Luận văn mô phỏng cấu trúc và sự thăng giáng mật độ trong kim loại lỏng và vô định hình

B ộ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO TRƯỜNG ĐẠI HỌC s PHẠM HÀ NỘI • • • • TRÀN QUỐC VIỆT MÔ PHỎ NG CẤU TRÚC VÀ s ư• THĂNG GIÁNG M ÃT Đ ô TRO NG KIM LOAI LỎNG VÀ VÔ ĐINH HÌNH • • LUÂN VĂN THAC s ĩ KHOA HOC VÃT CHẤT • • • • HÀ NỘI, 2015 B ộ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO TRƯỜNG ĐAI H ố• c s PHAM HÀ NÔI • • • TRẦN QUỐC VIỆT M Ô PHỎ NG CẤU TRÚC VÀ s ư• THĂNG GIÁNG M ÃT Đ ô TRO NG KIM LOAI LỎ NG VÀ VÔ ĐINH HÌNH • • Chuyên ngành: Vật lý lý thuyết Vật lý Toán Mã số: 60 44 01 03 LUÂN VĂN THAC s ĩ KHOA HOC VÃT CHẤT • • • • Ngưòi hướng dẫn khoa học: TS Phạm Hữu Kiên HÀ NỘI, 2015 LỜI CẢM ƠN Tôi xin bày tỏ lòng biết ơn sâu sắc đến TS Phạm Hữu Kiên tận tình hướng dẫn hoàn thành luận văn Người Thầy thương yêu tôi, tận tình bảo giảng giải cho vấn đề liên quan đến luận văn Xin chân thành cảm ơn Viện đào tạo sau Đại học Trường Đại Sư Phạm Hà Nội tạo điều kiện thuận lợi cho suốt trình học tập nghiên cứu đề tài luận văn Cuối xin bày tỏ lòng biết ơn tới gia đình, bạn bè, anh chị lớp Vật lý lý thuyết K I7 dành tình cảm, động viên, giúp đỡ vượt qua khó khăn để hoàn thành luận văn Hà Nội, ngày tháng năm 2015 Học viên Trần Quốc Việt LỜI CAM ĐOAN Tôi xin cam đoan đề tài riêng tôi, thực hướng dẫn TS Phạm Hữu Kiên sở nghiên cứu tài liệu tham khảo Nó không trùng kết với tác giả công bố Nếu sai xin chịu trách nhiệm trước hội đồng Hà Nội, tháng năm 2015 Học viên Trần Quốc Việt MUC LUC • • Danh mục kí hiệu,các chữ viết tắt .i Danh mục bảng ii Danh mục hình vẽ, đồ thị iii MỞ ĐẦU Chương TỔNG QUAN .3 1.1 Vật liệu kim loại lỏng vô định hình 1.1.1 Vật liệu kim loại lỏng .3 1.1.2 Vật liệu kim loại vô định hìn h 1.1.3 Kim loại s ắ t 1.1.4 Mô vật liệu kim loại lỏng vô định hình 10 1.2 Cơ chế khuếch tán kim loại 15 1.2.1 Cơ chế khuếch tán 15 1.2.2 Mô tượng khuếch tán vật liệu 19 1.3 Lý thuyết thăng giáng mật độ địa phương 21 Chương PHƯƠNG PHÁP TÍNH TOÁN 23 2.1 Phương pháp mô vật liệu kim loại 23 2.1.1 Phương pháp thống kê hồi phục 23 2.1.2 Phương pháp động lực học phân tử 26 2.1.3 Phương pháp tạo mẫu ni ken sắt nhiệt độ khác 30 2.2 Hàm phân bố xuyên tâm phân bố số phối t r í .32 2.3 Thuật toán xác định đơn vị cấu trúc 33 2.4 Thuật toán xác định thăng giáng mật độ địa phương 35 Chương KẾT QUẢ VÀ THẢO LUẬN 37 3.1 Đặc trưng cấu trúc kim loại niken sắt theo nhiệt đ ộ 37 3.2 Khảo sát chuyển pha kim loại niken sắt .46 3.3 Khảo sát thăng giáng mật độ địa phương sắt 51 KẾT LUẬN VÀ KIẾN NGHỊ 6 CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ LIÊN QUAN ĐẾN LUẬN VĂN 67 TÀI LIỆU THAM KHẢO i DANH MUC CÁC KÝ HIÊU VÀ CHỮ VIẾT TẮT • • ĐLHPT Động lực học phân t ò TKHP Thống kê hồi phục HPBXT Hàm phân bố xuyên tâm SPT Số phối trí VĐH Vô định hình TGMĐĐP Thăng giáng mật độ địa phương ĐVCT Đơn vị cấu trúc DCBPTB Dịch chuyển bình phương trung bình ii DANH