Transformación de fase anisotrópica en aleación de CuZr cristalino B2
Resumen
Las partículas de cobre-circonio (CuZr) de fase B2 se utilizan a menudo como un agente de mejora para mejorar la tenacidad del vidrio metálico; sin embargo, la dependencia de la orientación de sus comportamientos de transformación de fase bajo carga sigue sin estar clara. En este trabajo, se realiza la simulación de dinámica molecular de la tensión uniaxial y la compresión de la fase B2 CuZr a lo largo de diferentes orientaciones cristalográficas para investigar la respuesta mecánica relacionada con la orientación y los mecanismos de transformación de fase. Se encontró que el comportamiento mecánico de CuZr exhibe una obvia asimetría tensión / compresión, pero su modo de falla es principalmente amorfización local. Se observaron tres comportamientos de transformación de fase diferentes, B2 → FCC, B2 → BCT y B2 → HCP, en tensión y compresión a lo largo de [001], y tensión a lo largo de [110], respectivamente. Las transformaciones se realizan mediante rotación de celosía (~ 5 °), deformación uniforme y separación entre capas atómicas de Cu y Zr, respectivamente. Antes de la falla por amorfización local, la región de transformación de fase se puede recuperar después de la descarga, mostrando la superelasticidad.
Introducción
Los vidrios metálicos a granel (BMG) han atraído una atención considerable debido a sus excelentes propiedades mecánicas y físicas, como alta resistencia, elasticidad, alta dureza combinada con una excelente resistencia a la corrosión, etc. [1,2,3,4]. Sin embargo, suelen fallar por una fractura frágil catastrófica a través de bandas de corte localizadas [5, 6]. Esta deficiencia se ha superado hasta cierto punto en algunos compuestos de vidrio metálico a granel (BMGC) basados en CuZr mejorados por partículas dúctiles de CuZr en fase B2 [3, 7, 8, 9, 10, 11]. Además, algunas precipitaciones de CuZr cristalino B2 se formarían inherentemente a través de la cristalización en vidrio de CuZr bajo carga, y luego sufrirían macla y deslizamiento de dislocación, induciendo el cambio en las propiedades mecánicas de las BMG, como se encontró en el experimento [12]. Para endurecer las BMG con precipitaciones de CuZr en la fase B2 y diseñar BMG de alto rendimiento, se deben aclarar en primer lugar los comportamientos de deformación del CuZr en la fase B2.
La fase B2 CuZr es un tipo de aleación con memoria de forma que tiene la capacidad de recuperar su forma original bajo condiciones termomecánicas específicas [13, 14], que es diferente de los materiales cristalinos tradicionales que toman el deslizamiento de dislocación o el hermanamiento como principal mecanismo de deformación. [15,16,17]. El cálculo del primer principio basado en la teoría de la densidad funcional se puede utilizar para estudiar el proceso de adsorción [18,19,20] y la propiedad interfacial [21, 22], pero no se puede aplicar para estudiar la evolución dinámica de los comportamientos de transición de fase debido a a la limitación de la escala de cálculo. La simulación de dinámica molecular (MD) es un método eficaz para estudiar las propiedades mecánicas y los comportamientos de deformación de los materiales [23,24,25,26,27,28,29,30,31]. Sutrakar y Mahapatra investigaron los efectos de las dimensiones de la sección transversal y la temperatura sobre la transformación de fase en nanocables de Cu-Zr, así como la asimetría tensión-compresión mediante simulación MD [32,33,34], y obtuvieron algunos resultados valiosos. Por ejemplo, la fase B2 inicial se transforma en una fase tetragonal centrada en el cuerpo (BCT) mediante la nucleación y propagación de un plano de hermanamiento {100}. Amigo y col. utilizaron dos tipos de potenciales [35, 36] en sus simulaciones de MD para investigar los comportamientos de transformación de fase, y encontraron que uno produce la transformación martensítica de la estructura B2 a BCT, mientras que el otro no [13].
