高熵合金動態(tài)力學(xué)行為研究進展

王開心，仝永剛，陳永雄，王 潔，張舒研，3，梁秀兵

（1 長沙理工大學(xué) 汽車與機械工程學(xué)院，長沙 410114；2 軍事科學(xué)院國防科技創(chuàng)新研究院，北京 100071；3 浙江大學(xué) 海洋學(xué)院，浙江 舟山 316021）

高熵合金（high-entropy alloys，HEAs）的設(shè)計理念是在21 世紀(jì)初被提出［1］，不同于傳統(tǒng)的以一種或兩種元素為主要基體、通過添加少量其他元素來改善合金性能的設(shè)計方法，高熵合金是一種由四個或四個以上元素等摩爾比或近等摩爾比組成的高混合熵多主元合金，它打破了人們普遍認為復(fù)雜的元素組成會形成金屬間化合物的慣性理念，而更傾向于形成簡單固溶體結(jié)構(gòu)［2-5］，具有高強度［6］、高耐腐蝕性［7-8］、高耐磨性［9-10］、優(yōu)異高低溫性［11-12］以及抗輻照性能［13-14］等優(yōu)勢。它的出現(xiàn)拓展了合金的研究范圍，是一種極具研究價值的新型合金。

自高熵合金出現(xiàn)以來，研究人員對其準(zhǔn)靜態(tài)力學(xué)行為進行了深入且全面的研究，取得了大量的研究成果。但近年來，在高熵合金實際服役過程中，應(yīng)對復(fù)雜動態(tài)載荷的需求增多［15-18］，因此對其動態(tài)力學(xué)行為的關(guān)注度提高。在動態(tài)載荷下，高熵合金往往具有更高的強度，表現(xiàn)出與準(zhǔn)靜態(tài)載荷下不同的力學(xué)性能特點。與準(zhǔn)靜態(tài)條件下相比，高熵合金在動態(tài)條件下變形機制也更加復(fù)雜，位錯運動更加劇烈并常伴有孿生誘發(fā)塑性（twinning induced plasticity，TWIP）或相變誘導(dǎo)塑性（transformation induced plasticity，TRIP）效應(yīng)的出現(xiàn)等。因應(yīng)變速率高，變形產(chǎn)生的熱量無法及時散出，引起的絕熱溫升現(xiàn)象也是在動態(tài)載荷下需要考慮的因素［19］。

本文基于現(xiàn)有研究報道，歸納總結(jié)了不同相結(jié)構(gòu)高熵合金的動態(tài)力學(xué)行為、釋能特性和本構(gòu)模型的研究進展，并提出了高熵合金動態(tài)力學(xué)行為研究存在的問題及展望，以期為后續(xù)的相關(guān)研究提供參考。

1 不同相結(jié)構(gòu)高熵合金的動態(tài)力學(xué)行為

高熵合金在準(zhǔn)靜態(tài)載荷和動態(tài)載荷下的力學(xué)行為存在一定差異，部分高熵合金在準(zhǔn)靜態(tài)和動態(tài)載荷下的力學(xué)性能對比如表1［20-34］所示。高熵合金的相結(jié)構(gòu)主要有面心立方結(jié)構(gòu)（FCC）、體心立方結(jié)構(gòu)（BCC）和密排六方結(jié)構(gòu)（HCP），其中關(guān)于HCP 相高熵合金動態(tài)力學(xué)行為的研究報道較少。具有不同相結(jié)構(gòu)高熵合金的動態(tài)力學(xué)性能與變形機制有所差別，主要表現(xiàn)為：FCC 高熵合金較BCC 高熵合金強度低、塑性好［35］；多相高熵合金是提高強度與延展性協(xié)同作用的有效途徑［36］。FCC 與BCC 高熵合金變形過程中均以位錯運動機制為主，而FCC 高熵合金則更容易產(chǎn)生孿晶，應(yīng)變硬化能力較強；多相高熵合金在變形過程中，較軟的FCC相與較硬的BCC 相或析出強化相協(xié)同應(yīng)對變形［32］。

1.1 高熵合金動態(tài)力學(xué)行為研究實驗方法

研究人員主要使用分離式霍普金森拉/壓桿實驗裝置測試高熵合金的動態(tài)力學(xué)性能，它可實現(xiàn)恒應(yīng)變速率加載，并巧妙地解耦應(yīng)力波和應(yīng)變速率效應(yīng)，能較好地觀測和分析材料變形過程。由于分離式霍普金森拉桿與壓桿實驗原理相近，故本文主要對分離式霍普金森壓桿進行介紹，其示意圖如圖1［37］所示。它主要由撞擊桿、入射桿、透射桿和信息采集與處理系統(tǒng)組成，試件被粘接在入射桿與透射桿之間，通過調(diào)節(jié)氣壓大小控制撞擊桿以一定的速度撞擊入射桿產(chǎn)生應(yīng)力波，當(dāng)應(yīng)力脈沖沿著入射桿到達試樣時，一部分以反射波的形式反射回入射桿，另一部分形成透射波進入透射桿中［37］。應(yīng)變片記錄了應(yīng)力波的傳播過程，應(yīng)變速率ε?、應(yīng)變ε和應(yīng)力σ由一維應(yīng)力波理論公式（式（1）~（3））求?。?8］。

圖1 分離式霍普金森壓桿示意圖［37］Fig.1 Schematic diagram of split Hopkinson pressure bar ［37］

式中：Cb為壓桿中彈性縱波傳播速度；Ls為試樣的長度；εr為反射脈沖應(yīng)變；Ab為壓桿截面積；As為試樣截面積；Eb為桿的楊氏彈性模量；εt為透射脈沖應(yīng)變。

