金属结构材料是支撑现代工业发展的脊梁，尤其是高强、高塑/韧性的金属材料在我国基础设施、航空航天、国防军工等领域中有着广泛的应用。但传统强韧化机制主导的材料力学性能逐渐达到瓶颈，克服强塑性不平衡、突破性能极限一直是金属材料领域永恒的主题和研究挑战^[1~8]。一方面，由局部组织严重塑性变形引起的裂纹等缺陷不仅大大缩短材料的使用寿命，还增加了制造成本，造成资源浪费，并带来不容忽视的巨大安全风险，是制约材料性能提升和可靠性的瓶颈问题；另一方面，基于细晶强化、位错强化等传统强韧化方法的效果已趋于极限，甚至造成负面影响。研究^[2,9~13]表明，将晶粒细化至超细尺度(< 500 nm)虽然可以使材料的强度提升数倍，但随之造成了应变硬化能力的衰减甚至丧失，因而不可避免地导致塑性严重降低。同样，严重的强塑性互斥矛盾也存在于高密度位错强化的金属材料中，尤其是在含脆性金属间化合物的双/多相材料中^[13~16]。

近年来，将具有显著流变应力差异的软硬相间区域作为基元进行有序构筑而形成的异质结构，为解决金属材料中强-塑-韧性难以兼顾的问题提供了全新思路^[17~22]。在这些异质构型里，层片异构在促进强-塑-韧性同步提升方面展现出更为突出的效果。这主要归结于，与其他类型异质结构(如双峰结构、谐波结构)相比，层片异构拥有相对高的异质区占比(异质界面面积/试样体积)，有利于激发更密集的几何必需位错塞积、存储，因而显著增强了异质变形诱导(HDI)强化与应变硬化效应^[6,22,23]。此外，受天然材料(如贝壳珍珠层、骨骼、鳞片)的跨尺度构造启发，本研究团队^[24~27]提出了在层片异质的基础上进一步引入多尺度仿生的构筑理念，即仿生的多级层片异构协同设计。通过在纳米、微米乃至宏观等多尺度上集成软硬相、强韧相，促进了逐步的异质变形和动态的应变配分，实现了持续高的应变硬化，材料甚至具备超优的止裂能力。此外，得益于软硬层周期性跨尺度交替排列，多级层片异构设计不仅为应力传递和调控提供了有效通道，还可与相变诱导塑性、孪生诱导塑性及微带诱导塑性等多种强韧化机制进行多尺度耦合，显著增强了异质变形与应变硬化能力^[22~27]。

本文主要聚焦本研究团队多年来在多级层片异构金属材料方面的研究进展^[6,23~27]，介绍了仿生鱼骨型、微层片遗传型、蚕茧位错网型等典型多级层片异质结构的理念与设计原理，系统梳理了多尺度软硬层片异质变形激发的几何必需位错积累、HDI强化与应变硬化，以及与传统强韧化机制的耦合作用机制^{[6, 23~27]}。其次，重点阐述了多级层片异构设计可有效克服由不可控裂纹、超细晶组织及高密度位错造成的强塑性不平衡矛盾及其潜在的作用机制。之后，回顾了该新型异构策略可拓展至多金属体系，即使对于没有天然层片结构的铸态或前驱体合金，仍可通过多尺度的微结构遗传与重构构筑出先进的多级层片异质结构^[25~27]。基于此，突破了新一代高铁关键接触线的设计和制备难题，实现了多性能协同优化，综合性能国际领先^[25]。总体而言，本研究团队提出的多级层片异构设计理念在基础研究和工程应用中均展现出广泛的先进性和适用性，为研发结构-功能一体化的高性能金属结构材料提供了坚实的理论基础与技术支撑。最后，展望了更先进的多级层片异构材料的开发及未来潜在发展方向。

