CC BY
0
УДК 54-19 + 54.03
Механические свойства высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf): молекулярно-динамическое исследование
А. Остовари Могаддам, Р. Ферейдоннежад, Д.В. Михайлов, М. Насери, Е.А. Трофимов
Южно-Уральский государственный университет, Челябинск, 454080, Россия
С помощью молекулярно-динамического моделирования изучены механизмы деформации высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf) при растягивающей нагрузке. Методом молекулярно-дина-мического моделирования близкого к равновесному процесса плавления-кристаллизации было изучено размещение пяти атомов, составляющих высокоэнтропийную подрешетку Al3(TiTaZrNbHf). При пластической деформации на ранней стадии образуются зародыши внутренних дефектов упаковки за счет зарождения и перемещения дислокаций, которые в дальнейшем способствуют образованию и росту двойниковых границ. Установлено, что двойникование и частичные дислокации Шокли 1/6(112) являются ключевыми в процессе пластической деформации Al3(TiTaZrNbHf) при комнатной и повышенных температурах, что хорошо согласуется с экспериментальными наблюдениями в материалах со структурой D022. Результаты моделирования позволили оценить для Al3(TiTaZrNbHf) предел прочности на разрыв (4.6 ГПа при 300 K). При 1000 K его величина снизилась до 4.34 ГПа. Это свидетельствует об уникальных свойствах высокоэнтропийного интерметаллида по сохранению своих механических свойств при повышенных температурах. Результаты дают основу для понимания механизмов деформации в высокоэнтропийных интерметаллидах на атомном уровне и указывают на возможность адаптации их химического состава с целью преодоления проблемы недостаточной пластичности интерметаллических соединений, открывая путь для их промышленного применения.
Ключевые слова: молекулярно-динамическое моделирование, высокоэнтропийные интерметаллиды, дислокации, двойникование, механизмы деформации
DOI 10.55652/1683-805X_2024_27_3_90-101
Mechanical properties of Al3(TiTaZrNbHf) high entropy intermetallic compound: A molecular dynamic study
A. Ostovari Moghaddam, R. Fereidonnejad, D.V. Mikhailov, M. Naseri, and E.A. Trofimov
South Ural State University, Chelyabinsk, 454080, Russia
Deformation mechanisms of Al3(TiTaZrNbHf) high entropy intermetallic compound under tensile loading were studied using molecular dynamic simulations. To this end, the site occupancy of five constituent atoms that form the high entropy sublattice of Al3(TiTaZrNbHf) was first determined by simulating a near-equilibrium melting/ crystallization process. It was shown that nuclei of intrinsic stacking faults are formed in early plastic deformation due to dislocation nucleation and glide, which further contribute to the formation and growth of twin boundaries. Twinning and 1/6(112) Shockley partial dislocations are key components in the plastic deformation of Al3(TiTaZrNbHf) at room and elevated temperatures, which is in good agreement with the experimental observations in D022-structured materials. The tensile strength of Al3(TiTaZrNbHf) is 4.6 GPa at 300 K and slightly decreases to 4.34 GPa at 1000 K, highlighting the unique properties of high entropy intermetallic compounds in retaining their mechanical properties at elevated temperatures. The results provide grounds for understanding the atomic scale origin of deformation mechanisms in high entropy intermetallic compounds and show potential for tailoring their chemical composition to overcome the problem of lack of ductility in intermetallic compounds, paving the way for their industrial applications.
Keywords: molecular dynamic simulation, high entropy intermetallic compounds, dislocations, twinning, deformation mechanisms
© Остовари Могаддам А., Ферейдоннежад Р., Михайлов Д.В., Насери М., Трофимов Е.А., 2024
1. Введение
Легирование металлов обычно осуществляется путем случайного смешивания составляющих элементов с получением твердого раствора с большей или меньшей упорядоченностью компонентов в рамках кристаллической решетки. Кристаллические интерметаллические соединения благодаря их упорядоченной кристаллической структуре и вытекающей из этого устойчивости к диффузионным явлениям, таким как переползание дислокаций, скольжение по границам и рост зерен [1, 2], рассматриваются как перспективные материалы с превосходной термостойкостью и стабильностью. Однако упорядоченные структуры интерметаллических соединений представляют собой ограниченные системы активного скольжения, что в сочетании с гибридной метал-ло-ионно-ковалентной природой атомных связей приводит к недостаточной пластичности интерметаллических соединений и сильно ограничивает их практическое применение [3].
За последние два десятилетия подход, связанный с энтропийной стабилизацией многокомпонентных материалов, приобрел широкую известность [4, 5]. В отличие от традиционного легирования, основанного на получении материалов с одним главным элементом, высокоэнтропийные сплавы, которые состоят из пяти или более элементов с эквиатомным или близким к эквиатом-ному соотношением, обеспечивают практически неограниченные возможности варьирования их химического состава для управления структурой и свойствами материалов. Простые твердые растворы высокоэнтропийных сплавов широко исследуются с момента появления этой концепции в 2004 г. [6, 7]. За это время в рамках этой концепции были открыты некоторые материалы с интересными свойствами [5, 8]. Было также высказано предположение, что идея создания высокоэнтропийных материалов может быть использована для разработки высокоэнтропийных интерметаллидов (ВЭИМ) с достаточной пластичностью при комнатной температуре [5, 9, 10]. Однако для всех известных на данный момент высокоэнтропийных интерметаллидов пластичность по-прежнему недостаточна для их прикладного применения.
