Metallic glasses
1
1995
... 非晶合金作为一种无序态材料，由于不存在线、面缺陷以及介观尺度以上的成分偏析，表现出优异的力学、磁学、电学和电化学性能，现已广泛应用于能源、精密机械、电子通信、航空航天和生物医学等高科技领域，同时其海量的潜在组元构成与巨大的成分空间更为非晶合金提供了广阔的研究和应用前景[1 ~4 ] . ...
Bulk metallic glasses
0
2004
Structural heterogeneities and mechanical behavior of amorphous alloys
1
2019
... 非晶合金作为一种无序态材料，由于不存在线、面缺陷以及介观尺度以上的成分偏析，表现出优异的力学、磁学、电学和电化学性能，现已广泛应用于能源、精密机械、电子通信、航空航天和生物医学等高科技领域，同时其海量的潜在组元构成与巨大的成分空间更为非晶合金提供了广阔的研究和应用前景[1 ~4 ] . ...
New metastable alloy phases of gold, silver, and aluminum
1
1965
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Diamond as a splat-cooling substrate
1
1972
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
A non-crystalline phase in splat-quenched germanium
0
1973
Crystallization of an amorphous aluminum-palladium alloy
0
1978
Crystalline and amorphous structures of rapidly solidified Al-Cr alloys
1
1977
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
The effect of aluminium on mechanical properties and thermal stability of (Fe, Co, Ni)-Al-B ternary amorphous alloys
1
1981
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Formation and crystallization of Al-Fe-Si amorphous alloys
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1983
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Development of compositional short-range ordering in an Al50 Ge40 Mn10 amorphous alloy upon annealing
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1987
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Ductile aluminium-base amorphous alloys with two separate phases
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1987
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Formation of metal-metal type aluminum-based amorphous alloys
5
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... Tsai等[15 ] 利用单辊熔体旋淬法研究了Al70 LTM20 ETM10 (LTM = Fe、Co、Ni、Cu；ETM = Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W)合金系中的非晶形成情况，结果如表1 [15 ] 所示.可见，含后过渡族元素的铝基非晶合金在搭配某些前过渡族元素后就能制备出非晶.就可以搭配ETM元素的数量来说，Ni > Cu > Co > Fe.另一方面，前过渡族元素中最能有效促进非晶相形成的是Zr和Hf，而后按照Ti、V、Mo、Nb、Cr和Ta的次序逐渐减弱.在较宽的成分范围内，如Al-Ni-Zr ((10%~30%)Ni，(5%~20%)Zr)和Al-Cu-V ((5%~35%)Cu，(5%~15%)V)，都能形成非晶合金[16 ,27 ] . ...
... [15 ]所示.可见，含后过渡族元素的铝基非晶合金在搭配某些前过渡族元素后就能制备出非晶.就可以搭配ETM元素的数量来说，Ni > Cu > Co > Fe.另一方面，前过渡族元素中最能有效促进非晶相形成的是Zr和Hf，而后按照Ti、V、Mo、Nb、Cr和Ta的次序逐渐减弱.在较宽的成分范围内，如Al-Ni-Zr ((10%~30%)Ni，(5%~20%)Zr)和Al-Cu-V ((5%~35%)Cu，(5%~15%)V)，都能形成非晶合金[16 ,27 ] . ...
... 熔融旋淬法快速凝固Al70 LTM20 ETM10 (LTM = Fe、Co、Ni、Cu；ETM = Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W)合金的非晶形成情况[15 ] ...
... Glass formation in Al70 LTM20 ETM10 (LTM = Fe, Co, Ni, Cu; ETM = Ti, Zr, Hf, V, Nb, Ta, Cr, Mo, W) alloys solidified by melt spinning[15 ] ...
Ductile Al-Ni-Zr amorphous alloys with high mechanical strength
2
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... Tsai等[15 ] 利用单辊熔体旋淬法研究了Al70 LTM20 ETM10 (LTM = Fe、Co、Ni、Cu；ETM = Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W)合金系中的非晶形成情况，结果如表1 [15 ] 所示.可见，含后过渡族元素的铝基非晶合金在搭配某些前过渡族元素后就能制备出非晶.就可以搭配ETM元素的数量来说，Ni > Cu > Co > Fe.另一方面，前过渡族元素中最能有效促进非晶相形成的是Zr和Hf，而后按照Ti、V、Mo、Nb、Cr和Ta的次序逐渐减弱.在较宽的成分范围内，如Al-Ni-Zr ((10%~30%)Ni，(5%~20%)Zr)和Al-Cu-V ((5%~35%)Cu，(5%~15%)V)，都能形成非晶合金[16 ,27 ] . ...
New amorphous Al-Y, Al-La and Al-Ce alloys prepared by melt spinning
2
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... Al-RE是少数能够快淬形成铝基非晶合金的二元体系，Inoue等[17 ~19 ] 总结了各Al-RE二元系合金的非晶形成成分范围.发现其中非晶形成成分范围最宽的是Al-Sm，接着依次是Al-Tb、Al-(Y, La, Ce, Nd, Gd)、Al-(Dy, Ho, Er, Yb)和Al-Pr，形成非晶的具体稀土成分范围分别为(9%~13%)Y、(7%~11%)(La, Ce)、10%Pr、(8%~12%)(Nd, Gd)、(8%~16%)Sm、(9%~14%)Tb和(9%~12%)(Dy, Ho, Er, Yb).当稀土元素含量较低时，熔体快淬形成RE过饱和的α -Al固溶体；当稀土元素含量高于非晶形成成分范围约1%时，熔体快淬形成非晶相和亚稳相的混合物；当稀土含量继续增加时，则会形成α -Al和Al11 RE3 (或Al3 RE)金属间化合物. ...
Mechanical strengths, thermal stability and electrical resistivity of aluminum-rare earth metal binary amorphous alloys
0
1989
New amorphous Al-Ln (Ln = Pr, Nd, Sm or Gd) alloys prepared by melt spinning
2
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... Al-RE是少数能够快淬形成铝基非晶合金的二元体系，Inoue等[17 ~19 ] 总结了各Al-RE二元系合金的非晶形成成分范围.发现其中非晶形成成分范围最宽的是Al-Sm，接着依次是Al-Tb、Al-(Y, La, Ce, Nd, Gd)、Al-(Dy, Ho, Er, Yb)和Al-Pr，形成非晶的具体稀土成分范围分别为(9%~13%)Y、(7%~11%)(La, Ce)、10%Pr、(8%~12%)(Nd, Gd)、(8%~16%)Sm、(9%~14%)Tb和(9%~12%)(Dy, Ho, Er, Yb).当稀土元素含量较低时，熔体快淬形成RE过饱和的α -Al固溶体；当稀土元素含量高于非晶形成成分范围约1%时，熔体快淬形成非晶相和亚稳相的混合物；当稀土含量继续增加时，则会形成α -Al和Al11 RE3 (或Al3 RE)金属间化合物. ...
New amorphous alloys with good ductility in Al-Y-M and Al-La-M (M = Fe, Co, Ni or Cu) systems
2
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... 铝基非晶合金中非晶形成能力(GFA)最高的是Al-TM-RE系合金，近年来的研究也主要围绕该体系进行，其中TM一般是LTM元素，即Fe、Co、Ni和Cu.Inoue等[20 ,25 ] 详细探究了Al-TM-Y、Al-TM-La和Al-TM-Ce (TM = Fe、Co、Ni、Cu)合金熔体旋淬法所能制备的非晶形成成分范围，发现对于Al-TM-Y和Al-TM-Ce系，TM为Ni元素时非晶形成成分范围最宽，其余3种元素则相差不大.而在Al-TM-La系中，Al-Cu-La的GFA最差，Al-(Fe, Co, Ni)-La则均可以在较宽的范围内形成非晶.可见，过渡族中的Ni元素更有利于铝基非晶合金的形成. ...
New amorphous alloys with good ductility in Al-Ce-M (M = Nb, Fe, Co, Ni or Cu) systems
1
1988
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
铝基非晶合金的研究进展
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2012
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
铝基非晶合金的研究进展
1
2012
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Al-rich bulk metallic glasses with plasticity and ultrahigh specific strength
1
2009
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Synthesis and properties of metallic glasses that contain aluminum
0
1988
Inoue A. Amorphous, nanoquasicrystalline and nanocrystalline alloys in Al-based systems
2
1998
... 铝基非晶合金中非晶形成能力(GFA)最高的是Al-TM-RE系合金，近年来的研究也主要围绕该体系进行，其中TM一般是LTM元素，即Fe、Co、Ni和Cu.Inoue等[20 ,25 ] 详细探究了Al-TM-Y、Al-TM-La和Al-TM-Ce (TM = Fe、Co、Ni、Cu)合金熔体旋淬法所能制备的非晶形成成分范围，发现对于Al-TM-Y和Al-TM-Ce系，TM为Ni元素时非晶形成成分范围最宽，其余3种元素则相差不大.而在Al-TM-La系中，Al-Cu-La的GFA最差，Al-(Fe, Co, Ni)-La则均可以在较宽的范围内形成非晶.可见，过渡族中的Ni元素更有利于铝基非晶合金的形成. ...
... 式中，λ 0 为拓扑不稳定参数(topological instability parameter).他们认为当合金中溶质原子和溶剂原子的体积错配达到一定程度时，所引起的应力将导致晶体结构失稳而形成非晶，Al-RE二元非晶合金基本符合该拓扑不稳定关系[25 ] .随后，Lisboa等[76 ] 将此参数推广到了三元体系(λ )，并在一些三元合金体系得到了验证[77 ,78 ] ： ...
