6. Cấu trúc của đề tài
3.3. Cơ chế tạo pha thủy tinh trong kim loại Fe
Để nghiên cứu cơ chế tạo pha thủy tinh trong kim loại Fe, chúng tôi tạo ra các mẫu có nhiệt độ 180, 300, 500, 650 và 1500K bằng cách làm lạnh mẫu 5000K. Cuối cùng, các mẫu ở nhiệt độ được chọn ở trên tiếp tục được ủ nhiệt trong một thời gian dài ( khoảng 3×106 bước ĐLHPT) để các mẫu này đạt trạng thái cân bằng ổn định.
Hình 3.18 biểu diễn động năng trung bình của một nguyên tử Fe ở nhiệt độ 300K và 1500K. Có thể thấy, ở 300K động năng trung bình của một nguyên tử là 0,015 eV. Trong khi đó ở 1500K đại lượng này là khoảng 0,180 eV. So với nhiệt độ 300K, ở 1500K động năng của các nguyên tử Fe thăng giáng mạnh hơn (quanh giá trị 0,160 – 0,180 eV). Ý nghĩa của kết quả này chỉ ra ở trạng thái 1500K các nguyên tử Fe linh động hơn rất nhiều lần so với nguyên tử Fe ở trạng thái 300K. Đối với các mẫu 180, 500 và 650K động năng trung bình của một nguyên tử Fe cũng nhận giá trị khoảng 0,015 eV.
Hình 3.18. Động năng trung bình của một nguyên tử Fe ở nhiệt độ 200K và 1500K.
Thời gian mô phỏng
Đ ộng năng tr ên m ột n guyê n t ử, eV 0 1x105 2x105 3x105 4x105 -0.05 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 1500 K 300 K
0 2 4 6 8 10 12 0 1 2 3 4 5 6 7 1500 K 650 K 500 K 300 K HP B X T g(r ) Bán kính r 180 K
Hình 3.19. Hàm phân bố xuyên tâm của Fe ở trạng thái lỏng và thủy tinh
Thông tin về vi cấu trúc của các mẫu xây dựng được xác định thông qua HPBXT. Như thấy trong hình 3.19 ở trạng thái 1500K, đỉnh thứ nhất HPBXT đặt tại vị trí 2,56 Å, độ cao của đỉnh là 2,48. Đỉnh thứ hai chỉ có một cực đại chính đặt tại vị trí 4,50 Å, độ cao của đỉnh là 1,29. Ngược lại, ở các trạng thái 180, 300, 500 và 650K, đỉnh thứ nhất HPBXT đặt tại vị trí từ 2,50 đến 2,52 Å, độ cao của đỉnh giảm từ 3,68 xuống 3,48. Hơn nữa, ở đỉnh thứ hai của các mẫu này xuất hiện sự tách đỉnh. Đỉnh nhỏ thứ nhất đặt ở vị trí 4,15 Å có độ cao tăng dần khi nhiệt độ giảm từ 650 xuống 180K. Đỉnh nhỏ thứ hai đặt ở vị trí 4,95 Å có độ cao tăng không đáng kể khi nhiệt độ giảm. Một thông tin hữu ích nữa về cấu trúc trật tự địa phương có thể nhận được thông qua phân bố SPT [2], [5], [7].
6 8 10 12 14 16 18 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 0.5 180 K 300 K 500 K 650 K 1500 K
Hình 3.20 cho thấy phân bố SPT của các mẫu 180, 300, 500, 650 và 1500K. Ở trạng thái 180, 300, 500 và 650K phân bố SPT gần như tương tự nhau. Cụ thể, SPT = 12 chiếm khoảng 11%, SPT = 13 chiếm khoảng 35%,
SPT = 14 chiếm khoảng 39%, SPT còn lại chiếm khoảng 12%. Phân bố SPT như vậy cho thấy dạng cấu trúc mất trật tự cao. Trái lại, phân bố SPT ở 1500K có độ rộng lớn hơn, đỉnh của phân bố thấp hơn so với các mấu dưới 650K. Kết quả phân tích trên chỉ ra rằng các mẫu 180, 300, 500 và 650K có cấu trúc tương tự như cấu trúc của kim loại Fe thủy tinh. Còn ở 1500K, Fe có cấu trúc trật tự gần tương tự như cấu trúc của kim loại Fe lỏng (xem trong các công trình [3], [5]).