Se sabe que la anisotropía de los cristales juega un papel importante en la deformación de los materiales. Diferentes mecanismos de deformación pueden jugar un papel dominante durante la deformación cuando la carga se aplica a lo largo de diferentes orientaciones del cristal [37]. Por ejemplo, la dislocación perfecta, el deslizamiento y el hermanamiento son los principales mecanismos de deformación para la nanoindentación en las superficies (001) y (111) de nitruro de vanadio (VN) con un indentador cilíndrico [38, 39], respectivamente, mostrando una plasticidad anisotrópica obvia. Para el nanoalambre de hierro BCC, la transformación de fase muestra una intrincada dependencia de la orientación cristalográfica, a lo largo de la cual se aplica la carga, el cable orientado <001> presenta una transformación BCC → FCC, pero el cable orientado <011> y <111> sigue un BCC → Transformación HCP [40]. La matriz de distribución atómica en la estructura B2 es análoga a la de una estructura BCC, pero hay dos tipos de elementos en la estructura B2. La orientación del cristal de las partículas de refuerzo en las BMG suele estar dispersa, por lo que la dirección de carga debería tener diferentes influencias en el efecto de endurecimiento de las diferentes partículas. Por lo tanto, es necesario estudiar el comportamiento de deformación de las partículas de mejora con carga en diferentes orientaciones.
Tensión y compresión uniaxiales, como dos modos de carga básicos que se suelen utilizar para evaluar las propiedades mecánicas fundamentales de los materiales. En este trabajo, se llevan a cabo una serie de simulaciones MD de pruebas de compresión y tensión uniaxial de CuZr cristalino B2 a lo largo de las orientaciones [001], [110] y [111] para explorar la dependencia de la transformación de fase en la orientación de carga y la tensión y compresión. (T / C) asimetría.
Métodos
El conocido método del átomo incrustado (EAM) [41] se selecciona para describir la fuerza interatómica del sistema Cu-Zr. El potencial EAM se ha utilizado ampliamente para investigar el comportamiento mecánico de los metales y sus aleaciones [42,43,44,45,46]. Sobre la base del marco de EAM, Mendelev y sus colegas han identificado y optimizado los parámetros potenciales tres veces en 2007 [35], 2009 [36] y 2016 [47]. En este trabajo se utilizan los parámetros de la última versión del potencial interatómico para Cu-Zr [47] desarrollado en 2016. Estos parámetros pueden producir una energía de falla de apilamiento estable e inestable más realista en comparación con la desarrollada en 2009 [36], y pueden describir mejor las propiedades del CuZr cristalino.
Tres muestras con la carga axial z a lo largo de [001], [110] y [111] se preparan, respectivamente, como se muestra en la Fig. 1. Antes de la carga, se utiliza un algoritmo de gradiente conjugado (CG) para minimizar la energía del sistema para alcanzar un estable optimizado configuración. Las pruebas mecánicas se simulan a una temperatura ambiente de 300 K. Luego, el sistema se relaja con el conjunto NPT isotérmico-isobárico en T =300 K para 20 ps para alcanzar un estado de equilibrio con condición libre de presión. Se encuentra que el efecto de la tasa de deformación del material nano-policristalino se vuelve insignificante ya que la tasa de deformación varía en el rango entre 5 × 10 8 y 1 × 10 9 s −1 , por lo tanto, la tasa de deformación se asigna como 1 × 10 9 s −1 considerando de manera integral tanto la precisión como la eficiencia de cálculo [48, 49]. Por lo tanto, cada muestra se estira / comprime en la z -dirección a una velocidad de deformación de 10 9 s −1 durante la carga; mientras tanto, el conjunto NPT con barostato Nose / Hoover se emplea [50] para mantener la presión libre en x - y y -direcciones. En la etapa de relajación y carga, las condiciones de contorno periódicas se aplican en x -, años - y z -direcciones.
