铜基非晶合金非晶形成能力与塑性的改进
大块非晶合金的超塑性成形技术及发展现状
本科生课程论文(2013-2014学年第二学期)大块非晶合金超塑性成形技术及研究现状曾昭源提交日期：2014、6、2 学生签名：曾昭源大块非晶合金超塑性成形技术及研究现状曾昭源摘要：与晶态合金相比，大块非晶合金成形出来的零件在表面光洁度、强度、硬度、冲击断裂性能以及耐腐蚀性等方面具有十分明显的优势。
但是大块非晶合金的高强度、高硬度的特点使得其在室温下机加工困难、可塑性差、延伸率几乎为零，这大大制约了非晶合金的广泛应用。
超塑性成形方法是利用大块非晶合金在过冷液相区下呈现牛顿粘性流动状态或近似的牛顿粘性流动状态而表现出优良的塑性的特点，实现对大块非晶合金的塑性加工。
本文从大块非晶合金的超塑成形原理、影响非晶合金超塑性的因素以及该技术在精细零部件中的应用等方面对大块非晶合金超塑性成形技术进行综述，介绍大块非晶合金在上述三方面的研究现状，指出目前研究主要考虑了温度和应变速率对大块非晶合金超塑性的影响，而对应力应变状态、加热速率等研究却很少涉及。
同时说明了理论体系建立落后于实验研究是目前大块非晶合金超塑成形技术的主要问题。
关键词：大块非晶合金；过冷液相区；超塑性成形；温度；应变速率；精细零部件1 大块非晶合金超塑性成形机理及其特点大块非晶合金是指在结构上具有长程无序、短程有序和各向同性的特点，其原子在空间排列上不具有周期性和平移性，不存在晶态合金所特有的各种晶体缺陷的一类合金。
[1]大块非晶合金在热力学上属于亚稳态材料，当温度升高时，会发生玻璃化转变，进而发生晶化反应。
在玻璃转化温度与晶化开始温度之间存在一个50 ~150C 的温度区间，这个区间被称为过冷液相区。
正是这一特殊区域的存在，使大块非晶合金可以在保持类似于液体结构的同时表现出具有一定粘度的与氧化物玻璃极为相似的性质，呈现牛顿粘性流动状态或近似的牛顿粘性流动状态，表现出优良的超塑性能。
[2]因此，对于大块非晶合金，所谓的超塑性成形是指把合金的温度控制在过冷液相区的塑性成形。
cu基大块非晶合金制备及pd基非晶结构的研究
浙江大学硕士学位论文在压缩过程中引入纳米晶还需要进一步的研究。
Ｌｅｅ［６２］最近研究了一系列的ｃｕ一及基大块非晶合金的力学性能，如图５所示，并对其压缩前后的微观结构做了研究。
发现对于在压缩过程中发生脆性断裂的Ｃｕ６４乃３６来说，压缩过程并没有出现纳米晶，如图６（ａ）所示。
而对于塑性变形达到７％的ｃｕ５０ｚｒ４３Ａ１７样品在压缩过程中则发生了纳米晶化，如图６（ｂ）所示。
作者分别从热力学和动力学角度分析单向压应力诱导纳米晶与非晶产生塑性变形的关系。
由于晶相的体积小于非晶相的体积，在非晶中的纳米晶化相受到内部拉应力的作用。
外部施加的压力使得样品的这种拉应力得以释放，因此晶核能稳定存在。
同时，等静压不仅降低了临界尺寸形核自由能，而且还增加了从非晶向晶向转变的驱动力。
从动力学角度，单向轴压力产生了两种应力状态，轴向应力和剪切应力。
轴向应力减少了晶化能垒，而剪切应力降低了原子扩散能垒。
图３（ａ）．（ｂ）为ｃ脚５ｚｃ耵５Ａｌｓ大块非晶合金的ＴＥＭ明场像，（ｃ）一（ｄ）为暗场像。
其中（ａ）和（ｃ）是～个区域，（ｂ）和（ｄ）是另一个区域ｆ３８】图４（ａ）为应变为８９％的ｃｕ。
ｚｒ。
Ｔｉ。
大块非晶台金样品的ＴＥ＾Ｉ明场像，（ｂ）为应变为９７％的样品ＴＥＭ明场像，（ｃ）为轧制样品的显维硬度与应变之间的关系。
