Comment les atomes de polycristallin Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 réfractaire élevé

May 20, 2023

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 5183 (2022) Citer cet article

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Le mécanisme de fusion des alliages réfractaires à haute entropie (RHEA) monocristallins et polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 a été étudié par la simulation de dynamique moléculaire (MD) à l'aide du potentiel de la méthode de l'atome intégré modifié du deuxième voisin le plus proche (2NN MEAM). Pour le RHEA monocristallin, le profil de densité affiche une chute brutale de 11,25 à 11,00 g/cm3 à des températures de 2910 à 2940 K, indiquant que tous les atomes commencent un réarrangement structurel local significatif. Pour les RHEA polycristallins, on trouve un processus de fusion en deux étapes. Dans la première étape de fusion, la fusion des régions de joints de grains (GB) se produit d'abord à la température de préfusion, qui est relativement inférieure au point de fusion du système correspondant. A la température de pré-fusion, la plupart des atomes GB ont des énergies cinétiques suffisantes pour quitter leurs positions d'équilibre, puis induire progressivement le réarrangement des atomes de grains proches de GB. Dans la deuxième étape de fusion au point de fusion, la plupart des atomes de grain ont suffisamment d'énergie cinétique pour se réorganiser, ce qui entraîne des changements d'ordre chimiques à courte portée de toutes les paires.

Les matériaux utilisés dans les environnements de travail extrêmes tels que les températures ou les pressions élevées ont un besoin urgent d'application industrielle. Par exemple, pour améliorer l'efficacité des moteurs à turbine à gaz dans l'industrie aérospatiale, l'augmentation de la température de fonctionnement du moteur est l'un des moyens les plus efficaces1. Cependant, le matériau structurel à haute température le plus couramment utilisé, le superalliage à base de nickel, a son propre point de fusion d'environ 1300 °C, ce qui limite la température de fonctionnement maximale2,3. Ainsi, il est très important que le matériau ait un point de fusion suffisamment élevé4. Les alliages à haute entropie (HEA), également connus sous le nom d'alliages multi-éléments principaux (MPEA), sont composés de plus de quatre types d'éléments majeurs5. Dans les HEA, tous les éléments de composition sont disposés dans la distribution la plus uniforme, ce qui conduit à d'excellentes propriétés des matériaux, notamment une dureté élevée6, une combinaison de résistance et de ductilité élevées7,8, une bonne résistance à la fatigue9, une microstructure à haute température et une stabilité mécanique10, des propriétés électromagnétiques exceptionnelles11, une excellente résistance à l'usure12, résistance à la corrosion13 et résistance à l'oxydation14.

Parmi tous les HEA, les alliages réfractaires à haute entropie (RHEA) ont généralement un ou plusieurs éléments réfractaires de composition tels que W, Mo, Ta, Nb, Zr et Re15. Pour les HEA sans éléments réfractaires, la mauvaise stabilité de phase et la faible plasticité à haute et moyenne température sont deux goulots d'étranglement pour restreindre leurs applications à haute température. En conséquence, les RHEA présentent une excellente résistance à haute température, un point de fusion élevé (> 2000 ° C) et une résistance à haute température plus élevée, ce qui offre un large potentiel pour des applications dans des équipements à haute température. Par exemple, en 2010, le premier RHEA, NbMoTaW RHEA, a été fabriqué par Senkov16. La limite d'élasticité de NbMoTaW RHEA à 1600 ° C est de 405 MPa, et la limite de température de travail de 1600 ° C est beaucoup plus élevée que celle des alliages à haute température à base de nickel d'environ 1300 ° C. Dans l'étude de Xia17, la stabilité thermique du film mince de MoNbTaVW RHEA a été étudiée, et les résultats expérimentaux montrent que la phase de solution solide cubique centrée sur le corps de MoNbTaVW RHEA est toujours très stable jusqu'à 1800 K. Dans l'étude expérimentale de Zhang18, le mécanisme de déformation plastique de MoNbTaVW RHEA sous haute pression a été observé. Il a été constaté que la croissance active des luxations est principalement responsable de la résistance élevée du RHEA MoNbTaVW. Dans l'étude de Yang19, ils ont trouvé un moyen efficace d'améliorer la résistance à l'oxydation du MoNbTaVW RHEA en utilisant des revêtements de cémentation en pack Si/Al, ce qui améliore également les propriétés mécaniques du MoNbTaVW RHEA à des températures élevées. Dans l'étude de Nie1, les RHEA HfMoScTaZr ont été préparés par un équipement de fusion à arc sous vide. En ajoutant l'élément Sc, la densité de l'alliage devient plus faible et la résistance et la plasticité des RHEA HfMoScTaZr ont été considérablement améliorées. Les limites d'élasticité des RHEA HfMoScTaZr à température ambiante, 800 ° C, 1000 ° C et 1200 ° C sont respectivement de 1778, 1118, 963 et 498 MPa. A 1200 °C, la limite d'élasticité de HfMoScTaZr RHEA est environ 4,3 et 6 fois supérieure à celles des superalliages classiques traditionnels, Inconel 71820 et CMSX-421. Outre les types d'éléments de composition et leurs fractions associées, les propriétés matérielles des HEA ou des alliages sont considérablement affectées par l'étendue de la cristallinité. Par exemple, dans l'étude de Lin22, le procédé de broyage à billes fondues et de pressage à chaud a été adopté pour fabriquer les alliages Cu3−xNixSbSe4 (x = 0–0,03) avec différentes granulométries moyennes. Les influences de la taille moyenne des grains sur la microstructure et les propriétés thermoélectriques de Cu3−xNixSbSe4 ont été observées. En raison du raffinement du grain et de l'augmentation du défaut Se, la conductivité thermique du réseau diminue de 3,3 W m−1 K−1 à 2,4 W m−1 K−1 à température ambiante lorsque la fraction Ni diminue de x = 0,03 à 0. est passée de 225 à 798 MPa avec une augmentation de 254,7 %. Dans le même temps, la résistance ultime à la traction passe de 798 à 887 MPa avec une augmentation de 11,2 %. Bhandari et al. adopté la méthode de la théorie fonctionnelle de la densité (DFT) était de calculer les propriétés structurelles et mécaniques de AlCrMoTiV3. Selon la prédiction DFT, le Al30Cr10Mo5Ti20V35 RHEA a les fractions d'éléments optimales pour posséder une densité inférieure de 5,16 g/cm3 et une dureté supérieure de 5,56 GPa.