Реализация четырех основных эффектов высокоэнтропийных сплавов, а именно высокой энтропии, замедленной диффузии, искажения решетки и «коктейль-эффекта» в упорядоченных
кристаллических структурах интерметаллических соединений, является важной и сложной задачей. В последние годы исследователи разработали несколько высокоэнтропийных интерметаллидов с отличными механическими свойствами [11-13], высокой термостабильностью [13, 14] и исключительной стойкостью к окислению [15, 16]. Однако недостаточная пластичность по-прежнему ограничивает успешное прикладное применение этих материалов. На пластичность при комнатной температуре в основном влияют кристаллическая структура и механизмы деформации, которые проявляются на атомарном уровне и их трудно исследовать экспериментально. Крупно -масштабное моделирование методом молекулярной динамики с использованием полуэмпирических межатомных потенциалов может обеспечить глубокое понимание явлений атомного масштаба, таких как упорядочение, диффузия, скольжение дислокаций и механизмы упрочнения [17, 18]. Однако атомистическое модели-ование высокоэнтропийных интерметаллидов сильно ограничено, главным образом из-за отсутствия подходящих межатомных потенциалов. В результате проведенных ранее исследований межатомных потенциалов были получены модифицированные потенциалы метода погруженного атома (МЕАМ) для СоСгБеМпМ [18], NbМоТаW [19] и Н£№ТаТ12г [17]. Авторы настоящей статьи недавно разработали потенциал МЕАМ, который может успешно предсказать фундаментальные свойства высокоэнтропийного интерметаллида А13(Т1Та7г№НГ) [20]. Эти межатомные потенциалы открыли путь к молекулярно-динамическому моделированию и предоставили фундаментальную информацию о механизмах деформации атомного масштаба в высокоэнтропийных сплавах [21-23]. Для дальнейшей проверки разработанного нами потенциала МЕАМ и с целью исследования свойств высокоэнтропийных интерметал-лидов настоящая работа была направлена на моле-кулярно-динамическое моделирование интерме-таллида А13(Т1Та7г№НГ) с целью глубокого понимания физических и механических свойств этого вещества. Выполнение моделирования потребовало оценить распределение атомов пяти элементов, образующих высокоэнтропийную подрешетку, по различным позициям в высокоэнтропийной под-решетке А13(Т1Та2г№Н£). Это было выполнено в процессе моделирования близкого к равновесному процесса плавления-кристаллизации.
2. Методы
Молекулярно-динамическое моделирование проводилось с помощью программного пакета для крупномасштабного атомно-молекулярного массивно-параллельного симулятора (LAMMPS) [4] с использованием модели 2NN MEAM потенциала, которую мы недавно разработали для высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf) [5]. Кристаллическая структура была смоделирована с помощью программного обеспечения Vesta с начальными параметрами решетки a = b = 0.3887 нм и c = 0.8744 нм. Атомы пяти тугоплавких элементов были случайным образом распределены в высокоэнтропийной подрешетке. Кристаллическая структура была продублирована вдоль направлений x, y и z для построения исходной модели с размерами 1.943, 1.943 и 4.370 нм в аксиальных направлениях [100], [010] и [001] соответственно.
Ближнее упорядочение и локальная атомная конфигурация оказывают решающее влияние на механические и функциональные свойства высокоэнтропийных сплавов [6]. Поэтому первичная модель подверглась процессу минимизации энергии путем присвоения начальной скорости и релаксации решетки с изотермическо-изобаричес-ким ансамблем (NPT) при 300 K в течение 0.05 нс. Далее, чтобы получить случайное распределение элементов по позициям, было проведено моделирование плавления-затвердевания с использованием суперячейки, состоящей из 1271 атома. Методом молекулярно-динамического моделирования с использованием скоростного алгоритма Verlet и ансамбля NPT Парринелло-Рахмана для обеспечения независимых изменений размеров во всех направлениях моделировался нагрев до 2000 K. Моделирование процесса плавления и затвердевания заняло 36 нс, из них 0.2 нс — состояние равновесия при 300 K, 1.4 нс — нагрев до 2000 K, 0.2 нс — равновесие при 2000 K, 34 нс — охлаждение до 300 K (2 нс на каждые 100 K в ходе охлаждения) и 0.2 нс — достижение равновесия при 300 K.