Ultrahigh tensile strengths of Al88 Y2 Ni9 M 1 (M = Mn or Fe) amorphous alloys containing finely dispersed FCC-Al particles
1
1990
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
Fabrications and mechanical properties of bulk amorphous, nanocrystalline, nanoquasicrystalline alloys in aluminum-based system
3
2001
... 铝合金是一种密度较低的金属材料，在轻量化需求的推动下已经应用到生产和生活的各个方面.自1960年人们首次由液相急冷获得非晶合金伊始，携非晶合金的优势，铝基非晶合金即引起了研究者的极大兴趣，并在1965年率先于Al-Si熔体冷凝得到了含有非晶相的材料[5 ] .但在铝基非晶合金探索的初期，即使采用了冷却速率很高的熔体喷枪急冷这一技术，研究者也只是在Al-Ge、Al-Cu、Al-Ni、Al-Cr和Al-Pd等Al-metalloid (类金属)和Al-TM (TM—transition metal，过渡族金属)二元合金系中得到了非晶相与晶态相共存的复合结构[6 ~10 ] ，人们一度认为铝基合金难以制备出完全的非晶态，相关研究也因此停滞不前.20世纪80年代，Inoue等[11 ] 首次在Al-(Fe, Co)-B三元合金系中制备出含Al高达60% (原子分数，下同)的完全非晶，但是该合金系与随后发现的Al-(Fe, Mn)-(Si, Ge)系单相非晶合金都呈现出巨大的脆性[12 ,13 ] ，脆性也因此曾被看作是铝基非晶合金的固有性质.直到1987年，Inoue等[14 ] 利用熔体旋淬法成功制备出了含Al量80%的韧性Al-Ni-(Si, Ge)非晶合金，铝基非晶合金被重新重视，此后一系列高Al含量的Al-LTM-ETM (LTM─later transition metal，后过渡族金属；ETM─early transition metal，前过渡族金属)韧性非晶合金相继得以合成[15 ,16 ] .紧接着，他们引入稀土(rare earth，RE)元素代替TM，开发出具有较宽非晶形成成分范围的Al-RE系二元非晶合金[17 ~19 ] 与Al-TM-RE系三元非晶合金[20 ,21 ] .目前Al含量在80%以上的高弹性极限、高比强度和良好耐腐蚀性的韧性铝基非晶合金已达数十种.高强度铝合金的抗拉强度一般约为700 MPa，铝基非晶合金的抗拉强度则高达1000 MPa[22 ~26 ] .如果在非晶基体上进一步弥散析出α -Al纳米晶，强度更是达到1500 MPa[27 ] ，可与部分钢铁材料相媲美，密度却不及后者的一半. ...
... Tsai等[15 ] 利用单辊熔体旋淬法研究了Al70 LTM20 ETM10 (LTM = Fe、Co、Ni、Cu；ETM = Ti、Zr、Hf、V、Nb、Ta、Cr、Mo、W)合金系中的非晶形成情况，结果如表1 [15 ] 所示.可见，含后过渡族元素的铝基非晶合金在搭配某些前过渡族元素后就能制备出非晶.就可以搭配ETM元素的数量来说，Ni > Cu > Co > Fe.另一方面，前过渡族元素中最能有效促进非晶相形成的是Zr和Hf，而后按照Ti、V、Mo、Nb、Cr和Ta的次序逐渐减弱.在较宽的成分范围内，如Al-Ni-Zr ((10%~30%)Ni，(5%~20%)Zr)和Al-Cu-V ((5%~35%)Cu，(5%~15%)V)，都能形成非晶合金[16 ,27 ] . ...
... Inoue和Kimura[27 ] 以Al-Ni-Y非晶合金为例，给出了各种相结构下合金的断裂强度(σ f )，当细小的纳米α -Al颗粒弥散分布于非晶基体时，该复合结构材料具有最高的σ f ，达1560 MPa.但是当α -Al的尺寸和体积分数超过一定范围时，就可能发生韧-脆转变.如果同时存在金属间化合物析出相时，材料的断裂强度降低至700~1000 MPa，即纳米α -Al能增强韧性，而金属间化合物却导致脆性[101 ] ，说明铝基非晶复合材料的优异力学性能是以实现纳米α -Al颗粒尺寸和分布的良好控制为前提的. ...
Supercooled liquids and the glass transition
1
2001
... 高温液态金属冷却到液相线温度以下时，晶体的Gibbs自由能开始低于液相.通常情况下，液相原子有充足的时间在局域范围完成周期性排列而形成晶胚，其后进一步长大.但当冷却速率足够快时，液态金属的黏度迅速增加，液相原子来不及重排形成晶体，液态结构则因此被“冻结”下来，形成非晶合金[28 ] .非晶合金的结构长程无序，短程有序.相比于晶体结构可以归纳为14种布拉菲点阵(Bravais lattice)，非晶合金的微观结构具有很大的不确定性，非晶合金的微观结构也因此成为材料和凝聚态物理领域极具挑战性的问题，研究者从理论和实验2个方面均进行了很多工作. ...
A geometrical approach to the structure of liquids
1
1959
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
Geometry of the structure of monatomic liquids
1
1960
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
New structural model for transition metal-metalloid glasses
1
1978
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
New structural model for amorphous transition metal silicides, borides, phosphides and carbides
1
1979
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
Polytetrahedral order in condensed matter
1
1989
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
Order, frustration, and defects in liquids and glasses
1
1983
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
Effect of the atomic size distribution on glass forming ability of amorphous metallic alloys
6
2001
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
... 前述已经指出，铝基非晶合金中Al含量高达80%以上，个别合金甚至接近90%.如此高的Al含量，意味着在以溶质原子为中心形成的团簇中，配位原子基本都为Al原子，铝基非晶合金就是由这样一些团簇通过共点、共线或共面的方式连接形成.Senkov等[35 ] 和Miracle等[36 ,37 ] 对这样一种局域团簇的结构进行了分析，认为溶剂原子总是选择合适的数量排布在溶质原子周围，以实现原子间的高效密集堆积.如此，在中心溶质原子和周围溶剂原子实现最密堆的情况下，每一种配位数(N )对应着一个临界溶质原子半径/溶剂原子半径的比值(R N * ) ，2者间关系如表2 [36 ] 所示. ...
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
... [
35 ]
The concentration (atomic fraction) as a function of atomic radius of Al-based amorphous alloys (a) and bulk amorphous alloys (b)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R35">35</xref>]</sup> Fig.4 ![]()
<strong>4.2</strong> 合金化提高铝基非晶合金<strong>GFA</strong> 非晶形成是高温合金熔体非平衡凝固的产物，故其临界尺寸也会受到包括母合金纯度、液态金属过热度、制备方法、模具材料等诸多外部因素的影响[88 ] ，使得相同成分的合金所形成的非晶尺寸也会有所差异.但是无论如何，非晶形成能力本质上还是由合金自身的性质所决定的.铝基非晶合金的GFA对合金成分十分敏感，合金化策略是提高其非晶形成能力的常用手段.根据添加组元与基础合金元素的差异，合金化一般可以分为相似原子置换和异类原子添加2类. ...
... [
35 ]
Fig.4 ![]()
<strong>4.2</strong> 合金化提高铝基非晶合金<strong>GFA</strong> 非晶形成是高温合金熔体非平衡凝固的产物，故其临界尺寸也会受到包括母合金纯度、液态金属过热度、制备方法、模具材料等诸多外部因素的影响[88 ] ，使得相同成分的合金所形成的非晶尺寸也会有所差异.但是无论如何，非晶形成能力本质上还是由合金自身的性质所决定的.铝基非晶合金的GFA对合金成分十分敏感，合金化策略是提高其非晶形成能力的常用手段.根据添加组元与基础合金元素的差异，合金化一般可以分为相似原子置换和异类原子添加2类. ...
The influence of efficient atomic packing on the constitution of metallic glasses
5
2003
... 前述已经指出，铝基非晶合金中Al含量高达80%以上，个别合金甚至接近90%.如此高的Al含量，意味着在以溶质原子为中心形成的团簇中，配位原子基本都为Al原子，铝基非晶合金就是由这样一些团簇通过共点、共线或共面的方式连接形成.Senkov等[35 ] 和Miracle等[36 ,37 ] 对这样一种局域团簇的结构进行了分析，认为溶剂原子总是选择合适的数量排布在溶质原子周围，以实现原子间的高效密集堆积.如此，在中心溶质原子和周围溶剂原子实现最密堆的情况下，每一种配位数(N )对应着一个临界溶质原子半径/溶剂原子半径的比值(R N * ) ，2者间关系如表2 [36 ] 所示. ...
... [36 ]所示. ...
... 团簇配位数(N )和中心原子与第一近邻配位原子间半径比(R N * ) 的对应关系[36 ] ...
... The coordination number (N ) in the atomic cluster and the corresponding radius ratio between the central atom and the first neighbor coordination atom (R N * ) [36 ] ...
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
A geometric model for atomic configurations in amorphous Al alloys
1
2003
... 前述已经指出，铝基非晶合金中Al含量高达80%以上，个别合金甚至接近90%.如此高的Al含量，意味着在以溶质原子为中心形成的团簇中，配位原子基本都为Al原子，铝基非晶合金就是由这样一些团簇通过共点、共线或共面的方式连接形成.Senkov等[35 ] 和Miracle等[36 ,37 ] 对这样一种局域团簇的结构进行了分析，认为溶剂原子总是选择合适的数量排布在溶质原子周围，以实现原子间的高效密集堆积.如此，在中心溶质原子和周围溶剂原子实现最密堆的情况下，每一种配位数(N )对应着一个临界溶质原子半径/溶剂原子半径的比值(R N * ) ，2者间关系如表2 [36 ] 所示. ...
A structural model for metallic glasses
1
2004
... 原子局域密集堆积原则的提出阐明了拓扑因素对非晶形成的影响.为了探究非晶态合金在中程序上的结构，Miracle[38 ,39 ] 进一步总结提出了ECP模型.该模型将原子团簇这一结构单元整体按照晶体结构的方式进行排列，认为团簇是占据晶格阵点的基本单元，而间隙位置则由其他溶质原子填充[40 ] .为了获得较高的堆积效率，团簇的排列结构通常为fcc或hcp结构，团簇间以第一配位层原子共点、共面或共棱连接.模型将非晶结构中的组元分为4种类型，分别为溶剂原子Ω和尺寸依次减小的溶质原子α 、β 及γ ，并且认为尺寸差小于2%的原子在拓扑上可以看作是等同的.以溶质原子α 为中心、溶剂原子Ω为第一配位层原子的团簇占据fcc结构的格点位置，而尺寸较小的溶质原子β 和γ 则分别占据fcc结构中的八面体和四面体间隙处.虽然团簇的堆垛具有周期性，但得益于原子团簇之间取向的随机性和共用原子的无序性，即使在团簇的有序排列方式下整个非晶合金的结构依旧能够保持长程无序的复杂性. ...
The efficient cluster packing model—An atomic structural model for metallic glasses
3
2006
... 自非晶合金问世以来，人们一直试图总结其结构的一般性机理和原则，由此诞生了Bernal无规密堆硬球模型(DRP)[29 ,30 ] 、立体化学模型[31 ,32 ] 、多面体堆积模型[33 ,34 ] 及原子团簇高效密堆模型(ECP)[35 ~39 ] 等.这些模型的建立，为人们认识非晶合金的微观结构提供了很大帮助，但具体到特定的合金体系，对其结构的描述需要结合组元特点及其含量来具体分析. ...
... 原子局域密集堆积原则的提出阐明了拓扑因素对非晶形成的影响.为了探究非晶态合金在中程序上的结构，Miracle[38 ,39 ] 进一步总结提出了ECP模型.该模型将原子团簇这一结构单元整体按照晶体结构的方式进行排列，认为团簇是占据晶格阵点的基本单元，而间隙位置则由其他溶质原子填充[40 ] .为了获得较高的堆积效率，团簇的排列结构通常为fcc或hcp结构，团簇间以第一配位层原子共点、共面或共棱连接.模型将非晶结构中的组元分为4种类型，分别为溶剂原子Ω和尺寸依次减小的溶质原子α 、β 及γ ，并且认为尺寸差小于2%的原子在拓扑上可以看作是等同的.以溶质原子α 为中心、溶剂原子Ω为第一配位层原子的团簇占据fcc结构的格点位置，而尺寸较小的溶质原子β 和γ 则分别占据fcc结构中的八面体和四面体间隙处.虽然团簇的堆垛具有周期性，但得益于原子团簇之间取向的随机性和共用原子的无序性，即使在团簇的有序排列方式下整个非晶合金的结构依旧能够保持长程无序的复杂性. ...
