Chemin de transformation de phase dans l'Aluminium sous rampe de compression ; simulation et étude expérimentale

May 09, 2023

Rapports scientifiques volume 12, Numéro d'article : 18954 (2022) Citer cet article

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Nous présentons un cadre basé sur la dynamique moléculaire hors équilibre (NEMD) pour reproduire l'événement de transformation de phase de l'aluminium sous une charge de compression en rampe. La réponse de densité de contrainte simulée, les modèles de diffraction des rayons X virtuels et l'analyse de la structure sont comparés aux données expérimentales de diffraction des rayons X in situ de compression de rampe pilotée par laser précédemment observées. Les simulations NEMD montrent que les transitions de phase solide-solide sont cohérentes avec les observations expérimentales avec une structure cubique compacte à faces centrées (fcc) (111), une structure hexagonale compacte (hcp) (002) et une structure cubique centrée sur le corps bcc ( 110) plans restant parallèles. L'analyse au niveau atomique des simulations NEMD identifie la voie de transformation de phase exacte qui se produit via la transformation de Bain, tandis que les données de diffraction des rayons X in situ précédentes ne fournissaient pas suffisamment d'informations pour déduire la voie de transformation de phase exacte.

L'avancement des techniques expérimentales a considérablement amélioré notre compréhension de la stabilité de la phase solide et de la transformation de la phase solide-solide sous haute pression. Le développement de pistolets à gaz1, de puissance pulsée2 et de pilotes laser3, combinés à la diffraction des rayons X in situ (XRD)4,5, a dévoilé la structure et les informations de phase de nombreux matériaux sous dynamique, haute pression, choc et quasi- compression isentropique avec des vitesses de déformation allant de 104 à 108 s−1. La XRD in situ est capable de capturer les cônes de diffraction Debye – Scherrer de l'échantillon à différentes pressions et de projeter ces cônes de diffraction dans l'espace \(2\theta -\phi\), où l'angle de Bragg \(\theta\) est l'angle entre le faisceau de rayons X et la famille de plans de réseau et \(\phi\) est l'angle d'azimut autour de la direction des rayons X incidents. Le profil \(2\theta\) permet de calculer la distance interplanaire selon la loi de Bragg6. L'angle \(\chi\), qui est l'angle entre la norme de l'échantillon et la norme du plan, peut être calculé à l'aide de l'équation7 \(\mathrm{cos}\left(\chi \right)=\mathrm{cos}\left( \phi \right)/\mathrm{cos}(\theta )\) et utilisé pour évaluer la texture cristallographique pendant la transformation de phase en suivant quels plans restent parallèles. Cette technique a été appliquée avec succès pour comprendre la physique à haute température/haute pression telle que la dynamique de maclage et de réseau dans le tantale choqué par laser8, la stabilité de la phase à haute pression pendant la décompression dans les nanoparticules de ferrite de zinc9 et la voie de transformation de phase du graphite au diamant hexagonal10 .

Dans un travail récent de Polsin et al.11, la XRD in situ a été utilisée pour détecter la structure cristalline de l'aluminium (Al) sous une charge de compression en rampe. Les auteurs ont découvert qu'une transition de phase solide-solide, cohérente avec une transformation en une structure hexagonale compacte (hcp), se produit à environ 216 GPa, tandis qu'une transformation en une structure cohérente avec la structure cubique centrée sur le corps (bcc) se produit à 320 GPa. Les résultats de la XRD in situ suggèrent que les plans cubiques à faces centrées (fcc) (111), hcp (002) et bcc (110) restent parallèles à travers les transformations solide-solide fcc-hcp et hcp-bcc. Cependant, le mécanisme et la voie de la transformation de phase lors de la compression dynamique, qui a récemment émergé comme un sujet important et intéressant dans la recherche à haute pression11,12,13,14, restent flous. Expérimentalement, cela nécessiterait des mesures de diffraction résolues dans le temps pendant la compression de choc/rampe par laser, ce qui est techniquement difficile. Cependant, même la cristallographie XRD in situ n'est pas suffisante pour déterminer la voie de transformation de phase exacte à partir d'expériences à haute pression et à haute température, car plusieurs voies de transformation peuvent potentiellement produire des plans parallèles similaires pendant la transformation15. À l'aide de la dynamique moléculaire hors équilibre (NEMD), la configuration atomistique exacte de la structure à chaque étape de la simulation NEMD du chargement en rampe peut être déterminée au niveau atomistique. Les profils XRD virtuels peuvent également être facilement obtenus et directement comparés aux expériences pour vérifier les simulations. Ainsi, les simulations NEMD fourniront une compréhension fondamentale des mécanismes de déformation plastique et de la voie de transformation de phase structurelle et les profils XRD seront utilisés pour la vérification expérimentale.