Полученная равновесная структура при 300 K в дальнейшем была использована для построения новой модели размером 7.8 х 7.8 х 26.3 нм3, состоящей из 96 800 атомов, для моделирования поведения высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf) при растяжении. Сначала модель подверглась релаксации решетки в условиях изохорно-изотермического ансамбля (NVT) при 300 K в течение 0.5 нс с непериодическими гра-
ничными условиями по всем осям. Затем была задана скорость растяжения модели 0.025 нм/пс вдоль оси z в плоскости [001] в течение 0.5 нс. Верхняя и нижняя части симуляционного бокса были заполнены твердыми блоками неподвижных атомов (2 нм в каждую сторону). Этим блокам придавалась противоположная скорость для имитации испытания на однонаправленное растяжение. В направлениях X и Y (в плоскостях, параллельных оси нагружения) применялись свободные граничные условия, чтобы обеспечить возможность изменения размеров и формы в этих направлениях. Это типичный сценарий визуализации образования шейки и окончательного разрушения при молекулярно-динамическом моделировании. Для визуализации и характеристики дефектов использовалась программа OVITO [24]. Для более четкой классификации и иллюстрации дефектов в OVITO использовались алгоритм анализа ближайших соседей (common neighbor analysis, CNA) и алгоритм извлечения дислокаций (dislocation extraction algorithm, DXA). При проведении анализа для различия структур атомы ГЦК-, ОЦК-, ГПУ- и других конфигураций были обозначены зеленым, синим, красным и коричневым цветами соответственно.
3. Расчет фундаментальных свойств материалов
3.1. Плавление и распределение атомов по позициям
Рисунок 1, а показывает зависимость относительного объема высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf) от температуры в диапазоне от 300 до 2000 K. Примерно до 1575 K для Al3(TiTaZrNbHf) можно наблюдать почти линейное объемное расширение. После отмечается резкое увеличение объема. Это соответствует плавлению Al3(TiTaZrNbHf) при температуре около 1575 K. Рисунок 1, б показывает изменения в расположении атомов при плавлении и последующем процессе затвердевания. Первая модель была построена на основе бинарной структуры Al3Ta путем случайного распределения элементов Ti, Ta, Zr, Nb и Hf в узлах высокоэнтропийной под-решетки (Ta). Видно, что после затвердевания атомы Al занимают те же узлы решетки, что и в бинарной структуре Al3Ta, а элементы Ti, Ta, Zr, Nb и Hf занимают положения в узлах высокоэнтропийной подрешетки (узел 2b в бинарной структуре Al3Ta) с другой вместительностью. Это
Рис. 1. Температурная зависимость объемного теплового расширения высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf) (а) и изменения его кристаллической структуры при плавлении и последующей кристаллизации (б) (цветной в онлайн-версии)
указывает на стабильность однофазного высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf), как уже было продемонстрировано в нашем предыдущем экспериментальном исследовании [15].
3.2. Механические свойства
Как было сказано выше, структура, полученная при моделировании кристаллизации из рас-
Рис. 2. Недеформированная модель, демонстрирующая начальную атомную конфигурацию после кристаллизации из расплава и релаксации решетки в условиях ЫУТ при 300 К. Блок состоит из 96 800 атомов, в том числе 72 400 атомов А1 и 24 400 других атомов, в которых количество ИГ, ЫЬ, Та, Т и 2г одинаково и равно 4880 (цветной в онлайн-версии)
плава, была использована для построения модели, состоящей из 96 800 атомов для моделирования поведения при растяжении. На рис. 2 показаны модель и распределение атомов различных элементов по узлам ее кристаллической решетки после релаксации решетки в условиях ЫУТ при 300 К в течение 0.5 нс. Наблюдается упорядоченная кристаллическая высокоэнтропийная струк-
Рис. 3. Результаты CNA исходной модели, демонстрирующие различные кристаллические структуры в исходной конфигурации (а); дислокационный анализ исходной модели, показывающий наличие дислокаций (в основном частичных дислокаций Шокли), образованных в результате термических напряжений во время затвердевания (б); структурная парная корреляционная функция g(r) исходной модели, показывающая среднее распределение всех пар атомов в высокоэнтропийных сплавах при 300 K (в) (цветной в онлайн-версии)
тура, в которой атомы 5 тугоплавких металлов образуют высокоэнтропийную подрешетку. Локальная кристаллическая конфигурация недефор-мированной модели, визуализированная с использованием CNA, показана на рис. 3, а. Рисунок указывает на ГЦК как на основную локальную кристаллическую структуру, что логично, учитывая расположение атомов в тетрагональной кристаллической структуре (пространственная группа 14/ттт) высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf). Структурная парно-корреляционная функция g(r) представлена на рис. 3, в. Она указывает на среднее распределение всех пар атомов; g(r) типична для структуры ГЦК [22, 25], что согласуется с CNA. Таким образом, построенная модель достаточно надежна для изучения механизмов деформирования высокоэнтропийного ин-терметаллида Al3(TiTaZrNbHf) при растягивающей нагрузке. Следует отметить, что CNA также дает информацию об отдельных дефектах в сплавах, таких как внутренний дефект упаковки внешний дефект упаковки (ESF) и границы двойников (TB), которые являются важнейшими дефектами решетки, что необходимо для анализа механизмов деформации. Это будет обсуждаться позже.