MUC CÁC BẢNG BIỂU Trang Bảng 1.1 Bảng 1.2 Bảng 1.3 Bảng 2.1 Bảng 3.1 Bảng 3.2 Một số liệu hệ số cấu trúc a(K) số kim loại, K l K2 vị trí đỉnh cao thứ thứ hai a(K) Vị trí độ cao đỉnh hàm phân bố xuyên tâm cặp, g(r) số kim loại VĐH Các giá trị hệ số B cấu trúc Hệ số tương tác cặp nguyên tử Pak-Doyama Đặc trưng cấu trúc kim loại Ni Các đặc trưng lần chạy 21 31 38 60 iii DANH MỤC CÁC HÌNH VẼ, ĐỒ THỊ Hệ số cấu trúc Ga lỏng nhiệt độ khác HPBXT Fe lỏng VĐH Thừa số cấu trúc, a(K) số kim loại VĐH theo số liệu thực nghiệm Leung P.K [20] Sơ đồ biến đổi nhiệt sắt Sơ đồ chuyển pha sắt Mô tả số chế khuếch tán chủ yếu tinh thể 4 10 17 Sơ đồ khối phương pháp TKHP Sơ đồ khối phương pháp ĐLHPT Sơ đồ minh họa chiều (2 D) vị trí đỉnh HPBXT cấu trúc VĐH 25 28 33 Các loại ĐVCT: a) 4- ĐVCT; b) 5- ĐVCT; c) -ĐVCT 34 35 Minh họa TGMĐĐP nguyên tò Anh chụp D xếp nguyên tử niken mô hình lỏng nhiệt độ 750 Kqua triệu bước hồi phục Hàm phân bố xuyên tâm mẫu Niken 300 so với kết thực nghiệm T Ichikawa[60] HPBXT mô hình niken nhiệt độ khác Phân bố số phối trí mô hình niken theo nhiệt độ Ảnh chụp D xếp nguyên tò Fe mô hình lỏng nhiệt độ 1560 K HPBXT cặp kim loại sắt VĐH HPBXT mẫu sắt lỏng liệu mô thực nghiệm HPBXT mẫu sắt nhiệt độ khác Phân bố SPT mẫu sắt nhận nhiệt độ khác Sự biến đổi theo thời gian mô Sự phụ thuộc tỉ so Wendt-Abraham theo nhiệt độ Phân bố khoảng cách biên ĐVCT pha lỏng VĐH Sự phụ thuộc nhiệt độ vào lượng Sự phụ thuộc nhiệt độ vào tỉ số gmin/gmaxKhoảng cách dịch chuyển trung bình bình phương nguyên tò khoảng nhiệt độ từ 293,7 K - 2224,9 K 38 39 39 41 42 43 43 45 46 47 48 49 50 51 52 iv Phân bố TGMĐĐP loại khác Đồ thị thay đổi đáng kể hệ biến đổi từ dạng lỏng sang trạng thái VĐH Phân bố TGMĐĐP loại khác Đồ thị thay đổi đáng kể hệ biến đổi tò dạng lỏng sang trạng thái VĐH Sự phụ thuộc vào bước n nhiệt độ từ 1564,38 K - 2225,53 K Sự phụ thuộc khoảng cách dịch chuyển bình phương trung bình vào thăng giáng mật độ địa phương trung bình Sự phụ thuộc ln[D(T)/D(2670)] vào nghịch đảo nhiệt độ Sự phụ thuộc nhiệt độ vào ỗ Sự phụ thuộc nhiệt độ vào £ Phân bố không gian TGMĐĐP Phân bố số hạt xâm nhập vào thể tích v Phân bố thăng giáng mật độ địa phương thông qua số hạt Phân bố đại lượng mi(n) Đồ thị thay đổi đáng kể hệ chuyển từ lỏng sang VĐH Sự phụ thuộc ln(F) ln[ẽ, (T)/£(2670)] theo 1/T, sai lệch tò dáng điệu Arrhenius quan sát thấy nhiệt độTg 54 54 57 57 58 59 59 61 62 62 63 65 55 Xét TGMĐĐP hệ n bước Để thuận tiện, đặt mi(n) số TGMĐĐP xảy hạt thứ i Đại lượng mà quan tâm số TGMĐĐP trung bình, xác định công thức sau: N < m(n) >= N (3.2) Ở N tổng số nguyên tò sắt mẫu Từ định nghĩa tốc độ TGMĐĐP sau: (3.3) Hình 3.18 cho thấy số thăng giáng mật độ địa phương trung bình nhiệt độ khác từ 293,7 K đến 2225,53 K Từ hình vẽ ta thấy số bước ĐLHPT n tăng số TGMĐĐP trung bình tảng Cụ thể nhiệt độ 1564,38 K số bước ĐLHPT 50554,2 số TGMĐĐP trung bình 88,9 số bước ĐLHPT 