Pour le développement de nouveaux RHEA, il est essentiel de comprendre le comportement thermique des RHEA monocristallins et polycristallins à l'échelle atomique. En utilisant l'approche empirique, il est relativement difficile d'observer directement l'arrangement atomique et la diffusion à haute température. Par conséquent, la méthode de simulation moléculaire a joué un rôle important pour étudier les comportements atomiques à haute température ou pendant le processus de fusion. Par exemple, dans les résultats de la simulation MD de Rahman24, ils ont constaté que la vitesse de fluage à l'état d'équilibre de l'alliage nanocristallin Cu0.5Ni0.5 accélère considérablement sous la contrainte et la température élevées ainsi que la taille de grain décroissante. La diffusion du réseau et des joints de grains joue un rôle critique dans le mécanisme de déformation par fluage de l'alliage nanocristallin Cu0.5Ni0.5. Giang et al. ont étudié les étapes de fusion du germanène confiné 2D dans des états cristallins et polycristallins parfaits par simulation MD25. Les températures de transition de phase solide à liquide sont d'environ 1670 K et 1540 K pour les modèles cristallin et polycristallin, respectivement. Dans l'étude de Noori26, la simulation MD a été utilisée pour réaliser l'effet de la taille des grains sur la température de fusion des nanocristaux d'Al. Leurs résultats montrent que la température de fusion devient plus faible lorsque la taille des grains est plus petite. La pré-fusion et la fusion au niveau des régions limites des grains n'ont pas lieu instantanément, et la fusion de l'Al polycristallin se produit dans une certaine plage de températures, plutôt qu'à une température spécifique.

L'enquête systématique sur la façon dont les atomes se réarrangent pour un monocristal et des RHEA polycristallins pendant le processus de chauffage fait toujours défaut. Afin d'explorer le mécanisme de fusion, le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA et polycristallin Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec des tailles de grains moyennes de 5,2 à 25,3 nm ont été utilisés pour la simulation de chauffage MD de 300 à 3600 K. Le potentiel de la méthode (2NN MEAM) a été utilisé pour modéliser l'interaction entre les éléments Nb, Mo, Ta, W et V. L'enthalpie du système et le déplacement carré à différentes températures du processus de chauffage ont été utilisés pour déterminer les points de fusion des RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0. Les comportements dynamiques de différents éléments aux joints de grains et à l'intérieur des grains ont également été étudiés, et les variations d'affinité entre deux paires de types d'éléments ont été étudiées par l'ordre chimique à courte distance pendant le processus de chauffage.

La figure 2 montre les variations des fractions atomiques GB et des énergies de liaison atomique de GB, de grain et de système pour les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec une taille de grain moyenne de 5,2 à 25,3 nm. On peut voir sur la figure 2 que la fraction atomique GB diminue de manière parabolique de 26,8 à 6,2% lorsque la taille moyenne des grains augmente de 5,2 à 25,3 nm. Sur la figure 1, selon les résultats du CNA, les atomes dans le GB et le grain sont disposés respectivement dans le type indéfini et le type BCC. Lorsque la taille moyenne des grains devient plus petite, le rapport surface/volume des grains devient plus élevé. Ce résultat peut également être observé pour une nanoparticule, dont le rapport surface sur volume devient plus élevé pour une nanoparticule plus petite. En conséquence, la fraction d'atomes GB entourant les grains augmente significativement pour un grain plus petit. Les atomes à l'interface GB/grain possèdent des contraintes locales plus élevées et une énergie de liaison plus élevée. des tailles de grains de 25,3 et 5,2 nm ont été discutées. À titre de comparaison, le processus de fusion du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA a également été étudié.

Le modèle polycristallin Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne d'environ 5,2 nm pour le processus de chauffage. La taille du système est d'environ 40,7, 40,7 et 40,7 nm dans les dimensions x, y et z, respectivement. Les atomes sont colorés en fonction (a) du type d'élément, (b) des atomes de grain et de limite de grain identifiés par l'analyse du voisin commun (CNA) et (c) du numéro d'identité du grain. L'étude actuelle considère les RHEA avec les tailles moyennes de 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 et 5,2 nm.

Profils de la fraction GB et des énergies de liaison du grain, GB et du système pour les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec une taille de grain moyenne de 5,2 à 25,3 nm.

L'analyse chimique à courte portée de Warren-Cowley27 pour les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 a été utilisée pour quantifier l'attraction et la répulsion entre différentes paires d'éléments et surveiller le réarrangement structurel local pendant le processus de chauffage. Les affinités chimiques d'un atome référencé avec ses premiers atomes voisins sont évaluées par le paramètre d'ordre à courte portée Warren – Cowley, qui peut quantifier l'ordre local à courte portée. La définition du paramètre d'ordre à courte portée de Warren – Cowley est indiquée dans l'équation suivante :