Muestras con z axial a lo largo de a [001], b [110] y c [111], coloreado con tipo atómico
El análisis de vecino común (CNA) [51], un algoritmo para caracterizar el entorno estructural local, suele utilizarse como método eficaz para clasificar los átomos en un sistema cristalino. La distancia del segundo vecino más cercano en una estructura BCC es solo un 15% más grande que la más cercana; por lo tanto, el método CNA perdería algo de confiabilidad en presencia de fuertes fluctuaciones térmicas y deformaciones. Para superar este corto, se propuso el método de emparejamiento de plantillas poliédricas (PTM) para clasificar el entorno estructural local de partículas e identificar la estructura cristalina local de fases condensadas simples (FCC, BCC, HCP, etc.) [52]. En comparación con CNA [51], el método PTM promete una mayor fiabilidad en presencia de fuertes fluctuaciones térmicas y deformaciones [52]. Las estructuras B2 y BCC tienen una disposición atómica análoga; por lo tanto, la estructura BCC identificada por este método es en realidad la estructura B2. Después del análisis de microestructura local para los datos obtenidos por simulación MD con PTM, los átomos se colorean de acuerdo con las siguientes reglas:azul para estructura BCC (B2), verde para estructura FCC, rojo para fallas de apilamiento o estructura HCP, violeta para estructura cúbica simple (SC) y blanco para límites de grano o núcleos de dislocación. Cabe señalar que los átomos rojos de una sola capa, de doble capa y de múltiples capas continuas se representan como límite gemelo, falla de apilamiento y estructura HCP, respectivamente. Las regiones locales que contienen átomos rojos, verdes, azules y blancos son amorfas.
Como método de análisis de microestructura complementario, el parámetro de centro-simetría (CSP) se utiliza para describir el trastorno local [53]. Para cada átomo, el CSP se calcula con la fórmula de flujo:
$$ \ mathrm {CSP} \ kern0.5em =\ kern0.5em \ sum \ limits_ {i =1} ^ {N / 2} {\ left | {\ mathbf {R}} _ i + {\ mathbf {R}} _ {i + N / 2} \ right |} ^ 2, $$ (1)donde N = 12 u 8 es el número de los primeros vecinos más cercanos de un átomo central en la estructura FCC o B2, y R i y R i + N / 2 son los vectores del átomo central a un par particular de los vecinos más cercanos. El CSP es cero para un átomo cuyos vecinos más cercanos se encuentran en sus sitios de celosía perfectos. Si hay un defecto, como una vacante o una dislocación en la vecindad de un átomo, la CSP del átomo será mucho más grande que la causada por la vibración atómica local. El software abierto Ovito desarrollado por Stukowski [54] se utiliza para mostrar configuraciones atómicas.
Resultados y discusiones
Curvas de tensión-deformación
La Figura 2 muestra la tensión-deformación ( σ - ε ) curvas para la fase B2 CuZr sometida a tensión y compresión uniaxial a lo largo de [001], [110] y [111]. Puede observarse que la tensión es mayor que la del experimento [55], porque (1) la escala de tiempo utilizada en la simulación MD difiere de la utilizada en el experimento, lo que da como resultado una velocidad de indentación mucho mayor que la del experimento; y (2) los defectos, incluidos defectos puntuales, dislocaciones y límites de grano, etc., no se consideran en las simulaciones. En la etapa inicial, estas curvas se desarrollan linealmente y luego muestran diferentes tendencias. Después del primer pico, estas curvas se pueden dividir en tres grupos. En el grupo I, las curvas descienden rápidamente a niveles bajos de tensión, como la compresión a lo largo de [110] y [111]. En el grupo II, las tensiones caen a una plataforma y fluctúan con el aumento de la deformación después del primer pico, como la tensión a lo largo de [001], [110] y la compresión a lo largo de [001]. Las