Wie Atome von polykristallinem Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 hoch feuerfest

May 05, 2023

Wissenschaftliche Berichte Band 12, Artikelnummer: 5183 (2022) Diesen Artikel zitieren

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Der Schmelzmechanismus von einkristallinen und polykristallinen Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0-Refraktärlegierungen mit hoher Entropie (RHEAs) wurde durch Molekulardynamiksimulation (MD) unter Verwendung der Methode des zweitnächsten Nachbarn mit modifizierten eingebetteten Atomen (2NN MEAM) untersucht ) Potenzial. Für das einkristalline RHEA zeigt das Dichteprofil einen abrupten Abfall von 11,25 auf 11,00 g/cm3 bei Temperaturen von 2910 bis 2940 K, was darauf hindeutet, dass bei allen Atomen eine erhebliche lokale Strukturumlagerung beginnt. Für polykristalline RHEAs findet sich ein zweistufiger Schmelzprozess. In der ersten Schmelzstufe erfolgt das Schmelzen der Korngrenzenbereiche (GB) zunächst bei der Vorschmelztemperatur, die relativ niedriger ist als der entsprechende Systemschmelzpunkt. Bei der Temperatur vor dem Schmelzen verfügen die meisten GB-Atome über genügend kinetische Energie, um ihre Gleichgewichtspositionen zu verlassen und dann allmählich die Neuordnung von Kornatomen in der Nähe von GB einzuleiten. Im zweiten Schmelzstadium am Schmelzpunkt verfügen die meisten Kornatome über genügend kinetische Energie, um sich neu anzuordnen, was zu chemischen Ordnungsänderungen mit kurzer Reichweite aller Paare führt.

Materialien, die in extremen Arbeitsumgebungen wie hohen Temperaturen oder Drücken eingesetzt werden, werden dringend für den industriellen Einsatz benötigt. Um beispielsweise die Effizienz von Gasturbinentriebwerken in der Luft- und Raumfahrtindustrie zu verbessern, ist die Erhöhung der Triebwerksbetriebstemperatur eine der effektivsten Möglichkeiten1. Allerdings hat das am häufigsten verwendete Hochtemperatur-Strukturmaterial, die Superlegierung auf Nickelbasis, einen eigenen Schmelzpunkt von etwa 1300 °C, was die maximale Betriebstemperatur begrenzt2,3. Daher ist es sehr wichtig, dass das Material einen ausreichend hohen Schmelzpunkt hat4. Legierungen mit hoher Entropie (HEAs), auch Multi-Hauptelement-Legierungen (MPEAs) genannt, bestehen aus mehr als vier Hauptelementtypen5. In HEAs sind alle Zusammensetzungselemente in der gleichmäßigsten Verteilung angeordnet, was zu hervorragenden Materialeigenschaften führt, einschließlich hoher Härte6, hoher Festigkeits- und Duktilitätskombination7,8, guter Ermüdungsbeständigkeit9, Hochtemperatur-Mikrostruktur und mechanischer Stabilität10, hervorragenden elektromagnetischen Eigenschaften11 und ausgezeichneter Verschleißfestigkeit12. Korrosionsbeständigkeit13 und Oxidationsbeständigkeit14.

Unter allen HEAs weisen die feuerfesten Legierungen mit hoher Entropie (RHEAs) im Allgemeinen ein oder mehrere feuerfeste Zusammensetzungselemente wie W, Mo, Ta, Nb, Zr und Re15 auf. Bei HEAs ohne feuerfeste Elemente sind die schlechte Phasenstabilität und die geringe Plastizität bei hohen und mittleren Temperaturen zwei Engpässe, die ihre Anwendungen bei hohen Temperaturen einschränken. Dementsprechend weisen RHEAs eine ausgezeichnete Hochtemperaturbeständigkeit, einen hohen Schmelzpunkt (> 2000 °C) und eine höhere Hochtemperaturfestigkeit auf, was ein großes Potenzial für Anwendungen in Hochtemperaturgeräten bietet. Beispielsweise wurde 2010 der erste RHEA, NbMoTaW RHEA, von Senkov16 hergestellt. Die Streckgrenze von NbMoTaW RHEA bei 1600 °C beträgt 405 MPa, und die Arbeitstemperaturgrenze von 1600 °C ist viel höher als die von Nickelbasis-Hochtemperaturlegierungen etwa 1300 °C. In Xias Studie17 wurde die thermische Stabilität des MoNbTaVW-RHEA-Dünnfilms untersucht, und die experimentellen Ergebnisse zeigen, dass die kubisch-raumzentrierte Phase von MoNbTaVW-RHEA bis zu 1800 K immer noch sehr stabil ist. In Zhangs experimenteller Studie18 wurde der plastische Verformungsmechanismus von Es wurde MoNbTaVW-RHEA unter hohem Druck beobachtet. Es wurde festgestellt, dass das aktive Versetzungswachstum hauptsächlich für die hohe Festigkeit im MoNbTaVW-RHEA verantwortlich ist. In Yangs Studie19 fanden sie einen wirksamen Weg, die Oxidationsbeständigkeit von MoNbTaVW-RHEA durch die Verwendung von Si/Al-Packungszementierungsbeschichtungen zu verbessern, was auch die mechanischen Eigenschaften von MoNbTaVW-RHEA bei hohen Temperaturen verbessert. In Nies Studie1 wurden die HfMoScTaZr-RHEAs mit einer Vakuumlichtbogenschmelzanlage hergestellt. Durch die Zugabe des Sc-Elements wird die Dichte der Legierung verringert und die Festigkeit und Plastizität von HfMoScTaZr-RHEAs wurden deutlich verbessert. Die Streckgrenzen von HfMoScTaZr-RHEAs bei Raumtemperatur, 800 °C, 1000 °C und 1200 °C betragen 1778, 1118, 963 bzw. 498 MPa. Bei 1200 °C ist die Streckgrenze von HfMoScTaZr RHEA etwa 4,3 bzw. 6 Mal höher als die der traditionellen klassischen Superlegierungen Inconel 71820 und CMSX-421. Neben den Zusammensetzungselementtypen und ihren zugehörigen Fraktionen werden die Materialeigenschaften von HEAs oder Legierungen maßgeblich vom Ausmaß der Kristallinität beeinflusst. Beispielsweise wurde in Lins Studie22 das Schmelzkugelmahl-Heißpressverfahren zur Herstellung der Cu3−xNixSbSe4 (x = 0–0,03)-Legierungen mit unterschiedlichen durchschnittlichen Korngrößen eingesetzt. Es wurden die Einflüsse der durchschnittlichen Korngröße auf die Mikrostruktur und die thermoelektrischen Eigenschaften von Cu3−xNixSbSe4 beobachtet. Aufgrund der Kornverfeinerung und der Zunahme von Se-Defekten sinkt die Wärmeleitfähigkeit des Gitters von 3,3 W m−1 K−1 auf 2,4 W m−1 K−1 bei Raumtemperatur, wenn der Ni-Anteil von x = 0,03 auf 0 abnimmt Die experimentellen Ergebnisse der Sun-Studie23 deuten darauf hin, dass die Streckgrenze von 225 auf 798 MPa ansteigt, wenn die Korngröße von CoCrFeMnNi HEA bei 293 K von 105 μm auf 650 nm abnimmt, was einem Anstieg von 254,7 % entspricht. Gleichzeitig steigt die Zugfestigkeit um 11,2 % von 798 auf 887 MPa. Bhandari et al. Die Anwendung der Methode der Dichtefunktionaltheorie (DFT) bestand darin, die strukturellen und mechanischen Eigenschaften von AlCrMoTiV3 zu berechnen. Gemäß der DFT-Vorhersage verfügt das Al30Cr10Mo5Ti20V35 RHEA über die optimalen Elementanteile, um eine geringere Dichte von 5,16 g/cm3 und eine höhere Härte von 5,56 GPa zu besitzen.

