同时实现高屈服强度、高塑性和高疲劳极限是结构材料不断追求的目标。面心立方(face-centered cubic,fcc)中熵和高熵合金具有高抗拉强度、高塑性和高断裂韧性。但由于缺乏对位错运动的阻碍,其屈服强度在室温下一般低于400 MPa,这远远不能满足现代工业发展的要求。通过传统的强化方法,如固溶强化、位错强化、晶界强化和析出强化能大幅提高fcc中熵和高熵合金的屈服强度但往往会牺牲大部分的塑性。本文受传统相变诱发塑性结构材料启发,结合近期对于fcc中熵和高熵合金机械稳定性的第一性原理研究工作,系统研究了 fcc Al0.1CoCrFeNi高熵合金在室温拉伸下的机械稳定性和变形行为,首次在fcc高熵合金中发现了 fcc→密排六方(Hexagonal closed-packed,hcp)(fcc→hcp)和hcp→fcc马氏体相变,证明了在室温下hcp和fcc结构均不稳定。本文的主要研究内容概括如下:铸态Al0.1CoCrFeNi高熵合金在室温拉伸过程中发生了马氏体相变。开始变形后发生fcc→hcp转变,纳米hcp马氏体在宽厚形变孪晶的晶界形成,应变为16.2%时hcp马氏体的体积分数达到最大为16.7%。继续变形发生hcp→fcc转变,纳米hcp马氏体含量降低(断裂后仅为1.48%),厚度减小。马氏体相变是铸态Al0.1CoCrFeNi高熵合金重要的应变硬化机制。细化晶粒严重抑制Al0.1CoCrFeNi高熵合金的马氏体相变和孪生变形。与铸态高熵合金相比,晶粒细化增大了 1073 K退火态高熵合金的形变孪晶间距,减小了孪晶厚度,后者削弱了孪晶界的局部应力集中,从而抑制了 1073 K退火态高熵合金的fcc→hcp马氏体相变。导致在应变硬化的第二阶段,1073K退火态高熵合金的应变硬化率随应变降低,而铸态高熵合金的应变硬化率随应变升高,降低了前者的均匀延伸率。建立了冷轧、低温和高温退火、显微组织和变形行为之间的关联。Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金的屈服强度和平均晶粒尺寸服从霍尔-佩奇关系,且具有较高的点阵阻力和霍尔-佩奇系数。冷轧态和673 K退火态高熵合金强度高,变形由动态回复主导,应变硬化率随应变迅速降低至接近于零,所以塑性很低(<2%)。铸态,1073和1273 K退火态高熵合金随着晶粒尺寸减小,马氏体相变和孪生形变逐渐被抑制,导致在应变硬化的第二阶段,铸态高熵合金的应变硬化率随应变逐渐升高,1073和1273 K退火态的逐渐降低(1273 K退火态的降低速率小于1073 K退火态)。通过冷变形然后中温退火可以有效地在Al0.1CoCrFeNi亚稳高熵合金内部引入复杂的异质结构。用这种方法在Al0.1CoCrFeNi高熵合金合成的异质结构由轧制晶粒(体积分数～10%),部分再结晶(～37%)和再结晶晶粒(～53%)组成。该异质结构具有优异的强度-塑性综合性能(屈服强度～711 MPa,抗拉强度～928 MPa,均匀延伸率～30.3%),超过了目前已报道的所有fcc中熵和高熵合金。本文的研究结果对于深入理解fcc中熵和高熵合金在室温下的机械稳定性和马氏体相变,进一步认识其塑性变形机理和应变硬化行为具有重要参考价值,从而开发高强度-塑性的相变诱发塑性高熵合金,以及其亚稳材料提供依据。