这两者综合的结果就是加快了形核速率，从而促进了晶化ａ作者通过研究晶化激活能与塑性变形的关系，发现晶化激活能越低，相应的相变速率就越快，越容易形成晶体。
这种压力诱导纳米晶的产生使得在加压过程中形变集中，促进了剪切带的产生，从而提高了合金韵塑性。
因此在Ｃｕ—Ｚｒ基非晶合金中晶化激活能是衡量塑性变形能力的一个重要参数。
翻ｇｌｆＩ髑ｒＩｌＩｇｇｔ瞄肺黔｝图５ｏ｝西基大块非晶的压缩性能实验［６２］图６（ａ）Ｃｕ“ｚｒ３６（ｂ）Ｃｕ５０ｚｒ４３Ａｂ在压缩实验后的｝玎ｍ丑Ⅱ［６２】１．３．６Ｃｕ基大块非晶合金的抗腐蚀性能大块金属玻璃由于其独特的非晶原子结构，因而具有很强的抗腐蚀性能。
非晶合金的制备和性能优化
非晶合金的制备和性能优化非晶合金是一种由金属无定形结构构成的材料，具有优异的物理、化学和力学性能，广泛应用于电子、机械、生物、航空航天等领域。
然而，非晶合金制备的难度较大，需要控制合金组分、工艺参数等多个因素，同时也存在着一些问题，如制备效率低、易产生空洞和局部结晶等。
因此，如何有效地制备优质的非晶合金并进一步提高其性能成为了当前研究的热点之一。
本文将结合相关实验和文献资料，从非晶合金制备和性能优化两个方面进行探讨。
一、非晶合金制备1.1 合金组分的选择非晶合金的组分对其性能具有重要影响。
在制备非晶合金时，需要选择合适的金属元素进行组合，以使得合金具有良好的玻璃形成能力。
一般而言，合金中的金属原子半径差异越小、杂质元素含量越低、合金形成温度越高，其玻璃形成能力越强。
1.2 工艺参数的控制在非晶合金的制备过程中，控制好工艺参数同样也是非常重要的一步。
对于工艺参数的控制，主要包括以下几个方面。
1.2.1 工艺温度工艺温度通常与合金物理性质、玻璃转移温度和晶化过程的速率有关。
在非晶合金制备过程中，需控制其工艺温度直至达到其玻璃态状态。
1.2.2 加热速率加热速率是影响非晶合金制备过程中晶化过程的速率。
需要根据实际条件进行控制。
1.2.3 制备方式目前制备非晶合金的方式主要包括液体淬火、快速凝固、磁控溅射等。
不同制备方式对制备出来的非晶合金物性有着不同的影响。
因此，需根据具体要求来选择合适的制备方式。
1.3 合金结构的调控非晶合金的结构对其物性起着决定性作用，因此需要进行针对性的调控。
其中，主要包括以下两个方面。
1.3.1 通过合金添加剂调节结构如添加少量的其他元素（如Y、Pr等）来改变非晶合金的结构。
一些元素添加后能够降低非晶合金的熔点、改变晶化动力学，从而提高玻璃形成能力。
1.3.2 通过处理方式调节结构如在合金制备后通过退火、制备压力等方式来促进晶化过程，进而改变合金结构。
二、非晶合金性能优化在非晶合金制备后，我们可以尝试通过优化其结构等方式进一步提高其物性。
非晶材料超塑性研究进展
非晶材料超塑性研究进展1.引言20世纪90年代美国和日本科学家开始制备出大块非晶合金,经过世界上许多科学家的努力,相继开发出如Fe,Co,Zr,Ni,Mg,Pd,Ti,Cu,Nd,La等多种大块非晶合金材料系列,而且所获得的非晶合金尺寸和临界冷却速度也更具有实用意义。
与晶态合金相比,非晶合金在强度、硬度、冲击断裂性能以及耐腐蚀性等方面更具明显的优势。
非晶态合金在结构上具有长程无序、短程有序和各向同性的特点, 其原子在空间排列上不具有周期性和平移性, 不存在晶态合金所特有的各种晶体缺陷。
与相同或相似成分的晶态合金相比, 非晶态合金往往具有优异的力学性能、化学性能和电磁性能。
