高熵合金动态力学行为研究进展

王开心，仝永刚，陈永雄，王 洁，张舒研，3，梁秀兵

（1 长沙理工大学 汽车与机械工程学院，长沙 410114；2 军事科学院国防科技创新研究院，北京 100071；3 浙江大学 海洋学院，浙江 舟山 316021）

高熵合金（high-entropy alloys，HEAs）的设计理念是在21 世纪初被提出［1］，不同于传统的以一种或两种元素为主要基体、通过添加少量其他元素来改善合金性能的设计方法，高熵合金是一种由四个或四个以上元素等摩尔比或近等摩尔比组成的高混合熵多主元合金，它打破了人们普遍认为复杂的元素组成会形成金属间化合物的惯性理念，而更倾向于形成简单固溶体结构［2-5］，具有高强度［6］、高耐腐蚀性［7-8］、高耐磨性［9-10］、优异高低温性［11-12］以及抗辐照性能［13-14］等优势。它的出现拓展了合金的研究范围，是一种极具研究价值的新型合金。

自高熵合金出现以来，研究人员对其准静态力学行为进行了深入且全面的研究，取得了大量的研究成果。但近年来，在高熵合金实际服役过程中，应对复杂动态载荷的需求增多［15-18］，因此对其动态力学行为的关注度提高。在动态载荷下，高熵合金往往具有更高的强度，表现出与准静态载荷下不同的力学性能特点。与准静态条件下相比，高熵合金在动态条件下变形机制也更加复杂，位错运动更加剧烈并常伴有孪生诱发塑性（twinning induced plasticity，TWIP）或相变诱导塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效应的出现等。因应变速率高，变形产生的热量无法及时散出，引起的绝热温升现象也是在动态载荷下需要考虑的因素［19］。

本文基于现有研究报道，归纳总结了不同相结构高熵合金的动态力学行为、释能特性和本构模型的研究进展，并提出了高熵合金动态力学行为研究存在的问题及展望，以期为后续的相关研究提供参考。

1 不同相结构高熵合金的动态力学行为

高熵合金在准静态载荷和动态载荷下的力学行为存在一定差异，部分高熵合金在准静态和动态载荷下的力学性能对比如表1［20-34］所示。高熵合金的相结构主要有面心立方结构（FCC）、体心立方结构（BCC）和密排六方结构（HCP），其中关于HCP 相高熵合金动态力学行为的研究报道较少。具有不同相结构高熵合金的动态力学性能与变形机制有所差别，主要表现为：FCC 高熵合金较BCC 高熵合金强度低、塑性好［35］；多相高熵合金是提高强度与延展性协同作用的有效途径［36］。FCC 与BCC 高熵合金变形过程中均以位错运动机制为主，而FCC 高熵合金则更容易产生孪晶，应变硬化能力较强；多相高熵合金在变形过程中，较软的FCC相与较硬的BCC 相或析出强化相协同应对变形［32］。

1.1 高熵合金动态力学行为研究实验方法

研究人员主要使用分离式霍普金森拉/压杆实验装置测试高熵合金的动态力学性能，它可实现恒应变速率加载，并巧妙地解耦应力波和应变速率效应，能较好地观测和分析材料变形过程。由于分离式霍普金森拉杆与压杆实验原理相近，故本文主要对分离式霍普金森压杆进行介绍，其示意图如图1［37］所示。它主要由撞击杆、入射杆、透射杆和信息采集与处理系统组成，试件被粘接在入射杆与透射杆之间，通过调节气压大小控制撞击杆以一定的速度撞击入射杆产生应力波，当应力脉冲沿着入射杆到达试样时，一部分以反射波的形式反射回入射杆，另一部分形成透射波进入透射杆中［37］。应变片记录了应力波的传播过程，应变速率ε̇、应变ε和应力σ由一维应力波理论公式（式（1）~（3））求取［38］。

图1 分离式霍普金森压杆示意图［37］Fig.1 Schematic diagram of split Hopkinson pressure bar ［37］

式中：Cb为压杆中弹性纵波传播速度；Ls为试样的长度；εr为反射脉冲应变；Ab为压杆截面积；As为试样截面积；Eb为杆的杨氏弹性模量；εt为透射脉冲应变。

除了霍普金森杆实验，也有研究人员采用其他实验方法来研究高熵合金在冲击加载下的特性，如弹道实验和轻气炮实验等［25，39］。与霍普金森杆实验不同，这两种实验方法加载过程应变速率更高，通过撞击过程中产生的气压或火光大小及撞击后试样弹丸/靶板的破坏情况等对高熵合金的冲击行为做出评价，主要研究高熵合金的冲击释能特性。

