用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质的系统和方法与流程

相关申请的交叉引用和优先权

本申请要求2018年8月23日在印度提交的题目为“用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质的系统和方法”的申请号201821031567的印度完整说明书的优先权。

本文的公开内容大致涉及原子元素和合金材料的多尺度建模，并且更具体地，涉及用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质的系统和方法。

背景技术：

传统上，金属合金的开发基于过去的经验和一些实验或理论平衡相图等。小型和大型真实样品的合成、加工和机械测试是一项具有挑战性的任务，需要在时间、金钱、资源、繁琐的测试和加工设备以及工时方面的巨大努力。此外，大多数工程金属材料具有非平衡或亚稳态结构，对于这些结构，单独的常规相图计算等对其局部结构和相关的性质预测没有多大帮助。此外，长期性能预测仍然是金属和合金的难题，因为它在很大程度上取决于经验和长期实验，增加了产品上市时间的障碍。

技术实现要素：

本公开的实施方式提出了技术改进，作为本发明人对常规系统中认识到的一个或多个上述技术问题的解决方案。例如，一方面中，提供了一种处理器实现的方法，用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质。所述方法包括：通过一个或多个硬件处理器接收涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成中至少一个的信息，其中所述多种原子元素包括一种或多种金属原子元素；通过一个或多个硬件处理器基于所述信息来生成分子动力学势(moleculardynamicspotential，mdp)文件，该文件包括多种原子元素的相似和不相似的原子相互作用的序列数据；通过由一个或多个硬件处理器执行结构平衡，通过使用mdp文件生成关于合金材料特定的多种原子元素中每一个的相关组成的三维(3d)结构文件，其中，三维(3d)结构文件包括多种原子元素中每一个的3d坐标及其相关类型；以及通过一个或多个硬件处理器执行一个或多个蒙特卡洛应用程序(montecarloapplication)，通过使用3d结构文件和一个或多个热处理方案来生成包括原子位置输出和热力学输出中至少一个的优化演变3d结构文件，其中，涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成的一种或多种性质通过使用原子位置输出和热力学输出中至少一个来预测。

在一实施方式中，所述方法还可以包括将一个或多个线缺陷和位错引入优化演变的3d结构文件，用于预测合金材料的机械性质和结构演变。

在一实施方式中，基于所述信息并通过计算多种原子元素中的每一个的嵌入函数和涉及多种原子元素的成对相互作用的一个或多个参数来生成分子动力学势(mdp)文件。

在一实施方式中，原子位置输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的局部组成、多种原子元素的短程有序/短程聚类(sro/src)、多种原子元素的局部原子结构的晶格畸变、多种原子元素的局部原子结构的局部应变、一个或多个缺陷、多种原子元素的纳米簇、包括多种原子元素分布的一个或多个形态变化、一个或多个相区(phasefield，pf)参数、多种原子元素中的一个或多个相或簇界面、合金材料的演变序列、合金材料结构演变的实时尺度预测。

在一实施方式中，热力学输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的晶格势能、多种原子元素的焓变化、多种原子元素的吉布斯自由能变化和多种原子元素的熵变化、多种原子元素的堆垛层错能(sfe)、多种原子元素的局部热力学变化、以及多种原子元素的声子。

在另一方面中，提供了一种用于预测原子元素及其合金材料结构和性质的系统。所述系统包括：存储指令的存储器；一个或多个通信接口；和通过一个或多个通信接口连接到存储器的一个或多个硬件处理器，其中，一个或多个硬件处理器由指令配置成：接收涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成中至少一个的信息，其中，所述多种原子元素包括一种或多种金属原子元素；基于所述信息来生成分子动力学势(mdp)文件，该文件包括多种原子元素的相似和不相似的原子相互作用的序列数据；通过由一个或多个硬件处理器执行结构平衡，通过使用mdp文件生成关于合金材料特定的多种原子元素中每一个的相关组成的三维(3d)结构文件，其中，三维(3d)结构文件包括多种原子元素中每一个的3d坐标及其相关类型；以及通过一个或多个硬件处理器执行一个或多个蒙特卡洛应用程序，通过使用3d结构文件和一个或多个热处理方案来生成包括原子位置输出和热力学输出中至少一个的优化演变3d结构文件，其中，涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成的一种或多种性质通过使用原子位置输出和热力学输出中至少一个来预测。

在一实施方式中，一个或多个硬件处理器还通过指令配置成将一个或多个线缺陷和位错引入优化演变的3d结构文件，用于预测合金材料的机械性质和结构演变。

在一实施方式中，基于所述信息并通过计算多种原子元素中的每一个的嵌入函数和涉及多种原子元素的成对相互作用的一个或多个参数来生成分子动力学势(mdp)文件。

在一实施方式中，原子位置输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的局部组成、多种原子元素的短程有序/短程聚类(sro/src)、多种原子元素的局部原子结构的晶格畸变、多种原子元素的局部原子结构的局部应变、一个或多个缺陷、多种原子元素的纳米簇、包括多种原子元素分布的一个或多个形态变化、一个或多个相区(pf)参数、多种原子元素中的一个或多个相或簇界面、合金材料的演变序列、合金材料结构演变的实时尺度预测。

在一实施方式中，热力学输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的晶格势能、多种原子元素的焓变化、多种原子元素的吉布斯自由能变化和多种原子元素的熵变化、多种原子元素的堆垛层错能(sfe)、多种原子元素的局部热力学变化、以及多种原子元素的声子。

在另一方面中，提供一个或多个非瞬态机器可读信息存储介质，其包括一个或多个指令，所述一个或多个指令在由一个或多个硬件处理器执行时导致通过如下预测原子元素及其合金材料的结构和性质：通过一个或多个硬件处理器接收涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成中至少一个的信息，其中所述多种原子元素包括一个或多个金属原子元素；通过一个或多个硬件处理器基于所述信息来生成分子动力学势(mdp)文件，该文件包括多种原子元素的相似和不相似的原子相互作用的序列数据(sequentialdata)；通过由一个或多个硬件处理器执行结构平衡，通过使用mdp文件生成关于合金材料特定的多种原子元素中每一个的相关组成的三维(3d)结构文件，其中，三维(3d)结构文件包括多种原子元素中每一个的3d坐标及其相关类型；以及通过一个或多个硬件处理器执行一个或多个蒙特卡洛应用程序，通过使用3d结构文件和一个或多个热处理方案来生成包括原子位置输出和热力学输出中至少一个的优化演变3d结构文件，其中，涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成的一种或多种性质通过使用原子位置输出和热力学输出中至少一个来预测。