150904,0 số TGMĐĐP trung bình 264,8 Từ hình vẽ ta nhận thấy nhiệt độ cao số TGMĐĐP trung bình tăng nhanh, đường cong hình 3.18 trở lên dốc Ttrên hình 3.18 ta thấy từ nhiệt độ 293,70K đến nhiệt độ 1200,38 K, số TGMĐĐP trung bình tăng, có tăng chậm đường cong có độ dốc thấp Nó điều thú vị để lưu ý tăng tuyến tính với n Do đó, tốc độ TGMĐĐP ệ xác định độ dốc hình theo n Từ ta đưa biểu thức dịch chuyển bình phương trung bình theo số bước n xảy thăng giáng mật độ địa phương DCBPTB có TGMĐĐP xảy cho bởi: (3.4) 56 Hình 3.18 cho thấy khoảng cách DCBPTB theo bước n nhiệt độ khác từ nhiệt độ 1200,38 K đến nhiệt độ 2225,53 K Từ hình vẽ cho ta thấy số TGMĐĐP trung bình tăng DCBPTB theo bước n tăng Mặt khác nhiệt độ khác độ dốc đường cong khác nhau, cụ thể đường cong mô tả DCBPTB nhiệt độ 2225,53 K dốc đường cong mô tả DCBPTB nhiệt độ 1200,38 K Từ ta rút kết luận DCBPTB hàm Do đó, TGMĐĐP hoạt động kẽ hở khuếch tán xác định từ độ dốc hình vẽ theo Hệ số khuếch tán xác định sau: D = BÔ£, Ở B = l / t o , to (3.5) thời gian tiêu thụ cho bước ĐLHPT Từ biểu thức (3.5) ta thấy hệ số khuếch tán D tính thông qua đại lượng ệ ô , mà ệ xác định có xuất thăng giáng mật độ địa phương Bằng phương pháp mô xác định hệ số khuếch tán phương trình (3.1) (3.5) cho kết phù hợp với hình 3.20 Như nói hai hệ số đặc trưng cho thăng giáng mật độ địa phương, phụ thuộc nhiệt độ ệ ô cho thấy hình 3.21 hình 3.22 Từ hình 3.21 cho ta thấy nhiệt độ nhỏ 1200.0 K ỗ có giá trị gần không Trong nhiệt độ lớn 1200.0 K ô nhận giá trị lớn vùng có nhiệt độ nhỏ 1200,0 K giá trị ỗ tăng nhanh nhiệt độ tăng Ví dụ, 1000,0 K s có giá trị 0,00649 Â2/ thăng giáng mật độ, 1500,0 K ứiì s có giá trị 0,05449 Â2/ thăng giáng mật độ Bằng cách phân tích tương tự hình 3.22 ta rút nhận xét là, nhiệt độ lớn 1200,0 K ệ nhận giá trị lớn Ç nhiệt độ 1200,0 K Cụ thể 1500,0 K, ệ có giá trị l,76xl0‘4 nhiệt độ 1000,0 K, \ có giá trị 0,939xl0‘4 Thăng giáng mật độ địa ph-ơng trung bình, 57 Sốb-ớcĐLHPT, n Hình 3.18 Sự phụ thuộc vào bước n nhiệt độ từ 293,70 K - 2225,53 K Thăng giáng mật độ địa ph- ơng trung bình, Hình 3.19 Sự phụ thuộc khoảng cách dịch chuyển bình phương trung bình vào thăng giáng mật độ địa phương trung bình 58 Nghịch đảo nhiệt độ 1/T, K“1 H ình 3.20 Sự phụ thuộc ln[D(T)/D(2670)] vào nghịch đảo nhiệt độ Từ phân tích hình 3.21 3.22 đưa nhận xét hai đại lượng giảm đơn điệu với nhiệt độ Thêm nữa, giảm nhanh nhiều Ví dụ, nhiệt độ thay đổi từ 1570,0 K đến 820,0 K, ệ giảm lần, giảm 145 lần Kết hệ số khuếch tán gần điểm chuyển thủy tinh chịu ảnh hưởng lớn hệ số ỗ Điều giải thích TGMĐĐP nguyên tử sắt mẫu Ở tập trung làm rõ câu hỏi ỗ giảm mạnh vói nhiệt độ Nguyên nhân ỗ giảm mạnh theo nhiệt độ liên quan đến TGMĐĐP Dựa vào hình 2.5a hình 2.5b xét dịch chuyển hạt vào thể tích Vo Ở hình 2.5a có hạt đánh số 1, 2, 3, 4, 5, , 7, 10 ( z8 ) giả sử hạt 10 chuyển thể tích Vo bảy hạt ( z7 ) hình 2.5b Khi z8—»z7 xảy