除了霍普金森桿實驗，也有研究人員采用其他實驗方法來研究高熵合金在沖擊加載下的特性，如彈道實驗和輕氣炮實驗等［25，39］。與霍普金森桿實驗不同，這兩種實驗方法加載過程應(yīng)變速率更高，通過撞擊過程中產(chǎn)生的氣壓或火光大小及撞擊后試樣彈丸/靶板的破壞情況等對高熵合金的沖擊行為做出評價，主要研究高熵合金的沖擊釋能特性。

1.2 FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金大多由Co，Cr，Ni，F(xiàn)e，Mn，Al等元素構(gòu)成，F(xiàn)CC 結(jié)構(gòu)較低的層錯能（stacking fault energy，SFE）［40］特點利于變形孿晶產(chǎn)生，因此，該類高熵合金的變形機制大多為位錯滑移與孿生混合，從而產(chǎn)生較強的塑韌性與應(yīng)變硬化能力，此特性在低溫下會更加凸顯［30］。

1.2.1 FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)載荷下孿晶變形機制

FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金較低的SFE 利于在變形中產(chǎn)生孿晶，同時應(yīng)變速率和溫度等外部條件對孿晶形成也有所影響，而孿晶對合金性能的改善具有至關(guān)重要的作用。Qiao 等［23］對動態(tài)拉伸載荷下的CrMnFe-CoNi HEAs 研究發(fā)現(xiàn)，試樣的孿晶體積分?jǐn)?shù)約為準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣的6 倍，從而在動態(tài)拉伸試樣的流變應(yīng)力強化中較準(zhǔn)靜態(tài)拉伸試樣中貢獻更多。合金在準(zhǔn)靜態(tài)拉伸條件下，屈服應(yīng)力、真極限應(yīng)力和應(yīng)變分別為399，1042 MPa 和0.34，動態(tài)拉伸載荷下的對應(yīng)值則為472，1586 MPa 和0.57，其工程及真應(yīng)力-應(yīng)變曲線如圖2［23］所示。Jiang 等［29］采用帶有低溫系統(tǒng)和高速攝像機的霍普金森桿系統(tǒng)，在298 K 和77 K 下對Al0.1CoCrFeNi HEAs 進行動態(tài)壓縮實驗。結(jié)果表明，隨著溫度從298 K 降至77 K，高應(yīng)變速率和低溫促進形成豐富的納米級孿晶，顯著提高材料的應(yīng)變硬化能力。Kumar 等［41］對Al0.1CrFeCoNi HEAs 在不同應(yīng)變速率下的微觀組織進行觀察，發(fā)現(xiàn)高應(yīng)變速率下較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下孿晶與位錯交互作用更加強烈，提高了合金的應(yīng)變硬化率。Jiang 等［42］發(fā)現(xiàn)在3×103s－1應(yīng)變速率下Cr26Mn20Fe20Co20Ni14HEAs 中產(chǎn)生塊狀變形孿晶，明顯促進了合金的應(yīng)變硬化效應(yīng)，并與Lomer-Cottrell 位錯鎖一起顯著消除了熱軟化和絕熱剪切局部化的影響。

圖2 5×10－4 s－1和7×103 s－1應(yīng)變速率下CrMnFeCoNi 高熵合金的工程（a）和真應(yīng)力-應(yīng)變（b）曲線［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，孿晶還通過霍爾-佩奇效應(yīng)對高熵合金的變形產(chǎn)生一定影響。馬勝國等［22］發(fā)現(xiàn)極低的SFE 促使CoCrFeNi HEAs 在準(zhǔn)靜態(tài)和動態(tài)條件下均表現(xiàn)出顯著的TWIP 效應(yīng)，但動態(tài)條件下孿晶更多，甚至?xí)T發(fā)二次孿晶的出現(xiàn)，加劇孿晶與位錯的相互作用，帶來明顯的強化效應(yīng)，同時產(chǎn)生動態(tài)霍爾-佩奇效應(yīng)。He等［43］研究發(fā)現(xiàn)FeCoNiCrMn HEAs 在動態(tài)載荷下仍然存在霍爾-佩奇效應(yīng)，并認為在晶粒尺寸更細的材料中，晶界面積的增加可以進一步促進孿晶形成或?qū)渝e形核。

1.2.2 FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)載荷下非晶化變形機制

在沖擊壓縮期間，固態(tài)非晶化是非金屬材料中的常見現(xiàn)象，而金屬和類金屬沖擊誘導(dǎo)非晶化不像非金屬中那樣容易［44］，但在高熵合金中，非晶化是除位錯、孿晶等變形機制之外的另一變形特征，特別是在高應(yīng)變速率下，它可以有效吸收沖擊應(yīng)變能，提高沖擊穿透的極限承載能力。Jian 等［44］利用分子動力學(xué)發(fā)現(xiàn)在超過一定應(yīng)變速率后，CoCrNi MEAs 會產(chǎn)生非晶化。在800 m/s 的低沖擊速度下，材料變形機制中位錯滑移和孿晶占主導(dǎo)地位，不發(fā)生非晶化；但隨著沖擊速度的提高，變形機制轉(zhuǎn)變?yōu)楣虘B(tài)非晶化。在超高沖擊速度下，材料會發(fā)生廣泛的非晶化，從而消除了層裂強度的各向異性，但非晶化也會使材料的層裂強度有所降低。