Le NEMD est un outil adapté à l'étude des processus macroscopiques irréversibles, selon la deuxième loi de la thermodynamique, tels que la spallation16, le chargement par choc17 et le chargement par rampe18,19. Cependant, le NEMD traditionnel souffre de l'inconvénient critique de ne s'appliquer qu'aux systèmes avec une échelle temporelle/spatiale limitée en raison du coût de calcul élevé20. Cet inconvénient est encore plus important dans les études de chargement en rampe, où la vitesse de déformation expérimentale est lente (moins de 106 s−1). Afin d'obtenir des taux de rampe inférieurs dans NEMD, des durées de simulation plus longues sont nécessaires. À leur tour, des systèmes de matériaux plus grands sont également nécessaires pour permettre le développement et la propagation des ondes de contrainte. Ces limitations pèsent lourdement sur le coût de calcul, justifiant la nécessité de réduire la taille du système sans compromettre la capacité de prédire la physique de la déformation. Ainsi, la mise à l'échelle dynamique du système de chargement en rampe a été proposée et examinée18,21 pour surmonter ce problème. Des travaux antérieurs de Thompson et al.21, ainsi que de Lane et al.18, ont démontré que le NEMD dans un système de taille réduite est tout à fait capable de capturer toute la réponse élastique et la plupart de la réponse plastique lors du chargement en rampe d'un système beaucoup plus grand. système, à condition que le temps et la position soient mis à l'échelle par le même facteur tandis que le taux de compression dx/dt est maintenu constant. Cette théorie a permis de mener l'étude informatique d'expériences de compression de rampe sur les dimensions spatiales et temporelles des microns et des nanosecondes dans un système réduit à l'échelle des nanomètres et des picosecondes, accessible par des simulations NEMD. Les détails de cette méthode et son applicabilité sont discutés dans la Sect. 1 des Documents supplémentaires.

Dans ce manuscrit, nous utilisons des simulations NEMD avec mise à l'échelle dynamique pour étudier les transformations de phase de l'Al compressé en rampe. Les interactions entre les atomes d'aluminium sont modélisées à l'aide du potentiel de la méthode des atomes intégrés (EAM) développé par Winey et al.22. Ce potentiel a été spécifiquement développé pour étudier la physique à haute pression de Al et est largement utilisé dans les simulations liées aux chocs16,23,24,25. Plus précisément, Yang et al.26 ont utilisé le potentiel de Winey pour reproduire les courbes d'Hugoniot, le coefficient de Grüneisen et la température de fusion de Al sous une charge de choc jusqu'à 300 GPa et ont trouvé de grands accords avec les expériences. Nous reviendrons ensuite sur nos découvertes précédentes sur le mécanisme de transformation de phase structurelle de Al, où il subit des transitions fcc à bcc sous compression de rampe pilotée par laser avec XRD in situ15,27. On constate que les simulations NEMD peuvent reproduire exceptionnellement bien la réponse de densité de contrainte de l'expérience lorsque la simulation adopte le même facteur d'échelle pour les dimensions temporelles et spatiales par rapport à l'expérience (par exemple, 1/20 de l'expérience). Ensuite, sur la base de l'analyse du modèle XRD, de l'analyse des instantanés atomistiques et du calcul de l'orientation du réseau local, nous discutons du chemin de transformation de la phase structurelle avec une transformation de Bain assistée par dislocation. Enfin, la DRX virtuelle de la structure aux différents étages et la relation relative entre les plans compacts sont comparées à l'observation expérimentale, montrant un bon accord dans les signatures de transformation de phase.

