当结晶金属遭到的外加应变超越屈服点时，就会产生各种晶体缺点，包含位错、孪晶和晶界。假如外加应变速率较低，这些所谓的塑性缺点就有满足的时刻构成、移动、相互效果和平衡，然后使晶体结构得以保存，虽然缺点造成了紊乱。某些资料可能会产生相变，通常是从一种晶体相改变为另一种晶体相。当应变速率添加时，尤其是到达冲击加载时的应变速率时，晶体可能会改变为非晶结构，包含液体和玻璃。，在陨石碰击区以及弹道碰击下的陶瓷装甲和复合资料中都是已知的。在金属合金中，CTG 在中等应变速率下产生，例如在机械合金化过程中，机械合金化被用作组成块状金属玻璃(MG) 的代替办法，而块状金属玻璃通常是经过快速冷却合金液产出的。例如，在球磨过程中，当元素金属粉末在高速钢球的效果下混合和变形时，就会产生非晶合金。CTG 被解释为不同金属元素混合过程中晶体自由能升高到并超越非晶相自由能所导致的一种可搬迁相变，其变形/混合速度快于分散的化学平衡速度。分子动力学（MD）模仿标明，CTG 改变还能够产生在纯镍纳米线中，这种纳米线不触及化学混合，只遭到应变速率为 1012- 1013 1/s 的拉伸应力效果。在模仿和实验中也观察到其他纯金属和合金中的 CTG改变。据估测，在高应变速率下，CTG 与快速变形晶体的弹性不稳定性有关。在各种天然和人为事情中，包含陨石碰击、冲击爆破和机械合金化，都会在机械负载下产生晶体到玻璃的改变。

  为了研讨原子机制，来自美国佐治亚理工学院的学者对一种多组分合金进行了一系列拉伸实验，应变速率从 108 到 1012 1/s。分子动力学模仿显现，模型资料产生了晶体-玻璃改变，改变相的数量由应变速率和使用应变决议。本研讨观察到两种不同的原子机制，它们都与晶错的状况和动力学严密相关：当应变速率低于 1011 1/秒时，缺点的随机应力会揉捏原子位移并导致异质非晶化，由此产生类似第一阶的改变；而当应变速率到达或超越 1011 1/s时，快速变形使得位错没时刻构成和传达。原子位移在一个原子距离的标准上变得部分化，然后破坏了晶体的均匀稳定性，使改变看起来是接连的。晶体到玻璃改变特征的差异是此处提醒的原子机制的直接表现。相关作业以题为“Crystal-to-glass transition in multicomponent alloys under high strain rates”的研讨性文章宣布在Acta Materialia。

  图 1. 不同应变速率下的应力-应变联系。应变速率为 108 1/s 时的曲线/s 时的曲线类似，因而在此不再显现。在应变速率小于 1012 1/s 的状况下，样品的屈服应力挨近 8%（选用 0.2% 偏移应变法核算）。

  图 2. HEA 合金在不同应变值和使用应变率（a）109 1/s、（b）1010 1/s、（c）1011 1/s 和（d）1012 1/s下产生拉伸变形时的径向分布函数。本研讨从应变速率为109 1/s 时的 RDF 开端，由于较低应变速率下的成果不同不大。

  图 3. 在施加应变和应变速率下，CTG 改变的动力学相图与改变的非晶相或无定形相的份额。

  图 4. 在不同应变和应变速率下（a）109、（b）1010、（c）1011 和（d）1012 1/s，用共邻剖析符号的原子共格快照。每个原子都依照其CNA 指数标示了 fcc、hcp、bcc 或非晶部分堆积。

  图 5. (a)-(d)是不一样位错的原子共格快照，(e)-(h)是样品在不同应变和应变率（别离为 109、1010、1011 和 1012 1/s）下的位错密度。(e)-(h)中的笔直虚线标出了(a)-(d)中所示原子共格的相应应变。

  图 6. 不同应变率下原子从晶格方位移动到构成位错的时刻 τ 和相关距离 d。

  图7. 原子剪切应力τxz（（a）和（b））、部分原子堆积（（c）和（d））以及在皮秒时刻距离内部分原子位移（（e）和（f））的等值线图，样品的应变速率别离为109 1/s和1012 1/s。在每幅图中，四个面板别离显现了样品在 9.35%、13.20%、23.00% 和30.00% 变形应变下的状况。这一些数据是从样品中心切过的厚度约为 1 纳米的薄板中的原子中取得的。关于原子应力（(a) 和 (b)）和位移（(e) 和 (f)），色彩的编码方法是：量的部分值越高，色彩就越暖。

  总归，本研讨对模型康托合金在各种应变速率下的拉伸载荷进行了分子动力学模仿，以提醒晶体到玻璃改变的原子机制。本研讨之后发现，变形应变和应变速率都是 CTG 改变的必要要素。无定形相在临界变形应变和应变速率下构成，可在动力学 TSSR 相图中制作出来。依据晶体缺点能否构成和传达，非晶相的构成能够是均质的，也能够是异质的。(文：SSC)