自1990 年以来, 随着非晶形成理论的发展, 尤其是Inoue 提出了形成大块非晶合金的三条经验准则后, 材料科学工作者突破了制备非晶合金需要极高临界冷却速率的局限, 依靠合金体系各个组元的合理配比而使合金体系具有很强的非晶形成能力,从而改变了传统非晶合金只能以薄片、薄带、细丝、粉末等低维形状出现的状态, 使得大尺寸的非晶合金的制备成为现实。
目前, 人们已经在Mg 基、La 基、Zr 基、Ti 基、Fe 基、Co 基、Ni 基、Cu 基等多个合金系中开发出临界冷却速率小于1000K·s- 1 的大块非晶形成体系。
这些合金系可以用铜模铸造法制备出直径大于1mm 的全非晶制品, 其最大直径可达72mm 左右 , 这使得大块非晶合金成为一类极具应用前景的工程材料。
大块非晶合金在室温下具有非常高的断裂强度、大的弹性极限, 但它的室温塑性很低, 延伸率几乎为零 , 然而, 在过冷液相区间内, 它却具有非常好的超塑性性能, 与常规晶态合金的超塑性变形一样, 呈现大延伸、低应力及易成形等特性。
如Φ115mm 的La2Al2Ni 非晶试样的延伸率可达15000 %。
随着试样断面尺寸的增加, 延伸率也随之增加。
当直径为5mm 时, 延伸率可达到106%。
Cu基非晶合金的最新研究进展
38
金属功能材料
2009 年
温度( T g ) 、宽的过冷液相区( T x ) 和高的约化玻 璃温度( T rg ) , 并且能在较低的临界冷却速度( R c ) 下获得较大非 晶试样厚度 ( dmax ) 的合金[ 6] 。作为 对非晶合金形成能力的评定, 目前有很多参数, 但是 非晶形成尺寸是最直观的参数, 临界冷却速度 R c 也 能反映非晶形成能力, 临界冷却速度小, 非晶形成能 力大, 反之, 则小。从过冷液相区球状晶体的均匀形 核和长大理论[ 7] 可知, 对非晶形成能力起支配作用 的是粘滞系数 、 因子和!因子, 这三个因子与约化 玻璃温度( T r g ) 密切相关, 因此约化玻璃温度的大 小可以很好的反映非晶形成能力, 图 1 为临界冷却 速度 Rc 和 Cu 基非晶最大尺寸( dmax ) 与约化玻璃 温度 T rg 的关系。图中只是示意地描述了以上三者 之间的关系, 其中的箭头所指的两种成分也只是大 概所在的位置, 到目前为止所报道的 Cu 基 非晶最 大尺寸为 7m m, 其合金的形成能力依成分的不同及 配比的差别而显著不同。
typical Cu based alloys
非晶成分
Tg
Tx
Tl
Tx
T rg
∀
d max
/K
/K
/K
/K
= Tg / Tl
= Tx / ( Tg + Tl ) / mm
Cu64Z r 36
787
833
1230
46
0 64
0 4130
2
Cu60Z r30T i10
713
763
1151
50
0 62
0 4024
4
非晶合金表层结构异化及其与塑性关系的研究
非晶合金表层结构异化及其与塑性关系的研究大块非晶合金性能优异,如高强度、高硬度、耐磨、耐蚀等。
然而非晶合金的明显缺陷在于其塑性差,室温下压缩拉伸实验大部分表现为脆性断裂,非晶合金的这个缺陷直接影响其在工程结构材料中的应用发展。
因此近年来,对于块体非晶合金材料力学性能的研究主要集中在怎样提高它在室温下的塑性变形能力。
本文选取Zr基Cu46Zr46Al8和Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5两种体系的非晶合金分别采用YAG型激光仪对非晶合金表面进行重熔和线性扭转实验机定扭速两种预处理方法。