Pour la configuration NEMD, un système Al monocristallin (SC) orienté < 001 > 10,12 nm × 10,12 nm × 1000 nm avec 6,25 × 106 atomes et un facteur d'échelle de 1/20 de l'expérience est créé et compressé en rampe dans le Sens Z. Les pistons mobiles sont placés initialement à la limite Z inférieure et se déplacent avec une vitesse linéairement croissante jusqu'à 6 km/s en 500 ps. Des conditions aux limites périodiques sont appliquées le long des directions transversales. Un miroir d'impulsion qui reflète l'impulsion de tout atome qui entre en contact avec lui est appliqué à la limite Z supérieure. D'autres configurations SC avec différents facteurs d'échelle (c'est-à-dire la dimension de la structure et le taux d'accélération de chargement) sont comparées en détail dans les matériaux supplémentaires. Une structure nanocristalline (NC) texturée (orientée < 001 >) est également générée via la tessellation de Voronoi28. Afin de permettre aux dislocations de s'empiler et d'interagir les unes avec les autres dans les nanograins, la taille moyenne des grains est fixée à 15 nm, puis la dimension de la structure NC est fixée à 30,37 nm × 30,37 nm × 100 nm avec un atome total nombre de 5,6 × 106. Ainsi, la durée d'accélération est fixée à 50 picosecondes (ps) pour respecter un facteur d'échelle de 1/200 pour le temps et la longueur. Le contributeur de plasticité dans l'Al NC texturé est discuté dans "Contributeur de plasticité dans l'Al nanocristallin texturé" de ce manuscrit.

La figure 1 montre la similitude de la réponse de densité de contrainte entre les simulations NEMD, la compression de chargement de rampe assistée par laser et les données de cellule d'enclume de diamant. La similitude ne persiste que lorsque la simulation NEMD adopte le même facteur d'échelle temporelle et spatiale (c'est-à-dire 1/20 pour la structure SC et 1/200 pour la structure NC). Un taux de déformation sans dimension \({\dot{\widetilde{v}}}_{p}\) est proposé par Lane et al.18, pour identifier les systèmes correctement mis à l'échelle :

où \({v}_{t}=6 km/s\) est la vitesse terminale pour l'expérience et la simulation. \(\tau\) désigne la durée d'accélération, \(L\) est la longueur du piston et \({C}_{0}=6,27 km/s\) est la vitesse du son ambiant de Al. Lorsqu'un système simulé adopte les mêmes facteurs d'échelle temporelle et spatiale que l'expérience, son taux de déformation sans dimension sera le même que l'expérience, et il sert de bonne représentation à l'échelle de la configuration de l'expérience. Lorsque le taux de déformation sans dimension est différent, le comportement du système commencera à s'écarter de l'expérience. Ceci est particulièrement évident lorsque le taux de déformation sans dimension est supérieur à un certain seuil, c'est-à-dire que le facteur d'échelle temporelle est trop grand ou que le facteur d'échelle spatiale est trop petit. Dans cette situation, le réglage à l'échelle se rapprochera du régime de choc, où la structure présentera une réponse de densité de contrainte différente par rapport à l'expérience de chargement de rampe sans choc, illustrée à la Fig. 1. Les lecteurs peuvent se référer aux matériaux supplémentaires pour une discussion plus détaillée sur les principes fondamentaux de la méthode de mise à l'échelle et des résultats de simulation NEMD sous différents taux de déformation sans dimension. Dans cet article, toutes les données présentées proviendront de systèmes avec le même taux de déformation sans dimension que l'expérience de référence11. La figure 2 montre une série d'instantanés d'une pièce maîtresse de la structure SC sous une simulation NEMD de chargement en rampe à différents pas de temps. La structure passe par les étapes suivantes. De 0 à 10 GPa, cette pièce maîtresse subit une déformation élastique. À 14 GPa, des microfailles jumelles (c'est-à-dire des failles jumelles minces avec seulement 3 à 4 couches atomiques) se forment le long du plan de glissement \((111)\). Il convient de noter que les micro-jumeaux ne se forment que dans le système SC en raison de l'orientation spécifique et de la petite section transversale du système SC. Ce mécanisme est presque absent dans la structure NC avec des grains dans des orientations aléatoires, ce qui est plus cohérent avec les structures expérimentales réelles, voir les détails dans "Contributeur de plasticité dans l'Al nanocristallin texturé". À 28 GPa, de nouveaux partiels de Shockley principaux commencent à se nucléer et à se propager, laissant derrière eux des failles d'empilement (SF) le long des plans \((\overline{1 }11)\). Lorsque ces \((\overline{1 }11)\) SF se croisent avec les \((111)\) micro-jumeaux ; les micro-jumeaux sont décompressés et se transforment en \((111)\) SF. Avec une compression supplémentaire de la rampe, les \((111)\) SF s'épaississent jusqu'à environ 65 GPa, lorsque la phase bcc commence à se nucléer dans certaines parties de la structure. La phase bcc nuclée d'abord au niveau ou à proximité des SF qui se croisent sur les plans de glissement \((\overline{1 }11)\) et \(\left(111\right)\), voir l'illustration dans le cercle agrandi dans Fig. 2. Ce mécanisme de nucléation de la nouvelle phase bcc est similaire au modèle d'Olson-Cohen29 qui décrit la transformation de la phase austénite en α'-martensite facilitée par les SF observées dans l'alliage à base de fer30,31,32. La phase bcc prolifère alors, dépasse l'épaississement des SF et devient le mécanisme dominant à environ 80 GPa. À environ 90 GPa, la structure se transforme complètement en bcc. La nature de cette transformation de phase sera discutée en détail dans "Contributeur de plasticité dans l'Al nanocristallin texturé". Après la transformation de phase, la structure s'est déformée élastiquement de 90 à 165 GPa, correspondant à une réponse presque linéaire à une pente réduite dans les courbes de densité de contrainte (entre la ligne pointillée bleue de la Fig. 1). Ensuite, lorsque les défauts commencent à nucléer dans la phase bcc au-dessus de 165 GPa, la courbe de densité de contrainte change à nouveau de pente.

