Trayectoria de transformación de fase en Aluminio bajo compresión en rampa; simulación y estudio experimental

May 09, 2023

Scientific Reports volumen 12, Número de artículo: 18954 (2022) Citar este artículo

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Detalles de métricas

Presentamos un marco basado en la dinámica molecular de no equilibrio (NEMD) para reproducir el evento de transformación de fase del aluminio bajo una carga de compresión en rampa. La respuesta de densidad de tensión simulada, los patrones de difracción de rayos X virtuales y el análisis de la estructura se comparan con los datos de difracción de rayos X in situ de compresión de rampa impulsada por láser experimental observados anteriormente. Las simulaciones NEMD muestran que las transiciones de fase sólido-sólido son consistentes con las observaciones experimentales con una estructura cúbica compacta centrada en las caras (fcc) (111), estructura compacta hexagonal (hcp) (002) y bcc cúbica centrada en el cuerpo ( 110) planos que permanecen paralelos. El análisis a nivel atómico de las simulaciones NEMD identifica la ruta de transformación de fase exacta que ocurre a través de la transformación de Bain, mientras que los datos anteriores de difracción de rayos X in situ no proporcionaron información suficiente para deducir la ruta de transformación de fase exacta.

El avance en las técnicas experimentales ha mejorado drásticamente nuestra comprensión de la estabilidad de la fase sólida y la transformación de fase sólido-sólido bajo alta presión. El desarrollo de pistolas de gas1, potencia pulsada2 y controladores láser3, combinados con la difracción de rayos X in situ (XRD)4,5, reveló la estructura y la información de fase de numerosos materiales bajo condiciones dinámicas, de alta presión, de choque y casi-. compresión isoentrópica con velocidades de deformación que van desde 104 a 108 s−1. La XRD in situ es capaz de capturar los conos de difracción de Debye-Scherrer de la muestra a diferentes presiones y proyectar estos conos de difracción en el espacio \(2\theta -\phi\), donde el ángulo de Bragg \(\theta\) es el ángulo entre el haz de rayos X y la familia de planos reticulares y \(\phi\) es el ángulo azimutal alrededor de la dirección de los rayos X incidentes. El perfil \(2\theta\) se puede utilizar para calcular la distancia entre planos según la ley de Bragg6. El ángulo \(\chi\), que es el ángulo entre la norma muestral y la norma plana, se puede calcular usando la ecuación7 \(\mathrm{cos}\left(\chi \right)=\mathrm{cos}\left( \phi \right)/\mathrm{cos}(\theta )\) y se utiliza para evaluar la textura cristalográfica durante la transformación de fase mediante el seguimiento de los planos que permanecen paralelos. Esta técnica se ha aplicado con éxito para comprender la física de alta temperatura/alta presión, como el maclado y la dinámica de red en tantalio impactado impulsado por láser8, la estabilidad de fase a alta presión durante la descompresión en nanopartículas de ferrita de zinc9 y la vía de transformación de fase de grafito a diamante hexagonal10 .

En un trabajo reciente de Polsin et al.11, se utilizó XRD in situ para detectar la estructura cristalina del aluminio (Al) bajo carga de compresión en rampa. Los autores descubrieron que una transición de fase sólida a sólida, consistente con una transformación a una estructura compacta hexagonal (hcp), ocurre alrededor de 216 GPa, mientras que una transformación a una estructura consistente con la estructura cúbica centrada en el cuerpo (bcc) ocurre a 320 GPa. Los resultados de XRD in situ sugirieron que los planos compactos cúbicos centrados en las caras (fcc) (111), hcp (002) y bcc (110) permanecen paralelos a través de las transformaciones sólido-sólido fcc-hcp y hcp-bcc. Sin embargo, el mecanismo y la vía de la transformación de fase tras la compresión dinámica, que ha surgido recientemente como un tema importante e interesante en la investigación de alta presión11,12,13,14, siguen sin estar claros. Experimentalmente, esto requeriría mediciones de difracción resueltas en el tiempo durante la compresión de rampa/choque impulsada por láser, lo cual es un desafío técnico. Sin embargo, incluso la cristalografía XRD in situ no es suficiente para determinar la ruta de transformación de fase exacta a partir de experimentos de alta presión y alta temperatura, ya que múltiples rutas de transformación pueden producir potencialmente planos paralelos similares durante la transformación15. Con la ayuda de la dinámica molecular de no equilibrio (NEMD), la configuración atomística exacta de la estructura en cada etapa durante la simulación NEMD de la rampa de carga se puede determinar a nivel atomístico. Los perfiles XRD virtuales también se pueden obtener fácilmente y comparar directamente con experimentos para verificar las simulaciones. Por lo tanto, las simulaciones NEMD proporcionarán una comprensión fundamental de los mecanismos de deformación plástica y la ruta de transformación de fase estructural y los perfiles XRD se utilizarán para la verificación experimental.