利用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM),分析经过预处理的非晶合金微观形貌及成分分布;通过单轴压缩实验机对两种体系的非晶合金进行压缩,表征其塑性提升能力;并结合Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5体系的非晶合金扭转压缩实验数据推导出多维应力下非晶合金的塑性本构关系的两种表达式,对其屈服变形行为进行分析。
实验结果表明:通过激光处理Cu46Zr46Al8非晶合金使其表面产生熔凝层,诱导生成表面纳米级晶体,形成表面晶体、心部非晶的夹心结构。
变形过程中,晶体通过位错滑移变形,而心部剪切带在表面晶体阻碍下不再延单一方向扩展,在两种变形协同作用下,塑性得以提升。
同时调整激光各项工艺参数,可以有效控制非晶合金表面熔凝层中晶体的大小、范围及数量。
通过扭转剪切处理Zr52.5Cu17.9Ni14.6Al10Ti5非晶合金,改变其微观结构,诱导剪切带的生长和扩散,亦可有效提高非晶合金塑性,并且结合材料的扭转、压缩实验数据,证明了大块非晶合金塑性本构关系的两种方程式具有统一性。
致使此结论得以普遍适用于非晶材料中,并且可以推广到其他新型材料的本构关系研究方法中。
Cu基大块非晶综述
学术论坛科技创新导报 Science and Technology Innovation Herald239Cu 基大块非晶合金的主要优点是价格更便宜、强度更高、延展性更好、其拉伸断裂强度范围约为2000～2500M p a，延伸率达到2%以上，具有高的非晶形成能力及较好的机械性能,有望发展成为一种新型的结构材料。
1995年AInoue首次报道成功研制出Cu 47Zr 11Ti 34Ni 8Cu 基大块非晶的[1]。
正是由于Cu 基块状非晶合金具有较强的玻璃形成能力、成本较低及力学性能好，使C u 基块状非晶有可能作为一种新型的结构材料，被越来越多人关注，在一些如工业、军工、体育器材、航天、电子(如集成电路引线框架等)等领域有较广的应用前景。
因此,许多科研工作者致力于研究具有高的非晶形成能力的Cu基大块非晶合金[2]。
近年来，在全世界形成了一股C u 基非晶合金的研究热潮，并且取得了相当多的成果。
本文介绍Cu 基大块非晶的制备工艺。
1 Cu基非晶合金的制备工艺1.1 Cu基非晶合金的制备工艺简介目前,Cu 基非晶合金主要有Cu 2Zr 2Ti,C u 2H f 2Ti,C u 2Z r 2Ti 2Y,C u 2Z r 2H f 2Ti,C u 2Z r 2Ti 2B e ,C u 2Z r 2Ti 2(N b ,Ta )和C u 2Z r 2A l 等几个基本合金系。
C u 基非晶的形成能力较强,较易得到块体非晶.人们已研究出多种制备C u 基块体非晶的方法，下面就制备过程中的快速凝固技术对各方法给予简单的介绍和对比。
1.1.1 水冷铜模利用水冷铜模快速凝固技术是目前实验中经常使用的一种制备大块非晶的方法。
制备方法主要有磁悬浮熔炼铜模冷却[3]、电弧熔炼铜模吸铸[4]、感应加热铜模吸铸和射流成型[5]。
磁悬浮熔炼铜模冷却是坩埚与熔体无接触或者软接触。
熔体温度可以通过非接触方式测量。
熔体在合适的温度喷吹到下部铜模中。
非晶合金薄膜材料制备与性能改进