Für die Entwicklung neuer RHEAs ist es wichtig, das thermische Verhalten einkristalliner und polykristalliner RHEAs auf atomarer Ebene zu verstehen. Mit dem empirischen Ansatz ist es relativ schwierig, die Atomanordnung und -diffusion bei hohen Temperaturen direkt zu beobachten. Folglich hat die molekulare Simulationsmethode eine wichtige Rolle bei der Untersuchung des atomaren Verhaltens bei hohen Temperaturen oder während des Schmelzprozesses gespielt. Beispielsweise stellten sie in Rahmans MD-Simulationsergebnissen24 fest, dass die stationäre Kriechgeschwindigkeit der nanokristallinen Cu0,5Ni0,5-Legierung unter der erhöhten Spannung und Temperatur sowie der abnehmenden Korngröße dramatisch zunimmt. Die Gitter- und Korngrenzendiffusion spielen einen entscheidenden Faktor für den Kriechverformungsmechanismus der nanokristallinen Cu0,5Ni0,5-Legierung. Giang et al. untersuchten die Schmelzstadien von 2D-begrenztem Germanen sowohl im perfekten kristallinen als auch im polykristallinen Zustand mittels MD-Simulation25. Die Temperaturen vom festen in den flüssigen Phasenübergang betragen etwa 1670 K bzw. 1540 K für das kristalline bzw. polykristalline Modell. In Nooris Studie26 wurde die MD-Simulation genutzt, um den Einfluss der Korngröße auf die Schmelztemperatur von Al-Nanokristallen zu erkennen. Ihre Ergebnisse zeigen, dass die Schmelztemperatur umso niedriger wird, je kleiner die Korngröße ist. Das Vorschmelzen und Schmelzen an Korngrenzenbereichen erfolgt nicht sofort, und das Schmelzen des polykristallinen Al erfolgt innerhalb eines bestimmten Temperaturbereichs und nicht bei einer bestimmten Temperatur.

Die systematische Untersuchung, wie sich Atome während des Erhitzungsprozesses zu einkristallinen und polykristallinen RHEAs umordnen, fehlt noch. Um den Schmelzmechanismus zu untersuchen, wurden der einkristalline Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA und polykristalline Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs mit durchschnittlichen Korngrößen von 5,2 bis 25,3 nm verwendet die MD-Erwärmungssimulation von 300 auf 3600 K. Das Potential des zweitnächsten Nachbarn mit modifizierter eingebetteter Atommethode (2NN MEAM) wurde verwendet, um die Wechselwirkung zwischen Nb-, Mo-, Ta-, W- und V-Elementen zu modellieren. Die Systementhalpie und die quadratische Verschiebung bei verschiedenen Temperaturen des Erhitzungsprozesses wurden verwendet, um die Schmelzpunkte von Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs zu bestimmen. Das dynamische Verhalten verschiedener Elemente an Korngrenzen und innerhalb von Körnern wurde ebenfalls untersucht, und Variationen der Affinität zwischen zwei beliebigen Elementtypenpaaren wurden durch die chemische Nahordnung während des Erhitzungsprozesses untersucht.

Abbildung 2 zeigt die Variationen der GB-Atomanteile und atomaren Bindungsenergien von GB, Korn und System für Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 bis 25,3 nm. Aus Abb. 2 ist ersichtlich, dass der GB-Atomanteil parabolisch von 26,8 auf 6,2 % abnimmt, wenn die mittlere Korngröße von 5,2 auf 25,3 nm steigt. In Abb. 1 sind den CNA-Ergebnissen zufolge Atome innerhalb des GB und des Korns im undefinierten Typ bzw. im BCC-Typ angeordnet. Wenn die durchschnittliche Korngröße kleiner wird, wird das Verhältnis von Oberfläche zu Volumen der Körner größer. Dieses Ergebnis ist auch bei einem Nanopartikel zu beobachten, bei dem das Verhältnis von Oberfläche zu Volumen bei einem kleineren Nanopartikel höher wird. Dementsprechend steigt der Anteil der GB-Atome, die Körner umgeben, bei kleineren Körnern deutlich an. Atome an der GB/Korn-Grenzfläche besitzen höhere lokale Spannungen und eine höhere Bindungsenergie, sodass die atomare Bindungsenergie von GB, Korn und System parabolisch abnimmt, wenn die Korngröße von 5,2 auf 25,3 nm zunimmt, wie in Abb. 2 dargestellt. Aufgrund des Schmelzverhaltens von Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs mit den durchschnittlichen Korngrößen von 5,2 bis 25,3 nm sind grundsätzlich ähnlich, es wurden nur Simulationsergebnisse für die Korngrößen von 25,3 und 5,2 nm diskutiert. Zum Vergleich wurde auch der Schmelzprozess von einkristallinem Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA untersucht.

Das polykristalline Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA-Modell mit einer durchschnittlichen Korngröße von etwa 5,2 nm für den Erhitzungsprozess. Die Systemgröße beträgt etwa 40,7, 40,7 und 40,7 nm in der x-, y- und z-Dimension. Atome werden entsprechend (a) dem Elementtyp, (b) den durch die Common Neighbor Analysis (CNA) identifizierten Korn- und Korngrenzenatomen und (c) der Kornidentitätsnummer gefärbt. Die aktuelle Studie berücksichtigt RHEAs mit den durchschnittlichen Größen 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 und 5,2 nm.

Profile der GB-Fraktion und der Bindungsenergien von Korn, GB und System für Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 bis 25,3 nm.

Die chemische Nahordnungsanalyse27 von Warren-Cowley für Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs wurde verwendet, um die Anziehung und Abstoßung zwischen verschiedenen Elementpaaren zu quantifizieren und die lokale strukturelle Umlagerung während des Erhitzungsprozesses zu überwachen. Die chemischen Affinitäten eines Referenzatoms zu seinen ersten Nachbaratomen werden durch den Warren-Cowley-Parameter für die Nahordnung bewertet, der die lokale Nahordnung quantifizieren kann. Die Definition des Warren-Cowley-Parameters für die Nahordnung ist in der folgenden Gleichung dargestellt:

Dabei ist \({\alpha }_{ij}\) der Nahordnungsparameter des i-Typ-Atoms relativ zum j-Typ-Atom, Nij ist die partielle Koordinationszahl (CN) für das i-Typ-Atom relativ zum j-Typ-Atom, das aus der vorhergesagten Struktur erhalten wurde, und cj und Ni sind die Anteile von j-Typ-Atomen innerhalb der Legierung bzw. die durchschnittliche CN von i-Typ-Atomen. Der Wert von cj durch Ni ist ein idealer partieller CN für das referenzierte i-Typ-Atom relativ zum ersten benachbarten j-Typ-Atom, und dieser Wert hängt vollständig vom jeweiligen atomaren Zusammensetzungsanteil von Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21 ab. 0 RHEA. Der zweite Term von Gl. (1) ist das Verhältnis des tatsächlichen CN (Nij) zum idealen CN (\({c}_{j}{N}_{i}\)) für das Referenzatom vom i-Typ zu seinem ersten Nachbaratom vom j-Typ . Wenn dieses Verhältnis größer als 1 ist, bedeutet dies, dass die Affinität des j-Typ-Atoms zum i-Typ-Atom in der vorhergesagten Struktur höher ist als in der idealen Struktur. Wenn dieses Verhältnis andererseits kleiner als 1 ist, ist die Affinität des j-Typ-Atoms zum i-Typ-Atom in der vorhergesagten Struktur geringer als in der idealen Struktur. Wenn das Verhältnis nahe bei 1 liegt, lässt dies darauf schließen, dass die Affinität des j-Typ-Atoms zum i-Typ-Atom in der vorhergesagten Struktur nahe an der Affinität in der idealen Struktur liegt. Folglich geben die positiven und negativen Werte der Nahordnung die niedrigere und höhere Affinität des Elementtyppaares im Vergleich zu ihrer idealen Affinität an. In früheren verwandten MD-Studien für HEA und BMG 28, 29, 30 wurden die Warren-Cowley-Parameter zur Quantifizierung der Nahordnung verwendet, um die Affinität des Elementtypenpaars im Vergleich zu der des entsprechenden Elementtypenpaars in der idealen Uniform anzuzeigen Verteilungsmodell.

Abbildung 3 zeigt die Nahordnungsverteilungen aller Elementtyppaare für Einkristalle mit Korngrößen von 5,2 und 25,3 nm bei 300 K. Alle Atome innerhalb dieser drei Strukturen sind gemäß der MaxEnt-Theorie und dem Abstand des Minimums dazwischen angeordnet Der erste und zweite Peak der radialen Verteilungsfunktion (RDF) wurden zur Bestimmung der Werte für Nahordnungen verwendet. In Abb. 3 sind die Nahordnungswerte von Paaren mit demselben Elementtyp größer als 0,8, was darauf hinweist, dass alle Elementtypen von Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0-RHEAs in der gleichmäßigsten Verteilung angeordnet sind. Bei Paaren mit unterschiedlichen Elementtypen sind alle Werte der Nahordnung kleiner als −0,1, was darauf hinweist, dass die Affinität aller Paare mit unterschiedlichen Elementtypen viel höher ist als die der Paare mit denselben Elementtypen.

Die Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA CSRO-Verteilungen für (a) Einkristall, (b) 25,3 nm und (c) 5,2 nm bei 300 K.

Der erste Nachbarabstand eines Referenzatoms ist erforderlich, um den Warren-Cowley-Kurzstreckenordnungsparameter während des MD-Erhitzungsprozesses zu berechnen. Daher wurden zuerst die RDFs bei verschiedenen Temperaturen berechnet, um die Abstände am Minimum zwischen dem ersten und zweiten Peak von zu erhalten RDFs. Diese Abstände sind kritische Werte, um die ersten Nachbaratome eines Referenzatoms bei unterschiedlichen Temperaturen zu erhalten. Anschließend wurden die Warren-Cowley-Parameter der Nahordnung aller Elementpaare bei unterschiedlichen Temperaturen bestimmt, um die lokalen Änderungen der Nahordnung widerzuspiegeln. Abbildung 4a–c zeigt die Schwankungen der Dichte und Enthalpie für Einkristalle, 25,3 nm und 5,2 nm, während des Erhitzungsprozesses. Da die Enthalpien (Dichten) in allen Fällen linear mit steigender Temperatur von 300 K auf spezifische Temperaturen zunehmen (abnehmen), beginnen die niedrigsten Temperaturen der horizontalen Achsen in Abb. 4b, c mit höheren Werten, um die Schwankungen der Dichte und deutlich zu zeigen Enthalpie in der Nähe der Schmelzpunkte. Für den Einkristall steigt die Enthalpie linear mit steigender Temperatur von 300 auf 2910 K und zeigt dann einen abrupten Anstieg von 2910 auf 2940 K, innerhalb dessen die lokale Struktur des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA liegt erfährt eine erhebliche Neuordnung. Folglich beträgt die Schmelztemperatur des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA 2940 K, was sehr nahe an dem mit der Mischungsregel vorhergesagten Wert von etwa 2946 K liegt31. Von 2940 bis 3110 K nimmt die Enthalpie parabolisch ab und steigt dann linear mit steigender Temperatur an, wenn die Temperatur ab 3110 K kontinuierlich ansteigt. In Abb. 3 sind für den Einkristall die kurzreichweitigen Ordnungswerte von Paaren mit demselben Elementtyp dargestellt geben die niedrigste Affinität von Atomen zu denselben Elementtypen vor dem Schmelzpunkt an. Wenn die Systemtemperatur höher als der Schmelzpunkt von 2940 K ist, verfügen die Atome über genügend kinetische Energie, um ihre Gleichgewichtspositionen zu verlassen, und die Elemente mit höheren Bindungsenergien beginnen sich zusammenzulagern, was zu einem Rückgang der Enthalpie von 2940 auf 3110 K führt. Für das Dichteprofil nimmt es linear mit steigender Temperatur von 300 bis 2910 K ab, und dann, von 2910 bis 2940 K, zeigt die Dichte einen abrupten Abfall von 11,25 auf 11,00 g/cm3, was darauf hindeutet, dass das System eine erhebliche lokale strukturelle Neuordnung erfährt . In Abb. 4b, c steigen die Enthalpieprofile von 25,3 nm und 5,2 nm linear mit zunehmender Temperatur von 2100 auf 2900 K bzw. von 1500 auf 2540 K an. Wenn die Temperaturen für 25,3 nm kontinuierlich von 2900 auf 3100 K und für 5,2 nm von 2540 auf 2700 K ansteigen, bleiben die Enthalpien nahezu unverändert. Innerhalb dieser Temperaturbereiche kommt es zu einer erheblichen Neuordnung lokaler Strukturen. Für die Dichteprofile deuten die Diskontinuitäten bei 2500 und 3100 K für 25,3 nm und die Diskontinuitäten bei 2120 und 2860 K für 5,2 nm darauf hin, dass die lokale Strukturumlagerung über breitere Temperaturbereiche hinweg reibungslos verläuft, verglichen mit dem Dichteabfall innerhalb eines engen Temperaturbereichs ( 2910–2940 K) für den Einkristall. Die Temperaturen von 2900 K und 2540 K gelten als Schmelzpunkte von 25,3 nm und 5,2 nm.

Dichte- und Enthalpieprofile von Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs während des Erhitzungsprozesses für (a) Einkristall, (b) 25,3 nm und (c) 5,2 nm. Die Schmelzpunkte des Einkristalls, 25,3 nm und 5,2 nm, liegen bei 2940, 2900 und 2540 K, wie durch die gestrichelten Linien dargestellt. Die Temperaturen an Diskontinuitäten der Dichteprofile zweier polykristalliner RHEAs werden ebenfalls durch die gestrichelten Linien angezeigt.

Abbildung 5 zeigt das Profil des Schmelzpunkts für polykristalline Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEAs mit den durchschnittlichen Korngrößen von 5,2 bis 25,3 nm. Die Schmelzpunkte waren Temperaturen, bei denen sich die Steigung des Enthalpieprofils zu ändern beginnt. Die horizontale gestrichelte Linie bei 2940 K steht für den Schmelzpunkt des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA. Es ist offensichtlich, dass der Schmelzpunkt und die Korngröße die Beziehung des logarithmischen Wachstums aufweisen. Die Erhöhung des Schmelzpunktes durch Vergrößerung der Korngröße ist bei kleineren Körnern stärker ausgeprägt. Folglich kann die unten gezeigte empirische Gleichung verwendet werden, um den Schmelzpunkt von polykristallinen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs mit viel größeren Korngrößen zu bewerten:

wobei Tm(d), T0 und d der Schmelzpunkt des Falles mit der durchschnittlichen Korngröße von d, der Schmelzpunkt des Einkristalls bzw. die durchschnittliche Korngröße sind. Zwei Parameter, a und n (die Potenz von d), werden durch den Parametrisierungsprozess unter Verwendung der verfügbaren Daten aus der MD-Simulation bestimmt. Die angepassten Werte von a und n sind − 1,2 und 1,27, und das Profil der Kurvenanpassung ist auch in Abb. 5 dargestellt, das die Schmelzpunkte von Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs mit viel größeren Korngrößen zeigt allmählich dem Wert des Einkristalls nähern.

Profil der von MD vorhergesagten Schmelzpunkte für polykristalline Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs mit durchschnittlichen Korngrößen von 5,2 bis 25,3 nm. Das Kurvenanpassungsprofil mit Gl. (2) ist ebenfalls vorgesehen. Die horizontale gestrichelte Linie steht für den Schmelzpunkt (2940 K) des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA.

Das quadratische Verschiebungsprofil (SD) während der Temperaturerhöhung wurde verwendet, um das Schmelzverhalten von Einkristallen und Gehäusen mit den Korngrößen 25,3 und 5,2 nm für Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs zu beobachten. Die Definition von SD zum Zeitpunkt t ist in Gleichung dargestellt. (3):

Dabei ist ri (0) die Position des i-ten Atoms zum Zeitpunkt 0, ri (t) die Position des i-ten Atoms zum Zeitpunkt t und N die Gesamtzahl der Atome im System. Die Variation der SD ist ein sensibler Parameter zur Untersuchung des Ausmaßes der durchschnittlichen Atombewegung in Bezug auf eine Referenzstruktur. Abbildung 6 veranschaulicht die Schwankungen der SD-Werte aller Elementtypen und der durchschnittlichen Enthalpie während des Erhitzungsprozesses für den Einkristall Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA. Der Schmelzpunkt ist ebenfalls durch die gestrichelte Linie angegeben. Wenn die Temperaturen den Schmelzpunkt bei 2940 K überschreiten, zeigt das SD-Profil jedes Elementtyps einen abrupten Anstieg. Der Einschub von Abb. 6 zeigt alle SD-Profile bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunkts, und diese Profile stimmen gut überein, was auf das kollektive dynamische Verhalten von Atomen innerhalb des RHEA hinweist. SD-Werte aller Elementtypen steigen mit steigender Temperatur, wenn Atome bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunkts von 2940 K thermischen Vibrationen ausgesetzt sind. Bei Temperaturen höher als oder gleich dem Schmelzpunkt haben Atome genügend kinetische Energien, um ihre Gitterplätze zu verlassen Die SD-Werte steigen dramatisch an. Der deutliche Anstieg der SD-Profile bei 2940 K bestätigt auch die signifikante lokale Strukturanordnung am Schmelzpunkt des Einkristalls Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA.

Die quadratische Verschiebung (SD) und die Enthalpieprofile des Systems Nb, Mo, W, Ta und V während des Erhitzungsprozesses für den Einkristall Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA. Der Einsatz zeigt SD-Profile bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunkts von 2940 K.

In Abb. 3 für den Einkristall sieht man, dass die Nahordnungswerte von Paaren mit demselben Elementtyp positiv und größer als 0,95 sind, während die Nahordnungswerte von Paaren mit unterschiedlichen Elementtypen negativ sind. Es ist sehr kompliziert, die Nahordnungswerte aller Paare während des Erhitzungsprozesses zu untersuchen. Daher wurden die Durchschnittswerte des Nahordnungsquadrats für Paare mit demselben Elementtyp und mit unterschiedlichen Elementtypen verwendet, um die Änderung der Chemikalie zu überwachen Kurzstreckenordnung während des Aufheizvorgangs. Für den Einkristall Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA zeigt der in Abb. 7 gezeigte Durchschnittswert des Quadrats der Nahordnung desselben Elementtyps eine lineare Abnahme mit steigender Temperatur von 300 auf 2530 K und nimmt dann parabolisch mit steigender Temperatur von 2530 auf 2920 K ab. Das Ausmaß der Gitterverzerrung und der Anstieg der thermischen Schwingungsamplitude werden signifikanter, wenn die Systemtemperatur des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA kontinuierlich ansteigt. Folglich wird der Abstand zwischen dem ersten und zweiten RDF-Peak bei kontinuierlich steigender Temperatur enger, was an den Einfügungen von RDF-Profilen bei Temperaturen von 310 bis 1500 K zu sehen ist. Bei 1500 K sind der erste und zweite RDF-Peak zusammengewachsen zu einem einzigen Gipfel. Wenn die Temperatur kontinuierlich von 1500 auf 2530 K ansteigt, wird der erste RDF-Peak breiter. Dies führt auch zu einer linearen Abnahme des Durchschnittswerts des Quadrats kurzreichweitiger Ordnung desselben Elementtyps. Von 2530 bis 2920 K steigt der Wert des ersten RDF-Minimums mit steigender Temperatur. Einige Atome haben eine größere Chance, mit ihren zweiten und dritten Nachbaratomen desselben Elementtyps in Kontakt zu treten, was zu einem deutlichen Rückgang des durchschnittlichen Quadrats der Nahordnung desselben Elementtyps von 2530 auf 2920 K führt. Bei 2920 K liegt der Durchschnitt Das Quadrat der Nahordnung desselben Elementtyps erreicht sein Minimum, was darauf hindeutet, dass die chemische Nahordnung derselben Elementtypen einen kritischen Wandel von geringerer Affinität zu keiner Präferenz erfährt. Wenn die Temperatur vom Schmelzpunkt 2940 K ansteigt, steigt der durchschnittliche Wert des Quadrats der Nahbereichsordnung desselben Elementtyps deutlich an. Für verschiedene Elementtypen ist der Durchschnittswert des Quadrats der Nahordnung relativ kleiner und bleibt bei Temperaturen unter dem Schmelzpunkt von 2940 K konstant. Bei Temperaturen über dem Schmelzpunkt ist der Durchschnittswert des Quadrats der Nahordnung verschiedener Elemente Paare zeigen ebenfalls einen abrupten Anstieg, was darauf hindeutet, dass auch die Nahordnung verschiedener Elementtypen bei Temperaturen über 2940 K eine kritische Änderung erfährt.

Durchschnittliche CSRO-Quadratprofile gleicher und unterschiedlicher Elementtyppaare für den Einkristall Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA. Die Einschübe zeigen die RDF-Profile bei verschiedenen Temperaturen unterhalb des Schmelzpunkts von 2940 K.

