Анизотропное фазовое превращение в кристаллическом сплаве B2 CuZr

Введение

Объемные металлические стекла (BMG) привлекли значительное внимание благодаря своим превосходным механическим и физическим свойствам, таким как высокая прочность, эластичность, высокая твердость в сочетании с отличной коррозионной стойкостью и т. Д. [1,2,3,4]. Тем не менее, они обычно выходят из строя в результате катастрофического хрупкого разрушения через полосы локализованного сдвига [5, 6]. Этот недостаток был до некоторой степени преодолен в некоторых объемных композиционных материалах на основе металлического стекла (BMGC) на основе CuZr, усиленных пластичными частицами CuZr фазы B2 [3,7,8,9,10,11]. Более того, некоторые кристаллические выделения CuZr B2 будут образовываться в результате кристаллизации в стекле CuZr под нагрузкой, а затем претерпевают двойникование и скольжение дислокаций, вызывая изменение механических свойств BMG, как было обнаружено в эксперименте [12]. Чтобы упрочнить ОМЗ выделениями CuZr фазы В2 и разработать высокоэффективные ОГМ, в первую очередь необходимо уточнить деформационное поведение CuZr фазы В2.

Фаза B2 CuZr - это своего рода сплав с памятью формы, который обладает способностью восстанавливать свою первоначальную форму в определенных термомеханических условиях [13, 14], что отличается от традиционных кристаллических материалов, в которых дислокационное скольжение или двойникование является основным механизмом деформации. [15,16,17]. Расчет из первых принципов, основанный на теории функциональной плотности, может использоваться для изучения процесса адсорбции [18,19,20] и межфазных свойств [21, 22], но не может применяться для изучения динамической эволюции поведения фазовых переходов из-за к ограничению шкалы расчета. Моделирование молекулярной динамики (МД) является эффективным методом изучения механических свойств и деформационного поведения материалов [23,24,25,26,27,28,29,30,31]. Сутракар и Махапатра исследовали влияние размеров поперечного сечения и температуры на фазовое превращение в нанопроволоке Cu-Zr, а также асимметрию растяжения-сжатия с помощью МД-моделирования [32,33,34] и получили некоторые ценные результаты. Например, начальная фаза B2 преобразуется в объемно-центрированно-тетрагональную (BCT) фазу за счет зарождения и распространения плоскости двойникования {100}. Amigo et al. использовали два вида потенциалов [35, 36] в своих МД-моделированиях для исследования поведения фазовых превращений и обнаружили, что один дает мартенситное превращение из структуры B2 в структуру BCT, а другой нет [13].

Известно, что анизотропия кристаллов играет важную роль в деформации материалов. Различные механизмы деформации могут играть доминирующую роль во время деформации, когда нагрузка прикладывается вдоль разной ориентации кристалла [37]. Например, идеальное скольжение дислокаций и двойникование являются основными механизмами деформации наноиндентирования на поверхностях (001) и (111) нитрида ванадия (VN) с цилиндрическим индентором [38, 39] соответственно, демонстрируя очевидную анизотропную пластичность. Для нанопроволоки железа с ОЦК фазовое превращение демонстрирует сложную зависимость от кристаллографической ориентации, вдоль которой прикладывается нагрузка, проволока с ориентацией <001> демонстрирует преобразование ОЦК → ГЦК, но проволока с ориентацией <011> и <111> следует по ВСС → Трансформация HCP [40]. Массив атомарного распределения в структуре B2 аналогичен массиву в структуре BCC, но в структуре B2 есть два типа элементов. Кристаллическая ориентация армирующих частиц в BMG обычно разрознена, поэтому направление нагружения должно по-разному влиять на эффект упрочнения различных частиц. Таким образом, необходимо изучить деформационное поведение улучшенных частиц при нагрузке в разных направлениях.

Одноосное растяжение и сжатие как два основных режима нагружения, которые обычно используются для оценки основных механических свойств материалов. В этой работе проводится серия МД-моделирования испытаний на одноосное растяжение и сжатие кристаллического CuZr B2 вдоль ориентаций [001], [110] и [111] для изучения зависимости фазового превращения от ориентации нагрузки, а также растяжения и сжатия. (T / C) асимметрия.

