高熵合金因多主元组元设计带来的复杂相稳定性、显著固溶强化及迟滞扩散效应，在高温结构材料领域拥有重要研究与应用价值[1-3]。与单相高熵合金相比，双相高熵合金可通过软硬相协同承载获得更好的强塑匹配，其中FCC/B2体系尤受关注。通常，FCC相提供塑性变形能力，B2相及其相关有序结构提供强度储备；当两相比例、尺度及相界状态得到合理调控时，材料有望在较宽温区内获得较优综合力学性能[4-7]。
对于以铸态组织为基础的亚共晶FCC/B2双相高熵合金，其高温力学性能常受组织非均匀性和相间变形失配的共同制约。该类合金通常由初生枝晶和枝间共晶区域组成，不同区域在相组成、强化状态和局部塑性能力上存在明显差异，易在外载作用下产生应变集中。同时，B2相及FCC/B2相界附近往往是损伤敏感区域，在中高温拉伸过程中，裂纹易在这些区域萌生并沿局部脆弱路径扩展[8-9]。因此，这类合金的性能瓶颈并不只在于强度水平，更在于强化与变形协调之间的平衡不足。
预应变-时效是一种典型热机械处理路径，可同时调控位错结构与析出行为。预应变能够提高位错密度并引入储能，为后续析出提供优先形核位置和快速扩散通道[10-11]；时效处理则可进一步调节有序析出相的尺寸、分布和基体强化程度[12]。对于FCC/B2双相高熵合金，该工艺有望提升FCC相承载能力，并改变相间应力分配。然而，FCC相在该类合金中不仅承担承载作用，也承担塑性协调、应力释放和裂纹钝化作用。若预应变时效导致FCC基体强化过度，其高温塑性协调能力可能下降，从而使裂纹更容易由B2相或FCC/B2相界向FCC基体扩展。因此，预应变时效对该类合金高温性能的影响并非简单取决于硬度或强度提升，还需结合L12析出行为、基体强化程度和断裂路径综合分析。
基于此，本文以Ni60Cr10Fe9.9Al18Mo2C0.1亚共晶高熵合金为研究对象，采用冷轧预应变结合中温时效处理，研究预应变时效对其时效响应、L12析出行为、显微组织及800 ℃拉伸性能的影响。重点讨论FCC基体强化、L12析出相尺寸演化、相间变形协调及裂纹扩展路径之间的关联，为亚共晶FCC/B2双相高熵合金热机械处理工艺优化提供参考。
1 实验材料与方法
研究对象为Ni60Cr10Fe9.9Al18Mo2C0.1(原子分数)亚共晶高熵合金。采用真空非自耗电弧熔炼制备，在高纯氩气保护下熔炼，并采用钛锭吸气以降低残余氧含量。为提高成分均匀性，合金锭翻面重熔6次后浇注于水冷铜模，获得铸态试样。合金相组成演化趋势及潜在析出类型通过JMatPro v7.0软件进行热力学计算。
在铸态试样基础上，通过冷轧分别引入15%和30%预应变，记为PS15和PS30。预应变后试样分别在700、750和800 ℃下进行不同时长时效处理并水冷，结合显微硬度测试获得时效时间-硬度曲线，以分析后续试验所采用的时效制度。并进行组织观察和力学性能测试。为便于比较，全文将铸态、直接时效态、15%预应变时效态和30%预应变时效态分别记为AC、PS0-A、PS15-A和PS30-A。
显微组织采用TESCAN MIRA3扫描电子显微镜(SEM)进行观察，透射样品经机械减薄后采用离子减薄方法制备，并使用FEI F200 Talos透射电子显微镜(TEM)进行表征。显微硬度采用Time Group维氏硬度计测试，采用维氏压头，载荷为1 000 g，保载时间为15 s。高温拉伸试验采用TSMT EM6.504万能试验机进行，试验温度为800 ℃，测试气氛为空气。样品标距段长度20mm，应变速率为1×10-3s-1。拉伸断裂后，使用上述扫描电子显微镜对断口及断口纵截面进行观察，用于分析裂纹萌生与扩展特征。
2 实验结果及讨论
2.1 相图分析及工艺设计依据
图1为该合金的相摩尔分数随温度变化曲线。结果表明，在1 200 ℃以下，合金主要由FCC、L12和NiAl型B2相组成；随着温度进一步降低，还可能析出M23C6型碳化物、μ相以及Laves相。合金组织演化可能同时涉及有序相析出、碳化物形成及局部成分再分配，这些过程将共同影响相界邻域组织状态与变形协调性。需要强调的是，热力学相图反映平衡趋势，实际析出路径还受到动力学过程与缺陷结构的制约。
图1 合金的相摩尔分数随温度变化曲线
Fig.1 Variation in the phase mole fraction with temperature for the investigated alloy
从热处理窗口看，700～800 ℃兼具一定扩散能力和组织稳定性。一方面，该温区能够促进有序析出相演化，从而改变FCC相强化水平；另一方面，该温区通常不足以引起铸态枝晶形貌的明显重构，便于在相同宏观组织基础上比较不同预应变条件下的析出行为和力学响应。因此，本文选取700～800 ℃开展时效制度筛选，并以800 ℃拉伸评价高温力学性能。
