Ориентационно-зависимые фазовые превращения в B2 CuZr: результаты молекулярно-динамического моделирования

Аннотация

Фаза B2 CuZr часто вводят в объемные металлические стекла для повышения вязкости, однако её реакция на фазовые превращения под нагрузкой в разных ориентациях до конца не изучена. С помощью молекулярно-динамического моделирования мы исследовали одноосное растяжение и сжатие кристаллов B2 CuZr вдоль направлений [001], [110] и [111]. Результаты показывают выраженную асимметрию растяжения-сжатия, при которой разрушение доминирует локальной аморфизацией. Выявлены три различных ориентационно-зависимых превращения: B2→FCC и B2→BCT при растяжении и сжатии вдоль [001] соответственно, а также B2→HCP при растяжении вдоль [110]. Эти переходы происходят через поворот решетки на ~5°, равномерную деформацию и разделение слоев Cu/Zr соответственно. Важно, что превращенная область восстанавливается при разгрузке до аморфизации, демонстрируя супераупругий отклик.

Введение

Объемные металлические стекла (БМС) сочетают исключительную прочность, упругость и коррозионную стойкость, однако их хрупкое разрушение через локализованные сдвиговые полосы ограничивает широкое применение. Внедрение вязких частиц B2 CuZr оказалось эффективным способом устранения этого недостатка, обеспечивающим механизм повышения вязкости, который все еще активно изучается [1–11]. В композитах БМС на основе CuZr фаза B2 может формироваться при кристаллизации под нагрузкой, затем претерпевать твининг и скольжение дислокаций, что меняет механический отклик матрицы [12]. Понимание деформационного поведения укрепляющих частиц CuZr критически важно для проектирования высокопроизводительных БМС.

Сплав B2 CuZr является прототипным сплавом с эффектом памяти формы, способным восстанавливать исходную форму при определенных термомеханических условиях, что отличает его от обычных кристаллических материалов, деформация которых доминируется скольжением дислокаций или твинингом [13,14]. Расчеты с первых принципов дают атомарное понимание адсорбции и интерфейсных явлений [18–22], но не могут уловить динамическую эволюцию фазовых превращений на нужных временных и пространственных масштабах. Молекулярно-динамическое (МД) моделирование, напротив, предлагает мощный подход к детальному изучению механических свойств и механизмов деформации [23–31]. Предыдущие работы МД раскрыли влияние поперечного сечения и температуры на фазовые превращения в нанопроводах Cu-Zr, а также асимметрию растяжения-сжатия [32–34]. Кроме того, выбор межатомного потенциала влияет на предсказываемый мартенситный переход из B2 в BCT [13,35–36].

Кристаллическая анизотропия глубоко влияет на механизмы деформации; разные направления нагрузки могут активировать различные процессы: скольжение дислокаций, твининг или фазовое превращение [37–40]. Для B2 CuZr атомная упаковка напоминает объемно-центрированную кубическую (ОЦК) решетку, но наличие двух элементов вводит дополнительную сложность. В композитах БМС укрепляющие частицы имеют случайную ориентацию, поэтому направление нагрузки относительно кристаллографии частиц модулирует эффективность повышения вязкости. Следовательно, систематическое исследование фазы B2 при одноосном растяжении и сжатии вдоль множества ориентаций оправдано.

В данном исследовании мы проводим серию МД-моделирований одноосного растяжения и сжатия одно кристаллов B2 CuZr, ориентированных вдоль [001], [110] и [111], для выяснения ориентационно-зависимых путей фазовых превращений и связанной с ними асимметрии растяжения-сжатия.

Методы

Мы используем потенциал вложенного атома (EAM), разработанный Менделевым и соавт. в 2016 г. [47], точно воспроизводящий энергии стеклянных разломов и кристаллографические свойства CuZr. Построены три одно кристаллических образца с осью нагрузки вдоль [001], [110] и [111], как показано на рис. 1. Перед нагрузкой проводилась минимизация энергии сопряженными градиентами (CG) с последующей 20-пикосекундной NPT-равновесировкой при 300 К (нулевое давление) для получения релаксированной начальной конфигурации.

Одноосная деформация задавалась со скоростью 10⁹ с⁻¹, типичной для наномасштабных МД-исследований, где чувствительность к скорости деформации пренебрежима [48,49]. NPT-ансамбль с баростатом Носе–Хувера поддерживал боковые напряжения нулевыми, обеспечивая постоянный объем в поперечных направлениях. Периодические граничные условия применялись во всех направлениях.

Образцы с осею z вдоль a [001], b [110] и c [111], окрашенные по типу атомов.

Локальные кристаллические структуры идентифицировались методом полиэдрического сопоставления шаблонов (PTM) [52], устойчивым к тепловым флуктуациям и деформации. Результаты PTM окрашивались: синий (BCC/B2), зеленый (FCC), красный (HCP/стеклянный разлом), фиолетовый (SC), белый (границы зерен или ядра дислокаций). Также вычислялся параметро центросимметрии (CSP) для каждого атома для количественной оценки локального беспорядка (уравн. 1) [53].

Все МД-данные визуализировались в Ovito [54].

Результаты и обсуждение

Напряжение-деформация

Рисунок 2 показывает кривые σ–ε для трех ориентаций при растяжении и сжатии. Начальный линейный участок отражает упругое поведение; наклоны дают значения модуля Юнга (таблица 1), показывая, что ориентация [001] наиболее мягкая, а [111] — наиболее жесткая, что согласуется с анизотропией BCC железа [40]. Пики напряжения и последующие спады соответствуют началу неупругой деформации. Выявлены три типа поведения после пика: (I) быстрый спад напряжения, (II) плато с последующим вторичным пиком, и (III) зигзагообразные флуктуации. Эти различия указывают на ориентационно-зависимые пути превращений.