Методы

Хорошо известный метод погруженного атома (EAM) [41] выбран для описания межатомной силы системы Cu-Zr. Потенциал ЕАМ широко используется для исследования механического поведения металлов и их сплавов [42,43,44,45,46]. Основываясь на структуре EAM, Менделев и его коллеги идентифицировали и оптимизировали потенциальные параметры трижды в 2007 [35], 2009 [36] и 2016 [47]. В данной работе используются параметры последней версии межатомного потенциала Cu-Zr [47], разработанной в 2016 году. Эти параметры могут дать более реалистичную стабильную и нестабильную энергию дефекта упаковки по сравнению с параметром, разработанным в 2009 г. [36], и могут лучше описать свойства кристаллического CuZr.

Три образца с осевым нагружением z вдоль [001], [110] и [111] подготавливаются, соответственно, как показано на рис. 1. Перед загрузкой используется алгоритм сопряженного градиента (CG), чтобы минимизировать энергию системы для достижения оптимизированной стабильной конфигурация. Механические испытания моделируются при комнатной температуре 300 К. Затем система расслабляется с помощью изотермино-изобарного ансамбля NPT при T =300 K в течение 20 пс для достижения состояния равновесия при отсутствии давления. Обнаружено, что влияние скорости деформации нанополикристаллического материала становится незначительным, когда скорость деформации изменяется в диапазоне от 5 × 10 ⁸ и 1 × 10 ⁹ s ⁻¹ , поэтому скорость деформации задана как 1 × 10 ⁹ s ⁻¹ всесторонне учитывая как точность, так и эффективность вычислений [48, 49]. Следовательно, каждый образец растягивается / сжимается в z -направление при скорости деформации 10 ⁹ s ⁻¹ во время загрузки; Между тем, используется ансамбль NPT с баростатом Нос / Гувера [50] для поддержания свободного давления в x - и y -направления. На этапах релаксации и нагружения периодические граничные условия применяются в x -, y - и z -направления.

Образцы с осью z вдоль a [001], b [110] и c [111], раскрашенные атомным шрифтом

Анализ общих соседей (CNA) [51], алгоритм для характеристики локальной структурной среды, обычно используется как эффективный метод для классификации атомов в кристаллической системе. Расстояние до второго ближайшего соседа в BCC-структуре всего на 15% больше, чем до ближайшего; поэтому метод CNA будет терять некоторую надежность при наличии сильных тепловых колебаний и деформации. Чтобы преодолеть этот недостаток, был предложен метод согласования полиэдрического шаблона (PTM) для классификации локального структурного окружения частиц и определения локальной кристаллической структуры простых конденсированных фаз (FCC, BCC, HCP и т. Д.) [52]. По сравнению с CNA [51], метод PTM обещает большую надежность при наличии сильных тепловых флуктуаций и деформаций [52]. Структуры B2 и BCC имеют аналогичное атомное расположение; следовательно, идентифицированная этим методом структура BCC на самом деле является структурой B2. После анализа локальной микроструктуры для данных, полученных с помощью МД-моделирования с помощью PTM, атомы окрашиваются в соответствии со следующими правилами:синий для структуры BCC (B2), зеленый для структуры FCC, красный для дефектов упаковки или структуры HCP, фиолетовый для простой кубической структуры. (SC), а белый - для границ зерен или ядер дислокаций. Следует отметить, что однослойные, двухслойные и сплошные многослойные красные атомы представлены как двойная граница, дефект упаковки и структура ГПУ соответственно. Локальные области, содержащие красные, зеленые, синие и белые атомы, аморфны.

В качестве дополнительного метода анализа микроструктуры, параметр центросимметрии (CSP) используется для описания локального беспорядка [53]. Для каждого атома CSP рассчитывается по следующей формуле:

где N = 12 или 8 - количество первых ближайших соседей центрального атома в структуре FCC или B2, а R _я и R _{я + N / 2} - векторы от центрального атома к определенной паре ближайших соседей. CSP равен нулю для атома, ближайшие соседи которого находятся в узлах идеальной решетки. Если поблизости от атома есть дефект, такой как вакансия или дислокация, CSP атома станет намного больше, чем вызванное локальным колебанием атома. Открытое программное обеспечение Ovito, разработанное Стуковски [54], используется для отображения атомных конфигураций.