在一实施方式中，所述方法还可以包括将一个或多个线缺陷和位错引入优化演变的3d结构文件，用于预测合金材料的机械性质和结构演变。

在一实施方式中，基于所述信息并通过计算多种原子元素中的每一个的嵌入函数和涉及多种原子元素的成对相互作用的一个或多个参数来生成分子动力学势(mdp)文件。

在一实施方式中，原子位置输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的局部组成、多种原子元素的短程有序/短程聚类(sro/src)、多种原子元素的局部原子结构的晶格畸变、多种原子元素的局部原子结构的局部应变、一个或多个缺陷、多种原子元素的纳米簇、包括多种原子元素分布的一个或多个形态变化、一个或多个相区(pf)参数、多种原子元素中的一个或多个相或簇界面、合金材料的演变序列、合金材料结构演变的实时尺度预测。

在一实施方式中，热力学输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的晶格势能、多种原子元素的焓变化、多种原子元素的吉布斯自由能变化和多种原子元素的熵变化、多种原子元素的堆垛层错能(sfe)、多种原子元素的局部热力学变化、以及多种原子元素的声子。

应理解，上文的一般性描述和下列详细描述都只是示例和说明性的，不构成对要求保护的本发明的限制。

附图说明

纳入并构成本公开一部分的附图显示了示例性实施方式，并且与说明性一起用于解释本公开的原理。

图1显示根据本公开实施方式，用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质的系统的示例性框图。

图2描绘了根据本公开实施方式，使用图1的系统100预测原子元素及其合金材料的结构和性质的方法的示例性流程图。

图3描绘了根据本公开实施方式，表示合金材料(例如，tanbhfzr合金材料)的晶格参数(lp)相对于不同温度的拟合直线图的图示。

图4描绘了根据本公开实施方式的包含合金材料的金属原子元素的初始空间构造，其具有统计学上随机分布的固溶体。

图5描绘了根据本公开示例性实施方式，在2000k演变直至14次尝试mc交换/原子的tanbhfzr的局部原子结构。

图6描绘了根据本公开示例性实施方式，在2000k演变直至28次尝试mc交换/原子的tanbhfzr的局部原子结构。

图7a描绘了根据本公开示例性实施方式，退火1天的合金短程聚类(src)所产生的局部结构域状特征。

图7b描绘了根据本公开示例性实施方式，退火4天的合金短程聚类(src)所产生的局部结构域状特征。

图8描绘了显示根据本公开示例性实施方式，由经退火的tanbhfzr合金材料的原子探针层析(apt)重建以实验方式获得的平面src上的局部原子分数的图示。

图9描绘了显示根据本公开的示例性实施方式，从退火的tanbhfzr合金材料的蒙特卡洛(mc)结构演变和归类分析获得的平面短程聚类(src)上的局部原子分数的图示。

图10描绘了说明根据本公开示例性实施方式，在2000k下经mc演变的tanbhfzr合金材料的热力学焓变化的图示。

图11描绘了说明根据本公开的示例性实施方式，tanbhfzr合金材料的压缩屈服强度和延展性(对于断裂的峰值应变)随退火时间而变化的图示。

图12描绘了根据本公开实施方式，在纯金属原子元素(例如纯nb)中引入的边缘位错线。

图13描绘了根据本公开实施方式，在mc演变tanbhfzr合金材料中引入的边缘位错线。

图14a-14b显示了根据本公开示例性实施方式，在施加剪切应力的情况下位错线(从左到右)的移动。

具体实施方式

参考附图对示例性实施方式进行描述。在各附图中，附图标记最左侧的数字表示该附图标记首次出现的附图号。在任何方便的时候，在所有附图中使用相同的附图标记来表示相同或类似的部分。虽然本文描述了所公开原理的示例和特征，但是在不脱离本公开实施方式的精神和范围的情况下，修改、改变和其它实现是可能的。下文详细描述的说明旨在仅视为示例性的，其真实范围和精神由所附权利要求书来说明。

金属合金包括各种结构，例如固溶体、金属间化合物和块状金属玻璃(bmg)。合金通常在强度、韧性、耐腐蚀性、热性质等方面比主要构成元素优越得多。在实际使用中，常规合金是fe、ni、al、ti基合金。由于持续的科学研究和开发活动，新的mg、cu、co、耐火材料基多元浓缩合金(如高熵合金)等作为功能性合金和未来合金正变得越来越重要。通常在常规固溶体合金中，基质包含一种基于主元素的单/多相体/面心立方(bcc/fcc)取代/间隙结构。但在多元浓缩合金中，可能存在多种合金化主元素。

小型和大型真实样品的合成、加工和机械测试是一项具有挑战性的任务，需要在时间、金钱、资源、繁琐的测试和加工设备以及工时方面的巨大努力。如上所述，大多数工程金属材料具有非平衡或亚稳态结构，对于这些结构，单独的常规相图计算等对其局部结构和相关的性质预测没有多大帮助。在工程应用中，涉及短程有序/短程聚类(sro/src)、纳米沉淀相等的依赖温度和时间的局部结构演变显著影响材料性质。因此，长期性能预测仍然是金属和合金的难题，因为它在很大程度上取决于经验和长期实验，增加了产品发布的障碍。尽管有许多市售可购得的合金，例如超过1000个钢种，但仍需要新的产品和依赖过程的性质改进。新的高性能产品开发整体上主要基于许多试错法，并且人们通常不会对产品开发进行定向引导。在目前状态下以常规方式进行合金开发和产品发布需要大约花费惊人的10到20年。