où \({\alpha }_{ij}\) est le paramètre d'ordre à courte portée de l'atome référencé de type i par rapport à l'atome de type j, Nij est le nombre de coordination partielle (CN) pour l'atome référencé de type i par rapport à l'atome de type j obtenu à partir de la structure prédite, et cj et Ni sont les fractions d'atome de type j dans l'alliage et le CN moyen des atomes de type i, respectivement. La valeur de cj par Ni est un CN partiel idéal pour l'atome de type i référencé par rapport au premier atome de type j voisin, et cette valeur dépend entièrement de la fraction de composition atomique respective de Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Le second terme de l'Eq. (1) est le rapport entre le CN réel (Nij) et le CN idéal (\({c}_{j}{N}_{i}\)) pour l'atome de référence de type i par rapport à son premier atome de type j voisin. Si ce rapport est supérieur à 1, cela signifie que l'affinité de l'atome de type j avec l'atome de type i dans la structure prédite est supérieure à celle de la structure idéale. D'autre part, si ce rapport est inférieur à 1, l'affinité de l'atome de type j à l'atome de type i dans la structure prédite est inférieure à celle de la structure idéale. Si le rapport est proche de 1, cela signifie que l'affinité de l'atome de type j avec l'atome de type i dans la structure prédite est proche de celle de la structure idéale. Par conséquent, les valeurs positives et négatives de l'ordre à courte distance indiquent l'affinité inférieure et supérieure de la paire de types d'éléments, par rapport à leur affinité idéale. Dans des études MD connexes précédentes pour HEA et BMG28,29,30, les paramètres de Warren-Cowley ont été utilisés pour quantifier l'ordre à courte distance, indiquant l'affinité de la paire de types d'éléments, par rapport à celle de la paire de types d'éléments correspondante dans le modèle de distribution uniforme idéal.

La figure 3 montre les distributions d'ordre à courte portée de toutes les paires de types d'éléments pour le monocristal, des tailles de grains de 5, 2 et 25, 3 nm à 300 K. Tous les atomes de ces trois structures sont disposés selon la théorie MaxEnt, et la distance du minimum entre les premier et deuxième pics de la fonction de distribution radiale (RDF) a été utilisée pour déterminer les valeurs d'ordre à courte portée. Dans la Fig. 3, les valeurs d'ordre à courte portée des paires avec le même type d'élément sont supérieures à 0,8, indiquant que tous les types d'éléments des RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 sont disposés dans la distribution la plus uniforme. Pour les paires avec différents types d'éléments, toutes les valeurs d'ordre à courte portée sont inférieures à -0,1, ce qui indique que l'affinité de toutes les paires avec différents types d'éléments est beaucoup plus élevée que celles avec les mêmes types d'éléments.

Les distributions Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA CSRO pour (a) monocristal, (b) 25,3 nm et (c) 5,2 nm à 300 K.

La première distance voisine d'un atome de référence est nécessaire pour calculer le paramètre d'ordre à courte portée Warren – Cowley pendant le processus de chauffage MD, de sorte que les RDF à différentes températures ont été calculés en premier pour obtenir les distances au minimum entre les premier et deuxième pics de RDF. Ces distances sont des valeurs critiques pour obtenir les premiers atomes voisins d'un atome de référence à différentes températures. Ensuite, les paramètres d'ordre à courte portée Warren – Cowley de toutes les paires d'éléments à différentes températures ont été déterminés pour refléter les changements d'ordre locaux à courte portée. Les figures 4a à c montrent les variations de densité et d'enthalpie pour un monocristal, 25,3 nm et 5,2 nm pendant le processus de chauffage. Parce que les enthalpies (densités) augmentent (diminuent) linéairement avec l'augmentation de la température de 300 K à des températures spécifiques pour tous les cas, les températures les plus basses des axes horizontaux de la Fig. 4b,c partent de valeurs plus élevées pour montrer clairement les variations de densité et d'enthalpie près des points de fusion. Pour le monocristal, l'enthalpie augmente linéairement avec l'augmentation de la température de 300 à 2910 K puis montre une augmentation brutale de 2910 à 2940 K, au sein de laquelle la structure locale du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA subit un réarrangement significatif. Par conséquent, la température de fusion du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA est de 2940 K, ce qui est très proche de la valeur prédite d'environ 2946 K en utilisant la règle du mélange31. De 2940 à 3110 K, l'enthalpie diminue de manière parabolique, puis augmente linéairement avec l'augmentation de la température lorsque la température augmente continuellement à partir de 3110 K. Dans la figure 3 pour le monocristal, les valeurs d'ordre à courte portée des paires avec le même type d'élément indiquent l'affinité la plus faible pour les atomes pour les mêmes types d'éléments avant le point de fusion. Lorsque la température du système est supérieure au point de fusion de 2940 K, les atomes ont suffisamment d'énergie cinétique pour quitter leurs positions d'équilibre, et les éléments possédant des énergies de liaison plus élevées commencent à s'agréger, entraînant la diminution de l'enthalpie de 2940 à 3110 K. Pour le profil de densité, il diminue linéairement avec l'augmentation de la température de 300 à 2910 K, puis, de 2910 à 2940 K, la densité affiche une chute brutale de 11,2 5 à 11,00 g/cm3, indiquant que le système subit un important réarrangement structurel local. Sur les figures 4b, c, les profils d'enthalpie de 25, 3 nm et 5, 2 nm augmentent de manière linéaire avec l'augmentation de la température de 2 100 à 2 900 K et de 1 500 à 2 540 K, respectivement. Lorsque les températures augmentent continuellement de 2900 à 3100 K pour 25,3 nm et de 2540 à 2700 K pour 5,2 nm, les enthalpies sont pratiquement inchangées. Dans ces gammes de température, les structures locales subissent un réarrangement important. Pour les profils de densité, les discontinuités à 2500 et 3100 K pour 25,3 nm et les discontinuités à 2120 et 2860 K pour 5,2 nm en déduisent que le réarrangement structurel local se déroule en douceur pendant une plage de température plus large, par rapport à la chute de densité dans une plage de température étroite (2910–2940 K) pour le monocristal. Les températures de 2900 K et 2540 K sont considérées comme les points de fusion de 25,3 nm et 5,2 nm.

Profils de densité et d'enthalpie des RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 pendant le processus de chauffage pour (a) monocristal, (b) 25,3 nm et (c) 5,2 nm. Les points de fusion du monocristal, 25,3 nm et 5,2 nm sont de 2940, 2900 et 2540 K, comme indiqué par les lignes en pointillés. Les températures aux discontinuités des profils de densité de deux RHEA polycristallins sont également indiquées par les lignes en pointillés.