NEMD es una herramienta adecuada para el estudio de procesos macroscópicos irreversibles, según la segunda ley de la termodinámica, como la espalación16, la carga de choque17 y la carga en rampa18,19. Sin embargo, el NEMD tradicional adolece del inconveniente crítico de que solo es aplicable a sistemas con una escala temporal/espacial limitada debido al alto costo computacional20. Este inconveniente es aún más prominente en los estudios de carga en rampa, donde la velocidad de deformación experimental es lenta (menos de 106 s−1). Para lograr velocidades de rampa más bajas en NEMD, se requieren duraciones de simulación más largas. A su vez, también se necesitan sistemas de materiales más grandes para permitir el desarrollo y la propagación de ondas de tensión. Estas limitaciones suponen una pesada carga para el coste computacional, lo que justifica la necesidad de reducir el tamaño del sistema sin comprometer la capacidad de predecir la física de la deformación. Por lo tanto, se ha propuesto y analizado18,21 el escalado dinámico del sistema de carga en rampa para superar este problema. Trabajos previos de Thompson et al.21, así como de Lane et al.18, han demostrado que NEMD en un sistema de tamaño reducido es totalmente capaz de capturar toda la respuesta elástica y la mayor parte de la respuesta plástica durante la carga en rampa de un sistema mucho más grande. siempre que el tiempo y la posición estén escalados por el mismo factor mientras la tasa de compresión dx/dt se mantiene constante. Esta teoría permitió que la investigación computacional de experimentos de rampa de compresión en las dimensiones espaciales y temporales de micrones y nanosegundos se llevara a cabo en un sistema reducido en la escala de nanómetros y picosegundos, que es accesible mediante simulaciones NEMD. Los detalles de este método y su aplicabilidad se discuten en la Secc. 1 de los Materiales Complementarios.

En este manuscrito, utilizamos simulaciones NEMD con escalado dinámico para estudiar las transformaciones de fase de Al comprimido en rampa. Las interacciones entre los átomos de Al se modelan utilizando el potencial del método del átomo integrado (EAM) desarrollado por Winey et al.22. Este potencial se desarrolló específicamente para investigar la física de alta presión del Al y se usa ampliamente en simulaciones relacionadas con choques16,23,24,25. Específicamente, Yang et al.26 han utilizado el potencial de Winey para reproducir las curvas de Hugoniot, el coeficiente de Grüneisen y la temperatura de fusión del Al bajo carga de choque de hasta 300 GPa y encontraron grandes acuerdos con los experimentos. Luego revisaremos nuestros hallazgos anteriores sobre el mecanismo de transformación de fase estructural de Al, donde sufre transiciones de fcc a bcc bajo compresión de rampa impulsada por láser con XRD15,27 in situ. Se encuentra que las simulaciones NEMD pueden reproducir la respuesta de densidad de tensión del experimento excepcionalmente bien cuando la simulación adopta el mismo factor de escala para las dimensiones temporales y espaciales en comparación con el experimento (por ejemplo, 1/20 del experimento). Luego, en función del análisis de patrones XRD, el análisis de instantáneas atomísticas y el cálculo de la orientación de la red local, discutimos la ruta de transformación de fase estructural que presenta una transformación de Bain asistida por dislocación. Finalmente, la XRD virtual de la estructura en las diferentes etapas y la relación relativa entre los planos compactos se comparan con la observación experimental, mostrando una buena concordancia en las firmas de transformación de fase.

