如Nb 45 Ta 25 Ti 15 Hf 15和一种电子特性相似，但化学上更简单的Nb 70 Ti 30合金  。先前的研究表明，Nb 45 Ta 25 Ti 15 Hf 15由于位错滑移、孪生和弯曲带的结合，在宽温度范围内具有优异的强度和韧性 。综上所述，这些机制维持了塑性并抑制了脆性断裂，导致在77 K下，断裂韧性高达90 MPa√m。这些因素的组合使得这一转变在能够保持拉伸塑性的合金的断裂行为中的作用不明确。为了解这些bcc合金的机械行为，我们在大约20 K的更低温度下通过进行单轴拉伸测试和基于非线性弹性J的断裂韧性测试进行了研究，其中能量释放率J被测量为裂纹扩展Δa的函数。除了测量块体机械特性外，我们还进行了广泛的断裂后的电子背散射衍射（EBSD）、断裂面观察和透射电子显微镜分析。