Orientierungsabhängige Phasenumwandlungen von B2 CuZr: Erkenntnisse aus Molekulardynamik-Simulationen

Zusammenfassung

Die B2-CuZr-Phase wird häufig in bulk-metallischen Gläsern eingesetzt, um die Zähigkeit zu erhöhen, doch ihr Phasenumwandlungsverhalten unter verschiedenen Belastungsrichtungen ist noch nicht vollständig verstanden. Mittels Molekulardynamik-Simulationen untersuchten wir einachsigen Zug und Druck von B2 CuZr entlang der Richtungen [001], [110] und [111]. Unsere Ergebnisse zeigen eine ausgeprägte Zug-Druck-Asymmetrie, wobei das Versagen durch lokale Amorphisierung dominiert wird. Wir identifizierten drei distincte orientierungsabhängige Umwandlungen: B2→FCC und B2→BCT unter Zug bzw. Druck entlang [001] sowie B2→HCP unter Zug entlang [110]. Diese Übergänge erfolgen durch eine ~5°-Gitterrotation, gleichmäßige Verformung bzw. Cu/Zr-Schichttrennung. Wichtig ist, dass der transformierte Bereich beim Entlasten vor der Amorphisierung teilweise zurückkehrt, was eine superelastische Antwort demonstriert.

Einleitung

Bulk-metallische Gläser (BMGs) vereinen außergewöhnliche Festigkeit, Elastizität und Korrosionsbeständigkeit, doch ihr sprödes Versagen durch lokalisierte Scherbandbildung begrenzt die breite Anwendung. Die Einbettung duktiler B2-CuZr-Partikel hat sich als wirksam erwiesen, um diesen Nachteil zu mildern, indem ein Zähigkeitsmechanismus bereitgestellt wird, der noch aktiv erforscht wird [1–11]. In CuZr-basierten BMG-Verbundwerkstoffen kann die B2-Phase während der Kristallisation unter Last entstehen und anschließend Zwillingsbildung und Versetzungsgleiten durchlaufen, die die mechanische Antwort der Matrix verändern [12]. Das Verständnis des Verformungsverhaltens der verstärkenden CuZr-Partikel ist daher entscheidend für das Design hochleistungsfähiger BMGs.

Die B2-CuZr-Legierung ist ein Prototyp einer Formgedächtnislegierung, die unter spezifischen thermomechanischen Bedingungen ihre ursprüngliche Form zurückgewinnt und sich damit von konventionellen kristallinen Materialien unterscheidet, deren Verformung von Versetzungsgleiten oder Zwillingsbildung dominiert wird [13,14]. Erste-Prinzip-Rechnungen liefern atomare Einblicke in Adsorption und Grenzflächenphänomene [18–22], können jedoch die dynamische Entwicklung von Phasenumwandlungen auf relevanten Längen- und Zeitskalen nicht erfassen. Molekulardynamik-Simulationen (MD) bieten dagegen einen leistungsfähigen Ansatz, um mechanische Eigenschaften und Verformungsmechanismen detailliert zu untersuchen [23–31]. Frühere MD-Arbeiten zeigten Querschnitts- und Temperatureffekte auf Phasenumwandlungen in Cu-Zr-Nanodrähten sowie Zug-Druck-Asymmetrie [32–34]. Zudem beeinflusst die Wahl des interatomaren Potenzials die vorhergesagte martensitische Transition von B2 zu BCT [13,35–36].

Kristalline Anisotropie beeinflusst Verformungsmechanismen tiefgreifend; unterschiedliche Belastungsrichtungen können distinkte Prozesse wie Versetzungsgleiten, Zwillingsbildung oder Phasenumwandlung aktivieren [37–40]. Für B2 CuZr ähnelt die Atomordnung einem körperzentriert kubischen (KZK) Gitter, doch die Präsenz zweier verschiedener Elemente führt zu zusätzlicher Komplexität. In BMG-Verbundwerkstoffen sind die verstärkenden Partikel zufällig orientiert, sodass die Belastungsrichtung relativ zur Partikelkristallographie die Zähigkeitswirksamkeit moduliert. Folglich ist eine systematische Untersuchung der B2-Phase unter einaxialem Zug und Druck entlang mehrerer Orientierungen geboten.

In dieser Studie führen wir eine Reihe von MD-Simulationen einaxialen Zugs und Drucks an B2-CuZr-Einkristallen entlang [001], [110] und [111] durch, um orientierungsabhängige Phasenumwandlungspfade und die damit verbundene Zug-Druck-Asymmetrie aufzuklären.