现在参考附图，更具体地参考图1至图14b，其中相似的附图标记在整个附图中始终表示相应的特征，其显示了优选的实施方式，并且这些实施方式在以下示例性系统和/或方法的上下文中进行了描述。

图1显示根据本公开实施方式，用于预测原子元素及其合金材料的结构和性质的系统的示例性框图。在一实施方式中，系统100包括：一个或多个处理器104、一个或多个通信端口装置和/或输入/输出(i/o)端口106、以及可进行操作与一个或多个处理器104连接的一个或多个数据存储装置或存储器102。一个或多个处理器104可以是一个或多个软件处理模块和/或硬件处理器。在一实施方式中，硬件处理器可以实现为一个或多个微处理器、微计算机、微控制器、数字信号处理器、中央处理单元、状态机、逻辑电路和/或基于操作指令操纵信号的任何装置。在其他功能中，处理器被配置为获取并执行存储在存储器中的计算机可读指令。在一实施方式中，装置100可以在各种计算系统中实现，例如，膝上型计算机、笔记本电脑、手持装置、工作站、大型计算机、服务器、网络云等。

i/o接口装置106可以包括各种软件和硬件接口，例如，web接口、图形用户接口等，并且可以促进各种网络n/w中的多个通信和协议类型，包括有线网络(例如lan、电缆等)以及无线网络(例如wlan、蜂窝或卫星)。在一实施方式中，一个或多个i/o接口装置包括一个或多个端口，用于将多个装置彼此连接或连接至另一服务器。

存储器102可以包括本领域已知的任意计算机可读介质，包括：例如，易失性存储器，例如静态随机存取存储器(sram)和动态随机存取存储器(dram)；和/或非易失性存储器，例如，只读存储器(rom)、可擦除可编程rom、闪存、硬盘、光盘和磁带。在一实施方式中，数据库108可以存储在存储器102中，其中数据库108可以包括但不限于涉及合金材料特定的原子元素及其组成的信息，由一个或多个模拟技术产生的输出、一种或多种建模技术等。在一实施方式中，存储器102可以存储一个或多个建模技术、一个或多个模拟技术，其由一个或多个硬件处理器104执行以完成本文所述的方法。

参考图1，图2显示了根据本公开实施方式，使用图1的系统100预测原子元素及其合金材料的结构和性质的方法的示例性流程图。在一实施方式中，系统100包括：可操作地连接至一个或多个硬件处理器104且被配置为存储指令的一个或多个数据存储装置或存储器102，所述指令用于通过一个或多个处理器104执行所述方法的步骤。现在将参考图1中描绘的系统100的组件和流程图来解释本公开方法的步骤。在本公开的一个实施方式中，在步骤202中，一个或多个硬件处理器104接收涉及多种原子元素(其也称为“原子元素(atomicelements)”，并且可以在下文中互换使用)及其对应组成的信息。原子元素和相关组成是合金材料特定的，其中，多种原子元素包括一种或多种金属原子元素和任选的一种或多种非金属元素/一种或多种非金属原子元素(例如，碳)。

在本公开的一个实施方式中，在步骤204中，一个或多个硬件处理器104基于所述信息来生成分子动力学势(mdp)文件，该文件包括多种原子元素的相似和不相似的原子相互作用的序列数据。在一实施方式中，初始创建的金属合金材料可以主要通过md模拟来研究其结构性质评估。在本公开中，eam型势或混合eam+lj(嵌入原子法+兰纳-琼斯)势或特索夫(tershoff)型势等用于生成mdp文件。基于合金中存在的元素，据此将会生成并使用md势文件。在一个示例性实施方式中，外部提供的eam或修改的eam势也可以与所生成的势组合使用。在本公开的一个实施方式中，基于所述信息并通过计算多种原子元素中的每一个的嵌入函数和涉及多种原子元素的成对相互作用(例如，2体或多体相互作用，如原子数10和原子数15)的一个或多个参数(例如，力-距离曲线——源自物理常数或手册)来生成分子动力学势(mdp)文件。

嵌入函数和成对相互作用通过接收来自物理常数、尺度分析(scalinganalysis)以及来自第一原理和文献等的输入来获得的。来自元素物理常数的输入参数可以包括但不限于：内聚能、空位形成能、晶格参数、原子半径、二阶弹性刚度常数、各向异性比等，其被用于嵌入函数和成对原子相互作用的构建。

同样地，来自尺度分析的输入可以进行比较和按比例缩放，来自尺度分析的输入包括但不限于：来自不同参照物的原子周围的电子密度、嵌入函数的形状和趋势以及来自文献的不同材料的成对相互作用。然后，该分析用于为正在研究的新系统创建嵌入函数和成对相互作用。

类似地，来自第一原理和文献的输入，使用potfit程序，并且可以分析用于嵌入原子法(eam)、meam(改进的嵌入原子法)或lj型相互作用等的材料手册和其他学术出版物以对开发未知成对相互作用、合金系统的基于从头开始的md(ab-initiobasedmd)和多种构造研究进行适当选择。

参见步骤206，在本公开的一个实施方式中，通过使用mdp文件，一个或多个硬件处理器104通过结构平衡(也称为“结构平衡技术”)生成关于合金材料特定的多种原子元素中每一个的相关组成的三维(3d)结构文件。在一实施方式中，三维(3d)结构文件包括多种原子元素中每一个的3d坐标及其相关类型。在一实施方式中，3d结构文件生成是结构演变方案的初始阶段，其中，实际/假设的局部结构可以首先通过基于npt/nvt/nve的md或ms方法进行稳定/平衡，其中，npt指恒压和恒温，nvt是指恒定的体积和温度，nve是指恒定的体积和能量。结构的初始输入应当包含金属材料的构成元素及其化学计量比。在结构平衡过程中产生了平均结构框架类型，例如固溶体[bbc、fcc或六方密堆积(hcp)]、金属间化合物和块状金属玻璃(bmg)。该结构可以包含或不包含初始结构缺陷，并且基于所创建的md势文件完成结构平衡。

在本公开的一个实施方式中，在步骤208处，通过一个或多个硬件处理器执行一个或多个蒙特卡洛应用程序，一个或多个硬件处理器104通过使用3d结构文件和一个或多个热处理方案生成优化演变3d结构文件。优化演变的3d结构文件包括原子位置输出和热力学输出中至少一个。

使用一种或多种热处理方案，可以对所研究的系统的温度计划进行编程或制表以用于其结构演变。温度处理计划作为一个或多个蒙特卡洛(mc)应用程序的输入来输送。mc应用程序(例如，也称为与蒙特卡洛结合的md(一种统计采样过程)技术)由系统100实现并执行以用于局部结构的演变。在一实施方式中，mc应用程序可以自动执行或通过来自用户的一个或多个输入执行(例如，手动模式)。在一实施方式中，初始结构可以包含或不包含结构缺陷，例如，位错、堆垛层错等。在一示例性实施方式中，在没有线缺陷、位错等的情况下，硬件处理器104还配置成将一个或多个线缺陷和位错引入优化演变的3d结构文件，用于预测合金材料的机械性质和结构演变。经演变的原子结构可以按某些固定的mc间隔保存或在用户判定时进行保存。

在mc应用程序的自动模式操作期间，系统100从热处理方案获取温度输入并平衡初始的局部结构。通过系统特定的md势的npt模拟将显示初始结构的平均晶格参数(lp)，并且该lp可以传送至晶格能量模拟技术。对于高温热处理计划，可以从稳定的晶格结构的较低温度npt模拟在数值上外推lp。

当晶格能量模拟技术由系统100执行时，首先可以通过共轭梯度(cg)或无黑塞截断牛顿(hessian-freetruncatednewton，hftn)等方法使晶格能量最小化，同时保持平均lp恒定。在结构演变期间，当模拟系统经历1次尝试原子交换/原子时，可以改变平均lp。相对于原子之前位置，原子被交换到新位置。可以从任何晶格位置，相邻位置，其他亚晶格或间隙位置，随机选择原子。交换可以在两个原子之间、原子和空位之间或原子簇之间。除了原子交换之外，可以执行不同局部结构构型之间的交换，其将在该mc应用程序在不同温度下运行期间连续演变。可以按概率接受两种原子构型之间的交换，该概率默认由已建立的metropolis型mc作为默认自动方法来给出。在一次接受的原子交换之后，该结构再次传送到晶格能量最小化技术，直到结构进行演变。

在mc应用程序执行的手动(或用户辅助)模式操作期间，系统100能够完成以下过程：

1.在固定lp的情况下用cg/hftn方法使晶格能量最小化

2.混合mc技术，如用户限定的原子交换之间的npt/nvt平衡步骤

3.超过2次原子交换、副本交换(replicaexchange)，簇交换方法等

4.在一个或多个原子交换之间通过npt间歇模拟lp的弛豫

在mc应用程序的用户辅助模式操作期间，相对于原子之前位置，原子被交换到新位置。可以从任何晶格位置，相邻位置，其他亚晶格或间隙位置，随机选择一个或多个原子。交换可以在两个原子之间、原子和空位之间或原子簇之间。除了原子交换之外，还可以执行不同局部结构构型之间的交换，其将在该mc应用程序在不同温度下运行期间连续演变。两个原子构型之间的交换可以通过概率接受，该概率是由metropolis/glauber/斯温森-王(swendsen-wang)等类型的mc标准计算的。

在执行上述技术时，涉及合金材料特定的多种原子元素及其相关组成的一种或多种性质通过使用原子位置输出和热力学输出中的至少一个来预测。

通过提取mc输出结构的原子坐标和原子类型来生成原子位置输出。通过对经演变的局部结构坐标进行后处理，可以识别sro/src的任意痕迹，可以量化局部应变和原子弛豫位移，并且可以获得缺陷簇演变、局部化学组成的形态变化、结构演变序列等。还可以进行定向局部组成扫描、sro/src/纳米沉淀物形态的量化。

换言之，原子位置输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的局部组成、多种原子元素的短程有序/短程聚类(sro/src)、多种原子元素的局部原子结构的晶格畸变、多种原子元素的局部原子结构的局部应变、一个或多个缺陷、多种原子元素的纳米簇、包括多种原子元素分布的一个或多个形态变化、一个或多个相区(pf)参数[例如，微米和毫米尺度参数(或一个或多个多尺度建模技术)]、多种原子元素中的一个或多个相或簇界面、合金材料的演变序列、合金材料结构演变的实时尺度预测。

通过分析mc演变结构，可以得到热力学性质，如晶格势能、δh(焓变化)、δg(吉布斯自由能变化)、δs(熵变化)、sfe(堆垛层错能)、局部热力学变化与mc序列、内能和声子。而且，可以定量/半定量地获得sro/src/纳米沉淀物相对于相邻基质的界面能。

换言之，热力学输出包括如下中的至少一个：多种原子元素的晶格势能、多种原子元素的焓变化、多种原子元素的吉布斯自由能变化和多种原子元素的熵变化、多种原子元素的堆垛层错能(sfe)、多种原子元素的局部热力学变化、以及多种原子元素的声子。

系统100还能够进行性质预测而无需分子动力学，其中，可以获得某些机械性质而无需进行任意其它md模拟。这可以包括：由于sro/src/纳米沉淀物的形成导致对合金基质中的分散体、相对形态和其数量密度进行了额外强化。此外，堆垛层错能、局部晶格畸变和晶格势能的变化等可以提供关于合金机械性质的定性/半定量信息。

在一实施方式中，mc演变的结构可以包含sro/src或纳米沉淀物，其为合金增加额外的强度。将经演变的结构的局部势能的变化与在mc之前的初始结构进行比较。内部势能的该变化可能与强化效果有关。而且，从“原子位置输出”获得的纳米沉淀物/sro之间的平均尺寸和间距可与由于位错活动导致的强化效果有关。

通过mc模拟、相区和微结构建模参数显示sro/src/纳米沉淀物的生长或演变的系统对于多尺度微结构建模是重要的。sro/src/纳米沉淀物的“表面能”和形态“各向异性强度”可用于相区建模。此外，sro/src/纳米沉淀物的生长和局部组成方面可以通过多尺度建模法(如元胞自动机等)对更大的微米级微观结构进行建模。