Результаты и обсуждения

Кривые напряжение-деформация

На рисунке 2 показано напряжение-деформация ( σ - ε ) кривые для B2 фазы CuZr при одноосном растяжении и сжатии вдоль [001], [110] и [111]. Можно отметить, что напряжение больше, чем в эксперименте [55], потому что (1) шкала времени, используемая в моделировании МД, отличается от используемой в эксперименте, что приводит к гораздо большей скорости вдавливания, чем в эксперименте; и (2) дефекты, включая точечные дефекты, дислокации, границы зерен и т. д., не учитываются при моделировании. На начальном этапе эти кривые развиваются линейно, а затем показывают разные тренды. После первого пика эти кривые можно разделить на три группы. В группе I кривые быстро падают до низких уровней напряжения, таких как сжатие по [110] и [111]. В группе II напряжения падают на платформу и колеблются с увеличением деформации после первого пика, например, растяжение вдоль [001], [110] и сжатие вдоль [001]. Затем кривые поднимаются к своим вторым вершинам перед окончательным резким падением. В группе III кривая быстро падает до низкого уровня напряжения, а затем колеблется по зигзагообразной схеме, такой как напряжение вдоль [111]. Перед первым пиком образцы остаются в структуре B2, и явного скольжения дислокаций и двойникования не наблюдается, что можно рассматривать как упругую деформацию. В линейно-упругой стадии модуль Юнга E можно получить, установив наклон каждой кривой в диапазоне 0,00 < ε <0,02 и перечислены в таблице 1, где видно, что ориентация [001] является самой мягкой, а [111] - самой жесткой. Это согласуется с результатами для объемного ОЦК-железа [40]. E Размер образца при сжатии больше, чем при растяжении, за исключением ориентации [001], что согласуется с тем, что наблюдается в монокристалле Cu [56], что следует приписать более высокому трению при сжатии [56]. Остальные кривые на упругой стадии при сжатии явно отклоняются от таковой при растяжении, что следует объяснить асимметричным растягивающим и сжимающим характером межатомного потенциала [57]. После первого пика неясно, следует ли объяснять деформацию скольжением дислокаций или фазовым превращением; следовательно, эту область нельзя рассматривать как неупругую или пластическую Т / С асимметрию, которая отличается от других работ [57,58,59]. В проточном сечении будут подробно рассмотрены механизмы деформации образца, подверженного нагрузкам в разных направлениях.

σ - ε кривые образцов при растяжении (Т) и сжатии (В). а [001], b [110] и c [111]

Поведение при сбое

На рисунке 3 показаны атомные структуры и функции радиального распределения (ФРР) образцов, подвергнутых сжатию по [110] и [111], у которых σ - ε На рис. 2 показаны кривые, обозначенные как [110] C и [111] C. На рис. 3a, d показаны исходные образцы [110] и [111] после релаксации при 300 K, где видно, что атомы в структуре B2. Когда ε увеличивается до 0,115 или 0,125 для [110] C и [111] C соответственно, появляется область со смешанными структурами, как показано на рис. 3b, f. Структура в смешанной зоне определяется как смешанная фаза. Зарождение смешанной фазы соответствует стадии быстрого спада кривых [110] C и [111] C на рис. 2b, c, которая отмечена стрелками. Следовательно, преобразование локальной структуры из B2 в смешанную фазу вызывает быстрое падение напряжения. На стадии протекания изменение объемной доли смешанной фазы является основным механизмом для адаптации к дальнейшей деформации, локальным структурам в образцах при сжатии вдоль [110] и [111] при ε =0,25 показаны на рис. 3в, ж соответственно. Чтобы указать структуру в смешанной области, функция радиального распределения ( RDF ), г ( г ) образцов при сжатии по [110] и [111] при различных деформациях показаны на рис. 3г, з. Пики g ( г ) образцов при ε =0 и ε =0,25 резкие, что указывает на то, что они все еще сохраняют кристаллическую форму. Хотя пики g ( г ) для смешанных областей, т. е. образца без участков B2, тупые, кроме первых, что указывает на то, что смешанная область находится в аморфном состоянии. Алгоритм извлечения дислокаций (DXA) [60] также используется для определения наличия зарождения дислокаций и отсутствия очевидных дислокаций на протяжении всего процесса деформации. Следовательно, аморфизация фазы B2 является основным видом отказа, что приводит к быстрому падению, отмеченному стрелками на рис. 2b, c.