非晶合金薄膜材料制备与性能改进非晶合金薄膜材料是一种具有非晶态结构的微米或纳米级薄膜，其在材料科学和工程领域中具有广泛的应用。
它们具有较高的硬度、强度和耐磨性，同时具备优异的电学和热学性能。
在电子器件、光学涂层和生物医学工程等领域中，非晶合金薄膜材料的制备与性能改进是一个重要的研究方向。
首先，非晶合金薄膜材料的制备方法多种多样，其中最常见的方法是物理气相沉积（Physical Vapor Deposition, PVD）和化学气相沉积（Chemical Vapor Deposition, CVD）。
国际上许多研究团队已经探索了多种物理和化学处理技术，以改善非晶合金薄膜材料的制备工艺。
其中，磁控溅射、电弧离子镀、激光沉积和扩散法等技术被广泛应用于非晶合金薄膜材料的制备过程。
这些技术能够控制非晶合金薄膜材料的晶体结构、成分比例和表面形貌，从而调控其性能。
其次，非晶合金薄膜材料的性能可以通过改变材料的成分和制备条件来进行改进。
首先，研究人员可以通过改变制备过程中反应气体的流量和温度来调控薄膜的成分。
例如，在制备过程中引入其他元素或掺杂剂，可以改变合金薄膜的化学组成，从而调节其力学和电学性能。
其次，研究人员可以通过对薄膜进行后处理，如退火或离子注入，以改善其结晶态和界面结构，从而进一步改善其性能。
此外，精密控制反应温度和压力、调整合金成分比例以及优化薄膜的制备工艺等也可以显著影响非晶合金薄膜材料的性能。
此外，研究人员还通过改变非晶合金薄膜材料的微观结构和界面特性，进一步改善其性能。
例如，调控薄膜的晶界分布和尺寸，或者控制薄膜内部的纳米颗粒尺寸和分布，可以显著改善非晶合金薄膜材料的强度和硬度。
此外，通过控制衬底表面的处理和涂覆薄层的厚度，可以调节非晶合金薄膜材料的表面粗糙度和界面结合强度，从而优化其光学和电学性能。
最后，为了进一步提高非晶合金薄膜材料的性能，研究人员还可以通过复合材料、多层结构和纳米结构的设计来改进其功能。
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铜基非晶合金非晶形成能力与塑性的改进
可以由Cu43Zr43Al7Be7合成一种非晶合金。
该合金有着大的过冷液相区（115℃）与可观的玻璃形成能力（Φ12mm）以极大的拉伸应变极限（8-9％），这些性质还未在其他的铜基非晶合金中共同被发现。
由于原子尺度的差异，合金有着独特的结构特点，这可能是由于两相之间大的混合焓差异所导致的。
这项研究论述了一种可能的机制，通过加入Al和Be元素来改变原子排列状态与原子尺度成分分离来同时合金的非晶形成能力与塑性。
关键词：大块非晶合金液相分离塑性非晶形成能力
1.引言
由于经济性优于其他系的非晶合金，因而人们投入相当大的努力研究铜基非晶合金。
然而，合金的非晶形成能力（GFA）与延展性成为了限制其更广泛应用的主要障碍。
在Cu-Zr书安详非晶合金被发现以后，Wang et al.宣布了三元Zr-Cu-Al合金系在距三元共晶点很宽的区域有着低的熔点。
而其中的Cu50Zr43Al7合金拥有3mm的临界铸件直径和在单向压缩情况下7％的塑性。
依据混乱原则，第四种元素的加入将在提高合金系的GFA上起着重要作用。
不同的第四元素，如Ni，A g ，和Y，分别将三相合金系形成的四相非晶合金的GFA提高到6,8,10mm，塑性增加到4, 8, 4 %。
合金的玻璃形成能力与塑性在表面上看是两种相互矛盾相互影响的特性，当原子近似无序排列时合金拥有大的GFA。