curvas luego suben a sus segundos picos antes de la caída brusca final. En el grupo III, la curva desciende rápidamente a niveles bajos de estrés y luego fluctúa en un patrón en zigzag, como la tensión a lo largo [111]. Antes del primer pico, las muestras permanecen en la estructura B2 y no se puede observar ningún deslizamiento de dislocación obvio y hermanamiento, lo que puede considerarse como la deformación elástica. En la etapa elástica lineal, el módulo de Young E se puede obtener ajustando la pendiente de cada curva en el rango de 0,00 < ε <0,02, y se enumeran en la Tabla 1, donde se puede ver que la orientación [001] es la más suave y [111] es la más rígida. Esto concuerda con los resultados del hierro BCC a granel [40]. El E de la muestra bajo compresión es mayor que la sometida a tensión excepto por la orientación [001], en consistencia con la observada en el monocristal de Cu [56], que debería atribuirse a la mayor fricción bajo compresión [56]. El resto de curvas en la etapa elástica bajo compresión se desvían obviamente de la bajo tensión, lo que debe atribuirse a la naturaleza asimétrica de tracción y compresión del potencial interatómico [57]. Después del primer pico, no está claro si la deformación debe atribuirse a un deslizamiento por dislocación o una transformación de fase; por lo tanto, esta región no puede verse como una asimetría de T / C inelástica o plástica, lo que difiere de los trabajos de otros [57,58,59]. En la sección de flujo, se discutirán en detalle los mecanismos de deformación de la muestra sometida a cargas en diferentes direcciones.
σ - ε curvas de muestras bajo tensión (T) y compresión (C). un [001], b [110] y c [111]
Comportamiento de falla
La Figura 3 muestra las estructuras atómicas y las funciones de distribución radial (RDF) de las muestras sometidas a compresión a lo largo de [110] y [111], cuyas σ - ε Las curvas se pueden ver en la Fig. 2 etiquetadas como [110] C y [111] C. La Figura 3a, d muestra las muestras iniciales [110] y [111] después de la relajación a 300 K, donde se puede ver que los átomos son en la estructura B2. Cuando ε aumenta a 0,115 o 0,125 para [110] C y [111] C, respectivamente, aparece la región con estructuras mixtas, como se muestra en la Fig. 3b, f. La estructura en el área mixta se define como una fase mixta. La nucleación de la fase mixta corresponde a la etapa de caída rápida de las curvas [110] C y [111] C en la Fig. 2b, c, que está marcada con flechas. Por tanto, la transformación de la estructura local de B2 a una fase mixta provoca la rápida caída de la tensión. En la etapa de flujo, la variación de la fracción de volumen de la fase mixta es el mecanismo principal para acomodar una mayor deformación, las estructuras locales en las muestras bajo compresión a lo largo de [110] y [111] en ε =0,25 se muestran en la Fig. 3c, g, respectivamente. Para especificar la estructura en la región mixta, la función de distribución radial ( RDF ), g ( r ), de las muestras bajo compresión a lo largo de [110] y [111] a diferentes deformaciones se muestran en la Fig. 3d, h. Los picos del g ( r ) de las muestras en ε =0 y ε =0,25 son nítidos, lo que indica que aún mantienen la característica cristalina. Mientras que los picos del g ( r ) para las regiones mixtas, es decir, la muestra sin regiones B2, son romas excepto las primeras, lo que indica que la región mixta está en un estado amorfo. El algoritmo de extracción de dislocaciones (DXA) [60] también se utiliza para detectar si hay alguna nucleación de dislocaciones y no encontrar dislocaciones obvias a lo largo del proceso de deformación. Por lo tanto, la amorfización de la fase B2 se lleva a cabo para que sea el modo de falla principal, lo que da como resultado la caída rápida, marcada con flechas en la Fig. 2b, c.