Атомные конфигурации и РФР образцов при сжатии. а - г Вдоль [110] и e - ч по [111]

На рисунке 4 показаны атомные конфигурации после быстрой деформации падения (деформации разрушения) образцов при растяжении вдоль [001], [110] и сжатии вдоль [001], у которых σ - ε кривые принадлежат к группе II. На рис. 4 можно увидеть, что образуются смешанные области, аналогичные таковым в группе I, что указывает на то, что аморфизация также является основным видом отказа (рис. 4). Однако эти смешанные области окружены зелеными и красными атомами (структура FCC и HCP), которая отличается от структуры B2 на рис. 3. Это различие указывает на то, что смешанная фаза трансформируется из структуры B2 при сжатии на рис. 3, но из FCC для образца [001] при растяжении и сжатии и из HCP для образца [110] при растяжении.

Конфигурации атомов в образцах при деформации разрушения. а Под напряжением по [001], b под напряжением вдоль [110], и c при сжатии по [111]

Фазовые преобразования

На рисунке 5 показан σ - ε кривая образца [001] при растяжении, на которой также видны микроструктуры в типичных точках (отмеченных A, B, ..., G). Атомы в точке A ( ε =0,079) находятся в структуре B2, что указывает на то, что до ε =0,079 деформация в образце упругая. Однако происходит локальное преобразование из B2 в FCC, как показано на вставке ε =0,082 на рис. 5, что приводит к первому быстрому падению (A → B) до ε =0,082, где высвобождение запасенной упругой энергии за счет перераспределения атомной конфигурации обеспечивает энергию, необходимую для фазового превращения. На стадии протекания B → F запасенная упругая энергия дополнительно высвобождается по мере продолжения фазового превращения, что приводит к снижению напряжения. Локальная структура образца полностью становится ГЦК при ε =0,242 (точка E). И структура меняется между точками E и F, но напряжение продолжает падать с увеличением напряжения. Чтобы выявить изменение микроструктуры, распределение g ( г ) и вариация количества атомов ( N ) против CSP ( N - CSP ) образца при ε =0,242, 0,254 и 0,267 (между точками E и F) рассчитаны и показаны на рис. 6a, b, соответственно, где высота каждого пика увеличивается с увеличением деформации, указывая на то, что система становится более компактной.

σ-ε кривая образца при растяжении вдоль [001], окрашенная в локальную структуру, с синим, зеленым и красным, представляющими B2, FCC и аморфные фазы, соответственно

а RDF , b N - CSP графики образца при растяжении вдоль [001]. c - е Распространение CSP в пробе при разных деформациях

Чтобы определить, является ли атом частью идеальной решетки или локальным дефектом, например дислокацией или дефектом упаковки, или поверхностью, CSP [53] атомов с числом ближайших соседей в ГЦК-структуре ( N =12) рассчитываются, как показано на рис. 6c – e. А больший CSP означает большее отклонение от идеальной решетки [17]. На рис. 6b видно, что число атомов с CSP <1 увеличивается с увеличением деформации, что также более интуитивно видно из распределения CSP атомов на рис. 6c – e. Он отличается от обычных результатов тем, что обычно CSP не снижается с увеличением напряжения. Следовательно, основные деформации на этой стадии также следует отнести к фазовому превращению от несовершенной ГЦК к совершенной ГЦК. На стадии обтекания образец со структурой FCC растягивается, и напряжение будет увеличиваться до достижения второго предела текучести. Затем кривая резко падает, что соответствует локальной аморфизации, а не зарождению дислокации или скольжению.