因此，要合成拥有大的玻璃形成能力的非晶合金，可以合理的增加与当前成分中原子尺寸有较大差距的次要元素。
相比之下，高的塑性则需要原子松散排列。
一般来说，当成分钟的不同性质的元素混合时则可以获得松散结构。
这种观点认为，一种获得松散排列结构的方法便是通过增加与主要元素结合时混合焓差别很大的次要元素，来获得原子尺度成分分离。
通过这种方法，Xu et al.引入了有着正的热焓的大的金属元素Y。
当Y 代替Zr加入Cu46Zr47Al7合金中可形成临界直径为10mm的铸棒。
相比来看，原子尺寸最小的Be元素的引入，是另外的一种通过加入第四种元素来影响原子排列的途径。
此次研究用Be元素作为第四元素加入到Cu50Zr43A l7合金中替代Cu形成
Cu43Zr43Al7Be7。
尽管上述的结构对GFA与塑性的需求来说是矛盾的，但是Be 元素加入到Cu50Zr43Al7使得合金的GFA（Φ12mm）与塑性（～7％）都有所增加。
这篇文章说明了Be元素在和合金研发时可同时提高合金的GFA与塑性。
希望有更详尽的论述能为同时提高合金的GFA与塑性的设计指明方向。
2.实验过程
将适量的Zr(低纯度海绵，99.2％)，Al（99.99％）和Be(4 wt.% in Cu)在纯净的氩气环境中通过高压电弧熔炼，吸铸到不同直径的铜模型腔中，形成Cu43Zr43Al7Be7 (in at.%)铸锭。
采用热差分析仪（DSC，PerkinElmer ，DSC7，USA）在流动的氩气环境中以每分30℃的升温速率测其热力学性质。
DSC和X 射线衍射仪（XRD）使用Cu钯放射来测定合金的GFA。
在直径为1mm长2mm 的试样上以10-4S-1的速率进行单向拉伸试验。
这项工作的一大部分根据一切的成像与分析技术来确定成分中元素的含量。
分析性的扫面电子显微镜（TEM）通过一个电子场发射枪（FEG-STEM, FEI TECNAI TM G2, 200 kV, Netherlands)与Fischione高角环形暗场探测器(HAADF)对装载在Ti格上的小的电化学制样进行扫描。
这步方案与扫描单元结合，将会使得HADDF在STEM的模式下用高的分辨率进行分析。
（探针大小＜1nm）。
图1（a）给出了直径分别为12mm和15mm的带状与棒状试样的XRD花样。
直径小于12mm的试样有着宽的漫反射峰，说明合金为非晶态。
这是迄今为止所知道的铜基非晶合金中直径最大的。
合金的另外一个显著的特征则是他的大的过冷液相区'，Tx= ~115 °C（图1（a）中的插入）。
图1（b）为准静态压缩时的应力-应变曲线，给出了大小为∼2GPa的力和大的断裂应变.∼8.5％。
表1 列出了近来合金研究的其他的典型的热机械性能的对比。
图1
表1
3.结果与讨论。
图2（a）给出了直径为1mm的Cu43Zr43Al7Be7毛坯铸件在HRTEM下的图像。
它给出了一个完整的非晶结构以及相比之下结构偶遇成分之间的波动与联系的显著不同。
然而，如图2（b）所示，HAADF-STEM图像显示出一个黑灰对比的独立结构相。
在HAADF-STEM模式下对试样进行扫描得到成分的周期性变化，如图2（c）所示，表明存在着一个分离相。
如图2（b）所示的相位分离被
认为是由于合金元素（这里是Al和Be）和主要元素（Cu和Zr）混合焓相差很大。
Cu43Zr43Al7Be7中Al-Zr 和Al-Cu两对之间的混合焓分别为44和1kJ/mol（在图2（b）中的表所见）。
