Системы и способы прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов

Изобретение относится к процессорно-реализуемому способу прогнозирования структуры и свойств сплавов, состоящих из атомарных веществ, системе прогнозирования и носителю для хранения. Способ включает генерацию с помощью программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файла оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащего выходные данные о положениях атомов и выходные термодинамические данные, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки, причем свойства металлических атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, прогнозируют с использованием выходных данных о положениях атомов и выходных термодинамических данных, при этом выходные термодинамические данные включают одно из группы, включающей: потенциальную энергию кристаллической решетки множества металлических атомарных веществ, изменение энтальпии множества металлических атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества металлических атомарных веществ и изменение энтропии множества металлических атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества металлических атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества металлических атомарных веществ, фононы множества металлических атомарных веществ. Технический результат заключается в увеличении эффекта в части прогнозирования локальных структур и соответствующих свойств сплавов. 3 н. и 6 з.п. ф-лы, 2 табл., 14 ил.

 

ОТСЫЛКИ К РОДСТВЕННЫМ ЗАЯВКАМ И ПРИОРИТЕТ

[001] Для настоящей заявки испрашивается приоритет по всем материалам заявки №201821031567 на патент Индии, озаглавленной «SYSTEMS AND METHODS FOR PREDICTING STRUCTURE AND PROPERTIES OF ATOMIC ELEMENTS AND ALLOY MATERIALS THEREOF» («СИСТЕМЫ И СПОСОБЫ ПРОГНОЗИРОВАНИЯ СТРУКТУРЫ И СВОЙСТВ АТОМАРНЫХ ВЕЩЕСТВ И ИХ СПЛАВОВ»), поданной в Индии 23 августа 2018 г.

ОБЛАСТЬ ТЕХНИКИ

[002] Раскрываемое в настоящей заявке изобретение в целом относится к многомасштабному моделированию атомарных веществ и сплавов и, в частности, к системам и способам для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов.

УРОВЕНЬ ТЕХНИКИ

[003] Традиционно разработку металлических сплавов осуществляли на основе прошлого опыта, некоторых эмпирических и теоретических диаграмм равновесного состояния и т.п. Синтезирование, обработка и механические испытания малых и больших физических образцов являются трудной задачей, требующей огромного количества времени, финансов, ресурсов, кропотливых испытаний, технологического оборудования и трудозатрат. Более того, большинство конструкционных материалов имеют неравновесную или метастабильную структуру, в отношении которой традиционные расчеты по методу “Кальфад” (Calphad) и т.п. сами по себе не дают большого эффекта в части прогнозирования их локальных структур и соответствующих свойств. Кроме того, прогнозирование долгосрочных характеристик металлов и сплавов все еще представляет собой сложную задачу из-за сильной зависимости от наличия опыта и длительных экспериментов, что отрицательно сказывается на сроках вывода продукции на рынок.

РАСКРЫТИЕ СУЩНОСТИ ИЗОБРЕТЕНИЯ

[004] Варианты осуществления настоящего изобретения предлагают технологические усовершенствования для преодоления одного или более из вышеуказанных технических недостатков, выявленных авторами настоящего изобретения в известных системах. Например, согласно одному аспекту предложен процессорно-реализуемый способ для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов. Способ включает этапы, на которых:

принимают, посредством одного или более аппаратных процессоров, информацию, относящуюся по меньшей мере к одному из множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для сплава, причем указанное множество атомарных веществ содержит одно или более металлических атомарных веществ;

генерируют, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файл молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащий последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации;

генерируют, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файл трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа; и

генерируют, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файл оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащий по меньшей мере одно из выходных данных и выходных термодинамических данных, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки,

причем одно или более свойств множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, прогнозируют с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных.

[005] В одном из вариантов осуществления способ может дополнительно включать этап, на котором вводят один или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

[006] В одном из вариантов осуществления файл молекулярно-динамического потенциала (МДП) генерируют на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого атомарного вещества указанного множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию атомарных веществ указанного множества.

[007] В одном из вариантов осуществления выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей локальную композицию множества атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

[008] В одном из вариантов осуществления выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей потенциальную энергию кристаллической решетки множества атомарных веществ, изменение энтальпии множества атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества атомарных веществ и изменение энтропии множества атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества атомарных веществ, фононы множества атомарных веществ.

[009] Согласно другому аспекту предложена система для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов. Система содержит:

запоминающее устройство, хранящее команды;

один или более интерфейсов связи и

один или более аппаратных процессоров, соединенных с указанным запоминающим устройством посредством указанных одного или более интерфейсов связи, причем один или более аппаратных процессоров являются конфигурируемыми посредством указанных команд для:

приема информации, относящейся по меньшей мере к одному из множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для сплава, причем указанное множество атомарных веществ содержит одно или более металлических атомарных веществ;

генерирования файла молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащего последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации;

генерирования, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файла трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа; и

генерирования, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файла оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащего по меньшей мере одно из выходных данных о положениях атомов и выходных термодинамических данных, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки,

причем одно или более свойств множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, прогнозируют с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных.

[010] В одном из вариантов осуществления указанные один или более аппаратных процессоров также сконфигурированы посредством команд для введения одного или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

[011] В одном из вариантов осуществления файл молекулярно-динамического потенциала (МДП) генерируют на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого атомарного вещества множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию атомарных веществ указанного множества.

[012] В одном из вариантов осуществления выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей локальную композицию множества атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

[013] В одном из вариантов осуществления выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей потенциальную энергию кристаллической решетки множества атомарных веществ, изменение энтальпии множества атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества атомарных веществ и изменение энтропии множества атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества атомарных веществ, фононы множества атомарных веществ.

[014] Согласно еще одному аспекту предложены один или более некратковременных машиночитаемых носителей информации, содержащих одну или более команд, реализация которых одним или более аппаратными процессорами обеспечивает: прогнозирование структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов путем приема, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, информации, относящейся по меньшей мере к одному из множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для сплава, причем указанное множество атомарных веществ содержит одно или более металлических атомарных веществ; генерирование, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файла молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащего последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации; генерирования, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файла трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа; и генерирование, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файла оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащего выходные данные о положениях атомов и/или выходные термодинамические данные, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки, причем одно или более свойств множества атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, прогнозируют с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных.

[015] В одном из вариантов осуществления способ может дополнительно содержать этап, на котором вводят один или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

[016] В одном из вариантов осуществления файл молекулярно-динамического потенциала (МДП) генерируют на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого атомарного вещества множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию атомарных веществ указанного множества.

[017] В одном из вариантов осуществления выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей локальную композицию множества атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

[018] В одном из вариантов осуществления выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей потенциальную энергию кристаллической решетки множества атомарных веществ, изменение энтальпии множества атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества атомарных веществ и изменение энтропии множества атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества атомарных веществ, и/или локальные термодинамические изменения множества атомарных веществ, фононы множества атомарных веществ.

[019] Следует понимать, что приведенное выше раскрытие сущности и нижеследующее описание осуществления изобретения служат исключительно для примера и разъяснения, но не ограничивают объем изобретения, определенный формулой изобретения.

КРАТКОЕ ОПИСАНИЕ ЧЕРТЕЖЕЙ

[020] Прилагаемые чертежи, включенные в состав настоящего описания и являющиеся его неотъемлемой частью, иллюстрируют примеры осуществления и, совместно с настоящим описанием, служат для разъяснения раскрываемых принципов.

[021] ФИГ.1 иллюстрирует пример блок-схемы системы для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения.

[022] ФИГ.2 иллюстрирует пример схемы последовательности способа для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов при помощи системы 100 на ФИГ.1 по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения.

[023] На ФИГ.3 графически представлена аппроксимированная прямолинейная кривая зависимости параметра решетки (ПР) сплава (например, сплава TaNbHfZr) от температуры по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения.

[024] ФИГ.4 изображает исходную пространственную конфигурацию, содержащую металлические атомарные вещества сплава, со статистически случайным распределением твердых растворов по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения.

[025] ФИГ.5 изображает локальную атомную структуру TaNbHfZr, изменяемую при 2000K до достижения 14 попыток перестановок Монте-Карло на атом, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[026] ФИГ.6 изображает локальную атомную структуру TaNbHfZr, изменяемую при 2000K до достижения 28 попыток перестановок Монте-Карло на атом, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[027] ФИГ.7A изображает доменоподобные элементы локальной структуры, образованные кластерами ближнего диапазона (КБД), сплава, отожженного в течение 1 дня, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[028] ФИГ.7B изображает доменоподобные элементы локальной структуры, образованные кластерами ближнего диапазона (КБД), сплава, отожженного в течение 4 дней, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[029] ФИГ.8 графически иллюстрирует распределение локальных атомных долевых концентраций в более плоских КБД, полученное экспериментально по результатам реконструкций методом атомно-зондовой томографии (АЗТ) отожженного сплава TaNbHfZr, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[030] ФИГ.9 графически иллюстрирует распределение локальных атомных долевых концентраций в более плоских кластерах ближнего диапазона (КБД), полученное путем расчета изменений структуры и группировки по методу Монте-Карло (МК), отожженного сплава TaNbHfZr в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[031] ФИГ.10 графически иллюстрирует изменение термодинамической энтальпии измененного методом МК сплава TaNbHfZr при 2000K в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[032] ФИГ.11 графически иллюстрирует изменения предела прочности при сжатии и пластичности (максимальной деформации до разрушения) сплава TaNbHfZr в зависимости от продолжительности отжига в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[033] ФИГ.12 изображает линию краевой дислокации, введенной в чистое металлическое атомарное вещество (например, чистый Nb), в соответствии с одним из вариантов осуществления.

