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

TÓM TẮT LUẬN ÁN TIẾN SĨ VẬT LÝ KỸ THUẬT

HÀ NỘI - 2017

1


Công trình được hoàn thành tại:
Trường Đại học Bách khoa Hà Nội

Người hướng dẫn khoa học:
1. PGS.TS. LÊ VĂN VINH
2. PGS.TS. LÊ THẾ VINH

Phản biện 1:
Phản biện 2:
Phản biện 3:

Luận án sẽ được bảo vệ trước Hội đồng đánh giá luận án tiến sĩ cấp Trường họp
tại Trường Đại học Bách khoa Hà Nội

B, Vol.29, 1550035(14 pages) .

3


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 hoạt tính 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. 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. 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.

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
chất lỏng. 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 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. 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

5


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

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 (J. Phys.: Condens. Matter 19, 196106,(2007), Physica B 404,
340 (2009)), chỉ một số ít công trình nghiên cứu sự tinh thể hóa của các hạt
nano vô định hình (J. Cryst. Growth 250, 558, (2003), J. Chem. Phys. 134,
104501 (2011)). Trong nghiên cứu (Int. J. Mod. Phys. B 28, 1450155,
(2014)), nhóm tác giả nghiên cứu hiệu ứng già hóa của hạt Fe khối và nano.

6


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 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: 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
(Phys. Rep.518, 81-140, (2012), J. Non-Cryst. Solids 287, 20 (2001)). Kể từ
năm 1911, kết tủa sắt thu được bằng các quá trình hóa học (J. Appl. Phys.32,
184 (1961)). Gần đây các hạt nano được tổng hợp bằng tổng hợp giảm hóa
(Nature 322, pp. 622-623, (1986)) 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. Đây 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 (Small 1, pp. 482-501,
(2005)).
Các tính chất vật lí của các hạt nano sắt như là thể tích phân tử, mật độ, hệ số

công trình (Journal of Solid State Chemistry 207,35(2013)), 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 tạo 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. 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 hạt nano
sắt cũng được làm sáng tỏ.
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 (Physica B
348, pp. 347–352 (2004)), 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 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

một quá trình hai giai đoạn mà trong đó có hai quá trình biến đổi đa thù hình
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 + FCC-Fe2Zr →FCC-Fe2Zr + FeB + BCC-Fe.
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.
Cơ sở lí thuyết để nghiên cứu về quá trình tinh thể hóa hạt nano Fe và FeB là
các kết quả trong lí thuyết tạo mầm cổ điển, cụ thể là hai cách tiếp cận trong
lí thuyết mầm tạo cổ điển là cách tiếp cận nhiệt động học và cách tiếp cận
động học.
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 (J. Chem.
Phys. 138, 12A301 (2013), Rev. Mod. Phys. 83, 587 (2011)). 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 (Phys. Rev. E 77, 061505
(2008), Phys. Rev. Lett. 102, 015702 (2009), Phys. Rev. Lett.104, 065701
(2010)).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 (J. Chem Phys. 31,1164, (1959))
chỉ ra rằng: trong chất lỏng hầu hết nguyên tử dịch chuyển bởi dòng các
9


nguyên tử đồng nhất; trong chất rắn vô định hình sự dịch chuyển được thực


2

g(r)

1

0
4

mÉu v« dÞnh h×nh ë 293.7 K

3
2
1
0
0

2

4

6
r (Å)

8

10

12

  oi
i

Vo

3
Trong đó Vo  4 Ro 3 , noi là số hạt trong hình cầu bán kính Ro (là bán kính

của hình cầu phối trí đầu tiên và được lấy là Ro  3.55 Å ), tâm là hạt thứ i . Sự
biến đổi theo thời gian của i mô tả thăng giáng mật độ địa phương
(TGMĐĐP) trong thể tích Vo quanh nguyên tử thứ i .
Để xác định sự phân bố theo thời gian của các TGMĐĐP, tất cả các
TGMĐĐP sẽ được ghi lại sau mỗi bước mô phỏng. Xét một nguyên tử thứ i ,
mật độ địa phương được xác định theo biểu thức (2.4). Thiết lập một mạng
lập phương đơn giản với 6  6  6  216 nút và chèn vào trong hộp mô phỏng.
Chiều dài của ô đơn vị là