На рис. 4 показаны исходная модель и кривые растяжения высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf), рассчитанные для температур 300, 700 и 1000 ^ Согласно оценке, область упругой деформации существует до ~2 %. Модуль
Юнга Е рассчитан по наклону упругого участка кривой растяжения и при 300 K равен ~100 ГПа, что ниже зарегистрированных экспериментальных значений для Al3Ti (около 215 [26] и 156 ГПа [27]). Хотя экспериментально значение модуля Юнга Al3(TiTaZrNbHf) еще не определено, можно ожидать, что модуль Юнга высокоэнтропийного интерметаллида должен быть выше, чем у входящих в него бинарных интерметаллических соединений. Однако сообщается [28], что для высокоэнтропийных материалов модуль Юнга может сильно отличаться от модуля любого из составляющих компонентов. Учитывая сложность структурных особенностей высокоэнтропийных интер-металлидов, существует вероятность того, что модуль Юнга Al3(TiTaZrNbHf) будет ниже или выше, чем у Al3Ti. Кроме того, можно видеть, что существует большая разница между экспериментальными значениями модуля Юнга Al3Ti (215 и 156 ГПа, как уже было сказано выше). Поэтому для корректного сравнения с нашими расчетами необходимо провести экспериментальные работы по изучению модуля Юнга высокоэнтропийного интерметаллида Al3(TiTaZrNbHf). Кроме того, учитывая атомный масштаб размеров в молеку-лярно-динамическом моделировании и макроразмеры в экспериментальных работах, разницу порядка 50 ГПа в упругих константах материалов, полученных молекулярно-динамическими расчетами и в ходе экспериментальных работ, можно считать приемлемой. Кроме того, в молекулярно-
Рис. 4. Моделирование одноосного растяжения: схематическая модель суперячейки высокоэнтропийного интерметалли-да для моделирования одноосного растяжения (а); смоделированные кривые растяжения А13(НШЪТаТ12г) при 300, 700 и 1000 К (б) (цветной в онлайн-версии)
динамических расчетах на величину модуля Юнга влияют скорость деформации, направление растягивающей нагрузки и т.д. [29-31]. При этом следует учитывать, что использование бинарных потенциалов МЕАМ довольно часто приводит к завышенному или заниженному значению упругих констант материалов [20]. При повышении температуры до 700 К происходит размягчение материала и незначительно снижается предел текучести, но способность к деформационному упрочнению остается практически неизменной. Показательно, что поведение А13(Т1Та7гКЪН1:) при растяжении при 700 и 1000 К очень похоже на его поведение при 300 К, демонстрируя предел прочности 4.6, 4.46 и 4.34 ГПа при 300, 700 и 1000 К соответственно. Это можно объяснить уникальными свойствами высокоэнтропийных интерме-таллидов, которые хорошо сохраняют свои механические свойства при повышенных температурах. Более того, монокристаллическая структура, высокая чистота и низкая плотность дефектов в смоделированной решетке закономерно приводят к значительно более высоким значениям пределов текучести и прочности при молекулярно-ди-намическом моделировании по сравнению с экспериментальными измерениями.
Очевидно, что большое влияние на пластическую деформацию оказывают дислокации, находящиеся в сплавах до деформации и возникшие в процессе деформации. Однако материалы с тетрагональной структурой Б022 обладают плохой пла-
стичностью из-за низкой симметрии этой структуры [28], что обеспечивает ограниченность систем активного скольжения. Хорошо известно, что пластическая деформация в интерметаллиде А13Т в основном протекает за счет двойникова-ния системы типа (111)[112], не нарушающего симметрию решетки Б022. Чтобы получить больше информации о пластической деформации в АЦНШЬТатаг), были выполнены СКА и БХА для деформаций растяжения 0.02, 0.06, 0.10, 0.14 и 0.17 при 300 К (рис. 5). Структурные особенности, такие как ¡ББ (два соседних слоя ГПУ), ЕББ (два слоя ГПУ с набором ГЦК-атомов между ними) и ТВ (один слой ГПУ-атомов), могут быть обнаружены из СКА конфигурации локального кристалла [23]. Следует отметить, что в исходной модели после затвердевания присутствуют дислокации, представляющие собой термические дислокации типа Шокли 1/6(112), индуцированные в решетке вследствие термических напряжений (рис. 3, б). СКА локальных кристаллических конфигураций на рис. 5, а, б указывает на наличие двойникования на ранних стадиях деформации в высокоэнтропийном интерметаллиде А13(НШЬТаТ12г). Двойникование можно объяснить 1/6(121) частичными дислокациями Шокли, которые возникают в результате диссоциации дислокаций типа 1/2(110) [22]. Зародыши ¡ББ можно было наблюдать на ранней стадии по мере увеличения деформации (рис. 6, а), однако ЕББ здесь обнаружить не удалось. Появление ¡ББ
Рис. 5. Взаимное расположение атомов, визуализированное с помощью CNA (а, б), и различные типы дислокаций, которые возникают при растягивающей нагрузке Al3(HfNbTaTiZr) при 300 K (в) (цветной в онлайн-версии)
Рис. 6. Анализ атомных дефектов А13(Н£ЫЪТаТ17г) при растягивающем нагружении при 300 К (а); плотность дислокаций в зависимости от деформации для А13(Н£ЫЪТаТ&) при 300 и 700 К (б). Плотность дислокаций определяли путем деления общей длины дислокационных линий на объем ячейки (цветной в онлайн-версии)
и Е8Б иллюстрирует рис. 5, в. Он демонстрирует случаи зарождения дислокаций при растягивающей деформации в А13(Н£КЪТаТ12г).