Methoden

Wir verwenden das Embedded-Atom-Method (EAM)-Potenzial, das von Mendelev et al. 2016 entwickelt wurde [47], welches die Stapelstörungsenergien und kristallographischen Eigenschaften von CuZr genau reproduziert. Drei Einkristallproben wurden mit der Belastungsachse entlang [001], [110] und [111] konstruiert, wie in Abb. 1 dargestellt. Vor der Belastung erfolgte eine konjugierte-Gradienten-Energieminimierung gefolgt von einer 20 ps NPT-Gleichgewichtung bei 300 K (Null-Druck), um eine entspannte Startkonfiguration zu erhalten.

Einachsige Dehnung wurde mit einer Rate von 10⁹ s⁻¹ angelegt, dem typischen Bereich für nanoskalige MD-Studien, wo Dehnratenempfindlichkeit vernachlässigbar ist [48,49]. Das NPT-Ensemble mit einem Nosé-Hoover-Barostat hielt die seitlichen Spannungen bei Null, was konstantes Volumen in transversalen Richtungen sicherstellt. Periodische Randbedingungen wurden in alle Richtungen angewendet.

Proben mit axialer z-Richtung entlang a [001], b [110] und c [111], nach Atomtyp gefärbt.

Lokale Kristallstrukturen wurden mittels Polyhedral Template Matching (PTM) [52] identifiziert, das auch unter thermischen Fluktuationen und Dehnung robust bleibt. Die PTM-Ausgabe wurde auf Farben abgebildet: blau (BCC/B2), grün (FCC), rot (HCP/Stapelstörung), lila (SC) und weiß (Korngrenzen oder Versetzungskeime). Der Zentrosymmetrie-Parameter (CSP) wurde für jedes Atom berechnet, um lokale Unordnung zu quantifizieren (Gleichung 1) [53].

Alle MD-Daten wurden mit OVITO [54] visualisiert.

Ergebnisse und Diskussion

Spannungs-Dehnungs-Kurven

Abbildung 2 zeigt die σ-ε-Kurven für die drei Orientierungen unter Zug und Druck. Der initiale lineare Bereich spiegelt elastisches Verhalten wider; die Steigungen ergeben Youngsche Moduln (Tabelle 1), die zeigen, dass die [001]-Orientierung die weichste und [111] die steifste ist, konsistent mit der Anisotropie von BCC-Eisen [40]. Spannungsgipfel und darauf folgende Abfälle entsprechen dem Einsetzen inelastischer Verformung. Drei distincte Nach-Gipfel-Verhalten traten auf: (I) schneller Spannungsabfall, (II) Plateau gefolgt von einem sekundären Gipfel, und (III) Zickzack-Schwankungen. Diese Unterschiede deuten auf orientierungsabhängige Transformationspfade hin.

σ-ε-Kurven der Proben unter Zug (T) und Druck (C). a [001], b [110] und c [111].

Versagensverhalten

Unter Druck entlang [110] und [111] zeigen die σ-ε-Kurven einen scharfen Abfall, der mit dem Auftreten gemischter Phasenbereiche zusammenfällt (Abb. 3). Radiale Verteilungsfunktionen (RDFs) bestätigen, dass diese Bereiche amorph sind, während die verbleibenden B2-Domänen kristallin bleiben. Keine Versetzungsnukleation wurde detektiert, was darauf hindeutet, dass lokale Amorphisierung der primäre Versagensmechanismus ist. Ähnliches Verhalten tritt bei Zug entlang [001] und [110] sowie Druck entlang [001] auf (Abb. 4), wo gemischte Bereiche von FCC- oder HCP-Phasen umgeben sind, was auf eine Umwandlung des B2-Gitters in diese Strukturen vor der Amorphisierung hindeutet.

Atomare Konfigurationen und RDFs der Proben unter Druck. a–d Entlang [110] und e–h entlang [111].

Atomare Konfigurationen der Proben bei Versagensdehnung. a Unter Zug entlang [001], b unter Zug entlang [110] und c unter Druck entlang [111].

Phasenumwandlungen

Abbildung 5 verfolgt die Entwicklung des [001]-Zugversuchs. Initial ist das B2-Gitter intakt (ε = 0,079). Bei ε ≈ 0,082 initiiert ein lokaler B2→FCC-Übergang, der den ersten Spannungsabfall verursacht. Während die Verformung fortschreitet, wächst die FCC-Phase, und bei ε = 0,242 hat sich die gesamte Probe in FCC transformiert (Abb. 5). Der Übergang wird von einer ~5°-Gitterrotation und dem allmählichen Verschwinden der Cu-Zr-Schichttrennung begleitet. CSP-Analyse (Abb. 6) zeigt, dass die Anzahl der Atome mit niedrigem CSP (<1) mit der Dehnung zunimmt, was einen Fortschritt von unvollkommener zu perfekter FCC anzeigt. Beim Entlasten (Abb. 8) kehrt der FCC-Bereich teilweise zu B2 zurück, was die superelastische Natur der Transformation unterstreicht.