La figure 5 montre le profil du point de fusion des RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grain moyennes de 5,2 à 25,3 nm. Les points de fusion étaient des températures auxquelles la pente du profil d'enthalpie commence à changer. La ligne pointillée horizontale à 2940 K représente le point de fusion du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Il est évident que le point de fusion et la taille des grains présentent la relation de croissance logarithmique. L'augmentation du point de fusion par augmentation de la taille des grains est plus importante pour les grains plus petits. Par conséquent, une équation empirique présentée ci-dessous peut être utilisée pour évaluer le point de fusion des RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grains beaucoup plus grandes :

où Tm(d), T0 et d sont le point de fusion du boîtier avec la taille de grain moyenne de d, le point de fusion du monocristal et la taille de grain moyenne, respectivement. Deux paramètres, a et n (la puissance de d) sont déterminés par le processus de paramétrisation en utilisant les données disponibles de la simulation MD. Les valeurs ajustées de a et n sont - 1,2 et 1,27, et le profil de l'ajustement de la courbe est également illustré à la Fig. 5, démontrant les points de fusion des RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grains beaucoup plus grandes approchent progressivement la valeur du monocristal.

Profil des points de fusion prédits par MD pour les RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grains moyennes de 5,2 à 25,3 nm. Le profil d'ajustement de la courbe à l'aide de l'équation. (2) est également fourni. La ligne pointillée horizontale représente le point de fusion (2940 K) du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Le profil de déplacement carré (SD) au cours de l'élévation de la température a été utilisé pour observer les comportements de fusion du monocristal et des cas avec des tailles de grains de 25, 3 et 5, 2 nm pour les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0. La définition de SD au temps t est montrée dans l'Eq. (3):

où ri (0) est la position du ième atome au temps 0, ri (t) représente la position du ième atome au temps t, et N est le nombre total d'atomes dans le système. La variation de SD est un paramètre sensible pour étudier l'étendue du mouvement atomique moyen par rapport à une structure de référence. La figure 6 illustre les variations des valeurs SD de tous les types d'éléments et de l'enthalpie moyenne pendant le processus de chauffage pour le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Le point de fusion est également indiqué par la ligne pointillée. Lorsque les températures dépassent le point de fusion à 2940 K, le profil SD de chaque type d'élément affiche une augmentation brutale. L'insert de la figure 6 montre tous les profils SD à des températures inférieures au point de fusion, et ces profils sont étroitement appariés, indiquant le comportement dynamique collectif des atomes au sein du RHEA. Les valeurs SD de tous les types d'éléments augmentent avec l'augmentation de la température lorsque les atomes subissent des vibrations thermiques à des températures inférieures au point de fusion de 2940 K. À des températures supérieures ou égales au point de fusion, les atomes ont suffisamment d'énergie cinétique pour quitter leurs sites de réseau, donc les valeurs SD augmentent considérablement. L'augmentation distincte des profils SD à 2940 K confirme également l'arrangement structurel local significatif au point de fusion du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Les profils de déplacement carré (SD) et d'enthalpie du système, Nb, Mo, W, Ta et V pendant le processus de chauffage pour le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. L'insert montre des profils SD à des températures inférieures au point de fusion de 2940 K.

Sur la figure 3 pour le monocristal, on peut voir que les valeurs d'ordre à courte portée des paires avec le même type d'élément sont positives et supérieures à 0, 95, tandis que les valeurs d'ordre à courte portée des paires avec différents types d'éléments sont négatives. Il est très compliqué d'étudier les valeurs d'ordre à courte portée de toutes les paires pendant le processus de chauffage, de sorte que les valeurs moyennes du carré d'ordre à courte portée pour les paires avec le même type d'élément et avec différents types d'éléments ont été utilisées pour surveiller le changement d'ordre chimique à courte portée pendant le processus de chauffage. Pour le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA, la valeur moyenne du carré d'ordre à courte portée du même type d'élément illustré à la Fig. la température du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA augmente continuellement. Par conséquent, la distance entre les premier et deuxième pics RDF se rapproche lorsque la température augmente continuellement, ce que l'on peut voir dans les inserts des profils RDF à des températures de 310 à 1500 K. A 1500 K, les premier et deuxième pics RDF ont été fusionnés en un seul pic. Lorsque la température augmente continuellement de 1500 à 2530 K, le premier pic RDF devient plus large. Cela conduit également à la diminution linéaire de la valeur moyenne du carré d'ordre à courte portée du même type d'élément. De 2530 à 2920 K, la valeur du premier minimum RDF augmente avec l'augmentation de la température. Certains atomes ont plus de chances d'entrer en contact avec leurs deuxième et troisième atomes voisins avec le même type d'élément, ce qui entraîne une diminution significative du carré d'ordre moyen à courte portée du même type d'élément de 2530 à 2920 K. À 2920 K, le carré d'ordre moyen à courte portée du même type d'élément atteint son minimum, indiquant que l'ordre chimique à courte portée des mêmes types d'éléments subit un changement critique de moins d'affinité à aucune préférence. Lorsque la température augmente à partir du point de fusion de 2940 K, la valeur moyenne du carré d'ordre à courte portée du même type d'élément augmente de manière significative. Pour différents types d'éléments, la valeur moyenne du carré d'ordre à courte portée est relativement plus petite et reste constante à des températures inférieures au point de fusion de 2940 K. Aux températures supérieures au point de fusion, la valeur moyenne du carré d'ordre à courte portée de différentes paires d'éléments affiche également une augmentation brutale, ce qui indique que l'ordre à courte portée des différents types d'éléments subit également un changement critique à des températures supérieures à 2940 K.

Profils carrés moyens CSRO des paires de types d'éléments identiques et différents pour le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA. Les encarts montrent les profils RDF à différentes températures inférieures au point de fusion de 2940 K.