Эволюцию двойников по мере увеличения пластической деформации можно наблюдать на рис. 6, а, где демонстрируются снимки одного и того же участка с разными уровнями деформации. Границу активного двойника можно увидеть при уровне деформации 0.06. Она остается активной до тех пор, пока при уровне деформации 0.1 не возникнет нестабильность. Интерференцию частичной дислокации Шокли 1/6(121) с границей двойников можно обнаружить и при уровне деформации 0.06. Рисунок 6, б показывает, что плотность дислокаций сначала увеличивается с увеличением деформации растяжения, а затем уменьшается при более высоких уровнях деформации, что можно объяснить аннигиляцией дислокаций, зарождением трещин и слиянием микроскопических пустот. Среди дислокаций в высокоэнтропийном интерметаллиде А13(Н£ЫЪТаТ12г) преобладают частичные дислокации Шокли 1/6(112). Следует также отметить, что для исследуемого материала появление и эволюция дислокаций, КБ, Е8Б и других типов дефектов решетки в упорядоченной структуре Б022 характерны в значительно меньшей степени, чем зарождение и распространение дефектов внутри неупорядоченных высокоэнтропийных сплавов, таких как А^лСоСгБеМ [22], АЮТеСиМ [23], СоСгБеМпМ
[29, 30] и СоСгСиБеМ [31]. Это согласуется с данными о механизмах деформации и активных системах скольжения в упорядоченных и неупорядоченных структурах.
Известно, что деформация интерметаллических соединений с длиннопериодическими упорядоченными структурами типов Б022 и Б023 происходит в основном за счет скольжения дислокаций Шокли 1/6(112) по плоскостям (111), что сопровождается образованием множества двойников типа (111)[ 112] [28, 32]. Это означает, что КБ на плоскостях (111), которые создаются перемещением дислокаций 1/6(112) без образования каких-либо неправильных связей первого или второго ближайшего соседа, обычно обладает гораздо меньшей энергией, чем другие вероятные дефекты на плоскостях (111), такие как антифазная граница и Е8Б. Вероятно, это причина, по которой мы не смогли обнаружить Е8Б на рис. 5, 6 при пластической деформации А13(НШЪТаТ12г). Кроме того, в структуре Б022 возможными являются полные дислокации с векторами Бюргерса, соответствующими трансляционными векторам решетки (110), 2(101) и 1/2(112). Тем не менее, нет экспериментальных подтверждений того, что эти дислокации, за исключением той, которая имеет вектор Бюргерса типа (110) и распадается по (001), играют основную роль в пластической деформации материалов с решеткой Б022 [28]. Эти полные дислокации могут не диссоциировать
Рис. 7. Взаимное расположение атомов, визуализированное с помощью СКА-анализа (а), дислокационного анализа (б) и анализа атомных дефектов (в) для высокоэнтропийного интерметаллида А13(НШЪТаТ12г) в ходе растягивающей нагрузки при 700 К (цветной в онлайн-версии)
на плоскостях (111) ни при каких условиях скольжения, вероятно, из-за высоких энергий или нестабильности антифазной границы и ЕББ на плоскостях (111).
В нашем моделировании 1/2(110) — единственная полная дислокация, которая наблюдалась при уровне деформации 0.1 (рис. 5, в), других полных дислокаций за весь период растягиваю-
щей деформации обнаружить не удалось. Эти результаты хорошо согласуются с экспериментальными наблюдениями о механизмах деформации материалов со структурой D022.
Как видно на рис. 4, б, Al3(TiTaZrNbHf) хорошо сохраняет механические свойства при 700 и 1000 K. Для получения дополнительной информации о пластической деформации Al3(HfNbTaTiZr) при высоких температурах были проведены CNA, анализ дислокаций и дефектов для деформации растяжения 0.02, 0.06, 0.10, 0.14 и 0.17 при 700 K (рис. 7). В целом растягивающая деформация Al3(TiTaZrNbHf) при 700 K протекает по механизмам, во многом схожим с наблюдаемым при 300 K (рис. 7, а, б). Частичные дислокации Шокли типа 1/6(112) (рис. 7, б) и двойники (рис. 7, в) доминируют при деформации Al3(TiTaZrNbHf) при 700 K. Начальная плотность дислокаций, как показано на рис. 6, б, составляла 3.32 м-2 при 300 K и 3.18 м-2 при 700 K. Эти значения указывают на незначительную аннигиляцию дислокаций за счет их движения и перестройки при 700 K. Более того, плотность дислокаций при 700 K увеличивается с ростом деформации до уровня деформации 0.06, а затем уменьшается. Видно, что при уровне деформации 0.05 плотность дислокаций для образца, деформируемого при 700 K, становится выше, чем у образца, при 300 K, и остается выше при дальнейшем деформировании высокоэнтропийного интерметаллида. Это может быть причиной сохранения деформационного упрочнения и практически такой же прочности при повышенных температурах. Можно сделать вывод, что разработанный потенциал и молекулярно-дина-мическое моделирование являются надежными для получения полезной информации об основных механизмах деформации высокоэнтропийных интерметаллидов при комнатной и повышенных температурах.