Courbes de densité-contrainte pour différentes configurations de simulation. Les données sont comparées avec l'expérience de rampe de Ref.15 et les données de cellule d'enclume de diamant de Ref.19. Pour les données de simulation et les données d'expérience, la contrainte et la densité se réfèrent à la contrainte et à la densité moyennes sur toute l'épaisseur de l'ensemble du domaine Al en fonction du temps, qui seront appelées contrainte et densité globales pour le reste du papier. La première barre verticale en pointillés indique le début de pression pour 100 % bcc dans SC NEMD. Entre les deux barres verticales en pointillés, la structure est pleine bcc et se déforme élastiquement pour SC NEMD. Après les deuxièmes barres en pointillés, la croissance des défauts est observée dans SC NEMD.

Instantané atomistique d'une tranche représentative de SC NEMD à différents états de stress globaux. Le sens de chargement est de bas en haut. Le grossissement de la zone encerclée montre la nucléation bcc initiale, où les atomes fcc ne sont pas affichés pour plus de clarté.

Les instantanés de la Fig. 2 ont démontré les détails atomistiques de l'activité de dislocation et de jumelage, ainsi que le processus de phase. Bien que de tels détails atomistiques ne puissent pas être capturés dans des expériences réelles, la diffraction virtuelle des rayons X des simulations peut être directement comparée entre la simulation et les résultats expérimentaux. Ainsi, comprendre la signature de diffraction et établir sa relation correspondante avec l'image atomistique aidera à révéler les mécanismes de transformation de phase à partir du diffractogramme in situ acquis au cours des expériences. La caractérisation de la XRD virtuelle pour la structure monocristalline est considérée dans cette section et les comparaisons avec des données XRD réelles sont discutées dans "Chemin de transformation de phase et comparaison entre la simulation et les expériences". Nous prenons les instantanés d'une dalle représentative, qui a une longueur de 50 nm à 0 GPa, comme illustré dans les encarts de la Fig. 3, et caractérisons cette région à l'aide de XRD virtuel car elle subit différentes étapes élastiques/plastiques sous la rampe de chargement.

Modèles de diffraction des rayons X pour une tranche représentative (instantanés atomistiques présentés sous forme d'encarts et colorés de la même manière que la Fig. 2) de SC NEMD à différents états de contrainte.