Para la configuración de NEMD, se crea un sistema de Al inicial de cristal único (SC) de 10,12 nm × 10,12 nm × 1000 nm orientado a < 001 > con 6,25 × 106 átomos y un factor de escala de 1/20 del experimento y se comprime en rampa en el dirección Z. Los pistones móviles se establecen inicialmente en el límite inferior Z y se mueven hacia arriba con una velocidad que aumenta linealmente hasta 6 km/s en 500 ps. Se aplican condiciones de contorno periódicas a lo largo de las direcciones transversales. Se aplica un espejo de momento que refleja el momento de cualquier átomo que entre en contacto con él en el límite Z superior. Otras configuraciones de SC con diferentes factores de escala (es decir, dimensión de la estructura y velocidad de aceleración de carga) se comparan en detalle en los Materiales complementarios. También se genera una estructura de nanocristal (NC) texturizada (orientada a < 001 >) a través de la teselación de Voronoi28. Para permitir que las dislocaciones se acumulen e interactúen entre sí en los nanogranos, el tamaño de grano promedio se establece en 15 nm y, posteriormente, la dimensión de la estructura NC se establece en 30,37 nm × 30,37 nm × 100 nm con un átomo total. cuenta de 5,6 × 106. Por lo tanto, la duración de la aceleración se establece en 50 picosegundos (ps) para cumplir con un factor de escala de 1/200 tanto para el tiempo como para la duración. El contribuyente de plasticidad en Al NC texturizado se analiza en "Contribuyente de plasticidad en Al nanocristalino texturizado" de este manuscrito.

La Figura 1 demuestra la similitud de la respuesta de densidad de tensión entre las simulaciones NEMD, la compresión de carga en rampa asistida por láser y los datos de celda de yunque de diamante. La similitud solo persiste cuando la simulación NEMD adopta el mismo factor de escala temporal y espacial (es decir, 1/20 para la estructura SC y 1/200 para la estructura NC). Lane et al.18 proponen una tasa de deformación adimensional \({\dot{\widetilde{v}}}_{p}\) para identificar sistemas que están correctamente escalados:

donde \({v}_{t}=6 km/s\) es la velocidad terminal tanto para el experimento como para la simulación. \(\tau\) denota la duración de la aceleración, \(L\) es la longitud del pistón y \({C}_{0}=6,27 km/s\) es la velocidad del sonido ambiental de Al. Cuando un sistema simulado adopta los mismos factores de escala temporal y espacial que el experimento, su velocidad de deformación adimensional será la misma que la del experimento y sirve como una buena representación escalada de la configuración del experimento. Cuando la velocidad de deformación adimensional es diferente, el comportamiento del sistema comenzará a desviarse del experimento. Esto es especialmente obvio cuando la velocidad de deformación adimensional es mayor que un cierto umbral, es decir, el factor de escala temporal es demasiado grande o el factor de escala espacial es demasiado pequeño. Bajo esta situación, la configuración escalada se acercará al régimen de choque, donde la estructura exhibirá una respuesta de densidad de tensión diferente en comparación con el experimento de carga en rampa sin choque, que se muestra en la Fig. 1. Los lectores pueden consultar los materiales complementarios para una discusión más detallada. sobre los fundamentos del método de escalado y los resultados de la simulación NEMD bajo diferentes velocidades de deformación adimensionales. En este documento, todos los datos mostrados serán de sistemas con la misma velocidad de deformación adimensional que el experimento de referencia11. La Figura 2 muestra una serie de instantáneas de una pieza central de la estructura SC bajo una simulación NEMD de carga en rampa en diferentes intervalos de tiempo. La estructura pasa por las siguientes etapas. De 0 a 10 GPa, esta pieza central sufre una deformación elástica. A 14 GPa, se forman microfallas gemelas (es decir, fallas gemelas delgadas con solo 3 o 4 capas atómicas) a lo largo del plano de deslizamiento \((111)\). Cabe señalar que los microgemelos solo se forman en el sistema SC debido a la orientación específica y al área de sección transversal pequeña del sistema SC. Este mecanismo está casi ausente en la estructura NC con granos en orientaciones aleatorias, lo que es más consistente con las estructuras experimentales reales, consulte los detalles en "Contribuyente de plasticidad en Al nanocristalino texturizado". A 28 GPa, los nuevos parciales de Shockley principales comienzan a nuclearse y propagarse, dejando fallas de apilamiento (SF) a lo largo de los planos \((\overline{1 }11)\) atrás. Cuando estos \((\overline{1 }11)\) SF se cruzan con los \((111)\) micro gemelos; los micro gemelos se abren y se transforman en \((111)\) SF. Con una mayor compresión en rampa, los \((111)\) SF se espesan hasta alrededor de 65 GPa, cuando la fase bcc comienza a nuclearse en ciertas partes de la estructura. La fase bcc primero se nuclea en o cerca de los SF que se cruzan en los planos de deslizamiento \((\overline{1 }11)\) y \(\left(111\right)\), vea la ilustración en el círculo ampliado en Fig. 2. Este mecanismo para la nucleación de la nueva fase bcc es similar al modelo de Olson-Cohen29 que describe la transformación de la fase austenita a α'-martensita facilitada por los SF observados en aleaciones a base de hierro30,31,32. Luego, la fase bcc prolifera, supera el engrosamiento de SF y se convierte en el mecanismo dominante alrededor de 80 GPa. Alrededor de 90 GPa, la estructura se transforma completamente en bcc. La naturaleza de esta transformación de fase se discutirá en detalle en "Contribuyente de plasticidad en Al nanocristalino texturizado". Después de la transformación de fase, la estructura se deformó elásticamente de 90 a 165 GPa, lo que corresponde a una respuesta casi lineal con una pendiente reducida en las curvas de tensión-densidad (entre la línea punteada azul en la Fig. 1). Luego, cuando los defectos comienzan a nuclearse en la fase bcc por encima de 165 GPa, la curva de tensión-densidad vuelve a cambiar de pendiente.

