Cómo átomos de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 policristalino refractario alto

May 05, 2023

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 5183 (2022) Citar este artículo

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El mecanismo de fusión de las aleaciones refractarias de alta entropía (RHEA) monocristalinas y policristalinas Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 se investigó mediante la simulación de dinámica molecular (MD) utilizando el método de átomo incrustado modificado del segundo vecino más cercano (2NN MEAM ) potencial. Para el monocristal RHEA, el perfil de densidad muestra una caída abrupta de 11,25 a 11,00 g/cm3 a temperaturas de 2910 a 2940 K, lo que indica que todos los átomos comienzan un reordenamiento estructural local significativo. Para los RHEA policristalinos, se encuentra un proceso de fusión en dos etapas. En la primera etapa de fusión, la fusión de las regiones de borde de grano (GB) ocurre primero a la temperatura de prefusión, que es relativamente más baja que el punto de fusión del sistema correspondiente. A la temperatura de prefusión, la mayoría de los átomos de GB tienen suficientes energías cinéticas para abandonar sus posiciones de equilibrio y luego inducen gradualmente la reorganización de los átomos de grano cerca de GB. En la segunda etapa de fusión en el punto de fusión, la mayoría de los átomos de grano tienen suficientes energías cinéticas para reorganizarse, lo que da como resultado cambios de orden químico de corto alcance de todos los pares.

Los materiales utilizados en entornos de trabajo extremos, como altas temperaturas o presiones, tienen una necesidad urgente de aplicación industrial. Por ejemplo, para mejorar la eficiencia de los motores de turbina de gas en la industria aeroespacial, aumentar la temperatura de funcionamiento del motor es una de las formas más efectivas1. Sin embargo, el material estructural de alta temperatura más utilizado, la superaleación a base de níquel, tiene su propio punto de fusión de aproximadamente 1300 °C, lo que limita la temperatura máxima de funcionamiento2,3. Por lo tanto, es muy importante que el material tenga un punto de fusión suficientemente alto4. Las aleaciones de alta entropía (HEA), también conocidas como aleaciones de elementos principales múltiples (MPEA), se componen de tipos de elementos principales de más de cuatro5. Dentro de los HEA, todos los elementos de la composición están dispuestos en la distribución más uniforme, lo que da lugar a excelentes propiedades del material, incluida una alta dureza6, combinación de alta resistencia y ductilidad7,8, buena resistencia a la fatiga9, microestructura a alta temperatura y estabilidad mecánica10, excelentes propiedades electromagnéticas11, excelente resistencia al desgaste12, resistencia a la corrosión13 y resistencia a la oxidación14.

Entre todos los HEA, las aleaciones refractarias de alta entropía (RHEA) generalmente tienen uno o más elementos refractarios de composición como W, Mo, Ta, Nb, Zr y Re15. Para los HEA sin elementos refractarios, la pobre estabilidad de fase y la baja plasticidad a altas y medias temperaturas son dos cuellos de botella que restringen sus aplicaciones a altas temperaturas. En consecuencia, los RHEA muestran una excelente resistencia a altas temperaturas, alto punto de fusión (> 2000 °C) y mayor resistencia a altas temperaturas, lo que tiene un amplio potencial para aplicaciones en equipos de alta temperatura. Por ejemplo, en 2010, el primer RHEA, NbMoTaW RHEA, fue fabricado por Senkov16. El límite elástico de NbMoTaW RHEA a 1600 °C es de 405 MPa, y el límite de temperatura de trabajo de 1600 °C es mucho más alto que el de las aleaciones de alta temperatura a base de níquel de aproximadamente 1300 °C. En el estudio de Xia17, se estudió la estabilidad térmica de la película delgada de MoNbTaVW RHEA, y los resultados experimentales muestran que la fase de solución sólida cúbica centrada en el cuerpo de MoNbTaVW RHEA sigue siendo muy estable hasta 1800 K. En el estudio experimental de Zhang18, el mecanismo de deformación plástica de Se observó MoNbTaVW RHEA a alta presión. Se encontró que el crecimiento de la dislocación activa es el principal responsable de la alta resistencia en el MoNbTaVW RHEA. En el estudio de Yang19, encontraron una forma eficaz de mejorar la resistencia a la oxidación de MoNbTaVW RHEA mediante el uso de recubrimientos de cementación en paquete de Si/Al, que también mejoran las propiedades mecánicas de MoNbTaVW RHEA a altas temperaturas. En el estudio de Nie1, los HfMoScTaZr RHEA se prepararon con un equipo de fusión por arco al vacío. Al agregar el elemento Sc, la densidad de la aleación se vuelve más baja y la resistencia y la plasticidad de los HfMoScTaZr RHEA mejoraron significativamente. Los límites elásticos de HfMoScTaZr RHEA a temperatura ambiente, 800 °C, 1000 °C y 1200 °C son 1778, 1118, 963 y 498 MPa, respectivamente. A 1200 °C, el límite elástico de HfMoScTaZr RHEA es aproximadamente 4,3 y 6 veces superior al de las superaleaciones clásicas tradicionales, Inconel 71820 y CMSX-421. Además de los tipos de elementos de composición y sus fracciones relacionadas, las propiedades materiales de los HEA o las aleaciones se ven significativamente afectadas por el grado de cristalinidad. Por ejemplo, en el estudio de Lin22, se adoptó el proceso de prensado en caliente de molienda con bolas fundidas para fabricar las aleaciones Cu3−xNixSbSe4 (x = 0–0.03) con diferentes tamaños de grano promedio. Se observaron las influencias del tamaño de grano promedio en la microestructura y las propiedades termoeléctricas de Cu3−xNixSbSe4. Debido al refinamiento del grano y al aumento del defecto de Se, la conductividad térmica de la red disminuye de 3,3 W m−1 K−1 a 2,4 W m−1 K−1 a temperatura ambiente cuando la fracción de Ni disminuye de x = 0,03 a 0. En Sun23, los resultados experimentales indican que cuando el tamaño de grano de CoCrFeMnNi HEA disminuye de 105 μm a 650 nm a 293 K, el límite elástico aumenta de 225 a 798 MPa con un aumento del 254,7 %. Al mismo tiempo, la resistencia última a la tracción aumenta de 798 a 887 MPa con un aumento del 11,2 %. Bhandari et al. adoptó el método de la teoría funcional de la densidad (DFT) fue calcular las propiedades estructurales y mecánicas de AlCrMoTiV3. Según la predicción DFT, el Al30Cr10Mo5Ti20V35 RHEA tiene las fracciones de elementos óptimas para poseer una densidad inferior de 5,16 g/cm3 y una dureza superior de 5,56 GPa.