通过适用于不同类型的性质预测的不同类型的md方法模拟所获得的原子结构，系统100能够利用分子动力学进行性质预测。这些预测的性质可以是如下类型，例如，但不限于：强化效果、位错迁移率(dislocationmobility)、断裂、塑性、内聚区建模(czm)、纳米压痕、磨损和辐射/缺陷损伤相关性质等。

换言之，利用分子动力学的性质预测可以通过如下进行：(i)添加线缺陷和位错、(ii)执行变形应力应用程序、(iii)使用强化输出、(iv)创建断裂表面/界面、(v)执行断裂/剥离应力应用程序、(vi)使用断裂相关输出、(vii)执行压痕模拟、(viii)执行划痕模拟、(ix)使用磨损性质、(x)粒子轰击、(xi)辐射损伤等。

添加线缺陷和位错：创建线缺陷(如边缘、螺旋或混合位错的)，并引入其它结构缺陷(例如空位或间隙环)。

变形应力应用程序执行：金属/合金的机械性质可以通过移动如上所述创建的位错来获得。通过保持底表面原子固定，使得模拟系统经受位错移动(dislocationmovement)，在顶表面原子上以剪切模式执行应力应用程序，，并且可以获得所需的剪切水平。

强化输出：强化是指所研究材料的变形应力相对于通过纯元素由混合规则预测的变形应力的平均比率。强化的方法可以来自涉及位错移动或纳米压痕等的模拟。而且，在施加不同应力水平的情况下，位错移动的速度给出了位错迁移率参数，其可以用于涉及位错动力学和晶体塑性的多尺度建模。在一个示例性实施方式中，所获得的结果本质上可以定量或半定量。

断裂表面/截面创建：可以在正在研究的系统中创建用于断裂的缺口，并且创建用于断裂/剥离(debond)研究的双材料界面。可以通过在特定晶体输入方向上删除一些原子来创建缺口。

断裂/剥离应力应用程序执行：对于断裂模拟，以不同的用户输入加载方向和模式，对原子结构施加应力。拉伸或剪切应力可以施加到某些特定的表面原子，同时保持相对表面原子固定。

断裂相关输出：通过在缺口和界面处施加应力，可以获得各种晶体取向和应力加载模式的应力与变形/剥离曲线。这给出了断裂能量和czm能量的定量/半定量对用于剥离、延展性指示等的意见。通过保存结构坐标来捕获断裂应力应用程序期间的原子结构变化。这表示在应力下的断裂/剥离中的局部应力水平和/或任意局部结构相变。所考虑的变形/断裂系统也可以通过纳米压痕模拟来完成，并且还可以从压痕获得关于塑性和断裂的定量/半定量意见。

压痕模拟：在无尺度(non-scale)压痕模拟中，相互刚性的一组原子/金属原子压头可以作为一个块，合金材料可以作为第二个块处理。原子的第一个块可以通过所施加的位移/外力在第二个块上压/缩。将原子的第二个块上的相应原子运动存储为3维坐标和内应力。从局部坐标和内应力获得的塑性变形状态传送到与强化、塑性和断裂韧性有关的输出。

划痕模拟：纳米级划痕模拟可以通过将原子分成两组来进行，即，划痕压头和所研究的合金。类似于“压痕模拟”，原子的第一个块可以通过所施加的位移/外力在第二个块上压/缩。然后，给第一压头模块向着原子的第二个块的长度的横向位移。在压头位移期间，保存原子坐标以计算压头的塑性变形和材料上拉(materialpull-up)。

磨损性质：通过“划痕模拟”技术生成原子结构坐标系。通过对压头的内部/表面塑性变形和材料上拉进行分析，获得了耐磨性的定量/半定量测量。

粒子轰击：该模拟技术能够模拟将不同质量和能量的原子/粒子射向金属/合金的原子结构的块/表面的现象。此处，用户可以限定粒子轰击参数，例如，粒子质量、角度、速度等。保存所研究系统的原子坐标以进一步分析辐射损伤。输出结构可以再次连接至“蒙特卡洛应用程序”以加速局部结构演变。

辐射损伤：采用来自粒子轰击技术的结构坐标数据，其中，对原子坐标进行分析并指出由“粒子轰击”产生的局部结构缺陷/辐射损伤的类型。辐射损伤的量化基于合金原子结构中产生的空位/间隙位置/空位环/局部堆垛层错的数量。

上述模拟技术的实验验证：

在本公开中，已经对所开发的开发结构演变和性质预测进行了测试，用于充分表征的等原子ta0.25nb0.25hf0.25zr0.25高熵合金(hea)系统(或结构)。该合金含有高熔点耐火元素，并且该类型的hea是用于功能应用和航空航天应用等的高温和高强度材料的潜在候选。已经充分表征了关于高温退火的局部化学组成、平均结构类型、晶格参数和局部真实结构。长期退火热处理对机械性质如硬度、强度和延展性的影响也已经以实验方式进行测量。

在上述情况下，通过混合蒙特卡洛(mc)应用程序在升高/高温下进行“结构演变”。然后，将包括各种类型的src的演变结构传送到“性质预测”，其中对与组成、热力学和机械强化相关的性质进行提取。

模型结构输入和应用方法

上述情况下，讨论用于高熵合金ta0.25nb0.25hf0.25zr0.25的局部纳米结构演变的模拟方法以及合金的评估佩尔斯应力(peierlsstress)/临界分辨剪切应力(crss)与合金的构成金属的比较。后续部分描述了初始结构相关要求、用于局部结构演变和性质预测的方法。