Curvas de densidad-tensión para diferentes configuraciones de simulación. Los datos se comparan con el experimento de rampa de Ref.15 y los datos de celda de yunque de diamante de Ref.19. Tanto para los datos de simulación como para los datos del experimento, el estrés y la densidad se refieren al estrés y la densidad promedio en todo el espesor de todo el dominio de Al en función del tiempo, que se denominará estrés y densidad globales para el resto del dominio. papel. La primera barra discontinua vertical indica el inicio de presión para 100% bcc en SC NEMD. Entre las dos barras discontinuas verticales, la estructura es bcc completa y se deforma elásticamente para SC NEMD. Después de las segundas barras discontinuas, se observa un crecimiento del defecto en SC NEMD.

Instantánea atomística de un segmento representativo de SC NEMD en diferentes estados de estrés global. La dirección de carga es de abajo hacia arriba. La ampliación del área circulada muestra la nucleación bcc inicial, donde los átomos fcc no se muestran para mayor claridad.

Las instantáneas en la Fig. 2 demostraron los detalles atomísticos de la actividad de dislocación y hermanamiento, y el proceso de fase. Si bien estos detalles atomísticos no se pueden capturar en experimentos reales, la difracción de rayos X virtual de las simulaciones se puede comparar directamente entre la simulación y los resultados experimentales. Por lo tanto, comprender la firma de difracción y establecer su relación correspondiente con la imagen atomística ayudará a revelar los mecanismos de transformación de fase del difractograma in situ adquirido durante los experimentos. La caracterización de la XRD virtual para la estructura monocristalina se considera en esta sección y las comparaciones con datos de XRD reales se analizan en "Ruta de transformación de fase y comparación entre simulación y experimentos". Tomamos las instantáneas de una losa representativa, que tiene una longitud de 50 nm a 0 GPa, como se ilustra en los recuadros de la Fig. 3, y caracterizamos esta región usando XRD virtual a medida que atraviesa diferentes etapas elásticas/plásticas bajo la rampa de carga.

Patrones de difracción de rayos X para un segmento representativo (instantáneas atomísticas mostradas como recuadros y coloreadas de la misma manera que la Fig. 2) de SC NEMD en diferentes estados de estrés.