2.2 时效响应行为
图2给出了不同预应变量试样在700、750和800 ℃下的时效时间-硬度曲线。总体来看，不论预应变量为15%还是30%，试样均在700 ℃下表现出最明显的时效硬化响应，其硬度水平整体高于750和800 ℃条件，说明在本研究中，700 ℃更有利于强化效应的建立。该现象反映了析出强化与回复软化之间的竞争关系。在700 ℃下，溶质扩散足以驱动L12等有序析出相演化，而预应变引入的缺陷结构仍能较大程度保留，因此析出强化与位错强化能够共同提高硬度；当时效温度升高至750或800 ℃时，虽然扩散过程加快，但位错回复和析出相粗化也同步增强，从而削弱净强化增量。因此，700 ℃更接近该合金强化效应与组织稳定性之间的平衡温度。
图2 不同预应变量合金在不同温度下的时效时间-硬度曲线：(a)700 ℃;(b)750 ℃;(c)800 ℃
Fig.2 Aging time-hardness curves of alloys with different pre-strains at different temperatures:(a)700 ℃;(b)750 ℃;(c)800 ℃
其中，15%预应变合金在700 ℃时效12 h后达到峰值硬度，约为396HV；30%预应变合金在相同条件下的峰值硬度约为410HV。较高预应变对应更高峰值硬度，说明预应变引入的缺陷结构能够增强时效响应。这主要是因为较高位错密度不仅为析出提供了优先形核位置，也为短程扩散提供了快速通道，从而促进FCC基体强化。基于此，本文选取700 ℃/12 h作为后续组织观察和力学性能评价的时效制度。
需要指出的是，峰值硬度提高并不等同于800 ℃强塑性的同步提升。对于FCC/B2双相高熵合金而言，高温拉伸性能不仅取决于FCC基体强度，还与FCC相、B2相及FCC/B2相界之间的变形协调和损伤演化密切相关。若FCC基体强化程度过高，其塑性变形、应力释放和裂纹钝化能力可能下降。因此，预应变时效对高温性能的影响仍需结合L12析出行为、拉伸性能和断裂特征进一步分析。
2.3 预应变时效后的显微组织特征
图3为15%预应变和30%预应变样品经700 ℃/12h时效后的显微组织。低倍组织观察表明，两种状态均保留了铸态枝晶组织特征，整体形貌与铸态相近，说明该时效制度未引起宏观组织形貌的明显重构，组织演化主要体现在变形亚结构和析出特征上。进一步观察可见，30%预应变时效态合金中FCC相内的变形痕迹更为明显，尤其在FCC/L12共晶区域更为突出，表明较高预应变在FCC相中引入了更多变形缺陷；相比之下，15%预应变时效态合金中FCC相内变形痕迹相对较弱。在FCC/B2相界附近，两种状态下B2相内网篮状L12析出特征差异不明显，说明该区域对预应变量变化的响应相对有限。相比之下，FCC基体内析出相对预应变量更加敏感，30%预应变时效态合金中FCC基体内析出相尺寸明显大于15%预应变时效态合金。
图3 不同预应变量下合金经700 ℃/12h时效后的显微组织：(a1～a3) PS15-A合金；(b1～b3) PS30-A合金
Fig.3 Microstructures of the alloy aged at700 ℃ for 12h under different pre-strains:(a1～a3) PS15-A alloy;(b1～b3) PS30-A alloy
为进一步验证FCC基体内析出相的晶体结构并定量分析其尺寸特征，对PS15-A和PS30-A合金进行了TEM表征，如图4所示。两种预应变时效态合金中均可观察到分布于FCC基体内的纳米析出相。对应的选区电子衍射结果显示，除FCC基体基本衍射斑点外，还存在有序结构相关的超晶格衍射斑点，表明该析出相具有L12有序结构特征。该结果进一步证实，700 ℃/12h时效过程中FCC基体内发生了L12有序析出。
图4 预应变时效态合金中L12析出相的TEM表征与尺寸分布：(a,c) PS15-A合金；(b,d) PS30-A合金。平均尺寸以平均值±标准误差表示
Fig.4 TEM characterization and size distributions of L12precipitates in the pre-strain-aged alloys:(a,c) PS15-A;(b,d) PS30-A. The mean diameter is expressed as the mean±standard error