多级层片异质结构的强化核心源于软硬层片之间所引发的HDI强化效应，从微观尺度上调控了材料的力学响应机制^[6,17~23]。在加载初期，软层片由于屈服强度较低，率先进入塑性变形阶段。位错作为晶体中常见的线缺陷，开始在软层片内大量萌生、滑移。由于软层片与硬层片之间存在显著的强度差异，位错在向异质层片界面运动时，会受到硬层片的阻碍，进而在界面附近堆积，形成梯度分布的几何必需位错。与此同时，硬层片因其较高的强度，在这一阶段主要处于弹性变形或准弹性变形状态，对软层片的塑性变形起到约束作用^[6]。

这种软硬层片间的变形异质性，诱导产生了2种关键应力。在软层片中，大量堆积的梯度几何必需位错形成了与外加载荷方向相反的背应力。因此，背应力的存在阻碍了位错的进一步滑移，延迟了软层片的屈服进程，提升了软层片的表观屈服强度。例如，在异质层片结构的纯Ti中，在发生变形时，软层片内的背应力可高达数百兆帕，对整体强度的提升贡献显著^[18]。在硬层片中，由于受到软层片内背应力的作用，产生了与外加载荷同向的前应力。前应力的产生增加了硬层片内的有效应力，降低了其局部屈服强度，使得硬层片在一定程度上能够及时参与变形，从而有效维持了材料的整体塑性，避免过早失效。

需要强调的是，软硬层片内的这2种应力并非孤立存在，也不会因为作用方向相反而完全抵消；相反，由于作用长度不一样以及异构单元多级分布，这2种应力会在逐步发生的异质变形过程中产生多尺度的动态交互，因而形成持续高的HDI强化和应变硬化。因此，这种突出的HDI效应可以使得多级层片异构材料在保持高屈服强度的同时，具备良好的塑性，实现强塑性，甚至韧性的协同提升，克服传统均质材料中强-塑-韧性不平衡的矛盾。

突破不可控裂纹、超细晶组织及高密度位错诱导的强塑性不平衡矛盾是3类典型的国际研究难题，其严重制约了材料的工程可靠性和使用寿命^[24,26,28]。本研究团队提出的多级仿生耦合层片异构的协同设计策略为突破上述强塑性矛盾提供了全新的解决思路。本节将系统回顾如何实现多级层片异构的精准调控以及性能的协同提升，重点阐述设计并制备的多级层片异质结构在克服以上3类强塑性掣肘难题中的潜在机制与关键优势。

在高强-塑-韧性金属结构材料的设计过程中，实现高裂纹容限能力的本质挑战在于如何协调裂纹萌生与裂纹扩展之间的能量竞争过程^[24,28,29]。当金属材料受到外界载荷作用时，若其弹塑性变形无法充分吸收并耗散这些载荷能量，便可能导致裂纹的产生。裂纹的形成主要源于材料局部组织的严重塑性变形，而材料的应变硬化可以消除裂纹扩展尖端的高应力集中现象。但遗憾的是，局部变形的微观组织往往缺乏持续的应变硬化能力，这便造成了裂纹的不可控扩展。即一旦材料内部出现裂纹，在应力的持续作用下，这些微裂纹便会迅速长大为宏观裂纹，导致材料过早失效，造成低的拉伸塑性。尽管多级结构的生物材料通常展现出卓越的裂纹容忍能力，但却因缺乏足够的常规晶格缺陷来有效承载应变而无法承受大幅度的变形。

基于多级仿生耦合层片异构的设计理念，本研究团队通过自主研发的磁控高温度梯度定向凝固装备(图1a)，控制固/液界面即使在高抽拉速率(约250 μm/s)下也能以胞状形态生长。因而，将Al₁₉Co₂₀Fe₂₀Ni₄₁ (原子分数，%，下同)共晶高熵合金中均匀的双相(fcc + B2)组织设计并制备成一种仿生鱼骨状的多级双相层片异质结构(图1b^[24])。拉伸变形时，鱼骨状层片异构中不但形成平面滑移的常规位错，还将沿着这些位错萌生高密度微裂纹以缓解材料变形时的应力集中。值得注意的是，这些高密度微裂纹仅在硬的B2相中大量萌生，一旦遇到软韧的fcc相时，裂纹尖端便在相界面附近被钝化为圆形，此时裂纹不再扩展、穿透(图1c^[24])。这种现象在鱼骨型层片异质结构中跨越多个尺度，因而形成了多级的裂纹缓冲效应，成功制止了通常因裂纹不可控造成的材料过早失效。