Abbildung 8a zeigt die Nahordnungsverteilungen aller Elementtyppaare bei vier charakteristischen Temperaturen: 2530, 2920 (Minimum des Quadrats der Nahordnung), 2940 (Schmelzpunkt) und 3110 K. Bei 2530 K die Nahordnung Ordnungswerte der gleichen Elementtyppaare betragen etwa 0,75 und sind damit kleiner als die entsprechenden Werte von etwa 0,98 in Abb. 3. Für die Paare unterschiedlicher Elementtypen sind die kurzreichweitigen Ordnungswerte denen in Abb. 3 sehr ähnlich. 3. Bei 2920 K ist aus Abb. 8a ersichtlich, dass die Absolutwerte aller Nahordnungspaare sehr klein werden und die Nahordnungswerte derselben Elementpaare sehr nahe bei 0 liegen. Beim Schmelzen Die meisten kurzreichweitigen Ordnungswerte zeigen im Vergleich zu den Werten bei 2940 K und 3110 K beträchtliche Änderungen im Vergleich zu denen bei 2530 K und denen von 300 K, die in Abb. 3 dargestellt sind 8b zeigt die Unterschiede aller Nahordnungspaare zwischen 300 und 3110 K. Die Werte in Abb. 8b sind die Nahordnungswerte bei 3110 K abzüglich der entsprechenden Nahordnungswerte bei 300 K. Folglich das Positive Der Wert der kurzreichweitigen Ordnungsdifferenz bedeutet, dass die chemische Affinität eines Elementtyppaars schwächer wird, während der negative Wert anzeigt, dass die Affinität eines Elementtyppaars stärker wird. In Abb. 8b sieht man, dass die kurzreichweitigen Ordnungsunterschiede der gleichen Elementtyppaare negativ sind, was darauf hindeutet, dass sich die Affinität desselben Elements bei Temperaturen über dem Schmelzpunkt erheblich ändert. Abbildung 9 zeigt die Atomverteilungen von Nb, Mo, W, Ta und V im Einkristall Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA bei 3110 K. Man kann die Aggregation von Nb, Mo, W, Ta erkennen , und V ist sehr offensichtlich. Für verschiedene Elementtyppaare, wie in Abb. 8b dargestellt, sind die meisten ihrer kurzreichweitigen Ordnungsunterschiede positiv, was darauf hindeutet, dass diese Elementpaare nach der strukturellen Neuordnung nach dem Schmelzen weniger Affinität haben.

(a) Die CSRO-Verteilungen für Einkristalle bei vier charakteristischen Temperaturen, 2530, 2920 (Minimum des durchschnittlichen CSRO-Quadrats), 2940 (Schmelzpunkt) und 3110 K. (b) die Unterschiede der CSRO-Werte aller Paare zwischen 300 und 3110 K.

Die Verteilungen von Nb, Mo, Ta, W, V und allen Elementen im Einkristall Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA bei 3110 K.

Abbildung 10a,b zeigen die Verschiebungsvektoren aller Atome bei der Schmelztemperatur von 2940 K bzw. 3110 K. Die Struktur bei 300 K dient als Referenzstruktur zur Bestimmung der atomaren Verschiebungsvektoren mit OVITO. Bei 2940 K kann man erkennen, dass die Verschiebungsvektorlängen der meisten Atome länger sind als die bei thermischer Schwingung (blau markiert), was darauf hindeutet, dass diese Atome weit von ihren Gleichgewichtspositionen entfernt sind. Bei 3110 K werden die Verschiebungsvektorlängen aller Atome viel länger und die lokale Struktur unterliegt erheblichen Veränderungen.

Die atomaren Verschiebungsvektoren des Einkristalls Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA bei (a) dem Schmelzpunkt von 2940 K und (b) 3110 K. Die Atompositionen bei 300 K wurden als Referenzpositionen für verwendet Berechnung der atomaren Verschiebungsvektoren.

Die SD- und Bindungsenergieprofile der Atome innerhalb des Korns und GB während der Temperaturerhöhung sind in Abb. 11a, b für den Fall einer Korngröße von 25, 3 nm dargestellt. Für die Profile der Bindungsenergie steigen sowohl die Werte von Korn als auch von GB linear mit steigender Temperatur von 2100 auf 2800 K und von 2100 auf 2670 K an. Dann zeigen die Bindungsenergien von Korn und GB einen parabolischen Anstieg von 2800 auf 2920 K und von 2670 bis 2820 K. Bei Temperaturen über 2800 K für Getreide und 2670 K für GB beginnen die SD-Werte dramatisch anzusteigen, was darauf hindeutet, dass bei diesen Temperaturen eine lokale strukturelle Neuordnung stattfindet. Es ist ersichtlich, dass die Temperatur für die GB-Strukturumlagerung relativ niedriger ist als die von Getreide. Folglich verfügen die meisten GB-Atome bei 2820 K über genügend kinetische Energie, um ihre Gleichgewichtspositionen zu verlassen, und dann induzieren diese GB-Atome allmählich die Neuordnung von Kornatomen in der Nähe von GB. Folglich kann die Temperatur von 2820 K als Vorschmelztemperatur angesehen werden, bei der das Schmelzen von GB abgeschlossen ist. Wenn die Temperaturen kontinuierlich von 2920 auf 3100 K für Getreide und von 2820 auf 3100 K für GB ansteigen, nehmen die Bindungsenergien mit steigender Temperatur ab, was darauf hindeutet, dass Atome derselben Elementtypen eine größere Chance haben, miteinander in Kontakt zu kommen. Es ist zu beachten, dass die Temperatur von 2920 K (sehr nahe am aus dem Enthalpieprofil ermittelten Schmelzpunkt) am Bindungsenergiepeak der Kornatome liegt und darauf hinweist, dass die meisten Kornatome über genügend kinetische Energie verfügen, um sich neu anzuordnen. Bei Temperaturen über 3100 K zeigen die Bindungsenergien von Korn und GB ebenfalls einen linearen Anstieg mit steigender Temperatur.

Die Bindungsenergie- und Quadratverschiebungsprofile (SD) des Systems Nb, Mo, W, Ta und V von (a) den Kornatomen und (b) den GB-Atomen für den Fall mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm während des Heizvorgang.

Die durchschnittlichen Quadratprofile der Nahordnung des Falles mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm während des Erhitzungsprozesses sind in Abb. 12 dargestellt. RDF-Profile bei verschiedenen Temperaturen sind auch in den Einsätzen dargestellt. Man kann sehen, dass der Wert des ersten RDF-Minimums größer wird, wenn die Temperatur kontinuierlich steigt, was zu einer Abnahme des durchschnittlichen Wertes des Quadrats der Nahbereichsordnung führt. Das Minimum des durchschnittlichen Quadrats der kurzreichweitigen Ordnung liegt bei 2780 K, wie durch (I) angezeigt, unterhalb dessen der durchschnittliche Wert des Quadrats der kurzreichweitigen Ordnung verschiedener Elementpaare nahezu konstant ist. Wenn die Temperatur kontinuierlich von 2780 K auf den Schmelzpunkt von 2900 K ansteigt, zeigen beide quadratischen Profile kurzer Reichweite einen linearen Anstieg mit steigender Temperatur. Wenn die Temperatur vom Schmelzpunkt aus ansteigt, beginnen diese beiden quadratischen Profile kurzreichweitiger Ordnung mit steigender Temperatur deutlich anzusteigen. Die Nahordnungsverteilungen für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm bei 2780 (Minimum des durchschnittlichen Quadrats der Nahordnung), 2820 (Vorschmelztemperatur), 2900 (Schmelzpunkt) und 2920 K (Bindungsenergiepeak des Kornatoms) K sind in Abb. 13 dargestellt. Bei der Vorschmelztemperatur von 2820 K haben die GB-Atome und einige Kornatome in der Nähe von GB eine signifikante lokale Strukturanordnung durchlaufen. Dies führt zu kurzfristigen Ordnungsänderungen dieser Atome. Die kurzfristigen Ordnungswertvariationen verschiedener Elementpaare bei Temperaturen über der Vorschmelztemperatur sind denen des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA bei Temperaturen über dem Durchschnittsminimum sehr ähnlich Ordnungsquadrat mit kurzer Reichweite, wie in Abb. 8a dargestellt.