Наконец, стоит отметить, что, хотя CNA проводился в условиях низкой доли упорядоченной локальной атомной конфигурации (21 % ГЦК), он отражает механизмы деформации во всем образце. Существуют аналогичные исследования по молекулярно-динамическому моделированию высокоэнтропийных материалов, где низкая доля упорядоченной локальной конфигурации обнаруживается с помощью CNA, например 32 % ГЦК в работе [22]. Тот факт, что CNA не анализирует механизмы деформации в неупорядоченных локальных атомных конфигурациях, не является ограничением. Логично предположить, что ме-
ханизмы деформации в небольшой области (ограниченной небольшим количеством атомов) материала могут соответствовать механизмам деформации в макрообразцах. К примеру, при экспериментальном наблюдении механизмов деформации с помощью просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения исследуется небольшая область образцов, ограниченная небольшим числом атомов, а наблюдаемые данные о механизмах деформации распространяются на весь образец, особенно когда материал состоит из одной кристаллической фазы. Более того, тот факт, что механизмы деформации в А13(И£КЬТаТ12г) очень похожи на механизмы деформации материалов со структурой Б022, подтверждает нашу модель и расчеты. Учитывая, что данная статья является первой работой такого типа, мы считаем, что она дает существенное понимание механизмов деформации в высокоэнтропийных интерметаллидах и открывает путь для дальнейших работ в этой области.
4. Заключение
Методом молекулярно-динамического моделирования с использованием потенциала МЕАМ были изучены механизмы деформации высокоэнтропийного интерметаллида А13(И£КЬТаТ12г) с упорядоченной структурой Б022 при растягивающем нагружении. Вычисленная парная корреляционная функция по всем парам атомов подтвердила смоделированную структуру и построенную модель. При пластической деформации зарождение и подвижность дислокаций приводят к образованию на ранней стадии деформации внешних дефектов упаковки, которые в дальнейшем способствуют зарождению и распространению двойниковых границ. Анализ локальных кристаллических конфигураций показал, что при растяжении А13(И£КЬТаТ12г) двойникование и частичные дислокации Шокли 1/6(121) являются основными механизмами, посредством которых происходит деформация при комнатной и повышенных температурах. Расчетное значение модуля Юнга Е А13(ШКЬТаШг) (~100 ГПа при 300 К) оказалось ниже экспериментальных значений (156-215 ГПа) для А13Т1 А13(И£КЬТаТ12г) продемонстрировал беспрецедентную стойкость к термическому размягчению с пределом прочности на разрыв 4.6, 4.46 и 4.34 ГПа при 300, 700 и 1000 К соответственно. Полученные результаты позволяют предположить, что высокоэнтропийные интерметал-
лиды хорошо сохраняют свои механические свойства при высоких температурах. Полученные результаты дают ценную информацию о механизмах деформации и развитии дефектов в упорядоченных высокоэнтропийных структурах D022, которую сложно и дорого получить экспериментально путем исследования образцов на растяжение.
Финансирование
Работа выполнена при поддержке Российского научного фонда и правительства Челябинской области, проект № 23-23-10058 (https://rscf.ru/ project/23-23-10058/).