这种多级裂纹缓冲效应是由于fcc相中顺序启动了多模态的位错滑移，其动态交互，甚至激发了微带变形。这些多尺度耦合的变形机制不仅使材料具备超优的塑性变形能力，还诱导产生了持续高的应变硬化能力，因而钝化了B2相中的裂纹尖端，致使束缚在B2相中的微裂纹只能沿着拉伸加载方向继续生长(图1c^[24])，使得在B2相中大量存在的微裂纹不仅不会恶化材料性能，反而可以作为一种友好的应变“补偿者”去改善宏观拉伸塑性。因此，这种仿生鱼骨型的多级层片异构设计实现了超优的裂纹容限能力，解决了传统因高密度裂纹萌生、扩展而触发部件快速解体失效的常见灾难性问题。因而“化害为利”，在不牺牲强度的情况下，取得了极高的断裂韧性(约318 kJ/m²)，尤其是均匀拉伸延伸率从传统均质共晶高熵材料的约16%提升至约50%，增幅超200% (图1d^[24])。

总体而言，仿生的多级层片异质结构可以激发多模态的位错滑移甚至微带变形等多尺度耦合的变形机制，诱导突出的应变硬化能力，从而产生强的多级裂纹缓冲效果，实现裂纹萌生受控、扩展受限与塑性耗能增强的统一，因而打破了传统均质材料中“强度-塑性-韧性”间的制约关系。同样需要强调的是，该新型异质结构不仅可有效融合本征与非本征韧化机制，更可通过构建跨尺度的裂纹耗散路径为研发新一代高裂纹容限、高止裂金属材料提供先进的设计范式，可用于解决工程应用中长期存在的“谈裂纹色变”问题，对于提高跨海大桥、高层建筑、核电、火电、航母、核潜艇、航空航天、大型钢构件等领域结构材料的能源效率和服役安全性具有重要现实意义。

共晶高熵合金结合了高熵材料和传统共晶材料的优点，但具有优异拉伸性能的共晶高熵体系仅有少数几个，且性能存在较大的提升空间^[30~32]。细晶强化是一种能够同时提高金属材料强度和塑性的有效策略，然而在通过机械热处理把材料的晶粒细化至极小的特征尺度(< 500 nm)时，晶内的位错储存能力会出现骤降^[15]。因而，在提高共晶高熵合金强度的同时往往不可避免地造成其应变硬化能力的衰减甚至丧失，导致均匀拉伸延伸率显著降低。因此，严重晶粒细化造成的强塑性掣肘显著制约了共晶高熵合金等金属结构材料性能的进一步提升。尽管引入形变孪晶可以用于提高超细晶材料的塑性(即TWIP效应)，但形变孪晶的形成要求材料具有较低的层错能，且在超细晶中孪晶的启动通常要求较高的临界激活应力。同时，也面临形变孪晶诱导的应变硬化在超细晶中作用时间短等难题，从而无法长久维持稳定的拉伸变形去实现优异的强塑性匹配^[23]。

针对以上共性关键问题，本研究团队通过电弧熔炼耦合电磁搅拌制备了共晶层片均匀细小的铸态AlCoCrFeNi_2.1共晶高熵合金，然后通过调控冷轧、退火等简单的机械热处理工艺去刻意遗传铸态共晶高熵合金中的天然微层片组织，从而创造性地构筑出一种超细晶修饰的fcc + B2双相多级层片异质结构(图2a^[6])。相比于传统依赖严重塑性变形与高温再结晶的工艺^{[15,16,33,34]}，微层片遗传策略提供了可控且能耗更低的层片异构设计新路径。该策略有效保留了铸态共晶合金中天然的微层片，并在后续的简单机械热处理过程中加以调控，因而实现了对微层片的精准继承与进一步细化，未形成传统的自由混合双相超细晶结构。更重要的是，这种微层片遗传的多级层片异质结构不仅具备超细晶的高强度，同时展现出优异的拉伸塑性，甚至优于铸态粗晶的塑性(图2b^[6])，成功突破了超细晶共晶高熵合金中普遍存在的强塑性不平衡矛盾。