Чтобы проиллюстрировать фазовое превращение материала во время деформации, на рис. 7 показано несколько yoz срезы образца [001] при растяжении при различных деформациях. Горизонтальные и вертикальные пунктирные линии используются в качестве ссылок для определения того, вращаются ли и отклоняются ли атомные структуры. При увеличении ε от 0,0 до 0,079 атомы лежат на линиях, параллельных горизонтальной и вертикальной осям, что указывает на их локальную структуру B2. Однако атомный массив на рис. 7b меняется на массив на рис. 7c как ε от 0,079 до 0,119, когда некоторые структуры B2 переходят в структуру FCC. Угол между массивами изменяется от 90 ° на рис. 7b для структуры B2 до ~ 85 ° на рис. 7c для структуры FCC с ориентацией решетки, отклоняющейся от вертикальной оси на 5 ° по часовой стрелке, но атомный массив структуры B2 не очевидно изменение и не имеет очевидного вращения. В течение 0,119 < ε < 0,190, площадь ГЦК увеличивается, и массив зеленых атомов постепенно вращается против часовой стрелки. При ε =0,242, вся структура B2 преобразуется в структуры FCC, как показано на рис. 7e, где три ориентации решетки становятся почти параллельными трем осям соответственно, но все еще есть заметное отклонение, указывающее, что структура FCC не идеальна, что является в соответствии с показанным на рис. 6с. На стадии перетекания атомный массив регулярно стремится, как показано на рис. 7f при ε =0,267, которая распознается как плоскость {110} структуры FCC, с ориентацией кристаллов в горизонтальном и вертикальном направлениях, измененной с [010] и [001] структуры B2 на <110> и <001> структуры FCC.

йоз срезы образца [001] при растяжении при различных деформациях, окрашенные в соответствии с локальной структурой решетки, с синим, зеленым и красным, представляющими B2, FCC и аморфные фазы, соответственно

Моделирование реакции образца (100) во время разгрузки от различных максимальных деформаций растяжения ( ε _макс =0,1, 0,2 и 0,3 соответственно), а σ - ε кривые показаны на рис. 8. Видно, что разгрузка σ - ε кривые между ε =0,266 и ε =0,056 не перекрывают кривую нагружения, но могут встречаться с упругим σ - ε кривая при ε =0,056, а затем вернуться в начало координат по эластичному элементу σ - ε кривая, демонстрирующая сверхупругую характеристику. Пути загрузки и разгрузки образуют петли гистерезиса, которые следует отнести к различным путям пересылки и обратных фазовых преобразований.

Погрузка и разгрузка σ - ε кривые растяжения вдоль [001] от разных деформаций

σ - ε Кривая образца [001] при сжатии имеет аналогичную тенденцию, как показано на фиг. 9a, которую можно разделить на четыре этапа:(1) σ линейно увеличивается с увеличением напряжения; (2) σ падает до плато; (3) σ линейно возрастает с большим наклоном ко второму пику по мере увеличения деформации; (4) σ резко падает до второго плато. Анализируя локальные структуры с помощью PTM, можно обнаружить, что большинство атомов идентифицируются как структура B2 до достижения второго пика, за исключением некоторых рассеянных атомов, которые идентифицируются как другая локальная структура, как показано на рис. 9a. Однако, согласно предыдущему пониманию, внезапное изменение σ - ε кривые обычно соответствуют изменению микроструктуры. Чтобы еще раз подтвердить это, N - CSP графики рассчитаны и показаны на рис. 9b, на котором CSP для каждого атома при различных деформациях рассчитывается с ближайшими соседями структуры B2 ( N =8). Когда ε =0, CSP атомов больше 0, но меньше 1 из-за влияния температуры, что означает, что атомы находятся в идеальной структуре B2. При увеличении ε , атомы можно разделить на две группы по их CSP:CSP <1 и 5 ε < 0,121, CSP на вторых пиках такие же, но количество атомов в этом CSP диапазон увеличивается и имеет тенденцию к стабильности, что указывает на образование новых фаз или дефектов (таких как дефект упаковки). CSP на втором пике уменьшается с дальнейшим увеличением ε , т.е. вторая волна движется влево. На рисунке 10 показано изменение длины связи в элементарной ячейке при различных деформациях. При ε =0, восемь атомов Cu в вершинах и один атом Zr в центре тела составляют структуру B2. Связь между параметрами решетки a = b = c . При увеличении ε , длина облигации в xoy самолет увеличивается, но это в xoz самолет уменьшается. Путем расчета деформации в двух других направлениях во время нагружения можно обнаружить, что деформации в двух других направлениях идентичны до появления второго пика. Следовательно, длины связей вдоль x- и y -направления должны быть идентичны и больше, чем вдоль z -направление. Связь между параметрами решетки становится a = b > c . Эти массивы атомов можно распознать как структуру BCT. В заключение следует отметить, что преобразование структуры B2 в структуру BCT является основным механизмом деформации образца [001] при сжатии.

