Nghiên cứu cấu trúc và quá trình tinh thể hóa của hạt nano Fe và FeB bằng phương pháp mô hình hóa

BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI

NGUYỄN THỊ THẢO

NGHIÊN CỨU CẤU TRÚC VÀ QUÁ TRÌNH TINH
THỂ HÓA CỦA HẠT NANO Fe VÀ FeB BẰNG
PHƯƠNG PHÁP MÔ HÌNH HÓA

LUẬN ÁN TIẾN SĨ VẬT LÝ KỸ THUẬT

HÀ NỘI - 2017


BỘ GIÁO DỤC VÀ ĐÀO TẠO
TRƯỜNG ĐẠI HỌC BÁCH KHOA HÀ NỘI

NGUYỄN THỊ THẢO

NGHIÊN CỨU CẤU TRÚC VÀ QUÁ TRÌNH TINH
THỂ HÓA CỦA HẠT NANO Fe VÀ FeB BẰNG
PHƯƠNG PHÁP MÔ HÌNH HÓA

Chuyên ngành: VẬT LÝ KỸ THUẬT
Mã số: 62520401

LUẬN ÁN TIẾN SĨ VẬT LÝ KỸ THUẬT
NGƯỜI HƯỚNG DẪN KHOA HỌC:
1) PGS. TS. LÊ VĂN VINH
2) PGS. TS. LÊ THẾ VINH

HÀ NỘI - 2017


LỜI CAM ĐOAN

Tôi xin cam đoan đây là công trình nghiên cứu của tôi. Tất cả
các số liệu và kết quả nghiên cứu trong luận án là trung thực, chưa
từng được ai công bố trong bất kỳ công trình nghiên cứu nào khác.

Nghiên cứu sinh

Nguyễn Thị Thảo


LỜI CẢM ƠN

Tôi xin bày tỏ lòng biết ơn sâu sắc đến PGS. TS Lê Văn Vinh và
PGS.TS Lê Thế Vinh, những người thầy đã tận tình hướng dẫn, giúp đỡ tôi
hoàn thành luận án.
Xin chân thành cảm ơn sự giúp đỡ và tạo điều kiện làm việc của Bộ môn
Vật lý tin học, Viện Vật lý kỹ thuật Trường Đại học Bách khoa Hà Nội dành
cho tôi trong suốt quá trình nghiên cứu, thực hiện luận án.
Xin cảm ơn Viện Đào tạo Sau Đại học, Trường Đại học Bách khoa Hà
Nội, Trường Đại học Sư phạm Hà nội đã tạo điều kiện cho tôi trong suốt thời
gian làm việc và nghiên cứu.
Cuối cùng, xin bày tỏ lòng biết ơn đến gia đình, những người thân,
những đồng nghiệp đã dành những tình cảm, động viên giúp đỡ tôi vượt qua
những khó khăn để hoàn thành luận án.

Hà Nội, ngày tháng năm 2017

Nguyễn Thị Thảo


MỤC LỤC
DANH MỤC CÁC TỪ VIẾT TẮT VÀ KÝ HIỆU.................................................... 1
DANH MỤC CÁC BẢNG BIỂU .............................................................................. 2
DANH MỤC CÁC HÌNH VẼ VÀ ĐỒ THỊ............................................................... 3
MỞ ĐẦU .................................................................................................................... 8
CHƯƠNG I: TỔNG QUAN VỀ THĂNG GIÁNG MẬT ĐỘ ĐỊA PHƯƠNG
VÀ QUÁ TRÌNH TINH THỂ HÓA CỦA VẬT LIỆU Fe VÀ FeB
1.1.

Tổng quan về hệ vật liệu Fe khối và Fe nano, FeB nano ............................... 12

1.1.1 Hệ vật liệu sắt ............................................................................................ 12
1.1.2. Hệ vật liệu nano FeB ................................................................................. 16
1.2.

Thăng giáng mật độ địa phương..................................................................... 18

1.3.

Quá trình tinh thể hóa ..................................................................................... 19

1.3.1. Cách tiếp cận nhiệt động học................................................................... 21
1.3.2. Cách tiếp cận động học ............................................................................ 25
CHƯƠNG II: PHƯƠNG PHÁP MÔ PHỎNG VÀ PHÂN TÍCH CẤU TRÚC
2.1. Xây dựng mô hình động lực học phân tử .......................................................... 31
2.1.1. Thế tương tác ............................................................................................. 31

2.1.2. Mô phỏng vật liệu sắt khối ........................................................................ 32
2.1.3. Mô phỏng vật liệu nano Fe ........................................................................ 33
2.1.4. Mô phỏng vật liệu nano FeB ..................................................................... 34
2.2. Phương pháp phân tích cấu trúc ........................................................................ 35
2.2.1. Hàm phân bố xuyên tâm ............................................................................ 35
2.2.2. Phương pháp phân tích lân cận chung (CNA) ........................................... 37
2.3. Kĩ thuật trực quan hóa................................................................................. .. .. 39
2.4. Mô phỏng thăng giáng mật độ địa phương ....................................................... 40
CHƯƠNG III: THĂNG GIÁNG MẬT ĐỘ ĐỊA PHƯƠNG TRONG VẬT
LIỆU SẮT KHỐI
3.1. Hàm phân bố xuyên tâm .................................................................................... 44
3.2 Nhiệt độ chuyển pha thủy tinh ........................................................................... 45
3.3 Hệ số khuếch tán ................................................................................................ 46
3.4 Thăng giáng mật độ địa phương và động học của vật liệu sắt khối ................... 48


3.4.1. Thăng giáng mật độ địa phương................................................................ 48
3.4.2. Mối liên hệ giữa thăng giáng mật độ địa phương và động học....................52
CHƯƠNG IV: QUÁ TRÌNH TINH THỂ HÓA TRONG VẬT LIỆU NANO
SẮT
4.1. Nhận biết quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano Fe
4.1.1. Hàm phân bố xuyên tâm của hạt nano Fe tại các nhiệt độ 300K và 900K . 61
4.1.2. Sự phụ thuộc của thế năng nguyên tử theo thời gian .................................. 63
4.1.3 Sự phụ thuộc của số lượng các nguyên tử tinh thể theo thời gian............... 64
4.2. Quan sát quá trình tinh thể hóa của hạt nano Fe ............................................... 66
4.2.1 Sự biến đổi số lượng các nguyên tử tinh thể trong ba vùng ......................... 66
4.2.2 Sự phân bố không gian của các nguyên tử ................................................... 68
4.3 Cơ chế của quá trình tinh thể hóa trong hạt nano Fe .......................................... 69
4.3.1 Tốc độ phát triển tinh thể.............................................................................. 69
4.3.2 Cơ chế tạo mầm trong quá trình tinh thể hóa ............................................... 71