这种显著提高的力学性能可归因于微层片遗传的多级层片异构中，fcc层片会受到B2晶间析出物和相邻硬的B2层片的两级约束变形(图2c^[6])。相比于未约束的自由变形，目前的多级层片异质结构需要在更高的应力加载下才能进行塑性变形，因而获得了高的屈服强度。同时，在异质层片附近形成的几何必需位错有效促进了长程应变梯度的建立(图2d^[6])，因而带来了强的HDI应力和应变硬化能力，实现了强塑性的同步改善。此外，自生的微裂纹捕捉机制(图2e^[6])可以防止材料过早失效，延长了拉伸应变量。

进一步地，通过调控机械热处理工艺与fcc层片内的相分解行为，对Al₁₉Co₂₀Fe₂₀Ni₄₁共晶高熵合金的层片结构、晶粒尺寸和晶内成分进行了三重设计，制备出一种超细晶主导的多级双相层片异质结构，尤其是降低了fcc层片的层错能并构建了多模态的晶粒分布(平均尺寸约为460 nm)。这种新型的多级双相层片异构设计诱导了独特的多阶段应变硬化行为(图2f^[23])，因而持续有效地稳定了拉伸变形，最终实现了更优异的强塑性结合。多尺度研究^[23]表明，这种多阶段硬化行为源于双相层片异构带来的强HDI应变硬化和顺序激活的多类型纳米孪生变形(图2f^[23])。相比于传统的单一HDI应变硬化，这种多类型纳米孪生增强的多阶段硬化行为可以在保证高屈服强度的同时使超细晶材料实现更高的均匀延伸率，同时使抗拉强度与屈服强度的差值更高。这样的性能优势可有效改善材料屈服后的抗意外过载能力，对于实际应用和提高工程结构的安全性同样具有重要作用。

总体而言，多级层片异质结构可以促进几何必需位错的致密形成以及激发高的HDI内应力，从而解决了超细晶材料中低位错积累、低孪生倾向等前沿基础研究难题，实现了强塑性的协同提升。

共晶合金凭借其卓越的流动性和可铸造性已成为制造大型母坯的理想材料^[30~32]。值得注意的是，用成分简单的传统共晶合金代替多主元共晶高熵合金，在兼顾制备工艺和制造成本的同时可展现出更高的性价比^[26]，这是因为传统共晶合金的流动性和铸造性通常更好，且具有良好的可操作性和经济性。但与共晶高熵合金以及其他性能卓越的合金种类相比，传统共晶材料未表现出令人满意的强塑性组合。虽然引入高密度位错可以显著提高共晶合金等材料的强度，但高密度位错的存在会消耗晶粒的后续变形能力和应变硬化能力，因而严重牺牲拉伸塑性，甚至造成无延展性。这种不利现象在含有脆性金属间化合物的共晶材料中尤为严重^[15,16]。

针对以上共性关键问题，本研究团队采用电磁感应熔炼法制备了公斤级Ni-32.88%Fe-9.53%Al (质量分数)传统共晶合金。该合金由交替排列的微米尺寸fcc和B2相构成，展现出典型的双相层片异质结构。通过调控冷轧、非等温退火工艺，主导相fcc层片呈现出一种包含高密度位错的蚕茧状超纳位错网结构(图3a^[26])，体积分数高达85%，特征尺寸(26  ±  5)  nm，远小于传统增材制造的fcc相中常见的位错胞结构^[35]。这一独特结构起源于fcc层片内包含高密度的共格纳米析出相(图3b^[26])，其致使冷轧引入的大量位错在退火过程中发生了可控的局域回复和三维动态重组，最终形成了一种蚕茧状的超纳位错网结构。具体而言，在退火过程中，这些共格纳米析出相可以作为高效的钉扎点抑制位错移动。更为关键的是，这些纳米析出相在退火初期就已存在，为位错提供持续有效的钉扎作用，而非传统的仅在退火后期介入。这些优势有效抑制了退火导致的位错大规模湮灭现象的发生，进而在持久的强钉扎作用下，位错在纳米尺度上自发组织成低能态的三维网状结构——蚕茧状的超纳位错网。