Кривые σ–ε образцов при растяжении (T) и сжатии (C). a [001], b [110] и c [111].

Поведение при разрушении

При сжатии вдоль [110] и [111] кривые σ–ε демонстрируют резкий спад, совпадающий с появлением смешанно-фазовых областей (рис. 3). Радиальные функции распределения (RDF) подтверждают, что эти области аморфны, в то время как оставшиеся домены B2 остаются кристаллическими. Нуклеация дислокаций не обнаружена, что указывает на локальную аморфизацию как основной механизм разрушения. Подобное поведение наблюдается при растяжении вдоль [001] и [110] и сжатии вдоль [001] (рис. 4), где смешанные области окружены FCC или HCP фазами, что предполагает превращение решетки B2 в эти структуры перед аморфизацией.

Атомные конфигурации и RDF образцов при сжатии. a–d вдоль [110] и e–h вдоль [111].

Атомные конфигурации образцов при деформации разрушения. a Растяжение вдоль [001], b растяжение вдоль [110], c сжатие вдоль [111].

Фазовые превращения

Рисунок 5 отслеживает эволюцию при растяжении вдоль [001]. Изначально решетка B2 цела (ε = 0,079). При ε ≈ 0,082 начинается локальный переход B2→FCC, вызывая первый спад напряжения. По мере деформации FCC-фаза растет, и к ε = 0,242 весь образец превращается в FCC (рис. 5). Переход сопровождается поворотом решетки на ~5° и постепенным исчезновением разделения слоев Cu–Zr. Анализ CSP (рис. 6) показывает, что число атомов с низким CSP (<1) растет с деформацией, указывая на прогрессирование от несовершенного к идеальному FCC. При разгрузке (рис. 8) FCC-область частично возвращается в B2, подтверждая супераупругую природу превращения.

Кривая σ–ε образца при растяжении вдоль [001], окрашенная по локальной структуре (синий = B2, зеленый = FCC, красный = аморфный).

a RDF, b графики N–CSP образца при растяжении вдоль [001]. c–e Распределение CSP при разных деформациях.

Рисунок 7 визуализирует эволюцию решетки через срезы yz при возрастающей деформации. Начальная решетка B2 (ε = 0) показывает ортогональные атомные ряды. При ε ≈ 0,079–0,119 происходит частичная нуклеация FCC с отклонением ~5°. С ростом деформации FCC-область расширяется и реориентируется, в конечном итоге выстраиваясь по плоскости <110> (ε = 0,267). Этот поворот дополнительно подтверждает мартенситный характер перехода B2→FCC.

Срезы yz образца [001] при растяжении при разных деформациях, окрашенные по локальной решетке (синий = B2, зеленый = FCC, красный = аморфный).

При разгрузке от различных максимальных деформаций (ε_max = 0,1; 0,2; 0,3) напряжение-деформационные пути (рис. 8) образуют гистерезисные петли, не совпадающие с кривыми загрузки, но возвращающиеся к упругой линии, что подтверждает обратимый супераупругий отклик. Гистерезис обусловлен прямым переходом B2→FCC и обратным путем.

Кривые загрузки и разгрузки σ–ε при растяжении вдоль [001] от разных деформаций.

Сжатие вдоль [001] идет по иному пути (рис. 9). После начального упругого подъема напряжение падает до плато, затем снова поднимается ко второму пику, после чего следует окончательный резкий спад. Анализ PTM показывает, что большинство атомов остаются B2 до второго пика, что указывает на переход B2→BCT, вызванный дифференциальным удлинением связей (рис. 10). BCT-фаза с параметрами решетки a = b > c формируется через равномерную деформацию и разделение слоев Cu–Zr. Последующее снижение напряжения соответствует локальной аморфизации.

Отклик образца [001] при сжатии. a Кривая σ–ε и типичные атомные конфигурации, атомы окрашены по PTM-идентифицированным структурам. b Графики N–CSP.

Эволюция длины связи для образца [001] при сжатии, связи окрашены по длине.

При растяжении вдоль [110] (рис. 11) начальному пику сдачи следует быстрый спад при локальном превращении B2 в HCP, вызванном разделением слоев Cu–Zr. С ростом деформации HCP-фаза растет до полного превращения образца (точка C), после чего дальнейшая деформация приводит к локальной аморфизации и окончательному спаду напряжения. Срезы X-OY (рис. 11b–c) показывают ключевую атомную перестройку: при ε = 0,150 слои Cu и Zr разделяются, инициируя переход B2→HCP.

a Деформационное поведение при растяжении вдоль [110], окрашенное по PTM. b, c Атомные срезы на плоскости X-OY при ε = 0 и 0,150.

Заключение

Наше МД-исследование B2 CuZr под одноосной нагрузкой вдоль [001], [110] и [111] раскрывает четыре ключевых результата:

1. Механические отклики демонстрируют четкую асимметрию растяжения-сжатия; разрушение доминирует локальной аморфизацией.
2. Происходят три различных ориентационно-зависимых фазовых превращения: B2→FCC и B2→BCT при растяжении/сжатии вдоль [001], и B2→HCP при растяжении вдоль [110].
3. Каждое превращение следует уникальному механизму: поворот решетки ~5° для B2→FCC, равномерная деформация и разделение слоев Cu–Zr для B2→BCT, и разделение слоев Cu–Zr для B2→HCP.
4. Превращенная область может частично восстанавливаться при разгрузке до аморфизации, демонстрируя супераупругость.

Эти результаты проясняют пути деформации нанокристаллического CuZr и направляют проектирование композитов БМС с заданной вязкостью.