Durchschnittliche CSRO-Quadratprofile gleicher und unterschiedlicher Elementtyppaare für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm. Die Texte (I) und (II) geben den niedrigsten Wert des durchschnittlichen CSRO-Quadrats desselben Elementpaars bei 2780 K und den Schmelzpunkt bei 2900 K an.

Die CSRO-Verteilungen für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm bei vier charakteristischen Temperaturen: 2780 (Minimum des durchschnittlichen CSRO-Quadrats), 2820 (Vorschmelztemperatur), 2900 (Schmelztemperatur). Punkt) und 2920 (Bindungsenergiepeak des Kornatoms) K.

Zur Untersuchung der Schmelzprozesse von GB und des Korns des Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm wurden die Atomverschiebungsvektoren von 2820 (die Vorschmelztemperatur), 2920 (20 K) verwendet (höher als der Schmelzpunkt) und 3100 K (siehe Abb. 14a–c) verwendet. Als Referenz dienten die Atompositionen der Struktur bei 300 K und die Vektoren wurden entsprechend der Länge eines Vektors eingefärbt. In Abb. 14a haben die meisten GB-Atome größere Verschiebungsvektorgrößen (rot markiert), und einige Kornatome in der Nähe der GB-Atome werden auch von den GB-Atomen beeinflusst, die im Vergleich zu größere Verschiebungsvektorgrößen (grün markiert) aufweisen diejenigen im Kern der Körner (blau markiert). Bei 2920 K haben, wie in Abb. 14b dargestellt, mehr Kornatome große Verschiebungsvektoren und das Schmelzen erfolgt in Richtung der Kornkerne. Bei 3100 K zeigen die Verschiebungsvektoren in Abb. 14c, dass alle Atome innerhalb des Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 25,3 nm ihre Gleichgewichtspositionen verlassen haben und das System sich im Schmelzzustand befindet.

Die atomaren Verschiebungsvektoren von 25,3 nm bei (a) 2820 K, (b) 2920 K bzw. (c) 3100 K. Als Referenzpositionen für die Verschiebungsvektoren wurden die Atompositionen bei 300 K verwendet.

Die SD- und Bindungsenergieprofile von Korn- und GB-Atomen während des Temperaturerhöhungsprozesses sind in Abb. 15a, b für den Fall mit einer durchschnittlichen Korngröße von jeweils 5, 2 nm dargestellt. Die Schwankungen der SD- und Bindungsenergien mit zunehmender Temperatur sind denen im Fall der Korngröße von 25,3 nm sehr ähnlich, wie in Abb. 11a, b dargestellt. Für den Fall einer kleineren durchschnittlichen Korngröße ist die Vorschmelztemperatur von 2460 K niedriger als die von 25,3 nm mit etwa 2820 K.

Die Bindungsenergie- und Quadratverschiebungsprofile (SD) des Systems Nb, Mo, W, Ta und V von (a) den Kornatomen und (b) den GB-Atomen für den Fall mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm während des Heizvorgang.

Die durchschnittlichen Quadratprofile der Nahordnung des Falles mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm während des Erhitzungsprozesses sind in Abb. 16 dargestellt. RDF-Profile bei verschiedenen Temperaturen sind auch in den Einsätzen dargestellt. Der Wert des ersten RDF-Minimums wird auch größer, wenn die Temperatur kontinuierlich steigt, was zu einer Abnahme des durchschnittlichen Wertes des Quadrats der Nahbereichsordnung führt. Das Minimum des durchschnittlichen Quadrats der kurzreichweitigen Ordnung liegt bei 2340 K, wie durch (I) angegeben, unterhalb dessen der durchschnittliche Wert des Quadrats der kurzreichweitigen Ordnung verschiedener Elementpaare nahezu konstant ist. Wenn die Temperatur kontinuierlich von 2340 K auf die Vorschmelztemperatur von 2460 K ansteigt, nehmen beide quadratischen Profile kurzer Reichweite mit steigender Temperatur leicht zu. Innerhalb dieses Temperaturbereichs verfügen die meisten GB-Atome über genügend kinetische Energie, um sich neu anzuordnen, während die meisten Kornatome die thermische Schwingung immer noch an ihren Gleichgewichtspositionen leiten. Von der Vorschmelztemperatur von 2460 K bis zur Schmelztemperatur von 2540 K wirken sich GB-Atome, die ihre Gleichgewichtspositionen verlassen, weiter darauf aus, dass Kornatome in der Nähe von GB-Atomen ihre Gleichgewichtspositionen verlassen. Folglich nehmen diese beiden Quadratprofile der Nahordnung mit steigender Temperatur erheblich zu, was zeigt, dass sich die Nahordnung dieses RHEA erheblich verändert. Die Nahordnungsverteilungen für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm bei 2340 (Minimum des Quadrats der Nahordnung), 2460 (Vorschmelztemperatur) und 2540 (Schmelzpunkt und der Bindungsenergiepeak des Kornatoms) K sind in Abb. 17 dargestellt. Kurzfristige Ordnungsschwankungen verschiedener Elementpaare während des Schmelzprozesses sind denen in Abb. 13 für den Fall von 25,3 nm sehr ähnlich.

Durchschnittliche CSRO-Quadratprofile gleicher und unterschiedlicher Elementtyppaare für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm. Die Texte (I) und (II) geben das Minimum des durchschnittlichen CSRO-Quadrats desselben Elementpaars bei 2340 K und den Schmelzpunkt bei 2540 K an.

Die CSRO-Verteilungen für das Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm bei 2340 (Minimum des durchschnittlichen CSRO-Quadrats), 2460 (Vorschmelztemperatur) und 2540 (Schmelzpunkt und ...). Bindungsenergiepeak des Kornatoms) K.

Die Atomverschiebungsvektoren bei 2460 K (Vorschmelztemperatur), 2540 K (Schmelzpunkt und Bindungsenergiepeak des Kornatoms) und 2700 K sind in Abb. 18a – c dargestellt. Als Referenz für die Berechnung der atomaren Verschiebungsvektoren wurde die Struktur bei 2000 K verwendet. Als Referenz dienten die Atompositionen der Struktur bei 300 K und die Vektoren wurden entsprechend der Länge eines Vektors eingefärbt. In Abb. 18a haben GB-Atome und Kornatome in der Nähe von GB größere Verschiebungsvektorgrößen (rot und grün markiert) im Vergleich zu denen in den Kernen von Körnern (blau markiert). Bei 2540 K haben, wie in Abb. 18b dargestellt, mehr Kornatome große Verschiebungsvektorlängen und das Schmelzen erfolgt in Richtung der Kornkerne. Bei 2700 K zeigen die Verschiebungsvektoren in Abb. 18c, dass alle Atome innerhalb des Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm ihre Gleichgewichtspositionen verlassen und das System sich im Schmelzzustand befindet.