Từ những thảo luận về động năng trung bình, HPBXT và phân bố SPT cho thấy, khi giảm nhiệt độ từ 1500 xuống 180K, trong kim loại Fe xảy ra sự chuyển pha. Cụ thể chuyển từ pha lỏng sang pha thủy tinh. Vấn đề đặt ra ở đây là: 1/ Cơ chế tạo pha thủy tinh từ pha lỏng trong kim loại Fe diễn ra như thế nào; 2/ Đại lượng vật lý nào liên quan đến cơ chế tạo các pha thủy tinh này.
Hình 3.21. Phân bố bán kính ĐVCT theo nhiệt độ, ở áp suất 0 GPa
Hình 3.22. Phân bố khoảng các giữa các đỉnh của tứ diện ĐVCT theo nhiệt độ, ở áp suất 0 GPa.
1.4 1.6 1.8 2.0 2.2 2.4 0.0 0.1 0.2 0.3 0.4 180 K 300 K 500 K 650 K 1500 K 1.5 2.0 2.5 3.0 3.5 4.0 4.5 0.00 0.05 0.10 0.15 0.20 0.25 0.30 180 K 300 K 520 K 650 K 1500 K
Tiếp theo chúng tôi tập trung thảo luận các câu hỏi đặt ra liên quan đến cơ chế tạo pha thủy tinh diễn ra trong kim loại Fe. Để trả lời các câu trả lời này, chúng tôi đã phân tích dựa trên các đặc trưng cơ bản của các đơn vị cấu trúc (ĐVCT). ĐVCT (structural units) được tạo ra bởi bốn nguyên tử trong mô hình xây dựng, bốn nguyên tử này sẽ tạo thành một tứ diện và thỏa mãn điều kiện tứ diện này không chứa nguyên tử nào bên trong. Gọi RT và LB lần lượt là bán kính và độ dài khoảng cách hai biên của các ĐVCT. Khi đó, nếu bán kính RT đủ lớn thì ĐVCT xuất hiện một khoảng trống lớn bên trong và khoảng trống giống như một lỗ hổng điểm như đã được biết trong các cấu trúc của hệ mất trật tự [5], [8]. Những đặc điểm của tất cả các ĐVCT trong các mẫu xây dựng sẽ được xác định bởi hai đại lượng là: Phân bố bán kính RT và phân bố độ dài khoảng cách hai biên LB [9], [10].
Thông tin về đặc trưng của các ĐVCT được thể hiện trên hình 3.21 và 3.22. Trên hình 3.21 có thể thấy ở trạng thái lỏng phân bố bán kính của ĐVCT mở rộng hơn so với trạng thái thủy tinh. Bán kính trung bình của ĐVCT ở trạng thái lỏng cỡ khoảng RT = 1,68 Å, và cỡ khoảng 1,60 Å đối với trạng thái thủy tinh. Như vậy khi nhiệt độ giảm kéo theo kích thước của các ĐVCT cũng bị thu nhỏ đáng kể. Hơn nữa, trong trạng thái thủy tinh phân bố bán kính ĐVCT xuất hiện cực đại thứ hai đặt tại vị trí RT = 1,80 Å. Trong khi đó, đối trạng thái lỏng phân bố bán kính ĐVCT không xuất hiện cực đại thứ hai này. Hiện tượng xuất hiện cực đại thứ hai cũng được phát hiện trong phân bố độ dài khoảng cách hai biên như được khảo sát dưới đây.