La instantánea en 0 ps representa la microestructura equilibrada inicial sin tensión. Como se muestra en la Fig. 3a, el patrón XRD para esta instantánea muestra picos agudos. El ángulo de difracción (ángulo \(2\theta\)) para el primer y segundo pico del perfil XRD se produce en 37,13° y 43,41°, lo que coincide con el valor informado de los picos {111} y {200} de fcc Al, Fig. 3a. A medida que comienza la carga en rampa, la compresión uniaxial a lo largo de la dirección [001] hará que los picos \((002)\) y \((00\overline{2 })\) cambien a ángulos más grandes, mientras que \(\left (200\right),\) \(\left(\overline{2 }00\right),\) \(\left(020\right),\) \((0\overline{2 }0)\) Los picos permanecen sin cambios. Esta diferencia en la tensión de los planos {200} da como resultado la división del pico {200} a 10 GPa, como se muestra en la Fig. 3b. Por el contrario, todos los planos {111} tienen el mismo ángulo con la dirección de carga y, por lo tanto, se comprimen en la misma magnitud, lo que da como resultado que el pico {111} se desplace a un ángulo mayor en lugar de dividirse. A partir de 14 GPa, comenzamos a ver la formación de microgemelos en la región junto con los planos \(\left(111\right)\), Fig. 3c. Curiosamente, también se observa una división de los picos {111} asociada con las ocurrencias de los micro gemelos. La división se debe a que los microgemelos no solo acomodan una cantidad significativa de tensión atómica, sino que también permiten que la tensión elástica en la fase fcc se redistribuya de una manera no uniforme. Una inspección más cercana de la imagen atómica revela el \(\left(111\right)\),\(\left(\overline{1 }11\right),\) y \(\left(\overline{1 }1 \overline{1 }\right)\) los planos permanecieron sin tensión. Esto corresponde a parte del primer pico sin cambio de 10 a 14 GPa, Fig. 3c. Por el contrario, el plano \(\left(\overline{1 }\overline{1 }1\right)\) ahora está más comprimido con una nueva distancia entre planos de 2,15 Å en lugar de 2,26 Å, que corresponde a la división del pico {111} donde su segunda parte ocurrió en un ángulo de difracción más alto (segundo pico en el XRD). Cabe señalar nuevamente que los microgemelos solo se forman en la estructura SC debido a la pequeña área de sección transversal de este sistema donde el espacio disponible es limitado para acomodar la deformación plástica. Los micro gemelos están casi ausentes en los experimentos y en la estructura NC. Sin embargo, este estudio muestra que los perfiles XRD pueden capturar las formaciones gemelas a través de la división de picos. Como se indicó en la sección anterior, a partir de 17 GPa, los nuevos SF junto con los planos de deslizamiento \((\overline{1 }11)\) también comienzan a nuclearse y descomprimir el \(\left(111\right)\) micro gemelos en \(\left(111\right)\) SF cuando entran en contacto. Luego, a 28 GPa, los picos divididos {111} se recombinaron en un solo pico, lo que sugiere que todos los picos {111} se comprimen en la misma magnitud, y se logra nuevamente una tensión homogénea en la matriz fcc, Fig. 3d. Mientras tanto, se observa un ensanchamiento significativo de los picos \(\left(111\right)\) y \(\left(200\right)\). Más interesante aún, existe una discrepancia entre la constante de red calculada a partir del pico (111) (3,70 Å) y el pico (200) (3,77 Å), lo que sugiere que los dos picos se han desplazado relativamente. Sharma et al.33 han investigado perfiles XRD similares obtenidos durante la compresión en rampa de oro basándose en el trabajo teórico de Warren34 y han concluido que el desplazamiento relativo de los picos solo podría deberse a la presencia de SF, mientras que el ensanchamiento podría estar relacionado con múltiples mecanismos. incluyendo SF, hermanamiento, ensanchamiento de tamaño y ensanchamiento de tensión. Por lo tanto, la existencia de SF en la estructura también se puede concluir a partir del perfil XRD de 28 GPa además de su configuración atomística correspondiente. A medida que avanza la tensión, las fallas de apilamiento \(\left(111\right)\) continúan engrosándose en ciertas partes de la estructura. Los SF engrosados ​​tienen una configuración hcp con sus planos basales (001)hcp paralelos a los planos de deslizamiento (111)fcc. El perfil XRD para esta instantánea específica también exhibe la firma hcp como se ilustra en la Fig. 3e. También se observa que incluso en el pico del evento de espesamiento de los SF (alrededor de 76 GPa), solo el 41,2% del total de átomos son parte de los SF. Esto concuerda con la observación de que el espesamiento de SF no es uniforme en la estructura. Luego, dentro de 15 GPa, la transformación de fase se vuelve dominante y supera el engrosamiento de los SF a nivel mundial. A 113 GPa, la fase bcc se propaga por toda la estructura, lo que lleva a un perfil XRD que muestra la firma bcc Al, Fig. 3f.

