Transformações de Fase Dependentes da Orientação no B2 CuZr: Insights da Dinâmica Molecular

Resumo

A fase B2 CuZr é frequentemente incorporada em vidros metálicos a granel para aumentar a tenacidade, mas sua resposta de transformação de fase sob diferentes orientações de carregamento não é totalmente compreendida. Utilizando simulações de dinâmica molecular, examinamos a tração e compressão uniaxiais do B2 CuZr nas direções [001], [110] e [111]. Nossos resultados revelam uma assimetria tração-compressão pronunciada, com falha dominada por amorfização localizada. Identificamos três transformações distintas dependentes da orientação: B2→FCC e B2→BCT sob tração e compressão ao longo de [001], e B2→HCP sob tração ao longo de [110]. Essas transições ocorrem via rotação de rede de ~5°, deformação uniforme e separação de camadas Cu/Zr, respectivamente. Importante: a região transformada recupera-se parcialmente ao descarregar antes da amorfização, demonstrando uma resposta superelástica.

Introdução

Vidros metálicos a granel (BMGs) combinam resistência excepcional, elasticidade e resistência à corrosão, mas sua falha frágil através de bandas de cisalhamento localizadas limita aplicações generalizadas. A incorporação de partículas dúcteis de B2 CuZr tem se mostrado eficaz na mitigação desse problema, fornecendo um mecanismo de tenacificação ainda em investigação ativa [1–11]. Em compósitos de BMG baseados em CuZr, a fase B2 pode formar durante a cristalização sob carga, subsequentemente sofrendo geminação e deslizamento de discordâncias que alteram a resposta mecânica da matriz hospedeira [12]. Compreender o comportamento de deformação das partículas de reforço CuZr é, portanto, crítico para o projeto de BMGs de alto desempenho.

A liga B2 CuZr é uma liga protótipo de memória de forma que recupera sua forma original sob condições termo-mecânicas específicas, distinguindo-se de materiais cristalinos convencionais cuja deformação é dominada por deslizamento de discordâncias ou geminação [13,14]. Cálculos de primeiros princípios fornecem insights em escala atômica sobre adsorção e fenômenos interfaciais [18–22], mas não conseguem capturar a evolução dinâmica de transformações de fase nas escalas de comprimento e tempo relevantes. Simulações de dinâmica molecular (DM), em contraste, oferecem uma abordagem poderosa para estudar propriedades mecânicas e mecanismos de deformação em detalhe [23–31]. Trabalhos prévios de DM revelaram efeitos de seção transversal e temperatura nas transformações de fase de nanofios Cu-Zr, bem como assimetria tração-compressão [32–34]. Além disso, a escolha do potencial interatômico influencia a transição martensítica prevista de B2 para BCT [13,35–36].

A anisotropia cristalina influencia profundamente os mecanismos de deformação; diferentes direções de carregamento podem ativar processos distintos como deslizamento de discordâncias, geminação ou transformação de fase [37–40]. Para o B2 CuZr, o arranjo atômico assemelha-se a uma rede cúbica de corpo centrado (BCC), mas a presença de dois elementos distintos introduz complexidade adicional. Em compósitos de BMG, as partículas de reforço são orientadas aleatoriamente, então a direção de carregamento relativa à cristalografia da partícula modulará a eficácia da tenacificação. Consequentemente, uma investigação sistemática da fase B2 sob tração e compressão uniaxiais ao longo de múltiplas orientações é justificada.

Neste estudo, conduzimos uma série de simulações DM de tração e compressão uniaxiais em cristais de B2 CuZr orientados ao longo de [001], [110] e [111] para elucidar vias de transformação de fase dependentes da orientação e a assimetria tração-compressão associada.

Métodos

Empregamos o potencial de método de átomo embutido (EAM) desenvolvido por Mendelev et al. em 2016 [47], que reproduz com precisão as energias de falha de empilhamento e propriedades cristalográficas do CuZr. Três amostras de monocristal foram construídas com o eixo de carregamento ao longo de [001], [110] e [111], como ilustrado na Fig. 1. Antes do carregamento, uma minimização de energia por gradiente conjugado (CG) seguida por uma equilibração NPT de 20 ps a 300 K (pressão zero) preparou uma configuração inicial relaxada.

A deformação uniaxial foi aplicada a uma taxa de 10⁹ s⁻¹, a faixa típica para estudos DM em nanoescala onde a sensibilidade à taxa de deformação é desprezível [48,49]. O conjunto NPT com um barostato Nose–Hoover manteve as tensões laterais em zero, garantindo volume constante nas direções transversais. Condições de contorno periódicas foram impostas em todas as direções.

Estruturas cristalinas locais foram identificadas usando correspondência de template poliedrico (PTM) [52], que permanece robusta sob flutuações térmicas e deformação. A saída do PTM foi mapeada para cores: azul (BCC/B2), verde (FCC), vermelho (HCP/falha de empilhamento), roxo (SC) e branco (contornos de grão ou núcleos de discordância). O parâmetro de centro-simetria (CSP) também foi calculado para cada átomo para quantificar a desordem local (Eq. 1) [53].

Todos os dados de DM foram visualizados com Ovito [54].