1.2.3 FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)載荷下絕熱剪切變形機制

除以上變形機制外，F(xiàn)CC 高熵合金在高應(yīng)變速率下還會出現(xiàn)絕熱剪切效應(yīng)，對合金性能產(chǎn)生不利影響。Park 等［45］研究發(fā)現(xiàn)CoCrFeMnNi HEAs 在高應(yīng)變速率下不只出現(xiàn)了更多的孿晶，還出現(xiàn)了絕熱剪切帶，此時動態(tài)壓縮變形是位錯和孿晶硬化與熱軟化之間的競爭。黃小霞等［46］和Li 等［47］在動態(tài)載荷下的CrMnFeCoNi HEAs 帽狀試樣中發(fā)現(xiàn)了絕熱剪切帶，并且發(fā)現(xiàn)在剪切帶邊界處，位錯胞和孿晶沿剪切方向高度拉長；在剪切帶中心，形成了超細等軸晶粒和納米孿晶。Li 等認為此現(xiàn)象可由旋轉(zhuǎn)動態(tài)再結(jié)晶機制來解釋，他們還發(fā)現(xiàn)，由于合金具有較高的抗剪切局部化能力，從而導(dǎo)致絕熱剪切帶的形成需要施加較大的剪切應(yīng)變。Li 等［30］在Al0.3CoCrFeNi HEAs 帽狀試樣的絕熱剪切帶內(nèi)廣泛觀察到動態(tài)再結(jié)晶，在帽狀試樣的剪切區(qū)中卻沒有觀察到，表明合金在動態(tài)載荷下繼續(xù)硬化，而不是通過再結(jié)晶軟化。Hasan 等［48］研究發(fā)現(xiàn)CrMnFeCoNi HEAs 的元素偏析使材料中軟硬區(qū)域交替，能有效阻礙絕熱剪切帶傳播，提高材料的韌性。Li 等［49］制備了Co11.3Cr20.4Fe22.6Mn21.8Ni23.9HEAs，并利用高速成像技術(shù)結(jié)合數(shù)字圖像相關(guān)（digital image correlation，DIC）法證實變形帶的形成于屈服前就已開始，這對理解合金屈服前硬化行為至關(guān)重要。

1.3 BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

對FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為進行研究的同時，BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為的研究也逐漸增多，研究對象目前主要可分為AlxCoCrFeNi 系高熵合金與難熔高熵合金兩大類。AlxCoCrFeNi 系高熵合金的相組成主要與Al 含量有關(guān)；難熔高熵合金的組成元素主要為Nb，Zr，Ti，Ta，Mo，Hf，W 等，Senkov 等［50］統(tǒng)計了150 余種難熔高熵合金的相結(jié)構(gòu)，發(fā)現(xiàn)約有80 余種為單相BCC 結(jié)構(gòu)。部分難熔高熵合金體系及其相組成如表2［50-63］所示。以下將從AlxCoCrFeNi 系高熵合金與難熔高熵合金兩方面進行闡述。

表2 難熔高熵合金相組成Table 2 Phase composition of refractory high-entropy alloys

1.3.1 AlxCoCrFeNi 系高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

目前，關(guān)于AlxCoCrFeNi 系高熵合金動態(tài)力學(xué)行為的研究報道較少，但從已有報道中可以總結(jié)出，AlxCoCrFeNi 系高熵合金中BCC 相的體積分?jǐn)?shù)隨著Al 含量的增加而增大［22］。而且加入其他元素后，也有類似表現(xiàn)，Cao 等［32］和He 等［64］對AlxCoCrFeMnNi HEAs 的研究表明，隨著Al 含量增加，合金由FCC 結(jié)構(gòu)逐漸轉(zhuǎn)變?yōu)镕CC+BCC 雙相結(jié)構(gòu)并最終轉(zhuǎn)變?yōu)锽CC 結(jié)構(gòu)。Yeh 等［9］研究發(fā)現(xiàn)AlxCoCrCuFeNi HEAs隨著Al 含量的增加，由單相FCC 結(jié)構(gòu)向單相BCC 結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變。

作為BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金，AlCoCrFeNi HEAs 在動態(tài)載荷下力學(xué)性能與FCC 高熵合金類似的是都具有正應(yīng)變速率效應(yīng)，不同的是具有更高的強度、更密集的位錯和更少的孿晶及其相互作用更劇烈。王璐等［37］研究發(fā)現(xiàn)AlCoCrFeNi HEAs 在應(yīng)變速率為2.53×103s－1時，其壓縮斷裂強度和斷裂應(yīng)變分別為2618 MPa 和34%，較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下提升較多，表現(xiàn)出明顯的正應(yīng)變速率效應(yīng)，與FCC 高熵合金類似；不同的是AlCoCrFeNi HEAs 在兩種壓縮載荷下的變形機制均為位錯滑移，強度提高主要緣于較高的位錯密度及位錯間的相互作用加劇。馬勝國等［22］對不同應(yīng)變速率下CoCrFeNiAl1HEAs 進行研究發(fā)現(xiàn)，在高應(yīng)變速率下，位錯運動速度加快，誘發(fā)位錯增殖塞積，形成高密度位錯群，顯著提高了合金強度。對合金斷口特征研究發(fā)現(xiàn)，合金在不同應(yīng)變速率下都呈現(xiàn)韌脆混合的準(zhǔn)解理特征，局部有少量韌窩產(chǎn)生，但相比FCC 高熵合金數(shù)量較少；動態(tài)載荷下，合金斷裂面處還出現(xiàn)了魚鱗狀的重熔現(xiàn)象，黃海等［65］在動態(tài)壓縮載荷下的AZ61 鎂合金斷裂試樣中也觀察到了這一現(xiàn)象。