L
, với L là chiều dài của hộp mô phỏng. Khi một
6

thăng giáng mật độ địa phương xảy ra (có một nguyên tử ra hay vào hình cầu
phối trí), chọn nút j của ô mạng lập phương mà gần nhất với hạt thứ i đó.
Sau n bước mô phỏng, số lượng các TGMĐĐP xảy ra quanh nút j được xác
định là M j (n) . Đại lượng M j (n) này được dùng để tính toán sự phân bố
không gian của các TGMĐĐP.
Động học của mẫu vật liệu xây dựng có thể được mô tả trong mối liên hệ với
các TGMĐĐP.
Hệ số khuếch tán được xác định bởi công thức:
11

  lim
n 

n

Độ dịch chuyển bình phương trung bình của các hạt khi một thăng giáng mật
độ địa phương xảy ra được xác định là:
(2.8)
ThÕ n¨ng , eV

-0.6
-0.8
-1.0
-1.2

Tg

gmin/gmax

0.4

gmin/gmax

0.3

Tg

0.2
0.1
0.0

trúc của vật liệu sắt khối ở trạng thái lỏng và trạng thái vô định hình. Sự

0

Ln[D(T)/D(2670)]

-2

-4
Theo ph-¬ng tr×nh (2.5)
Theo ph-¬ng tr×nh (2.9)

-6

-8
0.0004

0.0006

0.0008
-1
1/T, K

0.0010

0.0012

Hình 3.8: Sự phụ thuộc nhiệt độ của ln[D(T)/D(2670)].

chuyển pha từ trạng thái lỏng sang trạng thái rắn vô định hình được xác định


Å TGM§§P

0.3

0.2

0.1

4

 x 10 TGM§§P/b-íc ch¹y

0.0
30

20

10

0

500

1000

1500

2000


I là khi số lượng các hạt “visiting” không bị thay đổi, trong trường hợp ngược
lại ta gọi là TGMĐĐP loại II. Đặt TGMĐĐP là tỉ số giữa số các thăng giáng
mật độ địa phương loại I và tổng số các thăng giáng mật độ địa phương xảy
ra ở trong hệ. Theo định nghĩa này, TGMĐĐP loại I chỉ bao gồm chuyển
động ra vào của các hạt, do vậy không gây ra độ dịch chuyển bình phương
trung bình lớn so với các thăng giáng mật độ địa phương loại II. Như vậy, độ
dịch chuyển bình phương trung bình không những phụ thuộc vào tần suất của
các thăng giáng mà còn phụ thuộc vào TGMĐĐP.
Kết hợp với kết luận ở trên ta có, độ dịch chuyển bình phương trung bình phụ
thuộc vào: tần suất của các thăng giáng mật độ địa phương, tỉ lệ của các loại
thăng giáng mật độ địa phương và sự phân bố không gian của các thăng
giáng mật độ địa phương. Các kết quả nghiên cứu chỉ ra rằng tỉ lệ của các
thăng giáng mật độ địa phương loại I tăng lên khi nhiệt độ giảm đi, sự phân
bố của các thăng giáng mật độ địa phương trong hệ là không đồng nhất khi
nhiệt độ giảm xuống dưới nhiệt độ chuyển pha thủy tinh, Điều này dẫn đến
sự giảm mạnh của độ dịch chuyển bình phương trung bình của các hạt.
Như vậy, việc xác định thăng giáng mật độ địa phương đã đưa ra được các
tính chất động học của vật liệu sắt khối. Xác định được nhiệt độ chuyển pha
thủy tinh là 1280K thông qua thừa số tương quan F(t), kết quả phù hợp tương
đối tốt khi so sánh với các phương pháp khác như từ việc xác định năng
lượng hay tỉ số gmin/gmax. Kết quả mô phỏng cũng đưa ra được cơ chế khuếch
tán 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 chất lỏng. 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.
Chương 4. QUÁ TRÌNH TINH THỂ HÓA TRONG VẬT LIỆU NANO SẮT
300K

16

18

20

r(Å)

Hình 4.1: Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu nano Fe tại nhiệt độ 300K và 900K

15


-1.28
-1.20

ThÕ n¨ng nguyªn tö (eV)

300 K

900 K

-1.29
-1.22

-1.30
-1.24

-1.31


Cơ chế của quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano Fe cũng được làm sáng tỏ.
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.
4.1. Nhận biết quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano Fe vô định hình