4.3.3 Thế năng của các loại nguyên tử khác nhau ................................................. 75
4.4 Các dạng thù hình khác nhau của hạt nano Fe ................................................... 78
4.5 Tinh thể hóa hạt nano Fe lỏng ............................................................................ 81
4.5.1 Quá trình làm nguội mẫu lỏng ..................................................................... 81
4.5.2 Ủ tinh thể hóa mẫu lỏng ............................................................................... 87
4.5. 3 Cơ chế tinh thể hóa mẫu nano Fe lỏng ........................................................ 90
CHƯƠNG V: QUÁ TRÌNH TINH THỂ HÓA TRONG VẬT LIỆU NANO FeB
5.1. Nhận biết quá trình tinh thể hóa ........................................................................ 93
5.1.1. Hàm phân bố xuyên tâm ............................................................................. 94
5.1.2. Thế năng nguyên tử và số lượng các nguyên tử tinh thể ............................ 96
5.2. Quan sát quá trình tinh thể hóa trong vật liệu nano FeB ................................... 98
5.3. Cơ chế tinh thể hóa trong vật liệu nano FeB ..................................................... 99
5.4. Đa thù hình trong hạt nano FeB ...................................................................... 105
KẾT LUẬN ............................................................................................................ 109
DANH MỤC CÁC CÔNG TRÌNH ĐÃ CÔNG BỐ CỦA LUẬN ÁN ................. 111
TÀI LIỆU THAM KHẢO ...................................................................................... 112


DANH MỤC CÁC TỪ VIẾT TẮT VÀ KÝ HIỆU
ĐLHPT

Động lực học phân tử

PBXT

Phân bố xuyên tâm

VĐH

Vô định hình

TGMĐĐP

Thăng giáng mật độ địa phương

CNA

Phân tích lân cận chung

Bcc

Lập phương tâm khối

Ico

Cấu trúc hai mươi mặt

PE

Thế năng

1


DANH MỤC CÁC BẢNG BIỂU
Trang
Bảng 1.1

Các tính chất vật lí của vật liệu sắt

14

Bảng 2.1

Các hệ số thế tương tác đối với hệ Fe và FeB

31

Bảng 3.1

Các đặc trưng chính của các mẫu mô phỏng

52

Bảng 4.1

Các đặc trưng chính của bốn mẫu được ủ nhiệt tại 300 K.

76

Trong đó ξC là tỉ lệ của các nguyên tử tinh thể; EN là thế
năng nguyên tử; ECC, ECS là thế năng của nguyên tử tinh thể
lõi và nguyên tử tinh thể bề mặt; Clõi, Zlõi là mật độ và số
phối trí trung bình của lõi hạt nano; gm là độ cao đỉnh thứ
nhất của hàm phân bố xuyên tâm.
Bảng 4.2

Số lượng đám ico (Nic) và số nguyên tử của cụm ico lớn

84

nhất (Nbico) trong mẫu nano và mẫu khối.
Bảng 4.3

Năng lượng trung bình của nguyên tử lỏng (PEli), nguyên

86

tử ico (PEico), nguyên tử tinh thể bcc (PEcry) trên một
nguyên tử (eV/nguyên tử); số lượng nguyên tử lỏng (nli), số
lượng nguyên tử ico (nico) và số lượng nguyên tử tinh thể
bcc (ncry) trong mỗi lớp đới cầu tương ứng.
Bảng 5.1

Các đặc trưng của ba dạng thù hình của hạt nano: ZFe-Fe,
ZFe-B tương ứng là số phối trí trung bình của cặp Fe-Fe và
Fe-B

2

105


DANH MỤC CÁC HÌNH VẼ VÀ ĐỒ THỊ
Trang
Hình 1.1

Sự biến đổi của năng lượng tự do hình thành đám tinh thể theo

22

số lượng của các nguyên tử [28]
Hình 1.2

Mật độ kết tủa như là hàm của thời gian ủ đối với dung dịch

24

nhôm rắn chứa 0.18% nguyên tử Sc ở 300oC [28]
Hình 2.1

Mô hình hạt nano Fe

32

Hình 2.2

Mô hình mô tả mẫu hạt nano hỗn hợp: màu đỏ, đen, xanh và xám

33

tương ứng mô tả các nguyên tử CV, CB, AB và AV
Hình 2.3

Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu sắt lỏng và vô định hình so

35

sánh với thực nghiệm [81]
Hình 2.4

Cấu trúc bề mặt- lõi của hạt nano

36

Hình 2.5

Sơ đồ mô tả các loại cấu trúc địa phương theo phương pháp

38

CNA[46]
Hình 3.1

Hàm phân bố xuyên tâm của sắt lỏng và vô định hình

43

Hình 3.2

Sự phụ thuộc vào nhiệt độ của thế năng và của tỉ số Wendt–

44

Abraham gmin/gmax
Hình 3.3

Độ dịch chuyển bình phương trung bình <r(n)2> của các hạt

45

Hình 3.4

Sơ đồ mô tả của các thăng giáng mật độ địa phương đối với một

46

hạt được chọn, các đường tròn nét đứt và đặc tương ứng mô tả
hình cầu thể tích VOvà các hạt;a) cấu hình ban đầu; b) z8z7; c)
z7z6; d) z6z7
Hình 3.5

Sự phân bố của các loại LDF khác nhau của các mẫu với các

47

nhiệt độ khác nhau
Hình 3.6

Sự biến đổi của <m(n)> theo thời gian

3

48


Hình 3.7

Sự phụ thuộc của độ <r2(n)> theo <m(n)>

49

Hình 3.8

Sự phụ thuộc nhiệt độ của ln[D(T)/D(2670)].