1.2 FCC 结构高熵合金动态力学行为

FCC 结构高熵合金大多由Co，Cr，Ni，Fe，Mn，Al等元素构成，FCC 结构较低的层错能（stacking fault energy，SFE）［40］特点利于变形孪晶产生，因此，该类高熵合金的变形机制大多为位错滑移与孪生混合，从而产生较强的塑韧性与应变硬化能力，此特性在低温下会更加凸显［30］。

1.2.1 FCC 结构高熵合金动态载荷下孪晶变形机制

FCC 结构高熵合金较低的SFE 利于在变形中产生孪晶，同时应变速率和温度等外部条件对孪晶形成也有所影响，而孪晶对合金性能的改善具有至关重要的作用。Qiao 等［23］对动态拉伸载荷下的CrMnFe-CoNi HEAs 研究发现，试样的孪晶体积分数约为准静态拉伸试样的6 倍，从而在动态拉伸试样的流变应力强化中较准静态拉伸试样中贡献更多。合金在准静态拉伸条件下，屈服应力、真极限应力和应变分别为399，1042 MPa 和0.34，动态拉伸载荷下的对应值则为472，1586 MPa 和0.57，其工程及真应力-应变曲线如图2［23］所示。Jiang 等［29］采用带有低温系统和高速摄像机的霍普金森杆系统，在298 K 和77 K 下对Al0.1CoCrFeNi HEAs 进行动态压缩实验。结果表明，随着温度从298 K 降至77 K，高应变速率和低温促进形成丰富的纳米级孪晶，显著提高材料的应变硬化能力。Kumar 等［41］对Al0.1CrFeCoNi HEAs 在不同应变速率下的微观组织进行观察，发现高应变速率下较准静态载荷下孪晶与位错交互作用更加强烈，提高了合金的应变硬化率。Jiang 等［42］发现在3×103s－1应变速率下Cr26Mn20Fe20Co20Ni14HEAs 中产生块状变形孪晶，明显促进了合金的应变硬化效应，并与Lomer-Cottrell 位错锁一起显著消除了热软化和绝热剪切局部化的影响。

图2 5×10－4 s－1和7×103 s－1应变速率下CrMnFeCoNi 高熵合金的工程（a）和真应力-应变（b）曲线［23］Fig.2 Engineering（a） and true stress-strain（b） curves of CrMnFeCoNi HEAs in different strain rates of 5×10－4 s－1 and 7×103 s－1［23］

此外，孪晶还通过霍尔-佩奇效应对高熵合金的变形产生一定影响。马胜国等［22］发现极低的SFE 促使CoCrFeNi HEAs 在准静态和动态条件下均表现出显著的TWIP 效应，但动态条件下孪晶更多，甚至会诱发二次孪晶的出现，加剧孪晶与位错的相互作用，带来明显的强化效应，同时产生动态霍尔-佩奇效应。He等［43］研究发现FeCoNiCrMn HEAs 在动态载荷下仍然存在霍尔-佩奇效应，并认为在晶粒尺寸更细的材料中，晶界面积的增加可以进一步促进孪晶形成或层错形核。

1.2.2 FCC 结构高熵合金动态载荷下非晶化变形机制

在冲击压缩期间，固态非晶化是非金属材料中的常见现象，而金属和类金属冲击诱导非晶化不像非金属中那样容易［44］，但在高熵合金中，非晶化是除位错、孪晶等变形机制之外的另一变形特征，特别是在高应变速率下，它可以有效吸收冲击应变能，提高冲击穿透的极限承载能力。Jian 等［44］利用分子动力学发现在超过一定应变速率后，CoCrNi MEAs 会产生非晶化。在800 m/s 的低冲击速度下，材料变形机制中位错滑移和孪晶占主导地位，不发生非晶化；但随着冲击速度的提高，变形机制转变为固态非晶化。在超高冲击速度下，材料会发生广泛的非晶化，从而消除了层裂强度的各向异性，但非晶化也会使材料的层裂强度有所降低。