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
Al-Ni-RE合金的非晶形成能力与晶化行为
2
2016
... 原子局域密集堆积原则的提出阐明了拓扑因素对非晶形成的影响.为了探究非晶态合金在中程序上的结构，Miracle[38 ,39 ] 进一步总结提出了ECP模型.该模型将原子团簇这一结构单元整体按照晶体结构的方式进行排列，认为团簇是占据晶格阵点的基本单元，而间隙位置则由其他溶质原子填充[40 ] .为了获得较高的堆积效率，团簇的排列结构通常为fcc或hcp结构，团簇间以第一配位层原子共点、共面或共棱连接.模型将非晶结构中的组元分为4种类型，分别为溶剂原子Ω和尺寸依次减小的溶质原子α 、β 及γ ，并且认为尺寸差小于2%的原子在拓扑上可以看作是等同的.以溶质原子α 为中心、溶剂原子Ω为第一配位层原子的团簇占据fcc结构的格点位置，而尺寸较小的溶质原子β 和γ 则分别占据fcc结构中的八面体和四面体间隙处.虽然团簇的堆垛具有周期性，但得益于原子团簇之间取向的随机性和共用原子的无序性，即使在团簇的有序排列方式下整个非晶合金的结构依旧能够保持长程无序的复杂性. ...
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Al-Ni-RE合金的非晶形成能力与晶化行为
2
2016
... 原子局域密集堆积原则的提出阐明了拓扑因素对非晶形成的影响.为了探究非晶态合金在中程序上的结构，Miracle[38 ,39 ] 进一步总结提出了ECP模型.该模型将原子团簇这一结构单元整体按照晶体结构的方式进行排列，认为团簇是占据晶格阵点的基本单元，而间隙位置则由其他溶质原子填充[40 ] .为了获得较高的堆积效率，团簇的排列结构通常为fcc或hcp结构，团簇间以第一配位层原子共点、共面或共棱连接.模型将非晶结构中的组元分为4种类型，分别为溶剂原子Ω和尺寸依次减小的溶质原子α 、β 及γ ，并且认为尺寸差小于2%的原子在拓扑上可以看作是等同的.以溶质原子α 为中心、溶剂原子Ω为第一配位层原子的团簇占据fcc结构的格点位置，而尺寸较小的溶质原子β 和γ 则分别占据fcc结构中的八面体和四面体间隙处.虽然团簇的堆垛具有周期性，但得益于原子团簇之间取向的随机性和共用原子的无序性，即使在团簇的有序排列方式下整个非晶合金的结构依旧能够保持长程无序的复杂性. ...
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Anomalous X-ray scattering on amorphous Al87 Y8 Ni5 and Al90 Y10 alloys
5
1989
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... [41 ]利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
... [
41 ]
Differential intensity profile of amorphous Al<sub>90</sub>Y<sub>10</sub> (top) determined from the intensity profiles (bottom) measured at incident energies of 17.0126 and 16.7380 keV, which correspond to the energies of 25 and 300 eV below the Y K-absorption edge. The arrow indicates the prepeak (<i>Q</i> is the wave number in inerted space)<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R41">41</xref>]</sup> Fig.1 ![]()
<strong>2.3</strong> 铝基非晶合金结构的计算模拟 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
... [
41 ]
Fig.1 ![]()
<strong>2.3</strong> 铝基非晶合金结构的计算模拟 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
Short range ordering in amorphous Al90 Fe x 10 - x
2
1991
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Atomic structure of amorphous Al90 Fe x 10 - x
1
1990
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Origin of the prepeak in the structure factors of liquid and amorphous Al-Fe-Ce alloys
1
1999
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Short-range and medium-range order in liquid and amorphous Al90 Fe5 Ce5 alloys
0
2000
Atomic structure of amorphous Al100 - 2 x x x x = 8, 9, and 10) and Al80 Fe10 Ce10 alloys: An XAFS study
2
1994
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... [46 ~50 ]，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Amorphous Al90 Fe x 10 - x
0
2002
Influence of TM and RE elements on glass formation of the ternary Al-TM-RE systems
0
2008
Atomic structure of Al88 Y7 Fe5 metallic glass
1
2005
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Atomic structure of Al89 La6 Ni5 metallic glass
2
2006
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
XAFS study of amorphous Al-RE alloys
0
2006
Local atomic order in Al-based metallic glasses studied using XAFS method
3
2009
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... ~52 ]也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... ~52 ].Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Classification of bulk metallic glasses by atomic size difference, heat of mixing and period of constituent elements and its application to characterization of the main alloying element
4
2005
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
... Yi等[146 ,147 ] 研究发现，向Al86 Ni9 La5 非晶合金中添加2%Si时，会引起初生相α -Al的析出劈裂为2个阶段.Si-Al的混合焓为-19 kJ/mol，远低于Si-Ni (-40 kJ/mol)和Si-La (-73 kJ/mol)[53 ] ，意味着Si原子与溶质原子的结合能力更强.当Si元素被添加到基础合金中时，原本与Ni和La溶质原子配位的部分Al原子将会被Si原子取代，由此产生过剩的Al原子，它们偏聚形成局部富Al的区域，这种成分上的不均匀性为α -Al作为初生相析出提供了有利条件.三维原子探针(3DAP)的测试结果也证实了这一观点，如图6 [147 ] 所示，铸态的非晶条带中存在着Al原子浓度在纳米尺度上的波动，且相比于不含Si的样品，(Al86 Ni9 La5 )98 Si2 合金中的成分不均匀性更加严重.另一方面，Si与Ni、特别是与大尺寸La原子的结合显著迟滞了它们的扩散，α -Al向高溶质浓度区域的生长被抑制，需要在更高的温度下才能进行，因此出现了初生α -Al二次析出的反常晶化现象. ...
The atomic structure of aluminum based metallic glasses and universal criterion for glass formation
1
1996
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
The atomic packing structure of Al-(TM)-Y metallic glasses
1
2019
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Al基非晶合金的玻璃形成能力与原子堆垛结构
1
2019
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
Al基非晶合金的玻璃形成能力与原子堆垛结构
1
2019
... 对铝基非晶合金微观结构的实验研究，主要是依靠X射线衍射、中子衍射及X射线吸收精细结构(XAFS)等衍射和谱学技术来获取合金结构统计学平均信息，包括双体分布函数(PDF)、结构因子(S )、N 以及近邻原子间距等结构参数[41 ~52 ] .Matsubara等[41 ] 利用异常X射线散射(AXS)对比研究了Al90 Y10 和Al87 Ni5 Y8 2种非晶合金的结构，通过对Ni和Y原子径向分布函数(RDF)进行拟合来分析Ni和Y原子的近邻环境，发现Al—Al金属键长基本等于2倍的Al原子名义半径，Al—Ni、Al—Y金属键长却分别稍低于各自的名义原子半径之和.Al90 Y10 非晶合金中Y原子的近邻原子有92%为Al，反映出结构中存在Al原子包围Y原子的团簇结构.Hsieh等[42 ,43 ] 借助中子和X射线散射技术也发现在Al-Fe-Ce非晶合金中Al—Fe金属键明显缩短，Fe原子和Ce原子几乎都被Al原子包围，同样表明原子排列具有强烈的短程有序性.其他一些实验结果[44 ~52 ] 也都证明铝基非晶合金中存在大量以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序团簇，这与理论预测完全相符.铝基非晶合金中溶质含量远小于Al，而能够作为溶质元素的过渡族元素和稀土元素均与Al元素存在较负的混合焓[53 ] ，即溶质原子与Al原子有很大的亲和力，Al-TM团簇与Al-RE团簇紧密堆积构成了富Al非晶合金的结构.需要注意的是，相比于Al-RE团簇呈现出典型的金属键特征，Al原子和LTM原子(Fe、Co、Ni、Cu)之间的键长与配位数皆是明显低于正常金属键，表现出类似共价键的特性[46 ~52 ] .Egami[54 ] 指出这是由于LTM原子中3d电子与Al原子中sp电子轨道的杂化，导致2者之间存在强烈的相互作用，形成了一种非常稳定的化学短程序.虽然许多实验测试结果均表明Al-LTM-RE三元非晶合金中LTM的配位数很接近，大约在9.4~9.5之间，Al-LTM原子对的平均间距差别也很小[46 ~50 ] ，但以不同LTM原子为中心的团簇的性质还是有明显的差异.Xiong等[55 ] 通过对Al-(Fe, Co, Ni)-Y合金的扩展X射线吸收精细结构(EXAFS)分析发现，以Fe为中心的团簇共享的Al原子最少，而以Ni为中心的团簇共享的Al原子最多，从高效密堆积与GFA的正相关关系出发，刚好对应Al-(Fe, Co, Ni)-Y三元非晶合金的最佳成分Al89.5 Fe4.5 Y6 、Al89 Co5.5 Y5.5 、Al85.5 Ni9.5 Y5 中Al的含量依次减少的现象[56 ] . ...
1
1980
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Solute-solute correlations responsible for the prepeak in structure factors of undercooled Al-rich liquids: A molecular dynamics study
1
2015
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Short- and medium-range orders in Al90 Tb10 glass and their relation to the structures of competing crystalline phases
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2021
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
... 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
... 近期，Tang等[59 ] 利用人工神经网络深度机器学习建立的原子间势，模拟研究了Al90 Tb10 金属玻璃的局部原子结构，同样发现80%以上的以Tb原子为中心的团簇具有近程有序，其17个第一配位层原子按指数为3661或15551的Voronoi团簇顺序堆叠，这2种短程有序团簇是构成非晶结构的主要基元，且在此基础上延伸到第二、三配位层形成中程有序结构. ...