1.3.2 難熔高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

難熔高熵合金因具有耐高溫特性可作為高溫結(jié)構(gòu)材料應(yīng)用于航空航天及核能領(lǐng)域［66］；因具有耐沖擊、高強度和結(jié)構(gòu)釋能特性可在國防領(lǐng)域得到應(yīng)用，其價值潛力明顯可見。

在動態(tài)載荷下，難熔高熵合金擁有優(yōu)異的力學(xué)性能，位錯運動是其主要的強化機制，絕熱剪切效應(yīng)對合金性能起消極作用。張碩［34］研究了在TiZrHfNbTa中添加不同含量Mo 后的動態(tài)力學(xué)行為，結(jié)果發(fā)現(xiàn)，隨著Mo 含量和應(yīng)變速率的提高，合金的屈服強度也隨之提高。TiZrHfNbTaMox（x=0.25，0.5，0.75）系列HEAs 動態(tài)載荷下的高強度主要來源于：高應(yīng)變速率下需要更高的外加應(yīng)力激活位錯運動；在位錯運動速度接近橫波速度的情況下，合金黏度增加，提高了位錯運動的臨界應(yīng)力；局部彈性應(yīng)力場與位錯應(yīng)力場的相互作用阻礙位錯的運動。同時，合金在高應(yīng)變速率下也產(chǎn)生了絕熱剪切效應(yīng)，并與加工硬化產(chǎn)生對抗。Ren 等［67］對TiZrNbV HEAs 進行研究發(fā)現(xiàn)，合金表現(xiàn)出正應(yīng)變速率效應(yīng)，而且由于合金的低熱導(dǎo)率，絕熱剪切帶更容易產(chǎn)生，并且可能是動態(tài)載荷下導(dǎo)致合金應(yīng)力崩潰和脆性斷裂的重要因素。最近，Song 等［27］通過帶有同步高速紅外熱探測器的霍普金森壓桿實驗系統(tǒng)與數(shù)值模擬相結(jié)合的方法，研究了高熵合金Hf-NbZrTi 帽狀試樣中絕熱剪切帶的形成機制。結(jié)合實驗觀察和數(shù)值模擬結(jié)果，發(fā)現(xiàn)應(yīng)變軟化和熱軟化不能解釋帽狀試樣中如此嚴(yán)重的軟化響應(yīng)與如此早期的絕熱剪切帶形成，表明在絕熱剪切帶形成過程中損傷軟化應(yīng)起主導(dǎo)作用，而熱軟化則起次要作用。早在2008 年Rittel 等［68］在對Ti6Al4V 合金試樣動態(tài)再結(jié)晶納米晶粒的觀察中就提出，絕熱剪切破壞不僅是一種機械不穩(wěn)定，而且是在任何熱軟化之前導(dǎo)致局部材料軟化的強烈微觀結(jié)構(gòu)演變的結(jié)果。

由以上分析可知，絕熱剪切帶的存在限制了難熔高熵合金的性能提升，于是有研究人員通過在合金中引入相變誘導(dǎo)塑性（TRIP）效應(yīng)等手段來應(yīng)對此困境。王睿鑫［20］在制備NbZrTiTa HEAs 時通過增大電弧熔煉的熄弧電流，提高了過冷度和冷卻速率，使其處于帶有大量位錯的熱力學(xué)亞穩(wěn)態(tài)，以期產(chǎn)生TRIP 效應(yīng)。對其力學(xué)性能測試得出合金呈現(xiàn)正應(yīng)變速率效應(yīng)，并認為TRIP 效應(yīng)提高了合金的塑性，并有效削弱了絕熱剪切帶的影響。Huang 等［69］設(shè)計了一種亞穩(wěn)（Ti-ZrHf）87Ta13HEAs，在對其進行研究時發(fā)現(xiàn)了馬氏體孿晶轉(zhuǎn)變機制，該機制可顯著提高加工硬化能力并有力對抗絕熱剪切效應(yīng)，同時獲得大均勻延性和高強度。與常規(guī)TRIP 和TWIP 塑性強化機制不同，該機制結(jié)合了二者的最佳特性，顯著緩解了在BCC 結(jié)構(gòu)合金中普遍觀察到的強度-延性制衡情況。他們還提出了激活該機制的合金開發(fā)準(zhǔn)則，對開發(fā)性能優(yōu)異的新型體心立方合金具有重要意義。

此外，溫度對難熔高熵合金的動態(tài)力學(xué)行為也具有較大影響。Cao 等［70］研究了溫度和應(yīng)變速率對Ti29Zr24Nb23Hf24高熵合金力學(xué)行為的影響。結(jié)果表明，合金的屈服應(yīng)力隨應(yīng)變速率的增加而顯著增大；并且流變應(yīng)力呈現(xiàn)從應(yīng)變軟化到應(yīng)變硬化的趨勢，特別是在相對較低的溫度下。Hu 等［71］對TaNbHfZrTi HEAs 進行研究發(fā)現(xiàn)，在室溫下動態(tài)（0.4×103~2.6×103s－1）壓縮期間，合金的流變應(yīng)力變化不大，原因可能是當(dāng)前動態(tài)下的應(yīng)變率變化太小，無法加強黏性阻力效應(yīng)并進一步影響流變應(yīng)力。然而，由于黏性阻力的影響隨著溫度的升高而增加，在673 K 動態(tài)壓縮下合金表現(xiàn)出顯著的應(yīng)變速率敏感性。另外，無論是在室溫還是高溫下，合金在高應(yīng)變速率下都出現(xiàn)了變形帶，卻沒有觀察到孿晶。Dirras 等［72］研究發(fā)現(xiàn)TiHfZr-TaNb 高熵合金在4.7×103s－1應(yīng)變速率下不只出現(xiàn)了絕熱剪切帶，還出現(xiàn)了孿晶，說明應(yīng)變速率的提高對難熔高熵合金孿晶的形成具有促進作用。