La figure 8a montre les distributions d'ordre à courte portée de toutes les paires de types d'éléments à quatre températures caractéristiques, 2530, 2920 (minimum du carré d'ordre à courte portée), 2940 (point de fusion) et 3110 K. les valeurs d'ordre à courte portée sont très similaires à celles illustrées à la Fig. 3. À 2920 K, on ​​peut voir sur la Fig. 8a que les valeurs absolues de toutes les paires d'ordre à courte portée deviennent très petites, et les valeurs d'ordre à courte portée des mêmes paires d'éléments sont très proches de 0. 3. Pour étudier le changement d'ordre à courte distance entre 300 et 3110 K, la figure 8b montre les différences de toutes les paires d'ordre à courte distance entre 300 et 3110 K. Les valeurs de la figure 8b sont les valeurs d'ordre à courte distance à 3110 K soustrayant les valeurs d'ordre à courte distance correspondantes à 300 K. tandis que la valeur négative indique que l'affinité d'une paire de types d'éléments devient plus forte. Sur la figure 8b, on peut voir que les différences d'ordre à courte distance des mêmes paires de types d'éléments sont négatives, indiquant que l'affinité du même élément subit un changement significatif à des températures supérieures au point de fusion. La figure 9 montre les distributions atomiques de Nb, Mo, W, Ta et V dans le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA à 3110 K. On peut voir que l'agrégation de Nb, Mo, W, Ta et V est très évidente. Pour différentes paires de types d'éléments, comme le montre la figure 8b, la plupart de leurs différences d'ordre à courte distance sont positives, ce qui indique que ces paires d'éléments deviennent moins affines après le réarrangement structurel après la fusion.

(a) Les distributions CSRO pour le monocristal à quatre températures caractéristiques, 2530, 2920 (minimum du carré CSRO moyen), 2940 (point de fusion) et 3110 K. (b) les différences des valeurs CSRO de toutes les paires entre 300 et 3110 K.

Les distributions de Nb, Mo, Ta, W, V et de tous les éléments dans le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA à 3110 K.

Les figures 10a,b montrent les vecteurs de déplacement de tous les atomes à la température de fusion de 2940 K et 3110 K, respectivement. La structure à 300 K est utilisée comme structure de référence pour déterminer les vecteurs de déplacement atomique à l'aide d'OVITO. À 2940 K, on ​​peut voir que les longueurs des vecteurs de déplacement de la plupart des atomes sont plus longues que celles des vibrations thermiques (marquées en bleu), indiquant que ces atomes sont loin de leurs positions d'équilibre. À 3110 K, les longueurs des vecteurs de déplacement de tous les atomes deviennent beaucoup plus longues et la structure locale subit des changements significatifs.

Les vecteurs de déplacement atomique du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA à (a) le point de fusion de 2940 K et (b) 3110 K. Les positions des atomes à 300 K ont été utilisées comme positions de référence pour le calcul des vecteurs de déplacement atomique.

Les profils d'énergie SD et de liaison des atomes dans le grain et GB pendant l'élévation de température sont illustrés sur les figures 11a, b pour le cas avec une taille de grain de 25, 3 nm, respectivement. Pour les profils d'énergie de liaison, les valeurs du grain et du GB augmentent linéairement avec l'augmentation de la température de 2100 à 2800 K et de 2100 à 2670 K. Ensuite, les énergies de liaison du grain et du GB affichent une augmentation parabolique de 2800 à 2920 K et de 2670 à 2820 K, respectivement. À des températures supérieures à 2 800 K pour le grain et à 2 670 K pour le GB, les valeurs SD commencent à augmenter considérablement, indiquant que le réarrangement structurel local se produit à ces températures. Il peut voir que la température de réarrangement structurel GB est relativement inférieure à celle du grain. Par conséquent, à 2820 K, la plupart des atomes GB ont des énergies cinétiques suffisantes pour quitter leurs positions d'équilibre, puis ces atomes GB induisent progressivement le réarrangement des atomes de grains proches de GB. Par conséquent, la température de 2820 K peut être considérée comme la température de pré-fusion, à laquelle la fusion de GB est terminée. Lorsque les températures augmentent continuellement de 2920 à 3100 K pour le grain et de 2820 à 3100 K pour GB, les énergies de liaison diminuent avec l'augmentation de la température, et cela indique que les atomes des mêmes types d'éléments ont une plus grande possibilité de se contacter. Il convient de noter que la température, 2920 K (très proche du point de fusion obtenu à partir du profil d'enthalpie), est située au pic d'énergie de liaison des atomes de grain, et cela indique que la plupart des atomes de grain ont suffisamment d'énergie cinétique pour se réorganiser. À une température supérieure à 3100 K, les énergies de liaison du grain et du GB illustrent également une augmentation linéaire avec l'augmentation de la température.

Les profils d'énergie de liaison et de déplacement carré (SD) du système, Nb, Mo, W, Ta et V de (a) les atomes de grain et (b) les atomes GB pour le cas avec la taille de grain moyenne de 25,3 nm pendant le processus de chauffage.

Les profils carrés d'ordre moyen à courte portée du boîtier avec une taille de grain moyenne de 25, 3 nm pendant le processus de chauffage ont été illustrés à la Fig. 12. Les profils RDF à différentes températures sont également indiqués dans les inserts. On peut voir la valeur du premier minimum RDF devenir plus grande lorsque la température augmente continuellement, entraînant la diminution de la valeur quadratique moyenne de l'ordre à courte portée. Le minimum du carré d'ordre moyen à courte distance est à 2780 K comme indiqué par (I), en dessous duquel la valeur moyenne du carré d'ordre à courte distance des différentes paires d'éléments est presque constante. Lorsque la température augmente continuellement de 2780 K au point de fusion de 2900 K, les deux profils carrés d'ordre à courte portée affichent une augmentation linéaire avec l'augmentation de la température. Lorsque la température augmente à partir du point de fusion, ces deux profils carrés d'ordre à courte distance commencent l'augmentation significative avec l'augmentation de la température. Les distributions d'ordre à courte portée pour le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec la taille moyenne des grains de 25,3 nm à 2780 (minimum du carré d'ordre moyen à courte portée), 2820 (température de pré-fusion), 2900 (point de fusion) et 2920 (pic d'énergie de liaison de l'atome de grain) K sont illustrés à la Fig. température de fusion, 2820 K, les atomes GB et certains atomes de grains proches de GB ont subi un arrangement structurel local important, conduisant à des changements d'ordre à courte portée de ces atomes. Les variations de valeur d'ordre à courte portée de différentes paires d'éléments à des températures supérieures à la température de pré-fusion sont très similaires à celles du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA à des températures supérieures à celle avec le minimum du carré d'ordre moyen à courte portée comme le montre la Fig. 8a.