Topological and chemical ordering induced by Ni and Nd in Al87 Ni7 Nd6 metallic glass
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2004
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Atomic-level structure and structure-property relationship in metallic glasses
1
2011
... 铝基非晶合金结构的中程有序性，可以通过结构因子曲线中主峰前普遍存在的预峰来进行分析.图1 [41 ] 所示为Al90 Y10 合金在Y-K吸收边以下17.0126和16.7380 keV处测量到的散射强度图谱，由于峰位置Q 与实空间中的长度r 之间存在Q·r = 2.5π的经验关系[57 ] ，引起该预峰的相关长度刚好对应相邻Y原子通过Al原子成键的距离，即是以Y原子为中心相邻团簇之间的距离，而这也是中程有序结构的特征长度.其他的计算模拟也得出了Al90 Sm10 [58 ] 和Al90 Tb10 [59 ] 非晶合金中Tb或者Sm原子间的关联是结构因子中预峰产生原因的结论.因此，RE-RE或许就是Al-RE二元非晶合金体系中的中程序结构，它恰好对应Al-RE团簇间的排列方式.但是对于Al-Fe-Ce非晶合金的结构表征也发现，相比于Ce原子分布的相对随机性，由Fe原子所构成的亚晶格中却存在有序现象[42 ] .Ahn等[60 ] 研究了Al-Ni-Nd合金，同样发现Ni比Nd对预峰的贡献更显著.Saskl等[49 ,50 ] 提出中程有序体现于LTM和RE原子形成的亚晶格结构中，LTM-LTM、LTM-RE和RE-RE都可能是导致预峰的原因，而具体哪一种占优势则取决于实际体系，也可能受到所使用的表征手段的影响[61 ] .目前看来，以溶质原子为中心、Al原子配位的短程有序结构较为清晰，但是对团簇间的中程有序排列结构的认知和建立依旧存在较大的困难，铝基非晶合金的微观原子结构仍需进一步的探究与总结. ...
Ab initio molecular-dynamics simulations of short-range order in liquid Al80 Mn20 and Al80 Ni20 alloys
2
2004
... 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
... [62 ]计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
Ab initio molecular dynamics simulation of the atom packing and density of Al-Ni amorphous alloys
1
2010
... 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
Correlation between structure and glass-forming ability in Al86 Ni14 - x x x = 3, 5, 9) alloys: An ab initio molecular dynamics study
1
2018
... 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
Atomic level structure in multicomponent bulk metallic glass
0
2009
Cooling rate dependence of structural order in Al90 Sm10 metallic glass
2
2016
... 以实验观测的结果作为出发点和检验手段，结合反Monte Carlo (IMC)、分子动力学(MD)、第一性原理等计算模拟方法，可以实现对铝基非晶合金中三维原子结构的再现，由此不仅能够提取到更多的结构信息，还能观测到实验中难以观察的液相过冷和玻璃形成的微观过程[59 ,62 ~66 ] .采用第一性原理分子动力学，Jakse等[62 ] 计算了Al80 Mn20 和Al80 Ni20 2种合金的液态原子结构，发现Al和TM原子间的强亲和力导致明显的化学短程有序.Yu等[63 ] 对Al x 100 - x x = 80、83、85、86、87、90)合金的原子堆积密度进行了模拟，同样发现Al—Ni金属键键长明显小于Al和Ni原子半径之和，2者之间存在强烈的化学短程有序.在考虑Al-3p和Ni-3d电子杂化效应的情况下，Wang等[64 ] 在Al89 Ni14 - x x x = 3、5、9)非晶合金的电子结构计算中得到了Fermi能级电子态密度局域最小值的一致性，印证了杂化效应的存在.采用团簇排列方法，Sun等[66 ] 发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
... [66 ]发现指数为“3661”的Voronoi团簇在Al90 Sm10 非晶合金的原子结构中占主导地位，但与可形成块体非晶的Cu-Zr体系不同，该团簇并不具备连通性，而这或许也是GFA较低的原因. ...
Atomic packing in multicomponent aluminum-based metallic glasses
10
2008
... Sheng等[67 ] 结合IMC算法与从头算分子动力学模拟计算了铝基非晶合金的三维原子构型，并利用Al89 Ni5 La6 非晶合金高能X射线实验所得到的结构因子和扩展X射线吸收精细结构验证了模拟结果，进而指出正是由于许多不同类型和尺寸的配位团簇在多组分合金中混合紧密堆积才导致Al-Ni-La系非晶合金具有较高的GFA.如图2 [67 ] 所示，无论是在三元的Al89 Ni5 La6 体系还是四元的Al85 Ni5 Y8 Co2 体系中，以溶质原子为中心的团簇之间均通过共享配位Al原子的方式随机紧密堆积，而局域拓扑短程有序度(包括团簇类型、溶质尺寸和配位数)则是Al—X键长(或溶质原子与Al原子半径之比即有效原子尺寸比)所决定的.对结构模型的进一步分析还发现，以溶质La或Ni原子为中心的团簇并不是完全相同的结构单元.图3 [67 ] 显示Al-TM团簇的配位数明显低于Al-La团簇，2种团簇展现出不同的性质，这也与前述理论预测相吻合.这一工作针对铝基非晶合金的原子团簇密堆模型引入了元素化学作用带来的局部拓扑结构，实际上结合了微晶模型，刻画了一个更加清晰的原子排列结构.虽然团簇之间的堆积具有类二十面体排列的趋势，但此种中程关联仍然具有一定的随机性，远比ECP模型中将原子团簇作为基本结构单元按fcc或者hcp晶体点阵方式的排列更为复杂，ECP模型仅是对铝基非晶合金结构的一个基本描述. ...
... [67 ]所示，无论是在三元的Al89 Ni5 La6 体系还是四元的Al85 Ni5 Y8 Co2 体系中，以溶质原子为中心的团簇之间均通过共享配位Al原子的方式随机紧密堆积，而局域拓扑短程有序度(包括团簇类型、溶质尺寸和配位数)则是Al—X键长(或溶质原子与Al原子半径之比即有效原子尺寸比)所决定的.对结构模型的进一步分析还发现，以溶质La或Ni原子为中心的团簇并不是完全相同的结构单元.图3 [67 ] 显示Al-TM团簇的配位数明显低于Al-La团簇，2种团簇展现出不同的性质，这也与前述理论预测相吻合.这一工作针对铝基非晶合金的原子团簇密堆模型引入了元素化学作用带来的局部拓扑结构，实际上结合了微晶模型，刻画了一个更加清晰的原子排列结构.虽然团簇之间的堆积具有类二十面体排列的趋势，但此种中程关联仍然具有一定的随机性，远比ECP模型中将原子团簇作为基本结构单元按fcc或者hcp晶体点阵方式的排列更为复杂，ECP模型仅是对铝基非晶合金结构的一个基本描述. ...
... [67 ]显示Al-TM团簇的配位数明显低于Al-La团簇，2种团簇展现出不同的性质，这也与前述理论预测相吻合.这一工作针对铝基非晶合金的原子团簇密堆模型引入了元素化学作用带来的局部拓扑结构，实际上结合了微晶模型，刻画了一个更加清晰的原子排列结构.虽然团簇之间的堆积具有类二十面体排列的趋势，但此种中程关联仍然具有一定的随机性，远比ECP模型中将原子团簇作为基本结构单元按fcc或者hcp晶体点阵方式的排列更为复杂，ECP模型仅是对铝基非晶合金结构的一个基本描述. ...
... [
67 ]
Random close packing of quasi-equivalent, solute-centered atomic clusters to form Al-based amorphous alloys, as shown in <i>ab initio</i> molecular dynamics (MD) simulations<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R67">67</xref>]</sup> (a) the ternary Al89 Ni5 La6 system (b) the quaternary Al85 Ni5 Y8 Co2 system ...
... [
67 ]
(a) the ternary Al89 Ni5 La6 system (b) the quaternary Al85 Ni5 Y8 Co2 system ...
... (a) the ternary Al
89 Ni
5 La
6 system (b) the quaternary Al
85 Ni
5 Y
8 Co
2 system
Fig.2 ![]()
图3 Al<sub>89</sub>Ni<sub>5</sub>La<sub>6</sub>非晶合金中Ni和La的配位数分布以及常见的以Ni为中心和以La为中心的具有不同尺寸和配位数(列在括号中)的团簇的拓扑结构<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R67">67</xref>]</sup> Distribution of the coordination number (CN) of Ni and La in the Al<sub>89</sub>Ni<sub>5</sub>La<sub>6</sub> amorphous alloy. The bottom panel shows the topologies of dominant Ni-centered, and La-centered clusters with different sizes and CN numbers (listed in the parentheses) as frequently found in the amorphous alloy<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R67">67</xref>]</sup> Fig.3 ![]()
近期，Tang等[59 ] 利用人工神经网络深度机器学习建立的原子间势，模拟研究了Al90 Tb10 金属玻璃的局部原子结构，同样发现80%以上的以Tb原子为中心的团簇具有近程有序，其17个第一配位层原子按指数为3661或15551的Voronoi团簇顺序堆叠，这2种短程有序团簇是构成非晶结构的主要基元，且在此基础上延伸到第二、三配位层形成中程有序结构. ...
... [
67 ]
Fig.3 ![]()
近期，Tang等[59 ] 利用人工神经网络深度机器学习建立的原子间势，模拟研究了Al90 Tb10 金属玻璃的局部原子结构，同样发现80%以上的以Tb原子为中心的团簇具有近程有序，其17个第一配位层原子按指数为3661或15551的Voronoi团簇顺序堆叠，这2种短程有序团簇是构成非晶结构的主要基元，且在此基础上延伸到第二、三配位层形成中程有序结构. ...
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
... [67 ])，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
... [67 ]所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
Under what conditions can a glass be formed?
1
1969
... 在长期的研究过程中，人们提出了许多表征合金非晶形成能力的方法和参数，如约化玻璃转变温度T rg = T g / T L (T g 为玻璃转变温度，T L 为液相线温度)[68 ] 、过冷液相区宽度ΔT = T x - T g (T x 为晶化开始温度)[69 ] 以及参数γ = T x / (T L + T g )[70 ,71 ] .但这些参数一方面需要首先获得相关成分的非晶合金，通过热分析来确定各特征温度，无法做到真正意义上的预测，另一方面大量实验也说明这些参数并不适用于铝基非晶合金.其他一些成分设计理论如共晶准则，虽然有一定的指导意义，但误差过大，不具备可操作性. ...
High strength bulk amorphous alloys with low critical cooling rates (Overview )
1
1995
... 在长期的研究过程中，人们提出了许多表征合金非晶形成能力的方法和参数，如约化玻璃转变温度T rg = T g / T L (T g 为玻璃转变温度，T L 为液相线温度)[68 ] 、过冷液相区宽度ΔT = T x - T g (T x 为晶化开始温度)[69 ] 以及参数γ = T x / (T L + T g )[70 ,71 ] .但这些参数一方面需要首先获得相关成分的非晶合金，通过热分析来确定各特征温度，无法做到真正意义上的预测，另一方面大量实验也说明这些参数并不适用于铝基非晶合金.其他一些成分设计理论如共晶准则，虽然有一定的指导意义，但误差过大，不具备可操作性. ...