这种蚕茧状的超纳位错网使遗传的层片异质结构实现了前所未有的细化，从而使传统NiFeAl共晶材料实现了吉帕级的超高屈服强度(图3c^[26])。同时，由于极细的特征尺度((26  ±  5)  nm)，这种蚕茧状的超纳位错网可以类似析出相一样促使滑移面软化，从而在fcc相内诱导强的平面位错滑移，并可以进一步跨过相界传递到相邻的脆性金属间化合物B2相中(图3d^[26])。由此产生的滑移带细化和位错密度的动态积累不仅实现了金属间化合物的室温塑化，而且提高了材料整体的应变硬化能力，维持了稳定的流变应力，因而促使拉伸塑性同步提升(图3c^[26])。因此，这种易于铸造的简单共晶合金展现出令人惊讶的强塑性结合，不仅优于所有种类的传统共晶及近共晶合金(图3c^[26])，而且优于目前增材制造的高性能共晶高熵合金。此外，这种优异的强塑性在超低温液氮环境(约77 K)下仍然可以维持，成功解决了因高含量B2金属间化合物的存在而引发低温脆性等难题^[36,37]。

总体而言，蚕茧状超纳位错网增强的多级层片异质结构可以激发强的位错平面滑移以及位错在异质层片间的滑移传递，从而提高了位错积累与交互作用，诱导了突出的应变硬化能力，因而解决了高密度位错致使的强塑性矛盾以及低温脆性等共性难题，同时为创新增材制造的位错结构提供了新思路。

Cu-1.0%Cr-0.1%Zr (质量分数)合金凭借其高强度和高导电性的特点，在新能源汽车、核聚变、航空航天以及高速铁路等诸多关键领域引起了广泛关注。特别是近年来，随着时速350 km的复兴号列车开通运营以及成渝高铁中线时速400 km高铁项目的稳步推进，加之我国碳达峰碳中和国家战略的全面实施，市场对采用Cu-Cr-Zr合金制备的第三代高铁接触线材需求迫切，并提出了更严苛、更多元的要求^[38]。从性能层面来看，这类高铁接触线材不仅要具有超优的强塑性匹配，还要具备高的电导率、动态力学性能以及卓越的耐摩擦性能。在尺寸方面，对接触线母坯材料提出了长尺寸、大卷重的要求；同时，为匹配后续的变形强化工艺，要求母坯直径不能太大。因此，如何借助新型强韧化机制，尤其是在较小的截面变形比条件下，进一步增强Cu-Cr-Zr合金的力学性能，同时保持甚至提升其电导率及其他与应用密切相关的重要性能，至今仍是亟待攻克的领域难题^[25]。

针对以上关键需求，借鉴多年来在高性能多级层片异构方面的研究经验，本研究团队提出了一种反常规的解决策略——对磁控非真空连铸态Cu-Cr-Zr合金中高度发达的枝晶多级体进行多尺度的微结构遗传。具体而言，在优化热机械加工过程中，严格控制这些发达的枝晶逐步变形、拉长、排列和细化(图4a^[25])，而非传统加工工艺中那样完全破坏这些枝晶，可控地在Cu-Cr-Zr合金中设计并制备出一种类似贝壳、竹子内部组织的多级纤维层片(HFL)异质结构(图4b^[25])。这种独特的HFL异构铜合金具备卓越的多功能特性，特别是实现了突破性的高强度-高延展性-高导电性结合(图4c^[25])，而传统均质材料中强度和延展性、强度和导电性是2类此消彼长的矛盾，很难兼顾。研究^[25]表明，这种HFL异构设计大大削弱了对电子的散射作用，使材料具备高导电性，同时诱导了复杂的多层级内应力，因而顺序激发出多种以前无法实现的变形和强韧化机制，实现了高强高塑/韧性。这些激发的额外机制包含致密多样化的位错捕捉、大规模的堆垛层错增殖、9R相辅助的纳米孪生、自缓冲的剪切带以及不断增强的HDI应变硬化。因此，HFL异构Cu-Cr-Zr合金同时展现出远远超过传统均质超细晶铜合金的动态力学性能(比如冲击韧性)和耐摩擦性能(图4d^[25])。

