Transformaciones de fase dependientes de la orientación en B2 CuZr: perspectivas desde la dinámica molecular

Resumen

La fase B2 CuZr se incorpora frecuentemente en vidrios metálicos a granel para mejorar la tenacidad, pero su respuesta de transformación de fase bajo diferentes orientaciones de carga no se comprende completamente. Mediante simulaciones de dinámica molecular, examinamos la tensión y compresión uniaxial de B2 CuZr a lo largo de las direcciones [001], [110] y [111]. Nuestros resultados revelan una asimetría tensión-compresión pronunciada, con fallo dominado por amorfización localizada. Identificamos tres transformaciones distintas dependientes de la orientación: B2→FCC y B2→BCT bajo tensión y compresión a lo largo de [001], y B2→HCP bajo tensión a lo largo de [110]. Estas transiciones ocurren mediante rotación de red de ~5°, deformación uniforme y separación de capas Cu/Zr, respectivamente. Importante: la región transformada se recupera tras la descarga antes de la amorfización, demostrando una respuesta superelástica.

Introducción

Los vidrios metálicos a granel (BMG) combinan resistencia excepcional, elasticidad y resistencia a la corrosión, pero su fallo frágil a través de bandas de cizalladura localizadas limita su aplicación generalizada. La incorporación de partículas dúctiles de B2 CuZr ha demostrado ser efectiva para mitigar este inconveniente, proporcionando un mecanismo de tenacidad que sigue bajo investigación activa [1–11]. En compuestos de BMG basados en CuZr, la fase B2 puede formarse durante la cristalización bajo carga, sufriendo posteriormente maclaje y deslizamiento de dislocaciones que alteran la respuesta mecánica de la matriz anfitriona [12]. Comprender el comportamiento de deformación de las partículas de refuerzo de CuZr es, por tanto, crítico para diseñar BMG de alto rendimiento.

La aleación B2 CuZr es un prototipo de aleación con memoria de forma que recupera su forma original bajo condiciones termo-mecánicas específicas, distinguiéndose de materiales cristalinos convencionales cuya deformación está dominada por deslizamiento de dislocaciones o maclaje [13,14]. Los cálculos de primeros principios proporcionan información a escala atómica sobre fenómenos de adsorción e interfaciales [18–22], pero no pueden capturar la evolución dinámica de transformaciones de fase a las escalas de longitud y tiempo relevantes. Las simulaciones de dinámica molecular (DM), en cambio, ofrecen un enfoque poderoso para estudiar propiedades mecánicas y mecanismos de deformación en detalle [23–31]. Trabajos previos de DM han revelado efectos de sección transversal y temperatura en transformaciones de fase de nanohilos Cu-Zr, así como asimetría tensión-compresión [32–34]. Además, la elección del potencial interatómico influye en la transición martensítica predicha de B2 a BCT [13,35–36].

La anisotropía cristalina influye profundamente en los mecanismos de deformación; diferentes direcciones de carga pueden activar procesos distintos como deslizamiento de dislocaciones, maclaje o transformación de fase [37–40]. Para B2 CuZr, la disposición atómica se asemeja estrechamente a una red cúbica centrada en el cuerpo (BCC), pero la presencia de dos elementos distintos introduce complejidad adicional. En compuestos de BMG, las partículas de refuerzo están orientadas aleatoriamente, por lo que la dirección de carga relativa a la cristalografía de la partícula modulará la efectividad del endurecimiento. Consecuentemente, se justifica una investigación sistemática de la fase B2 bajo tensión y compresión uniaxial a lo largo de múltiples orientaciones.

En este estudio, realizamos una serie de simulaciones DM de tensión y compresión uniaxial sobre cristales de B2 CuZr orientados a lo largo de [001], [110] y [111] para elucidar las vías de transformación de fase dependientes de la orientación y la asimetría tensión-compresión asociada.

Métodos

Empleamos el potencial de método de átomo empotrado (EAM) desarrollado por Mendelev et al. en 2016 [47], que reproduce con precisión las energías de falla de apilamiento y propiedades cristalográficas de CuZr. Se construyeron tres muestras monocristalinas con el eje de carga a lo largo de [001], [110] y [111], como se ilustra en la Fig. 1. Antes de la carga, una minimización de energía por gradiente conjugado (CG) seguida de una equilibración NPT de 20 ps a 300 K (presión cero) preparó una configuración inicial relajada.

Se aplicó deformación uniaxial a una tasa de 10⁹ s⁻¹, el rango típico para estudios DM a nanoescala donde la sensibilidad a la tasa de deformación es despreciable [48,49]. El ensamble NPT con barostato Nose–Hoover mantuvo las tensiones laterales en cero, asegurando volumen constante en direcciones transversales. Se aplicaron condiciones de frontera periódicas en todas las direcciones.

Las estructuras cristalinas locales se identificaron mediante coincidencia de plantillas poliedricas (PTM) [52], robusta frente a fluctuaciones térmicas y deformación. La salida PTM se mapeó a colores: azul (BCC/B2), verde (FCC), rojo (HCP/falla de apilamiento), púrpura (SC), y blanco (fronteras de grano o núcleos de dislocación). También se calculó el parámetro de centrosimetría (CSP) para cada átomo para cuantificar el desorden local (Ec. 1) [53].