Glass formation criterion for various glass-forming systems
1
2003
... 在长期的研究过程中，人们提出了许多表征合金非晶形成能力的方法和参数，如约化玻璃转变温度T rg = T g / T L (T g 为玻璃转变温度，T L 为液相线温度)[68 ] 、过冷液相区宽度ΔT = T x - T g (T x 为晶化开始温度)[69 ] 以及参数γ = T x / (T L + T g )[70 ,71 ] .但这些参数一方面需要首先获得相关成分的非晶合金，通过热分析来确定各特征温度，无法做到真正意义上的预测，另一方面大量实验也说明这些参数并不适用于铝基非晶合金.其他一些成分设计理论如共晶准则，虽然有一定的指导意义，但误差过大，不具备可操作性. ...
A new glass-forming ability criterion for bulk metallic glasses
1
2002
... 在长期的研究过程中，人们提出了许多表征合金非晶形成能力的方法和参数，如约化玻璃转变温度T rg = T g / T L (T g 为玻璃转变温度，T L 为液相线温度)[68 ] 、过冷液相区宽度ΔT = T x - T g (T x 为晶化开始温度)[69 ] 以及参数γ = T x / (T L + T g )[70 ,71 ] .但这些参数一方面需要首先获得相关成分的非晶合金，通过热分析来确定各特征温度，无法做到真正意义上的预测，另一方面大量实验也说明这些参数并不适用于铝基非晶合金.其他一些成分设计理论如共晶准则，虽然有一定的指导意义，但误差过大，不具备可操作性. ...
Efficient atomic packing clusters and glass formation in ternary Al-based metallic glasses
1
2008
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
Developing aluminum-based bulk metallic glasses
1
2010
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
Glass forming ability and crystallization behavior of Al-Ni-RE metallic glasses
1
2013
... 原子拓扑密堆是铝基非晶合金具有较好非晶形成能力的前提，许多实验和模拟计算都支持铝基非晶合金的结构是以溶质元素为中心的团簇堆积而成，Miracle等提出的ECP模型[35 ~39 ] 又为团簇的排列刻画了清晰的图像，据此Ma等[72 ] 提出了团簇线模型来预测Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分.其中心思想是，首先根据Al-M (M 代表溶质原子)半径比确定以溶质原子为中心、溶剂原子为近邻的团簇的配位数，由此确定二元稳定团簇的成分，做其在成分三角形对应成分轴上的点与对应顶点的连线，交点处即对应非晶形成能力最佳的合金成分.该成分设计准则隐含了每个Al原子与2个溶质原子成键的意义，可用于预测Al-TM-RE三元非晶合金的最佳成分.而不同溶质中心团簇的配位数可根据其与溶质-溶剂原子半径比间的关系来确定(见表2 [36 ] )，所预测的结果与实验确定的Al-TM-RE合金的最佳非晶形成成分基本接近.根据Sheng等[67 ] 基于计算模拟所建立的非晶合金原子构型，配位数也可以采用分子动力学模拟计算获取的统计数据(图3 [67 ] )，Yang等[73 ] 将Sheng等[67 ] 所模拟计算的溶质原子的配位数代入团簇线模型，但所得结果较前者变化不大.考虑到Al-TM间存在的共价键性质导致铝基非晶中Al—Ni键长缩短的X射线衍射实验结果，Zhang等[74 ] 对过渡金属原子半径进行适当修正，计算得到更符合实际情况的高堆垛效率的团簇成分组成，并据此预测了Al-Ni-RE (RE = La、Ce、Gd、Y、Dy)合金的最佳非晶形成成分，与实验所得的结果十分接近，表明对溶质原子半径的修正是合理的. ...
Atomic size effect on the formability of metallic glasses
1
1984
... 快速凝固条件下合金的固溶度会得到极大扩展，非晶形成常被认为是与固溶体形成在竞争，此时如果固溶体的结构稳定性较差，就非常有利于非晶的形成.Egami和Waseda[75 ] 分析了60多种二元非晶合金后发现，能够形成非晶的最小溶质(B )含量C m i n B r B A )原子半径r A
Topological instability as a criterion for design and selection of aluminum-based glass-former alloys
1
2005
... 式中，λ 0 为拓扑不稳定参数(topological instability parameter).他们认为当合金中溶质原子和溶剂原子的体积错配达到一定程度时，所引起的应力将导致晶体结构失稳而形成非晶，Al-RE二元非晶合金基本符合该拓扑不稳定关系[25 ] .随后，Lisboa等[76 ] 将此参数推广到了三元体系(λ )，并在一些三元合金体系得到了验证[77 ,78 ] ： ...
Evaluation of the optimum solute concentration for good glass formability in multi-component alloys
1
1987
... 式中，λ 0 为拓扑不稳定参数(topological instability parameter).他们认为当合金中溶质原子和溶剂原子的体积错配达到一定程度时，所引起的应力将导致晶体结构失稳而形成非晶，Al-RE二元非晶合金基本符合该拓扑不稳定关系[25 ] .随后，Lisboa等[76 ] 将此参数推广到了三元体系(λ )，并在一些三元合金体系得到了验证[77 ,78 ] ： ...
On the glass forming ability of liquid alloys
1
2008
... 式中，λ 0 为拓扑不稳定参数(topological instability parameter).他们认为当合金中溶质原子和溶剂原子的体积错配达到一定程度时，所引起的应力将导致晶体结构失稳而形成非晶，Al-RE二元非晶合金基本符合该拓扑不稳定关系[25 ] .随后，Lisboa等[76 ] 将此参数推广到了三元体系(λ )，并在一些三元合金体系得到了验证[77 ,78 ] ： ...
Al-Ni-RE非晶合金的晶化行为和热稳定性
1
2013
... 式中，C m i n i i 的最小含量，r i i 的原子半径.但是对于三元铝基非晶合金来说，形成非晶的λ 的数值远低于0.1.张章等[79 ] 用Ni元素的有效原子半径代替其名义原子半径，发现Al85.7 Ni9.5 La4.8 及Al85.5 Ni9.5 RE5 (RE = Ce、Gd、Y、Dy)这5个最佳非晶形成成分点的λ 值均处于0.1附近，从而优化了拓扑不稳定关系在铝基非晶合金中的应用. ...
Al-Ni-RE非晶合金的晶化行为和热稳定性
1
2013
... 式中，C m i n i i 的最小含量，r i i 的原子半径.但是对于三元铝基非晶合金来说，形成非晶的λ 的数值远低于0.1.张章等[79 ] 用Ni元素的有效原子半径代替其名义原子半径，发现Al85.7 Ni9.5 La4.8 及Al85.5 Ni9.5 RE5 (RE = Ce、Gd、Y、Dy)这5个最佳非晶形成成分点的λ 值均处于0.1附近，从而优化了拓扑不稳定关系在铝基非晶合金中的应用. ...
Nearly-free-electron approach to the theory of metallic glass alloys
1
1975
... 基于近自由电子近似，Nagel和Tauc[80 ] 在1975年提出当Fermi面处于能态密度的极小值点时合金体系才最稳定.由于非晶合金中Fermi面和Brillouin区界面都近似为球形，围绕这个构型的任何微小扰动都会使得Fermi面上的电子移动到Fermi能以上，导致系统的总能量增大，致使晶化产生新的稳定结构.因此，通过对合金中多价/单价电子元素成分的调整就能够改变合金的价电子浓度，从而实现Fermi面与Brillouin区重合，探索出GFA最佳的非晶合金成分.应用该理论，Wu等[81 ] 计算出Al-Ni-Y非晶合金的最佳非晶形成成分为Al86 Ni9 Y5 ，并在实验中得到了验证.对于Al-TM-RE系非晶合金来说，基于上述原子团簇密堆下的团簇线模型、拓扑不稳定参数以及电子结构理论的研究均不约而同地指向了十分接近的最佳非晶形成成分点，这不仅使人们确信该结果的准确性，也交互印证了基于不同考量的成分设计准则的合理性与可靠性. ...
Effect of element types on the glass forming ability of Al-TM-RE ternary metallic glasses using electron structure guiding
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2017
... 基于近自由电子近似，Nagel和Tauc[80 ] 在1975年提出当Fermi面处于能态密度的极小值点时合金体系才最稳定.由于非晶合金中Fermi面和Brillouin区界面都近似为球形，围绕这个构型的任何微小扰动都会使得Fermi面上的电子移动到Fermi能以上，导致系统的总能量增大，致使晶化产生新的稳定结构.因此，通过对合金中多价/单价电子元素成分的调整就能够改变合金的价电子浓度，从而实现Fermi面与Brillouin区重合，探索出GFA最佳的非晶合金成分.应用该理论，Wu等[81 ] 计算出Al-Ni-Y非晶合金的最佳非晶形成成分为Al86 Ni9 Y5 ，并在实验中得到了验证.对于Al-TM-RE系非晶合金来说，基于上述原子团簇密堆下的团簇线模型、拓扑不稳定参数以及电子结构理论的研究均不约而同地指向了十分接近的最佳非晶形成成分点，这不仅使人们确信该结果的准确性，也交互印证了基于不同考量的成分设计准则的合理性与可靠性. ...
Al-based amorphous alloys: Glass-forming ability, crystallization behavior and effects of minor alloying additions
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2017
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Glass formation and primary nanocrystallization in Al-base metallic glasses
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2001
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
Al-Ni-RE非晶合金的非晶形成能力与晶化行为
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2013
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Al-Ni-RE非晶合金的非晶形成能力与晶化行为
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2013
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Structural origin underlying poor glass forming ability of Al metallic glass
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2011
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Kinetic stages in the crystallization of deeply undercooled body-centered-cubic and face-centered-cubic metals
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2010
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Intermediate structural evolution preceding growing BCC crystal interface in deeply undercooled monatomic metallic liquids
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2021
... 铝基非晶虽然具有许多优异的性能，但其较差的非晶形成能力极大地限制了其工程应用，如何提高铝基非晶合金的非晶形成能力已经成为了亟待解决的问题[40 ] .相比于其他非晶形成能力较好的块体非晶合金，铝基非晶合金体系表现出很多特殊之处：多数铝合金均属于边缘非晶形成体系，凝固时需要在较高的冷却速率(105 ~106 K/s)下才能避免结晶[82 ] ；铝基非晶合金的形成主要是通过抑制熔体在淬火过程中晶核的生长来控制，在差示扫描量热仪(DSC)的连续加热曲线上，玻璃转变的量热信号常常被初生相结晶的放热峰所掩盖，大多数铝基非晶合金无明显的玻璃转变信号，自然也很难表征过冷液相区的宽度[83 ] ；一般块体非晶合金的T rg 在0.6以上，Al-RE二元合金的非晶形成成分位于相图上的过共晶一侧，且液相线随着稀土含量的增加而急剧升高，致使铝基非晶合金的T rg 通常低至0.5[84 ] ；如图4 [35 ] 所示，从组元的原子尺寸的分布来看，铝基非晶合金和其他块体非晶合金也明显不同，分别呈向上凸和向下凹的形状.Li等[85 ] 利用分子动力学模拟研究了纯Al熔体淬火后的非晶形成，发现其原子结构中指数为“0364”的Voronoi多面体团簇含量最多，该团簇更容易转变成α -Al晶粒，而不是有利于非晶形成的二十面体团簇.近来有关纯物质过冷熔体的计算模拟也表明相比于bcc体系，fcc晶体的晶体生长能垒极小[86 ,87 ] ，这些都从一定程度上解释了铝基非晶合金GFA较差的原因，然而其真正的本质至今仍然没有令人信服的解释. ...