Para el desarrollo de nuevos RHEA, es esencial comprender el comportamiento térmico de los RHEA monocristalinos y policristalinos a escala atómica. Usando el enfoque empírico, es relativamente difícil observar directamente el arreglo atómico y la difusión a altas temperaturas. En consecuencia, el método de simulación molecular ha jugado un papel importante para investigar los comportamientos atómicos a altas temperaturas o durante el proceso de fusión. Por ejemplo, en los resultados de la simulación MD de Rahman24, encontraron que la velocidad de avance en estado estacionario de la aleación nanocristalina Cu0.5Ni0.5 se acelera drásticamente bajo la tensión y la temperatura elevadas, así como también la disminución del tamaño del grano. La red y la difusión del límite de grano juegan un factor crítico en el mecanismo de deformación progresiva de la aleación nanocristalina Cu0.5Ni0.5. Giang et al. estudió las etapas de fusión del germaneno confinado en 2D tanto en estado cristalino perfecto como policristalino mediante simulación MD25. Las temperaturas de transición de fase sólida a líquida son de aproximadamente 1670 K y 1540 K para los modelos cristalino y policristalino, respectivamente. En el estudio de Noori26, se utilizó la simulación MD para darse cuenta del efecto del tamaño del grano en la temperatura de fusión de los nanocristales de Al. Sus resultados muestran que la temperatura de fusión se vuelve más baja cuando el tamaño del grano es más pequeño. La fusión previa y la fusión en las regiones de límite de grano no se realizan instantáneamente, y la fusión del Al policristalino ocurre dentro de un cierto rango de temperatura, en lugar de a una temperatura específica.

Todavía falta la investigación sistemática sobre cómo los átomos se reorganizan para un solo cristal y RHEA policristalinos durante el proceso de calentamiento. Con el fin de explorar el mecanismo de fusión, se utilizaron RHEA monocristalino Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 y RHEA policristalino Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 con tamaños de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm para la simulación de calentamiento MD de 300 a 3600 K. El potencial del método de átomo incrustado modificado del segundo vecino más cercano (2NN MEAM) se utilizó para modelar la interacción entre los elementos Nb, Mo, Ta, W y V. La entalpía del sistema y el desplazamiento cuadrático a diferentes temperaturas del proceso de calentamiento se utilizaron para determinar los puntos de fusión de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. También se investigaron los comportamientos dinámicos de diferentes elementos en los límites de grano y dentro de los granos, y se investigaron las variaciones de afinidad entre dos pares de tipos de elementos cualquiera mediante el orden químico de corto alcance durante el proceso de calentamiento.

La Figura 2 muestra las variaciones de las fracciones atómicas de GB y las energías de enlace atómico de GB, grano y sistema para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm. Se puede ver en la Fig. 2 que la fracción atómica de GB disminuye parabólicamente de 26,8 a 6,2% cuando el tamaño de grano promedio aumenta de 5,2 a 25,3 nm. En la Fig. 1, de acuerdo con los resultados de la CNA, los átomos dentro del GB y el grano están dispuestos en el tipo indefinido y el tipo BCC, respectivamente. Cuando el tamaño de grano promedio se vuelve más pequeño, la relación entre el área superficial y el volumen de los granos se vuelve más alta. Este resultado también se puede ver para una nanopartícula, en la que la relación entre el área superficial y el volumen aumenta para una nanopartícula más pequeña. En consecuencia, la fracción de átomos de GB que rodean los granos aumenta significativamente para un grano más pequeño. Los átomos en la interfaz GB/grano poseen tensiones locales más altas y una energía de enlace más alta, por lo que la energía de enlace atómica de GB, el grano y el sistema disminuye parabólicamente cuando el tamaño del grano aumenta de 5,2 a 25,3 nm, como se ilustra en la Fig. 2. Debido a que los comportamientos de fusión de Los Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con tamaños de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm son básicamente similares, solo se discutieron los resultados de simulación para los tamaños de grano de 25,3 y 5,2 nm. A modo de comparación, también se investigó el proceso de fusión del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

El modelo policristalino Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de aproximadamente 5,2 nm para el proceso de calentamiento. El tamaño del sistema es de aproximadamente 40,7, 40,7 y 40,7 nm en las dimensiones x, y y z, respectivamente. Los átomos se colorean de acuerdo con (a) el tipo de elemento, (b) los átomos de grano y límite de grano identificados por el análisis de vecinos comunes (CNA) y (c) el número de identidad de grano. El estudio actual considera los RHEA con tamaños promedio de 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 y 5,2 nm.

Perfiles de la fracción GB y las energías de enlace del grano, GB y sistema para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm.

El análisis químico de orden corto de Warren-Cowley27 para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA se utilizó para cuantificar la atracción y la repulsión entre diferentes pares de elementos y monitorear el reordenamiento estructural local durante el proceso de calentamiento. Las afinidades químicas de un átomo de referencia con sus primeros átomos vecinos se evalúan mediante el parámetro de orden de corto alcance de Warren-Cowley, que puede cuantificar el orden local de corto alcance. La definición del parámetro de orden de rango corto de Warren-Cowley se muestra en la siguiente ecuación:

donde \({\alpha }_{ij}\) es el parámetro de orden de rango corto del átomo referenciado de tipo i en relación con el átomo de tipo j, Nij es el número de coordinación parcial (CN) para el átomo referenciado de tipo i en relación con el átomo de tipo j obtenido a partir de la estructura predicha, y cj y Ni son las fracciones del átomo de tipo j dentro de la aleación y el CN ​​medio de los átomos de tipo i, respectivamente. El valor de cj por Ni es un CN parcial ideal para el átomo de tipo i mencionado en relación con el primer átomo vecino de tipo j, y este valor depende completamente de la fracción de composición atómica respectiva de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21. 0 REA. El segundo término de la Ec. (1) es la relación entre el CN ​​real (Nij) y el CN ​​ideal (\({c}_{j}{N}_{i}\)) para el átomo de referencia de tipo i con respecto a su primer átomo vecino de tipo j . Si esta relación es mayor que 1, significa que la afinidad del átomo de tipo j con el átomo de tipo i en la estructura predicha es mayor que en la estructura ideal. Por otro lado, si esta relación es inferior a 1, la afinidad del átomo de tipo j con el átomo de tipo i en la estructura predicha es menor que en la estructura ideal. Si la relación es cercana a 1, se infiere que la afinidad del átomo de tipo j con el átomo de tipo i en la estructura predicha es cercana a la de la estructura ideal. En consecuencia, los valores positivos y negativos de orden corto indican la menor y mayor afinidad del par de tipos de elementos, en comparación con su afinidad ideal. En estudios MD anteriores relacionados con HEA y BMG28,29,30, los parámetros de Warren-Cowley se utilizaron para cuantificar el orden de corto alcance, lo que indica la afinidad del par de tipo de elemento, en comparación con la del par de tipo de elemento correspondiente en el uniforme ideal. modelo de distribución.

La Figura 3 muestra las distribuciones de orden de corto alcance de todos los pares de tipos de elementos para monocristales, tamaños de grano de 5,2 y 25,3 nm a 300 K. Todos los átomos dentro de estas tres estructuras están dispuestos de acuerdo con la teoría MaxEnt, y la distancia del mínimo entre los picos primero y segundo de la función de distribución radial (RDF) se utilizaron para determinar valores de orden de rango corto. En la Fig. 3, los valores de orden de rango corto de pares con el mismo tipo de elemento son mayores que 0,8, lo que indica que todos los tipos de elementos de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA están dispuestos en la distribución más uniforme. Para pares con diferentes tipos de elementos, todos los valores de orden de rango corto son menores que −0.1, lo que indica que la afinidad de todos los pares con diferentes tipos de elementos es mucho mayor que aquellos con los mismos tipos de elementos.

Las distribuciones Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA CSRO para (a) monocristal, (b) 25,3 nm y (c) 5,2 nm a 300 K.

Se requiere la distancia del primer vecino de un átomo de referencia para calcular el parámetro de orden de rango corto de Warren-Cowley durante el proceso de calentamiento MD, por lo que primero se calcularon los RDF a diferentes temperaturas para obtener las distancias mínimas entre el primer y el segundo pico de RDF. Estas distancias son valores críticos para obtener los primeros átomos vecinos de un átomo de referencia a diferentes temperaturas. Luego, se determinaron los parámetros de orden de corto alcance de Warren-Cowley de todos los pares de elementos a diferentes temperaturas para reflejar los cambios locales de orden de corto alcance. Las Figuras 4a–c muestran las variaciones de densidad y entalpía para monocristales, 25,3 nm y 5,2 nm durante el proceso de calentamiento. Debido a que las entalpías (densidades) aumentan (disminuyen) linealmente con el aumento de la temperatura desde 300 K hasta temperaturas específicas para todos los casos, las temperaturas más bajas de los ejes horizontales en la Fig. 4b,c parten de valores más altos para mostrar claramente las variaciones de densidad y entalpía cerca de los puntos de fusión. Para el monocristal, la entalpía aumenta linealmente con el aumento de temperatura de 300 a 2910 K y luego muestra un aumento abrupto de 2910 a 2940 K, dentro de la cual la estructura local del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA sufre un reordenamiento significativo. En consecuencia, la temperatura de fusión del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA es de 2940 K, que está muy cerca del valor predicho de aproximadamente 2946 K usando la regla de la mezcla31. De 2940 a 3110 K, la entalpía disminuye parabólicamente y luego aumenta linealmente con el aumento de temperatura cuando la temperatura aumenta continuamente desde 3110 K. En la Fig. 3 para el monocristal, los valores de orden de rango corto de pares con el mismo tipo de elemento indican la afinidad más baja de los átomos a los mismos tipos de elementos antes del punto de fusión. Cuando la temperatura del sistema es mayor que el punto de fusión de 2940 K, los átomos tienen suficientes energías cinéticas para abandonar sus posiciones de equilibrio y los elementos que poseen energías de enlace más altas comienzan a agregarse, lo que resulta en una disminución de la entalpía de 2940 a 3110 K. Para el perfil de densidad, disminuye linealmente con el aumento de la temperatura de 300 a 2910 K, y luego, de 2910 a 2940 K, la densidad muestra una caída abrupta de 11,25 a 11,00 g/cm3, lo que indica que el sistema sufre un importante reordenamiento estructural local. . En la Fig. 4b, c, los perfiles de entalpía de 25,3 nm y 5,2 nm aumentan linealmente con el aumento de la temperatura de 2100 a 2900 K y de 1500 a 2540 K, respectivamente. Cuando las temperaturas aumentan continuamente de 2900 a 3100 K para 25,3 nm y de 2540 a 2700 K para 5,2 nm, las entalpías casi no cambian. Dentro de estos rangos de temperatura, las estructuras locales se reorganizan significativamente. Para los perfiles de densidad, las discontinuidades a 2500 y 3100 K para 25,3 nm y las discontinuidades a 2120 y 2860 K para 5,2 nm infieren que el reordenamiento estructural local avanza suavemente durante rangos de temperatura más amplios, en comparación con la caída de densidad dentro de un rango de temperatura estrecho ( 2910–2940 K) para el monocristal. Las temperaturas de 2900 K y 2540 K se consideran los puntos de fusión de 25,3 nm y 5,2 nm.

Perfiles de densidad y entalpía de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA durante el proceso de calentamiento para (a) monocristal, (b) 25,3 nm y (c) 5,2 nm. Los puntos de fusión del monocristal, 25,3 nm y 5,2 nm son 2940, 2900 y 2540 K, como indican las líneas discontinuas. Las temperaturas en las discontinuidades de los perfiles de densidad de dos RHEA policristalinos también se indican mediante líneas discontinuas.