Отклики образца [001] при сжатии. а σ-ε кривая и типичные атомные конфигурации, с атомами, окрашенными в локальные структуры, идентифицированные PTM. б N - CSP участки

Эволюция длины связи для образца [001] при сжатии, причем связи окрашены в соответствии с ее длиной

На рис. 11а показан отклик образца [110] при растяжении. Первый пик (точка A) соответствует пределу текучести структуры B2, затем некоторая локальная структура B2 трансформируется в структуру HCP, что приводит к резкому падению. При увеличении ε , напряжение уменьшается до точки C, когда образец полностью трансформируется в HCP. Рисунок 11b, c - это xoy однослойные срезы при ε =0 и 0,150 соответственно, откуда видно, что на начальном этапе атомы Cu и Zr находятся в одном атомном слое (рис. 11б). Однако атомы Cu и Zr разделены на соседние слои при ε =0.150 (рис. 11в), что приводит к фазовому превращению B2 в HCP. Тогда с увеличением ε , σ увеличивается с меньшим наклоном, чем на начальном линейном этапе, до точки D, после чего следует резкое падение до низкого уровня напряжения, соответствующего разрушению из-за локальной аморфизации.

а Деформационное поведение при растяжении по [110], окрашено ПТМ. б , c Атомарные срезы на xoy плоскость при ε =0 и 0,150 соответственно

Выводы

В этой работе отклики и фазовые превращения образцов CuZr, подвергнутых одноосному растяжению и сжатию вдоль ориентаций [001], [110], [111], изучаются соответственно с помощью моделирования молекулярной динамики с использованием новейшего межатомного потенциала, из которого Можно сделать следующие основные выводы:

1. 1.

   Механические характеристики образцов CuZr при растяжении и сжатии демонстрируют очевидную асимметрию, и их основным механизмом разрушения должна быть локальная аморфизация.

2. 2.

   Существует три типа фазовых превращений:B2 → FCC, B2 → BCT и B2 → HCP при растяжении и сжатии вдоль [001] и при растяжении вдоль [110].

3. 3.

   Обнаружено, что фазовые превращения B2 → FCC, B2 → BCT и B2 → HCP осуществляются с помощью уникальных механизмов соответственно, которые включают поворот решетки (~ 5 °), равномерную деформацию и отделение от атомного слоя Cu и Zr для каждого из них.

4. 4.

   Область фазового превращения может быть восстановлена ​​после разгрузки перед локальной аморфизацией, демонстрируя сверхэластичность.

Результаты важны для исследования механических свойств и механизмов деформации нанокристаллического CuZr, а также для применения нанокристаллических частиц CuZr в качестве улучшающего агента для повышения ударной вязкости металлического стекла.

Доступность данных и материалов

Наборы данных, использованные или проанализированные в ходе текущего исследования, можно получить у соответствующего автора по разумному запросу.

Сокращения

BCC:

Телоцентрированный кубический

BCT:

Телоцентрировано-четырехугольное

BMG:

Объемные металлические очки

BMGC:

Композитное металлическое стекло в объеме

CG:

Сопряженный градиент

CNA:

Анализ общего соседа

CSP:

Параметр центросимметрии

Cu:

Медь

CuZr:

Медь-цирконий

DXA:

Алгоритм извлечения дислокации

EAM:

Метод встроенного атома

FCC:

Гранецентрированный кубический

HCP:

Гексагональный плотно упакованный

MD:

Молекулярная динамика

NPT:

Постоянное количество частиц, давление и температура

PTM:

Сопоставление многогранного шаблона

RDF:

Функция радиального распределения

T / C:

Напряжение и сжатие

VN:

Нитрид ванадия

Zr:

Цирконий

ε :

Штамм

σ :

Стресс