Intrinsic and extrinsic factors influencing the glass-forming ability of alloys
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2008
... 非晶形成是高温合金熔体非平衡凝固的产物，故其临界尺寸也会受到包括母合金纯度、液态金属过热度、制备方法、模具材料等诸多外部因素的影响[88 ] ，使得相同成分的合金所形成的非晶尺寸也会有所差异.但是无论如何，非晶形成能力本质上还是由合金自身的性质所决定的.铝基非晶合金的GFA对合金成分十分敏感，合金化策略是提高其非晶形成能力的常用手段.根据添加组元与基础合金元素的差异，合金化一般可以分为相似原子置换和异类原子添加2类. ...
Al-TM-RE系非晶合金形成及其晶化行为的研究
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2008
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Al-TM-RE系非晶合金形成及其晶化行为的研究
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2008
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Stability of Al-rich glasses in the Al-La-Ni system
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2006
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Effects of substitution of La by other rare-earth elements on the glass forming ability of Al86 Ni9 La5 alloy
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2013
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Designing aluminum-rich bulk metallic glasses via electronic-structure-guided microalloying
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2016
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Melt fluxing to elevate the forming ability of Al-based bulk metallic glasses
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2017
... 相似原子置换的作用是建立于同类原子对非晶形成能力的不同影响上，TM和RE是铝基非晶合金最常用的合金元素.Al-TM间存在强烈的相互作用能够稳定非晶结构，考虑到Al-Ni、Al-Co、Al-Fe、Al-Cu间混合焓依次为-22、-19、-11和-1 kJ/mol[53 ] ，更负的混合焓预示更强的原子间相互作用，致使促进非晶形成的效应更加明显，在这个意义上，所有Al-TM-RE非晶合金中Al-Ni-RE体系具有最好的非晶形成能力，黄正华[89 ] 发现过量的Cu、Co置换Al-Ni-La合金中Ni就会降低体系的GFA.对于稀土元素来说，由于其相互之间化学性质的相似性，主要是通过原子间尺寸差来对非晶形成产生影响.一般来说，原子半径越大越有利于非晶的形成，稀土元素中La原子尺寸最大，故最有利于非晶的形成.例如喷铸法快速凝固制备的Al-Ni-La非晶合金楔形试样中完全非晶区的最大厚度为780 μm[90 ] ，而相同方法制备的Al-Ni-Y非晶合金的最大厚度只有600 μm[23 ] .此外，与TM相比，RE与Al之间具有更大的原子尺寸差异和更负的混合焓，因此Al-TM-RE非晶合金的GFA受稀土元素含量的影响更大，如Al91 Ni3 La6 合金的快淬薄带为完全非晶态，但是Al91 Ni6 La3 合金的快淬条带却是非晶相和fcc-Al的混合结构[84 ] .从非晶结构的角度出发，原子尺寸上的差异也使得以不同RE 原子为中心的Al-RE团簇的拓扑结构和稳定性有所不同，而原子堆积效率与非晶形成能力密切相关，因此在RE元素相似原子置换时必然对Al-Ni-RE非晶合金的 GFA产生影响，通过不同RE的结合可以提高原子团簇的堆垛效率，进而实现GFA的优化.如Sc部分置换Al86 Ni9 La5 合金中的La会降低GFA，但是Dy、Gd、Ce部分置换La则在不同程度上提高了GFA，其中以Al86 Ni9 La3.5 Gd1.5 四元合金的GFA最强[91 ] . 2016年，Wu等[92 ] 根据成分设计准则中的Fermi球-Brillouin区交互法在Al-Ni-Y三元非晶合金中进行合金化研究，添加Co元素影响Al和Ni之间的电子杂化，从而影响Fermi球的直径，添加La原子改变伪Brillouin区的直径，通过调整2者匹配制备出直径高达1.5 mm的五元铝基非晶.Yang等[93 ] 对此合金进行熔体净化后制备出直径2.5 mm的非晶棒材，是目前尺寸最大的铝基非晶合金. ...
Influence of Ag substitution on the local structure and glass-forming ability of Al86 Ni(8 - x ) Y6 Ag x x = 0, 1, 2) liquids
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2016
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
The use of Nb in rapid solidified Al alloys and composites
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2014
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Glass formability and thermal stability of Al-Ni-Y-Be amorphous alloys
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2007
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Effects of B upon glass forming ability of Al87 Y8 Ni5 amorphous alloy
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2013
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Enhance the thermal stability and glass forming ability of Al-based metallic glass by Ca minor-alloying
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2012
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Effect of Ag or Pd additions on the microstructure, crystallization and thermal stability of Al-Ni-Ce amorphous alloys
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2010
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Glass forming ability of Al-Ni-La alloys with Si addition
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2015
... Liu等[94 ] 在从头算分子动力学模拟研究中发现，微量Ag原子加入Al-Ni-Y合金系可以提高系统的GFA，Ag原子作为桥梁连接以Ni或Y原子为中心、Al原子配位的团簇，从而使得非晶原子结构更为致密.在Al-Fe体系中，Nb原子能够溶入二十面体Al-Fe团簇，稳定二十面体的局部对称性，同样具有提升GFA的作用[95 ] .此外，填充Be、B等尺寸较小的原子也能够提高多种铝基合金熔体中的原子堆垛密度，有利于过冷液体的稳定，所形成的金属玻璃具有明显的玻璃转变信号和较宽的过冷液相区[96 ,97 ] .基于元素间的混合焓差异，Wang等[98 ] 通过添加Ca元素来提高Al85 Ni5 Y8 Co2 非晶合金的GFA，所获得的Al83 Ni5 Y8 Co2 Ca2 非晶的约化玻璃转变温度高达0.613，远高于绝大多数的铝基非晶合金.他们认为，由于Ca与Al的混合焓为负而与溶质元素却为正，Al-Ca间的亲和力增加了α -Al析出的竞争性，从而稳定了非晶结构.然而，Sha等[99 ] 在实验中却发现Ag元素的合金化导致了Al-Ni-Ce非晶合金中出现细小的淬火晶核.Yi等[100 ] 发现随着Si元素的逐渐加入，Al-Ni-La非晶合金的GFA却呈现出先上升后下降的趋势，Si元素小的原子半径有利于提高原子堆垛密度，但是Si与溶质元素(La或Ni)间过负的混合焓[53 ] 却造成配位Al原子被替换，过剩Al原子聚集形成富Al区，提高了非晶结构中的化学不均匀性，使得α -Al更易在凝固过程中直接晶化析出. ...
Micro structure and hardening of Al-based nanophase composites
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1997
... Inoue和Kimura[27 ] 以Al-Ni-Y非晶合金为例，给出了各种相结构下合金的断裂强度(σ f )，当细小的纳米α -Al颗粒弥散分布于非晶基体时，该复合结构材料具有最高的σ f ，达1560 MPa.但是当α -Al的尺寸和体积分数超过一定范围时，就可能发生韧-脆转变.如果同时存在金属间化合物析出相时，材料的断裂强度降低至700~1000 MPa，即纳米α -Al能增强韧性，而金属间化合物却导致脆性[101 ] ，说明铝基非晶复合材料的优异力学性能是以实现纳米α -Al颗粒尺寸和分布的良好控制为前提的. ...
Short-range order and solid-liquid interfaces in undercooled metallic melts
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2001
... 根据晶化热分析曲线上放热峰的数目，可将非晶合金的晶化过程分为单阶段晶化和多阶段晶化[102 ] ，前者的热分析曲线上只存在一个明显的放热峰，而后者存在多个明显的放热峰，退火至第一放热峰后的产物被称为初生相.高Al含量的铝基非晶合金的晶化均为多阶段晶化，初生相的类型、尺寸和体积分数显著影响部分晶化后材料的性能.非晶合金的晶化包括形核和长大2个过程，晶化反应根据析出相的数目以及是否存在溶质扩散可分为多晶型晶化、共晶型晶化和初晶型晶化3种类型[103 ] .由于很少有单一Al-(TM, RE)金属间化合物的Al含量能够达到80%以上，铝基非晶合金多进行初晶型晶化和共晶型晶化.下文重点介绍初生相为α -Al的初晶型晶化行为. ...
1
1981
... 根据晶化热分析曲线上放热峰的数目，可将非晶合金的晶化过程分为单阶段晶化和多阶段晶化[102 ] ，前者的热分析曲线上只存在一个明显的放热峰，而后者存在多个明显的放热峰，退火至第一放热峰后的产物被称为初生相.高Al含量的铝基非晶合金的晶化均为多阶段晶化，初生相的类型、尺寸和体积分数显著影响部分晶化后材料的性能.非晶合金的晶化包括形核和长大2个过程，晶化反应根据析出相的数目以及是否存在溶质扩散可分为多晶型晶化、共晶型晶化和初晶型晶化3种类型[103 ] .由于很少有单一Al-(TM, RE)金属间化合物的Al含量能够达到80%以上，铝基非晶合金多进行初晶型晶化和共晶型晶化.下文重点介绍初生相为α -Al的初晶型晶化行为. ...
Nanocrystal development during primary crystallization of amorphous alloys
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1998
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
... [104 ~108 ].后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
Crystallization behaviour of Al86 Ni10 Zr4 and Al86 Fe10 Zr4 metallic glasses
0
1991
On the growth of nanocrystalline grains in an aluminum-based amorphous alloy
1
1993
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Effect of Cu or Ag on the formation of coexistent nanoscale Al particles in Al-Ni-M -Ce (M = Cu or Ag) amorphous alloys
3
1994
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
... [107 ]. ...