La figura 5 muestra el perfil del punto de fusión de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos con tamaños de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm. Los puntos de fusión eran temperaturas a las que la pendiente del perfil de entalpía empieza a cambiar. La línea discontinua horizontal a 2940 K representa el punto de fusión del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Es obvio que el punto de fusión y el tamaño de grano muestran la relación de crecimiento logarítmico. El aumento del punto de fusión al aumentar el tamaño del grano es más significativo para los granos más pequeños. En consecuencia, se puede utilizar una ecuación empírica que se muestra a continuación para evaluar el punto de fusión de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos con tamaños de grano mucho más grandes:

donde Tm(d), T0 y d son el punto de fusión de la caja con el tamaño de grano promedio de d, el punto de fusión del monocristal y el tamaño de grano promedio, respectivamente. Dos parámetros, ayn (la potencia de d) están determinados por el proceso de parametrización utilizando los datos disponibles de la simulación MD. Los valores ajustados de a y n son − 1,2 y 1,27, y el perfil del ajuste de la curva también se muestra en la Fig. 5, lo que demuestra los puntos de fusión de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con tamaños de grano mucho más grandes. acercarse gradualmente al valor del monocristal.

Perfil de puntos de fusión predichos por MD para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos con tamaños de grano promedio de 5,2 a 25,3 nm. El perfil de ajuste de la curva utilizando la ecuación. (2) también se proporciona. La línea discontinua horizontal representa el punto de fusión (2940 K) del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

El perfil de desplazamiento cuadrado (SD) durante la elevación de la temperatura se utilizó para observar los comportamientos de fusión del monocristal y las cajas con tamaños de grano de 25,3 y 5,2 nm para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. La definición de SD en el tiempo t se muestra en la ecuación. (3):

donde ri (0) es la posición del i-ésimo átomo en el tiempo 0, ri (t) representa la posición del i-ésimo átomo en el tiempo t, y N es el número total de átomos en el sistema. La variación de SD es un parámetro sensible para investigar la extensión del movimiento atómico promedio con respecto a una estructura de referencia. La Figura 6 ilustra las variaciones de los valores SD de todos los tipos de elementos y la entalpía promedio durante el proceso de calentamiento para el monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. El punto de fusión también está indicado por la línea discontinua. Cuando las temperaturas exceden el punto de fusión a 2940 K, el perfil SD de cada tipo de elemento muestra un aumento abrupto. El inserto de la Fig. 6 muestra todos los perfiles SD a temperaturas inferiores al punto de fusión, y estos perfiles coinciden estrechamente, lo que indica el comportamiento dinámico colectivo de los átomos dentro del RHEA. Los valores SD de todos los tipos de elementos aumentan con el aumento de la temperatura cuando los átomos experimentan vibraciones térmicas a temperaturas inferiores al punto de fusión de 2940 K. A temperaturas superiores o iguales al punto de fusión, los átomos tienen suficiente energía cinética para abandonar sus sitios de red, por lo que Los valores SD aumentan dramáticamente. El claro aumento de los perfiles SD a 2940 K también confirma la significativa disposición estructural local en el punto de fusión del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Los perfiles de desplazamiento cuadrado (SD) y entalpía del sistema, Nb, Mo, W, Ta y V durante el proceso de calentamiento para el monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. El inserto muestra perfiles SD a temperaturas inferiores al punto de fusión de 2940 K.

En la Fig. 3 para el monocristal, se puede ver que los valores de orden de corto alcance de los pares con el mismo tipo de elemento son positivos y superiores a 0,95, mientras que los valores de orden de corto alcance de los pares con diferentes tipos de elementos son negativos. Es muy complicado investigar los valores de orden de rango corto de todos los pares durante el proceso de calentamiento, por lo que se usaron los valores promedio del cuadrado de orden de rango corto para pares con el mismo tipo de elemento y con diferentes tipos de elementos para monitorear el cambio de química. orden de corto alcance durante el proceso de calentamiento. Para el monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA, el valor promedio del cuadrado de orden de corto alcance del mismo tipo de elemento que se muestra en la Fig. 7 muestra una disminución lineal con el aumento de la temperatura de 300 a 2530 K, y luego disminuye parabólicamente con el aumento de la temperatura de 2530 a 2920 K. El grado de distorsión de la red y el aumento en la amplitud de la vibración térmica se vuelven más significativos cuando la temperatura del sistema del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA aumenta continuamente. En consecuencia, la distancia entre el primer y el segundo pico de RDF se vuelve más estrecha cuando la temperatura aumenta continuamente, lo que se puede ver en las inserciones de los perfiles de RDF a temperaturas de 310 a 1500 K. A 1500 K, el primer y el segundo pico de RDF se han fusionado. en un solo pico. Cuando la temperatura aumenta continuamente de 1500 a 2530 K, el primer pico RDF se ensancha. También conduce a la disminución lineal en el valor promedio del cuadrado de orden de corto alcance del mismo tipo de elemento. De 2530 a 2920 K, el valor del primer mínimo RDF aumenta con el aumento de la temperatura. Algunos átomos tienen una mayor oportunidad de contactar con su segundo y tercer átomo vecino con el mismo tipo de elemento, lo que lleva a una disminución significativa en el cuadrado de orden de corto alcance promedio del mismo tipo de elemento de 2530 a 2920 K. A 2920 K, el promedio El cuadrado de orden de corto alcance del mismo tipo de elemento alcanza su mínimo, lo que indica que el orden químico de corto alcance de los mismos tipos de elementos experimenta un cambio crítico de menos afinidad a ninguna preferencia. Cuando la temperatura aumenta desde el punto de fusión de 2940 K, el valor cuadrado de orden de rango corto promedio del mismo tipo de elemento aumenta significativamente. Para diferentes tipos de elementos, el valor promedio del cuadrado de orden de rango corto es relativamente menor y permanece constante a temperaturas por debajo del punto de fusión de 2940 K. A temperaturas por encima del punto de fusión, el valor promedio del cuadrado de orden de rango corto de diferentes elementos pares también muestra un aumento abrupto, lo que indica que el orden de corto alcance de los diferentes tipos de elementos también sufre un cambio crítico a temperaturas superiores a 2940 K.

Perfiles cuadrados CSRO promedio de pares de tipos de elementos iguales y diferentes para el monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Los recuadros muestran los perfiles RDF a diferentes temperaturas inferiores al punto de fusión de 2940 K.