L'instantané à 0 ps représente la microstructure initiale non contrainte et équilibrée. Comme le montre la figure 3a, le diagramme XRD de cet instantané présente des pics nets. L'angle de diffraction (angle \ (2 \ thêta \)) pour les premier et deuxième pics du profil XRD se produit à 37,13 ° et 43,41 °, correspondant à la valeur rapportée des pics {111} et {200} de fcc Al, Fig. 3a. Lorsque le chargement de la rampe commence, la compression uniaxiale le long de la direction [001] entraînera le déplacement des pics \((002)\) et \((00\overline{2 })\) vers des angles plus grands, tandis que le \(\left (200\droite),\) \(\gauche(\overline{2 }00\droite),\) \(\gauche(020\droite),\) \((0\overline{2 }0)\) les pics restent inchangés. Cette différence de déformation des plans {200} entraîne la division du pic {200} à 10 GPa, comme le montre la figure 3b. Au contraire, tous les plans {111} ont le même angle avec la direction de chargement et sont donc compressés dans la même amplitude, ce qui entraîne le déplacement du pic {111} vers un angle plus grand au lieu de se diviser. À partir de 14 GPa, nous commençons à voir la formation de micro macles dans la région avec les plans \(\left(111\right)\), Fig. 3c. Fait intéressant, une division des pics {111} est également observée associée aux occurrences des micro-jumeaux. La division est due au fait que les micro-jumeaux acceptent non seulement une quantité importante de déformation atomique, mais permettent également à la déformation élastique dans la phase fcc d'être redistribuée de manière non uniforme. Une inspection plus approfondie de l'image atomique révèle les \(\left(111\right)\),\(\left(\overline{1 }11\right),\) et \(\left(\overline{1 }1 \overline{1 }\right)\) les avions sont restés sans contrainte. Cela correspond à une partie du premier pic sans décalage de 10 à 14 GPa, Fig. 3c. Au contraire, le plan \(\left(\overline{1 }\overline{1 }1\right)\) est désormais plus compressé avec une nouvelle distance inter-plans de 2,15 Å au lieu de 2,26 Å, ce qui correspond à la scission du pic {111} où sa deuxième partie s'est produite à un angle de diffraction plus élevé (deuxième pic dans le XRD). Il convient de noter à nouveau que les microjumeaux ne se forment que dans la structure SC en raison de la petite section transversale de ce système où un espace limité est disponible pour accueillir la déformation plastique. Les micro-jumeaux sont presque absents dans les expériences et dans la structure NC. Néanmoins, cette étude montre que les profils XRD peuvent capturer les formations macles via la séparation des pics. Comme indiqué dans la section précédente, à partir de 17 GPa, de nouveaux SF ainsi que les plans de glissement \((\overline{1 }11)\) commencent également à se nucléer et à décompresser le micro \(\left(111\right)\) jumeaux en \(\left(111\right)\) SF lorsqu'ils entrent en contact. Ensuite, à 28 GPa, les pics {111} divisés se recombinent en un seul pic, suggérant que tous les pics {111} sont compressés à la même amplitude, et une déformation homogène dans la matrice fcc est à nouveau obtenue, Fig. 3d. Pendant ce temps, un élargissement significatif du pic \(\left(111\right)\) et \(\left(200\right)\) est observé. Plus intéressant encore, il existe un écart entre la constante de réseau calculée à partir du pic (111) (3,70 Å) et du pic (200) (3,77 Å), suggérant que les deux pics se sont déplacés relativement. Sharma et al.33 ont étudié des profils XRD similaires obtenus lors de la compression en rampe de l'or sur la base des travaux théoriques de Warren34 et ont conclu que le déplacement relatif des pics ne pouvait être dû qu'à la présence de SF alors que l'élargissement pouvait être lié à de multiples mécanismes, y compris les SF, le jumelage, l'élargissement de la taille et l'élargissement de la souche. Ainsi, l'existence de SF dans la structure peut également être conclue à partir du profil XRD 28 GPa en plus de sa configuration atomistique correspondante. Au fur et à mesure que la contrainte se poursuit, les failles d'empilement \(\left(111\right)\) continuent de s'épaissir dans certaines parties de la structure. Les SF épaissis ont une configuration hcp avec ses plans basaux (001)hcp parallèles aux plans de glissement (111)fcc. Le profil XRD pour cet instantané spécifique présente également une signature hcp, comme illustré à la Fig. 3e. On remarque également que même au pic de l'événement d'épaississement des SF (à environ 76 GPa), seuls 41,2% des atomes totaux font partie des SF. Cela concorde avec l'observation selon laquelle l'épaississement des SF n'est pas uniforme dans la structure. Ensuite, à moins de 15 GPa, la transformation de phase devient dominante et dépasse globalement l'épaississement des SF. À 113 GPa, la phase bcc se propage à travers toute la structure, conduisant à un profil XRD présentant la signature bcc Al, Fig. 3f.