这种生物启发、遗传衍生的HFL异构设计理念在铜合金中属国际首创，打通了Cu-Cr-Zr合金长尺寸非真空连续生产和兼顾多重关键性能同步提升的技术瓶颈：直径14.8 mm的Cu-Cr-Zr合金棒材的抗拉强度为654 MPa，断后延伸率为13.5%，电导率达到79.3%IACS。其总体性能指标全面达到并超越了现行中国铁路标准中高铁接触线的行业标准，综合性能处于国际领先^[38] (图4c~e^[25])，为我国高速轨道交通、5G/6G通信、微电子系统、新能源汽车、集成电路及聚变堆热交换器等领域用高性能铜合金提供了新的研发范式和关键设计思路。

相比于传统的异构设计，本研究团队提出的多级层片异质结构可在多个长度尺度上激发出强烈且逐步的异质变形行为，从而实现了持续的HDI强化与应变硬化效应。先进的多级层片异构可诱导强的HDI内应力，因而多尺度激发、耦合传统的变形和强韧化机制，最终联合赋予材料一系列多样化的突出性能和优异属性。这些机制有效突破了不可控裂纹、超细晶组织及高密度位错诱导的强塑性不平衡的矛盾，实现了更突出的强-塑-韧性同步提升，在基础研究和工程应用中均展现出广泛的适用性和高效性，有效拓展了先进异构新材料的理论前沿。

此外，从简单的纯金属到成分复杂的高熵合金等多种金属材料体系，这种创新的异构设计策略都可被采用。即使对于初始不具备天然层片组织的铸态(前驱体)金属材料，该策略仍可通过对其固有微结构特征(如枝晶)的遗传利用与多尺度重构，在材料内部构筑出先进的多级层片异质结构。

同时，这种多级层片异构协同设计策略展现出优异的工艺兼容性和成本效益，有效推动了高性能金属材料由“单一性能极限突破”向“多性能协同优化”的加速演变，不仅可以实现超优的强-塑-韧性匹配，还可以诱导突出的裂纹容忍能力和功能特性(如导电性)，为实现多性能协同优化提供了可操作性的优异结构设计范式，为面向复杂服役环境的下一代高性能材料研发提供了坚实的理论支撑和实践依据。

然而，在目前的多级层片异构材料中，结构异质性与力学性能之间的内在关系尚未被定量揭示和系统阐明，此外，当前的多级层片异构设计与优化策略仍然主要依赖经验方法。未来若能结合多尺度的计算模拟和实验验证，并辅以基于大数据的机器学习，将有望加速建立统一的设计准则和科学框架，推动未来基于机理理解的先进多级层片异构材料设计。

另一个严峻挑战是如何精准调控、组织新兴材料体系(如高熵合金、成分复杂合金)中局部区域的化学和结构的空间异质性，因而设计、制备出更高性能的多级层片异构材料。快速发展的增材制造技术，可实现精细的跨尺度(凝固)工艺控制，有望充分发挥这些新型合金设计理念的巨大潜力，助力应对重大的经济、能源与环境挑战。

最后，未来还应重点加强多尺度理论模拟、异质界面精准构筑与服役行为的一体化研究，推动多级层片异构协同设计策略从实验室走向更广的规模化应用场景，为国家重大工程和战略装备提供安全、可靠、可持续的新一代高性能结构材料解决方案。