50

Hình 3.9

Sự phụ thuộc nhiệt độ của ξ và 

50

Hình 3.10

Sự phân bố không gian của các TGMĐĐP: a) Sự phân bố đồng

51

nhất; b) Sự phân bố không đồng nhất
Hình 3.11

Sự phân bố của các hạt “visiting”

53

Hình 3.12

Sự phân bố của các TGMĐĐP theo các hạt

54

Hình 3.13

Sự phân bố của Mi(n)

55

Hình 3.14

Sự phụ thuộc theo nghịch đảo nhiệt độ tuyệt đối của ln(F) and

56

ln[ (T)/(2670)].
Hình 4.1

Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu nano Fe tại nhiệt độ 300 K và

60

900 K
Hình 4.2

Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu nano Fe tại nhiệt độ 700 K và

61

800 K

Hình 4.3

Thế năng nguyên tử phụ thuộc theo thời gian

61

Hình 4.4

Thế năng nguyên tử của mẫu tại các nhiệt độ 700 K, 800 K và

62

900 K
Hình 4.5

Sự phụ thuộc thời gian của số lượng các nguyên tử tinh thể

63

Hình 4.6

Số lượng các nguyên tử tinh thể của mẫu tại các nhiệt độ 800 K

65

và 900 K
Hình 4.7

Số lượng các nguyên tử tinh thể trong 3 vùng

66

Hình 4.8

Sự phân bố không gian của các nguyên tử: sự phân bố không

67

gian của các nguyên tử tinh thể.: A) NC=248; B) NC=271; C)
NC=956; D) NC=1311; E) NC=1704. F) sự phân bố không gian
4


của các nguyên tử vô định hình trong mẫu khi NC=1704; trong
đó các hình cầu mầu đỏ và xanh tương ứng với các nguyên tử
tinh thể và nguyên tử vô định hình
Hình 4.9

Sự phụ thuộc thời gian của ln(NC)

69

Hình 4.10

Sự phụ thuộc của Ncs1/2 vào Nc1/3

70

Hình 4.11

Sự phụ thuộc thời gian của NC1(n) và NC(n) ở giai đoạn đầu của

71

quá trình tinh thể hóa
Hình 4.12

Sự phân bố không gian của các nguyên tử tinh thể (quả cầu đỏ)

72

và các nguyên tử vô định hình (quả cầu xanh) ở giai đoạn đầu
của quá trình tinh thể hóa
Hình 4.13

Sự phụ thuộc thời gian của NC1(n) và NC(n) ở giai đoạn khi quá

73

trình tinh thể hóa hoàn thành
Hình 4.14

Sự phân bố không gian các nguyên tử tinh thể (quả cầu đỏ) và

73

các nguyên tử vô định hình (quả cầu xanh) ở giai đoạn khi quá
trình tinh thể hóa hoàn thành
Hình 4.15

Số lượng của các nguyên tử và thế năng trung bình của một

74

nguyên tử trong trường hợp của đám nhỏ NC(n1) = 377(trái) và
đám lớn NC(n1) = 791 (phải).
Hình 4.16

Sự phụ thuộc thời gian của thế năng trung bình của một nguyên

75

tử của các nguyên tử vô định, các nguyên tử tinh thể lõi và các
nguyên tử tinh thể bề mặt (hình trên) và số lượng của các loại
nguyên tử khác nhau (hình dưới).
Hình 4.17

Sự phân bố không gian của các nguyên tử trong các mẫu được ủ

77

nhiệt tại 300K: A) ξC =0; B) ξC =0.2262; C) ξC =0.559; D) ξC
=0.9876.
Hình 4.18

Hàm phân bố xuyên tâm của các mẫu: 1- ξC=0.84; 2- ξC=0.45; 3-

5

79

ξC=0.18; 4- ξC=0.08; 5- ξC=0.05; 6- ξC=0.
Hình 4.19

Hàm phân bố xuyên tâm rút gọn: 1-mẫu mô phỏng với ξC=0.84;

80

2, 3 – mẫu thực nghiệm [97,30] đối với các hạt nano với đường
kính 2.0 nm và 4.5 nm.
Hình 4.20

Sự phụ thuộc của thế năng vào nhiệt độ trong quá trình làm

81

nguội với tốc độ 0.67 K/ps
Hình 4.21

Hàm phân bố xuyên tâm tại 300 K sau quá trình làm nguội với

82

tốc độ 0.67 K/ps.
Hình 4.22

Các cụm cấu trúc trúc ico và bcc trong các mẫu nano Fe và mẫu

83

khối tại các nhiệt độ xác định trong quá trình làm nguội.
Hình 4.23

Minh họa các lớp đới cầu của hạt nano.

85

Hình 4.24

Sự phụ thuộc của thế năng vào thời gian ủ mẫu.

87

Hình 4.25

Sự phụ thuộc của tỉ phần nguyên tử lỏng, nguyên tử ico và
nguyên tử tinh thể bcc vào thời gian ủ mẫu.

89

Hình 4.26

Trực quan hóa sự tiến triển của các nguyên tử tinh thể theo thời

91

gian ủ mẫu.
Hình 5.1

Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu Fe98B2 với nhiệt độ 300 K (1)

93

và (2) và 900 K (3) và (4); tương ứng với các giai đoạn đầu và
cuối của quá trình ủ nhiệt
Hình 5.2

Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu Fe96B4(3), (4) và Fe85B15 (1),

94

(2) tại 900 K tương ứng với các giai đoạn đầu và cuối của quá
trình ủ nhiệt
Hình 5.3

Sự phụ thuộc thời gian của thế năng nguyên tử của mẫu Fe98B2

95

tại 300 K
Hình 5.4

Sự phụ thuộc thời gian của số lượng các nguyên tử tinh thể và
thế năng nguyên tử đối với các mẫu Fe98B2 và Fe96B4 được ủ

6

96

nhiệt ở 900 K.
Hình 5.5

Sự sắp xếp các nguyên tử tinh thể trong mẫu Fe96B4 tại: (A) bước

97

chạy n1, NCr=178; (B) bước chạy n1 + 5×105, NCr=278; (C)
bước chạy n1 + 106, NCr=424
Hình 5.6

Sự sắp xếp của các nguyên tử của mẫu Fe96B4 tại 900 K ở cuối

97

của quá trình tinh thể hóa: A) các nguyên tử vô định hình; B) các
nguyên tử vô định hình biên; C) các nguyên tử tinh thể.
Hình 5.7

Sự phụ thuộc thời gian của năng lượng trung bình của các loại

100

nguyên tử khác nhau của mẫu Fe96B4
Hình 5.8

Sự phụ thuộc thời gian của tỉ lệ của các nguyên tử B ở vùng biên

101

tinh thể
Hình 5.9

Thời gian sống của các nguyên tử tinh thể được ghị nhận trong 3

102

× 106 bước chạy
Hình 5.10

Phân bố không gian của các nguyên tử tinh thể của mẫu Fe96B4

103

ghi nhận được trong các khoảng thời gian khác nhau của quá
trình ủ nhiệt. A) giai đoạn đầu của sự tạo thành mầm, B) mầm
tạo thành gần nhau và đám tinh thể nhỏ xuất hiện, C) đám tinh
thể mới tạo thành và phát triển
Hình 5.11