Comme indiqué dans "Réponse de densité de contrainte et chemin de déformation atomistique", nos simulations montrent une transformation de phase structurelle de fcc à bcc sous compression en rampe. Nous utilisons en outre la méthode d'appariement de modèles polyédriques35 pour analyser l'orientation du réseau des atomes. À 0 GPa, tous les atomes fcc ont une orientation \([100]\), \([010]\) et \([001]\) le long de x, y et z, respectivement ; à 113 GPa, tous les atomes bcc ont une orientation \([110]\), \([\overline{1 }10],\) et \([001]\) le long de x, y et z, respectivement. Ces orientations de réseau spécifiques correspondent à la relation d'orientation de Bain (OR) 36 entre les phases fcc et bcc, comme illustré sur la figure 4a. La relation d'orientation d'une supercellule qui passe par la transformation de Bain est illustrée à la Fig. 4b. Les modèles XRD virtuels de 0 GPa, 76 GPa et 399 GPa sont également tracés par rapport à la XRD expérimentale in situ prise à 0 GPa, 291 GPa et 466 GPa, comme le montre la Fig. 5a – c. La signature fcc et bcc entre l'expérience et la simulation a montré un accord remarquable. La constante de réseau de bcc peut par conséquent être calculée à travers les emplacements des pics de la figure 5c comme étant d'environ 2, 43 Å à 466 GPa pour l'expérience et de 2, 33 Å à 399 GPa pour la simulation. Les expériences ont utilisé une feuille d'aluminium polycristallin qui avait une texture initiale forte, tous les grains étant orientés (001) le long de l'axe de la fibre. Comme illustré sur la Fig. 5d–f, lors de la déformation, les points (111)fcc, (002)hcp, (011)bcc sont proches : angles \(\chi\) entre l'axe de la fibre (c'est-à-dire la direction de chargement) et les normales du plan de diffraction sont ~ 45° pour (111)fcc, ~ 50° pour (002)hcp et ~ 45° (011)bcc. Notez que l'angle théorique entre la normale (111)fcc et la direction de chargement (001)fcc pour le cristal idéal devrait être de 54,7°. L'écart entre la valeur théorique et les mesures est dû à la déformation et à la rotation du système à la suite du jumelage. Ainsi, on peut conclure de ces figures que les taches (111)fcc, (002)hcp, (011)bcc sont les mêmes plans les plus rapprochés qui restent essentiellement parallèles à travers les transformations. La figure 5g – i illustre les configurations atomiques observées à différentes contraintes de SC NEMD. Toutes les structures ont été tranchées le long du plan rapproché, et les angles entre les normales de ces plans et la direction de chargement sont calculés comme 54,7° pour (111)fcc, 46,7° pour (002)hcp et 42,2° pour (002 )hcp, respectivement, suggérant que les plans rapprochés restent également parallèles à travers la transformation pendant la simulation. Pour une transformation de Bain idéale dans une structure sans contrainte, nous aurions (011)bcc parallèle à (111)fcc et des angles de 45° entre la normale (011)bcc et l'axe de la fibre. À noter, cela ne s'applique qu'à \({\left(011\right)}_{bcc}\), \({\left(0\overline{1 }1\right)}_{bcc}\), \({\left(101\right)}_{bcc}\), \({\left(10\overline{1 }\right)}_{bcc}\), tandis que \({\left(110\ right)}_{bcc}\) et \({\left(\overline{1 }10\right)}_{bcc}\) sont perpendiculaires à l'axe de la fibre. Ces analyses d'orientation suggèrent que la transformation de phase observée dans la simulation correspond à celle de l'expérience. Il est important de souligner que la transformation de phase exacte ne peut être déterminée que lorsque l'orientation des plans parallèles ainsi que les directions parallèles à l'intérieur de ces plans sont connues. Ainsi, ce n'est qu'à travers les simulations NEMD que nous pouvons déterminer les directions dans le plan et le chemin de transformation de phase réel qui a eu lieu pendant le chargement en rampe. Par conséquent, le chemin de transformation proposé précédemment15 de la relation d'orientation Shoji–Nishiyama37 pour la transition fcc–hcp suivi de la relation d'orientation de Burgers38 pour la transition hcp–bcc, qui ne repose que sur les plans de compactage et l'axe de chargement, n'est pas correct.

( a ) Schéma de la transformation de Bain et ( b ) Perspective, vues de gauche, de face et de dessus d'une supercellule qui subit une transformation de phase structurelle pendant le chargement à différentes contraintes et l'orientation de réseau correspondante.