Como se indica en "Respuesta de densidad de tensión y ruta de deformación atomística", nuestras simulaciones muestran una transformación de fase estructural de fcc a bcc bajo compresión rampa. Además, usamos el método de emparejamiento de plantillas poliédricas35 para analizar la orientación de la red de los átomos. A 0 GPa, todos los átomos de fcc tienen orientación \([100]\), \([010]\) y \([001]\) a lo largo de x, y y z, respectivamente; a 113 GPa, todos los átomos bcc tienen orientación \([110]\), \([\overline{1 }10],\) y \([001]\) a lo largo de x, y y z, respectivamente. Estas orientaciones reticulares específicas corresponden a la relación de orientación de Bain (OR)36 entre la fase fcc y bcc, como se ilustra en la Fig. 4a. La relación de orientación de una supercélula que pasa por la transformación de Bain se muestra en la Fig. 4b. Los patrones XRD virtuales de 0 GPa, 76 GPa y 399 GPa también se trazan frente a los XRD experimentales in situ tomados a 0 GPa, 291 GPa y 466 GPa, como se muestra en la Fig. 5a-c. La firma fcc y bcc entre el experimento y la simulación exhibió un notable acuerdo. En consecuencia, la constante de red de bcc se puede calcular a través de las ubicaciones de los picos de la Fig. 5c en alrededor de 2,43 Å a 466 GPa para el experimento y 2,33 Å a 399 GPa para la simulación. Los experimentos utilizaron una hoja de aluminio policristalino que tenía una textura inicial fuerte, con todos los granos orientados (001) a lo largo del eje de la fibra. Como se ilustra en la Fig. 5d–f, durante la deformación, los puntos (111)fcc, (002)hcp, (011)bcc están muy cerca: ángulos \(\chi\) entre el eje de la fibra (es decir, dirección de carga) y las normales del plano de difracción son ~ 45° para (111)fcc, ~ 50° para (002)hcp y ~ 45° (011)bcc. Observe que el ángulo teórico entre la normal (111)fcc y la dirección de carga (001)fcc para el cristal ideal debe ser de 54,7°. La desviación entre el valor teórico y las medidas se debe a la deformación y rotación del sistema como resultado del hermanamiento. Por lo tanto, se puede concluir a partir de estas Figuras que los puntos (111)fcc, (002)hcp, (011)bcc son los mismos planos más compactos que esencialmente permanecen paralelos a través de las transformaciones. En la figura 5g-i se ilustran las configuraciones atómicas observadas a diferentes tensiones de SC NEMD. Todas las estructuras han sido cortadas a lo largo del plano compacto, y los ángulos entre las normales de estos planos y la dirección de la carga se calculan como 54,7° para (111)fcc, 46,7° para (002)hcp y 42,2° para (002 )hcp, respectivamente, lo que sugiere que los planos compactos también permanecen paralelos a través de la transformación durante la simulación. Para una transformación de Bain ideal en una estructura sin deformación, tendríamos (011)bcc paralela a (111)fcc y ángulos de 45° entre la (011)bcc normal y el eje de la fibra. Para tener en cuenta, esto solo se aplica a \({\left(011\right)}_{bcc}\), \({\left(0\overline{1 }1\right)}_{bcc}\), \({\left(101\right)}_{bcc}\), \({\left(10\overline{1 }\right)}_{bcc}\), mientras que \({\left(110\ right)}_{bcc}\) y \({\left(\overline{1 }10\right)}_{bcc}\) son perpendiculares al eje de la fibra. Estos análisis de orientación sugieren que la transformación de fase observada en la simulación coincide con la del experimento. Es importante señalar que la transformación de fase exacta solo se puede determinar cuando se conocen la orientación de los planos paralelos y las direcciones paralelas dentro de esos planos. Por lo tanto, solo a través de las simulaciones NEMD podemos determinar las direcciones en el plano y la ruta de transformación de fase real que tuvo lugar durante la carga en rampa. Por lo tanto, la ruta de transformación previamente propuesta15 de la relación de orientación de Shoji-Nishiyama37 para la transición fcc-hcp seguida por la relación de orientación de Burgers38 para la transición hcp-bcc, que solo se basa en los planos de paquete cerrado y el eje de carga, no es correcta.

( a ) Esquema de la transformación de Bain y ( b ) Vistas en perspectiva, izquierda, frontal y superior de una supercélula que sufre una transformación de fase estructural durante la carga a diferentes tensiones y la orientación de la red correspondiente.

( a - c ) Experimento y datos XRD virtuales tomados en diferentes etapas de la rampa de carga. Los datos experimentales se toman a 0 GPa, 291 GPa y 466 GPa respectivamente. Los datos XRD virtuales se toman a 0 GPa, 76 GPa y 399 GPa respectivamente. Observe que los puntos de Laue de difracción de cristal único del diamante y las placas de ablación/ventana de LiF también se presentan y se atenúan artificialmente para resaltar la firma de difracción de Al. ( d – f ) Proyección estereográfica de los datos de difracción del experimento tomado en diferentes esfuerzos (216 GPa, 291 GPa y 466 GPa). Los recuadros negro, rojo y azul encierran los anillos Debye-Scherrer para los planos fcc (111), hcp (002) y bcc (110), respectivamente. Las curvas continuas coloreadas superpuestas a las figuras indican \(\chi\) constantes (es decir, los ángulos entre la dirección de la carga y las normas del plano de difracción). ( g – i ) Cortes representativos de las configuraciones atómicas observadas desde la configuración II a 0 GPa, 76 GPa y 113 GPa, respectivamente. El esquema de coloración es el mismo que el de la Fig. 2. Las áreas ampliadas indican los planos compactos: fcc (111), hcp (002) y bcc (011), cuyas normales tienen ángulos de 54,7°, 46,7° y 42,2° con respecto a la dirección de carga.