Configuraciones atómicas y RDF de muestras bajo compresión. un - d Junto a [110] y e - h a lo largo de [111]
La Figura 4 muestra las configuraciones atómicas después de la deformación por caída rápida (deformación por falla) de las muestras bajo tensión a lo largo de [001], [110] y compresión a lo largo de [001], cuya σ - ε las curvas pertenecen al grupo II. Se puede ver en la Fig. 4 que se forman regiones mixtas, similares a las del grupo I, lo que indica que la amorfización es también el modo de falla principal (Fig. 4). Sin embargo, estas regiones mixtas están rodeadas por átomos verdes y rojos (estructura FCC y HCP), que es diferente de la estructura B2 en la Fig. 3. Esta diferencia indica que la fase mixta se transforma de la estructura B2 bajo compresión en la Fig. 3, pero de FCC para la muestra [001] bajo tensión y compresión, y de HCP para la muestra [110] bajo tensión.
Configuraciones atómicas en muestras en tensión de falla. un Bajo tensión a lo largo de [001], b bajo tensión a lo largo de [110] y c bajo compresión a lo largo de [111]
Transformaciones de fase
La Figura 5 muestra el σ - ε curva de la muestra [001] bajo tensión, donde también se exhiben las microestructuras en puntos típicos (marcados con A, B, ..., G). Los átomos en el punto A ( ε =0.079) están en la estructura B2, lo que indica que antes de ε =0.079 la deformación en la muestra es elástica. Sin embargo, tiene lugar la transformación local de B2 a FCC, como se muestra en el recuadro de ε =0.082 en la Fig.5, lo que resulta en la primera caída rápida (A → B) a ε =0.082, donde la liberación de la energía elástica almacenada debido a la redistribución de la configuración atómica proporciona la energía para la necesidad de la transformación de fase. En la etapa de flujo de B → F, la energía elástica almacenada se libera aún más a medida que continúa la transformación de fase, lo que lleva a la reducción de la tensión. La estructura local de la muestra se convierte en FCC completamente en ε =0,242 (punto E). Y la estructura sigue cambiando entre los puntos E y F, pero la tensión sigue cayendo con el aumento de la tensión. Para revelar el cambio de microestructura, la distribución de g ( r ) y la variación del número de átomos ( N ) contra CSP ( N - CSP ) de la muestra en ε =0.242, 0.254 y 0.267 (entre los puntos E y F) se calculan y se muestran en la Fig. 6a, b, respectivamente, donde la altura de cada pico aumenta con el aumento de la deformación, lo que indica que el sistema se vuelve más compacto.
σ-ε curva de la muestra bajo tensión a lo largo de [001], coloreada con estructura local, con azul, verde y rojo que representan las fases B2, FCC y amorfa, respectivamente
un RDF , b N - CSP parcelas de muestra bajo tensión a lo largo de [001]. c - e Distribución de CSP en muestra a diferentes cepas
Para caracterizar si un átomo es parte de una red perfecta o un defecto local, por ejemplo, una dislocación o falla de apilamiento, o una superficie, el CSP [53] de los átomos con el número de vecinos más cercanos de la estructura FCC ( N =12) se calculan, como se muestra en la Fig. 6c – e. Y una CSP más grande significa una mayor desviación de la celosía perfecta [17]. Puede verse en la Fig. 6b que el número de átomos con CSP <1 aumenta con el aumento de la deformación, lo que también se puede ver de manera más intuitiva a partir de la distribución de CSP de los átomos en la Fig. 6c-e. Se diferencia de los resultados habituales en que normalmente la CSP no disminuiría con el aumento de la tensión. Por lo tanto, los principales comportamientos de deformación en esta etapa también deben atribuirse a la transformación de fase de FCC imperfecta a FCC perfecta. En la etapa de flujo, la muestra con estructuras de FCC se estira y la tensión aumentará hasta alcanzar el segundo punto de fluencia. Luego, la curva cae bruscamente, lo que corresponde a la amorfización local en lugar de la nucleación de la dislocación o el deslizamiento.