Литература
1. Paul A.R., Mukherjee M., Singh D. A critical review on the properties of intermetallic compounds and their application in the modern manufacturing // Cryst. Res. Technol. - 2022. - V. 57. - No. 3. - P. 2100159. -https://doi.org/10.1002/crat.202100159
2. Bochenek K., Basista M. Advances in processing of NiAl intermetallic alloys and composites for high temperature aerospace applications // Prog. Aerosp. Sci. -
2015. - V. 79. - P. 136-146. - https://doi.org/10.1016/ j.paerosci.2015.09.003
3. Jiao Z., Luan J., Liu C. Strategies for improving ductility of ordered intermetallics // Prog. Nat. Sci. -
2016. - V. 26. - No. 1. - P. 1-12. - https://doi.org/ 10.1016/j.pnsc.2016.01.014
4. Li W, Xie D, Li D, Zhang Y., Gao Y., Liaw P.K. Mechanical behavior of high-entropy alloys // Prog. Mater. Sci. - 2021. - V. 118. - P. 100777. - https://doi. org/10.1016/j.pmatsci.2021.100777
5. Moghaddam A.O., Fereidonnejad R., Cabot A. Semi-ordered high entropy materials: The case of high entropy intermetallic compounds // J. Alloys Compd. -2023. - V. 960. - P. 170802. - https://doi.org/10.1016/ j.jallcom.2023.170802
6. Cantor B., Chang I., Knight P., Vincent A. Microstructural development in equiatomic multicomponent alloys // Mater. Sci. Eng. A. - 2004. - V. 375. - P. 213218. - https://doi.org/10.1016/j.msea.2003.10.257
7. Yeh J.W., Chen S.K., Lin S.J., Gan J.Y., Chin T.S., Shun T.T., Tsau C.H., Chang S.Y. Nanostructured high-entropy alloys with multiple principal elements: Novel alloy design concepts and outcomes // Adv. Eng. Mater. - 2004. - V. 6. - No. 5. - P. 299-303. -https://doi.org/10.1002/adem.200300567
8. Jiang W., Zhu Y., Zhao Y. Mechanical properties and deformation mechanisms of heterostructured high-entropy and medium-entropy alloys: A review // Front. Mater. - 2022. - V. 8. - P. 792359. - https://doi.org/ 10.3389/fmats.2021.792359
9. Yang T., Cao B., Zhang T., Zhao Y., Liu W., Kong H., Luan J., Kai J., Kuo W., Liu C. Chemically complex intermetallic alloys: A new frontier for innovative structural materials // Mater. Today. - V. 52. - P. 161— 174. — https://doi.org/10.1016/j.mattod.2021.12.004
10. Wang H., He Q.-F., Yang Y. High-entropy intermetal-lics: From alloy design to structural and functional properties // Rare Met. — 2022. — V. 41. — No. 6. — P. 1989—2001. — https://doi.org/10.1007/s12598-021-01926-7
11. He Q., Wang J., Chen H., Ding Z., Zhou Z., Xiong L., Luan J., Pelletier J., Qiao J., Wang Q. A highly distorted ultraelastic chemically complex Elinvar alloy // Nature. — 2022. — V. 602. — No. 7896. — P. 251—257. — https://doi.org/10.1038/s41586-021-04309-1
12. Yang T., Zhao Y., Li W., Yu C., Luan J., Lin D., Fan L., Jiao Z., Liu W., Liu X. Ultrahigh-strength and ductile superlattice alloys with nanoscale disordered interfaces // Science. - 2020. — V. 369. — No. 6502. — P. 427— 432. — https://doi.org/10.1126/science.abb6830
13. Yao K., Liu L., Ren J., Guo Y., Liu Y., Cao Y., Feng R., Wu F., Qi J., Luo J. High-entropy intermetallic compound with ultra-high strength and thermal stability // Scripta Mater. — 2021. — V. 194. — P. 113674. — https:// doi.org/10.1016/j.scriptamat.2020.113674
14. Li H., Yang W., Ma Y, Kong F., Wan Y., Chen C., Liu H., Li H., Inoue A. Plastic TiZrHfCoNiCu high entropy alloy via stable B2 phase // J. Alloys Compd. — 2023. — V. 935. — P. 167897. — https://doi.org/10.1016/ j.jallcom.2022.167897
15. Moghaddam A.O., Mikhailov D., Sudarikov M., Fereidonnejad R., Cabot A., Trofimov E. Segregation mediated design of single-phase refractory medium and high entropy intermetallic compounds with complete suppression of pest oxidation // J. Alloys Compd. -2022. — V. 927. — P. 167102. — https://doi.org/10.1016/ j.jallcom.2022.167102
16. Ye S., Zhu J., Wang H., Li M., Huang Z., He J. Phase evolution and thermal stability of novel high-entropy (Mo02W02Ta0.2V0.2Nb0.2)Si2 ceramics // J. Eur. Ceram. Soc. — 2022. — V. 42. — No. 13. — P. 5314—5322. — https://doi.org/10.1016/jjeurceramsoc.2022.06.067
17. HuangX., Liu L., Duan X., Liao W., Huang J., Sun H., Yu C. Atomistic simulation of chemical short-range order in HfNbTaZr high entropy alloy based on a newly-developed interatomic potential // Mater. Des. — 2021. — V. 202. — P. 109560. — https://doi.org/10.1016/ j.matdes.2021.109560