Profils carrés CSRO moyens des paires de types d'éléments identiques et différents pour le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne de 25,3 nm. Les textes (I) et (II) indiquent la valeur la plus basse du carré CSRO moyen de la même paire d'éléments à 2780 K et le point de fusion à 2900 K.

Les distributions CSRO pour le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec la taille moyenne des grains de 25,3 nm à quatre températures caractéristiques, 2780 (minimum du carré CSRO moyen), 2820 (température de pré-fusion), 2900 (point de fusion) et 2920 (pic d'énergie de liaison de l'atome de grain) K.

Pour étudier les processus de fusion de GB et du grain du Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne de 25,3 nm, les vecteurs de déplacement d'atome de 2820 (la température de pré-fusion), 2920 (20 K supérieur au point de fusion) et 3100 K montrés sur la Fig. 14a – c ont été utilisés. Les positions des atomes de la structure à 300 K ont été utilisées comme référence et les vecteurs ont été colorés en fonction de la longueur d'un vecteur. Sur la figure 14a, la plupart des atomes GB ont des tailles de vecteurs de déplacement plus grandes (marquées en rouge), et certains atomes de grain proches des atomes GB sont également affectés par les atomes GB, qui possèdent des tailles de vecteurs de déplacement plus grandes (marquées en vert) par rapport à ceux au cœur des grains (marqués en bleu). À 2920 K, comme le montre la figure 14b, davantage d'atomes de grains ont de grands vecteurs de déplacement et la fusion se produit vers le cœur des grains. À 3100 K, les vecteurs de déplacement de la figure 14c indiquent que tous les atomes du Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne de 25,3 nm ont quitté leur position d'équilibre et que le système est à l'état de fusion.

Les vecteurs de déplacement atomique de 25,3 nm à (a) 2820 K, (b) 2920 K et (c) 3100 K, respectivement. Les positions des atomes à 300 K ont été utilisées comme positions de référence pour les vecteurs de déplacement.

Les profils d'énergie SD et de liaison des atomes de grain et de GB pendant le processus d'élévation de la température sont illustrés à la Fig. 15a, b pour le cas avec une taille de grain moyenne de 5, 2 nm, respectivement. Les variations de SD et d'énergies de liaison avec l'augmentation de la température sont très similaires à celles du cas avec une taille de grain de 25, 3 nm, comme indiqué sur les figures 11a, b. Pour le cas avec une granulométrie moyenne plus petite, la température de pré-fusion de 2460 K est inférieure à celle de 25,3 nm vers 2820 K.

Les profils d'énergie de liaison et de déplacement carré (SD) du système, Nb, Mo, W, Ta et V de (a) les atomes de grain et (b) les atomes GB pour le cas avec la taille de grain moyenne de 5,2 nm pendant le processus de chauffage.

Les profils carrés moyens d'ordre à courte portée du boîtier avec une taille de grain moyenne de 5, 2 nm pendant le processus de chauffage ont été illustrés à la Fig. 16. Les profils RDF à différentes températures sont également indiqués dans les inserts. La valeur du premier minimum RDF devient également plus grande lorsque la température augmente continuellement, ce qui entraîne une diminution de la valeur quadratique moyenne de l'ordre à courte portée. Le minimum du carré d'ordre moyen à courte distance est à 2340 K comme indiqué par (I), en dessous duquel la valeur moyenne du carré d'ordre à courte distance des différentes paires d'éléments est presque constante. Lorsque la température augmente continuellement de 2340 K à la température de pré-fusion de 2460 K, les deux profils carrés d'ordre à courte portée augmentent légèrement avec l'augmentation de la température. Dans cette plage de température, la plupart des atomes GB ont suffisamment d'énergie cinétique pour se réorganiser, tandis que la plupart des atomes de grain conduisent toujours la vibration thermique à leurs positions d'équilibre. De la température de pré-fusion de 2460 K à la température de fusion de 2540 K, les atomes GB quittant leurs positions d'équilibre affectent davantage les atomes de grain proches des atomes GB pour qu'ils quittent leurs positions d'équilibre. Par conséquent, ces deux profils carrés d'ordre à courte distance augmentent de manière significative avec l'augmentation de la température, révélant que l'ordre à courte distance de ce RHEA subit des changements considérables. 17 processus de fusion sont très similaires à ceux représentés sur la figure 13 pour le cas de 25,3 nm.

Profils carrés CSRO moyens des paires de types d'éléments identiques et différents pour le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne de 5,2 nm. Les textes (I) et (II) indiquent le minimum du carré CSRO moyen du même couple d'éléments à 2340 K et le point de fusion à 2540 K.

Les distributions CSRO pour le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec la taille moyenne des grains de 5,2 nm à 2340 (minimum du carré CSRO moyen), 2460 (température de pré-fusion) et 2540 (point de fusion et le pic d'énergie de liaison de l'atome de grain) K.

Les vecteurs de déplacement d'atome à 2460 K (température de pré-fusion), 2540 K (point de fusion et pic d'énergie de liaison de l'atome de grain) et 2700 K sont illustrés sur les Fig. 18a – c. La structure à 2000 K a été utilisée comme référence pour le calcul des vecteurs de déplacement atomique. Les positions des atomes de la structure à 300 K ont été utilisées comme référence et les vecteurs ont été colorés en fonction de la longueur d'un vecteur. Sur la figure 18a, les atomes GB et les atomes de grains proches de GB ont des tailles de vecteurs de déplacement plus longues (marquées en rouge et vert), par rapport à celles au cœur des grains (marquées en bleu). À 2540 K, comme le montre la figure 18b, davantage d'atomes de grains ont de grandes longueurs de vecteur de déplacement et la fusion se produit vers le cœur des grains. À 2700 K, les vecteurs de déplacement de la Fig. 18c indiquent que tous les atomes du Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec une taille de grain moyenne de 5,2 nm quittent leurs positions d'équilibre et le système est à l'état de fusion.