Cabe señalar que la presión de transición de fcc a hcp es menor en las simulaciones NEMD en comparación con los experimentos. El perfil XRD simulado de la fase hcp se toma a 76 GPa y, en comparación, el XRD experimental se toma a 291 GPa. Aunque ambos perfiles XRD para la simulación y los datos del experimento exhiben firmas hcp claras, la posición relativa de los picos se desplaza debido a la diferencia en la constante de red de la fase hcp, Fig. 5b. La diferencia en la presión de transición entre las simulaciones y los experimentos podría deberse al crecimiento avanzado y a la menor persistencia de las fallas de apilamiento en las simulaciones NEMD, que se basan en celdas pequeñas (factor de escala 1/20 frente a 1) y un límite ligeramente diferente (rigidez). pistón vs. LiF) en comparación con las muestras en los experimentos reales, donde el efecto de la dinámica de nucleación podría extenderse por micras39. Además, cuando está bajo compresión axial, la estructura tiende a expandirse a lo largo de las dimensiones transversales debido al efecto de Poisson. Sin embargo, debido a que la simulación ocurre en un conjunto microcanónico con condiciones periódicas completas, las dimensiones transversales no pueden deformarse libremente. Por lo tanto, se crean tensiones laterales elevadas (en niveles de alrededor del 80 % de las tensiones longitudinales concurrentes) en las dimensiones transversales, provocando que la presión hidrostática general en la simulación alcance niveles comparables a las presiones medidas en los experimentos15. Por lo tanto, una posible razón del rango de presión bajo para la fase hcp es que consiste en fallas de apilamiento que se generan debido a la interacción de dislocaciones debido a la pequeña sección transversal de la muestra. También se ha demostrado previamente que la presión hidrostática favorece las transformaciones que están en un cambio volumétrico negativo y podría desencadenar la transformación de fase a niveles más bajos de tensión de compresión40. Todos estos mecanismos contribuyen potencialmente a las presiones de transición más bajas observadas en las simulaciones. La investigación adicional sobre la dinámica de la nucleación dentro de los sólidos y las simulaciones NEMD a mayor escala serán beneficiosas para dilucidar tales diferencias.

Para investigar el efecto de los límites de grano en los comportamientos de deformación plástica resultantes, realizamos simulaciones de carga de rampa atomística en una estructura NC Al texturizada orientada a fcc <001> con configuraciones similares a las estructuras SC. Así, las dimensiones laterales del NC Al texturizado son tres veces mayores que las del SC para acomodar granos del tamaño de 15 nm.

La curva de tensión-deformación para el NC Al texturizado se muestra en la Fig. 1 y muestra una concordancia notable con los experimentos y también con el resultado SC NEMD. Las instantáneas del NC Al texturizado a varias presiones críticas se muestran en la Fig. 6. Se puede ver en las instantáneas de la Fig. 6a, b que la plasticidad temprana está dominada por SF y los micro gemelos están casi ausentes en oposición a la estructura SC. La transformación de fase también se inició y finalizó con esfuerzos más pequeños; toda la estructura se transformó a bcc a 76 GPa, Fig. 6d, en comparación con 113 GPa para SC NEMD. El crecimiento del defecto en la fase bcc también se inicia tan pronto como se completa la transformación de fase, como se ilustra en la Fig. 6e. Todas estas observaciones son consistentes con SC NEMD, lo que sugiere que los límites de grano tienen un efecto insignificante en el comportamiento de carga en rampa. Este hallazgo es consistente con un estudio reciente sobre la ecuación de estado de Hugoniot del Al26. Curiosamente, observamos que los experimentos anteriores han demostrado la insensibilidad del Hugoniot al tamaño de grano y la orientación del cobre41, mientras que la dependencia de la forma del cristal/muestra es fuerte para el diamante42, el carburo de silicio43 y el TATB44. Esto claramente implica diferentes mecanismos en la respuesta de diferentes materiales a la compresión dinámica que probablemente estén estrechamente relacionados con su metalicidad.

Instantánea atomística del NC Al texturizado a diferentes tensiones globales. Los átomos están coloreados de la misma manera que en la Fig. 2. La dirección de carga es de abajo hacia arriba.