[034] ФИГ.13 изображает линию краевой дислокации, введенной в измененный методом МК сплав TaNbHfZr, в соответствии с одним из вариантов осуществления.

[035] ФИГ. 14A-14B изображают перемещение линии дислокации (слева направо) при приложении напряжения сдвига в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

ОСУЩЕСТВЛЕНИЕ ИЗОБРЕТЕНИЯ

[036] Варианты осуществления раскрыты на примерах прилагаемых чертежей. Крайнее левое число (числа) номера позиции на фигурах обозначает фигуру, на которой данный номер позиции появляется впервые. По возможности, одни и те же или аналогичные детали имеют одинаковые номера позиций на всех чертежах. Несмотря на то, что в настоящем описании раскрыты некоторые примеры и признаки принципов действия, могут быть внесены изменения, доработки и иные варианты реализации без отступления от существа и объема раскрываемых вариантов осуществления. Нижеследующее описание осуществления изобретения надлежит рассматривать исключительно в качестве примера, при этом действительный объем и существо изобретения определены в нижеследующей формуле изобретения.

[037] Металлические сплавы содержат самые разнообразные структуры, такие как твердые растворы, интерметаллические соединения и объемные металлические стекла (ОМС). Как правило, сплавы существенно превосходят составляющие их основные вещества по показателям прочности, вязкости, коррозионной стойкости, термическим свойствам и т.п. На практике широко применяют сплавы на основе Fe, Ni, Al, Ti. Благодаря непрекращающимся научным исследованиям и разработкам, все большую важность обретают новые сплавы на основе Mg, Cu, Co и тугоплавких металлов, а также сложные концентрированные сплавы (например, высокоэнтропийные) и т.п. в качестве сплавов специального назначения и перспективных сплавов. В традиционных сплавах со структурой твердого раствора матрица обычно представляет собой одну однофазную/многофазную объемно-/гранецентрированную кубическую (ОЦК/ГЦК) структуру на основе основного вещества. При этом сложные концентрированные сплавы могут включать в себя несколько основных компонентов.

[038] Синтезирование, обработка и механические испытания малых и больших физических образцов являются трудной задачей, требующей огромного количества времени, финансов, ресурсов, кропотливых испытаний, технологического оборудования и трудозатрат. Как сказано выше, большинство конструкционных материалов имеют неравновесную или метастабильную структуру, в отношении которой традиционные расчеты по методу “Кальфад” (Calphad) и т.п. сами по себе не дают большого эффекта в части прогнозирования их локальных структур и соответствующих свойств. При решении технических задач, локальные структурные изменения, зависящие от температуры и времени и включающие в себя образование порядка ближнего диапазона/кластеров ближнего диапазона (ПБД/КБД), нано-преципитатов и т.п., существенно влияют на эксплуатационные свойства материала. Таким образом, прогнозирование долгосрочных характеристик металлов и сплавов все еще представляет собой сложную задачу из-за сильной зависимости от наличия опыта и длительных экспериментов, что отрицательно сказывается на сроках вывода продукции на рынок. Несмотря на наличие множества серийно производимых сплавов, например, более 1000 марок стали, существует потребность в новых продуктах и улучшении технологических свойств. В целом, разработка новых продуктов с высокими эксплуатационными характеристиками в большой степени основана на применении методов многочисленных проб и ошибок, при этом у разработчиков зачастую отсутствует целевое указание по разработке продукта. В настоящее время, разработка сплава и постановка продукции на производство традиционным путем может занять приблизительно от 10 до 20 лет с промежутками.

[039] Обратимся к чертежам, в частности - к фигурам 1 - 14B, на которых аналогичные номера позиций обозначают соответствующие признаки на всех фигурах и на которых раскрыты предпочтительные варианты осуществления, описываемые применительно к следующему примеру системы и/или способа.

[040] ФИГ.1 иллюстрирует пример блок-схемы системы для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения. В одном из вариантов осуществления система 100 содержит один или более процессоров 104, устройство (устройства) 106 интерфейса связи или интерфейс (интерфейсы) ввода/вывода, а также одно или более устройств хранения данных или запоминающее устройство 102, функционально связанное с одним или более процессорами 104. Один или более процессоров 104 могут представлять собой один или более программных процессорных модулей и/или аппаратных процессоров. В одном из вариантов осуществления аппаратные процессоры могут быть реализованы в виде одного или более микропроцессоров, микрокомпьютеров, микроконтроллеров, цифровых сигнальных процессоров, центральных процессоров, машин состояний, логических схем и/или любых устройств, осуществляющих операции с сигналами в зависимости от операционных команд. Помимо прочего, процессор (процессоры) выполнен с возможностью выборки и исполнения машиночитаемых команд, хранящихся в указанном запоминающем устройстве. В одном из вариантов осуществления устройство 100 может быть реализовано в самых разных вычислительных системах, как то: дорожные ЭВМ, ноутбуки, миниатюрные портативные устройства, автоматизированные рабочие места, универсальные вычислительные машины, серверы, сетевое облако и т.п.

[041] Интерфейсное устройство (устройства) 106 ввода/вывода может включать в себя самые разные программные и аппаратные интерфейсы, например, сетевой интерфейс, графический интерфейс пользователя и т.п. и выполнено с возможностью обеспечения передачи многочисленных данных в самых разных сетях и по самым разным протоколам, в том числе - в проводных, например, ЛВС, кабельных и т.п., и беспроводных сетях, таких как БЛВС, сотовые или спутниковые. В одном из вариантов осуществления интерфейсное устройство (устройства) ввода/вывода может содержать один или более портов для подключения более устройств друг к другу или к другому серверу.

[042] Запоминающее устройство 102 может представлять собой любой известный из уровня техники машиночитаемый носитель, например, энергозависимое запоминающее устройство, например, статическое запоминающее устройство с произвольной выборкой (СЗУПВ) или динамическое запоминающее устройство с произвольной выборкой (ДЗУПВ), и/или энергонезависимое запоминающее устройство, например, постоянное запоминающее устройство (ПЗУ), стираемое программируемое ПЗУ, флэш-память, жесткие диски, оптические диски и магнитные ленты. В одном из вариантов в указанном запоминающем устройстве 102 возможно хранение базы 108 данных, причем база 108 данных может, помимо прочего, содержать информацию, относящуюся к атомарным веществам и их композиции, специфичной для сплава (сплавов), результат (результаты), полученные с помощью одного или более алгоритмов имитационного моделирования, одному или более алгоритмам имитационного моделирования и т.п. В одном из вариантов осуществления запоминающее устройство 102 выполнено с возможностью хранения одного или более алгоритмов моделирования, указанных одного или более алгоритмов имитационного моделирования, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами 104 для выполнения раскрытого в настоящем описании способа.

[043] ФИГ.2, с отсылкой к ФИГ.1, иллюстрирует пример схемы последовательности способа для прогнозирования структуры и свойств атомарных веществ и их сплавов при помощи системы 100 на ФИГ.1 по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения. В одном из вариантов осуществления система (системы) 100 содержит одно или более устройств хранения данных или запоминающих устройств 102, функционально связанных с указанными одним или более аппаратными процессорами 104 и выполненными с возможностью хранения команд для выполнения шагов указанного способа одним или более процессорами 104. Шаги предлагаемого способа будут раскрыты далее на примерах компонентов системы 100, изображенных на ФИГ.1, и указанной схемы последовательности. В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения, на шаге 202, указанные один или более аппаратных процессоров 104 получают информацию, относящуюся к множеству атомарных веществ (также обозначаемому термином «атомарные вещества», который далее по тексту может употребляться как его синоним) и их композиций. Атомарные вещества и соответствующая композиция специфичны для сплава, причем указанное множество атомарных веществ содержит одно или более металлических атомарных веществ, а также, необязательно, одно или более неметаллических веществ/одно или более неметаллических атомарных веществ (например, углерод).