Les vecteurs de déplacement atomique du cas avec une taille de grain de 5,2 nm à (a) 2460 K (température de pré-fusion), (b) 2540 K (point de fusion et pic d'énergie de liaison de l'atome de grain) et (c) 2700 K, respectivement. Les positions des atomes à 300 K ont été utilisées comme positions de référence pour les vecteurs de déplacement.

Cette étude utilise la simulation MD utilisant le potentiel MEAM 2NN pour étudier le mécanisme de fusion et le changement d'ordre à courte distance pour les RHEA monocristallins et polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grains moyennes de 5,2, 10,0, 15,6, 20,1 et 25,3 nm. La théorie MaxEnt a été utilisée pour construire les structures de tous les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0. Pour les RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0, la fraction atomique GB augmente de manière parabolique de 6,2 à 26,8% lorsque la taille moyenne des grains diminue de 25,3 à 5,2 nm. À 300 K, les valeurs d'ordre à courte portée des mêmes paires de types d'éléments sont supérieures à 0,8, ce qui indique que tous les types d'éléments sont disposés dans la distribution la plus uniforme. Pour les paires de différents types d'éléments, toutes les valeurs d'ordre à courte portée sont inférieures à - 0,1, ce qui indique que l'affinité de ces paires est beaucoup plus élevée que celles avec les mêmes types d'éléments. Pendant le processus de chauffage, le profil de densité du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA affiche une chute brutale de 11,25 à 11,00 g/cm3 de 2910 à 2940 K, à l'intérieur de laquelle l'enthalpie atteint sa valeur maximale. Cela indique que tous les atomes commencent le réarrangement structurel local significatif à 2940 K, ce qui implique que les atomes du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA ont un comportement collectif pendant le processus de fusion. Lorsque la température augmente à partir de 2940 K, l'enthalpie devient d'abord inférieure jusqu'à 3110 K, puis affiche une augmentation linéaire avec l'augmentation de la température à partir de 3110 K. Lorsque la température du système est supérieure au point de fusion de 2940 K, les atomes ont suffisamment d'énergie cinétique pour quitter leurs positions d'équilibre, et les éléments possédant des énergies de liaison plus élevées commencent à s'agréger, entraînant la diminution de l'enthalpie de 2940 à 3110 K.

Pour le mécanisme de fusion des RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0, un processus de fusion en deux étapes est proposé. La première étape de fusion est la fusion de GB, puis la deuxième étape de fusion est la fusion des grains. Dans la première étape de fusion, la température de réarrangement structurel GB est relativement inférieure à celle du grain, et cette température est la température de pré-fusion, à laquelle la plupart des atomes GB ont suffisamment d'énergie cinétique pour quitter leurs positions d'équilibre, puis ces atomes GB induisent progressivement le réarrangement des atomes de grain proches de GB. Les températures de pré-fusion des grains de 25,3 nm et 5,2 nm sont de 2820 K et 2460 K, déduisant que la température de pré-fusion dépend de manière significative de la taille moyenne des grains. Dans la deuxième étape de fusion au point de fusion, la plupart des atomes de grain ont suffisamment d'énergie cinétique pour se réorganiser, ce qui entraîne des changements d'ordre à courte portée de toutes les paires.

Les résultats de l'analyse CNA indiquent clairement que les structures locales des atomes GB sont amorphes avec le type indéfini de résultat CNA, et la fraction d'atomes GB diminue avec l'augmentation de la taille des grains. L'énergie de liaison moyenne de la structure amorphe est supérieure à celle du cristal dans les grains. Par conséquent, l'énergie de liaison diminue avec l'augmentation de la taille des grains, ce qui entraîne un point de fusion plus élevé. Selon les points de fusion obtenus par la simulation MD, le point de fusion et la taille des grains des RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 ont la relation de croissance logarithmique. Le point de fusion, Tm(d), du Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec la taille moyenne des grains de d nm peut être déterminé par la formule suivante :

Pour la différence d'ordre à courte distance entre 300 K et le point de fusion, les cas des RHEA monocristallins et polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 sont très similaires. Les différences d'ordre à courte distance des mêmes paires de types d'éléments sont négatives, ce qui indique que l'affinité entre les mêmes types d'éléments subit un changement significatif à des températures supérieures au point de fusion, ce qui entraîne l'agrégation de Nb, Mo, W, Ta et V. Pour différentes paires de types d'éléments, la plupart de leurs différences d'ordre à courte distance sont positives, ce qui implique que ces paires de types d'éléments deviennent moins affines après le réarrangement structurel à des températures supérieures au point de fusion.

La méthode atomique intégrée modifiée par le voisin le plus proche (2NN MEAM) a été utilisée pour décrire les interactions entre les atomes Nb, Mo, T, W et V. Le tableau 1 répertorie les paramètres de tous les éléments simples32, et les tableaux 2 et 3 montrent tous les paramètres des éléments croisés et ternaires du potentiel MEAM 2NN, paramétrés par les données de référence préparées par le calcul de la théorie fonctionnelle de la densité (DFT). Le package CASTEP a été utilisé pour tous les calculs DFT, et l'approximation généralisée du gradient (GGA) avec la paramétrisation de RPBE a été utilisée33. Pour l'étape électronique, la tolérance d'énergie dans le calcul du champ auto-cohérent était de 1,0 × 10–6 eV. Pour l'étape ionique, l'énergie, la force et la tolérance de déplacement atomique étaient de 1,0 × 10–5 eV, 3,0 × 10–2 eV/Å et 1,0 × 10–3 Å, respectivement. Pour obtenir les paramètres 2NN MEAM des éléments croisés, les structures B2 des paires d'éléments NbMo, NbTa, NbW, NbV, MoTa, MoW, MoV, TaW, TaV et WV ont été utilisées comme structures de référence dans les calculs DFT pour la paramétrisation du potentiel 2NN MEAM. Outre les énergies de liaison des structures B2, les énergies de liaison des structures de référence suivantes ont également été utilisées pour le processus de paramétrisation :

Les énergies de liaison de toutes les structures B2 ayant un vide atomique. Les énergies de liaison des surfaces (100), (110) et (111) ainsi que les énergies de défaut d'empilement généralisées (GSFE) pour toutes les structures B2.