La Figura 8a demuestra las distribuciones de orden de rango corto de todos los pares de tipos de elementos a cuatro temperaturas características, 2530, 2920 (mínimo del cuadrado de orden de rango corto), 2940 (punto de fusión) y 3110 K. A 2530 K, el rango corto los valores de orden de los mismos pares de tipos de elementos son de alrededor de 0,75, que son más pequeños que los valores correspondientes de alrededor de 0,98 que se muestran en la Fig. 3. Para los pares de diferentes tipos de elementos, los valores de orden de rango corto son muy similares a los que se muestran en la Fig. 3. A 2920 K, se puede ver en la Fig. 8a que los valores absolutos de todos los pares de orden de rango corto se vuelven muy pequeños, y los valores de orden de rango corto de los mismos pares de elementos están muy cerca de 0. En el punto de fusión punto de 2940 K y 3110 K, la mayoría de los valores de orden de corto alcance muestran cambios considerables en comparación con los de 2530 K y los de 300 K que se muestran en la Fig. 3. Para investigar el cambio de orden de corto alcance entre 300 y 3110 K, Fig. 8b muestra las diferencias de todos los pares de orden de corto alcance entre 300 y 3110 K. Los valores en la Fig. 8b son los valores de orden de corto alcance a 3110 K restar los valores de orden de corto alcance correspondientes a 300 K. En consecuencia, el positivo el valor de la diferencia de orden de rango corto representa que la afinidad química de un par de tipos de elementos se vuelve más débil, mientras que el valor negativo indica que la afinidad de un par de tipos de elementos se vuelve más fuerte. En la Fig. 8b, se puede ver que las diferencias de orden de corto alcance de los mismos pares de tipos de elementos son negativas, lo que indica que la afinidad del mismo elemento sufre un cambio significativo a temperaturas superiores al punto de fusión. La Figura 9 muestra las distribuciones atómicas de Nb, Mo, W, Ta y V dentro del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA a 3110 K. Se puede ver la agregación de Nb, Mo, W, Ta , y V es muy obvio. Para pares de tipos de elementos diferentes, como se muestra en la Fig. 8b, la mayoría de sus diferencias de orden de rango corto son positivas, lo que indica que estos pares de elementos se vuelven menos afines después de la reorganización estructural después de la fusión.

(a) Las distribuciones CSRO para un solo cristal a cuatro temperaturas características, 2530, 2920 (mínimo del cuadrado CSRO promedio), 2940 (punto de fusión) y 3110 K. (b) las diferencias de los valores CSRO de todos los pares entre 300 y 3110 k

Las distribuciones de Nb, Mo, Ta, W, V y todos los elementos dentro del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA a 3110 K.

Las figuras 10a,b muestran los vectores de desplazamiento de todos los átomos a la temperatura de fusión de 2940 K y 3110 K, respectivamente. La estructura a 300 K se utiliza como estructura de referencia para determinar los vectores de desplazamiento atómico utilizando OVITO. A 2940 K, se puede ver que las longitudes del vector de desplazamiento de la mayoría de los átomos son más largas que las de la vibración térmica (marcadas en azul), lo que indica que estos átomos están lejos de sus posiciones de equilibrio. A 3110 K, las longitudes de los vectores de desplazamiento de todos los átomos se vuelven mucho más largas y la estructura local sufre un cambio significativo.

Los vectores de desplazamiento atómico del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA en (a) el punto de fusión de 2940 K y (b) 3110 K. Las posiciones de los átomos a 300 K se usaron como posiciones de referencia para cálculo de los vectores de desplazamiento atómico.

Los perfiles de energía de unión y SD de los átomos dentro del grano y GB durante la elevación de la temperatura se muestran en la Fig. 11a,b para el caso con un tamaño de grano de 25,3 nm, respectivamente. Para los perfiles de energía de enlace, los valores de grano y GB aumentan linealmente con el aumento de la temperatura de 2100 a 2800 K y de 2100 a 2670 K. Luego, las energías de enlace de grano y GB muestran un aumento parabólico de 2800 a 2920 K y de 2670 a 2820 K, respectivamente. A temperaturas superiores a 2800 K para grano y 2670 K para GB, los valores de SD comienzan a aumentar drásticamente, lo que indica que se produce un reordenamiento estructural local a estas temperaturas. Puede ver que la temperatura para el reordenamiento estructural de GB es relativamente más baja que la del grano. En consecuencia, a 2820 K, la mayoría de los átomos de GB tienen energías cinéticas suficientes para abandonar sus posiciones de equilibrio, y luego estos átomos de GB inducen gradualmente el reordenamiento de los átomos de grano cerca de GB. En consecuencia, la temperatura de 2820 K puede considerarse como la temperatura previa a la fusión, a la que se ha completado la fusión de GB. Cuando las temperaturas aumentan continuamente de 2920 a 3100 K para el grano y de 2820 a 3100 K para GB, las energías de enlace disminuyen con el aumento de la temperatura e indica que los átomos del mismo tipo de elemento tienen una mayor oportunidad de contactarse entre sí. Cabe señalar que la temperatura, 2920 K (muy cerca del punto de fusión obtenido del perfil de entalpía), se encuentra en el pico de energía de enlace de los átomos de granos e indica que la mayoría de los átomos de granos tienen suficientes energías cinéticas para reorganizarse. A una temperatura superior a 3100 K, las energías de enlace del grano y GB también ilustran un aumento lineal con el aumento de la temperatura.

Los perfiles de energía de enlace y desplazamiento cuadrático (SD) del sistema, Nb, Mo, W, Ta y V de (a) los átomos de grano y (b) los átomos de GB para el caso con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm durante el proceso de calentamiento

Los perfiles cuadrados de orden de rango corto promedio de la caja con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm durante el proceso de calentamiento se muestran en la Fig. 12. Los perfiles RDF a diferentes temperaturas también se muestran en las inserciones. Se puede ver que el valor del primer mínimo RDF aumenta cuando la temperatura aumenta continuamente, lo que lleva a la disminución del valor cuadrado promedio de orden de corto alcance. El mínimo del cuadrado de orden de corto alcance promedio está en 2780 K como se indica por (I), por debajo del cual el valor cuadrado de orden de corto alcance promedio de diferentes pares de elementos es casi constante. Cuando la temperatura aumenta continuamente desde 2780 K hasta el punto de fusión de 2900 K, ambos perfiles cuadrados de orden de rango corto muestran un aumento lineal con el aumento de la temperatura. Cuando la temperatura aumenta desde el punto de fusión, estos dos perfiles cuadrados de orden de corto alcance comienzan el aumento significativo con el aumento de la temperatura. Las distribuciones de orden de corto alcance para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm a 2780 (mínimo del cuadrado de orden de corto alcance promedio), 2820 (temperatura previa a la fusión), 2900 (punto de fusión) y 2920 (energía máxima de enlace del átomo del grano) K se ilustran en la Fig. 13. A la temperatura previa a la fusión, 2820 K, los átomos de GB y algunos átomos de grano cercanos a GB han sufrido un arreglo estructural local significativo, lo que lleva a los cambios de orden de corto alcance de estos átomos. Las variaciones del valor de orden de corto alcance de los diferentes pares de elementos a temperaturas superiores a la temperatura de prefusión son muy similares a las del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA a temperaturas superiores a las del mínimo del promedio. cuadrado de orden de corto alcance como se muestra en la Fig. 8a.