1.2.3 FCC 结构高熵合金动态载荷下绝热剪切变形机制

除以上变形机制外，FCC 高熵合金在高应变速率下还会出现绝热剪切效应，对合金性能产生不利影响。Park 等［45］研究发现CoCrFeMnNi HEAs 在高应变速率下不只出现了更多的孪晶，还出现了绝热剪切带，此时动态压缩变形是位错和孪晶硬化与热软化之间的竞争。黄小霞等［46］和Li 等［47］在动态载荷下的CrMnFeCoNi HEAs 帽状试样中发现了绝热剪切带，并且发现在剪切带边界处，位错胞和孪晶沿剪切方向高度拉长；在剪切带中心，形成了超细等轴晶粒和纳米孪晶。Li 等认为此现象可由旋转动态再结晶机制来解释，他们还发现，由于合金具有较高的抗剪切局部化能力，从而导致绝热剪切带的形成需要施加较大的剪切应变。Li 等［30］在Al0.3CoCrFeNi HEAs 帽状试样的绝热剪切带内广泛观察到动态再结晶，在帽状试样的剪切区中却没有观察到，表明合金在动态载荷下继续硬化，而不是通过再结晶软化。Hasan 等［48］研究发现CrMnFeCoNi HEAs 的元素偏析使材料中软硬区域交替，能有效阻碍绝热剪切带传播，提高材料的韧性。Li 等［49］制备了Co11.3Cr20.4Fe22.6Mn21.8Ni23.9HEAs，并利用高速成像技术结合数字图像相关（digital image correlation，DIC）法证实变形带的形成于屈服前就已开始，这对理解合金屈服前硬化行为至关重要。

1.3 BCC 结构高熵合金动态力学行为

对FCC 结构高熵合金动态力学行为进行研究的同时，BCC 结构高熵合金动态力学行为的研究也逐渐增多，研究对象目前主要可分为AlxCoCrFeNi 系高熵合金与难熔高熵合金两大类。AlxCoCrFeNi 系高熵合金的相组成主要与Al 含量有关；难熔高熵合金的组成元素主要为Nb，Zr，Ti，Ta，Mo，Hf，W 等，Senkov 等［50］统计了150 余种难熔高熵合金的相结构，发现约有80 余种为单相BCC 结构。部分难熔高熵合金体系及其相组成如表2［50-63］所示。以下将从AlxCoCrFeNi 系高熵合金与难熔高熵合金两方面进行阐述。

表2 难熔高熵合金相组成Table 2 Phase composition of refractory high-entropy alloys

1.3.1 AlxCoCrFeNi 系高熵合金动态力学行为

目前，关于AlxCoCrFeNi 系高熵合金动态力学行为的研究报道较少，但从已有报道中可以总结出，AlxCoCrFeNi 系高熵合金中BCC 相的体积分数随着Al 含量的增加而增大［22］。而且加入其他元素后，也有类似表现，Cao 等［32］和He 等［64］对AlxCoCrFeMnNi HEAs 的研究表明，随着Al 含量增加，合金由FCC 结构逐渐转变为FCC+BCC 双相结构并最终转变为BCC 结构。Yeh 等［9］研究发现AlxCoCrCuFeNi HEAs随着Al 含量的增加，由单相FCC 结构向单相BCC 结构转变。

作为BCC 结构高熵合金，AlCoCrFeNi HEAs 在动态载荷下力学性能与FCC 高熵合金类似的是都具有正应变速率效应，不同的是具有更高的强度、更密集的位错和更少的孪晶及其相互作用更剧烈。王璐等［37］研究发现AlCoCrFeNi HEAs 在应变速率为2.53×103s－1时，其压缩断裂强度和断裂应变分别为2618 MPa 和34%，较准静态载荷下提升较多，表现出明显的正应变速率效应，与FCC 高熵合金类似；不同的是AlCoCrFeNi HEAs 在两种压缩载荷下的变形机制均为位错滑移，强度提高主要缘于较高的位错密度及位错间的相互作用加剧。马胜国等［22］对不同应变速率下CoCrFeNiAl1HEAs 进行研究发现，在高应变速率下，位错运动速度加快，诱发位错增殖塞积，形成高密度位错群，显著提高了合金强度。对合金断口特征研究发现，合金在不同应变速率下都呈现韧脆混合的准解理特征，局部有少量韧窝产生，但相比FCC 高熵合金数量较少；动态载荷下，合金断裂面处还出现了鱼鳞状的重熔现象，黄海等［65］在动态压缩载荷下的AZ61 镁合金断裂试样中也观察到了这一现象。