La structure Nb-Mo-Ta-WV HEA optimisée par le calcul DFT.

En utilisant le Nb-Mo-Ta-WV HEA optimisé, les structures des profils GSFE correspondants pour le plan (112) le long de la direction [11-1], le plan (110) le long de la direction [010], le plan (111) le long de la direction [1–10] et le plan (112) le long de la direction [11-1].

Les énergies de liaison des structures générées par la simulation de dynamique moléculaire à l'ensemble NPT. Les simulations MD ont été réalisées pour 100 étapes avec un pas de temps de 2,5 fs, et les températures de 300, 600 et 900 K ont été considérées à 0 GPa pour tous les cas.

Avec les paramètres d'éléments croisés ajustés répertoriés dans les tableaux 2 et 3, les erreurs entre les énergies par le calcul DFT et le potentiel MEAM 2NN de toutes les structures de référence Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA (20 à des températures respectives de 300, 600 et 900 K) sont comprises entre − 5% ~ + 5%. De plus, une simulation MD du monocristal BCC Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA à l'ensemble isotherme-isobare (NPT) (300 K et 0 GPa) a été réalisée pendant 50 ps. La structure du monocristal BCC Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA maintient la structure BCC 100% locale. La densité prédite est d'environ 11,9 g/cm3, ce qui est très proche de la valeur expérimentale associée de 12,3 g/cm316. De plus, la température de fusion prédite du monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA en utilisant les paramètres 2NN MEAM actuels est de 2940 K, ce qui est également très proche de la valeur prédite d'environ 2946 K dans l'étude de Senko31. Par conséquent, cela indique que les paramètres d'éléments croisés des potentiels MEAM 2NN répertoriés dans les tableaux 2 et 3 sont responsables des systèmes Nb-Mo-Ta-WV.

Le package ATOMSK34 a été adopté pour construire les structures des RHEA polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 avec des tailles de grains moyennes de 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 et 5,2 nm. La figure 1 montre le Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA polycristallin avec une taille de grain moyenne de 5,2 nm. La taille du système est d'environ 40,7, 40,7 et 40,7 nm dans les dimensions x, y et z, respectivement. Les atomes des Fig. 1a à c sont colorés en fonction du type d'élément, des atomes de grain et de limite de grain identifiés par l'analyse du voisin commun (CNA)35 et du numéro d'identité du grain, respectivement. Le tableau 4 résume le nombre de grains et le nombre total d'atomes des Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec des tailles de grains moyennes de 5,2 à 31,9 nm. Le nombre total d'atomes est d'environ 4 113 600 et les nombres d'atomes des différents cas sont légèrement différents. Le monocristal Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA avec 1 024 000 atomes est également répertorié dans le tableau 4.

La théorie de l'entropie maximale (MaxEnt)36 mise en œuvre par la méthode de Monte Carlo (MC) a été utilisée pour que chaque élément de composition subisse la distribution la plus uniforme au sein de tous les RHEA Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0, résultant en l'état d'entropie configurationnelle maximale. Le type d'élément de chaque atome voisin le plus proche d'un atome de référence n'est pas le même que le type d'élément de l'atome de référence. Parce que tous les atomes ont été arrangés par la théorie MaxEnt, chaque type d'élément est dans sa distribution la plus uniforme dans tous les cas Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Les comportements thermiques des RHEA monocristallins et polycristallins Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 ont été étudiés par le processus d'élévation de température MD de 300 à 3600 K. Le processus de chauffage a été traité dans la température croissante par incrément de 10 K, et chaque incrément était accompagné d'un processus de relaxation en 10 ps avant les augmentations de température suivantes. Pour maintenir la température constante sous la contrainte libre pendant le processus d'élévation de la température, la méthode TtN a été utilisée37. Cette méthode combine l'ensemble de taille de forme variable Parrinello – Rahman avec le thermostat Nosé – Hoover. Pour la simulation de chauffage, les conditions aux limites périodiques (PBC) ont été utilisées dans toutes les dimensions. Un simulateur atomique/moléculaire massivement parallèle à grande échelle (LAMMPS) a été utilisé pour effectuer toutes les simulations MD, qui a été développé par Plimpton et al.38. Le progiciel OVITO39 a été utilisé pour effectuer toute la visualisation et le post-traitement de tous les résultats de simulation.

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Les auteurs tiennent à remercier le (1) Ministère des sciences et de la technologie de Taiwan, sous le numéro de subvention 109-2221-E-110-007-MY3 (2) NSYSU-KMU JOINT RESEARCH PROJECT, (#NSYSUKMU 110-P010).

Département de génie mécanique et électromécanique, Université nationale Sun Yat-Sen, Kaohsiung, 804, Taïwan

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

Département de chimie médicinale et appliquée, Université médicale de Kaohsiung, Kaohsiung, 807, Taïwan

Shin-Pon Ju

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S.-PJ a rédigé le texte principal du manuscrit et préparé les principaux codes pour toutes les simulations ; C.-CL a réalisé les simulations DFT et MD pour préparer les Figs. 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13, 14, 15, 16, 17 et 18 ; H.-TS a réalisé les simulations DFT et MD pour la révision du manuscrit. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance avec Shin-Pon Ju.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

Ju, SP., Li, CC. & Shih, HT. Comment les atomes des alliages polycristallins à haute entropie Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 se réarrangent pendant le processus de fusion. Sci Rep 12, 5183 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-09203-y

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Reçu : 23 octobre 2021

Accepté : 02 mars 2022

Publié: 25 mars 2022

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

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