Perfiles cuadrados CSRO promedio de pares de tipos de elementos iguales y diferentes para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm. Los textos (I) y (II) indican el valor más bajo del cuadrado CSRO promedio del mismo par de elementos a 2780 K y el punto de fusión a 2900 K.

Las distribuciones de CSRO para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm a cuatro temperaturas características, 2780 (mínimo del cuadrado CSRO promedio), 2820 (temperatura de prefusión), 2900 (temperatura de fusión punto) y 2920 (pico de energía de enlace del átomo de grano) K.

Para investigar los procesos de fusión de GB y el grano de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 25,3 nm, los vectores de desplazamiento atómico de 2820 (la temperatura previa a la fusión), 2920 (20 K más alto que el punto de fusión) y se usaron 3100 K que se muestran en la Fig. 14a-c. Las posiciones de los átomos de la estructura a 300 K se usaron como referencia y los vectores se colorearon según la longitud de un vector. En la Fig. 14a, la mayoría de los átomos de GB tienen vectores de desplazamiento de mayor tamaño (marcados en rojo), y algunos átomos de granos cercanos a los átomos de GB también se ven afectados por los átomos de GB, que poseen vectores de desplazamiento de mayor tamaño (marcados en verde) en comparación con aquellos en los núcleos de los granos (marcados en azul). A 2920 K, como se muestra en la Fig. 14b, más átomos de granos tienen vectores de desplazamiento grandes y la fusión se produce hacia los núcleos de los granos. A 3100 K, los vectores de desplazamiento en la Fig. 14c indican que todos los átomos dentro del Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 25.3 nm han dejado sus posiciones de equilibrio y el sistema está en estado de fusión.

Los vectores de desplazamiento atómico de 25,3 nm a (a) 2820 K, (b) 2920 K y (c) 3100 K, respectivamente. Las posiciones de los átomos a 300 K se utilizaron como posiciones de referencia para los vectores de desplazamiento.

Los perfiles de energía de enlace y SD de los átomos de grano y GB durante el proceso de elevación de la temperatura se muestran en la Fig. 15a, b para el caso con un tamaño de grano promedio de 5,2 nm, respectivamente. Las variaciones de SD y energías de enlace con el aumento de la temperatura son muy similares a las del caso con un tamaño de grano de 25,3 nm, como se muestra en la Fig. 11a,b. Para el caso de un tamaño de grano medio más pequeño, la temperatura de prefusión de 2460 K es inferior a la de 25,3 nm, unos 2820 K.

Los perfiles de energía de enlace y desplazamiento cuadrado (SD) del sistema, Nb, Mo, W, Ta y V de (a) los átomos de grano y (b) los átomos de GB para el caso con un tamaño de grano promedio de 5.2 nm durante el proceso de calentamiento

Los perfiles cuadrados de orden de rango corto promedio de la caja con un tamaño de grano promedio de 5,2 nm durante el proceso de calentamiento se muestran en la Fig. 16. Los perfiles RDF a diferentes temperaturas también se muestran en las inserciones. El valor del primer mínimo de RDF también aumenta cuando la temperatura aumenta continuamente, lo que conduce a la disminución del valor cuadrado de orden promedio de corto alcance. El mínimo del cuadrado de orden de corto alcance promedio está en 2340 K como se indica por (I), por debajo del cual el valor cuadrado de orden de corto alcance promedio de diferentes pares de elementos es casi constante. Cuando la temperatura aumenta continuamente desde 2340 K hasta la temperatura previa a la fusión de 2460 K, ambos perfiles cuadrados de orden de rango corto aumentan ligeramente con el aumento de la temperatura. Dentro de este rango de temperatura, la mayoría de los átomos de GB tienen suficientes energías cinéticas para reorganizarse, mientras que la mayoría de los átomos de grano aún conducen la vibración térmica en sus posiciones de equilibrio. Desde la temperatura previa a la fusión de 2460 K hasta la temperatura de fusión de 2540 K, los átomos de GB que abandonan sus posiciones de equilibrio afectan aún más a los átomos de granos cercanos a los átomos de GB para que abandonen sus posiciones de equilibrio. En consecuencia, estos dos perfiles cuadrados de orden de corto alcance aumentan significativamente con el aumento de la temperatura, lo que revela que el orden de corto alcance de este RHEA sufre un cambio considerable. Las distribuciones de orden de corto alcance para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5,2 nm a 2340 (mínimo del cuadrado de orden de corto alcance), 2460 (temperatura de prefusión) y 2540 (punto de fusión y pico de energía de enlace del átomo de grano) K se ilustran en la Fig. 17. Las variaciones de orden de corto alcance de diferentes pares de elementos durante el proceso de fusión son muy similares a las que se muestran en la Fig. 13 para el caso de 25,3 nm.

Perfiles cuadrados CSRO promedio de pares de tipos de elementos iguales y diferentes para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5,2 nm. Los textos (I) y (II) indican el mínimo del cuadrado CSRO promedio del mismo par de elementos a 2340 K y el punto de fusión a 2540 K.

Las distribuciones CSRO para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5.2 nm a 2340 (mínimo del cuadrado CSRO promedio), 2460 (temperatura previa a la fusión) y 2540 (punto de fusión y la pico de energía de enlace del átomo del grano) K.