1.4 多相結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

在高熵合金動態(tài)力學(xué)行為研究的過程中，單相結(jié)構(gòu)往往不能獲得很好的強度-塑性匹配，因此研究人員希望通過在合金中形成多相結(jié)構(gòu)，在保持一定塑性的情況下提高強度。

1.4.1 FCC+BCC 雙相結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

FCC+BCC 雙相結(jié)構(gòu)高熵合金在動態(tài)載荷下的性能表現(xiàn)與單相高熵合金類似，但此時研究人員更關(guān)注熱激活效應(yīng)和聲子阻力的影響。馬勝國等［22］和Wang 等［31］對Al0.6CoCrFeNi HEAs 進行研究，結(jié)果發(fā)現(xiàn)合金表現(xiàn)出正應(yīng)變速率效應(yīng)，在4×103s－1時極限斷裂應(yīng)變接近40%。合金動態(tài)變形時FCC 相為位錯滑移與變形孿晶共同作用，表現(xiàn)出一定的TWIP 效應(yīng)，而BCC 相則以位錯滑移為主。此外，Wang 等［31］還發(fā)現(xiàn)合金在高應(yīng)變速率下的應(yīng)變速率敏感性比靜態(tài)下高出很多，如圖3 所示，解釋為高應(yīng)變速率下，熱激活效應(yīng)減弱，導(dǎo)致更高的外部應(yīng)力和應(yīng)變速率敏感性。Zhang 等［73］對AlCoCr1.5Fe1.5NiTi0.5進行研究獲得同樣發(fā)現(xiàn)，并認為熱激活效應(yīng)在低應(yīng)變速率下起主要作用，在高應(yīng)變速率下則主要與不可忽略的聲子阻力有關(guān)。Cao 等［32］對Al0.6FeMnCoCrNi HEAs 進行動態(tài)拉伸實驗，測得屈服應(yīng)力和應(yīng)變速率敏感指數(shù)從準(zhǔn)靜態(tài)條件下的350 MPa 和0.018 增加到動態(tài)條件下的469 MPa 和0.024。他們認為合金強度提高主要來自動態(tài)條件下熱激活效率降低和黏滯聲子對位錯滑移的阻力等。

圖3 Al0.6CoCrFeNi 高熵合金在兩個不同區(qū)域的屈服強度隨應(yīng)變速率的變化［31］Fig.3 Yield strength of Al0.6CoCrFeNi HEAs varies with strain rate in two different regions［31］

1.4.2 第二相析出強化FCC/BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

第二相析出強化高熵合金的動態(tài)力學(xué)性能較準(zhǔn)靜態(tài)載荷下有所提高，且析出相起到一定的強化作用。Li 等［74］利用霍普金森壓桿研究了CoCrNiMox（x=0，0.1，0.2） HEAs 在高應(yīng)變速率下的動態(tài)響應(yīng)，發(fā)現(xiàn)隨著Mo 含量從0 增加到0.2，屈服強度從大約450 MPa 增加到大約800 MPa。其中Mo0.2在動態(tài)載荷下的強度增量受益于固溶Mo 引起的固溶硬化效應(yīng)以及過飽和Mo 引起的σ 相沉淀硬化。同時，固溶Mo 使Mo0.2的SFE 維持在較低水平，利于孿晶形成；過飽和Mo 引入了高能界面區(qū)，有助于形成滑移帶、微帶和納米孿晶，提高了合金的應(yīng)變硬化能力。但同時豐富的微帶也是Mo0.2中容易出現(xiàn)微裂紋的原因。Zhong 等［33］發(fā)現(xiàn)Al0.3CoCrFeNiTi0.3HEAs 主要由FCC 相和少量BCC/B2 相組成，其屈服強度從應(yīng)變速率為10－3s－1的810 MPa 提升到4.7×103s－1的1181 MPa。動態(tài)載荷下，層錯網(wǎng)絡(luò)和固定Lomer-Cottrell 位錯鎖的密度更大，并認為動態(tài)Hall-Petch和微帶誘導(dǎo)塑性效應(yīng)可能是獲得優(yōu)異動態(tài)壓縮性能的原因。