1.3.2 难熔高熵合金动态力学行为

难熔高熵合金因具有耐高温特性可作为高温结构材料应用于航空航天及核能领域［66］；因具有耐冲击、高强度和结构释能特性可在国防领域得到应用，其价值潜力明显可见。

在动态载荷下，难熔高熵合金拥有优异的力学性能，位错运动是其主要的强化机制，绝热剪切效应对合金性能起消极作用。张硕［34］研究了在TiZrHfNbTa中添加不同含量Mo 后的动态力学行为，结果发现，随着Mo 含量和应变速率的提高，合金的屈服强度也随之提高。TiZrHfNbTaMox（x=0.25，0.5，0.75）系列HEAs 动态载荷下的高强度主要来源于：高应变速率下需要更高的外加应力激活位错运动；在位错运动速度接近横波速度的情况下，合金黏度增加，提高了位错运动的临界应力；局部弹性应力场与位错应力场的相互作用阻碍位错的运动。同时，合金在高应变速率下也产生了绝热剪切效应，并与加工硬化产生对抗。Ren 等［67］对TiZrNbV HEAs 进行研究发现，合金表现出正应变速率效应，而且由于合金的低热导率，绝热剪切带更容易产生，并且可能是动态载荷下导致合金应力崩溃和脆性断裂的重要因素。最近，Song 等［27］通过带有同步高速红外热探测器的霍普金森压杆实验系统与数值模拟相结合的方法，研究了高熵合金Hf-NbZrTi 帽状试样中绝热剪切带的形成机制。结合实验观察和数值模拟结果，发现应变软化和热软化不能解释帽状试样中如此严重的软化响应与如此早期的绝热剪切带形成，表明在绝热剪切带形成过程中损伤软化应起主导作用，而热软化则起次要作用。早在2008 年Rittel 等［68］在对Ti6Al4V 合金试样动态再结晶纳米晶粒的观察中就提出，绝热剪切破坏不仅是一种机械不稳定，而且是在任何热软化之前导致局部材料软化的强烈微观结构演变的结果。

由以上分析可知，绝热剪切带的存在限制了难熔高熵合金的性能提升，于是有研究人员通过在合金中引入相变诱导塑性（TRIP）效应等手段来应对此困境。王睿鑫［20］在制备NbZrTiTa HEAs 时通过增大电弧熔炼的熄弧电流，提高了过冷度和冷却速率，使其处于带有大量位错的热力学亚稳态，以期产生TRIP 效应。对其力学性能测试得出合金呈现正应变速率效应，并认为TRIP 效应提高了合金的塑性，并有效削弱了绝热剪切带的影响。Huang 等［69］设计了一种亚稳（Ti-ZrHf）87Ta13HEAs，在对其进行研究时发现了马氏体孪晶转变机制，该机制可显著提高加工硬化能力并有力对抗绝热剪切效应，同时获得大均匀延性和高强度。与常规TRIP 和TWIP 塑性强化机制不同，该机制结合了二者的最佳特性，显著缓解了在BCC 结构合金中普遍观察到的强度-延性制衡情况。他们还提出了激活该机制的合金开发准则，对开发性能优异的新型体心立方合金具有重要意义。

此外，温度对难熔高熵合金的动态力学行为也具有较大影响。Cao 等［70］研究了温度和应变速率对Ti29Zr24Nb23Hf24高熵合金力学行为的影响。结果表明，合金的屈服应力随应变速率的增加而显著增大；并且流变应力呈现从应变软化到应变硬化的趋势，特别是在相对较低的温度下。Hu 等［71］对TaNbHfZrTi HEAs 进行研究发现，在室温下动态（0.4×103~2.6×103s－1）压缩期间，合金的流变应力变化不大，原因可能是当前动态下的应变率变化太小，无法加强黏性阻力效应并进一步影响流变应力。然而，由于黏性阻力的影响随着温度的升高而增加，在673 K 动态压缩下合金表现出显著的应变速率敏感性。另外，无论是在室温还是高温下，合金在高应变速率下都出现了变形带，却没有观察到孪晶。Dirras 等［72］研究发现TiHfZr-TaNb 高熵合金在4.7×103s－1应变速率下不只出现了绝热剪切带，还出现了孪晶，说明应变速率的提高对难熔高熵合金孪晶的形成具有促进作用。