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Analysis of nanocrystal development in Al-Y-Fe and Al-Sm glasses
1
1996
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
Formation and precipitation mechanism of nanoscale Al particles in Al-Ni base amorphous alloys
2
1997
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Glass formation versus nanocrystallization in an Al92 Sm8 alloy
1
1999
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
Amorphization and nanostructure synthesis in Al alloys
0
2002
Nanocrystallization reactions in amorphous aluminum alloys
0
2003
Primary crystallization in amorphous Al-based alloys
0
2003
Nucleation-controlled reactions and metastable structures
1
2004
... Allen等[104 ] 观察了Al-Fe-Y非晶合金部分晶化析出α -Al的组织，发现其中α -Al晶粒的尺寸约为10 nm，密度高达1023 m-3 .如此高密度的晶体正是铝基非晶复合材料优异力学性能的来源，需要有较高的形核率来保证.所谓淬入晶核模型，就是指铝基非晶合金在凝固阶段就形成了高密度的α -Al晶核，只是由于冷却速率快，来不及进行长大.当铝基非晶合金退火被重新加热到高温时，原子的活动能力增强，淬入的晶核重新进行长大.起初这种理论并没有得到实证支持，仅仅是建立在晶化组织电镜表征以及晶化动力学分析基础上的一种推测[104 ~108 ] .后来Tsai等[109 ] 发现A186 Ni10 Ce3 非晶合金小角X射线衍射曲线上存在浓度波动，但是其他成分的Al-Ni-Ce非晶却没有类似的结果，说明前者存在有淬火晶核.结合部分铝基非晶合金热分析曲线上不存在玻璃转变现象的事实，研究[83 ,110 ~114 ] 认为铝基非晶合金的形成具有2种情况：当冷却速率足够快时，淬火过程中保留的团簇尺寸小于临界晶核尺寸，金属熔体得以绕过形核反应，而后在退火过程中需要首先进行形核，因此具有玻璃转变现象；但若是冷却速率不足，淬火过程中就可能形成晶核，只是由于黏度随温度的降低而迅速增加，淬态核的生长受到限制，再次加热时α -Al直接以淬态核进行生长，则晶化反应会覆盖玻璃转变现象. ...
Aluminum nanoscale order in amorphous Al92 Sm8 measured by fluctuation electron microscopy
1
2005
... 淬态晶核与非晶合金中的中程有序结构直接相关.Stratton等[115 ] 利用波动电子显微术(fluctuation electron microscopy)结合计算模拟，发现Al92 Sm8 非晶合金中存在类似于α -Al的中程有序结构.Lay等[116 ] 利用核磁共振检测技术(NMR)证明了有相似于α -Al的原子团簇存在于铸态Al85 Ni11 Y4 非晶合金中.Spowart等[117 ] 发现Al-Y二元非晶合金中存在贫溶质的富Al微区，从而导致临界晶核密度异常高.这些结果本质上都反映出淬态铝基非晶合金中确实有类α -Al中程有序结构的存在，且其具体结构和尺寸受到非晶制备条件以及合金成分的影响，但是其中的影响规律尚不明确.淬入晶核模型提供了一个较为简单清晰的物理图像来解释铝基非晶合金晶化过程中α -Al的超高形核密度，并且能够串联起非晶形成过程与玻璃转变现象，为理解铝基非晶合金的特殊结构提供了很大帮助.但类α -Al结构的中程有序，毕竟不能直接看做是晶体，这些中程有序结构是怎样发展为稳定α -Al晶核的，尚需进一步研究. ...
27 Al NMR measurement of fcc Al configurations in as-quenched Al85 Ni11 Y4 metallic glass and crystallization kinetics of Al nanocrystals
1
2012
... 淬态晶核与非晶合金中的中程有序结构直接相关.Stratton等[115 ] 利用波动电子显微术(fluctuation electron microscopy)结合计算模拟，发现Al92 Sm8 非晶合金中存在类似于α -Al的中程有序结构.Lay等[116 ] 利用核磁共振检测技术(NMR)证明了有相似于α -Al的原子团簇存在于铸态Al85 Ni11 Y4 非晶合金中.Spowart等[117 ] 发现Al-Y二元非晶合金中存在贫溶质的富Al微区，从而导致临界晶核密度异常高.这些结果本质上都反映出淬态铝基非晶合金中确实有类α -Al中程有序结构的存在，且其具体结构和尺寸受到非晶制备条件以及合金成分的影响，但是其中的影响规律尚不明确.淬入晶核模型提供了一个较为简单清晰的物理图像来解释铝基非晶合金晶化过程中α -Al的超高形核密度，并且能够串联起非晶形成过程与玻璃转变现象，为理解铝基非晶合金的特殊结构提供了很大帮助.但类α -Al结构的中程有序，毕竟不能直接看做是晶体，这些中程有序结构是怎样发展为稳定α -Al晶核的，尚需进一步研究. ...
The influence of solute distribution on the high nucleation density of Al crystals in amorphous aluminum alloys
1
2004
... 淬态晶核与非晶合金中的中程有序结构直接相关.Stratton等[115 ] 利用波动电子显微术(fluctuation electron microscopy)结合计算模拟，发现Al92 Sm8 非晶合金中存在类似于α -Al的中程有序结构.Lay等[116 ] 利用核磁共振检测技术(NMR)证明了有相似于α -Al的原子团簇存在于铸态Al85 Ni11 Y4 非晶合金中.Spowart等[117 ] 发现Al-Y二元非晶合金中存在贫溶质的富Al微区，从而导致临界晶核密度异常高.这些结果本质上都反映出淬态铝基非晶合金中确实有类α -Al中程有序结构的存在，且其具体结构和尺寸受到非晶制备条件以及合金成分的影响，但是其中的影响规律尚不明确.淬入晶核模型提供了一个较为简单清晰的物理图像来解释铝基非晶合金晶化过程中α -Al的超高形核密度，并且能够串联起非晶形成过程与玻璃转变现象，为理解铝基非晶合金的特殊结构提供了很大帮助.但类α -Al结构的中程有序，毕竟不能直接看做是晶体，这些中程有序结构是怎样发展为稳定α -Al晶核的，尚需进一步研究. ...
The effect of phase separation on subsequent crystallization in Al88 Gd6 La2 Ni4
4
2000
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
... [118 ]所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
... [
118 ]
Bright-field TEM images of as-quenched (a) and annealed (220<sup>o</sup>C for 1 min) (b) samples of Al<sub>88</sub>Ni<sub>4</sub>Gd<sub>6</sub>La<sub>2</sub> amorphous alloy<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R118">118</xref>]</sup> Fig.5 ![]()
但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
... [
118 ]
Fig.5 ![]()
但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Nanocrystallization of Al92 Sm8 amorphous alloy studied in situ by real-time X-ray diffraction
1
2004
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
Phase separation and nanocrystal formation in Al-based metallic glasses
0
2007
Atomic packing and phase separation in Al-rare earth metallic glasses
1
2010
... 但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Early stages of phase separation and nanocrystallization in Al-rare earth metallic glasses studied using SAXS/WAXS and HRTEM methods
0
2008
Phase separation and nanocrystallization in Al92 Sm8 metallic glass
0
2006
Small-angle X-ray scattering from phase-separating amorphous metallic alloys undergoing nanocrystallization
1
2009
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
Evidence of phase separation correlated with nanocrystallization in Al85 Ni5 Y6 Fe2 Co2 metallic glass
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2006
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
Segregation-controlled nanocrystallization in an Al-Ni-La metallic glass
1
2008
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
Phase separation mediated devitrification of Al88 Y7 Fe5 glasses
1
2010
... Gangopadhyay等[118 ] 在用TEM观察Al88 Gd6 La2 Ni4 非晶合金的晶化过程时发现，非晶基体中存在先于晶化反应的相分离现象，形成了约40 nm的富Al区和贫Al区，如图5 [118 ] 所示.随后α -Al优先在相分离区的界面上快速成核，然后再经历受扩散控制的生长过程，由此提出了相分离模型.Antonowicz等[119 ~124 ] 利用小角/广角X射线散射技术研究了多种Al-RE (RE = Y、Sm、Tb、Gd)二元非晶，发现合金中存在特征长度为10 nm的富Al区和富RE区，且α -Al优先在富Al区的中心形核，而富RE区半径较大的RE原子的扩散迟滞效应则阻碍其进一步的长大，因此限制了晶化产物中α -Al晶粒的尺寸.利用能量过滤透射电子显微镜技术，Wang等[125 ] 发现相分离发生于非晶的退火过程中而并非淬火过程，且相分离的尺度似乎与所形成纳米晶体的尺寸有关.此外，原子探针层析技术的测量结果也显示Al-Ni-La与Al-Fe-Y非晶合金中存在明显的富Al区与贫Al区，同样支持基于相分离模型的晶化理论[126 ,127 ] . ...
Primary crystallization of an Al88 Gd6 Er2 Ni4 metallic glass
1
2005
... 但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Eutectic compositions and liquid immiscibility in certain binary alloys
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1960
... 但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Association model for the description of thermodynamic functions of liquid alloys: II. Numerical treatment and results
1
1982
... 但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Primary crystallization in Al-rich metallic glasses at unusually low temperatures
1
2010
... 但是Tian等[128 ] 对相分离模型提出了质疑，他们认为退火态非晶在TEM下所谓相分离的成像衬度可能只是由薄膜样品表面晶化所导致的厚度衬度，而并非合金成分上的偏聚.另一方面，相分离的起源或者说理论基础也并不明确.Antonowicz[121 ] 所提出的调幅分解的机制似乎并不符合热力学规则，Al与许多溶质间的混合焓均为较大的负值，他们之间存在强烈的相互作用，很难满足调幅分解的自由能条件.但是早期Hume-Rothery和Anderson[129 ] 研究指出，具有强烈负混合热的二元液体系统中，由于Gibbs自由能曲线的快速倾斜，在对应最大原子填充效率的组分附近可能存在一个狭窄的溶解度隙.Sommer[130 ] 和Bokeloh等[131 ] 提出了金属熔体中化合物结构分解的模型，认为具有较负混合焓的合金体系在深过冷的条件下也会出现混溶间隙.从这2个方面的理论模型出发，相分离似乎就起源于金属熔体中的调幅分解. ...
Effects of replacing Ni by Co on the crystallization behaviors of Al-Ni-La amorphous alloys
1
2008
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Thermal stability and primary phase of Al-Ni(Cu)-La amorphous alloys
1
2008
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Crystallisation of amorphous Al-Y-Ni-(Cu) alloys
1
2019
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Crystallisation of amorphous Al-Sm-Ni-(Cu) alloys
0
2019
Effect of copper on the thermal stability and non-isothermal crystallization behavior of Al86 Ni10 - x x 4 (x = 0.5-2.5) amorphous alloys prepared by melt spinning
0
2019
Crystallization process and microstructural evolution of melt spun Al-RE-Ni-(Cu) ribbons
1
2020
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Effect of Cu addition on nanocrystallisation of Al-Ni-Sm amorphous alloy
1
2002
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Nanocrystallization behaviour of Al-Y-Ni with Cu additions
1
2001
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Aluminum-based amorphous alloys with tensile strength above 980 MPa (100 kg/mm2 )
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1988
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Rapidly solidified Al85 Ni15 - x x x = 5, 8, 10) alloys
1
1996
... 铝基非晶合金的晶化行为对合金成分高度敏感，元素置换或添加会显著影响到初生相的类型、尺寸和体积分数.以铝基合金中非晶形成能力较好的Al-TM-RE体系为例.用Co替代Al-Ni-RE非晶合金中的Ni，可逐渐提高其热稳定性并促进初生金属间化合物相的形成[132 ] ，而Cu取代Ni却使初生相的类型由金属间化合物转变为单一的α -Al[133 ] ，并且能够细化初生α -Al纳米晶的尺寸[134 ~137 ] .例如，Al88 Ni7 Sm4 Cu1 [138 ] 、Al88 Ni7 Y4 Cu1 [139 ] 和Al87 Ni7 Ce3 Cu3 [107 ] 分别经493 K/10 min (表示在493 K等温10 min，下同)、431 K/1 min和523 K/1 min退火后析出的α -Al尺寸分别从加入Cu前的9.9、15和9 nm减至7.8、9和3 nm，原因是Cu置换Ni增加了形核数量[140 ] 或减少了形核阻碍[141 ] .但是Fe置换Al-Ni-RE合金中的Ni将增大α -Al析出相的尺寸，如Al87 Ni7 Ce3 Fe3 合金经退火后析出的α -Al尺寸由Al87 Ni10 Ce3 合金的9 nm增至18 nm[107 ] . ...
