Transformations de phase dépendantes de l'orientation du B2 CuZr : enseignements de la dynamique moléculaire

Résumé

La phase B2 CuZr est fréquemment incorporée dans les verres métalliques en vrac pour améliorer leur ténacité, mais sa réponse de transformation de phase sous différentes orientations de chargement n'est pas entièrement comprise. En utilisant des simulations de dynamique moléculaire, nous avons examiné la traction et la compression uniaxiales du B2 CuZr selon les directions [001], [110] et [111]. Nos résultats révèlent une asymétrie traction-compression marquée, la rupture étant dominée par une amorphisation localisée. Nous avons identifié trois transformations distinctes dépendantes de l'orientation : B2→FCC et B2→BCT sous traction et compression selon [001], et B2→HCP sous traction selon [110]. Ces transitions se produisent via une rotation de réseau d'environ 5°, une déformation uniforme et une séparation des couches Cu/Zr, respectivement. Fait important, la région transformée récupère partiellement lors du déchargement avant l'amorphisation, démontrant une réponse superélastique.

Introduction

Les verres métalliques en vrac (VMV) combinent une résistance exceptionnelle, une élasticité et une résistance à la corrosion, mais leur rupture fragile par bandes de cisaillement localisées limite leur application généralisée. L'incorporation de particules ductiles de B2 CuZr s'est avérée efficace pour atténuer cet inconvénient, fournissant un mécanisme de renforcement encore en cours d'investigation [1-11]. Dans les composites VMV à base de CuZr, la phase B2 peut se former lors de la cristallisation sous charge, subissant ensuite un maclage et un glissement de dislocations qui modifient la réponse mécanique de la matrice hôte [12]. Comprendre le comportement de déformation des particules de renforcement CuZr est donc crucial pour concevoir des VMV haute performance.

L'alliage B2 CuZr est un alliage à mémoire de forme prototype qui récupère sa forme originale sous des conditions thermomécaniques spécifiques, le distinguant des matériaux cristallins conventionnels dont la déformation est dominée par le glissement de dislocations ou le maclage [13,14]. Les calculs de premiers principes fournissent un aperçu à l'échelle atomique des phénomènes d'adsorption et d'interface [18-22], mais ils ne peuvent pas capturer l'évolution dynamique des transformations de phase aux échelles de longueur et de temps pertinentes. Les simulations de dynamique moléculaire (DM), en revanche, offrent une approche puissante pour étudier en détail les propriétés mécaniques et les mécanismes de déformation [23-31]. Des travaux antérieurs en DM ont révélé les effets de la section transversale et de la température sur les transformations de phase des nanofils Cu-Zr, ainsi que l'asymétrie traction-compression [32-34]. De plus, le choix du potentiel interatomique influence la transition martensitique prédite de B2 vers BCT [13,35-36].

L'anisotropie cristalline influence profondément les mécanismes de déformation ; différentes directions de chargement peuvent activer des processus distincts tels que le glissement de dislocations, le maclage ou la transformation de phase [37-40]. Pour le B2 CuZr, l'arrangement atomique ressemble étroitement à un réseau cubique centré (CC), mais la présence de deux éléments distincts introduit une complexité supplémentaire. Dans les composites VMV, les particules de renforcement sont orientées aléatoirement, donc la direction de chargement par rapport à la cristallographie de la particule module l'efficacité du renforcement. Par conséquent, une investigation systématique de la phase B2 sous traction et compression uniaxiales selon plusieurs orientations est justifiée.

Dans cette étude, nous menons une série de simulations DM de traction et compression uniaxiales sur des cristaux B2 CuZr orientés selon [001], [110] et [111] pour élucider les voies de transformation de phase dépendantes de l'orientation et l'asymétrie traction-compression associée.

Méthodes

Nous utilisons le potentiel de la méthode des atomes enfouis (EAM) développé par Mendelev et al. en 2016 [47], qui reproduit avec précision les énergies de défaut d'empilement et les propriétés cristallographiques du CuZr. Trois échantillons monocristallins ont été construits avec l'axe de chargement selon [001], [110] et [111], comme illustré à la Fig. 1. Avant le chargement, une minimisation d'énergie par gradient conjugué (CG) suivie d'une équilibration NPT de 20 ps à 300 K (pression nulle) a préparé une configuration de départ relaxée.

Une déformation uniaxiale a été appliquée à un taux de 10⁹ s⁻¹, la plage typique pour les études DM à l'échelle nanométrique où la sensibilité au taux de déformation est négligeable [48,49]. L'ensemble NPT avec un barostat Nose-Hoover a maintenu les contraintes latérales à zéro, assurant un volume constant dans les directions transverses. Des conditions aux limites périodiques ont été imposées dans toutes les directions.

Les structures cristallines locales ont été identifiées par l'appariement de modèles polyédriques (PTM) [52], qui reste robuste sous les fluctuations thermiques et la déformation. La sortie PTM a été codée par couleurs : bleu (CC/B2), vert (FC), rouge (HC/défaut d'empilement), violet (SC) et blanc (joints de grains ou cœurs de dislocations). Le paramètre de centrosymétrie (CSP) a également été calculé pour chaque atome afin de quantifier le désordre local (Éq. 1) [53].