σ-ε-Kurve der Probe unter Zug entlang [001], gefärbt nach lokaler Struktur (blau = B2, grün = FCC, rot = amorph).

a RDF, b N-CSP-Plots der Probe unter Zug entlang [001]. c–e CSP-Verteilung bei verschiedenen Dehnungen.

Abbildung 7 visualisiert die Gitterentwicklung durch yz-Schnitte bei steigender Dehnung. Das initiale B2-Gitter (ε = 0) zeigt orthogonale Atomreihen. Bei ε ≈ 0,079–0,119 tritt partielle FCC-Nukleation mit einer ~5°-Abweichung auf. Mit zunehmender Dehnung expandiert der FCC-Bereich und orientiert sich neu, schließlich ausgerichtet entlang der <110>-Ebene (ε = 0,267). Diese Rotation stützt weiterhin den martensitischen Charakter des B2→FCC-Übergangs.

yz-Schnitte der [001]-Probe unter Zug bei verschiedenen Dehnungen, gefärbt nach lokalem Gitter (blau = B2, grün = FCC, rot = amorph).

Beim Entlasten von verschiedenen Maximaldellen (ε_max = 0,1, 0,2, 0,3) zeigen die Spannungs-Dehnungs-Pfade (Abb. 8) Hysterese-Schleifen, die nicht vollständig die Beladungskurven überlagern, doch sie kehren zur elastischen Linie zurück, was eine reversible, superelastische Antwort bestätigt. Die Hysterese stammt vom vorwärts gerichteten B2→FCC-Übergang und seinem Rückweg.

Be- und Entladungs-σ-ε-Kurven Zug entlang [001] von verschiedenen Dehnungen.

Druck entlang [001] folgt einem distincten Pfad (Abb. 9). Nach einem initialen elastischen Anstieg fällt die Spannung auf ein Plateau, steigt dann wieder zu einem zweiten Gipfel an, bevor ein finaler scharfer Abfall folgt. PTM-Analyse zeigt, dass die meisten Atome bis zum zweiten Gipfel B2 bleiben, was auf einen B2→BCT-Übergang hinweist, der durch differentielle Bindungsverlängerung getrieben wird (Abb. 10). Die BCT-Phase mit Gitterparametern a = b > c bildet sich durch gleichmäßige Verformung und Cu-Zr-Schichttrennung. Der anschließende Spannungsabfall entspricht lokaler Amorphisierung.

Antworten der Probe [001] unter Druck. a σ-ε-Kurve und typische atomare Konfigurationen, Atome gefärbt nach PTM-identifizierten lokalen Strukturen. b N-CSP-Plots.

Entwicklung der Bindungslängen für die Probe [001] unter Druck, Bindungen gefärbt nach ihrer Länge.

Unter Zug entlang [110] (Abb. 11) wird der initiale Fließgipfel von einem schnellen Abfall gefolgt, da sich lokales B2 in HCP transformiert, getrieben durch Cu-Zr-Schichttrennung. Mit steigender Dehnung wächst die HCP-Phase, bis die Probe vollständig umgewandelt ist (Punkt C), wonach weitere Verformung zu lokaler Amorphisierung und finalem Spannungsabfall führt. X-OY-Schnitte (Abb. 11b-c) zeigen die wesentliche atomare Umordnung: bei ε = 0,150 entkoppeln sich die Cu- und Zr-Schichten, was den B2→HCP-Übergang einleitet.

a Verformungsverhalten von Zug entlang [110], gefärbt nach PTM. b, c Atomare Schnitte in der X-OY-Ebene bei ε = 0 und 0,150.

Schlussfolgerungen

Unsere MD-Untersuchung von B2 CuZr unter einaxialer Belastung entlang [001], [110] und [111] offenbart vier zentrale Erkenntnisse:

1. Mechanische Antworten zeigen eine klare Zug-Druck-Asymmetrie; Versagen wird durch lokale Amorphisierung dominiert.
2. Drei distincte orientierungsabhängige Phasenumwandlungen treten auf: B2→FCC und B2→BCT unter [001] Zug/Druck, und B2→HCP unter [110] Zug.
3. Jeder Übergang folgt einem einzigartigen Mechanismus: ~5°-Gitterrotation für B2→FCC, gleichmäßige Verformung und Cu-Zr-Schichttrennung für B2→BCT, und Cu-Zr-Schichtentkopplung für B2→HCP.
4. Der transformierte Bereich kann beim Entlasten vor der Amorphisierung teilweise zurückkehren, was Superelastizität demonstriert.

Diese Erkenntnisse klären die Verformungspfade von nanokristallinem CuZr und leiten das Design von BMG-Verbundwerkstoffen mit maßgeschneiderter Zähigkeit.

Verfügbarkeit von Daten und Materialien

Die während dieser Studie generierten Datensätze sind auf vernünftige Anfrage beim korrespondierenden Autor erhältlich.