Los vectores de desplazamiento del átomo a 2460 K (temperatura previa a la fusión), 2540 K (punto de fusión y pico de energía de enlace del átomo de grano) y 2700 K se muestran en la figura 18a-c. La estructura a 2000 K se utilizó como referencia para calcular los vectores de desplazamiento atómico. Las posiciones de los átomos de la estructura a 300 K se usaron como referencia y los vectores se colorearon según la longitud de un vector. En la Fig. 18a, los átomos de GB y los átomos de granos cercanos a GB tienen tamaños de vector de desplazamiento más largos (marcados en rojo y verde), en comparación con los del núcleo de los granos (marcados en azul). A 2540 K, como se muestra en la Fig. 18b, más átomos de granos tienen longitudes de vectores de desplazamiento grandes y la fusión se produce hacia los núcleos de los granos. A 2700 K, los vectores de desplazamiento en la Fig. 18c indican que todos los átomos dentro de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de 5.2 nm abandonan sus posiciones de equilibrio y el sistema está en estado de fusión.

Los vectores de desplazamiento atómico de la caja con un tamaño de grano de 5,2 nm a (a) 2460 K (temperatura de prefusión), (b) 2540 K (punto de fusión y el pico de energía de enlace del átomo de grano) y (c) 2700 K, respectivamente. Las posiciones de los átomos a 300 K se utilizaron como posiciones de referencia para los vectores de desplazamiento.

Este estudio emplea la simulación MD utilizando el potencial 2NN MEAM para investigar el mecanismo de fusión y el cambio de orden de corto alcance para los RHEA monocristalinos y policristalinos Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 con tamaños de grano promedio de 5.2, 10.0, 15,6, 20,1 y 25,3 nm. La teoría MaxEnt se utilizó para construir las estructuras de todos los RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0. Para Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos, la fracción atómica GB aumenta parabólicamente de 6,2 a 26,8% cuando el tamaño de grano promedio disminuye de 25,3 a 5,2 nm. A 300 K, los valores de orden de rango corto de los mismos pares de tipos de elementos son mayores que 0,8, lo que indica que todos los tipos de elementos están dispuestos en la distribución más uniforme. Para pares de diferentes tipos de elementos, todos los valores de orden de rango corto son menores que −0,1, lo que indica que la afinidad de estos pares es mucho mayor que la de aquellos con los mismos tipos de elementos. Durante el proceso de calentamiento, el perfil de densidad del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA muestra una caída abrupta de 11.25 a 11.00 g/cm3 de 2910 a 2940 K, dentro del cual la entalpía alcanza su valor máximo. Indica que todos los átomos comienzan el reordenamiento estructural local significativo a 2940 K, lo que implica que los átomos del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA tienen un comportamiento colectivo durante el proceso de fusión. Cuando la temperatura aumenta desde 2940 K, la entalpía primero se vuelve más baja hasta 3110 K y luego muestra un aumento lineal con el aumento de la temperatura desde 3110 K. Cuando la temperatura del sistema es más alta que el punto de fusión de 2940 K, los átomos tienen suficiente energía cinética para salir. sus posiciones de equilibrio, y los elementos que poseen energías de enlace más altas comienzan a agregarse, lo que resulta en la disminución de la entalpía de 2940 a 3110 K.

Para el mecanismo de fusión de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos, se propone un proceso de fusión en dos etapas. La primera etapa de fusión es la fusión de GB, y luego la segunda etapa de fusión es la fusión de granos. En la primera etapa de fusión, la temperatura para el reordenamiento estructural de GB es relativamente más baja que la del grano, y esta temperatura es la temperatura previa a la fusión, a la cual la mayoría de los átomos de GB tienen suficiente energía cinética para abandonar sus posiciones de equilibrio, y luego estos átomos de GB inducir gradualmente el reordenamiento de los átomos de grano cerca de GB. Las temperaturas de prefusión de los granos de 25,3 nm y 5,2 nm son 2820 K y 2460 K, de lo que se deduce que la temperatura de prefusión depende significativamente del tamaño medio del grano. En la segunda etapa de fusión en el punto de fusión, la mayoría de los átomos de grano tienen suficientes energías cinéticas para reorganizarse, lo que da como resultado cambios de orden de corto alcance en todos los pares.

Los resultados del análisis de CNA indican claramente que las estructuras locales de los átomos de GB son amorfas con el tipo indefinido de resultado de CNA, y la fracción de átomos de GB disminuye con el tamaño de grano creciente. La energía de unión promedio de la estructura amorfa es más alta que la del cristal dentro de los granos. En consecuencia, la energía de enlace disminuye con el aumento del tamaño del grano, lo que resulta en un punto de fusión más alto. De acuerdo con los puntos de fusión obtenidos por la simulación MD, el punto de fusión y el tamaño de grano de los RHEA policristalinos Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 tienen una relación de crecimiento logarítmico. El punto de fusión, Tm(d), del Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano promedio de d nm se puede determinar mediante la siguiente fórmula:

Para la diferencia de orden de corto alcance entre 300 K y el punto de fusión, los casos de monocristales y policristalinos Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA son muy similares. Las diferencias de orden de corto alcance de los mismos pares de tipos de elementos son negativas, lo que indica que la afinidad entre los mismos tipos de elementos sufre un cambio significativo a temperaturas superiores al punto de fusión, lo que da como resultado la agregación de Nb, Mo, W, Ta y V. Para pares de tipos de elementos diferentes, la mayoría de sus diferencias de orden de corto alcance son positivas, lo que implica que estos pares de tipos de elementos se vuelven menos afines después del reordenamiento estructural a temperaturas superiores al punto de fusión.

Se utilizó el método atómico integrado modificado del segundo vecino más cercano (2NN MEAM) para describir las interacciones entre los átomos de Nb, Mo, T, W y V. La Tabla 1 enumera los parámetros de todos los elementos individuales32, y las Tablas 2 y 3 muestran todos los parámetros de elementos cruzados y elementos ternarios del potencial 2NN MEAM, parametrizados por los datos de referencia preparados por el cálculo de la teoría funcional de la densidad (DFT). Para todos los cálculos de DFT se utilizó el paquete CASTEP y se utilizó la aproximación de gradiente generalizado (GGA) con la parametrización de RPBE33. Para el paso electrónico, la tolerancia energética en el cálculo del campo autoconsistente fue de 1,0 × 10–6 eV. Para el paso iónico, la tolerancia de energía, fuerza y ​​desplazamiento atómico fue de 1,0 × 10–5 eV, 3,0 × 10–2 eV/Å y 1,0 × 10–3 Å, respectivamente. Para obtener los parámetros MEAM 2NN de elementos cruzados, las estructuras B2 de los pares de elementos NbMo, NbTa, NbW, NbV, MoTa, MoW, MoV, TaW, TaV y WV se utilizaron como estructuras de referencia en los cálculos DFT para la parametrización de Potencial 2NN MEAM. Además de las energías de enlace de las estructuras B2, las energías de enlace de las siguientes estructuras de referencia también se utilizaron para el proceso de parametrización:

Las energías de enlace de todas las estructuras B2 que tienen un átomo vacío. Las energías de enlace de las superficies (100), (110) y (111), así como las energías de falla de apilamiento generalizadas (GSFE) para todas las estructuras B2.