MEPA của các nguyên tử khác loại đối với mẫu tinh thể (A);

104

mẫu vô định hình và mẫu hỗn hợp (B).
Hình 5.12

Hàm phân bố xuyên tâm cặp Fe-Fe của các thù hình khác nhau

7

104


MỞ ĐẦU
1. Lý do chọn đề tài

Vật liệu nano đã và đang được tập trung nghiên cứu rộng rãi và được ứng dụng
trong nhiều lĩnh vực bởi các tính chất khác biệt của chúng so với vật liệu khối. Các
hạt nano có thể được tạo thành ở trạng thái tinh thể hoặc trạng thái vô định hình
(VĐH) bằng các phương pháp chế tạo phù hợp. Các hạt nano VĐH có thể được chia
thành 2 phần: phần lõi với các đặc trưng cấu trúc gần với cấu trúc của vật liệu khối
VĐH; phần bề mặt với các đặc trưng gần với cấu trúc xốp. Do có cấu trúc đặc biệt
nên các hạt nano VĐH có nhiều ứng dụng trong các lĩnh vực khác nhau của khoa
học và công nghệ. Với cùng một kích thước, các hạt nano VĐH Fe2O3 có hoạt tính
mạnh hơn so với tinh thể Fe2O3. Trạng thái VĐH thì không bền nhiệt và các hạt
nano VĐH có thể bị tinh thể hóa khi ủ nhiệt. Sự tinh thể hóa của các hạt nano VĐH
được quan tâm nghiên cứu bởi các nhà khoa học trong cả hai lĩnh vực nghiên cứu
cơ bản và nghiên cứu ứng dụng. Kết quả chỉ ra rằng nhiệt độ chuyển pha thủy tinh
và nhiệt độ tinh thể hóa của các hạt nano VĐH thì phụ thuộc kích thước hạt nano.
Nhóm các vật liệu nano Fe và các hợp kim của chúng được đặc biệt quan tâm
bởi rất nhiều lý do. Đó là một trong những vật liệu từ tính thông dụng nhất. Nó có
thể được sử dụng trong các lõi biến áp điện và các phương tiện lưu giữ từ tính cũng
như chất xúc tác. Nhiều công trình nghiên cứu mô phỏng vi cấu trúc và quá trình
tinh thể hóa của vật liệu nano đã được thực hiện. Tuy nhiên cơ chế mức nguyên tử
của quá trình tinh thể hóa trong hạt nano vẫn chưa được làm sáng tỏ. Do vậy, trong
luận án này chúng tôi đã nghiên cứu về vi cấu trúc cũng như tìm ra cơ chế của quá
trình tinh thể hóa xảy ra đối với các vật liệu nano nói chung và vật liệu nano Fe,
FeB nói riêng.

2. Mục đích, đối tượng và phạm vi nghiên cứu

Đối tượng nghiên cứu là các vật liệu kim loại Fe khối và các vật liệu nano Fe
và FeB. Nội dung nghiên cứu của luận án tập trung chủ yếu vào các vấn đề sau: 1)
Động học cũng như cấu trúc của vật liệu sắt khối ở trạng thái lỏng và trạng thái vô
định hình thông qua các thăng giáng mật độ địa phương; 2) Quá trình tinh thể hóa
8


của vật liệu nano Fe và ảnh hưởng của kích thước hạt nano lên quá trình tinh thể
hóa; 3) Quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano FeB và ảnh hưởng của nồng độ
nguyên tử B pha tạp lên quá trình tinh thể hóa này. Luận án chỉ ra diễn biến của quá
trình tinh thể hóa trong các hạt nano Fe và FeB.
3. Phương pháp nghiên cứu

Phương pháp mô phỏng động lực học phân tử và phương pháp phân tích cấu
trúc vi mô được sử dụng để xây dựng, phân tích và tính toán các đặc trưng cấu trúc,
tính chất của các mô hình vật liệu.
4. Ý nghĩa khoa học và thực tiễn của đề tài

Kết quả mà luận án đã đạt được bao gồm các nghiên cứu về đặc trưng vi cấu
trúc cũng như động học của vật liệu Fe lỏng và vô định hình, cung cấp thông tin về
cơ chế khuếch tán thông qua việc xác định thăng giáng mật độ địa phương của mô
hình. Nhận biết, trực quan hóa và cơ chế của quá trình tinh thể hóa xảy ra trong các
mẫu vật liệu nano Fe và FeB. Các thù hình khác nhau của vật liệu nano Fe được xây
dựng và phân tích thông qua việc so sánh cấu trúc địa phương của lõi và bề mặt.
Ảnh hưởng của nồng độ nguyên tử B pha tạp lên quá trình tinh thể hóa của vật liệu
nano FeB.
5. Những đóng góp mới của luận án

Luận án đã đưa ra được cơ chế khuếch tán của vật liệu Fe lỏng thông qua hai
loại thăng giáng mật độ địa phương. Ở vùng nhiệt độ cao, cả hai loại thăng giáng
đều tác động tới sự khuếch tán, cơ chế khuếch tán giống trong chất lỏng. Ở vùng
nhiệt độ thấp, khuếch tán chủ yếu bởi thăng giáng loại II mà xảy ra ở các vùng sai
hỏng cấu trúc. Cơ chế khuếch tán tương tự trong tinh thể. Sự không đồng nhất động
học tăng khi giảm nhiệt độ do sự tồn tại của các vùng các hạt linh động và vùng các
hạt không linh động.
Luận án làm rõ cơ chế tinh thể hóa xảy ra trong vật liệu nano Fe và FeB. Ban
đầu các mầm tinh thể nhỏ mọc tại các vị trí khác nhau ngẫu nhiên trong hạt nano.
Chúng mọc ở trong lõi với tần suất lớn hơn ở bề mặt của hạt nano. Các mầm này là
9


không bền và biến mất sau thời gian ngắn. Sau thời gian dài ủ nhiệt, hầu hết các
mầm mọc gần nhau và tạo ra một đám cân bằng. Sau đó các đám này phát triển theo
thời gian với quy luật hàm mũ. Số lượng các nguyên tử tinh thể trong vùng bề mặt
tăng chậm hơn so với hai vùng còn lại. Các đám tinh thể có xu hướng đạt đến hình
dạng cầu. Do thăng giáng nhiệt mà số lượng các nguyên tử tinh thể thăng giáng theo
thời gian. Sự thăng giáng xảy ra ở vùng bề mặt thì lớn hơn so với ở trong các vùng
khác. Do đó các nguyên tử trong vùng bề mặt thì linh động hơn. Mẫu hạt nano Fe
tinh thể hóa hoàn toàn có cấu trúc bao gồm: phần lõi với cấu trúc tinh thể và phần
bề mặt với cấu trúc vô định hình xốp.
Luận án cũng chỉ ra được cơ chế tinh thể hóa xảy ra trong vật liệu nano FeB và
ảnh hưởng của nồng độ nguyên tử B lên quá trình tinh thể hóa này. Trong suốt quá
trình phát triển tinh thể, các nguyên tử B di chuyển ra khỏi vị trí của các nguyên tử
tinh thể Fe và khuếch tán ra vùng biên tinh thể. Khi tỉ lệ của các nguyên tử B trong
vùng biên tinh thể lớn hơn 0.15 thì quá trình phát triển tinh thể được hoàn thành.
6. Cấu trúc của luận án