Resultados e Discussão

Curvas Tensão-Deformação

A Figura 2 exibe as curvas σ–ε para as três orientações sob tração e compressão. O regime linear inicial reflete comportamento elástico; as inclinações fornecem valores do módulo de Young (Tabela 1), mostrando que a orientação [001] é a mais macia e [111] a mais rígida, consistente com a anisotropia do ferro BCC [40]. Picos de tensão e quedas subsequentes correspondem ao início da deformação inelástica. Três comportamentos pós-pico distintos surgiram: (I) declínio rápido de tensão, (II) platô seguido por um segundo pico, e (III) flutuações em zigue-zague. Essas diferenças indicam vias de transformação dependentes da orientação.

Comportamento de Falha

Sob compressão ao longo de [110] e [111], as curvas σ–ε exibem uma queda acentuada coincidindo com o aparecimento de regiões de fase mista (Fig. 3). Funções de distribuição radial (RDFs) confirmam que essas regiões são amorfas, enquanto os domínios B2 restantes permanecem cristalinos. Nenhuma nucleação de discordância foi detectada, indicando que a amorfização localizada é o mecanismo primário de falha. Comportamento semelhante ocorre em tração ao longo de [001] e [110] e compressão ao longo de [001] (Fig. 4), onde regiões mistas são cercadas por fases FCC ou HCP, sugerindo uma transformação da rede B2 nessas estruturas antes da amorfização.

Transformações de Fase

A Figura 5 acompanha a evolução do teste de tração [001]. Inicialmente, a rede B2 está intacta (ε = 0.079). Em ε ≈ 0.082, uma transição B2→FCC localizada inicia, causando a primeira queda de tensão. À medida que a deformação continua, a fase FCC cresce, e em ε = 0.242 toda a amostra se transformou em FCC (Fig. 5). A transição é acompanhada por uma rotação de rede de ~5° e o desaparecimento gradual da separação de camadas Cu–Zr. Análise CSP (Fig. 6) mostra que o número de átomos com CSP baixo (<1) aumenta com a deformação, indicando uma progressão de FCC imperfeito para perfeito. Ao descarregar (Fig. 8), a região FCC reverte parcialmente para B2, sublinhando a natureza superelástica da transformação.

A Figura 7 visualiza a evolução da rede através de fatias yz em deformações crescentes. A rede B2 inicial (ε = 0) exibe arranjos atômicos ortogonais. Em ε ≈ 0.079–0.119, ocorre nucleação parcial de FCC com desvio de ~5°. À medida que a deformação aumenta, a região FCC expande e reorienta, alinhando-se finalmente com o plano <110> (ε = 0.267). Essa rotação reforça o caráter martensítico da transição B2→FCC.

Ao descarregar a partir de várias deformações máximas (ε_max = 0.1, 0.2, 0.3), os caminhos tensão-deformação (Fig. 8) exibem loops de histerese que não se sobrepõem totalmente às curvas de carregamento, mas retornam à linha elástica, confirmando uma resposta reversível e superelástica. A histerese origina-se da transição direta B2→FCC e seu caminho reverso.

A compressão ao longo de [001] segue um caminho distinto (Fig. 9). Após uma subida elástica inicial, a tensão cai para um platô, depois sobe novamente para um segundo pico antes de um declínio final acentuado. Análise PTM mostra que a maioria dos átomos permanece B2 até o segundo pico, indicando uma transição B2→BCT impulsionada por alongamento diferencial de ligações (Fig. 10). A fase BCT, com parâmetros de rede a = b > c, forma-se através de deformação uniforme e separação de camadas Cu–Zr. A subsequente diminuição de tensão corresponde à amorfização localizada.

Sob tração ao longo de [110] (Fig. 11), o pico de escoamento inicial é seguido por uma queda rápida à medida que o B2 local se transforma em HCP, impulsionado pela separação de camadas Cu–Zr. À medida que a deformação aumenta, a fase HCP cresce até a conversão total da amostra (ponto C), após o que uma deformação adicional leva à amorfização local e queda final de tensão. Fatias X-OY (Fig. 11b–c) revelam o rearranjo atômico chave: em ε = 0.150 as camadas de Cu e Zr se desacoplam, iniciando a transição B2→HCP.

Conclusões

Nossa investigação DM do B2 CuZr sob carregamento uniaxial ao longo de [001], [110] e [111] revela quatro achados principais:

1. As respostas mecânicas exibem uma clara assimetria tração-compressão; a falha é dominada por amorfização localizada.
2. Três transformações de fase distintas dependentes da orientação ocorrem: B2→FCC e B2→BCT sob tração/compressão [001], e B2→HCP sob tração [110].
3. Cada transformação segue um mecanismo único: rotação de rede de ~5° para B2→FCC, deformação uniforme e separação de camadas Cu–Zr para B2→BCT, e desacoplamento de camadas Cu–Zr para B2→HCP.
4. A região transformada pode recuperar-se parcialmente ao descarregar antes da amorfização, demonstrando superelasticidade.

Esses insights esclarecem as vias de deformação do CuZr nanocristalino e orientam o projeto de compósitos BMG com tenacidade personalizada.

Disponibilidade de Dados e Materiais

Os conjuntos de dados gerados durante este estudo estão disponíveis a partir do autor correspondente mediante solicitação razoável.