尺寸统计结果表明，PS15-A合金中L12析出相较为细小，平均直径为(9.17±0.13) nm，粒径主要集中在5～15 nm范围内；而PS30-A合金中L12析出相明显粗化，平均直径增加至(44.60±0.43) nm，约为PS15-A的4.9倍，粒径分布整体向较大尺寸区间移动。该结果说明，较高预应变引入的变形缺陷能够促进时效过程中L12析出相演化，并进一步增强FCC基体强化程度。
上述SEM和TEM结果共同表明，预应变时效主要通过改变FCC基体中的变形缺陷状态和L12析出行为来影响基体强化程度。较高预应变虽然能够提高硬度和基体承载能力，但L12析出相明显粗化以及FCC基体强化程度提高，也可能削弱FCC相在高温拉伸过程中的塑性协调和裂纹钝化作用。因此，预应变时效对该合金800 ℃拉伸性能的影响，本质上取决于基体强化程度与相间变形协调能力之间的平衡。
2.4 800°C拉伸性能
图5a给出了铸态、直接时效态、15%预应变时效态和30%预应变时效态合金样品在800 ℃下的工程应力-应变曲线。铸态样品表现出较好的综合力学性能，屈服强度超过670MPa，伸长率约为11.5%，表明该合金在铸态条件下已具备较好的高温塑性变形能力。与铸态合金相比，直接时效态样品的屈服强度略有下降，而伸长率明显降低。这表明，单纯时效过程中虽然发生了局部析出和相界邻域组织变化，但并未有效改善FCC/B2双相组织的整体变形协调性，反而可能加剧局部硬化差异，使材料在拉伸过程中更易产生应变集中和界面损伤。
图5 不同工艺状态合金在800 ℃下的拉伸性能：(a)800 ℃工程应力-应变曲线；(b)本研究合金与典型镍基高温合金、钴基高温合金及高熵合金在800 ℃下的比屈服强度-工程应变对比图[9,13-14,15-17]
Fig.5 Tensile properties of the alloy under different processing conditions at800 ℃:(a) engineering stress-strain curves at800 ℃;(b) comparison of specific yield strength and engineering strain at800 ℃ between the present alloy and typicalNi-based superalloys,Co-based superalloys,and high-entropy alloys[9,13-14,15-17]
引入预应变后，合金在800 ℃下的屈服强度明显提高。15%预应变时效态合金的屈服强度提高至约743 MPa，较铸态提高约70 MPa，但伸长率降至约4.7%；30%预应变时效态合金同样保持较高屈服强度，但伸长率进一步降至约1.5%。这表明，预应变时效能够有效提高合金的高温屈服强度，但同时会显著牺牲塑性。当预应变量由15%增加至30%时，强度提升幅度已较为有限，而塑性损失进一步加剧，说明继续提高预应变量并不能实现高温综合力学性能的同步优化。
结合前述组织和TEM结果可以看出，预应变时效后FCC基体内形成L12有序析出相，基体强化程度提高，从而有利于提高800 ℃屈服强度。然而，FCC基体强化程度的提高也会削弱其在高温拉伸过程中的塑性变形、局部应力释放和裂纹钝化能力。特别是在30%预应变时效态合金中，L12析出相明显粗化，FCC基体强化程度更高，使合金更难维持稳定塑性变形。因此，在本研究条件下，预应变时效对该合金800 ℃拉伸性能的影响主要表现为屈服强度提高而伸长率显著下降。
图5b进一步比较了本研究合金与典型镍基高温合金[13]、钴基高温合金[13-14]及高熵合金[9,15-17]在800 ℃下的比屈服强度与伸长率。可以看出，本研究预应变时效态合金在比屈服强度方面具有一定优势，表明其在高温轻量化承载方面具有潜力。然而，其伸长率整体偏低，尤其是30%预应变时效态合金塑性储备明显不足，限制了其高温综合力学性能的进一步提升。由此可见，对于该类亚共晶FCC/B2双相高熵合金，后续工艺优化不应单纯追求硬度或屈服强度提高，还应重点考虑FCC基体塑性保持、相间变形协调及裂纹扩展抑制等问题。
2.5 断裂行为及机制分析
图6为不同状态样品在800 ℃拉伸后的断口纵截面组织。各状态均表现出明显的脆性断裂特征，但裂纹萌生位置和扩展路径存在差异，这与前述组织演化及力学性能变化相对应。
对于直接时效态合金，微裂纹主要在枝晶间B2富集区及FCC/B2相界附近萌生，并沿相界或硬相邻近区域扩展，说明B2相和FCC/B2相界仍是该合