ra, hạt , 9, 10, 11, 12, 13 14 đưa vào thể tích v Nếu hạt 10 chuyển vào Vo, số hạt mà truy cập vào thể tích Vo giống sau hai lần TGMĐĐP liên tiếp xảy Trong trường hợp hạt khác chuyển vào Vo, danh sách hạt truy cập vào gồm hạt Chúng gọi 59 thăng giáng thay đổi số hạt truy cập vào TGMĐĐP loại I Các trường hợp khác TGMĐĐP loại II Nhiệt độ, K H ình 3.21 Sự phụ thuộc nhiệt độ vào ỗ Nhiệt độ, K H ình 3.22 Sự phụ thuộc nhiệt độ vào Ị 60 Tỉ số o tT G M Đ Đ P định nghĩa số TGMĐĐP loại I tổng số TGMĐĐP xảy hệ Bởi TGMĐĐP loại I kéo theo với chuyển động quay lại hạt, mức độ trung bình gây DCBPTB nhỏ so với thăng giáng mật độ địa phương loại II Từ ta đưa kết luận DCBPTB phụ thuộc không vào thăng giáng mật độ địa phương mà phụ thuộc vào tỉ số ( X tg m đ đ p - Hình 3.23 cho thấy hai trường hợp phân bố không gian thăng giáng mật độ địa phương Đối với phân bố đồng hình 3.23a số thăng giáng mật độ địa phương mi(n) phù hợp với Trong trường hợp phân bố không đồng hình 3.23b ta nhận thấy rằng, có vùng mà nguyên tò linh động thăng giáng mật độ địa phương xảy thường xuyên, vùng máu xám Còn vùng mà nguyên tử linh động thấp TGMĐĐP xảy Như động học hệ không đồng Nói chung, động học không đồng ngăn cản khuếch tán toàn hệ Nó có nghĩa phân bố không gian TGMĐĐP ảnh hưởng đến DCBPTB Bảng 3.2 Các đặc trưng lân chạy Lân Nhiêt đô Sô bước /N chạy (K) (n) 826,22 387,41 600000 0,30 332900 5,99 1200,38 387,37 387,14 69,41 2225,53 145000 Năng lượng nguyên tử (eV) -1,3175 -1,2242 -0,8829 Để làm rõ ảnh hưởng mô tả tạo lần chạy mẫu mô nhiệt độ khác 826,22 K, 1200,38 K 2225,53 K với bước ĐLHPT 600000, 332900, 145000 Các đặc trưng lần chạy cho bảng 3.2 Có thể thấy số TGMĐĐP trung bình (m(n))như mồi lần chạy, tỉ số ^r2 (n )^ N giảm đáng kể 61 với giảm nhiệt độ Do TGMĐĐP ảnh hưởng khác đến DCBPTB nhiệt độ khác Để xác định tỉ số định số hạt xâm nhập S i(n ) ( X tg m đ đ p tiến hành xác vào thể tích v Đối với hạt xác định số hạt xâm nhập vào thể tích Vo, Si(n) Vì TGMĐĐP-loại I không làm thay đổi số hạt xâm nhập ước tính (X tg m đ đ p - Nếu S i(n ), ( X tg m đ đ p số hạt xâm nhập vào sử dụng để lớn, số vị trí xâm nhập S i( n ) nhỏ ngược lại Hình 3.24 cho biết phân bố hạt xâm nhập S i(n ) vào thể tích Vo, nhiệt khác Hình vẽ cho thấy mẫu nhiệt độ 826,22 K đường cong có đỉnh vị trí 18,0 độ cao 38,84 % Bằng cách phân tích tương tự mẫu 1200,38 K 2225,53 K, vị trí đỉnh 32, 78 độ cao đỉnh tương ứng 18,47 % 9,10 % Như vậy, nhiệt độ tăng, độ cao đỉnh thấp đỉnh dịch sang bên phải Điều rằng, hệ số tỉ lệ otTGMĐĐPtăng với giảm nhiệt độ a) b) Hình 3.23 Phân bố không gian TGMĐĐP, a) Phân bố đồng nhất; b) Phân bố không đồng nhất; vòng tròn màu xám nơi TGMĐĐP thường xuyên xảy ra, vòng tròn trắng nơi TGMĐĐP xảy Tỉ lệ % 62 s ố hạt xâm nhập Tỉ lệ % hạt H ình 3.24 Phân bố số hạt xâm nhập vào thể tích V0 s ố thăng giáng mật độ địa ph- ơng H ình 3.25 Phân bố thăng giáng mật độ địa phương thông qua sổ hạt 63 s ố thăng giáng mật độ địa ph- ang Hình 3.26 Phân bố đại lượng nii(n) Đồ thị thay đổi đáng kể hệ chuyển từ lỏng sang VĐH Hình 3.25 cho thấy phân bố TGMĐĐP thông số qua hạt Mẩu 826,22 K, đỉnh đường cong trải rộng hơn, độ cao đỉnh giảm xuống 8,80 % Điều ngụ ý nhiệt độ giảm TGMĐĐP phân bố không đồng hệ Phân bố không gian TGM ĐĐP cho thấy hình 3.26 Ở M i(n ) số TGMĐĐP xảy quanh vị trí thứ i lưới Có thể thấy đường cong nhiệt độ 826,22 K có đỉnh trải rộng hơn, độ cao đỉnh thấy so với đường cong nhiệt độ 1200,38 2225,53 K Ngược lại đường cong nhiệt độ 1200,38 2225,53 K tương tự Như vậy, phân bố không gian TGMĐĐP không đồng điểm nhiệt độ chuyển thủy tinh Tổng hợp k ế t thu c ó th ể k ế t luận k h i nhiệt đ ộ giảm (Xtgmđđp tăng phân bố TGMĐĐP hệ không đồng Yếu tố dẫn đến giảm đáng kể khoảng cách dịch chuyển bình phương trung bình Do đó, TGMĐĐP có tương quan mạnh nhiệt độ thấp Hệ số trương quan xác định gần bởi: 64 F(T) = - ^ - (3.6) 5(2670) Quá trình khuếch tán sắt lỏng rắn VĐH thực với hỗ trợ TGMĐĐP Mối liên hệ TGMĐĐP sử dụng để giải thích đặc điểm đặc biệt khuếch tán vật liệu VĐH Như thấy nghiên cứu động học chậm (sự giảm đột ngột hệ số khuếch tán nhiệt độ nóng chảy) quan sát chất lỏng thực Nó giả thiết hệ hạn chế đến trạng thái VĐH (trạng thái kẹt nhau) chuyển thủy tinh quan sát số hạng thẩm thấu vùng nguyên tử không linh động Từ mô vùng vị trí ^(T) Cụ thể vị trí TGMĐĐP xảy Tuy nhiên, kiện nhiệt độ thấp điểm chuyển thủy tinh, vùng không thấm qua Sự giảm đột ngột hệ số khuếch tán có kết chủ yếu từ hệ số ẽ,(T) Do đó, vùng hạt Fe không linh động điểm hầu hết TGMĐĐP-I Chúng gọi vùng vùng TGMĐĐP-I Khi nhiệt độ giảm, tỉ o tT G M Đ Đ P tăng Do đó, chậm nguyên tử Fe có nguồn gốc t ò không thấm qua vùng TGMĐĐP-I Cơ chế khuếch tán Fe VĐH chia thành vùng Trong vùng nhiệt độ cao, hai loại TGMĐĐP đóng góp đến dịch chuyển nguyên tò Tốc độ TGMĐĐP cao đến mức chế khuếch tán tương tự chất lỏng Đối với vùng nhiệt độ thấp, tỉ lệ số vùng ( X tg m đ đ p ( X tg m đ đ p cao có 1,0 Sự TGMĐĐP vùng có nguyên nhân dịch chuyển quay trở lại nguyên tử thể tích nhỏ khuếch tán Không giống vùng nhiệt độ cao TGMĐĐP-II xảy điểm biểu diễn cấu trúc hổng, giống vacancy giống kẽ hở Vì vậy, TGMĐĐP-II thực nhảy nguyên tử nhóm nhỏ nguyên tử Do đó, vùng này, chế khuếch tán tương tự chế khuếch tán tinh thể 65 N gh ịch đ ả o n h iệ t đ ộ 1/T, K '1 H ình 3.27 Sự phụ thuộc ln(F) ln[£, (T)/ệ(2670)] theo 1/T, sai lệch từ dáng điệu Arrhenius quan sát thấy nhiệt độTg Hình 3.27 vẽ ln(F) ln[ẽ, (T)/ẽ,(2670)] hàm nghịch đảo nhiệt độ Trong khoảng từ 1200 đến 2300 K, tất điểm nằm đường thẳng Trong khoảng chuyển nguyên tò tuân theo qui luật Arrhenius Năng lượng kích hoạt chứa hai số hạng E§ Eị tương ứng với hệ số tương quan tốc độ TGMĐĐP Tỉ số Eg/Eệ tìm thấy 4,19, hệ số tương quan đóng góp chủ yếu động học chậm Điều thú dáng điệu Arrhenius quan sát thấy nhiệt độ chuyển thủy tinh Nhiệt độ chuyển thủy tinh ước lượng gần 1280 K phù họp tốt với kết thu tỉ số Arrhenius Sự giảm đột ngột £,(T) tới không gần 1280 K không quan sát Có thể xảy tinh thể hóa xảy Nguyên nhân hiệu ứng liên quan đến tương tự cấu trúc lỏng rắn VĐH 66 KẾT LUẬN • Trong phần kết luận trình bày tóm tắt số kết mà luận văn đạt đề xuất kiến nghị hướng nghiên cứu tiếp Kết luận văn Luận văn tạo dãy mẫu vật liệu kim loại Fe Ni dải nhiệt độ từ 230 K đến 2300 K Các mẫu vật liệu có HPBXT phù hợp tốt với liệu thực nghiệm Do mẫu xây dựng sử dụng để nghiên cứu cấu trúc tính chất kim loại Fe Ni Luận văn giải thích chế chuyển pha lỏng-VĐH Ni Fe Xác định nhiệt độ thủy tinh Ni Fe thông qua tỉ số WendtAbraham gmin/gmax, lượng trung bình theo nhiệt độ thông qua hệ số tương quan theo nhiệt độ F(T) Luận văn cho thấy TGMĐĐP hoạt động kẽ hở khuếch tán Quá trình khuếch tán xảy thông qua hai loại TGMĐĐP-I -II Ở nhiệt độ cao TGMĐĐP có tương quan mạnh, tỉ lệ TGMĐĐP-I tăng phân bố không đồng Mô nguồn gốc động học không đồng có tương quan mạnh TGMĐĐP Đối với rắn VĐH nhiệt độ cao hai loại TGMĐĐP đóng góp vào trình khuếch tán Ở nhiệt độ cao chế khuếch tán tương tự chế khuếch tán trạng thái lỏng Khi giảm nhiệt độ, khuếch tán thực chủ yếu hỗ trợ TGMĐĐP-II Ở nhiệt độ thấp chế khuếch tán tương tự chế khuếch tán tinh thể Đe xuất hướng nghiên cứu luận văn Luận văn cho thấy cấu trúc sắt, Ni lỏng VĐH nhiệt độ khác Luận văn cho thấy mối liên hệ hệ số khuếch tán hệ số tương quan với TGMĐĐP Tác giả tiếp tục hướng nghiên cứu luận văn để làm sáng tỏ cấu trúc chế khuếch tán họp kim FeB, FeP, NiB 67 CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ LIÊN QUAN ĐẾN LUẬN VĂN Phạm Hữu Kiên, Trần Quốc Việt, MÔ PHỎNG CẤU TRÚC VÀ QUÁ TRÌNH TINH THÊ TRONG NIKEN, Tạp chí Khoa học Công nghệ Đại học Qui Nhơn (đã chấp nhận đăng) 68 TÀI LIỆU THAM KHẢO Tiếng Việt: [1] Võ Văn Hoàng (2004), Mô vật lỷ, Nxb Đại học Quốc gia TP Hồ Chí Minh, Hồ Chí Minh [2] Phạm Hữu Kiên (2012), Mô chế khuếch tản bubbles vật liệu kim loại vô định hình, Luận án Tiến sĩ Vật lý kỹ thuật, Trường Đại học Bách khoa Hà Nội, Hà Nội [3] Trịnh Văn Mừng (2012), Nghiên cứu chế khuếch tản xen kẽ vật liệu vô định hình, Luận án Tiến sĩ Vật lý kỹ thuật, Trường Đại học Bách khoa Hà Nội, Hà Nội [4] Hoàng Văn Tích, Lý thuyết khuếch tán tỉnh thể kim loại hợp kim Luận án Tiến sĩ Vật Lý, ĐHSP HN 2000 Tiếng Anh: [5] A Gupta et al (2005), Fe diffusion in amorphous and nanocrystalline alloys studied using nuclear resonance reflectivity, Physical Review B, 72, pp 014207-014214 [6] A Zhu, G J Shiflet, s J Poon (2008), Diffusion in metallic glasses: Analysis from the atomic bond defect perspective , Acta Materialia 56, pp 3550-3557 [7] D K Belashchenko (1985), Structure o f liquid and amorphous metals, Moscow, Metalurgy 185, pp [8 ] 68 - 70 D K Belashchenko, v v Hoang, p K Hung (2000), Computer simulation o f local structure and magnetic properties o f