[044] В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения, на шаге 204, указанные один или более аппаратных процессоров 104 генерируют файл молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащий последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации. В одном из вариантов осуществления созданный исходный металлический сплав можно сначала изучить путем создания имитационных моделей МД для оценки его структурных свойств. В настоящем раскрытии файл МДП генерируют, используя потенциалы, рассчитанные по методу погруженного атома (МПА), или гибридные потенциалы МПА + ЛДж (погруженного атома + потенциал Леннарда-Джонса), или потенциалы Терсоффа и т.п. Соответствующие файлы МД-потенциала генерируют и используют в зависимости от веществ, присутствующих в сплаве. В одном примере осуществления также можно использовать полученные извне потенциалы МПА или модифицированные потенциалы МПА в комбинации с указанными сгенерированными потенциалами. В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения файл молекулярно-динамического потенциала (МДП) генерируют на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого атомарного вещества множества и одного или более параметров (например, кривые зависимости силы от расстояния, полученные на основе физических констант или из справочника), относящихся к попарному взаимодействию (например, 2-х или многочастичные взаимодействия между атомом номер 10 и атомом номер 15) множества атомарных веществ.

[045] Функцию внедрения и попарное взаимодействие определяют путем приема вводных параметров на основе физических констант, скейлингового анализа, а также из первых принципов и литературы, и т.п. В число вводных параметров на основе элементарных физических констант могут, помимо прочих, входить: энергия связи, энергия образования вакансии, параметры кристаллической решетки, атомный радиус, упругие постоянные второго порядка, анизотропное соотношение и т.п., используемые для построения функции внедрения и попарных атомных взаимодействий.

[046] Аналогичным образом, в число вводных параметров по результатам скейлингового анализа помимо прочих входят: электронная плотность вокруг атомов из разных источников, поведение и тренды функции внедрения и попарных взаимодействий для различных материалов, которые можно сравнить и подвергнуть скейлинговому анализу. Данный анализ используют для построения функции внедрения и попарных взаимодействий для новых изучаемых систем.

[047] Также используют вводные параметры, рассчитанные из основных принципов и на основе литературы, применяют программу «Потфит» (Potfit); также могут быть проанализированы справочник по материалам и иные учебно-методические публикации по моделированию взаимодействий по методу погруженного атома (МПА), ММПА (модифицированному методу погруженного атома) или взаимодействиям типа ЛДж, чтобы сделать правильный выбор для разработки неизвестных попарных взаимодействий, моделирования МД системы сплава на основе первых принципов и изучения многочисленных конфигураций.

[048] На шаге 206 в одном из вариантов осуществления настоящего изобретения указанные один или более аппаратных процессоров 104 генерируют, путем приведения структуры в равновесие (далее по тексту также именуемого «алгоритм приведения структуры в равновесие»), файл трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП. В одном из вариантов осуществления файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа. В одном из вариантов осуществления генерирование файла 3D-структуры является начальным этапом алгоритма изменения структуры, в которой реальная/гипотетическая локальная структура сначала может быть стабилизирована/приведена в равновесие путем моделирования методом МД или молекулярной статики (МС) при ИБИТ/ИХИТ/ИХИЭ, где ИБИТ означает изобарно-изотермические условия, ИХИТ - изохорно-изотермические условия, а ИХИЭ - изохорно-изоэнергетические условия. В состав исходных вводных параметров для структуры должны входить данные о составляющих металлического материала и их стехиометрических отношениях. В процессе приведения структуры в равновесие генерируют модели усредненных типов структуры, например, твердых растворов (ОЦК, ГЦК или гексагональная плотноупакованная (ГПУ)), интерметаллических соединений и объемных металлических стекол (ОМС). Структура может содержать или не содержать исходные структурные дефекты, при этом приведение структуры в равновесие осуществляют на основе созданного файла МД-потенциала.

[049] В одном из вариантов осуществления настоящего изобретения, на шаге 208, указанные один или более аппаратных процессоров 104 генерируют, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файл оптимизированной измененной 3D-структуры используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки. Файл оптимизированной измененной 3D-структуры содержит выходные данные о положениях атомов и/или выходные термодинамические данные.

[050] Указанные одна или более схем термообработки позволяют программировать или табулировать температурные режимы изменения структуры рассматриваемой системы. Режим термообработки вводят в качестве вводного параметра в указанные одну или более программ Монте-Карло (МК). Программа (программы) МК (например, также именуемые «комбинированные алгоритмы МД и Монте-Карло» (вид статистической выборки)) реализуют и исполняют посредством системы 100 для моделирования изменения локальной структуры. В одном из вариантов осуществления исполнение одной или более программ МК может происходить либо автоматически, либо путем ввода пользователем (пользователями) одного или более вводных параметров (например, в ручном режиме). В одном из вариантов осуществления указанные исходные структуры могут содержать или не содержать структурные дефекты, например, дислокации, дефекты упаковки и т.п. В одном примере осуществления аппаратные процессоры 104 могут быть дополнительно выполнены с возможностью, при отсутствии линейных дефектов, дислокаций и т.п., введения одного или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава. Измененные таким образом атомарные структуры можно сохранять через фиксированные интервалы МК или по усмотрению пользователя (пользователей).

[051] Во время эксплуатации указанной программы (программ) МК в автоматическом режиме, система 100 берет вводные температурные параметры из указанных схем термообработки и приводит исходную локальную структуру в равновесие. Имитационное моделирование в условиях ИБИТ по специфичным для системы МД-потенциалам позволит определить средний параметр решетки (ПР) исходной структуры с возможностью переноса данного ПР в алгоритм имитационного моделирования энергии решетки. Для высокотемпературных режимов термообработки, ПР можно численно экстраполировать из имитационных моделей устойчивых структур решеток в условиях ИБИТ с более низкой температурой.

[052] При выполнении алгоритма имитационного моделирования энергии решетки системой 100, сначала энергия решетки может быть минимизирована методом сопряженных градиентов (СГ) или безгессианным усеченным методом Ньютона (БГУН) и т.п. с сохранением константы среднего ПР. В ходе изменения структуры, средний ПР может быть изменен, когда в имитируемой системе будет выполнено по 1 попытке перестановки атомов на атом. Атомы переставляют в новые положения из предыдущих положений. Атомы могут быть выбраны случайным образом из любого узла решетки, соседних узлов, а также иных узлов подрешетки или междоузлий. Можно осуществлять взаимную перестановку двух атомов, атома и вакансии, или между кластерами атомов. Помимо перестановки атомов, также можно выполнять перестановки между локальными структурами разной конфигурации, при этом будет происходить их постоянное изменение во время прогона программы (программ) МК при разных температурах. Перестановки между двумя атомными конфигурациями могут быть приняты с вероятностью, по умолчанию заданной алгоритмом МК типа «Метрополис» в качестве автоматического способа по умолчанию. После принятия перестановки атомов, структуру вновь переносят в алгоритм минимизации энергии решетки до завершения изменения структуры.

[053] В ручном режиме (или в режиме с участием пользователя) эксплуатации программы (программ) МК, система 100 обеспечивает возможность выполнения:

1. Минимизации энергии решетки по способам СГ/БГУН с фиксированным ПР;

2. Гибридных алгоритмов МК, таких как шаги приведения в равновесие в определяемых пользователем условиях ИБИТ/ИХИТ между перестановками атомов;

3. Перестановок более 2 атомов, копийного обмена, способа перестановки кластеров и т.п.

4. Релаксации ПР путем выполнения имитационного моделирования в условиях ИБИТ периодически между одной или более перестановками атомов.

[054] В режиме эксплуатации программы (программ) МК с участием пользователя атомы переставляют в новые положения из предыдущих положений. Один или более атомов могут быть выбраны случайным образом из любого узла решетки, соседних узлов, а также иных узлов подрешетки или междоузлий. Можно осуществлять взаимную перестановку двух атомов, атома и вакансии, или между кластерами атомов. Помимо перестановки атомов, также можно выполнять перестановки между локальными структурами разной конфигурации, при этом будет происходить их постоянное изменение во время прогона программы (программ) МК при разных температурах. Перестановки между двумя атомными конфигурациями могут быть приняты с вероятностью, вычисляемой по критериям алгоритмов МК типа «Метрополис»/Глаубера/Свендсена-Ванга и т.п.

[055] Выполнив вышеуказанные алгоритмы, одно или более свойств множества атомарных веществ и их композиции, специфичной для сплава, прогнозируют с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных.

[056] Выходные данные о положениях атомов генерируют путем извлечения атомных координат и типов атомов структуры, полученной в результате МК-моделирования. Последующая обработка координат измененной локальной структуры позволяет выявить любые следы ПБД/КБД, количественно определить местные деформации и релаксационные смещения атомов, а также определить развитие скоплений дефектов, морфологические изменения в локальных химических композициях, последовательность изменения структуры и т.п. Также могут быть выполнены направленное сканирование локальной композиции и количественное определение морфологий ПБД/КБД/нано-преципитатов.