Die atomaren Verschiebungsvektoren des Falles mit der Korngröße von 5,2 nm bei (a) 2460 K (Vorschmelztemperatur), (b) 2540 K (Schmelzpunkt und Bindungsenergiepeak des Kornatoms) und (c) 2700 K bzw. Als Referenzpositionen für die Verschiebungsvektoren wurden die Atompositionen bei 300 K verwendet.

Diese Studie verwendet die MD-Simulation unter Verwendung des 2NN-MEAM-Potentials, um den Schmelzmechanismus und die kurzreichweitige Ordnungsänderung für die einkristallinen und polykristallinen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs mit den durchschnittlichen Korngrößen 5,2, 10,0, 15,6, 20,1 und 25,3 nm. Die MaxEnt-Theorie wurde verwendet, um die Strukturen für alle Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs zu erstellen. Bei polykristallinen Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs steigt der GB-Atomanteil parabolisch von 6,2 auf 26,8 %, wenn die durchschnittliche Korngröße von 25,3 auf 5,2 nm abnimmt. Bei 300 K sind die Nahordnungswerte der gleichen Elementtyppaare größer als 0,8, was darauf hindeutet, dass alle Elementtypen in der gleichmäßigsten Verteilung angeordnet sind. Bei Paaren unterschiedlicher Elementtypen sind alle Werte der Nahordnung kleiner als −0,1, was darauf hindeutet, dass die Affinität dieser Paare viel höher ist als die der Paare mit denselben Elementtypen. Während des Erhitzungsprozesses zeigt das Dichteprofil des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA einen abrupten Abfall von 11,25 auf 11,00 g/cm3 von 2910 auf 2940 K, wobei die Enthalpie ihren Maximalwert erreicht. Dies weist darauf hin, dass alle Atome bei 2940 K mit der signifikanten lokalen Strukturumlagerung beginnen, was darauf hindeutet, dass die Atome des Einkristalls Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA während des Schmelzprozesses ein kollektives Verhalten zeigen. Wenn die Temperatur von 2940 K ansteigt, sinkt die Enthalpie zunächst bis 3110 K und steigt dann ab 3110 K linear mit steigender Temperatur an. Wenn die Systemtemperatur höher als der Schmelzpunkt von 2940 K ist, verfügen die Atome über genügend kinetische Energie, um das System zu verlassen ihre Gleichgewichtspositionen und die Elemente mit höheren Bindungsenergien beginnen sich zu aggregieren, was zu einem Abfall der Enthalpie von 2940 auf 3110 K führt.

Für den Schmelzmechanismus von polykristallinen Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs wird ein zweistufiger Schmelzprozess vorgeschlagen. Die erste Schmelzstufe ist das Schmelzen von GB, und die zweite Schmelzstufe ist das Schmelzen von Körnern. In der ersten Schmelzphase ist die Temperatur für die GB-Strukturumlagerung relativ niedriger als die des Korns, und diese Temperatur ist die Temperatur vor dem Schmelzen, bei der die meisten GB-Atome über genügend kinetische Energie verfügen, um ihre Gleichgewichtspositionen zu verlassen, und dann diese GB-Atome induzieren allmählich die Neuordnung von Kornatomen in der Nähe von GB. Die Vorschmelztemperaturen von Körnern mit einer Größe von 25,3 nm und 5,2 nm betragen 2820 K und 2460 K, was darauf schließen lässt, dass die Vorschmelztemperatur erheblich von der durchschnittlichen Korngröße abhängt. Im zweiten Schmelzstadium am Schmelzpunkt verfügen die meisten Kornatome über genügend kinetische Energie, um sich neu anzuordnen, was zu kurzreichweitigen Ordnungsänderungen aller Paare führt.

Die Ergebnisse der CNA-Analyse zeigen deutlich, dass die lokalen Strukturen der GB-Atome amorph sind, wobei die Art des CNA-Ergebnisses undefiniert ist und der Anteil der GB-Atome mit zunehmender Korngröße abnimmt. Die durchschnittliche Bindungsenergie der amorphen Struktur ist höher als die der kristallinen Struktur innerhalb der Körner. Folglich nimmt die Bindungsenergie mit zunehmender Korngröße ab, was zu einem höheren Schmelzpunkt führt. Gemäß den durch die MD-Simulation erhaltenen Schmelzpunkten weisen der Schmelzpunkt und die Korngröße von polykristallinen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs eine logarithmische Wachstumsbeziehung auf. Der Schmelzpunkt Tm(d) des Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße d nm kann durch die folgende Formel bestimmt werden:

Für den kurzreichweitigen Ordnungsunterschied zwischen 300 K und dem Schmelzpunkt sind die Fälle von einkristallinen und polykristallinen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs sehr ähnlich. Kurzfristige Ordnungsunterschiede der gleichen Elementtyppaare sind negativ, was darauf hinweist, dass sich die Affinität zwischen denselben Elementtypen bei Temperaturen über dem Schmelzpunkt erheblich ändert, was zur Aggregation von Nb, Mo, W, Ta und V führt Bei unterschiedlichen Elementtyppaaren sind die meisten ihrer kurzreichweitigen Ordnungsunterschiede positiv, was bedeutet, dass diese Elementtyppaare nach der strukturellen Neuordnung bei Temperaturen über dem Schmelzpunkt weniger Affinität aufweisen.

Zur Beschreibung der Wechselwirkungen zwischen Nb-, Mo-, T-, W- und V-Atomen wurde die „Second-Nearest Neighbour Modified Embedded Atomic“-Methode (2NN MEAM) verwendet. Tabelle 1 listet die Parameter aller Einzelelemente32 auf, und die Tabellen 2 und 3 zeigen alle elementübergreifenden und ternären Elementparameter des 2NN-MEAM-Potentials, parametrisiert durch die Referenzdaten, die durch die Berechnung der Dichtefunktionaltheorie (DFT) erstellt wurden. Für alle DFT-Berechnungen wurde das CASTEP-Paket verwendet und die generalisierte Gradientennäherung (GGA) mit der Parametrisierung von RPBE wurde verwendet33. Für den elektronischen Schritt betrug die Energietoleranz in der selbstkonsistenten Feldberechnung 1,0 × 10–6 eV. Für den ionischen Schritt betrugen die Energie-, Kraft- und Atomverschiebungstoleranz 1,0 × 10–5 eV, 3,0 × 10–2 eV/Å bzw. 1,0 × 10–3 Å. Um die elementübergreifenden 2NN-MEAM-Parameter zu erhalten, wurden die B2-Strukturen der Elementpaare NbMo, NbTa, NbW, NbV, MoTa, MoW, MoV, TaW, TaV und WV als Referenzstrukturen in den DFT-Berechnungen für die Parametrisierung von verwendet 2NN MEAM-Potenzial. Neben den Bindungsenergien von B2-Strukturen wurden auch die Bindungsenergien der folgenden Referenzstrukturen für den Parametrisierungsprozess verwendet:

Die Bindungsenergien aller B2-Strukturen mit einer Atomlücke. Die Bindungsenergien der (100)-, (110)- und (111)-Oberflächen sowie die generalisierten Stapelfehlerenergien (GSFE) für alle B2-Strukturen.