Ngoài phần mở đầu và kết luận, luận án được chia thành 5 chương:

Chương 1 giới thiệu tổng quan về hệ vật liệu Fe khối, Fe nano và FeB nano
cũng như các kết quả nghiên cứu về vi cấu trúc, động học và quá trình tinh thể hóa
của các hệ vật liệu này; thăng giáng mật độ địa phương; lí thuyết về quá trình tinh
thể hóa.
Chương 2 trình bày phương pháp xây dựng mô hình động lực học phân tử
(ĐLHPT) với thế tương tác cặp Pak-Doyama. Các phương pháp phân tích vi cấu
trúc, phương pháp trực quan hóa và phương pháp mô phỏng thăng giáng mật độ địa
phương.
Chương 3 trình bày các kết quả mô phỏng thăng giáng mật độ địa phương
trong vật liệu Fe lỏng. Đưa ra các đặc trưng vi cấu trúc cũng như động học của mẫu
vật liệu xây dựng.

10


Chương 4 khảo sát quá trình tinh thể hóa xảy ra trong mẫu vật liệu nano Fe.
Kết quả chỉ ra ảnh hưởng của nhiệt độ ủ mẫu và kích thước của hạt nano lên quá
trình tinh thể hóa. Cơ chế tinh thể hóa và các dạng thù hình của hạt nano Fe cũng
được làm sáng tỏ.
chương 5 chỉ ra các kết quả đối với quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano
FeB và ảnh hưởng của nồng độ nguyên tử B lên quá trình tinh thể hóa này. Cơ chế
tinh thể hóa và các dạng thù hình của hạt nano FeB cũng được làm sáng tỏ.
Luận án đã tham khảo 99 tài liệu tham khảo.

11


CHƯƠNG I: TỔNG QUAN VỀ THĂNG GIÁNG MẬT ĐỘ ĐỊA
PHƯƠNG VÀ QUÁ TRÌNH TINH THỂ HÓA CỦA VẬT LIỆU
Fe VÀ FeB

1.1. Tổng quan về hệ vật liệu Fe khối và Fe nano, FeB nano
1.1.1 Hệ vật liệu sắt
Sắt là một trong những nguyên tố hóa học phổ biến nhất trên trái đất, nó có thể tồn
tại trong trạng thái nguyên chất hay các oxit. Ở dạng nguyên chất, Sắt là một kim
loại từ tính đậm đặc, nó có nhiệt độ nóng chảy cao, dẫn nhiệt tốt và hệ số giãn nở
thấp. Trong tự nhiên sắt có 4 đồng vị:
(2.119%), và

58

54

Fe (5.845%),

56

Fe (91.754%),

57

Fe

Fe (0.282%). Sắt nguyên chất là kim loại có hoạt tính (hóa học), nó

bị oxi hóa nhanh khi tiếp xúc với không khí ẩm để tạo thành gỉ sắt. Các tính chất từ
của sắt liên quan tới cấu trúc tinh thể của nó và chịu tác động của nhiệt độ và áp
suất. Từ nhiệt độ phòng tới nhiệt độ nóng chảy của nó là 1808 K (Tm), một vài vật
liệu có thể thay đổi cấu trúc tinh thể của chúng theo các biến nhiệt độ và áp suất,
những thay đổi này có thể bị đảo ngược.

Sắt có dạng lập phương tâm khối ở khoảng nhiệt độ từ nhiệt độ phòng tới 1042 K:
nhiệt độ Curie, được gọi là α-Fe và thể hiện tính chất sắt từ với độ từ hóa bão hòa ở
nhiệt độ phòng là 220 A.m2/kg. Ở trên nhiệt độ Tc, sắt mất dần tính sắt từ của nó và
trở nên thuận từ, nhưng vẫn duy trì cấu trúc bcc, được gọi là β-Fe. Khi nhiệt độ đạt
đến giá trị khoảng 1183 K, sắt chuyển sang mạng lập phương tâm mặt, mà bao gồm
sự mở rộng của ô đơn vị, nhưng đây là sự gia tăng sự sắp xếp các nguyên tử, nó gọi
là γ-Fe mà duy trì tính thuận từ ở thang nhiệt độ này, nhưng dưới nhiệt độ Neel
(TN= 67 K) nó chuyển sang phản sắt từ. Sự biến đổi cuối cùng trước khi sắt nóng
chảy, diễn ra ở nhiệt độ 1665 K, khi sắt trở lại mạng bcc, nó vẫn mang tính thuận từ
và gọi là δ-Fe.

12


Các hạt nano có thể được tạo thành ở trạng thái tinh thể hoặc trạng thái vô định hình
(VĐH) bằng các phương pháp chế tạo phù hợp [4, 16, 23, 26]. Các hạt nano VĐH
có thể được chia thành 2 phần: phần lõi với các đặc trưng cấu trúc gần với cấu trúc
của vật liệu khối VĐH; phần bề mặt với các đặc trưng gần với cấu trúc xốp. Do có
cấu trúc đặc biệt nên các hạt nano VĐH có nhiều ứng dụng trong các lĩnh vực khác
nhau của khoa học và công nghệ [24,49,65,70,92]. Với cùng một kích thước, các
hạt nano VĐH Fe2O3 có hoạt tính mạnh hơn so với tinh thể Fe2O3 [24]. Trạng thái
VĐH thì không bền nhiệt và các hạt nano VĐH có thể bị tinh thể hóa khi ủ nhiệt.
Sự tinh thể hóa của các hạt nano VĐH được quan tâm nghiên cứu bằng thực
nghiệm. Sự chuyển pha trong hạt nano Co VĐH được nghiên cứu bằng phép phân
tích đường DSC (Differential scanning calorimetry). Kết quả chỉ ra rằng nhiệt độ
chuyển pha thủy tinh và nhiệt độ tinh thể hóa của các hạt nano VĐH thì phụ thuộc
kích thước hạt nano [92]. Một số các nghiên cứu khác cũng được tiến hành trên hạt
nano VĐH TiO2 [18, 38, 40, 41, 45, 62]. Tùy theo nhiệt độ và các điều kiện chế tạo,
hạt nano TiO2 biến đổi thành dạng anatase và sau đó thành rutile. Kết quả chỉ ra
rằng, sự biến đổi trong hạt nano TiO2 bao gồm các giai đoạn sau:

• Sự tạo thành mầm trung gian anatase trên diện tích tiếp xúc của hạt nano.
• Sự phát triển tinh thể anatase bằng sự phân bố lại của các nguyên tử cả từ
các hạt vô định hình và các tinh thể anatase nhỏ.
• Sự gắn có định hướng của các hạt anatase.
Có một vài công trình nghiên cứu tập trung vào sự chuyển pha vô định hình- tinh
thể của các hạt nano Al2O3 và CdSe [19,20,67]. Quá trình tinh thể hóa của các hạt
nano vô định hình có thể được nghiên cứu bằng mô phỏng do mô phỏng có thể theo
dõi chuyển động của từng nguyên tử trong mẫu. Tuy nhiên, hiện tại hầu hết mô
phỏng tập trung nghiên cứu sự tinh thể hóa của các mẫu lỏng và của các mẫu rắn
khối [88, 93, 98, 99], chỉ một số ít công trình nghiên cứu sự tinh thể hóa của các hạt
nano vô định hình [50,78]. Trong nghiên cứu [73], nhóm tác giả nghiên cứu hiệu
ứng già hóa của hạt Fe khối và nano. Kết quả chỉ ra rằng khi mẫu được ủ nhiệt trong
thời gian dài, mẫu có thể bị biến đổi sang pha rắn vô định hình ổn định hơn (quá
trình già hóa) hoặc sang pha tinh thể Fe lập phương tâm khối (bcc). Tuy nhiên cơ

13


Bảng 1.1. Các tính chất vật lí của vật liệu sắt
Tính chất

Giá trị

Công trình

Tb(K)

3134 K

CRC handbook

Tm(khối, K)

1808 K

CRC handbook

Fe331

1220 K

[94]

Fe1436

1540 K

[94]

Fe2133

1610 K

[94]

Cp(l)-Cp(s)(J/mol K)
Fe331

8.3

Fe1436

7.8

Fe2133

7.8

Vms(rắn)(m3/mol)
Fe331

6.95 x 10-6+3.2 x 10-10 T

Fe1436

6.64 x 10-6+7.2 x 10-10 T

Fe2133

7.05 x 10-6+2.09 x 10-10 T

[94]

Vml(lỏng)(m3/mol)
Fe331

6.53 x 10-6+7.7 x 10-10 T

Fe1436

7.00 x 10-6+2.62 x 10-10 T

Fe2133

7.01 x 10-6+4.83 x 10-10 T

D(m2/s)

6.8322 x 10-8 exp(-4677/T)

σvl(J/m2)

1.918 – 4.3 x 10-4(T-1181)

14

[6]


chế mức nguyên tử của quá trình tinh thể hóa trong hạt nano vẫn chưa được làm
sáng tỏ. Do đó, luận án này sẽ làm rõ cơ chế tinh thể hóa của hạt nano vô định hình
bằng sự phân tích đám. Đặc biệt luận án tập trung vào cấu trúc địa phương của các
đa thù hình khác nhau.
Vật liệu nano Fe: Sự hiểu biết về cấu trúc và các tính chất vật lý của các vật liệu
nano là thành tựu của các nghiên cứu lớn trong suốt thập kỉ trước [30,56,79,86, 97].
Vật liệu nano sắt có thể được tạo thành trong các hình dạng khác nhau và cấu trúc
thù hình khác nhau tùy theo cách thức xây dựng [7,10, 55, 76, 86]. Kể từ năm 1911,
kết tủa sắt thu được bằng các quá trình hóa học [7]. Gần đây các hạt nano được tổng
hợp bằng tổng hợp giảm hóa [55] mà cho phép tạo ra không chỉ các hạt với thiết lập
đơn giản mà còn tạo ra các thủy tinh kim loại. Các hạt nano sắt được đặc biệt quan

tâm bởi rất nhiều lý do. Nó là một trong những vật liệu từ tính thông dụng nhất. Nó
có thể được sử dụng trong các lõi biến áp điện và các phương tiện lưu giữ từ tính
cũng như chất xúc tác [47].
Các tính chất vật lí của các hạt nano sắt như là thể tích phân tử, mật độ, hệ số giãn
nở nhiệt, nhiệt dung và hệ số khuếch tán được chỉ ra bởi mô phỏng động lực học
phân tử (ĐLHPT) [94]. Trong công trình này tác giả cũng chỉ ra được sự phụ thuộc
vào kích thước của các tính chất vật lí của hạt nano sắt được cho trong bảng 1.1.
Theo công trình nghiên cứu [94], khi kích thước của hạt nano Fe tăng lên thì nhiệt
độ nóng chảy của hạt nano tăng lên và tiến dần đến giá trị của vật liệu khối. Kết quả
cũng chỉ ra biểu thức giải tích của phụ thuộc của hệ số khuếch tán và sức căng bề
mặt vào nhiệt độ.
Các hạt nano sắt có thể được tạo ra trong hai trạng thái: trạng thái tinh thể và trạng
thái vô định hình (VĐH). Vật liệu nano tinh thể sắt có các tính chất: mất trật tự đẳng
hướng, nồng độ cao của các khuyết tật cấu trúc, các liên kết lỏng lẻo ở bề mặt và tỉ
số giữa bề mặt và khối là cao. Do các tính chất đặc biệt này mà vật liệu nano tinh
thể sắt có đặc trưng hoạt tính xúc tác và khả năng ứng dụng cao hơn nhiều của so
với các vật liệu nano tinh thể khác. Vật liệu nano VĐH có tiềm năng ứng dụng
trong công nghệ. Các hạt nano sắt VĐH được cho là chất xúc tác hiệu quả, đặc biệt
là cho các quá trình tách và kích hoạt H2 [35, 57]. Do đó, các hạt nano sắt VĐH
15