( a – c ) Expérience et données XRD virtuelles prises à différentes étapes du chargement de la rampe. Les données expérimentales sont prises à 0 GPa, 291 GPa et 466 GPa respectivement. Les données XRD virtuelles sont prises à 0 GPa, 76 GPa et 399 GPa respectivement. Remarquez les taches de Laue de diffraction monocristalline du diamant et des plaques d'ablateur/fenêtre LiF sont également présentées et atténuées artificiellement pour mettre en évidence la signature de diffraction Al. ( d – f ) Projection stéréographique des données de diffraction de l'expérience prise à différentes contraintes (216 GPa, 291 GPa et 466 GPa). Les cases noires, rouges et bleues renferment les anneaux Debye-Scherrer pour les plans fcc (111), hcp (002) et bcc (110), respectivement. Les courbes pleines colorées superposées aux figures indiquent une constante \(\chi\), (c'est-à-dire les angles entre la direction de chargement et les normes du plan de diffraction). ( g – i ) Tranches représentatives des configurations atomiques observées à partir de la configuration II à 0 GPa, 76 GPa et 113 GPa, respectivement. Le schéma de coloration est le même que celui de la Fig. 2. Les zones agrandies indiquent les plans rapprochés—fcc (111), hcp (002) et bcc (011), dont les normales ont des angles de 54,7°, 46,7° et 42,2° par rapport à le sens de chargement.

Il convient de noter que la pression de transition de fcc à hcp est plus faible dans les simulations NEMD par rapport aux expériences. Le profil XRD simulé de la phase hcp est pris à 76 GPa, et en comparaison, le XRD expérimental est pris à 291 GPa. Bien que les deux profils XRD pour les données de simulation et d'expérience présentent des signatures hcp claires, la position relative des pics est décalée en raison de la différence de constante de réseau de la phase hcp, Fig. 5b. La différence de pression de transition entre les simulations et les expériences pourrait être due à une croissance avancée et à une persistance raccourcie des défauts d'empilement dans les simulations NEMD, qui sont basées sur de petites cellules (facteur d'échelle 1/20 contre 1) et une limite légèrement différente (rigid piston vs LiF) par rapport aux échantillons dans les expériences réelles, où l'effet de la dynamique de nucléation pourrait s'étendre sur des microns39. De plus, lorsqu'elle est sous compression axiale, la structure a tendance à se dilater le long des dimensions transversales en raison de l'effet de Poisson. Cependant, en raison de la simulation se produisant dans un ensemble microcanonique avec des conditions périodiques complètes, les dimensions transversales ne sont pas autorisées à se déformer librement. Ainsi, des contraintes latérales élevées (à des niveaux d'environ 80 % des contraintes longitudinales concurrentes) sont créées sur les dimensions transversales, entraînant la pression hydrostatique globale dans la simulation à des niveaux comparables aux pressions mesurées dans les expériences15. Par conséquent, une raison possible de la plage de basse pression pour la phase hcp est qu'elle consiste en des défauts d'empilement qui sont générés en raison de l'interaction des dislocations dues à la petite section transversale de l'échantillon. Il a également été montré précédemment que la pression hydrostatique favorise les transformations qui sont dans un changement volumétrique négatif et pourrait déclencher une transformation de phase à des niveaux de contrainte de compression inférieurs40. Tous ces mécanismes contribuent potentiellement aux pressions de transition plus faibles observées dans les simulations. D'autres recherches sur la dynamique de nucléation dans les solides et des simulations NEMD à plus grande échelle seront bénéfiques pour élucider ces différences.

Pour étudier l'effet des joints de grains sur les comportements de déformation plastique résultants, nous avons effectué des simulations de chargement de rampe atomistiques sur une structure NC Al texturée orientée <001> fcc avec des configurations similaires aux structures SC. Ainsi, les dimensions latérales du NC Al texturé sont trois fois plus grandes que le SC pour accueillir des grains de la taille de 15 nm.

La courbe contrainte-déformation pour le NC Al texturé est illustrée à la Fig. 1 et présente un accord remarquable avec les expériences ainsi qu'avec le résultat SC NEMD. Des instantanés du NC Al texturé à plusieurs pressions critiques sont illustrés à la Fig. 6. On peut voir sur les instantanés des Fig. 6a, b que la plasticité précoce est dominée par les SF et que les micro-jumeaux sont presque absents, contrairement à la structure SC. La transformation de phase a également été initiée et terminée à des contraintes plus faibles ; la structure entière transformée en bcc à 76 GPa, Fig. 6d, contre 113 GPa pour SC NEMD. La croissance des défauts dans la phase bcc est également initiée dès que la transformation de phase est terminée, comme illustré par la figure 6e. Toutes ces observations sont cohérentes avec SC NEMD, suggérant que les joints de grains ont un effet négligeable sur le comportement de chargement de la rampe. Cette découverte est cohérente avec une étude récente sur l'équation d'état d'Hugoniot de Al26. Fait intéressant, nous notons que des expériences antérieures ont montré l'insensibilité de l'Hugoniot à la taille et à l'orientation des grains de cuivre41, alors que la dépendance à la forme du cristal/échantillon est forte pour le diamant42, le carbure de silicium43 et le TATB44. Cela implique clairement différents mécanismes dans la réponse des différents matériaux à la compression dynamique qui sont probablement étroitement liés à leur métallicité.