1.4 多相结构高熵合金动态力学行为

在高熵合金动态力学行为研究的过程中，单相结构往往不能获得很好的强度-塑性匹配，因此研究人员希望通过在合金中形成多相结构，在保持一定塑性的情况下提高强度。

1.4.1 FCC+BCC 双相结构高熵合金动态力学行为

FCC+BCC 双相结构高熵合金在动态载荷下的性能表现与单相高熵合金类似，但此时研究人员更关注热激活效应和声子阻力的影响。马胜国等［22］和Wang 等［31］对Al0.6CoCrFeNi HEAs 进行研究，结果发现合金表现出正应变速率效应，在4×103s－1时极限断裂应变接近40%。合金动态变形时FCC 相为位错滑移与变形孪晶共同作用，表现出一定的TWIP 效应，而BCC 相则以位错滑移为主。此外，Wang 等［31］还发现合金在高应变速率下的应变速率敏感性比静态下高出很多，如图3 所示，解释为高应变速率下，热激活效应减弱，导致更高的外部应力和应变速率敏感性。Zhang 等［73］对AlCoCr1.5Fe1.5NiTi0.5进行研究获得同样发现，并认为热激活效应在低应变速率下起主要作用，在高应变速率下则主要与不可忽略的声子阻力有关。Cao 等［32］对Al0.6FeMnCoCrNi HEAs 进行动态拉伸实验，测得屈服应力和应变速率敏感指数从准静态条件下的350 MPa 和0.018 增加到动态条件下的469 MPa 和0.024。他们认为合金强度提高主要来自动态条件下热激活效率降低和黏滞声子对位错滑移的阻力等。

图3 Al0.6CoCrFeNi 高熵合金在两个不同区域的屈服强度随应变速率的变化［31］Fig.3 Yield strength of Al0.6CoCrFeNi HEAs varies with strain rate in two different regions［31］

1.4.2 第二相析出强化FCC/BCC 结构高熵合金动态力学行为

第二相析出强化高熵合金的动态力学性能较准静态载荷下有所提高，且析出相起到一定的强化作用。Li 等［74］利用霍普金森压杆研究了CoCrNiMox（x=0，0.1，0.2） HEAs 在高应变速率下的动态响应，发现随着Mo 含量从0 增加到0.2，屈服强度从大约450 MPa 增加到大约800 MPa。其中Mo0.2在动态载荷下的强度增量受益于固溶Mo 引起的固溶硬化效应以及过饱和Mo 引起的σ 相沉淀硬化。同时，固溶Mo 使Mo0.2的SFE 维持在较低水平，利于孪晶形成；过饱和Mo 引入了高能界面区，有助于形成滑移带、微带和纳米孪晶，提高了合金的应变硬化能力。但同时丰富的微带也是Mo0.2中容易出现微裂纹的原因。Zhong 等［33］发现Al0.3CoCrFeNiTi0.3HEAs 主要由FCC 相和少量BCC/B2 相组成，其屈服强度从应变速率为10－3s－1的810 MPa 提升到4.7×103s－1的1181 MPa。动态载荷下，层错网络和固定Lomer-Cottrell 位错锁的密度更大，并认为动态Hall-Petch和微带诱导塑性效应可能是获得优异动态压缩性能的原因。