amorphous Co-B alloys, Journal of Non-Crytalline solids 276, pp 169-180 69 [9] D Leon et al (1997), Evidence fo r two-level states and cooperative atomic jumps in a computer model o f amorphous NigjBjg, Materials Science and Engineering A226-228, pp 296-300 [10] D S Boudreaux (1978), Theoretical studies on structural models o f metallic glass alloys, Phys Rev B 18, pp 4039-4047 [11] F J Cheme, P A Deymier (2001), Calculation o f the transport properties o f liquid aluminum with equilibrium and non-equilibrium molecular dynamics, Scripta materialia, (45), pp 985-991 [12] G Ruitenberg, P Hey, F Sommer and J Sietsma (1997), Pressure dependence o f the free volume in amorphous Pd 4oNi4oP20 and its implications fo r the diffusion process, Materials Science and Engineering A226-228, pp 397 [13] J Sietsma and B J Thijsse (1995), Characterization o f free volume in atomic models o f metallic glasses, Physical revew B 52, pp 3248 [14] P H Kien, P K Hung (2013), The structural and dynamics properties o f cobalt mater under temperature, Moder Physics Letter B, (30), 13502230,10 pages [15] G Ruitenberg, P Hey, F Sommer and J Sietsma (1997), Pressure dependence o f the free volume in amorphous Pd 4oNi4oP2o and its implications fo r the diffusion process, Materials Science and Engineering A 226-228, 397 [16] P K Hung, H V Hue, L T Vinh (2006), Simulation study o f pores and pore cluster in amorphous alloys Com-xBx and Feioo-yPy, J- Non- Cryst Sol 352, pp 3332-3338 [17] P K Hung, D K Belashchenko, V M Chieu, N T Duong, V V Hoang and T B Van (1999), Local structure o f amorphous canonical systems, Journal of metastable and nanocrystalline materials 2-6, pp 393 [...]... trưng cấu trúc kim loại và sự thăng giáng mật độ đóng vai trò quan trọng trong nhiều quá trình vật lý và đã được nghiên cứu trong nhiều thập kỉ gần đây Tuy nhiên, đến nay nhiều vấn đề về cấu trúc và sự thăng giáng mật độ và đặc biệt là về cấu trúc và sự thăng giáng mật độ trong vật liệu lỏng và vô định hình vẫn còn là vấn đề mở và đòi hỏi các công trình nghiên cứu mới Việc nghiên cứu cấu trúc và các... về cấu trúc, nghiên cứu sự thăng giáng mật độ của kim loại niken và sắt lỏng và vô định hình 3 Chương 1 TỔNG QUAN Trong chương này chúng tôi trình bày: Đặc điểm cấu trúc, tính chất của kim loại, phương pháp nghiên cứu, phân tích cấu trúc của kim loại và hợp kim vô định hình (VĐH); Các kết quả và các công trình nghiên cứu về cấu trúc và tính chất vật lý của kim loại, hợp kim VĐH bằng thực nghiệm và mô. .. thái lỏng sang vô định hình và nhiệt độ nóng chảy của kim loại niken và sắt - Nghiên cứu sự thăng giáng mật độ địa phương trong mẫu kim loại lỏng và vô định hình Đề xuất một mô hình khuếch tán nguyên tử trong trạng thái rắn vô định hình và trạng thái lỏng 2 3 Nhiệm vụ nghiên cứu Luận văn sử dụng phương pháp thống kê hồi phục, động lực học phân tử và phương pháp phân tích vi cấu trúc