Instantané atomistique du NC Al texturé à différentes contraintes globales. Les atomes sont colorés de la même manière que sur la figure 2. La direction de chargement est de bas en haut.

En conclusion, des simulations NEMD sont réalisées pour étudier les propriétés de déformation plastique de l'Al dans des conditions de chargement en rampe. Des configurations avec des longueurs et des temps de simulation variables ont démontré qu'une approche de mise à l'échelle est viable lorsque les paramètres temporels et spatiaux sont mis à l'échelle de manière identique et que la longueur de la structure est suffisamment longue. Un excellent accord est observé dans la réponse de densité de contrainte entre les expériences de compression de rampe pilotées par laser publiées précédemment et les configurations de simulation avec des facteurs d'échelle appropriés. De plus, les images atomistiques et l'analyse de diffraction virtuelle d'une structure monocristalline ont démontré une voie de déformation plastique via la formation de micro macles → la formation de SF → l'épaississement du SF → la transformation de phase via le chemin de Bain.

Enfin, les modèles XRD virtuels sont comparés aux résultats expérimentaux in situ XRD et ont montré une similitude remarquable dans la signature fcc et bcc à des pressions comparables ainsi que des signatures similaires pour la phase hcp à différentes pressions intermédiaires. Le chemin de transformation de phase proposé est également contre-examiné avec le résultat de diffraction expérimental et a montré un bon accord. Cette étude a fourni des preuves concrètes du chemin de transformation de phase exact pour Al qui a eu lieu pendant le chargement en rampe et a également fourni des informations sur la compréhension des résultats de diffraction expérimentaux en corrélant l'analyse des modèles de diffraction virtuels avec des configurations atomistiques.

Les simulations NEMD sont réalisées à l'aide du code Large-scale Atomic/Molecular Massively Parallel Simulator (LAMMPS)45. Avant le chargement, toutes les structures ont subi une minimisation d'énergie en utilisant la méthode du gradient conjugué avec une tolérance de force maximale de 10−27 eV/Å. Ensuite, deux phases de relaxation sont effectuées, d'abord sous pression nulle et à température ambiante dans un ensemble Nosé-Hoover isotherme-isobare (NPT) puis dans un ensemble microcanonique (énergie et volume contraints NVE). OVITO46 est utilisé pour le post-traitement des résultats de simulation et pour la visualisation d'instantanés atomistiques ; Polyhedral Template Matching35 est utilisé pour l'identification de la structure cristalline et de l'orientation ; L'outil Dislocation Extraction Algorithm (DXA)47 est utilisé pour l'analyse des dislocations ; La XRD virtuelle implémentée dans LAMMPS est utilisée pour générer la signature de diffraction de l'instantané atomistique à tout moment. La longueur d'onde d'irradiation virtuelle XRD est fixée à 1,48 Å ou 1,21 Å pour comparer directement avec les expériences (8,37 keV (Cu) et 10,25 keV (Ge) He-α).

Les ensembles de données utilisés et/ou analysés au cours de l'étude en cours sont disponibles auprès de l'auteur correspondant sur demande raisonnable. Des exemples de scripts lammps et de fichiers potentiels associés sont fournis dans le lien suivant : https://rochester.box.com/s/loo1ks1jn98mej6khzecq7w7jr2lapcp.

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Cette étude a été soutenue par le département américain de l'énergie, Office of Science, Fusion Energy Sciences sous le numéro de prix DE-SC0020340.

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Gilbert W. Collins

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LH, NA et GWC ont conçu et conçu l'étude ; DP, SZ et GWC ont réalisé l'expérience. LH et NA ont mené la simulation et analysé les données. LH, NA, D, P et SZ ont rédigé l'article. Tous les auteurs ont examiné le manuscrit.

Correspondance à Niaz Abdolrahim.

Les auteurs ne déclarent aucun intérêt concurrent.

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Réimpressions et autorisations

He, L., Polsin, D., Zhang, S. et al. Chemin de transformation de phase dans l'Aluminium sous rampe de compression ; simulation et étude expérimentale. Sci Rep 12, 18954 (2022). https://doi.org/10.1038/s41598-022-23785-7

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Reçu : 17 août 2022

Accepté : 04 novembre 2022

Publié: 08 novembre 2022

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

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