1.4.3 HCP+FCC/BCC 双相高熵合金动态力学行为

HCP+FCC/BCC 双相高熵合金在拥有较高强度的同时保持了一定的塑性。曹承明［75］设计出一种亚稳态双相（HCP+FCC）Fe45Mn25Cr15Co15HEAs，并研究了其动态强韧机制：合金强度大幅度提高主要来自固溶强化和相界面密度的增加；FCC 相转化为HCP相产生的相变诱导塑性和位移塑性则使合金塑性保持较高水平。张周然［28］制备的HfZrTiTaxHEAs 中，Ta0.16和Ta0.33由HCP+BCC 双相组成。在对Ta0.16和Ta0.33的动态测试中，Ta0.16具有较高的强度与良好的塑性，Ta0.33则表现较差。Ta0.16的屈服强度从准静态载荷下的1175 MPa 增加到动态载荷下的1433 MPa，而断裂变形率一直保持在10%~11%左右，提高强度的同时很好地兼顾到了塑性。研究人员还对此类双相结构高熵合金的层裂特征进行了研究。Yang 等［76］制备了双相（HCP+FCC）Fe50Mn30Co10Cr10HEAs，并利用单级轻气枪和多普勒探针系统（doppler pin system，DPS）研究了微结构对合金层裂演化的影响。结果表明，孔洞没有在马氏体（M）/基体界面和M 聚集区处形核，而是在基体相内形核，主要原因是这两部分的残余压应力对微裂纹具有闭合作用，阻碍了裂纹的传播延伸，而且基体中的孔洞形核一般优先在高角度晶界的三联点和相邻晶粒的晶界处形核。

2 高熵合金释能特性

结构释能材料（energetic structural materials，ESMs）是指将一种或多种金属以一定的工艺方法组成具有优异力学性能的多功能反应材料［77-78］。它具有高密度、高能量密度和低灵敏度等特性，既能作为结构材料进行承载，又能作为释能材料在高速撞击和侵彻目标时释放大量化学能［78］，对目标产生燃爆毁伤，从而获得高效损伤能力。结构释能材料能量结构一体化的特点有望提升弹药综合毁伤能力，但目前的材料无法较好地兼具这两个特性，迫切需要开发出综合性能更加优异的合金材料。高熵合金的出现给结构释能材料的设计开发提供了一个新方向。高熵合金具有高强度和耐高温性等优异性能，使研究人员关注到高熵合金在结构释能材料领域将发挥巨大潜力。

结构释能材料的冲击能量释放特性一般采用较为成熟可行的弹道实验进行测试［67］，如图4 所示，实验装置主要是一个密封的圆柱形腔室，其一侧由薄铝板覆盖；容器内有一个硬砧板，压力传感器位于腔室壁上。样本由4.5 mm 口径的气枪发射，用靶破裂法测量试样的入射速度，在穿透腔室的薄板目标后，试样撞击硬砧板产生反应并释放一定压力，此时测量腔室内的准静态压力，便可以估算结构释能材料的能量释放特性。

图4 直接弹道实验装置［67］Fig.4 Direct ballistic test apparatus［67］

高速撞击下，合金变形速率极高，不可避免会导致绝热剪切带的产生；并且释放大量能量，断裂表面温度急剧升高。2017 年，Zhang 等［24］首次对难熔高熵合金的结构释能特性进行了研究。通过对HfZr-TiTa0.53HEAs 的能量释放特性进行研究，发现合金在具有高强度的同时保持一定塑性；并且能量释放性好，如图5 所示，高速撞击后，HfZrTiTa0.53高能弹丸被引爆，并与空气发生反应，释放出大量能量。但绝热剪切带导致在高速撞击后材料的破碎率较低，影响材料的释能效果。Ren 等［67］对TiZrNbV HEAs 冲击能量释放特性进行了研究。结果表明，材料冲击断裂为绝热剪切引起的脆性断裂，断裂面出现熔融，说明断裂面温度较高；碎片表面氧含量很高，表明材料与氧气发生了剧烈的金属氧化反应。随着冲击速度的提高，化学能量释放效果也越好。

图5 857 m·s－1 （a）和600 m·s－1（b）速度下爆燃过程的高速视频图像［24］Fig.5 High-speed video frames of deflagration process at the speed of 857 m·s－1（a） and 600 m·s－1（b）［24］

为了提高高熵合金的侵彻能力，研究人员主要通过提高其破碎率和自锐能力来实现。王睿鑫［20］为了提升NbZrTiTa HEAs 的塑性和材料破碎率，通过改变制备工艺，使合金处于带有大量位错的热力学亚稳态。随后对合金的释能特性进行测试，结果显示合金在变形过程中产生了TRIP 效应，展现出高强度和良好的塑性，并且提高了绝热剪切带产生的应变速率阈值，从而实现了高破碎率，提升了合金的侵彻破坏能力。Liu 等［21］开发了一种新的具有优异自锐能力的化学无序多相WFeNiMo HEAs，并对其侵彻性能进行了研究。结果表明，WFeNiMo HEAs 具有优异的强度与塑性，在高速侵彻过程中，释放大量能量的同时，出现动态再软化现象，从而产生自锐化行为，增强了其侵彻性能。