En conclusión, se llevan a cabo simulaciones NEMD para investigar las propiedades de deformación plástica del Al en condiciones de carga en rampa. Las configuraciones con diferentes longitudes y tiempos de simulación demostraron que un enfoque de escala es viable cuando los parámetros temporales y espaciales se escalan de manera idéntica y la longitud de la estructura es adecuadamente larga. Se observa una excelente concordancia en la respuesta de densidad de tensión entre los experimentos de compresión de rampa impulsados ​​por láser publicados anteriormente y las configuraciones de simulación con factores de escala adecuados. Además, las imágenes atomísticas y el análisis de difracción virtual de una estructura monocristalina demostraron una ruta de deformación plástica a través de la formación de microgemelos → formación de SF → espesamiento de SF → transformación de fase a través del camino de Bain.

Finalmente, los patrones virtuales de XRD se comparan con los resultados experimentales de XRD in situ y mostraron una notable similitud en la firma fcc y bcc a presiones comparables, así como firmas similares para la fase hcp a diferentes presiones intermedias. La ruta de transformación de fase propuesta también se examina de forma cruzada con el resultado de difracción experimental y mostró un buen acuerdo. Este estudio brindó evidencia concreta de la ruta de transformación de fase exacta para Al que tuvo lugar durante la carga en rampa y también proporcionó información para comprender los resultados de difracción experimental al correlacionar el análisis de los patrones de difracción virtual con configuraciones atomísticas.

Las simulaciones NEMD se llevan a cabo utilizando el código del Simulador masivo en paralelo atómico/molecular a gran escala (LAMMPS)45. Antes de la carga, todas las estructuras se sometieron a una minimización de energía utilizando el método de gradiente conjugado con una tolerancia de fuerza máxima de 10−27 eV/Å. Luego se llevan a cabo dos corridas de relajación, primero bajo presión cero y temperatura ambiente en un conjunto isotérmico-isobárico (NPT) de Nosé-Hoover y luego en un conjunto microcanónico (NVE de energía y volumen restringido). OVITO46 se emplea para el procesamiento posterior de los resultados de la simulación y para la visualización de instantáneas atomísticas; Polyhedral Template Matching35 se utiliza para identificar la orientación y la estructura cristalina; La herramienta Algoritmo de extracción de dislocaciones (DXA)47 se utiliza para el análisis de dislocaciones; Los XRD virtuales implementados en LAMMPS se emplean para generar la firma de difracción de la instantánea atomística en un momento dado. La longitud de onda de irradiación XRD virtual se establece en 1,48 Å o 1,21 Å para compararla con los experimentos (8,37 keV (Cu) y 10,25 keV (Ge) He-α) directamente.

Los conjuntos de datos utilizados y/o analizados durante el estudio actual están disponibles del autor correspondiente a pedido razonable. En el siguiente enlace se proporcionan ejemplos de scripts de lammps y archivos potenciales relacionados: https://rochester.box.com/s/loo1ks1jn98mej6khzecq7w7jr2lapcp.

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Este estudio fue apoyado por el Departamento de Energía de EE. UU., Oficina de Ciencias, Ciencias de la Energía de Fusión con el número de concesión DE-SC0020340.

Programa de Ciencia de Materiales, Universidad de Rochester, Rochester, NY, 14627, EE. UU.

Lijie He y Niaz Abdolrahim

Departamentos de Ingeniería Mecánica, Universidad de Rochester, Rochester, NY, 14627, EE. UU.

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Laboratorio de Energética Láser, Universidad de Rochester, Rochester, NY, 14623, EE. UU.

Danae Polsin, Shuai Zhang, Gilbert W. Collins & Niaz Abdolrahim

Departamento de Física y Astronomía, Universidad de Rochester, Rochester, NY, 14627, EE. UU.

gilbert w collins

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LH, NA y GWC concibieron y diseñaron el estudio; DP, SZ y GWC realizaron el experimento. LH y NA realizaron la simulación y analizaron los datos. LH, NA, D,P y SZ escribieron el documento. Todos los autores revisaron el manuscrito.

Correspondencia a Niaz Abdolrahim.

Los autores declaran no tener conflictos de intereses.

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Reimpresiones y permisos

Él, L., Polsin, D., Zhang, S. et al. Trayectoria de transformación de fase en Aluminio bajo compresión en rampa; simulación y estudio experimental. Informe científico 12, 18954 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-23785-7

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Recibido: 17 Agosto 2022

Aceptado: 04 noviembre 2022

Publicado: 08 noviembre 2022

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-022-23785-7

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