1.4.3 HCP+FCC/BCC 雙相高熵合金動態(tài)力學(xué)行為

HCP+FCC/BCC 雙相高熵合金在擁有較高強度的同時保持了一定的塑性。曹承明［75］設(shè)計出一種亞穩(wěn)態(tài)雙相（HCP+FCC）Fe45Mn25Cr15Co15HEAs，并研究了其動態(tài)強韌機制：合金強度大幅度提高主要來自固溶強化和相界面密度的增加；FCC 相轉(zhuǎn)化為HCP相產(chǎn)生的相變誘導(dǎo)塑性和位移塑性則使合金塑性保持較高水平。張周然［28］制備的HfZrTiTaxHEAs 中，Ta0.16和Ta0.33由HCP+BCC 雙相組成。在對Ta0.16和Ta0.33的動態(tài)測試中，Ta0.16具有較高的強度與良好的塑性，Ta0.33則表現(xiàn)較差。Ta0.16的屈服強度從準(zhǔn)靜態(tài)載荷下的1175 MPa 增加到動態(tài)載荷下的1433 MPa，而斷裂變形率一直保持在10%~11%左右，提高強度的同時很好地兼顧到了塑性。研究人員還對此類雙相結(jié)構(gòu)高熵合金的層裂特征進行了研究。Yang 等［76］制備了雙相（HCP+FCC）Fe50Mn30Co10Cr10HEAs，并利用單級輕氣槍和多普勒探針系統(tǒng)（doppler pin system，DPS）研究了微結(jié)構(gòu)對合金層裂演化的影響。結(jié)果表明，孔洞沒有在馬氏體（M）/基體界面和M 聚集區(qū)處形核，而是在基體相內(nèi)形核，主要原因是這兩部分的殘余壓應(yīng)力對微裂紋具有閉合作用，阻礙了裂紋的傳播延伸，而且基體中的孔洞形核一般優(yōu)先在高角度晶界的三聯(lián)點和相鄰晶粒的晶界處形核。

2 高熵合金釋能特性

結(jié)構(gòu)釋能材料（energetic structural materials，ESMs）是指將一種或多種金屬以一定的工藝方法組成具有優(yōu)異力學(xué)性能的多功能反應(yīng)材料［77-78］。它具有高密度、高能量密度和低靈敏度等特性，既能作為結(jié)構(gòu)材料進行承載，又能作為釋能材料在高速撞擊和侵徹目標(biāo)時釋放大量化學(xué)能［78］，對目標(biāo)產(chǎn)生燃爆毀傷，從而獲得高效損傷能力。結(jié)構(gòu)釋能材料能量結(jié)構(gòu)一體化的特點有望提升彈藥綜合毀傷能力，但目前的材料無法較好地兼具這兩個特性，迫切需要開發(fā)出綜合性能更加優(yōu)異的合金材料。高熵合金的出現(xiàn)給結(jié)構(gòu)釋能材料的設(shè)計開發(fā)提供了一個新方向。高熵合金具有高強度和耐高溫性等優(yōu)異性能，使研究人員關(guān)注到高熵合金在結(jié)構(gòu)釋能材料領(lǐng)域?qū)l(fā)揮巨大潛力。

結(jié)構(gòu)釋能材料的沖擊能量釋放特性一般采用較為成熟可行的彈道實驗進行測試［67］，如圖4 所示，實驗裝置主要是一個密封的圓柱形腔室，其一側(cè)由薄鋁板覆蓋；容器內(nèi)有一個硬砧板，壓力傳感器位于腔室壁上。樣本由4.5 mm 口徑的氣槍發(fā)射，用靶破裂法測量試樣的入射速度，在穿透腔室的薄板目標(biāo)后，試樣撞擊硬砧板產(chǎn)生反應(yīng)并釋放一定壓力，此時測量腔室內(nèi)的準(zhǔn)靜態(tài)壓力，便可以估算結(jié)構(gòu)釋能材料的能量釋放特性。

圖4 直接彈道實驗裝置［67］Fig.4 Direct ballistic test apparatus［67］

高速撞擊下，合金變形速率極高，不可避免會導(dǎo)致絕熱剪切帶的產(chǎn)生；并且釋放大量能量，斷裂表面溫度急劇升高。2017 年，Zhang 等［24］首次對難熔高熵合金的結(jié)構(gòu)釋能特性進行了研究。通過對HfZr-TiTa0.53HEAs 的能量釋放特性進行研究，發(fā)現(xiàn)合金在具有高強度的同時保持一定塑性；并且能量釋放性好，如圖5 所示，高速撞擊后，HfZrTiTa0.53高能彈丸被引爆，并與空氣發(fā)生反應(yīng)，釋放出大量能量。但絕熱剪切帶導(dǎo)致在高速撞擊后材料的破碎率較低，影響材料的釋能效果。Ren 等［67］對TiZrNbV HEAs 沖擊能量釋放特性進行了研究。結(jié)果表明，材料沖擊斷裂為絕熱剪切引起的脆性斷裂，斷裂面出現(xiàn)熔融，說明斷裂面溫度較高；碎片表面氧含量很高，表明材料與氧氣發(fā)生了劇烈的金屬氧化反應(yīng)。隨著沖擊速度的提高，化學(xué)能量釋放效果也越好。

圖5 857 m·s－1 （a）和600 m·s－1（b）速度下爆燃過程的高速視頻圖像［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］

為了提高高熵合金的侵徹能力，研究人員主要通過提高其破碎率和自銳能力來實現(xiàn)。王睿鑫［20］為了提升NbZrTiTa HEAs 的塑性和材料破碎率，通過改變制備工藝，使合金處于帶有大量位錯的熱力學(xué)亞穩(wěn)態(tài)。隨后對合金的釋能特性進行測試，結(jié)果顯示合金在變形過程中產(chǎn)生了TRIP 效應(yīng)，展現(xiàn)出高強度和良好的塑性，并且提高了絕熱剪切帶產(chǎn)生的應(yīng)變速率閾值，從而實現(xiàn)了高破碎率，提升了合金的侵徹破壞能力。Liu 等［21］開發(fā)了一種新的具有優(yōu)異自銳能力的化學(xué)無序多相WFeNiMo HEAs，并對其侵徹性能進行了研究。結(jié)果表明，WFeNiMo HEAs 具有優(yōu)異的強度與塑性，在高速侵徹過程中，釋放大量能量的同時，出現(xiàn)動態(tài)再軟化現(xiàn)象，從而產(chǎn)生自銳化行為，增強了其侵徹性能。