[057] Иными словами, выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей локальную композицию множества атомарных веществ, порядок ближнего диапазона /кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП) (например, параметры микро- и миллиметрового скейлинга (или алгоритма (алгоритмов) многомасштабного моделирования)), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

[058] Анализ измененных методом МК структур позволяет определить такие термодинамические свойства, как потенциальную энергию кристаллической решетки, ΔH (изменение энтальпии), ΔG (изменение свободной энергии Гиббса), ΔS (изменение энтропии), ЭДУ (энергию дефектов упаковки), локальные термодинамические изменения с МК-последовательностью, внутреннюю энергию и фононы. Кроме того, можно количественно/полуколичественно определить межфазную энергию на границе ПБД/КБД/нано-преципитатов со смежной матрицей.

[059] Иными словами, выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей потенциальную энергию кристаллической решетки множества атомарных веществ, изменение энтальпии множества атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества атомарных веществ и изменение энтропии множества атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества атомарных веществ, фононы множества атомарных веществ.

[060] Система 100 также обеспечивает возможность прогнозирования свойств без молекулярной динамики, при котором некоторые механические свойства можно определять без построения каких-либо дополнительных имитационных моделей МД. Это может включать в себя определение дополнительного упрочнения из-за образования ПБД/КБД/нано-преципитатов, их плотностей, относительной морфологии и распределения в матрице сплава. Кроме того, на основании энергии дефектов упаковки, локальных искажений решетки и изменения потенциальной энергии кристаллической решетки и т.п. можно получить количественную/ полуколичественную информацию о механических свойствах сплавов.

[061] В одном из вариантов осуществления измененные методом МК структуры могут содержать ПБД/КБД или нано-преципитаты, дополнительно повышающие прочность сплава. Изменение локальной потенциальной энергии измененной структуры сравнивают с исходной структурой до МК-моделирования. Это изменение внутренней потенциальной энергии может быть связано с эффектом упрочнения. Средние значения размера и расстояния между нано-преципитатами/ПБД, полученные из «Выходных данных о положениях атомов», также могут быть соотнесены с эффектами упрочнения из-за процессов дислокации.

[062] Для многомасштабного моделирования микроструктуры систем, демонстрирующих рост или изменение ПБД/КБД/нано-преципитатов по результатам имитационного МК-моделирования, важны параметры моделирования фазового пространства и микроструктуры. «Межфазную энергию» ПБД/КБД/нано-преципитатов и их морфологическую «интенсивность анизотропии» можно использовать при моделировании фазового пространства. Также можно моделировать рост и аспекты локальной композиции ПБД/КБД/нано-преципитаты для более крупной микроструктуры микронного диапазона такими способами многомасштабного моделирования, как клеточные автоматы и т.п.

[063] Система 100 обеспечивает возможность прогнозирования свойств с моделированием молекулярной динамики путем имитационного моделирования полученных атомистических структур различными способами МД-моделирования, применимыми к разным типам прогнозирования свойств. Прогнозируемые свойства могут представлять собой, помимо прочих, следующие типы: эффекты упрочнения, подвижность дислокаций, излом, пластичность, моделирование когезионных зон (МКЗ), наноиндентирование, свойства, связанные с дефектами/повреждением, вызванными износом и радиацией, и т.п.

[064] Иными словами, прогнозирование свойств с моделированием молекулярной динамики можно выполнять путем: (i) добавления линейных дефектов и дислокаций, (ii) однократного или многократного приложения напряжения деформации, (iii) использования показателей упрочнения, (iv) создания поверхности/границы излома, (v) однократного или многократного приложения напряжения излома/расслоения, (vi) использования относящихся к излому показателей, (vii) имитации индентирования, (viii) имитации царапания, (ix) использования износных характеристик, (x) бомбардировки частицами, (xi) радиационного повреждения и т.п.

[065] Добавление линейных дефектов и дислокаций: Создают линейные дефекты, например, краевые, винтовые или смешанные дислокации, и вводят иные структурные дефекты, например, вакансию или междоузельные петли.

[066] Приложение напряжения деформации: Механические свойства металла/сплава можно определить путем перемещения дислокаций, созданных как сказано выше. Напряжение можно прилагать к атомам верхней поверхности в режиме сдвига, оставляя положение атомов нижней поверхности без изменений, для перемещения дислокаций и достижения необходимого уровня напряжения сдвига в имитируемой системе.

[067] Показатели упрочнения: Под упрочнением понимают соотношение напряжения деформации исследуемого материала и напряжения деформации, прогнозируемого для чистых веществ по правилу аддитивности. Показатели упрочнения можно получить путем имитационного моделирования, включающего в себя перемещение дислокаций или наноиндентирование и т.п. Кроме того, по скоростям перемещения дислокаций при разных уровнях прилагаемого напряжения можно определить параметры подвижности дислокаций с возможностью их использования для многомасштабного моделирования по динамике дислокации и пластичности кристаллов. В одном примере осуществления полученные результаты могут быть количественными или полуколичественными.

[068] Создание поверхности/границы излома: В исследуемой системе может быть создан надрез для излома и граница раздела 2 материалов для исследований излома/расслоения. Надрез может быть создан путем удаления некоторых атомов на определенных вводных кристаллографических направлениях.

[069] Приложение напряжения излома/расслоения: Для имитаций излома прилагают напряжение к атомной структуре в разных направлениях и режимах нагружения, вводимых пользователем. Растягивающее или сдвиговое напряжение может быть приложено к атомам какой-либо определенной поверхности без изменения положения атомов противоположной поверхности.

[070] Относящиеся к излому показатели: Приложение напряжения в зоне надреза или границ раздела позволяет получить кривые зависимости напряжение - деформация/расслоение для разных кристаллографических ориентаций и режимов приложения напряжения. Это позволяет получить количественные/полуколичественные показатели энергии излома и энергии МКЗ для расслоения, показатель пластичность и т.п. Изменения атомной структуры при приложении напряжений излома фиксируют путем сохранения структурных координат. Так определяют локальные уровни напряжения в изломе/расслоении и/или локальные фазовые переходы в структуре под действием напряжений. Деформацию/излом рассматриваемой системы также можно моделировать путем имитаций наноиндентирования с получением количественных/полуколичественных показателей пластичности и излома по результатам индентирования.

[071] Имитационное моделирование индентирования: При построении имитационных моделей индентирования не в масштабе, взаимно жесткая группа атомов/внедряющийся атом металла может действовать как один блок, а сплав можно рассматривать как второй блок. Вдавливание первого блока атомов сверху во второй блок можно осуществлять путем приложения усилия смещения/внешнего усилия. Сохраняют пространственные координаты возникающих перемещений атомов на втором блоке и соответствующие внутренние напряжения. Данные о состоянии пластических деформаций, полученные на основе локальных координат и внутренних напряжений, переносят в показатели, относящиеся к упрочнению, пластичности и вязкости разрушения.

[072] Имитационное моделирование царапания: Построение наноразмерных имитационных моделей царапания можно осуществлять путем разделения атомов на две группы: царапающий индентор и исследуемый сплав. Как и при «имитационном моделировании индентирования», вдавливание первого блока атомов сверху во второй блок можно осуществлять путем приложения усилия смещения/внешнего усилия. Затем осуществляют боковое смещение первого блока-индентора по направлению вдоль второго блока атомов. В ходе смещения индентора сохраняют координаты атомов для учета пластической деформации и натяжения материала индентором.

[073] Износные характеристики: Системы координат атомов в структуре генерирует алгоритм “Имитационное моделирование царапания”. Анализ внутренней/поверхностной пластической деформации и натяжения материала индентором позволяет получить количественный/полуколичественный показатель износостойкости.

[074] Бомбардировка частицами: Данный алгоритм обеспечивает возможность имитационного моделирования явления бомбардировки атомами/частицами разной массы и энергии блока/поверхности атомной структуры металла/сплава. В данном случае пользователь (пользователи) задает параметры бомбардировки частицами, например, массу частиц, угол, скорость и т.п. Координаты атомов рассматриваемой системы сохраняют для последующего анализа радиационного повреждения. Полученную в результате структуру можно вновь ввести в «Программу (программы) Монте-Карло» для ускорения локальных изменений структуры.

[075] Радиационное повреждение: Выбирают данные о структурных координатах из алгоритма бомбардировки частицами, при этом координаты атомов анализируют и отмечают те, что относятся к типам локальных структурных дефектов/радиационного повреждения, вызванного бомбардировкой частицами. Количественное определение радиационного повреждения осуществляют на основе числа вакансий/междоузлий/вакансионных петель/локальных дефектов упаковки, созданных в атомной структуре сплава.

[076] Экспериментальное подтверждение вышеуказанного алгоритма (алгоритмов) имитационного моделирования:

[077] Раскрытый в настоящем описании способ изменения структуры и прогнозирования свойств был проверен на системе (или структуре) хорошо изученного эквиатомного высокоэнтропийного сплава (ВЭС) Ta_0.25Nb_0.25Hf_0.25Zr_0.25. Данный сплав содержит тугоплавкие элементы с высокой температурой плавления, при этом ВЭС данного типа потенциально подходят для высокотемпературных и высокопрочных материалов для специального и космического применения и т.п. Тип усредненной структуры, параметры кристаллической решетки и локальной реальной структуры, локальные химические композиции для высокотемпературного отжига хорошо изучены. Влияние длительной термообработки в виде отжига на такие механические свойства, как твердость, прочность и пластичность также экспериментально измерено.