18. Choi W.-M., Kim Y., Seol D., Lee B.-J. Modified embedded-atom method interatomic potentials for the Co-Cr, Co-Fe, Co-Mn, Cr-Mn and Mn-Ni binary systems // Comput. Mater. Sci. — 2017. — V. 130. — P. 121—129. — https://doi.org/10.1016/j.commatsci. 2017.01.002
19. Srinivasan P., Duff A.I., Mellan T.A., Sluiter M.H., Nicola L., Simone A. The effectiveness of reference-free MEAM potentials demonstrated for NiTi and NbMo-
TaW // Modell. Simul. Mater. Sci. Eng. - 2019. -V. 27. - No. 6. - P. 065013. - https://doi.org/10.1088/ 1361-651X/ab2604
20. Fereidonnejad R., Moghaddam A.O., Moaddeli M. Modified embedded-atom method interatomic potentials for Al-Ti, Al-Ta, Al-Zr, Al-Nb and Al-Hf binary intermetallic systems // Comput. Mater. Sci. - 2022. -V. 213. - P. 111685. - https://doi.org/10.1016/j.com matsci.2022.111685
21. Qi Y., Chen X., Feng M. Molecular dynamics-based analysis of the effect of voids and HCP-phase inclusion on deformation of single-crystal CoCrFeMnNi high-entropy alloy // Mater. Sci. Eng. A. - 2020. -V. 791. - P. 139444. - https://doi.org/10.1016/j.msea. 2020.139444
22. Sharma A., Balasubramanian G. Dislocation dynamics in Al0.1CoCrFeNi high-entropy alloy under tensile loading // Intermetallics. - 2017. - V. 91. - P. 31-34. -https://doi.org/10.1016/j.intermet.2017.08.004
23. Li J., Fang Q., Liu B., Liu Y., Liu Y. Mechanical behaviors of AlCrFeCuNi high-entropy alloys under uniaxial tensile via molecular dynamics simulation // RSC Adv. - 2016. - V. 6. - No. 80. - P. 76409-76419. -https://doi.org/10.1039/C6RA16503F
24. Stukowski A. Visualization and analysis of atomistic simulation data with OVITO—The Open Visualization Tool // Model. Simul. Mater. Sci. Eng. - 2009. -V. 18. - No. 1. - P. 015012. - https://doi.org/10.1088/ 0965-0393/18/1/015012
25. Jiang J., Sun W., Luo N., Chen P. Atomic-scale analysis of deformation behavior of face-centered cubic na-nocrystalline high-entropy alloys with different grain sizes at high strain rates // Mater. Chem. Phys. -2023. - V. 300. - P. 127556. - https://doi.org/10.1016/ j.matchemphys.2023.127556
26. Nakamura M., Kimura K. Elastic constants of TiAl3 and ZrAl3 single crystals // J. Mater. Sci. - 1991. -V. 26. - P. 2208-2214. - https://doi.org/10.1007/BF00 549190
27. Milman Y.V., Miracle D., Chugunova S., Voskoboi-nikI., Korzhova N., Legkaya T., Podrezov Y.N. Mechanical behaviour of Al3Ti intermetallic and L12 phases on its basis // Intermetallics. - 2001. - V. 9. - No. 9. -P. 839-845. - https://doi.org/10.1016/S0966-9795C01) 00073-5
28. Yamaguchi M., Umakoshi Y. The deformation behaviour of intermetallic superlattice compounds // Prog. Mater. Sci. - 1990. - V. 34. - No. 1. - P. 1-148. -https://doi.org/10.1016/0079-6425(90)90002-Q
29. Chen K.-T., Wei T.-J, Li G.-C, Chen M.-Y, Chen Y.S., Chang S.-W., Yen H.-W, Chen C.-S. Mechanical properties and deformation mechanisms in CoCrFeMnNi high entropy alloys: A molecular dynamics study // Mater. Chem. Phys. - 2021. - V. 271. -P. 124912. - https://doi.org/10.1016/j.matchemphys. 2021.124912
30. Choi W.-M., Jo Y.H., Sohn S.S., Lee S., Lee B.-J. Understanding the physical metallurgy of the CoCrFeM-nNi high-entropy alloy: An atomistic simulation study // NPJ Comput. Mater. - 2018. - V. 4. - No. 1. -P. 1. - https://doi.org/ 10.1038/s41524-017-0060-9
31. Liu J. Molecular dynamic study of temperature dependence of mechanical properties and plastic inception of CoCrCuFeNi high-entropy alloy // Phys. Lett. A -2020. - V. 384. - No. 22. - P. 126516. - https://doi. org/10.1016/j .physleta.2020.126516
32. Yamaguchi M., Umakoshi Y., Yamane T. Plastic deformation of the intermetallic compound Al3Ti // Philos. Mag. A. - 1987. - V. 55. - No. 3. - P. 301-315. -https://doi.org/10.1080/01418618708209869
Поступила в редакцию 24.10.2023 г., после доработки 01.12.2023 г., принята к публикации 03.12.2023 г.
Сведения об авторах
Остовари Могаддам Ахмад (Ahmad Ostovari Moghaddam), PhD, снс ЮУрГУ, ostovarim@susu.ru
Ферейдоннежад Рахеле (Rahele Fereidonnejad), PhD, нс ЮУрГУ, fereidonnezhadr@susu.ru
Михайлов Дмитрий Вячеславович, асп. ЮУрГУ, a_b_c81@mail.ru
Насери Маджид (Majid Naseri), PhD, снс ЮУрГУ, naserim@susu.ru
Трофимов Евгений Алексеевич, д.х.н., доц., проф. ЮУрГУ, trofimovea@susu.ru