Die durch die DFT-Rechnung optimierte Nb-Mo-Ta-WV-HEA-Struktur.

Unter Verwendung des optimierten Nb-Mo-Ta-WV-HEA wurden die Strukturen der entsprechenden GSFE-Profile für die (112)-Ebene entlang der [11-1]-Richtung, die (110)-Ebene entlang der [010]-Richtung und die (111)-Ebene entlang der [010]-Richtung ermittelt [1–10]-Richtung und (112)-Ebene entlang der [11-1]-Richtung.

Die Bindungsenergien von Strukturen, die durch die Molekulardynamiksimulation am NPT-Ensemble erzeugt wurden. Die MD-Simulationen wurden für 100 Schritte mit einem Zeitschritt von 2,5 fs durchgeführt, und die Temperaturen von 300, 600 und 900 K wurden für alle Fälle bei 0 GPa berücksichtigt.

Mit den angepassten elementübergreifenden Parametern, die in den Tabellen 2 und 3 aufgeführt sind, werden die Fehler zwischen den Energien durch die DFT-Berechnung und dem 2NN MEAM-Potenzial aller Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA-Referenzstrukturen (20 bei jeweiligen Temperaturen von 300 °C) ermittelt , 600 und 900 K) liegen zwischen − 5 % und + 5 %. Darüber hinaus wurde eine MD-Simulation des BCC-Einkristalls Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA im isothermal-isobaren (NPT) Ensemble (300 K und 0 GPa) für 50 ps durchgeführt. Die Struktur des BCC-Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA behält die 100 % lokale BCC-Struktur bei. Die vorhergesagte Dichte beträgt etwa 11,9 g/cm3, was sehr nahe am entsprechenden experimentellen Wert von 12,3 g/cm316 liegt. Darüber hinaus beträgt die vorhergesagte Schmelztemperatur des Einkristalls Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA unter Verwendung der aktuellen 2NN-MEAM-Parameter 2940 K, was ebenfalls sehr nahe am vorhergesagten Wert von etwa 2946 K in Senkos Studie liegt31. Folglich zeigt es an, dass die in den Tabellen 2 und 3 aufgeführten elementübergreifenden Parameter der 2NN-MEAM-Potenziale für Nb-Mo-Ta-WV-Systeme verantwortlich sind.

Das ATOMSK-Paket34 wurde zum Aufbau der Strukturen polykristalliner Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0-RHEAs mit den durchschnittlichen Korngrößen 25,3, 20,1, 15,6, 10,0 und 5,2 nm verwendet. Abbildung 1 zeigt das polykristalline Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 RHEA mit der durchschnittlichen Korngröße von 5,2 nm. Die Systemgröße beträgt etwa 40,7, 40,7 und 40,7 nm in der x-, y- und z-Dimension. Die Atome in Abb. 1a – c sind je nach Elementtyp, Korn- und Korngrenzenatomen, die durch die Common Neighbor Analysis (CNA)35 identifiziert wurden, bzw. der Kornidentitätsnummer gefärbt. Tabelle 4 fasst die Kornzahl und Gesamtatomzahl der Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEAs mit durchschnittlichen Korngrößen von 5,2 bis 31,9 nm zusammen. Die Gesamtatomzahl beträgt etwa 4.113.600, und die Atomzahlen verschiedener Fälle unterscheiden sich geringfügig. Der Einkristall Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA mit 1.024.000 Atomen ist ebenfalls in Tabelle 4 aufgeführt.

Die durch die Monte-Carlo-Methode (MC) implementierte Theorie der maximalen Entropie (MaxEnt)36 wurde verwendet, um dafür zu sorgen, dass jedes Kompositionselement die gleichmäßigste Verteilung innerhalb aller Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0-RHEAs durchläuft, was zu einem maximalen Konfigurationsentropiezustand führt. Der Elementtyp jedes nächsten Nachbaratoms eines Referenzatoms ist nicht derselbe wie der Elementtyp des Referenzatoms. Da alle Atome nach der MaxEnt-Theorie angeordnet wurden, weist jeder Elementtyp in allen Nb20.6Mo21.7Ta15.6W21.1V21.0 RHEA-Fällen die gleichmäßigste Verteilung auf.

Das thermische Verhalten von einkristallinen und polykristallinen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0-RHEAs wurde durch den MD-Temperaturerhöhungsprozess von 300 auf 3600 K untersucht. Der Erwärmungsprozess wurde in Schritten von jeweils 10 K mit steigender Temperatur durchgeführt ging mit einem Relaxationsprozess in 10 ps einher, bevor es zu einem anschließenden Temperaturanstieg kam. Um die konstante Temperatur unter der freien Spannung während des Temperaturerhöhungsprozesses aufrechtzuerhalten, wurde die TtN-Methode verwendet37. Diese Methode kombiniert das Parrinello-Rahman-Ensemble mit variabler Formgröße mit dem Nosé-Hoover-Thermostat. Für die Erwärmungssimulation wurden die periodischen Randbedingungen (PBCs) in allen Dimensionen verwendet. Zur Durchführung aller MD-Simulationen wurde ein groß angelegter atomarer/molekularer massiv paralleler Simulator (LAMMPS) verwendet, der von Plimpton et al.38 entwickelt wurde. Für die gesamte Visualisierung und Nachbearbeitung aller Simulationsergebnisse wurde das OVITO-Paket39 verwendet.

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Die Autoren möchten dem (1) Ministerium für Wissenschaft und Technologie von Taiwan danken, unter der Fördernummer 109-2221-E-110-007-MY3 (2) NSYSU-KMU JOINT FORSCHUNGSPROJEKT, (#NSYSUKMU 110-P010) .

Abteilung für Maschinenbau und Elektromechanik, Nationale Sun Yat-Sen-Universität, Kaohsiung, 804, Taiwan

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

Abteilung für medizinische und angewandte Chemie, Kaohsiung Medical University, Kaohsiung, 807, Taiwan

Shin-Pon Ju

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S.-PJ hat den Hauptmanuskripttext geschrieben und die Hauptcodes für alle Simulationen vorbereitet; C.-CL führte die DFT- und MD-Simulationen zur Erstellung der Abbildungen durch. 1, 2, 3, 4, 5, 6, 7, 8, 9, 10, 11, 12, 13, 14, 15, 16, 17 und 18; H.-TS führte die DFT- und MD-Simulationen für die Überarbeitung des Manuskripts durch. Alle Autoren haben das Manuskript überprüft.

Korrespondenz mit Shin-Pon Ju.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

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Nachdrucke und Genehmigungen

Ju, SP., Li, CC. & Shih, HT. Wie sich Atome der polykristallinen feuerfesten Hochentropielegierungen Nb20,6Mo21,7Ta15,6W21,1V21,0 während des Schmelzprozesses neu anordnen. Sci Rep 12, 5183 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-09203-y

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Eingegangen: 23. Oktober 2021

Angenommen: 02. März 2022

Veröffentlicht: 25. März 2022

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

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