Para ilustrar la transformación de fase del material durante la deformación, la Fig. 7 muestra algunos yoz cortes de la muestra bajo tensión a diferentes deformaciones. Las líneas discontinuas horizontales y verticales se utilizan como referencias para identificar si las estructuras atómicas giran y se desvían. Con el aumento de ε de 0.0 a 0.079, los átomos se encuentran en líneas paralelas a los ejes horizontal y vertical, lo que indica que son de estructura local B2. Sin embargo, la matriz atómica en la Fig. 7b cambia a la de la Fig. 7c como ε de 0.079 a 0.119 cuando algunas estructuras B2 se transforman en la estructura FCC. El ángulo entre las matrices cambia de 90 ° en la Fig.7b para la estructura B2 a ~ 85 ° en la Fig.7c para la estructura FCC con la orientación de la celosía desviándose del eje vertical 5 ° en el sentido de las agujas del reloj, pero la matriz atómica de la estructura B2 no cambia. cambiar obviamente y no tiene una rotación obvia. Durante 0.119 < ε < 0.190, el área de FCC aumenta y la matriz de átomos verdes gira gradualmente en sentido antihorario. En ε =0.242, toda la estructura B2 se transforma en estructuras FCC, como se muestra en la Fig.7e, donde las tres orientaciones de la celosía se vuelven casi paralelas con los tres ejes respectivamente, pero todavía hay una desviación marcada, lo que indica que la estructura FCC no es perfecta, lo cual es en coherencia con lo que se muestra en la Fig. 6c. En la etapa de flujo, la matriz atómica tiende regularmente, como se muestra en la Fig. 7f en ε =0.267, que se reconoce como un plano {110} de estructura FCC, con su orientación cristalina en direcciones horizontal y vertical cambiada de [010] y [001] de estructura B2 a <110> y <001> de estructura FCC.
yoz cortes de muestra bajo tensión a diferentes cepas, coloreadas con una estructura de celosía local, con azul, verde y rojo que representan las fases B2, FCC y amorfa, respectivamente
La simulación de la respuesta de la muestra (100) durante la descarga de diferentes deformaciones máximas de tracción ( ε máx =0.1, 0.2 y 0.3, respectivamente), y el σ - ε Las curvas se muestran en la Fig. 8. Se puede ver que la descarga σ - ε curvas entre ε =0.266 y ε =0.056 no se superponen con la curva de carga, pero pueden encontrarse con la σ elástica - ε curva en ε =0.056 y luego regrese al origen a lo largo de la elástica σ - ε curva, exhibiendo la característica superelástica. Las rutas de carga y descarga forman bucles de histéresis, que deben atribuirse a las diferentes rutas de reenvío y transformaciones de fase inversa.
Carga y descarga σ - ε curvas de tensión a lo largo de [001] de diferentes deformaciones
El σ - ε La curva de la muestra [001] bajo compresión tiene una tendencia similar, como se muestra en la Fig. 9a, que se puede dividir en cuatro etapas:(1) σ aumenta linealmente con el aumento de la tensión; (2) σ cae a una meseta; (3) σ aumenta linealmente con una pendiente más grande hasta el segundo pico a medida que aumenta la deformación; (4) σ cae bruscamente a la segunda meseta. Al analizar las estructuras locales con PTM, se puede encontrar que la mayoría de los átomos se identifican como estructura B2 antes de alcanzar el segundo pico, excepto algunos átomos dispersos que se identifican como otra estructura local, como se muestra en la Fig. 9a. Sin embargo, de acuerdo con el entendimiento anterior, un cambio repentino en el σ - ε Las curvas suelen corresponder al cambio de microestructura. Para confirmarlo aún más, el N - CSP Los gráficos se calculan y se muestran en la Fig. 9b, en la que el CSP para cada átomo en diferentes cepas se calcula con los vecinos más cercanos de la estructura B2 ( N =8). Cuando ε =0, el CSP de átomos es mayor que 0, pero menor que 1, debido al efecto de la temperatura, lo que implica que los átomos están en perfecta estructura B2. Con el aumento de ε , los átomos se pueden dividir en dos grupos por sus CSP:CSP <1 y 5
Respuestas de la muestra [001] bajo compresión. un σ-ε curva y configuraciones atómicas típicas, con átomos coloreados con estructuras locales identificadas por PTM. b N - CSP parcelas
Evolución de la longitud de enlace para la muestra [001] bajo compresión, con enlaces coloreados con su longitud
La figura 11a muestra la respuesta de la muestra [110] bajo tensión. El primer pico (punto A) corresponde al límite de rendimiento de la estructura B2, luego alguna estructura B2 local se transforma en la estructura HCP, lo que resulta en una fuerte caída. Con el aumento de ε , la tensión disminuye hasta el punto C cuando la muestra se transforma totalmente en HCP. Figura 11b, c es el xoy cortes de una capa en ε =0 y 0.150, respectivamente, donde se puede ver que en la etapa inicial los átomos de Cu y Zr están en una capa atómica idéntica (Fig. 11b). Sin embargo, los átomos de Cu y Zr se separan en capas adyacentes en ε =0.150 (Fig. 11c), lo que da como resultado la transformación de fase de B2 a HCP. Luego, con el aumento de ε , σ aumenta con una pendiente menor que la de la etapa lineal inicial hasta el punto D, seguida de una caída brusca a un nivel de tensión bajo, correspondiente a la falla por amorfización local.