Dependences of the crystallization behavior of Al-Ni-La amorphous alloys on La and Ni contents
1
2008
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Full or partial replacement of Y by rare-earth and some other elements in the Al85 Y8 Ni5 Co2 alloy
1
2001
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Structure and transformation behaviour of a rapidly solidified Al-Y-Ni-Co-Pd alloy
1
2005
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
Primary crystallization of Al-Ni-RE amorphous alloys with different type and content of RE
4
2008
... RE对Al-TM-RE非晶合金晶化的影响大于TM[142 ] ，初生相的形成与RE原子半径有密切联系.以Al90 - x 10 Ce x x = 3时只析出α -Al，x = 5时析出α -Al和金属间化合物相，x = 10时只析出金属间化合物相[106 ,107 ,109 ] .对于Al94 - x 6 La x x 从4增加到9时，初生相由单一的α -Al转变为多个亚稳相与α -Al共同析出，再转变为单一的亚稳金属间化合物相.Louzguine和Inoue[143 ,144 ] 发现，Al85 Ni5 Y8 Co2 合金中的Y部分或全部被别的RE元素置换后，除Al85 Ni5 La8 Co2 、Al85 Ni5 Y4 -La4 Co2 和Al85 Ni5 Sm8 Co2 合金外，其他合金的初生相仍为单独α -Al，且除Al85 Ni5 Y4 La4 Co2 合金外，出现玻璃转变的合金初生相为单独α -Al，而未出现玻璃转变的合金则为α -Al和金属间化合物.Huang等[145 ] 分析了Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd和Y) 8种非晶合金的初生相，如表3 [145 ] 所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
... [145 ]所示，得出RE的含量与种类都会影响初生相类型的结论. ...
... Al87 Ni6 RE7 和Al85 Ni6 RE9 (RE = La、Ce、Nd、Y)非晶合金初生晶化产物[145 ] ...
... Primary crystallization product of Al87 Ni6 RE7 and Al85 Ni6 RE9 (RE = La, Ce, Nd, Y) amorphous alloys[145 ] ...
Glass-forming ability and crystallization behavior of Al86 Ni9 La5 metallic glass with Si addition
1
2016
... Yi等[146 ,147 ] 研究发现，向Al86 Ni9 La5 非晶合金中添加2%Si时，会引起初生相α -Al的析出劈裂为2个阶段.Si-Al的混合焓为-19 kJ/mol，远低于Si-Ni (-40 kJ/mol)和Si-La (-73 kJ/mol)[53 ] ，意味着Si原子与溶质原子的结合能力更强.当Si元素被添加到基础合金中时，原本与Ni和La溶质原子配位的部分Al原子将会被Si原子取代，由此产生过剩的Al原子，它们偏聚形成局部富Al的区域，这种成分上的不均匀性为α -Al作为初生相析出提供了有利条件.三维原子探针(3DAP)的测试结果也证实了这一观点，如图6 [147 ] 所示，铸态的非晶条带中存在着Al原子浓度在纳米尺度上的波动，且相比于不含Si的样品，(Al86 Ni9 La5 )98 Si2 合金中的成分不均匀性更加严重.另一方面，Si与Ni、特别是与大尺寸La原子的结合显著迟滞了它们的扩散，α -Al向高溶质浓度区域的生长被抑制，需要在更高的温度下才能进行，因此出现了初生α -Al二次析出的反常晶化现象. ...
Origin of the separated α -Al nanocrystallization with Si added to Al86 Ni9 La5 amorphous alloy
4
2021
... Yi等[146 ,147 ] 研究发现，向Al86 Ni9 La5 非晶合金中添加2%Si时，会引起初生相α -Al的析出劈裂为2个阶段.Si-Al的混合焓为-19 kJ/mol，远低于Si-Ni (-40 kJ/mol)和Si-La (-73 kJ/mol)[53 ] ，意味着Si原子与溶质原子的结合能力更强.当Si元素被添加到基础合金中时，原本与Ni和La溶质原子配位的部分Al原子将会被Si原子取代，由此产生过剩的Al原子，它们偏聚形成局部富Al的区域，这种成分上的不均匀性为α -Al作为初生相析出提供了有利条件.三维原子探针(3DAP)的测试结果也证实了这一观点，如图6 [147 ] 所示，铸态的非晶条带中存在着Al原子浓度在纳米尺度上的波动，且相比于不含Si的样品，(Al86 Ni9 La5 )98 Si2 合金中的成分不均匀性更加严重.另一方面，Si与Ni、特别是与大尺寸La原子的结合显著迟滞了它们的扩散，α -Al向高溶质浓度区域的生长被抑制，需要在更高的温度下才能进行，因此出现了初生α -Al二次析出的反常晶化现象. ...
... [147 ]所示，铸态的非晶条带中存在着Al原子浓度在纳米尺度上的波动，且相比于不含Si的样品，(Al86 Ni9 La5 )98 Si2 合金中的成分不均匀性更加严重.另一方面，Si与Ni、特别是与大尺寸La原子的结合显著迟滞了它们的扩散，α -Al向高溶质浓度区域的生长被抑制，需要在更高的温度下才能进行，因此出现了初生α -Al二次析出的反常晶化现象. ...
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147 ]
Al-isoconcentration contours as a function of the selected concentration (as marked) in as-quenched Al<sub>86</sub>Ni<sub>9</sub>La<sub>5</sub> (a-d) and (Al<sub>86</sub>Ni<sub>9</sub>La<sub>5</sub>)<sub>98</sub>Si<sub>2</sub> (e-h) ribbons<sup>[<xref ref-type="bibr" rid="R147">147</xref>]</sup> Fig.6 ![]()
为进一步澄清该现象产生的原因，Li等[148 ] 向Al-Y二元非晶合金中加入微量Si，发现晶化行为对于Si的加入十分敏感，2.5%Si的加入也导致了晶化过程中α -Al分两次析出.进一步地，基于混合焓差异的理论，他们又添加了性质与Si相似的Ge元素，这时候却没有反常晶化现象的产生，说明铝基非晶合金中严重的化学不均匀性是初生α -Al析出分裂为两阶段的必要条件，但不是充分条件[149 ] .与非晶形成能力类似，铝基非晶合金的晶化行为也是多种因素综合影响的结果，任何改变原子间结合和拓扑堆垛的因素都会导致晶化行为的改变. ...
... [
147 ]
Fig.6 ![]()
为进一步澄清该现象产生的原因，Li等[148 ] 向Al-Y二元非晶合金中加入微量Si，发现晶化行为对于Si的加入十分敏感，2.5%Si的加入也导致了晶化过程中α -Al分两次析出.进一步地，基于混合焓差异的理论，他们又添加了性质与Si相似的Ge元素，这时候却没有反常晶化现象的产生，说明铝基非晶合金中严重的化学不均匀性是初生α -Al析出分裂为两阶段的必要条件，但不是充分条件[149 ] .与非晶形成能力类似，铝基非晶合金的晶化行为也是多种因素综合影响的结果，任何改变原子间结合和拓扑堆垛的因素都会导致晶化行为的改变. ...
Influences of Si addition on the thermal stability and crystallization behavior of Al-Y binary amorphous alloys
1
2021
... 为进一步澄清该现象产生的原因，Li等[148 ] 向Al-Y二元非晶合金中加入微量Si，发现晶化行为对于Si的加入十分敏感，2.5%Si的加入也导致了晶化过程中α -Al分两次析出.进一步地，基于混合焓差异的理论，他们又添加了性质与Si相似的Ge元素，这时候却没有反常晶化现象的产生，说明铝基非晶合金中严重的化学不均匀性是初生α -Al析出分裂为两阶段的必要条件，但不是充分条件[149 ] .与非晶形成能力类似，铝基非晶合金的晶化行为也是多种因素综合影响的结果，任何改变原子间结合和拓扑堆垛的因素都会导致晶化行为的改变. ...
The alloying effects of Ge and Si on thermal stability and crystallization behavior of Al-Y binary amorphous alloys
1
2022
... 为进一步澄清该现象产生的原因，Li等[148 ] 向Al-Y二元非晶合金中加入微量Si，发现晶化行为对于Si的加入十分敏感，2.5%Si的加入也导致了晶化过程中α -Al分两次析出.进一步地，基于混合焓差异的理论，他们又添加了性质与Si相似的Ge元素，这时候却没有反常晶化现象的产生，说明铝基非晶合金中严重的化学不均匀性是初生α -Al析出分裂为两阶段的必要条件，但不是充分条件[149 ] .与非晶形成能力类似，铝基非晶合金的晶化行为也是多种因素综合影响的结果，任何改变原子间结合和拓扑堆垛的因素都会导致晶化行为的改变. ...
金属玻璃结构及其失稳的原子层次研究
1
2021
... (3) 通过改变合金成分和制备条件间接推测铝基非晶合金的结构及其演化虽然是必要的，但未来的研究工作更需要关注的还是在充分挖掘波动电子显微术、三维原子探针、小角X射线衍射、扩展X射线吸收精细结构谱等先进分析技术在铝基非晶合金微观结构表征方面的潜力的同时，加强计算模拟工作.因此，开发典型铝基非晶合金的势函数是非常必要的.要模拟再现铝基非晶合金的形成和晶化过程，必须保证计算体系足够大，这离不开可靠的势函数做支撑.高通量计算和机器学习在此过程中也大有作为[150 ] . ...
金属玻璃结构及其失稳的原子层次研究
1
2021
... (3) 通过改变合金成分和制备条件间接推测铝基非晶合金的结构及其演化虽然是必要的，但未来的研究工作更需要关注的还是在充分挖掘波动电子显微术、三维原子探针、小角X射线衍射、扩展X射线吸收精细结构谱等先进分析技术在铝基非晶合金微观结构表征方面的潜力的同时，加强计算模拟工作.因此，开发典型铝基非晶合金的势函数是非常必要的.要模拟再现铝基非晶合金的形成和晶化过程，必须保证计算体系足够大，这离不开可靠的势函数做支撑.高通量计算和机器学习在此过程中也大有作为[150 ] . ...