不同元素構(gòu)成的合金一般表現(xiàn)出不同的性能，有研究人員對比分析了不同元素構(gòu)成高熵合金的釋能特性。侯先葦?shù)龋?9］采用直徑14.5 mm 的彈道槍發(fā)射裝置和準(zhǔn)密閉實驗容器系統(tǒng)對FeNiMoW 和FeNiCoCr 兩種高熵合金在不同速度沖擊下的釋能效應(yīng)與侵徹多層目標(biāo)的毀傷特性進行研究。結(jié)果表明，F(xiàn)eNiMoW，F(xiàn)eNiCoCr 兩種高熵合金破片分別在1356 m/s 和1217 m/s 沖擊速度下出現(xiàn)能量釋放現(xiàn)象，并且隨著速度的增加，破片沖擊釋能反應(yīng)加劇。還有研究人員將高熵合金與傳統(tǒng)合金進行對比，陳海華等［80］通過彈道實驗發(fā)現(xiàn)在同樣的撞擊速度下，WFeNiMo HEAs 侵徹靶板消耗的能量低于鎢合金，具有更強的侵徹穿透能力。

以上彈道實驗多被用來研究合金的侵徹能力和能量釋放特性，輕氣炮則多被用來研究合金的層裂性能。王海民等［39］采用一級輕氣炮對兩種預(yù)處理下的Fe50Mn30Co10Cr10HEAs 進行沖擊加載實驗，探究了合金的初期層裂特征，發(fā)現(xiàn)與靜態(tài)加載不同，動態(tài)載荷下孔洞的形核受孿晶界阻礙，微裂紋的延伸受馬氏體限制，因此含有較多馬氏體的熱軋退火試樣比冷軋退火試樣具有更小的損傷程度和更高的層裂強度。Hawkins等［81］使用單級輕氣炮對FeCrMnNi HEAs 的層裂強度進行測試，發(fā)現(xiàn)合金經(jīng)歷了脆性層裂破壞，并且指出該材料中沖擊速度和層裂強度的散射歸因于該材料中存在鐵素體相。

3 高熵合金的動態(tài)本構(gòu)模型與應(yīng)用

經(jīng)典Johnson-Cook（J-C）模型作為一種唯象經(jīng)驗黏塑性本構(gòu)模型，因其能較好地描述金屬材料的加工硬化、應(yīng)變速率和熱軟化效應(yīng)，被廣泛用于描述合金動態(tài)載荷下的力學(xué)行為［26］，并具有一定預(yù)測作用。本文總結(jié)了動態(tài)載荷下采用J-C 本構(gòu)模型的高熵合金，如表3［22，26-27，31-33，47，67，70，73，82-83］所示。高應(yīng)變速率下還容易引起絕熱溫升現(xiàn)象，將其考慮進J-C 本構(gòu)模型進行修正，可以明顯地提高實驗值與模擬值的吻合度。Wang 等［26］建立了Fe40Mn20Cr20Ni20HEAs 的J-C 本構(gòu)模型，其預(yù)測的流變應(yīng)力與實驗結(jié)果吻合良好。王璐等［37］利用J-C 本構(gòu)模型對高應(yīng)變速率下CoCrFeNiAlx系HEAs 的應(yīng)力-應(yīng)變曲線進行擬合，較好地預(yù)測了合金的動態(tài)流變行為。Park 等［45］利用修正熱軟化項后的J-C 本構(gòu)模型對高應(yīng)變速率下CoCrFeMnNi HEAs的應(yīng)力-應(yīng)變曲線進行了擬合，取得了較好的擬合結(jié)果，如圖6 所示。張碩［34］利用J-C 本構(gòu)模型對TiZrHf-NbTaMox系高熵合金的動態(tài)流變行為進行描述，模型涵蓋應(yīng)變硬化、應(yīng)變速率硬化和熱軟化的影響，更好地預(yù)測了合金在動態(tài)沖擊下的流變應(yīng)力。

圖6 實驗和J-C 模型預(yù)測的應(yīng)力-應(yīng)變曲線擬合對比［45］Fig.6 Comparison of stress-strain curves fitting between experiment and J-C model predictions［45］

表3 采用J-C 本構(gòu)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）半經(jīng)驗?zāi)Ｐ褪且环N基于位錯熱激活的物理本構(gòu)模型，具有深刻的物理意義，它從熱力學(xué)角度出發(fā)，系統(tǒng)地將屈服強度的貢獻分為熱應(yīng)力和非熱應(yīng)力兩部分［84］。張碩［34］根據(jù)TiZrHf-NbTa 難熔高熵合金準(zhǔn)靜態(tài)的屈服強度值對非熱應(yīng)力部分進行適當(dāng)調(diào)整，對比了寬應(yīng)變速率下Z-A 半經(jīng)驗方程擬合曲線與實驗所得的屈服強度，結(jié)果表明擬合曲線與實驗值吻合度較高，可以很好地預(yù)測TiZrHf-NbTa HEAs 在寬應(yīng)變速率范圍內(nèi)的屈服強度。