được thực nghiệm quan tâm nghiên cứu trong thời gian dài và chú ý nhiều tới quá
trình tổng hợp, phép đo từ và các ứng dụng có thể của nó [35, 36, 47, 57, 63, 91].
Tuy nhiên thông tin chi tiết ở cấp độ nguyên tử chỉ có thể được cung cấp bởi mô
phỏng máy tính. Có rất ít các nghiên cứu liên quan đến mô phỏng các hạt nano sắt
tinh thể [3, 9,32,96]. Trong đó, cấu trúc điện tử, sự hồi phục và các mô men từ của
các nano tinh thể sắt nhỏ hay cấu trúc và từ tính của các đám tinh thể sắt với 642
nguyên tử được tính toán bởi lý thuyết hàm mật độ [9,32]. Quá trình nóng chảy và
cơ chế mầm của hạt nano sắt cũng được quan tâm nghiên cứu bởi mô phỏng MD

[96]. Trong công trình [15], nhóm tác giả đã sử dụng mô phỏng ĐLHPT để xác định
sự ảnh hưởng của kích thước và nhiệt độ lên tốc độ mọc mầm, năng lượng tự do bề
mặt, quá trình tinh thể hóa và kích thước mầm tới hạn. Theo đó, khi kích thước hạt
tăng lên thì tốc độ mọc mầm giảm đi. Khi nhiệt độ tăng lên thì ban đầu tốc độ mọc
mầm tăng, nhưng khi tiếp tục tăng nhiệt độ thì tốc độ mọc mầm sẽ giảm đi do hệ số
nhớt của chất lỏng tăng lên. Năng lượng tự do bề mặt được ước tính từ tốc độ mọc
mầm, kết quả chỉ ra rằng ứng suất bề mặt giảm cùng với sự giảm của kích thước
hạt. Kích thước mầm tới hạn giảm với sự tăng của nhiệt độ. Các nghiên cứu về quá
trình tinh thể hóa của hạt nano sắt đã chỉ ra cơ chế tinh thể hóa thông qua cơ chế
mầm. Tuy nhiên chưa có nghiên cứu nào làm sáng tỏ nguyên nhân cũng như các
pha trung gian trong quá trình tinh thể hóa. Do đó, luận án tập trung nghiên cứu cơ
chế tinh thể hóa của hạt nano sắt theo hai phương pháp để tạo ra pha tinh thể của vật
liệu. Qua đó cũng chỉ ra được sự tồn tại của các pha trung gian trong quá trình tinh
thể hóa. Sự phụ thuộc kích thước và nhiệt độ của quá trình tinh thể hóa của hạt nano
sắt cũng được làm sáng tỏ.

1.1.2. Hệ vật liệu nano FeB
Để đánh giá ảnh hưởng của nguyên tử tạp lên quá trình tinh thể hóa của hạt nano Fe,
luận án xây dựng các mẫu vật liệu nano FeB với nồng độ nguyên tử B tương ứng là
2% và 4%. Trong công trình nghiên cứu trước đây [89], tác giả đã nghiên cứu về sự
ảnh hưởng của nồng độ các tạp chất (B, P) lên vi cấu trúc của các hợp kim Fe-B và
Fe-P. Các tính toán chỉ ra sự tồn tại của các lỗ hổng lớn giống như các lỗ hổng trong
trạng thái vô định hình và nồng độ B và P tác động lên sự phân bố các lỗ hổng này
cũng khác nhau. Các tính toán chỉ ra khả năng khuếch tán theo cơ chế khuếch tán
16


vacancy trong các hợp kim vô định hình Fe–B và Fe–P. Số lượng các lỗ hổng lớn
xung quanh nguyên tử Fe trong hợp kim vô định hình Fe–P thì lớn hơn trong hợp
kim vô định hình Fe–B với cùng thành phần á kim. Kết quả này tương tự như kết

quả đối với các hợp kim vô định hình Co-B và Co-P, số lượng các lỗ hổng tăng nhẹ
với nồng độ B nhưng tăng nhanh đáng kể với nồng độ P. Điều này có nghĩa rằng sự
thay thế nguyên tử B bởi nguyên tử P làm giảm hệ số tự khuếch tán của các nguyên
tử Fe. Điều này đã được thực nghiệm xác nhận, rằng hệ số khuếch tán của các
nguyên tử Fe trong hợp kim Fe40Ni40P14B6 thì lớn hơn trong hợp kim vô định hình
Fe40Ni40B20 [14,51].
Các vật liệu từ nhận được sự quan tâm bởi các hệ "nanocomposite" [30] mà bao
gồm hai hay nhiều pha khác nhau. Các hệ này ở thang nano mét đưa ra các hiệu ứng
đáng ngạc nhiên. Ví dụ, hạt nano Co hình cầu với cấu trúc vỏ- lõi (shell-core) cho
phép phá vỡ giới hạn siêu thuận từ. Hạt nano shell-core M-B (M= Fe, Co) ở trạng
thái vô định hình và trạng thái hỗn hợp vô định hình- tinh thể Fe lập phương tâm
khối (Fe bcc) thu được bằng cách sử dụng quá trình giảm hóa của các muối kim loại
của các sodium borohydride [75, 85]. Sự phân bố cấu trúc của các nguyên tử được
phân tích thông qua phân tích phổ hấp thụ tia X của cấu trúc gần biên (EXANES),
hay phân tích phổ hấp thụ tia X của các cấu trúc mảnh (EXAFS). Kết quả chỉ ra
rằng số lượng các tinh thể bcc làm tăng độ kháng từ của các hạt. Trong công trình
[2], nhóm các tác giả nghiên cứu động học của quá trình tinh thể hóa của hai hợp
kim vô định hình Fe70Cr10B20 và Fe80Zr10B10 thông qua thực nghiệm nhiễu xạ nhiệt
Nơtron, được thực hiện theo hai trục của nhiễu xạ kế D20 (Institut Laue-Langevin,
Grenoble). Sự biến đổi cấu trúc có mối tương quan trực tiếp với sự phụ thuộc nhiệt
độ của độ từ hóa. Fe70Cr10B20 tinh thể theo quá trình gồm 2 giai đoạn: giai đoạn đầu
là sự tinh thể hóa một eutectic của α-Fe (bcc) và pha bốn phương giả bền
(Fe0.8Cr0.2)3B. Giai đoạn 2 là sự biến đổi một eutectic khác tới pha bền
(Fe0.75Cr0.25)2B và phân tách hơn của α-Fe. Các pha bốn phương này là các pha có từ
tính bất đẳng hướng, khi chúng được tạo ra với số lượng lớn chúng sẽ làm tăng độ
kháng từ. Tính chất này tương tự với hợp kim Fe80B20 với các nguyên tử Cr thay thế
vị trí của các nguyên tử Fe trong cả hai pha kết tinh. Hợp kim Fe80Cr10B10 cũng cho
thấy một quá trình hai giai đoạn mà trong đó có hai quá trình biến đổi đa thù hình
17