[078] В вышеуказанном варианте сценария «изменение структуры» осуществляли при повышенной/высокой температуре с помощью гибридной программы (программ) Монте-Карло (МК). Далее измененную структуру, содержащую несколько типов КБД, переносили в «Прогнозирование свойств», где происходило извлечение данных о композиционных, термодинамических свойствах и свойствах, относящихся к механическому упрочнению.

[079] Вводные параметры структуры модели и применяемые способы

[080] В вышеуказанном варианте сценария рассмотрены способы имитационного моделирования для изменения локальной наноструктуры высокоэнтропийного сплава Ta_0.25Nb_0.25Hf_0.25Zr_0.25 и сравнения показателей напряжения Пайерлса/критически приведенного напряжения сдвига (КПНС) измененной структуры сплава и составляющих его металлов. В последующих разделах описаны требования к исходной структуре и методологическому аппарату, применяемому для изменения локальной структуры и прогнозирования свойств.

[081] Вводные параметры структуры:

[082] Для запуска алгоритма изменения структуры и прогнозирования свойств необходимы показатели сплава в части типа усредненной структуры, общей химической композиции, МД-потенциалов (могут быть сгенерированы данной программой/получены экспериментально) и температур термообработки. Полученный экспериментально параметр решетки (ПР) величиной 3.43 Ангстр. был принят в качестве исходного значения для указанного сплава. Исходный ПР может быть получен в соответствии с правилом аддитивности на основе параметров кристаллической решетки или атомных объемов компонентов, используя правило Вегарда/Зена. Система сплава была создана путем построения сверхъячейки величиной 18x18x18 единиц, ориентированной в направления типа <1 0 0> и содержащей 11664 атома. Положения атомов структуры данного твердого раствора были заданы в соответствии со структурой твердого раствора со статистически случайным распределением и соответствующим атомным составом путем генерирования случайных чисел. Дополнительно была создана другая структура, ориентированная в направлениях X:

[1 1 1], Y:

[-1 1 0] и Z:

[-1 -1 2], по существу вдоль направления скольжения

[1 1 1] и плоскости скольжения краевой дислокации (-1 1 0). Вторая структура содержала 48000 атомов. В отношении обеих структур было выполнено изменение локальной структуры с последующим переходом к разделу прогнозирования свойств. При этом исходные структуры могут содержать атомы в случайном порядке или в каком-либо заранее заданном порядке ПБД/КБД. Структура также может содержать такие дефекты, как линейные дефекты (краевые, винтовые или смешанные дислокации), или такие структурные дефекты, как вакансионные петли или межузельные атомы.

[083] Для имитационного моделирования молекулярной статики/динамики нужен потенциал типа МПА, по существу состоящий из трех частей: функции внедрения, попарных взаимодействий и электронных плотностей вокруг атомов. Потенциалы были созданы путем приема вводных параметров на основе точных физических параметров, например, энергии связи, энергии образования нерелаксированной вакансии, параметров кристаллической решетки, атомного радиуса, упругих постоянных второго порядка, анизотропного соотношения, соответствующих формул попарного взаимодействия для веществ Ta, Nb, Hf и Zr, о которых идет речь выше.

[084] Способ (способы) изменения структуры

[085] Созданные исходные структуры были перенесены в программу (программы) Монте-Карло с дополнительными вводными параметрами из схемы (схем) термообработки. Созданные исходные сплавы TaNbHfZr были подвергнуты термообработке в виде отжига при температуре 2000K. Для этого был скорректирован ПР исходной усредненной структуры. Сплав, содержавший 11664 атома, был приведен в равновесие в условиях ИБИТ в течение 100 пикосекунд времени имитационного моделирования и в широком и дискретном диапазоне температур от 200 до 1500K. Затем полученные параметры кристаллической решетки сплавов были скорректированы с учетом регрессии, а также были получены количественные/полуколичественные оценки коэффициента термического расширения. ПР сплава, подлежащего отжигу при 2000K, был взят из аппроксимированной по данным экстраполированной линейной кривой.

[086] Далее вышеуказанная структура была вновь создана с новым аппроксимированным ПР для рассматриваемой температуры. После выполнения указанной схемы была применена программа (программы) Монте-Карло (МК). Для вышеуказанной вновь созданной структуры была выполнена минимизация энергии способом сопряженных градиентов и зарегистрирована потенциальная энергия рассматриваемой системы. Затем случайным образом выбрали два атома и поменяли их местами (или переставили), и выполнили процесс минимизации в отношении рассматриваемой системы. Далее вновь зарегистрировали потенциальную энергию, после чего указанную перестановку атомов принимали или отвергали согласно критерию МК типа «Метрополис» в зависимости от значений потенциальной энергии. При выполнении всех процедур минимизации энергии и перестановок по методу МК ПР оставляли без изменений. Процесс повторяли до тех пор, пока число попыток перестановки атомов не достигло приблизительно 524880.

[087] Способ (способы) прогнозирования свойств

[088] Результаты измененных вышеуказанными способами структур содержат данные об атомных координатах и типах веществ. Изменение локальной композиции имитированных структур из-за образования ПБД/КБД/нано-преципитатов можно вычислить количественно/полуколичественно. Для сплавов TaNbHfZr это осуществляют путем деления пространственных координат на группы шириной 3 Ангстр., как раскрыто выше. Далее подсчитывали число атомов каждого вещества в каждой группе для определения атомной долевой концентрации и, тем самым, локальных композиций.

[089] Одновременно с прогоном или выполнением шагов МК, также сохраняли значения внутренней потенциальной энергии рассматриваемой системы по прошествии каждого/заданного интервала выполнения программы (программ) МК. Далее вычисляли относительное изменение потенциальной энергии на атом с получением показателя изменения энтальпии (ΔH) рассматриваемой системы. Изменение конфигурационной энтропии (ΔS_конф.) вычисляли путем считывания локальных композиций структуры или числа связей между разными видами по сравнению с (или «относительно», «с привязкой к», «в зависимости от», далее по тексту употребляемые как синонимы) локальным соседям атома.

[090] Упрочнение изучаемого сплава можно определить двумя основными путями: «прогнозированием без МД» и «прогнозированием с МД», как раскрыто выше, путем введения дополнительных дефектов и дислокаций. В данном случае были кратко проанализированы оба пути. Было экспериментально установлено, что при длительном отжиге TaNbHfZr при 2073K, твердость и предел текучести (ПТ) возрастали соответственно на 65% и 75%. Эксперименты для подтверждения на практике выполнялись при температуре, очень близкой к температуре построения имитационных моделей (около 3.5%). Это может быть обусловлено изменением локальной потенциальной энергии кристаллической решетки/энтальпии из-за образования КБД, выявленного при экспериментальных определениях характеристик, а также при построении имитационных моделей изменения структуры методом МК.

[091] Помимо упрочнения из-за длительного отжига, было выявлено упрочнение на начальной стадии образования сплава с коэффициентом около 4,9 по отношению к значению прочности, полученному по правилу аддитивности составляющих веществ. Данное явление упрочнения твердого раствора было отнесено на счет введения краевой дислокации в повсеместно наблюдаемую плоскость зеркального скольжения и приложения напряжения к дислокации в направлении сдвигового скольжения. Напряжение, необходимое для перемещения/скольжения дислокации, было имитировано и зафиксировано, как для чистых веществ, так и для неупорядоченного сплава со структурой твердого раствора и измененных структур, содержащих КБД. Все это было выполнено путем создания второго набора имитационных моделей МД в рамках прогнозирования свойств с МД, как раскрыто выше.

[092] Результаты подтверждения результатов имитационного моделирования

[093] В данном разделе, согласно указанному варианту сценария, результаты имитационного моделирования изменения структуры и выполнения алгоритма прогнозирования свойств сравнили с экспериментально полученными характеристиками и показателями системы сплава TaNbHfZr. Результаты имитационного моделирования и их подтверждения представлены ниже в соответствии с примером (примерами) осуществления:

[094] Изменение структуры

[095] Создание/генерирование файла МД-потенциала (МДП):

[096] Файл МД-потенциала типа МПА для данного сплава был сгенерирован/создан на основе точных/соответствующих основных вводных параметров, в число которых входят, помимо прочих, например: энергия связи, энергия образования нерелаксированной вакансии, параметры кристаллической решетки, атомный радиус, упругие постоянные второго порядка, соответствующие формулы попарного взаимодействия. В нижеследующей Таблице 1 приведены вводные параметры, использованные для создания файлов потенциала МПА (или файла МДП), в табличной форме для указанного сплава.