此外，研究人員還通過其他本構(gòu)模型和模擬計算方法來研究高熵合金的動態(tài)性能。Zhang 等［85］利用泰勒硬化模型建立了NiCoCrFe HEAs 的本構(gòu)模型。該模型與實驗結(jié)果吻合較好，預(yù)測了準(zhǔn)靜態(tài)和動態(tài)拉伸下位錯恢復(fù)因子和位錯密度隨應(yīng)變的演化過程。Qiao等［23］利用位錯和孿晶演化的熱黏塑性本構(gòu)模型來描述CrMnFeCoNi HEAs 的動態(tài)力學(xué)行為。本構(gòu)模型的擬合結(jié)果與實驗結(jié)果一致，并且表明合金在動態(tài)拉伸下的強度提高主要是由伴隨高位錯密度和來自孿晶的強位錯運動阻力的位錯森林硬化提供的。Jo 等［25］利用密度泛函理論證實了亞穩(wěn)VCrFeCoNi HEAs 在動態(tài)拉伸下的馬氏體相變溫度依賴性，并表明BCC 和HCP 相的能量穩(wěn)定性隨溫度下降而提高，而且體心立方馬氏體的形核位置從變形孿晶轉(zhuǎn)變?yōu)镠CP 馬氏體。Tang 等［86］使用分子動力學(xué)研究了CrMnFeCoNi 和CrFeCoNi 兩種高熵合金的彈道抵抗能力，并闡明了潛在機制。結(jié)果表明，兩種合金的抗沖擊性能主要得益于較高應(yīng)變率下產(chǎn)生的更活躍的位錯而非孿晶，同時非晶化也有助于沖擊能量吸收。但更強的原子鍵合和更高的位錯密度使CrFeCoNi HEAs 更容易發(fā)生應(yīng)變硬化，具有更高的韌性以抵抗高速變形；而較弱的原子鍵合和更容易發(fā)生的位錯纏結(jié)，使CrMnFeCoNi HEAs 在彈道沖擊下抵抗能力較差。

4 結(jié)束語

本文主要從高熵合金不同相結(jié)構(gòu)的動態(tài)力學(xué)行為、釋能特性和本構(gòu)模型三方面對高熵合金的動態(tài)力學(xué)行為進行了綜述，大量研究表明高熵合金的動態(tài)力學(xué)行為與準(zhǔn)靜態(tài)下的有所差異，力學(xué)性能更優(yōu)異，釋能特性表現(xiàn)良好，這讓其在動態(tài)沖擊載荷的服役環(huán)境下具有突出優(yōu)勢；本構(gòu)模型的加入，也使高熵合金動態(tài)力學(xué)行為的研究更加全面。但是，在動態(tài)力學(xué)性能、抗絕熱剪切性能、沖擊釋能特性、本構(gòu)模型及模擬計算等方面還存在諸多問題，亟待后續(xù)加強研究，進而推動高熵合金在實際工程中的應(yīng)用進程。

4.1 FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金

FCC 結(jié)構(gòu)高熵合金強度相對較低，應(yīng)變硬化能力較強，要想提高其動態(tài)力學(xué)性能，首先可以改變元素組成，其次可以采用粉末冶金法進行制備以提高其強度，還可以通過改變制備工藝、減小晶粒尺寸和創(chuàng)造低溫環(huán)境來促進孿晶的形成，進一步提高加工硬化能力，同時提高抗剪切局部化能力。

4.2 BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金

BCC 結(jié)構(gòu)高熵合金強度較高，但塑性和應(yīng)變硬化能力較差，主要以難熔高熵合金為主。其在動態(tài)載荷下變形時不易產(chǎn)生孿晶，位錯運動劇烈，塞積嚴(yán)重以及導(dǎo)熱性較差，容易產(chǎn)生絕熱剪切效應(yīng)。研究人員主要通過設(shè)計制備亞穩(wěn)態(tài)高熵合金，使其在變形時產(chǎn)生相變誘導(dǎo)塑性效應(yīng)來有效改善合金強度-塑性制衡問題。同時還可以盡量創(chuàng)造低溫變形環(huán)境，對孿晶產(chǎn)生具有促進作用，并抑制絕熱剪切帶的形成。

4.3 多相結(jié)構(gòu)高熵合金

多相結(jié)構(gòu)高熵合金的設(shè)計理念參考了傳統(tǒng)合金，希望通過增加其他相結(jié)構(gòu)以使合金獲得更好的強度-塑性表現(xiàn)，而且大量研究表明引入其他相結(jié)構(gòu)后，合金的性能有所提升，目前存在的主要問題是如何通過改變合金成分或者制備工藝對合金的相組成及分布進行較為精準(zhǔn)的調(diào)控，從而更好地適配不同的服役環(huán)境。

4.4 高熵合金釋能特性

高熵合金的沖擊釋能特性表現(xiàn)出巨大的研究價值與潛力，但目前該方面的研究報道較少，作用機理研究較淺顯，主要受限于實驗條件較難實現(xiàn)；而且實驗測試獲取的數(shù)據(jù)有限且質(zhì)量不高；對沖擊作用過程的觀測與表征難度較大，從而進一步加大了實驗難度。在提升高熵合金沖擊性能方面，目前主要努力方向為提高其破碎率和自銳化能力，以提高其侵徹破壞能力。

4.5 動態(tài)本構(gòu)模型的應(yīng)用

目前，研究人員廣泛使用的本構(gòu)模型為J-C 本構(gòu)模型，而且已被證明其模擬的流變應(yīng)力結(jié)果與實驗結(jié)果具有良好的吻合度，并有一定預(yù)測能力，但是其精度與使用范圍還有提升空間。同時適當(dāng)增加Z-A 模型及模擬計算方法的使用，開發(fā)更多的本構(gòu)模型，以期對高熵合金動態(tài)力學(xué)行為做出更加全面的研究。