La estructura Nb-Mo-Ta-WV HEA optimizada por el cálculo DFT.

Utilizando el HEA Nb-Mo-Ta-WV optimizado, las estructuras de los perfiles GSFE correspondientes para el plano (112) a lo largo de la dirección [11-1], el plano (110) a lo largo de la dirección [010], el plano (111) a lo largo dirección [1–10] y el plano (112) a lo largo de la dirección [11-1].

Las energías de enlace de las estructuras generadas por la simulación de dinámica molecular en el conjunto NPT. Las simulaciones MD se realizaron para 100 pasos con un paso de tiempo de 2,5 fs, y las temperaturas de 300, 600 y 900 K se consideraron a 0 GPa para todos los casos.

Con los parámetros de elementos cruzados ajustados enumerados en las Tablas 2 y 3, los errores entre las energías por el cálculo de DFT y el potencial 2NN MEAM de todas las estructuras de referencia Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA (20 a temperaturas respectivas de 300 , 600 y 900 K) están dentro de − 5% ~ + 5%. Además, se realizó una simulación MD del monocristal BCC Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA en el conjunto isotérmico-isobárico (NPT) (300 K y 0 GPa) durante 50 ps. La estructura del monocristal BCC Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mantiene la estructura BCC 100% local. La densidad prevista es de aproximadamente 11,9 g/cm3, que está muy cerca del valor experimental relacionado de 12,3 g/cm316. Además, la temperatura de fusión prevista del monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA utilizando los parámetros 2NN MEAM actuales es de 2940 K, que también está muy cerca del valor previsto de unos 2946 K en el estudio de Senko31. En consecuencia, indica que los parámetros de elementos cruzados de los potenciales 2NN MEAM enumerados en las Tablas 2 y 3 son responsables de los sistemas Nb-Mo-Ta-WV.

Se adoptó el paquete ATOMSK34 para construir estructuras de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA policristalinos con tamaños de grano promedio de 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 y 5,2 nm. La figura 1 muestra el policristalino Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con un tamaño de grano medio de 5,2 nm. El tamaño del sistema es de aproximadamente 40,7, 40,7 y 40,7 nm en las dimensiones x, y y z, respectivamente. Los átomos en la Fig. 1a–c están coloreados según el tipo de elemento, los átomos de grano y límite de grano identificados por el análisis de vecino común (CNA)35 y el número de identidad de grano, respectivamente. La Tabla 4 resume el número de granos y el número total de átomos de los Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con tamaños de grano promedio de 5,2 a 31,9 nm. El número total de átomos es de aproximadamente 4.113.600, y los números de átomos de diferentes casos son ligeramente diferentes. El monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA con 1 024 000 átomos también se enumera en la Tabla 4.

Se utilizó la teoría de máxima entropía (MaxEnt)36 implementada por el método de Monte Carlo (MC) para que cada elemento de la composición sufriera la distribución más uniforme dentro de todos los Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA, lo que resultó en el estado de máxima entropía configuracional. El tipo de elemento de cada átomo vecino más cercano de un átomo de referencia no es el mismo que el tipo de elemento del átomo de referencia. Debido a que todos los átomos fueron ordenados por la teoría MaxEnt, cada tipo de elemento se encuentra en su distribución más uniforme a lo largo de todos los casos Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Los comportamientos térmicos de monocristales y policristalinos Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA se investigaron mediante el proceso de elevación de temperatura MD de 300 a 3600 K. El proceso de calentamiento se procesó aumentando la temperatura en incrementos de 10 K, y cada incremento estuvo acompañado de un proceso de relajación en 10 ps antes de los posteriores aumentos de temperatura. Para mantener la temperatura constante bajo el estrés libre durante el proceso de elevación de temperatura, se utilizó el método TtN37. Este método combina el conjunto de tamaño de forma variable Parrinello-Rahman con el termostato Nosé-Hoover. Para la simulación de calentamiento, se utilizaron las condiciones de contorno periódicas (PBC) en todas las dimensiones. Se utilizó un simulador masivo paralelo atómico/molecular a gran escala (LAMMPS) para realizar todas las simulaciones MD, que fue desarrollado por Plimpton et al.38. El paquete OVITO39 se utilizó para realizar todas las visualizaciones y posprocesos de todos los resultados de la simulación.

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Los autores desean agradecer al (1) Ministerio de Ciencia y Tecnología de Taiwán, bajo la subvención No. 109-2221-E-110-007-MY3 (2) PROYECTO DE INVESTIGACIÓN CONJUNTA NSYSU-KMU, (#NSYSUKMU 110-P010) .

Departamento de Ingeniería Mecánica y Electromecánica, Universidad Nacional Sun Yat-Sen, Kaohsiung, 804, Taiwán

Shin-Pon Ju, Chen-Chun Li y Huai-Ting Shih

Departamento de Química Medicinal y Aplicada, Universidad Médica de Kaohsiung, Kaohsiung, 807, Taiwán

Shin Pon Ju

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S.-PJ escribió el texto principal del manuscrito y preparó los códigos principales para todas las simulaciones; C.-CL realizó las simulaciones DFT y MD para preparar las Figs. 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13, 14, 15, 16, 17 y 18; H.-TS realizó las simulaciones DFT y MD para la revisión del manuscrito. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Shin-Pon Ju.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Ju, SP., Li, CC. y Shih, HT. Cómo se reorganizan los átomos de aleaciones policristalinas Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 refractarias de alta entropía durante el proceso de fusión. Informe científico 12, 5183 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-09203-y

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Recibido: 23 de octubre de 2021

Aceptado: 02 de marzo de 2022

Publicado: 25 de marzo de 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-09203-y

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