xảy ra. Quá trình tinh thể hóa đối với Fe80Zr10B10 được mô tả như sau: amorphous
→amorphous + HCP-Fe2Zr →HCP-Fe2Zr + BCC-Fe + tetragonal-FeB + FCCFe2Zr →FCC-Fe2Zr + FeB + BCC-Fe.
Thông tin chi tiết về các đặc trưng cấu trúc và tính chất vật lí của các vật liệu có thể
được phân tích thông qua mô phỏng [17, 50, 52, 69,78, 88, 93, 99]. Mô phỏng động
lực học phân tử là công cụ hữu hiệu để khám phá cấu trúc địa phương và các đặc
trưng mức nguyên tử của bề mặt tương tác giữa các pha khác nhau tồn tại trong hệ.
Do đó, để nghiên cứu cấu trúc địa phương của hạt nano đa thù hình FeB bao gồm
các mẫu vô định hình, tinh thể và mẫu hỗn hợp vô định hình-tinh thể, luận án sử
dụng mô phỏng động lực học phân tử.
Trạng thái vô định hình của hạt nano là không bền, do đó hạt nano vô định hình sẽ
bị tinh thể hóa khi ủ nhiệt. Tinh thể hóa của hạt nano vô định hình được nghiên cứu
sâu bởi thực nghiệm [20, 21, 38, 44, 62, 66, 67]. Kết quả chỉ ra rằng quá trình tinh
thể hóa hạt nano thông qua cơ chế mầm. Tuy nhiên cơ chế tinh thể hóa ở mức
nguyên tử trong vật liệu nano vẫn chưa được làm sáng tỏ. Do đó, đối với hạt nano
FeB, luận án tập trung làm sáng tỏ: cấu trúc địa phương của hạt nano đa thù hình và
quan sát quá trình tinh thể hóa xảy ra. Đặc biệt chỉ ra tác động của các nguyên tử B
lên sự hình thành và phát triển tinh thể. Các mẫu hạt nano FeB vô định hình được
xây dựng với nồng độ nguyên tử B khác nhau là các mẫu Fe98B2 và mẫu Fe96B4.

1.2. Thăng giáng mật độ địa phương
Nhiều chất lỏng có thể bỏ qua sự tinh thể hóa mà chuyển sang trạng thái rắn vô định
hình khi nhiệt độ giảm xuống dưới nhiệt độ nóng chảy [5, 11, 34, 43,59]. Sự chuyển
pha này tới trạng thái rắn mất trật tự được coi như là chuyển pha thủy tinh mà đi
kèm với sự tăng mạnh về độ nhớt và thay đổi nhỏ trong cấu trúc. Để giải quyết vấn
đề này, có nhiều giả thuyết được đề xuất [1, 13, 25, 29, 31, 37, 42, 54, 58, 60, 68,72,
80, 90]. Theo lý thuyết về sự thấm ướt, sự giảm của hệ số khuếch tán liên quan đến
sự thấm của vùng các nguyên tử không linh động ra toàn bộ hệ. Lý thuyết mode
coupling dự đoán sự đông cứng của động lực học từ hiệu ứng phản hồi phi tuyến.
Lý thuyết thể tích tự do [22] chỉ ra rằng: trong chất lỏng hầu hết nguyên tử dịch

18


chuyển bởi dòng các nguyên tử đồng nhất; trong chất rắn vô định hình sự dịch
chuyển được thực hiện bởi sự nhảy của các nguyên tử được kích hoạt nhiệt do sự
tồn tại của các vị trí ưu tiên và hạn chế các nguyên tử ra khỏi bẫy của các nguyên tử
lân cận của chúng. Trong khi đó, các nghiên cứu thực nghiệm chỉ ra rằng sự khuếch
tán trong các hợp kim vô định hình và chất lỏng được làm lạnh sâu là quá trình
được kích hoạt nhiệt [95], có liên quan chặt chẽ với các quá trình xảy ra trong tinh
thể hơn là trong chất lỏng. Vì vậy hiển nhiên có thể nhận ra rằng do có sự tương
đồng về cấu trúc giữa chất lỏng và chất rắn vô định hình, nên cơ chế khuếch tán xảy
ra trong chất rắn vô định hình được nhìn nhận như trong chất lỏng nhưng nó có
những tính chất đặc trưng mới. Để làm sáng tỏ vấn đề này, việc nghiên cứu thăng
giáng mật độ địa phương có thể cung cấp thông tin để hiểu sâu về cơ chế khuếch tán
trong chất lỏng cũng như chất rắn vô định hình. Mật độ địa phương ở đây có thể
được định nghĩa là tỉ số của số nguyên tử trong một quả cầu bán kính RO đối với thể
tích VO của quả cầu này. Mật độ địa phương này thay đổi theo thời gian là sự biểu
thị cho sự thăng giáng mật độ địa phương trong thể tích VO. Rõ ràng ta nhận thấy
rằng sẽ không có sự khuếch tán trong chất lỏng cũng như chất rắn vô định hình nếu
như không có sự thăng giáng mật độ địa phương này. Sự thăng giáng mật độ địa
phương này càng cao thì dường như là hệ số khuếch tán càng lớn. Do đó sự thăng
giáng mật độ địa phương là một thông số quan trọng liên quan tới hệ số khuếch tán.
Hơn nữa, thay đổi của sự thăng giáng mật độ này sẽ ảnh hưởng lên tính động lực
của hệ. Do vậy, nghiên cứu một cách hệ thống các phân bố không gian và thời gian
của sự thăng giáng mật độ có thể đưa ra một cách nhìn sâu sắc về cơ chế khuếch tán
trong cả chất lỏng và chất rắn vô định hình. Sự nghiên cứu theo hướng này, theo
hiểu biết của tác giả luận án và nhóm nghiên cứu, đến nay vẫn chưa được thực hiện.
Do đó, trong nghiên cứu của luận án này, phương pháp động lực học phân tử sẽ
được sử dụng để mô phỏng các mẫu sắt lỏng và sắt vô định hình, và đồng thời cơ
chế khuếch tán trong sắt lỏng và sắt vô định hình được nghiên cứu thông qua các

phân bố không gian và thời gian của các thăng giáng mật độ địa phương trong các
mẫu vật liệu.

1.3. Quá trình tinh thể hóa
19