因此，铝原子易于代替Cu与Zr结合。
事实上，图2(a)中富AL区的位置与富Zr区一致。
然而，由于TEM分析的局限性，这项研究结果不能确定Be的聚集。
不过，鉴于知道Be与Zr（43kJ∕mol）和Cu（0 kJ∕mol）的集合焓，就差不多可以得知其余Al 的，Be的聚集特性应该与Al 的相似。
因此，双向合金之间混合焓的差异引起了原子尺度的不均匀的混合，导致了局部组分分离。
图2
与局部组分分离有关的不均与混合能够使得局部原子排列密度减小的可能性增大。
因此，当Cu43Zr43Al7Be7合金局部相分离引起局部空缺结构时，结构发生改变，例如，在此期间过剩自由量的形成与纳米晶的增加。
因此，过剩自由量与纳米晶开始在优先位置形成剪切带，为合金的塑性的增加起到了很重要的作用。
微观结构的变化能力可以通过测量整体的结晶激活能来测得。
这表明有松散排列结构的合金有着低的结晶活化能与高的塑性或Cu50Zr43Al7合金的活化能大约为
280kJ∕mol，这大大的低于其他的有相似元素的非晶合金（350~420kJ/mol），如表1 所示，这将对高塑性合金的研制给予了支持。
考虑到少数的非晶合金能被铸成厘米级别的，尤其是铜合金，检测这些合金的GFA是有趣的。
众所周知，有着大的GFA的非晶合金可以通过获得成分原子的随机密集排列来合成。
原子的有效排列增进了非晶合金液相稳定性，可以用γ参量定量评估。
因此，γ值在很久以来被用来预测GFA。
除过散射，γ值与GFA 在文献中有着一个很强的依赖关系log(GFA) =8.39 + 22.07J。
在Cu50-x Zr43Al7Be x合金系中，γ值和相关的GFA被测得，作为 Be成分含量的函数，试图去获悉Be成分含量与CFA之间的联系。
如图3 所示，合金系的g值受到Be含量的严重影响---Be含量由0增加到7％相应的g值由0.143增加到0.440.相应的，铸件的临界直径由3mm增加到12mm。
然而，这种测得的GFA（12mm）与预测的得（21mm，γ=0.440）相比要小。
Be 的存在且溶解入合金被认为引起这种失谐。
然而，TEM分析的局限性使得无法精确的确定Be在原子尺度中数量与位置。
因此，图2 中检测到的的原子尺度相分离支持同时使得GFA和塑性增进的合理的模型。
图3 图4
确信预测值与测得值之间的差异来自于二元相对，Be(Al)-Zr 和 Be(Al)- Cu之间的混合焓的差异，防止了元素的混合不均匀。
由于与Zr有着大的副的混合焓，因此Be和Al易于与Zr结合，同时，他们易于被从Cu中置换出来，于是阻碍了Cu与Zr之间的结合。
这意味着Be和Al空间分离合金系统的主要成分Cu和Zr，阻止合金系中主要的结晶相金属间化合物CuZr的形成。
图4（a）中尽管合金原子排列为开放结构，但主要元素(Cu和Zr)被空间分离，这种原子尺度成分上的分离使得两个主要元素Cu和Zr的结合更为困难，当加入与Cu和Zr 结合混合焓相对小的元素时将回阻止晶化过程。
如图4（b）所示。
4.结论。
总之，在Cu-Zr-Al合金系统中增加Be不仅促进合金的开放结构在原子尺度上的分离，同时还能抑制Cu-Zr由于Cu的局部分离所造成的结晶化现象，并且同时提高了合金的塑性与GFA。
5.致谢。
该研究成果由21世纪纳米结构材料技术发展边界计划（06K1501-01210）和韩国国家科技基础研究项目（R01-2004-000-10891-0）所认可。