Hình 3.22 cho thấy phân bố độ dài khoảng cách hai biên của các ĐVCT đối với các mẫu 180, 300, 500, 650 và 1500K. Có thể thấy, ở trạng thái thủy tinh, phân bố độ dài khoảng cách hai biên có hai cực đại: Cực đại chính đặt tại vị trí 2,55 Å và cực đại thứ hai đặt tại 3,60 Å. Độ cao cực đại thứ nhất là 0,185 cao hơn đáng kể so với độ cao cực đại thứ hai (0,015). Ngược lại ở trạng thái
2,60 Å. Phân bố độ dài khoảng cách hai biên trong pha lỏng trải rộng hơn rõ rệt so với pha thủy tinh. Hình dạng của phân bố độ dài khoảng cách hai biên trong pha lỏng có dạng gần với dạng hàm phân bố Gauss. Hơn nữa, hình 3.22 cũng cho thấy thêm vị trí và hình dạng của các phân bố độ dài khoảng cách hai biên thay đổi không đáng kể khi nhiệt độ thay đổi. Ngược lại độ cao của các cực đại lại thay đổi một lượng đáng kể. Hiện tượng xuất hiện cực đại thứ hai như thấy trong hình 3.21 và 3.22 có thể được giải thích như sau: Trong pha lỏng tồn tại chủ yếu các ĐVCT, chúng có khoảng cách hai biên trung bình khoảng 2,60 Å. Khi nhiệt độ giảm, các ĐVCT này bị bóp méo (biến dạng) và kích thước bị thu nhỏ. Hiện tượng này được cho là nguyên nhân dẫn đến sự hình thành các pha thủy tinh khác nhau trong kim loại Fe.
KẾT LUẬN
Luận văn đã đạt được một số kết quả chính như sau:
1) Chúng tôi đã xây dựng hạt nano Fe100-xBx (x = 0, 5, 10) chứa 5000 nguyên tử, mật độ 7,01 g/cm3, nhiệt độ 900K. Kết quả nghiên cứu cấu trúc các hạt nano Fe100-xBx cho thấy: Khi thời gian ủ nhiệt ngắn (cỡ 106 bước mô phỏng) thì hạt nano Fe100-xBx có cấu trúc VĐH hình gồm: Lõi có cấu trúc VĐH tương tự như cấu trúc sắt khối; Bề mặt có cấu trúc xốp hơn lõi. Khi thời gian ủ nhiệt đủ lâu (cỡ 6×107 bước mô phỏng), hạt nano Fe100-xBx bị tinh thể hóa thành cấu trúc tinh thể BCC. Cơ chế tinh thể diễn ra như sau: Đầu tiên mầm tinh thể được tạo thành ở những vị trí khác nhau trong VĐH và chúng có thể tăng trưởng hoặc biến mất trong thời gian ngắn. Sau thời gian dài ủ nhiệt mầm tăng trưởng nhanh và đạt một bán kính tới hạn. Hạt nano tinh thể gồm hai phần: Lõi là Fe tinh thể; lớp vỏ là pha FeB VĐH.
2) Khảo sát ảnh hưởng của nguyên tử B đến quá trình tinh thể hóa, chúng tôi phát hiện nguyên tử B cản trở quá trình tăng trưởng của mầm tinh thể. Trong quá trình ủ nhiệt nguyên tử B bị đẩy ra bề mặt hạt nano và tạo thành pha FeB VĐH giàu nguyên tử B. Mô phỏng chỉ ra hạt nano Fe90B10Không thể tinh thể trong thời gian dài mô phỏng.
3) Khi giảm nhiệt độ mẫu Fe từ 1500 xuống 200K, chúng tôi phát hiện cơ chế tạo pha thủy tinh trong Fe là do sự biến dạng của các đơn vị cấu trúc từ dạng da diện chuẩn trong pha lỏng sang dạng đa diện méo trong pha thủy tinh.
CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ LIÊN QUAN ĐẾN LUẬN VĂN
1. Giáp Thị Thùy Trang, Phạm Đức Linh, Phạm Hữu Kiên (2016 ), “Nghiên cứu cơ chế tạo pha thủy tinh trong kim loại sắt bằng phương pháp mô phỏng”, Tạp chí Khoa học và Công nghệ Đại học Thái Nguyên, số 14, tr. 59-64.
TÀI LIỆU THAM KHẢO
I. Tiếng Việt
1. Lê Văn Đức (2014), Mô phỏng cấu trúc và quá trình chuyển pha trong kim loại , Luận văn Thạc sĩ Vật lý, Trường Đại học Sư phạm Hà Nội I, Hà Nội.
2. Võ Văn Hoàng (2004), Mô phỏng trong vật lý, NXB Đại học Quốc gia TP. Hồ Chí Minh, Hồ Chí Minh.
3. Phạm Khắc Hùng, Nguyễn Trọng Dũng, Lê Văn Vinh, Nguyễn Văn Hồng, Nguyễn Thu Nhàn (2014), Kĩ thuật mô phỏng trong vật lí, NXB Đại học Sư phạm, Hà Nội.
4. Hoàng Văn Huệ (2004), Mô phỏng cấu trúc vi mô và tính chất khuếch tán trong một số vật liệu vô định hình, Luận án Tiến sĩ Vật lý, Trường Đại học Bách khoa Hà Nội, Hà Nội.
5. Phạm Hữu Kiên (2011), Mô phỏng cơ chế khuếch tán “Bubbles” trong vật liệu kim loại vô định hình, Luận án Tiến sĩ Vật lý kỹ thuật, Trường Đại học Bách khoa Hà Nội, Hà Nội.
II. Tiếng Anh
6. Arsenautl R.J., Beeler J.R., Esterling D.M. (1988), Computer simulation in materials science, Taos Books, Santa Fe, NM, U.S.A.
7. Belashchenko D.K. (1999), “Diffusion mechanisms in disordered systems: computer simulation”, Uspekhi Fizicheskikh Nauk, 42, pp. 297-319.
8. Hoang V.V., Cuong N.H. (2009), “Local icosahedral order and thermodynamics of simulated amorphous Fe”, Physica B, 404, pp. 340-346. 9. Hung P.K, Kien P.H (2010), “New model for tracer-diffusion in
amorphous solid”, European Physical Journal B78, pp. 119-125.
10. Hung P.K, Kien P.H and Vinh L.T (2010), “Evidence of ‘microscopic bubbles’ and a new diffusion mechaFesm for amorphous”, J. Phys.: Condens. Matter 22.
11. Hung P.K., Hue H.V., Vinh L.T. (2006), “Simulation study of pores and pore cluster in amorphous alloys Co100-xBx and Fe100-yPy”, Journal of Non- Crystalline Solids, 352, pp. 3332-3338.
12. Johnson R.A. (1989), “Alloy models with the embedded atom method”,
Physical Review B, 39, pp. 12554-12559.
13. Kizler P., Lamparter P., Steeb S.(1989), “XANES-calculations for the amorphous Fe90Zr10-alloy”, Physica B: Condensed Matter, 158, pp. 411-412. 14. Kien P.H. (2013), "Local Structural and Tracer Diffusion Mechanism in
Amorphous Fe-based Alloys”, British Journal of Applied Science & Technology, 3(4), pp. 789-798.
15. Leung P.K., Wright J.G. (1974), “Structural investigations of amorphous transition elenment films”, Philosophical Magazine, 30 (1), pp. 185-194. 16. Zhu A., Shiflet G.J., and Poon S.J. (2008), “Diffusion in metallic glasses:
Analysis from the atomic bond defect perspective”, Acta Materialia, 56, pp. 3550-3557.