Таблица 1: Вводные физические параметры для созданного файла потенциала МПА (или МДП):

Вещество	Атомный радиус (Ангстр.)	Ec (эВ)	Ef (эВ)	C11(эВ/Ангстр.3)	C12(эВ/Ангстр.3)	C44(эВ/Ангстр.3)
Тантал (Ta)	1,430	9,71	2,95	1,648	0,986	0.516
Ниобий (Nb)	1,429	8,21	2,75	1,529	0,824	0.177
Гафний (Hf)	1,572	7,56	2,39	0,818	0,643	0.281
Цирконий (Zr)	1,608	6,31	2,30	0,649	0,580	0.237

[097] В Таблице 1: E_c - энергия связи, E_f - энергия образования нерелаксированной вакансии, C₁₁, C₁₂ и C₄₄ - упругие постоянные второго порядка для кубических систем.

[098] Схема (схемы) термообработки:

[099] Температура термообработки/отжига была дана в качестве вводного параметра (для выбора пользователем). Температуру отжига можно оставлять без изменений или изменять в разных последовательностях изменения структуры. В данном случае изменение рассматриваемых систем осуществляли при 2000K. Температуры отжига оставляли без изменений, при этом структурные изменения по методу МК осуществляли до тех пор, пока число попыток перестановки атомов не достигало приблизительно 45.

[100] Приведение в равновесие исходной структуры:

[101] Параметр решетки рассматриваемой композиции сплава впервые определяли при выполнении алгоритм приведения исходной структуры в равновесие. Получали средний ПР для сплава для той или иной температуры термообработки. На ФИГ.3, с отсылкой к ФИГ. 1 - 2, графически представлена аппроксимированная прямолинейная кривая зависимости параметра решетки (ПР) сплава (например, сплава TaNbHfZr) от температуры по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения. Средний ПР структуры, определенный для отжига при 2000K, составлял 3.52 Ангстр.

[102] Зафиксировав исходный параметр решетки, формировали (или создавали) сверхъячейку сплава, содержащую 11664 атомов, размером ~ 6,3 X 6,3 X 6,3 нм³. ФИГ.4, с отсылкой к ФИГ. 1 - 3, изображает исходную пространственную конфигурацию, содержащую металлические атомарные вещества сплава, со статистически случайным распределением твердых растворов по одному из вариантов осуществления настоящего изобретения. На ФИГ.4 вещество Ta представлено малой черной точкой (.), вещество Nb - знаком плюса (+), вещество Hf - несколько большей черной точкой (.), а вещество Zr - квадратным сплошным блоком соответственно.

[103] Выполнение программы (программ) Монте-Карло системой 100:

[104] В данном случае был выбран автоматический режим изменения структуры для имитационного МК-моделирования, и после более перестановок атомов по методу МК, структура была представлена, как на ФИГ. 5 и 6. В данном случае имитационное МК-моделирование для изменения структуры выполняли при 2000K. ФИГ. 5 и 6 расположены последовательно, благодаря чему можно получить визуальное представление об изменении кластеров ближнего диапазона , локально многочисленных в большинстве мест концентрации Zr и некоторых местах концентрации Hf. В частности, ФИГ.5, с отсылкой к ФИГ. 1 - 4, изображает локальную атомную структуру TaNbHfZr, изменяемую при 2000K до достижения 14 попыток перестановок Монте-Карло на атом, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. Более конкретно, ФИГ.6, с отсылкой к ФИГ. 1 - 5, изображает локальную атомную структуру TaNbHfZr, изменяемую при 2000K до достижения 28 попыток перестановок Монте-Карло на атом, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. Атомы Ta, Nb, Hf и Zr (атомарные вещества или химические элементы) нанесены на график с помощью разных символов, как показано на ФИГ. 5 и 6. На ФИГ. 5 и 6 вещество Ta представлено малой черной точкой (.), вещество Nb - знаком плюса (+), вещество Hf - несколько большей черной точкой (.), а вещество Zr - квадратным сплошным блоком соответственно. Последовательность изменения структуры представлена несколькими попытками перестановки по методу МК на атом. Иными словами, на ФИГ. 5 и 6 изображены локальные измененные и термообработанные структуры с 14 и 28 попытками перестановок Монте-Карло на атом. Атомная структура графически представлена со своими периодическими соседями для наглядного представления эффекта образования КБД с его влиянием на композицию и направление. Схема нанесения на график различных составляющих веществ с помощью разных символов та же, что и на ФИГ.4.

[105] Результаты изменения структуры:

[106] При прогоне программы (программ) МК для изменения структуры, файлы координат атомов сохраняли через некоторые интервалы. Данные файлы результатов изменения структуры содержали пространственные координаты всех атомов, типы веществ и идентификационные номера атомов в виде файла данных. Кроме того, в течение всего времени имитационного МК-моделирования или выполнения программы (программ) МК регистрировали внутреннюю потенциальную энергию, вероятность перестановки по методу МК и идентификационные номера переставляемых атомов.

[107] Прогнозирование свойств:

[108] Выходные данные о положениях атомов:

[109] Пространственные координаты атомов и типы отдельных атомарных веществ сохраняли в виде файла данных, при этом атомы впервые визуально представляли в виде разных символов данных. На ФИГ. 5 и 6 сразу видно, что атомы Zr и Hf имеют склонность к образованию кластеров, причем Zr демонстрирует данную склонность в большей степени. Имитированная система в целом медленно формирует взаимосвязанные направленные КБД в системе кристаллографических плоскостей {1 0 0}. Электронная микрофотография высокого разрешения в проходящем свете также экспериментально выявила схожие наноструктурные признаки в термообработанных сплавах TaNbHfZr. ФИГ.7A, с отсылкой к ФИГ. 1 - 6, изображает доменоподобные элементы локальной структуры, образованные кластерами ближнего диапазона (КБД), для сплава, отожженного в течение 1 дня, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. ФИГ.7B, с отсылкой к ФИГ. 1 - 7A, изображает доменоподобные элементы локальной структуры, образованные кластерами ближнего диапазона (КБД), для сплава, отожженного в течение 4 дней, в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. На ФИГ. 7A и 7B в виде вставки также представлена диаграмма дифракции электронов в выбранной области (ДЭВО) (обозначена номером 702), показывающую схему основного пятна средней объемно-центрированной кубической структуры, а также несколько диффузных полос (показаны вместе с миниатюрными сплавами на 7A), свидетельствующими о наличии направленных ПБД/КБД.

[110] Снимки, полученные путем просвечивающей электронной микроскопии высокого разрешения (ПЭМВР), на ФИГ. 7A и 7B демонстрируют удивительное сходство с имитированными измененными структурами, созданными путем выполнения программы (программ) МК и реализованными с помощью системы 100. Сходства между имитированными и экспериментальными наноструктурами были выявлены в части направленности развития КБД, их постепенного роста и взаимосвязанности. Вышеуказанные изображения имитированных и экспериментальных структур свидетельствуют о том, что при более длительном отжиге КБД растут и входят в соприкосновение друг с другом, разделяя матрицу сплава на кубовидные локальные домены.

[111] Локальная элементная композиция для всех КБД в отожженном сплаве TaNbHfZr определяли экспериментально по диаграмме композиции, полученной путем атомно-зондовой томографии (АЗТ). На диаграмме композиции на ФИГ.8 атомная долевая концентрация представлена в зависимости от пространственного расстояния. А именно, ФИГ.8, с отсылкой к ФИГ. 1 - 7B, графически иллюстрирует распределение локальных атомных долевых концентраций в более плоских КБД, полученное экспериментально по результатам реконструкций методом атомно-зондовой томографии (АЗТ) отожженного сплава TaNbHfZr в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. Аналогичным образом, локальные атомные долевые концентрации для всех КБД, определенные, исходя из измененной методом МК структуры, представлены в виде графика зависимости от пространственного расстояния на ФИГ,9. А именно, ФИГ.9, с отсылкой к ФИГ 1 - 8, графически иллюстрирует распределение локальных атомных долевых концентраций в более плоских кластерах ближнего диапазона (КБД), полученное путем расчета изменений по методу Монте-Карло (МК) структуры и группировки отожженного сплава TaNbHfZr в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. Локальные композиции, определенные исходя из измененных методом МК структур, были получены путем выполнения группировочного расчета, речь о котором шла выше.

[112] Экспериментальные данные и имитационные модели свидетельствуют о том, что измененные КБД содержат Zr в очень высокой концентрации и Ta и Nb в низкой концентрации по сравнению с окружающей матрицей сплава. Экспериментальные данные и имитационные модели также свидетельствуют о наличии некоторого сходства в образовании совместных кластеров Hf и Zr; при этом значения полной ширины на полувысоте максимума (ПШПВ) КБД с привязкой к локальной композицией, полученные экспериментально и путем имитационного моделирования, также сопоставимы (около 10 Ангстр.).

[113] Выходные термодинамические данные

[114] При изменении структур путем выполнения программы (программ) МК значения потенциальной энергии фиксировали после каждой перестановки атомов по методу МК. Изменение потенциальной энергии относительно самой первой конфигурации в данном случае описано как изменение термодинамической энтальпии (ΔH, в единицах электронвольт/атом). ФИГ.10 изображает изменение ΔH имитированного типичного сплава TaNbHfZr при 2000K в зависимости от числа попыток перестановки по методу МК на атом. А именно, ФИГ.10, с отсылкой к ФИГ. 1 - 9, графически иллюстрирует изменение термодинамической энтальпии измененного методом МК сплава TaNbHfZr при 2000K в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения.