不同元素构成的合金一般表现出不同的性能，有研究人员对比分析了不同元素构成高熵合金的释能特性。侯先苇等［79］采用直径14.5 mm 的弹道枪发射装置和准密闭实验容器系统对FeNiMoW 和FeNiCoCr 两种高熵合金在不同速度冲击下的释能效应与侵彻多层目标的毁伤特性进行研究。结果表明，FeNiMoW，FeNiCoCr 两种高熵合金破片分别在1356 m/s 和1217 m/s 冲击速度下出现能量释放现象，并且随着速度的增加，破片冲击释能反应加剧。还有研究人员将高熵合金与传统合金进行对比，陈海华等［80］通过弹道实验发现在同样的撞击速度下，WFeNiMo HEAs 侵彻靶板消耗的能量低于钨合金，具有更强的侵彻穿透能力。

以上弹道实验多被用来研究合金的侵彻能力和能量释放特性，轻气炮则多被用来研究合金的层裂性能。王海民等［39］采用一级轻气炮对两种预处理下的Fe50Mn30Co10Cr10HEAs 进行冲击加载实验，探究了合金的初期层裂特征，发现与静态加载不同，动态载荷下孔洞的形核受孪晶界阻碍，微裂纹的延伸受马氏体限制，因此含有较多马氏体的热轧退火试样比冷轧退火试样具有更小的损伤程度和更高的层裂强度。Hawkins等［81］使用单级轻气炮对FeCrMnNi HEAs 的层裂强度进行测试，发现合金经历了脆性层裂破坏，并且指出该材料中冲击速度和层裂强度的散射归因于该材料中存在铁素体相。

3 高熵合金的动态本构模型与应用

经典Johnson-Cook（J-C）模型作为一种唯象经验黏塑性本构模型，因其能较好地描述金属材料的加工硬化、应变速率和热软化效应，被广泛用于描述合金动态载荷下的力学行为［26］，并具有一定预测作用。本文总结了动态载荷下采用J-C 本构模型的高熵合金，如表3［22，26-27，31-33，47，67，70，73，82-83］所示。高应变速率下还容易引起绝热温升现象，将其考虑进J-C 本构模型进行修正，可以明显地提高实验值与模拟值的吻合度。Wang 等［26］建立了Fe40Mn20Cr20Ni20HEAs 的J-C 本构模型，其预测的流变应力与实验结果吻合良好。王璐等［37］利用J-C 本构模型对高应变速率下CoCrFeNiAlx系HEAs 的应力-应变曲线进行拟合，较好地预测了合金的动态流变行为。Park 等［45］利用修正热软化项后的J-C 本构模型对高应变速率下CoCrFeMnNi HEAs的应力-应变曲线进行了拟合，取得了较好的拟合结果，如图6 所示。张硕［34］利用J-C 本构模型对TiZrHf-NbTaMox系高熵合金的动态流变行为进行描述，模型涵盖应变硬化、应变速率硬化和热软化的影响，更好地预测了合金在动态冲击下的流变应力。

图6 实验和J-C 模型预测的应力-应变曲线拟合对比［45］Fig.6 Comparison of stress-strain curves fitting between experiment and J-C model predictions［45］

表3 采用J-C 本构模型的高熵合金Table 3 A summary of high-entropy alloys by using J-C constitutive model

Zerilli-Armstrong（Z-A）半经验模型是一种基于位错热激活的物理本构模型，具有深刻的物理意义，它从热力学角度出发，系统地将屈服强度的贡献分为热应力和非热应力两部分［84］。张硕［34］根据TiZrHf-NbTa 难熔高熵合金准静态的屈服强度值对非热应力部分进行适当调整，对比了宽应变速率下Z-A 半经验方程拟合曲线与实验所得的屈服强度，结果表明拟合曲线与实验值吻合度较高，可以很好地预测TiZrHf-NbTa HEAs 在宽应变速率范围内的屈服强度。