Todos los datos DM se visualizaron con Ovito [54].

Resultados y Discusión

Curvas Tensión-Deformación

La Figura 2 muestra las curvas σ–ε para las tres orientaciones bajo tensión y compresión. El régimen lineal inicial refleja el comportamiento elástico; las pendientes proporcionan valores del módulo de Young (Tabla 1), mostrando que la orientación [001] es la más blanda y [111] la más rígida, consistente con la anisotropía del hierro BCC [40]. Los picos de tensión y caídas subsiguientes corresponden al inicio de deformación inelástica. Emergieron tres comportamientos post-pico distintos: (I) caída rápida de tensión, (II) meseta seguida de un segundo pico, y (III) fluctuaciones en zig-zag. Estas diferencias indican vías de transformación dependientes de la orientación.

Comportamiento de Fallo

Bajo compresión a lo largo de [110] y [111], las curvas σ–ε exhiben una caída brusca coincidiendo con la aparición de regiones de fase mixta (Fig. 3). Las funciones de distribución radial (RDF) confirman que estas regiones son amorfas, mientras que los dominios B2 restantes permanecen cristalinos. No se detectó nucleación de dislocaciones, indicando que la amorfización localizada es el mecanismo primario de fallo. Comportamiento similar ocurre en tensión a lo largo de [001] y [110] y compresión a lo largo de [001] (Fig. 4), donde regiones mixtas están rodeadas por fases FCC o HCP, sugiriendo una transformación de la red B2 en estas estructuras antes de la amorfización.

Transformaciones de Fase

La Figura 5 rastrea la evolución de la prueba de tensión [001]. Inicialmente, la red B2 está intacta (ε = 0.079). En ε ≈ 0.082, se inicia una transición B2→FCC localizada, causando la primera caída de tensión. A medida que la deformación continúa, la fase FCC crece, y para ε = 0.242 toda la muestra se ha transformado a FCC (Fig. 5). La transición va acompañada de una rotación de red de ~5° y la desaparición gradual de la separación de capas Cu-Zr. El análisis CSP (Fig. 6) muestra que el número de átomos con CSP bajo (<1) aumenta con la deformación, indicando una progresión de FCC imperfecto a perfecto. Al descargar (Fig. 8), la región FCC revierte parcialmente a B2, subrayando la naturaleza superelástica de la transformación.

La Figura 7 visualiza la evolución de la red a través de cortes yz a deformación creciente. La red B2 inicial (ε = 0) muestra arreglos atómicos ortogonales. En ε ≈ 0.079–0.119, ocurre nucleación parcial de FCC con una desviación de ~5°. A medida que aumenta la deformación, la región FCC se expande y reorienta, alineándose finalmente con el plano <110> (ε = 0.267). Esta rotación respalda aún más el carácter martensítico de la transición B2→FCC.

Al descargar desde varias deformaciones máximas (ε_max = 0.1, 0.2, 0.3), los caminos tensión-deformación (Fig. 8) exhiben bucles de histéresis que no se superponen completamente con las curvas de carga, pero retornan a la línea elástica, confirmando una respuesta reversible y superelástica. La histéresis proviene de la transición directa B2→FCC y su camino inverso.

La compresión a lo largo de [001] sigue una ruta distinta (Fig. 9). Tras un ascenso elástico inicial, la tensión cae a una meseta, luego sube de nuevo a un segundo pico antes de un declive final brusco. El análisis PTM muestra que la mayoría de átomos permanecen B2 hasta el segundo pico, indicando una transición B2→BCT impulsada por elongación diferencial de enlaces (Fig. 10). La fase BCT, con parámetros de red a = b > c, se forma mediante deformación uniforme y separación de capas Cu-Zr. La posterior disminución de tensión corresponde a amorfización localizada.

Bajo tensión a lo largo de [110] (Fig. 11), el pico de cedencia inicial es seguido por una caída rápida a medida que el B2 local se transforma a HCP, impulsado por separación de capas Cu-Zr. A medida que aumenta la deformación, la fase HCP crece hasta que la muestra se convierte completamente (punto C), tras lo cual una mayor deformación conduce a amorfización local y caída final de tensión. Cortes X-OY (Fig. 11b–c) revelan el rearreglo atómico clave: en ε = 0.150 las capas de Cu y Zr se desacoplan, iniciando la transición B2→HCP.

Conclusiones

Nuestra investigación DM de B2 CuZr bajo carga uniaxial a lo largo de [001], [110] y [111] revela cuatro hallazgos clave:

1. Las respuestas mecánicas exhiben una clara asimetría tensión-compresión; el fallo está dominado por amorfización localizada.
2. Ocurren tres transformaciones de fase distintas dependientes de la orientación: B2→FCC y B2→BCT bajo tensión/compresión [001], y B2→HCP bajo tensión [110].
3. Cada transformación sigue un mecanismo único: rotación de red de ~5° para B2→FCC, deformación uniforme y separación de capas Cu-Zr para B2→BCT, y desacople de capas Cu-Zr para B2→HCP.
4. La región transformada puede recuperarse parcialmente al descargar antes de la amorfización, demostrando superelasticidad.

Estos insights aclaran las vías de deformación de CuZr nanocristalino y guían el diseño de compuestos BMG con tenacidad a medida.