[115] Прогнозирование без молекулярной динамики (МД)

[116] При данном типе прогнозирования свойств не могут быть построены дополнительные имитационные модели МД сплава для прогнозирования дополнительных свойств, относящихся к материалам.

[117] Упрочнение из-за образования ПБД/КБД

[118] Было экспериментально установлено, что после отжига сплава TaNbHfZr предел прочности существенно возрос, как видно из ФИГ.11. А именно, ФИГ.11, с отсылкой к ФИГ. 1 - 10, графически иллюстрирует изменения предела прочности при сжатии и пластичности (максимальной деформации до разрушения) сплава TaNbHfZr в зависимости от продолжительности отжига в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. В данном случае изменение энергия решетки за счет образования КБД было вычислено. При введении одного более плоского КБД в плоскости типа {1 0 0}, локальное изменение потенциальной энергии кристаллической решетки по результатам вычисления составляло 62 мэВ/атом. Это влияло на образование локальных барьеров для перемещений дислокаций и, тем самым, создавало дополнительный эффект упрочнения расчетной величиной 1079 МПа, что близко к экспериментально измеренному значению 995 МПа.

[119] Прогнозирование с МД

[120] При данном типе прогнозирования свойств применяли дополнительные алгоритмы МД к измененным методом МК структурам из раздела «Изменение структуры». В данном варианте сценария эффект упрочнения сплава TaNbHfZr анализировали, как раскрыто ниже.

[121] Введение дополнительных дислокаций:

[122] В разные измененные методом МК структуры вводили дислокации краевого типа в часто встречающемся в структурах ОЦК направлении скольжения

[1 1 1] и плоскости скольжения краевой дислокации (-1 1 0). Создание дислокации подробно раскрыто выше в настоящем описании. При этом, перед тем как ввести дислокацию, структуры сплава и чистых веществ с приблизительно 48000 атомами воспроизводили с созданием их периодических изображений с возможностью увеличения объема рассматриваемой системы (далее по тексту также могущей синонимично именоваться «РС») в 2X2X2 = 8 раз относительно ее исходного объема. Это осуществляли в отношении чистых составляющих веществ сплава, например, Ta и Nb, а также исходного сплава и отожженных сплавов. Линии дислокации, созданные в Nb и отожженном сплаве TaNbHfZr, показаны на ФИГ. 12 и 13 соответственно. А именно, ФИГ.12, с отсылкой к ФИГ. 1 - 11, изображает линию краевой дислокации, введенную в чистое металлическое атомарное вещество (например, чистый Nb) в соответствии с одним из вариантов осуществления. ФИГ.13, с отсылкой к ФИГ. 1 - 12, изображает линию краевой дислокации, введенную в измененный методом МК сплав TaNbHfZr в соответствии с одним из вариантов осуществления. Сплошная линия дефекта типа дислокации визуально представлена белыми атомами, при этом атомы матрицы изображены в виде серых точек, что сохраняет локальную симметрию структуры ОЦК. Линия дислокации в сплавах носит локально волнистый характер, что дает основание предполагать/указывает на то, что сплав имеет локально искаженную усредненную структуру решетки.

[123] Деформация/сдвиг

[124] Введенную дислокацию создавали в середине РС с последующим приложением сдвигающего напряжения к верхней поверхности блока атомов, при этом оставляя положение атомов нижней поверхности без изменений. Имитационное МД-моделирование осуществляли при разных уровнях напряжения сдвига для систем с разными степенями изменения структуры. ФИГ. 14A-14B, с отсылкой к ФИГ. 1 - 13, изображают перемещение линии дислокации (слева направо) при приложении напряжения сдвига в соответствии с примером осуществления настоящего изобретения. Более конкретно, ФИГ. 14A-14B изображают перемещение краевой дислокации (слева направо) в измененном методом МК сплаве TaNbHfZr для 5 попыток перестановок по методу Монте-Карло на атом. Минимальное напряжение сдвига, необходимое для перемещения дислокации, именуемое «критически приведенное напряжение сдвига (КПНС), фиксировали для всех исследуемых систем (или РС). Ядро дислокации остается волнистым из-за локальных искажений решетки. Кроме того, имеет место отклонение линии дислокации от ее исходной линейной формы в сторону зигзагообразной формы из-за взаимодействия с развивающимся КБД.

[125] Характеристики упрочнения

[126] Значения КПНС для разных чистых веществ и измененных систем сплава, полученные при 50K, сведены в Таблицу 2. В Таблице 2 даны количественные/полуколичественные показатели эффекта упрочнения сплава. Экспериментально было установлено, что твердость и предел прочности при сжатии сплава TaNbHfZr в исходно созданном состоянии составляли 3575 МПа и 1315 МПа соответственно, что соответственно в 2.4 и 4,9 раза (коэффициенты упрочнения) отличается от значений, ожидаемых согласно правилу аддитивности. После обработки в виде отжига предел прочности достиг максимума 2310 МПа. Аналогичным образом, значения КПНС (Таблица 2), полученные в результате прогнозирования свойств путем имитационного МД-моделирования, свидетельствуют о наличии схожей тенденции к возрастанию значений. Значения КПНС чистых веществ, например, Ta и Nb, также были имитированы для сравнения с экспериментально полученными значениями и вычисления коэффициентов упрочнения. Близость полученных путем имитационного моделирования значений КПНС Ta и Nb к экспериментально полученным значениям говорит о точности разработанного потенциала МПА. Можно установить, что КПНС исходного сплава TaNbHfZr более чем в 2 раза превышает КПНС чистых веществ. Кроме того, значения КПНС сплава продолжают возрастать по мере роста числа перестановок по методу МК на атом. Это соответствует эффекту дополнительного упрочнения сплава из-за образования все большего количества КБД, что также было установлено экспериментально и отражено на ФИГ.11.

Таблица 2: Значения КПНС сплавов TaNbHfZr и чистых веществ при 50 K, полученные в результате имитационного моделирования:

Значения КПНС вещества/сплава (перемещение краевых дислокаций)	Напряжение (МПа)
Ниобий	342,5
Ниобий (экспериментально полученное значение)	250
Тантал	250
Тантал (экспериментально полученное значение)	275
HfNbTaZr - исходный	725
HfNbTaZr - после 2 попыток перестановки по методу МК	775
HfNbTaZr - после 5 попыток перестановки по методу МК	825

[127] В настоящем описании объект изобретения раскрыт так, чтобы любой специалист в соответствующей области техники мог реализовать варианты осуществления и использовать их. Объем вариантов осуществления указанного объекта определен формулой изобретения и может включать в себя дополнительные модификации, которые могут прийти на ум специалистам в области техники изобретения. Подразумевается, что дополнительные модификации входят в объем притязаний формулы изобретения, если они содержат схожие элементы, не отличающиеся от буквально описанных в формуле изобретения, либо эквивалентные элементы с несущественными отличиями от буквально описанных в формуле изобретения.

[128] Следует понимать, что объем охраны распространяется на программу и дополнительно на машиночитаемые средства, содержащие в себе какое-либо сообщение; такое машиночитаемое средство хранения содержит средства программного кода для реализации одного или более шагов способа при прогоне программы на сервере, или на мобильном устройстве, или на любом подходящем программируемом устройстве. Указанное аппаратное устройство может представлять собой устройство любого типа с возможностью его программирования, например, электронно-вычислительную машину любого типа, как то сервер, или персональную электронно-вычислительную машину, или нечто подобное, или какую-либо их комбинацию. Устройство также может включать в себя средства, могущие представлять собой, например, такие аппаратные средства, как специализированная интегральная схема (СИС), программируемая пользователем вентильная матрица (ППВМ), либо аппаратные и программные средства в какой-либо комбинации, например, СИС и ППВМ, либо по меньшей мере один микропроцессор и по меньшей мере одно запоминающее устройство, содержащие в себе программные модули. Таким образом, указанные средства могут включать в себя и аппаратные, и программные средства. Раскрытые в настоящем описании варианты осуществления способа могут быть реализованы аппаратными и программными средствами. Устройство также может включать в себя программные средства. Или же указанные варианты осуществления могут быть реализованы на разных аппаратных устройствах, например, с использованием множества ЦП.

[129] Раскрытые в настоящем описании варианты осуществления могут включать в себя аппаратные и программные компоненты. В число программно-реализуемых вариантов осуществления могут, помимо прочего, входить: прошивка, резидентное программное обеспечение, набор микрокоманд и т.п. Функции, выполняемые разнообразными модулями, раскрытыми в настоящем описании, могут быть реализованы в других модулях или в комбинациях других модулей. В контексте настоящего описания, машинный или машиночитаемый носитель может представлять собой любое устройство с возможностью содержания в себе, хранения, передачи, распространения или переноса программы, предназначенной для применения системой, аппаратом или устройством выполнения указанных команд или во взаимосвязи с ними.