để xây dựng các mô. .. trưng cấu trúc và quá trình khuếch tán trong vật liệu kim loại Từ các mô hình mô phỏng chúng tôi sẽ xác định được cấu trúc, điểm chuyển pha từ trạng thái lỏng của kim loại sắt và niken Nghiên cứu sự thăng giáng mật độ địa phương của kim loại sắt 6 Phương pháp nghiên cứu Luận văn sử dụng phương pháp thống kê hồi phục, động lực học phân tử và phương pháp phân tích vi cấu trúc để xây dựng các mô hình vật... và các tính chất của kim loại bằng phương pháp mô phỏng cũng là một hướng nghiên cứu quan trọng được đặt ra trong những năm gần đây và đó là lý do chúng tôi lựa chọn đề tài: Mô phỏng cấu trúc và sư• thăngo ogiángo mât hình • đô • trong Đ kim loai • lỏng Đ và vô đỉnh • 2 Mục đích của luận văn - Khảo sát vi cấu trúc kim loại sắt và niken trên dải nhiệt độ từ 230 K đến 2300 K - Xác định được điểm chuyển... phỏng đã được công bố; Những vấn đề đang được nhiều nhà nghiên cứu quan tâm như: cấu trúc vi mô, cấu trúc địa phương Đặc biệt là sự thăng giáng mật độ trong một số kim loại, hợp kim VĐH cũng được thảo luận chi tiết trong chương này 1.1 Vât kim loai hình • liêu • • lỏng o và vô đinh • 1.1.1 Vât liêu kim loai lỏng • • • o Phân tích chùm tia tán xạ qua kim loại lỏng đơn nguyên tử người ta có thể xác định. .. trúc để xây dựng các mô hình vật liệu, phân tích, tính toán các đặt trưng về cấu trúc, nghiên cứu sự thăng giáng mật độ của kim loại sắt và niken lỏng và vô định hình 4 Đối tượng và phạm vi nghiên cứu Đối tượng nghiên cứu của luận văn là vật liệu kim loại sắt và niken trong phạm vi dải nhiệt độ từ 230 K đến 2300 K 5 Giả thuyết khoa học Ban đầu 5000 nguyên tử được gieo ngẫu nhiên trong một hộp lập phương... nhận hơn do nó mô phỏng lại công nghệ chế tạo kim loại VĐH bằng cách làm nguội nhanh kim loại lỏng Để thực hiện được việc này, trước hết người ta tiến hành xây dựng mô hình kim loại lỏng bằng phương pháp MC hoặc ĐLHPT Sau đó hạ nhiệt độ và mật độ của mô hình từng bước một cho đến khi nhận được mô 12 hình VĐH HPBXT nhận được từ các mô hình VĐH thu được bằng hai phương pháp làm nguội nhanh và phương pháp... trưng cấu trúc của kim loại lỏng Hình 1.1 cho thấy hệ số cấu trúc của kim loại Ga ở nhiệt độ 323K và 333K Có thể thấy nhiệt độ thay đổi từ 323 K đến 333K, đường cong hệ số cấu trúc của kim loại Ga lỏng thay đổi đáng kể Cụ thể ta có thể thấy, độ cao đỉnh thứ nhất tăng từ 2,45 đến 2,75, hình dạng của nó trồi ra sau cực đại chính trở nên rõ ràng hơn Hình 1.2 cho thấy hàm phân bố xuyên tâm (HPBXT) của Fe lỏng. .. tiến tạo ra các mẫu kim loại niken, kim loại sắt trong khoảng nhiệt độ từ 230 đến 2300 K với thế tương tác cặp Pak-Doyama Sau đó chúng tôi trình bày các kỹ thuật tính toán đặc trưng cấu trúc như hàm phân bố xuyên tâm (HPBXT), phân bố số phối trí (SPT) Thuật toán xác định sự thăng giáng mật độ địa phương trong các mẫu mô phỏng cũng được trình bày 2.1 Phương pháp mô phỏng vật liệu kim loại 2.1.1 Phương