结构输入：

为了启动该结构演变和性能预测技术，需要合金的平均结构类型、总化学组成、md势(可由该程序产生/外部提供)和热处理温度。将实验获得的的晶格参数(lp)作为合金材料的起始值。可以使用费伽(vegard's)/泽恩(zen)定律从元素晶格参数或原子体积的混合规则中获取初始lp。通过创建尺寸为18×18×18个单元的包含11664个原子的超晶胞来创建合金系统，所述超晶胞向着<100>型方向取向。通过产生随机数，该固溶体结构的原子位置指定为具有适当原子组成的统计学随机分布的固溶体结构。另外，创建了另一结构，其按x：[111]，y：[-110]和z：[-1-12]方向取向，基本上沿滑移方向[111]和边缘位错滑移面(-110)取向。该第二结构具有48000个原子。这两种结构都经受局部结构演变，然后传递到性质预测部分。然而，初始结构可以含有随机顺序或某些预定义sro/src顺序的原子。该结构还可以包含缺陷，如线缺陷(边缘、螺旋或混合位错)，或者结构缺陷，如空位环或间隙原子。

对于分子静力学/动力学模拟，需要eam型势，其基本上由三部分组成：原子周围的电子密度、嵌入函数和成对相互作用。通过由精确的物理参数获取输入来创建势，物理参数为：例如，如上所述，内聚能、空位形成能、晶格参数、原子半径、二阶弹性刚度常数、各向异性比、与元素ta、nb、hf和ze相关的适当的成对相互作用公式。

结构演变方法

将已经初始化的结构传递至蒙特卡洛应用程序，其中附加输入来自热处理方案。初始化的tanbhfzr合金材料在2000k温度下经受热处理退火。为此，对初始平均结构的lp进行调整。使含有11664个原子的合金材料经受npt平衡100ps的模拟时间，并经受200-1500k的宽且离散的温度范围。所获得的合金晶格参数随后通过回归进行拟合，并且还获得了热膨胀系数的定量/半定量估计。在2000k下进行退火的合金的lp是从数据拟合的外推线性曲线获得的。

然后用新拟合的lp重建上述结构用于感兴趣的温度。在此之后，采用蒙特卡洛(mc)应用程序方案。使用共轭梯度法对上述重建结构进行能量最小化，并记录所研究系统的势能。然后，挑选两个随机原子并将它们的位置互换(或交换)，并使所研究系统进行最小化处理。再次记录势能，然后基于势能的值，根据metropolis型mc标准接受或拒绝原子的这种交换。lp在所有的能量最小化和mc交换过程中保持不变。重复该过程，直到尝试原子交换的次数约为524880。

性质预测方法

由上述方法演变的结构包括原子坐标和元素类型。由sro/src/纳米沉淀物形成引起的模拟结构的局部组成演变可以定量/半定量地进行计算。如上所述，对于tanbhfzr合金，这通过将空间坐标划分为宽度为的仓(bin)来完成。对每个仓中各元素种类的原子数进行计数，得到原子分数，由此得到局部组成。

随着mc步骤的运行或执行，还在mc应用程序执行的每次/指定间隔后进行保存所研究系统的内部势能。然后计算每个原子的势能的相对变化，提供所研究系统的焓变化(δh)的量度。通过扫描结构的局部组成，或相对于(也称为w.r.t，并且可在下文中互换使用)原子的局部邻域在不同种类之间的键数来计算构型熵(δsconf)的变化。

所研究的合金强化可以通过两个主要路径来确定：一个是“预测而无需md”，另一个是如上所述的通过引入额外缺陷和位错的“利用md的预测”。在该情况下，对两种方式都进行了简要探讨。实验发现，随着tanbhfzr在2073k下长时间退火，硬度和屈服强度(ys)分别增加了65％和75％。用于实际验证目的的实验是在非常接近模拟中所用温度的温度(相差接近于3.5％)下进行的。这可以通过由实验表征以及mc结构演变模拟发现的src所引起的局部晶格势能/焓的变化来解释。

除了由于长期退火导致的强化之外，在合金的初始形成阶段，发现相对于由元素成分的混合规则获得的强化值约4.9的强化因子。通过将边缘位错引入通常所观察的滑行面中并将位错加压至到剪切滑移方向来解释该固溶体硬化现象。模拟并记录纯元素以及随机固溶体合金和含有src的演变结构中使位错移动/滑行所需的应力。所有这些都是通过如上所述的“利用md的性质预测”下的第二组md模拟来完成的。

模拟结构的输出验证

在该部分中，在该情况下，来自该结构演变和性质预测技术的模拟结果已经与在tanbhfzr合金系统上以实验方式获得的表征和测量进行了比较。模拟结果及其验证已经根据如下示例性实施方式进行呈现：

结构演变

md势(mdp)文件创建/生成

为该合金生成/创建的eam型md势文件是基于精确/适当的元素输入参数，例如但不限于：内聚能、未弛豫的空位形成能、晶格参数、原子半径、二阶弹性刚度常数、适当的成对相互作用公式。下表1显示了输入，已经将合金的eam势文件(或mdp文件)制成表格。

表1：所创建eam势(或mdp)文件的物理输入参数：

在上表1中，ec是内聚能，ef是未弛豫的空位形成能，c11、c12和c44是立方体系的二阶弹性常数。

热处理方案

给出热处理/退火的温度作为输入(用户进行选择)。退火温度可以保持恒定，或者由结构演变序列到序列来变化。此处，所研究的系统在2000k下演变。退火温度保持恒定，并且进行mc结构演变，直至发生约45次尝试原子交换。

初始结构平衡：

所研究合金组合物的晶格参数首先以初始结构平衡技术进行确定。获得任意给定热处理温度下的合金平均lp。参考图1至图2，图3描绘了根据本公开实施方式，表示合金材料(例如，tanbhfzr合金材料)的晶格参数(lp)相对于不同温度的拟合直线图的图示。确定在2000k下退火的平均结构lp为

在初始晶格参数固定的情况下，制造(或创建)尺寸为～6.3x6.3x6.3nm³的包含11664个原子的合金材料超晶胞。参考图1至图3，图4描绘了根据本公开实施方式的包含合金材料的金属原子元素的初始空间构造，其具有统计学上随机分布的固溶体。在图4中，分别地，元素ta以小黑点(.)表示，元素nb以加号符号(+)表示，元素hf以略大的黑点(●)表示，并且元素ze以实心方块表示。