Quá trình tinh thể hóa của vật liệu nano Fe có thể được nhận biết thông qua

Sè l-îng c¸c nguyªn tö tinh thÓ

4000

3000

2000

1000

0

a
0

b
2000

4000

6000

8000

gian như hình 4.3 hay có thể được nhận biết trực tiếp qua sự biến đổi của số
lượng các nguyên tử theo thời gian như hình 4.5.
Như vậy đám tinh thể phát triển nhanh trong khoảng thời gian mà tại đó thế
năng của hệ giảm đột ngột, điều này chứng tỏ sự tạo thành đám tinh thể đặc
trưng cho một pha cân bằng.
4.3 Cơ chế của quá trình tinh thể hóa trong hạt nano Fe
Trong phần tiếp theo chúng tôi sẽ làm rõ hơn cơ chế mầm của quá trình tinh
thể hóa xảy ra đối với hạt nano Fe thông qua việc xác định tốc độ phát triển
tinh thể, các nguyên tử tạo thành mầm tinh thể tại thời điểm xác định, năng
lượng của các loại nguyên tử khác nhau. Như mô tả trên hình 4.9 thì sự phát

15

Nc

1/3

10

5

0
10

20

30

40



100

150

200

250

B-íc ch¹y, n x2000

Hình 4. 11: Sự phụ thuộc thời gian của NC1(n) và NC(n) ở
giai đoạn đầu của quá trình tinh thể hóa

tới hạn như trên hình 4.10.
17


Để xác định các nguyên tử tạo thành mầm tinh thể tại thời điểm sau n bước
động lực học phân tử, chúng tôi đã ghi nhận các nguyên tử biến đổi thành
nguyên tử tinh thể trong khoảng thời gian xác định. Gọi N C1(n) là tổng số các
nguyên tử tinh thể ghi nhận được trong n bước động lực học phân tử và NC(n)
là số các nguyên tử tinh thể tại thời điểm n bước động lực học phân tử. Như

Sè l-îng c¸c nguyªn tö

5000

NC(n)
NC1(n)


18


thành và sau đó mất đi. Trong khi đó, NC1(n) đơn điệu tăng theo thời gian và
lớn hơn NC(n). Như vậy,sự tạo thành các mầm nhỏ được thực hiện bởi một số
lượng lớn các nguyên tử.
Hình 4.13 mô tả sự biến đổi của NC1(n) và NC(n) trong giai đoạn khi quá
trình tinh thể hóa hoàn thành. Theo đó, NC1(n) tăng lên tới 5000 nguyên tử,
chứng tỏ toàn bộ các nguyên tử trong hệ đã từng tạo thành nguyên tử tinh thể.
Do đó sự tạo thành các mầm được thực hiện bởi toàn bộ các nguyên tử trong
hệ.
Sự phân bố của các nguyên tử tinh thể và vô định hình tại thời điểm khi
quá trình tinh thể hóa được hoàn thành được thể hiện trong hình 4.14.
Khi quá trình tinh thể hóa hoàn thành, các nguyên tử vô định hình định xứ
trên bề mặt hạt nano, trong khi đó các nguyên tử tinh thể xuất hiện trong lõi
của hạt nano. Như vậy, mẫu tinh thể hóa hoàn toàn bao gồm lõi với cấu trúc
tinh thể và bề mặt với cấu trúc xốp vô định hình.
4.3.3 Thế năng của các loại nguyên tử khác nhau
Gọi EA(n), EC(n) tương ứng là thế năng trung bình của một nguyên tử được
xác định tại bước thứ n của các nguyên tử vô định hình và nguyên tử tinh thể.
Hình 4.15 chỉ ra sự biến đổi theo thời gian của NA(n), NC(n), EA(n) và EC(n)
trong hai trường hợp: trường hợp các đám nhỏ và trường hợp các đám lớn.
Trong trường hợp của đám tinh thể nhỏ khi NC(n)
-2.60

-2.65

-2.65

-2.70
-2.75

-2.70

EA(n)
EC(n)

0

12000

24000

36000

48000

B-íc ch¹y

-2.75

0


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.
4.5 Tinh thể hóa hạt nano Fe lỏng
4.5.1 Quá trình làm nguội mẫu lỏng
-1.4

ThÕ n¨ng(eV/nguyªn tö)

-1.6
-1.8
-2.0
-2.2
-2.4
1458 nguyªn tö
3456 nguyªn tö
5880 nguyªn tö
mÉu khèi

-2.6
-2.8
-3.0
400

600

800 1000 1200 1400 1600 1800


S1, 900 K

-2.4
S2, 900 K
-2.5

S3, 900 K

-2.6

khèi, 1000 K
-2.7
0

200

400

600

800

Thêi gian (ps)

Hình 4.24. Sự phụ thuộc của thế năng vào thời gian ủ mẫu.