此外，研究人员还通过其他本构模型和模拟计算方法来研究高熵合金的动态性能。Zhang 等［85］利用泰勒硬化模型建立了NiCoCrFe HEAs 的本构模型。该模型与实验结果吻合较好，预测了准静态和动态拉伸下位错恢复因子和位错密度随应变的演化过程。Qiao等［23］利用位错和孪晶演化的热黏塑性本构模型来描述CrMnFeCoNi HEAs 的动态力学行为。本构模型的拟合结果与实验结果一致，并且表明合金在动态拉伸下的强度提高主要是由伴随高位错密度和来自孪晶的强位错运动阻力的位错森林硬化提供的。Jo 等［25］利用密度泛函理论证实了亚稳VCrFeCoNi HEAs 在动态拉伸下的马氏体相变温度依赖性，并表明BCC 和HCP 相的能量稳定性随温度下降而提高，而且体心立方马氏体的形核位置从变形孪晶转变为HCP 马氏体。Tang 等［86］使用分子动力学研究了CrMnFeCoNi 和CrFeCoNi 两种高熵合金的弹道抵抗能力，并阐明了潜在机制。结果表明，两种合金的抗冲击性能主要得益于较高应变率下产生的更活跃的位错而非孪晶，同时非晶化也有助于冲击能量吸收。但更强的原子键合和更高的位错密度使CrFeCoNi HEAs 更容易发生应变硬化，具有更高的韧性以抵抗高速变形；而较弱的原子键合和更容易发生的位错缠结，使CrMnFeCoNi HEAs 在弹道冲击下抵抗能力较差。

4 结束语

本文主要从高熵合金不同相结构的动态力学行为、释能特性和本构模型三方面对高熵合金的动态力学行为进行了综述，大量研究表明高熵合金的动态力学行为与准静态下的有所差异，力学性能更优异，释能特性表现良好，这让其在动态冲击载荷的服役环境下具有突出优势；本构模型的加入，也使高熵合金动态力学行为的研究更加全面。但是，在动态力学性能、抗绝热剪切性能、冲击释能特性、本构模型及模拟计算等方面还存在诸多问题，亟待后续加强研究，进而推动高熵合金在实际工程中的应用进程。

4.1 FCC 结构高熵合金

FCC 结构高熵合金强度相对较低，应变硬化能力较强，要想提高其动态力学性能，首先可以改变元素组成，其次可以采用粉末冶金法进行制备以提高其强度，还可以通过改变制备工艺、减小晶粒尺寸和创造低温环境来促进孪晶的形成，进一步提高加工硬化能力，同时提高抗剪切局部化能力。

4.2 BCC 结构高熵合金

BCC 结构高熵合金强度较高，但塑性和应变硬化能力较差，主要以难熔高熵合金为主。其在动态载荷下变形时不易产生孪晶，位错运动剧烈，塞积严重以及导热性较差，容易产生绝热剪切效应。研究人员主要通过设计制备亚稳态高熵合金，使其在变形时产生相变诱导塑性效应来有效改善合金强度-塑性制衡问题。同时还可以尽量创造低温变形环境，对孪晶产生具有促进作用，并抑制绝热剪切带的形成。

4.3 多相结构高熵合金

多相结构高熵合金的设计理念参考了传统合金，希望通过增加其他相结构以使合金获得更好的强度-塑性表现，而且大量研究表明引入其他相结构后，合金的性能有所提升，目前存在的主要问题是如何通过改变合金成分或者制备工艺对合金的相组成及分布进行较为精准的调控，从而更好地适配不同的服役环境。

4.4 高熵合金释能特性

高熵合金的冲击释能特性表现出巨大的研究价值与潜力，但目前该方面的研究报道较少，作用机理研究较浅显，主要受限于实验条件较难实现；而且实验测试获取的数据有限且质量不高；对冲击作用过程的观测与表征难度较大，从而进一步加大了实验难度。在提升高熵合金冲击性能方面，目前主要努力方向为提高其破碎率和自锐化能力，以提高其侵彻破坏能力。

4.5 动态本构模型的应用

目前，研究人员广泛使用的本构模型为J-C 本构模型，而且已被证明其模拟的流变应力结果与实验结果具有良好的吻合度，并有一定预测能力，但是其精度与使用范围还有提升空间。同时适当增加Z-A 模型及模拟计算方法的使用，开发更多的本构模型，以期对高熵合金动态力学行为做出更加全面的研究。