un Comportamiento de deformación de la tensión a lo largo de [110], coloreado con PTM. b , c Rebanadas atómicas en xoy plano en ε =0 y 0.150, respectivamente
Conclusiones
En este trabajo se estudian las respuestas y transformación de fase de muestras de CuZr sometidas a tensión y compresión uniaxial a lo largo de las orientaciones [001], [110], [111] respectivamente mediante simulaciones de dinámica molecular, haciendo uso del último potencial interatómico, a partir del cual se Se pueden sacar las siguientes conclusiones principales:
- 1.
Las respuestas mecánicas de las muestras de CuZr bajo tensión y bajo compresión exhiben una asimetría obvia, y su principal mecanismo de falla debería ser la amorfización local.
- 2.
Hay tres tipos de transformaciones de fase:B2 → FCC, B2 → BCT y B2 → HCP en tensión y compresión a lo largo de [001] y tensión a lo largo de [110].
- 3.
B2 → FCC, B2 → BCT y B2 → HCP Las transformaciones de fase se realizan mediante mecanismos únicos, respectivamente, que son la rotación de la red (~ 5 °), la deformación uniforme y la separación de la capa atómica de Cu y Zr para cada una.
- 4.
La región de transformación de fase se puede recuperar después de la descarga antes de la amorfización local, mostrando la superelasticidad.
Los resultados son importantes para la exploración de las propiedades mecánicas y los mecanismos de deformación del CuZr nanocristalino, y para las aplicaciones de partículas de CuZr nanocristalinas como agente mejorador para mejorar la tenacidad del vidrio metálico.
Disponibilidad de datos y materiales
Los conjuntos de datos utilizados o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a solicitud razonable.
Abreviaturas
- CCO:
-
Cúbico centrado en el cuerpo
- BCT:
-
Centrado en el cuerpo-tetragonal
- BMG:
-
Vidrios metálicos a granel
- BMGC:
-
Compuestos de vidrio metálico a granel
- CG:
-
Gradiente conjugado
- CNA:
-
Análisis de vecinos comunes
- CSP:
-
Parámetro de centro-simetría
- Cu:
-
Cobre
- CuZr:
-
Cobre-circonio
- DXA:
-
Algoritmo de extracción de dislocaciones
- EAM:
-
Método de átomo incrustado
- FCC:
-
Cúbico centrado en la cara
- HCP:
-
Hexagonal compacto
- MD:
-
Dinámica molecular
- NPT:
-
Número constante de partículas, presión y temperatura
- PTM:
-
Coincidencia de plantilla poliédrica
- RDF:
-
Función de distribución radial
- T / C:
-
Tensión y compresión
- VN:
-
Nitruro de vanadio
- Zr:
-
Circonio
- ε :
-
Colar
- σ :
-
Estrés
Nanomateriales