21



0

0

5

10

15

20

r(Å)

Hình 5.1: Hàm phân bố xuyên tâm của mẫu Fe98B2 với nhiệt độ 300K (1) và (2) và
900K (3) và (4); tương ứng với các giai đoạn đầu và cuối của quá trình ủ nhiệt

22


Trong chương này luận án nghiên cứu quá trình tinh thể hóa và cấu trúc địa
phương của các dạng thù hình của hạt nano FeB. Các kết quả mô phỏng chỉ
ThÕ n¨ng nguyªn tö, eV

-1.21
-1.22
-1.23
-1.24
-1.25
-1.26


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 nhiệt ở 900 K.

ra rằng mẫu vô định hình sẽ bị tinh thể hóa thông qua cơ chế mầm. Qúa trình
c¸c nguyªn tö tinh thÓ ngoµi vïng biªn
c¸c nguyªn tö V§H ngoµi vïng biªn

N¨ng l-îng trung b×nh cña nguyªn tö, eV

-2.0

-2.4

-2.8

c¸c nguyªn tö tinh thÓ biªn
c¸c nguyªn tö V§H biªn

-2.0

-2.4

-2.8
0

400

800


0.05

0.00
0

400

800

B-ớc chạy x 10

1200

1600

4

Hỡnh 5.8. S ph thuc thi gian ca t l ca cỏc nguyờn t B
vựng biờn tinh th

Quỏ trỡnh tinh th húa ca vt liu nano FeB cú th c nhn bit thụng qua
hm phõn b xuyờn tõm nh hỡnh 5.1, s bin i ca th nng nguyờn t ca
cỏc ht v s lng nguyờn t tinh th trong mu nh trờn hỡnh 5.4.
5.3. C ch tinh th húa trong vt liu nano FeB
Do s chuyn pha cu trỳc c nhn bit thụng qua th nng nguyờn t, nờn
lm sỏng t c ch ca s phỏt trin tinh th chỳng tụi xỏc nh th nng

-2.6

-2.2


-2.8
0

100

200

300

B-ớc chạy X 10

400

500

600

0

100

200

4

300 X 10 400
B-ớc chạy

500

106 bước động lực học phân tử. Đối với tất cả các loại nguyên tử, thế năng
trung bình chỉ thăng giáng quanh giá trị bão hòa xác định. Hơn nữa việc ủ
nhiệt tại 300K không làm thay đổi các đặc trưng của hệ, hệ đạt trạng thái cân
bằng.
Như vậy trong chương này chúng tôi đã chỉ ra được quá trình tinh thể hóa và
các dạng thù hình của hạt nano FeB.
Về sự tinh thể hóa: Ban đầu các mầm nhỏ được hình thành ngẫu nhiên trong
hạt nano. Các mầm này không bền và nhanh chóng bị biến mất. Sau thời gian
dài ủ nhiệt, một vài nguyên tử tinh thể có thời gian sống dài hơn, xuất hiện
gần nhau tạo thành đám tinh thể. Trong khoảng thời gian này, vùng biên của
tinh thể có đặc trưng đặc biệt. Thế năng trung bình của các nguyên tử tinh thể
biên thì nhỏ hơn so sới thế năng của các nguyên tử vô định hình biên và lớn
hơn của các nguyên tử tinh thể vùng ngoài vùng biên. Điều này dẫn đến sự
phát triển nhanh chóng của đám tinh thể theo thời gian. Trong suốt quá trình
tinh thể hóa, các nguyên tử B di chuyển ra khỏi vị trí của các nguyên tử tinh
thể Fe, và khuếch tán đến vùng biên. Đối với mẫu Fe 96B4, sự phát triển tinh
thể dừng lại khi tỉ lệ của các nguyên tử B trong vùng biên lớn hơn 0.15.
Về các dạng thù hình của hạt nano FeB: không giống với mẫu vô định hình,
mẫu tinh thể và mẫu hỗn hợp bao gồm ba phần riêng biệt bao gồm: phần tinh
thể Fe là tinh thể lập phương tâm khối và hai phần vô định hình ( phần vô
định hình giàu nguyên tử B và phần vô định hình với ít nguyên tử B). Các
phần này trong các dạng thù hình khác nhau thì khác nhau đáng kể trong cấu
trúc địa phương, nồng độ B và năng lượng của các loại nguyên tử khác nhau.

25