本文以几种典型的BCC 结构金属、合金和萤石结构氧化物UO2 作为研究对象，选取能够合理描述原子间相互作用的势函数模型，对晶体中点缺陷团簇和金属表面原子团簇的跃迁和扩散行为展开了系统的研究，并得到与实验一致的结果。　　 在Fe-Cr 合金体系中，研究Cr-V 原子空位对的最小能量路径，发现Cr 原子的长程跃迁是通过空位辅助机制完成的。单个Cr 替位原子跃迁至近邻空位位置所需能量为0.56eV，但单独依靠这一机制无法完成Cr 原子的长程跃迁，除非体系中有过饱和浓度的空位分布。Cr-V 原子空位团簇的迁移过程是通过自空位辅助跃迁机制，即Fe 原子和Cr 原子相继跃迁至最近邻空位来完成，它可以导致Cr 原子的长程跃迁，其跃迁能量势垒范围为0.64-0.89eV。NEB 研究结果表明在α-Fe 体系中，混合型Cr-Fe 哑铃状填隙原子对很容易发生跃迁，所需能量为0.17eV，低于Fe-Fe 哑铃状填隙原子对跃迁所需能量。其中，Cr-Fe 填隙原子对的原地旋转和Cr 原子的最近邻跃迁是完成一次净跃迁过程的主要跃迁机制。对Cr 空位团簇的结合能计算结果发现，团簇的结合能强烈依赖于缺陷团簇的尺寸和缺陷团簇中Cr原子的含量。　　 选用Yakub 势函数描述U、O 和Xe 原子之间的相互作用，所计算的跃迁势垒与实验值符合得很好。在UO2 体系中，单空位的跃迁通过空位机制完成，其中单铀空位跃迁的能量势垒高于单氧空位跃迁所需能量。完成双氧空位净跃迁所需能量势垒为0.85eV，能量势垒的计算结果表明具有双空位结构的缺陷团簇易于发生空位的解离。在引入裂变气体Xe后，缺陷团簇有了更为复杂和多样的跃迁行为。Xe 填隙原子在近邻没有空位存在的情况下很难发生跃迁，当第一近邻位置引入空位后，通过空位辅助跃迁机制使Xe 填隙原子的跃迁势垒减少了1.50eV。计算结果还表明，U 空位捕获Xe 原子后形成替位原子，由Xe 替位原子和U 空位组成的缺陷团簇的跃迁势垒较高，且无法发生Xe 原子的长程跃迁。较之U 空位对Xe 原子的捕获能力，O 空位对Xe 原子的捕获能力则较弱，位于O 空位的Xe 替位原子很容易通过简单跃迁机制直接跃迁至八面体间隙位置，并且终态结构能量更稳定。对于包含两个及以上空位的缺陷团簇，能量势垒结果同样表明空位聚集现象不会发生，双氧空位只需要很低的能量势垒就可以发生空位的解离。在Xe填隙原子和双氧空位组成的缺陷团簇中，最近邻氧空位的作用使八面体间隙位置不再是Xe 原子的稳定位置，Xe 填隙原子可以占据相邻U 原子晶格位置，而U 原子被推挤至相邻八面体间隙成为填隙原子，这一过程所需能量势垒为0.16eV。　　 采用dimer 方法寻找可能跃迁过程的最小能量路径，研究W 团簇在W 纳米颗粒表面的跃迁机制、可能路径及相应的势垒能量。钨团簇结合能的计算结果表明，W 团簇更趋向于在颗粒表面形成二维密排结构。相比纳米颗粒尺寸的影响，菱形十二面体界面和顶角区域对团簇跃迁行为有更明显的影响。当团簇位于边界和顶角区域时，基体原子倾向参与扩散团簇的跃迁，并形成更大的团簇继续迁移，或者通过与基体原子的交换导致团簇的解离。三聚体团簇的跃迁能量势垒表明整体跃迁机制比单原子的相继跃迁更能准确描述三聚体的跃迁行为，这是因为三聚体为密排结构，打破这样一个密排结构要求更高的能量势垒。由于四聚体的高对称性，四聚体的跃迁需要克服更高的能量势垒，dimer 剪切过程是四聚体跃迁的主要机制。　　 采用分子动力学结合描述原子间相互作用的分析型嵌入势模型，对原子团簇在BCC(110) 金属表面的自扩散动力学行为进行了系统的研究。淬火分子动力学得到的团簇结合能表明，扩散团簇的稳定构型为密排小岛结构。同时，长时分子动力学模拟得到二维团簇表面扩散的相关表征量，如扩散迁移能、扩散系数及扩散前因子，其中扩散迁移能随团簇尺寸的变化呈现非单调振荡增加的趋势。与拥有非对称性的二维团簇结构相比，密排封闭团簇结构（如四聚体和七聚体）有着明显较高的扩散迁移能。并且，采用NEB 方法着重分析了W 四聚体、五聚体、六聚体和七聚体的速率限制步骤所需克服的能量，以及完成一次四聚体和五聚体团簇净跃迁过程的最小能量路径。扩散机制的讨论表明，较大尺寸的二维原子团簇的扩散主要通过外围原子的跃迁、二聚体滑移或组态变化等扩散机制的共同作用来完成。　　 本文中所使用的两种寻找最小能量路径的方法可以很好地描述原子团簇和缺陷团簇的表面扩散与体扩散过程，并且得到了一些与实验相符的结果，说明这些方法在处理跃迁和扩散问题中具有很好的普适性和实用性。