通过系统100实施蒙特卡洛应用程序：

此处，选择mc模拟的自动结构演变，并且在某些mc原子交换后，结构如图5和图6所示呈现。此处，结构演变的mc模拟在2,000k进行。图5和图6依续放置，从而提供大部分zr和一些hf浓度丰富的局部短程聚类演变的视觉印象。更具体地，参考图1至图4，图5描绘了根据本公开示例性实施方式，在2000k演变直至14次尝试mc交换/原子的tanbhfzr的局部原子结构。更具体地，参考图1至图5，图6描绘了根据本公开示例性实施方式，在2000k演变直至28次尝试mc交换/原子的tanbhfzr的局部原子结构。ta、nb、hf和zr原子(或原子元素或化学元素)用不同的符号绘制，如图5和图6所示。在图5和图6中，分别地，元素ta以小黑点(.)表示，元素nb以加号符号(+)表示，元素hf以略大的黑点(●)表示，并且元素ze以实心方块表示。结构演变序列由每个原子尝试mc交换的次数表示。换句话说，图5和图6显示出了具有14次和28次尝试mc交换/原子的经局部演变和热处理的结构。原子结构以其周期性邻域进行图示，以使src的效果随其组成和方向效应变得可见。具有不同符号的不同构成元素的绘制方案保持与图4相同。

结构输出：

在运行mc应用程序进行结构演变时，原子坐标文件会以某些间隔进行保存。这些结构输出文件具有作为数据文件的所有原子的3d空间坐标及其元素类型和原子编号。此外，在整个mc应用程序模拟或mc应用程序的执行中记录内部势能、mc交换概率和交换原子的原子编号。

性质预测：

原子位置输出：

将3d原子坐标和各个原子元素类型保存为数据文件，并且原子首先以不同的数据符号进行可视化。第一眼看到图5和6时，可以发现zr和hf原子具有聚类在一起的趋势，而zr显示出更多的这种趋势。整个模拟系统缓慢形成出现在{100}晶面组中的互连定向src。实验上，在经热处理的tanbhfzr合金上的高分辨率透射电子显微照片中也发现了类似的纳米结构特征。参见图1至图6，图7a描绘了根据本公开示例性实施方式，退火1天的合金短程聚类(src)所产生的局部结构域状特征。参见图1至图7a，图7b描绘了根据本公开示例性实施方式，退火4天的合金短程聚类(src)所产生的局部结构域状特征。在图7a和图7b的插图中，还包括选定区域电子衍射(saed)图案(由702表示)，其显示出平均体心立方结构的主斑点图案以及一些弥散条纹(在7a中用微小合金显示)，表明存在定向sro/src。

图7a和7b中描绘的高分辨率透射电子显微镜(hrtem)图像显示出与通过系统100执行并实现的mc应用程序得到的模拟演变结构非常相似。模拟纳米结构和实验纳米结构之间的相似性是根据演变的src的方向性、其逐渐增长和互连性而发现的。上述模拟和实验图显示，随着退火时间的延长，src生长并相互接触，使得合金基质被划分为立方体状局部域。

通过原子探针层析(apt)，由组成映射(compositionalmapping)实验测量经退火的tanbhfzr合金中src上的局部元素组成。如图8所示，相对于空间距离，呈现出原子分数的组成扫描。参考图1至图7b，更具体地，图8描绘了显示根据本公开示例性实施方式，由经退火的tanbhfzr合金材料的原子探针层析(apt)重建以实验方式获得的平面src上的局部原子分数的图示。类似地，在图9中绘制了相对于空间距离由mc演变结构获得的src上的局部原子分数。参见图1至图8，更具体地，图9描绘了显示根据本公开示例性实施方式，由经退火的tanbhfzr合金材料的蒙特卡洛(mc)结构演变和归类分析获得的平面短程聚类(src)上的局部原子分数的图示。通过如上述说明中所讨论的归类分析来提取来自mc演变结构的局部组成。

从实验和模拟中可以发现，与周围的合金基质相比，经演变的src富含zr浓度并且ta和nb浓度耗尽。实验和模拟也显示出hf共聚类与zr的一定程度的相似；并且src的半峰全宽(fwhm)还与实验和模拟中的局部组成相当(大约)。

热力学输出：

在通过mc应用程序执行使结构进行的同时，记录在每次mc原子交换之后势能。相对于第一种构型的势能相对变化在此描述为热力学焓的变化(δh，以电子伏特/原子为单位)。图10显示了在2000k下演变的模拟tanbhfzr平均合金材料的δh的变化与尝试mc交换的次数/原子的关系。参考图1至图9，更具体地，图10描绘了说明根据本公开示例性实施方式，在2000k下经mc演变的tanbhfzr合金材料的热力学焓变化的图示。

预测而无需分子动力学(md)：

在该类型的性质预测中，合金材料可能不会经受任意的进一步md模拟以预测其它材料相关性质。

由于sro/src导致的强化：

实验发现：在tanbhfzr合金材料进行退火时，屈服强度显著上升，如图11所示。参考图1至图10，更具体地，图11描绘了说明根据本公开的示例性实施方式，tanbhfzr合金材料的压缩屈服强度和延展性(对于断裂的峰值应变)随退火时间而变化的图示。此处，计算了通过形成src引起的晶格能量的变化。如果引入铺设在{100}型平面上的一个平面src，则晶格势能的局部变化计算为62mev/原子。这会影响位错移动的局部障碍，因此会影响计算的1079mpa的额外强化效果，该值接近实验测量值995mpa。