[130] Проиллюстрированные шаги изложены для того, чтобы разъяснить раскрытые примеры осуществления, при этом следует ожидать, что непрекращающееся развитие технологий приведет к изменению формы выполнения тех или иных конкретных функций. Указанные примеры носят иллюстративный, но не ограничительный характер. Кроме того, границы указанных в настоящем описании функциональных конструктивных блоков установлены произвольно для удобства описания. Могут быть установлены и другие границы при условии надлежащей реализации предусмотренных функций и их взаимосвязей. Специалистам в соответствующей области (областях) техники будет очевидно, что на основе содержащихся в настоящем описании идей могут быть созданы альтернативные решения (в том числе - эквиваленты раскрытых в настоящем описании решений, их расширения, вариации, отклонения от них и т.п.). Такие альтернативные решения не являются отступлением от объема и существа раскрытых вариантов осуществления. При этом подразумевается, что слова «содержащий», «имеющий», «содержащий в себе», «включающий в себя» и аналогичные формы являются смысловыми эквивалентами и не носят ограничивающего характера в том смысле, что указанный после них предмет или предметы не представляют собой исчерпывающий перечень таких предметов. Также необходимо учесть, что в настоящем описании и прилагаемой формуле изобретения грамматические конструкции, указывающие на то, что признак приведен в единственном числе, также включают указанный признак во множественном числе, если иное не следует из контекста.

[131] Кроме того, для реализации вариантов осуществления, соответствующих настоящему описанию, можно применять один или более машиночитаемых носителей. «Машиночитаемый носитель» означает физическое запоминающее устройство любого типа с возможностью хранения на нем информации или данных, которые может считывать процессор. Таким образом, машиночитаемый носитель может хранить команды, предназначенные для исполнения одним или более процессорами, в том числе - команды, при исполнении которых процессор (процессоры) выполняют шаги или этапы, соответствующие раскрытым в настоящем описании вариантам осуществления. Термин «машиночитаемый носитель» следует понимать как включающий в себя материальные предметы, но не несущие волны и кратковременные сигналы, т.е. являющийся некратковременным. В число примеров входят: оперативное запоминающее устройство (ОЗУ), постоянное запоминающее устройство (ПЗУ), энергозависимое запоминающее устройство, энергонезависимое запоминающее устройство, жесткие диски, ПЗУ на компакт-дисках, цифровые универсальные диски, флэш-накопители, диски и иные известные физические носители.

[132] Настоящее описание и варианты осуществления следует рассматривать только в качестве примера, при этом действительный объем и существо раскрытых вариантов осуществления указаны в нижеследующей формуле изобретения.

1. Процессорно-реализуемый способ прогнозирования структуры и свойств сплавов, состоящих из атомарных веществ, согласно которому

принимают, посредством одного или более аппаратных процессоров, информацию, относящуюся к сплаву, содержащему композицию из по меньшей мере двух из множества металлических атомарных веществ;

генерируют, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файл молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащий последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов металлических атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации (204), при этом файл молекулярно-динамического потенциала (МДП) генерируют на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого металлического атомарного вещества множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию металлических атомарных веществ указанного множества;

генерируют, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файл трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из множества металлических атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого металлического атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа (206); и

генерируют, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файл оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащий по меньшей мере одно из выходных данных о положениях атомов и выходных термодинамических данных, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки (208),

причем одно или более свойств множества металлических атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, прогнозируют с использованием по меньшей мере одного из выходных данных о положениях атомов и выходных термодинамических данных, при этом выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей: потенциальную энергию кристаллической решетки множества металлических атомарных веществ, изменение энтальпии множества металлических атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества металлических атомарных веществ и изменение энтропии множества металлических атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества металлических атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества металлических атомарных веществ, фононы множества металлических атомарных веществ.

2. Процессорно-реализуемый способ по п. 1, согласно которому также вводят один или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

3. Процессорно-реализуемый способ по п. 1, согласно которому выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей: локальную композицию множества металлических атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества металлических атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ и/или один или более дефектов, нанокластеры множества металлических атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества металлических атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве металлических атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

4. Система (100) для прогнозирования структуры и свойств сплавов, состоящих из атомарных веществ, содержащая:

запоминающее устройство (102), хранящее команды;

один или более интерфейсов (106) связи и

один или более аппаратных процессоров (104), соединенных с запоминающим устройством (102) посредством одного или более интерфейсов (106) связи, причем указанные один или более аппаратных процессоров (104) являются конфигурируемыми посредством указанных команд для:

приема информации, относящейся к сплаву, содержащему композицию из по меньшей мере двух из множества металлических атомарных веществ;

генерирования файла молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащего последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов металлических атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации, при этом обеспечена возможность генерирования файла молекулярно-динамического потенциала (МДП), на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого металлического атомарного вещества множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию металлических атомарных веществ указанного множества;

генерирования, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файла трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества металлических атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого металлического атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа; и

генерирования, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файла оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащего по меньшей мере одно из выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки,

причем обеспечена возможность прогнозирования одного или более свойств множества металлических атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных, при этом выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей: потенциальную энергию кристаллической решетки множества металлических атомарных веществ, изменение энтальпии множества металлических атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества металлических атомарных веществ и изменение энтропии множества металлических атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества металлических атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества металлических атомарных веществ, фононы множества металлических атомарных веществ.

5. Система по п. 4, в которой

указанные один или более аппаратных процессоров также сконфигурированы посредством команд для введения одного или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

6. Система по п. 4, в которой

выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей: локальную композицию множества металлических атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества металлических атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества металлических атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества металлических атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве металлических атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.

7. Носитель, предназначенный для долгосрочного хранения информации о прогнозировании структуры и свойств сплавов, состоящих из атомарных веществ, содержащий одну или более команд, реализация которых одним или более аппаратными процессорами обеспечивает:

прием, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, информации, относящейся к сплаву, содержащему композицию из по меньшей мере двух из множества металлических атомарных веществ;

генерирование, посредством указанных одного или более аппаратных процессоров, файла молекулярно-динамического потенциала (МДП), содержащего последовательные данные о взаимодействиях однородных и разнородных атомов металлических атомарных веществ указанного множества, на основе указанной информации, при этом обеспечена возможность генерирования файла молекулярно-динамического потенциала (МДП) на основе указанной информации и путем вычисления функции внедрения для каждого металлического атомарного вещества множества и одного или более параметров, относящихся к попарному взаимодействию металлических атомарных веществ указанного множества;

генерирование, путем приведения структуры в равновесие посредством указанных одного или более процессоров, файла трехмерной (3D) структуры для соответствующей композиции каждого из указанного множества металлических атомарных веществ, специфичной для указанного сплава, используя файл МДП, причем файл трехмерной (3D) структуры содержит пространственные координаты для каждого металлического атомарного вещества указанного множества и их соответствующего типа; и

генерирование, с помощью одной или более программ Монте-Карло, исполняемых указанными одним или более аппаратными процессорами, файла оптимизированной измененной 3D-структуры, содержащего выходные данные о положениях атомов и/или выходные термодинамические данные, используя указанный файл 3D-структуры и одну или более схем термообработки,

причем обеспечена возможность прогнозирования одного или более свойств множества металлических атомарных веществ и их соответствующей композиции, специфичной для указанного сплава, с использованием указанных выходных данных о положениях атомов и/или выходных термодинамических данных, при этом выходные термодинамические данные включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей потенциальную энергию кристаллической решетки множества металлических атомарных веществ, изменение энтальпии множества металлических атомарных веществ, изменение свободной энергии Гиббса множества металлических атомарных веществ и изменение энтропии множества металлических атомарных веществ, энергию дефектов упаковки (ЭДУ) множества металлических атомарных веществ, локальные термодинамические изменения множества металлических атомарных веществ, фононы множества металлических атомарных веществ.

8. Носитель по п. 7, в котором

команды, при исполнении их указанными одним или более аппаратными процессорами, также обеспечивают введение одного или более линейных дефектов и дислокаций в файл оптимизированной измененной 3D-структуры для прогнозирования изменения структуры и механических свойств сплава.

9. Носитель по п. 7, в котором

выходные данные о положениях атомов включают в себя по меньшей мере одно из группы, включающей локальную композицию множества металлических атомарных веществ, порядок ближнего диапазона/кластеры ближнего диапазона (ПБД/КБД) множества металлических атомарных веществ, искажение кристаллической решетки локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ, местные деформации локальной атомной структуры множества металлических атомарных веществ, один или более дефектов, нанокластеры множества металлических атомарных веществ, одно или более морфологических изменений, включая распределение множества металлических атомарных веществ, один или более параметров фазового поля (ФП), одну или более межфазных или межкластерных границ во множестве металлических атомарных веществ, последовательность изменения сплава, прогнозирование в реальном масштабе времени изменения структуры сплава.