Toutes les données DM ont été visualisées avec Ovito [54].

Résultats et Discussion

Courbes contrainte-déformation

La Figure 2 affiche les courbes σ-ε pour les trois orientations sous traction et compression. Le régime linéaire initial reflète le comportement élastique ; les pentes donnent les valeurs du module de Young (Tableau 1), montrant que l'orientation [001] est la plus souple et [111] la plus rigide, cohérent avec l'anisotropie du fer CC [40]. Les pics de contrainte et les chutes subséquentes correspondent au début de la déformation inélastique. Trois comportements post-pic distincts émergent : (I) déclin rapide de la contrainte, (II) plateau suivi d'un second pic, et (III) fluctuations en zigzag. Ces différences indiquent des voies de transformation dépendantes de l'orientation.

Comportement de rupture

Sous compression selon [110] et [111], les courbes σ-ε présentent une chute brutale coïncidant avec l'apparition de régions à phases mixtes (Fig. 3). Les fonctions de distribution radiale (FDR) confirment que ces régions sont amorphes, tandis que les domaines B2 restants restent cristallins. Aucune nucléation de dislocation n'a été détectée, indiquant que l'amorphisation localisée est le mécanisme de rupture principal. Un comportement similaire se produit en traction selon [001] et [110] et en compression selon [001] (Fig. 4), où les régions mixtes sont entourées de phases FCC ou HCP, suggérant une transformation du réseau B2 en ces structures avant l'amorphisation.

Transformations de phase

La Figure 5 suit l'évolution de l'essai de traction [001]. Initialement, le réseau B2 est intact (ε = 0,079). À ε ≈ 0,082, une transition localisée B2→FCC s'initie, causant la première chute de contrainte. À mesure que la déformation continue, la phase FCC croît, et à ε = 0,242, tout l'échantillon s'est transformé en FCC (Fig. 5). La transition s'accompagne d'une rotation de réseau d'environ 5° et de la disparition progressive de la séparation des couches Cu-Zr. L'analyse CSP (Fig. 6) montre que le nombre d'atomes avec un CSP faible (<1) augmente avec la déformation, indiquant une progression d'un FCC imparfait vers un FCC parfait. Au déchargement (Fig. 8), la région FCC revient partiellement en B2, soulignant la nature superélastique de la transformation.

La Figure 7 visualise l'évolution du réseau à travers des tranches yz à déformation croissante. Le réseau B2 initial (ε = 0) présente des réseaux d'atomes orthogonaux. À ε ≈ 0,079-0,119, une nucléation FCC partielle se produit avec une déviation d'environ 5°. À mesure que la déformation augmente, la région FCC s'étend et se réoriente, s'alignant finalement avec le plan <110> (ε = 0,267). Cette rotation soutient davantage le caractère martensitique de la transition B2→FCC.

Au déchargement depuis diverses déformations maximales (ε_max = 0,1, 0,2, 0,3), les chemins contrainte-déformation (Fig. 8) présentent des boucles d'hystérésis qui ne chevauchent pas完全 les courbes de chargement, mais reviennent à la ligne élastique, confirmant une réponse réversible et superélastique. L'hystérésis provient de la transition directe B2→FCC et de son chemin inverse.

La compression selon [001] suit une voie distincte (Fig. 9). Après une montée élastique initiale, la contrainte chute vers un plateau, puis remonte vers un second pic avant un déclin final brutal. L'analyse PTM montre que la plupart des atomes restent B2 jusqu'au second pic, indiquant une transition B2→BCT entraînée par un allongement différentiel des liaisons (Fig. 10). La phase BCT, avec paramètres de réseau a = b > c, se forme par déformation uniforme et séparation des couches Cu-Zr. La baisse de contrainte subséquente correspond à une amorphisation localisée.

Sous traction selon [110] (Fig. 11), le pic de rendement initial est suivi d'une chute rapide alors que le B2 local se transforme en HCP, entraîné par la séparation des couches Cu-Zr. À mesure que la déformation augmente, la phase HCP croît jusqu'à la conversion complète de l'échantillon (point C), après quoi une déformation supplémentaire conduit à une amorphisation locale et un déclin final de la contrainte. Les tranches X-OY (Fig. 11b-c) révèlent le réarrangement atomique clé : à ε = 0,150, les couches Cu et Zr se découplent, initiant la transition B2→HCP.

Conclusions

Notre investigation DM du B2 CuZr sous chargement uniaxial selon [001], [110] et [111] révèle quatre résultats clés :

1. Les réponses mécaniques présentent une asymétrie traction-compression claire ; la rupture est dominée par l'amorphisation localisée.
2. Trois transformations de phase distinctes dépendantes de l'orientation se produisent : B2→FCC et B2→BCT sous traction/compression [001], et B2→HCP sous traction [110].
3. Chaque transformation suit un mécanisme unique : rotation de réseau d'environ 5° pour B2→FCC, déformation uniforme et séparation des couches Cu-Zr pour B2→BCT, et découplage des couches Cu-Zr pour B2→HCP.
4. La région transformée peut récupérer partiellement au déchargement avant l'amorphisation, démontrant la superélasticité.

Ces enseignements clarifient les voies de déformation du CuZr nanocristallin et guident la conception de composites VMV avec une ténacité sur mesure.