利用md预测：

在该类型的性质预测中，额外的md技术应用在来自结构演化部分的mc演化结构上。此处，在该情况下，如下所述，已经对tanbhfzr合金中合金强化的效果进行分析。

添加位错：

在不同的mc演变结构中，将边缘型位错引入bcc结构中通常出现的滑移方向[111]和边缘位错滑移面(-110)中。所提及的位错创建细节在说明书的上文中进行了讨论。然而，在引入位错之前，具有约48000个原子的合金和纯元素结构以其周期性图像进行复制，使所研究系统的体积(也称为suc，并且可在下文中互换使用)增加为其原始体积的2x2x2＝8倍。这适用于合金的纯元素(例如ta和nb)、初始合金材料和经退火的合金。nb和经退火的tanbhfzr合金材料中产生的位错线分别显示于图12和图13中。参考图1至图11，更具体地，图12描绘了根据本公开实施方式，在纯金属原子元素(例如纯nb)中引入的边缘位错线。参考图1至图12，图13描绘了根据本公开实施方式，在mc演变tanbhfzr合金材料中引入的边缘位错线。位错缺陷的连续线以白色原子可见，而基质原子是灰色原子点，保留了局部bcc的结构的对称性。合金中的位错线本质上看起来是局部变形的，这表明/表示合金的局部变形平均晶格结构。

变形/剪切：

所引入的位错产生在suc的中间，然后剪切力施加在原子块的顶表面上，同时保持底表面原子固定。对于具有不同结构演变程度的系统，该类型的md模拟在不同剪切应力水平下进行。参见图1至图13，图14a-14b显示了根据本公开示例性实施方式，在施加剪切应力的情况下位错线(从左到右)的移动。更具体地，图14a-14b显示了在5次尝试mc交换/原子的mc演变tanbhfzr合金材料中的边缘位错(从左到右方向)的移动。对于所有研究中的系统(或suc)，记录使位错移动所需的最小剪切应力[称为临界分辨剪切应力(crss)]。由于局部晶格畸变，位错核心仍然是扭曲的。此外，由于位错线与src演变的相互作用，位错线从其初始的线性特性偏离到相当之字形的特性。

强化性质：

以50k获得的不同纯元素和演变合金系统的crss值列于表2中。表2给出了合金强化效果的定量/半定量测量。以实验方式观察到：tanbhfzr的初始合成条件下的硬度和压缩屈服强度分别为3575mpa和1315mpa，分别是由混合规则所预期的2.4和4.9倍(强化因子)。退火处理后，屈服强度达到2310mpa的最大值。类似地，从利用md模拟的性质预测获得的crss值(表2)，可以看出在该值中存在类似的增加趋势。还模拟了纯元素(如ta和nb)的crss值，用于与实验获得的值和强化因子的计算进行比较。模拟获得的ta和nb的crss值与实验值接近显示出所开发的eam势的优良性。可以发现，初始tanbhfzr合金材料的crss是超过纯元素的2倍。而且，合金的crss值随着mc交换次数/原子而增加。这对应于由于形成src量的增加而导致的合金的额外强化效果，其已经也在实验上发现并显示于图11中。

表2：在50k的tanbhfzr合金和纯元素的模拟crss值：

所写的说明书描述了本文的主题，以使本领域技术人员能够制造和使用实施方式。主题实施方式的范围由权利要求限定，并且可以包括本领域技术人员想到的其他修改。如果这些其他修改具有与权利要求书的书面语言并无不同的类似元素，或者如果它们包括与权利要求的字面语言无实质差别的等效元素，则它们旨在落入权利要求的范围内。

应当理解，保护的范围扩展到这样的程序，并且除了其中具有消息的计算机可读装置之外；当程序在服务器或移动装置或任何合适的可编程装置上运行时，这种计算机可读存储装置包含用于实现该方法的一个或多个步骤的程序代码装置。硬件装置可以是可被编程的任何种类的装置，包括例如任何种类的计算机，如服务器或个人计算机等、或其任何组合。该装置还可包括例如硬件装置，像例如专用集成电路(asic)、现场可编程门阵列(fpga)或硬件和软件装置的组合，例如asic和fpga，或至少一个微处理器和软件模块位于其中的至少一个存储器。因而，该装置可包括硬件装置和软件装置两者。本文中所描述的各方法实施方式可在硬件和软件中实现。该装置还可包括软件装置。替代地，各实施方式可以在不同的硬件装置上实现，例如使用多个cpu实现。

本文中的各实施方式可包括硬件和软件元件。在软件中实现的实施方式包括但不限于固件、驻留软件、微代码等。由本文中所描述的各种模块执行的功能可在其他模块或其他模块的组合中实现。出于本说明书的目的，计算机可使用或计算机可读介质可以是能够包括、存储、通信、传播、或传输程序的任何装置，该程序用于被指令执行系统、设备或装置使用或与其连接。

所解说的步骤被陈述为解释所示的示例性实施方式，并且应当预期正在进行的技术发展将改变执行特定功能的方式。出于解说性而非限制性目的，本文中呈现了这些示例。此外，为了便于描述，本文中任意定义了这些功能构建块的边界。可以定义替代边界，只要适当地执行指定的功能及其关系即可。基于本文中包含的教导，替换方案(包括本文中描述的那些实施方式的等同物、扩展、变化、偏差等)对于相关领域的技术人员而言将是明显的。此类替换方案落入所公开的实施方式的范围和精神内。同样，词语“包括”、“具有”、“包含”和“含有”及其他类似形式旨在在含义上等同并且是开放式的，在这些词语中任意一个之后的一个或多个项目并不意味着这一个或多个事项的穷举或意味着仅局限于所列举的一个或多个事项。还必需注意到，如本文以及所附权利要求中所使用的，单数形式的“一个”、“一种”以及“该”包括复数引用，除非上下文另外明确地指出并非如此。

此外，一种或多种计算机可读存储介质可用于实现与本公开一致的实施方式。计算机可读存储介质指其上可存储能通过处理器读取的信息或数据的任何类型的物理存储器。因此，计算机可读存储介质可存储用于由一个或多个处理器执行的指令，包括用于使(诸)处理器执行与本文中描述的实施方式一致的步骤或阶段的指令。术语“计算机可读介质”应该被理解为包括有形项，并且不包括载波和瞬态信号(即是非瞬态的)。示例包括：随机存取存储器(ram)、只读存储器(rom)、易失性存储器、非易失性存储器、硬驱动器、cdrom、dvd、闪存驱动器、磁盘、以及任何其他已知的物理存储介质。

本公开和示例应仅视为示例性的，所公开实施方式的真正的范围和精神由所附权利要求书来说明。