专题系列中科院金属所何杰研究员相分离非晶合金研究进展与展望

　　非晶合金原子排列具有短程有序、长程无序的特性。相对晶态合金来说，非晶合金展现出高弹性极限、低弹性模量、良好的耐腐蚀和耐磨损、超热塑性变形能力、优异的磁性能等特点，在机械、电子、国防以及化工等方面具有广泛的应用前景。根据增强相引入方式的不同，制备金属玻璃基复合材料的方法可以分为外加法和内生法两种。
　　相分离合金（即偏晶合金）是一类相图上存在稳态或亚稳态组元液态不混溶区域（LiquidMiscibilityGap）的合金系，两种液相互不混溶并以平衡状态共存，形成类似油水分离的结构。在已知的二元合金相图中，相分离合金系约占20。研究相分离合金对设计新型材料和提升传统材料性能具有重要意义。对比非晶基复合材料液固相变内生法制备，相分离液液相分离为复相非晶合金设计提供了新思路。AB二元相分离合金在冷却过程中，发生液液相分离，形成互不混溶的A和B两液相。在通常凝固条件下，互不混溶A和B两液相分别凝固形成晶态组织结构，获得晶态晶态型原位内生复合材料。近年来在该类复合材料的凝固过程及其组织控制研究方面已取得了显著进展。如果使液液相分离合金中其中一个或两液相发生玻璃转变，那么可以设计相分离非晶合金。如果把分离的两个液相视为互溶度极低的两个单质金属熔体，在超快冷速（1014Ks）条件下才有可能发生玻璃转变，可见单质金属的非晶形成能力非常低。在现有制备技术下，很难使二元相分离合金分离形成的两液相发生玻璃转变而直接制备相分离非晶合金。
　　中科院金属所何杰研究员组织了相分离合金组织调控专题，并发表2022年第42卷第12期《特种铸造及有色合金》杂志上，何杰研究员将从设计、组织结构调控以及性能等方面介绍相分离非晶合金的研究进展。
　　作者简介
　　〔何杰〕
　　何杰，研究员、博士生导师、创新课题组组长、德国洪堡学者、沈阳市政协委员，主要从事合金相分离理论及前沿材料设计、高性能铝合金及贵金属合金等材料研发、关键战略金属绿色循环与利用等方面的研究工作。
　　课题组或部门研究成果简介
　　发表SCI论文200余篇，授权国家发明专利近40项，编著和参编专著4本，获省部级科学技术奖励一等奖1项、二等奖3项，获省部和市级人才奖励与称号5人，与企业合作的多项研究成果实现产业化。
　　1。相分离非晶合金成分设计模型
　　相分离合金在冷却过程中液液相分离形成两个不混溶液相，且两个液相分离的成分随着温度发生变化，这比单相非晶合金熔体冷却过程更为复杂和不可控。HEJ等提出了相分离非晶合金设计新思路。利用金属原子间的相互作用，在合金熔体冷却过程中溶质原子在两分离液相中发生选择性分布，使其中一个液相或者两液相的合金成分演变成为共晶成分，从而具有较好的非晶形成能力。
　　图1相分离双相非晶相块体金属玻璃材料设计模型
　　2球晶粒子非晶基体型相分离非晶合金
　　AlPb是典型的二元液液相分离合金，凝固后可获得Pb粒子均匀分布于Al基体中的晶态晶态型原位复合组织。为了获得球形晶态Pb粒子Al基非晶基体型相分离金属玻璃材料，合金熔体冷却过程中基体富Al液相则发生玻璃转变，形成Al基非晶合金基体，而富Pb液相发生凝固结晶，形成球形晶态Pb粒子相。为了使Al液相具有较好的非晶形成能力，将AlPb基合金液液相分离过程中的Al液相设计成为Al基合金深共晶系。在液态基体Al中添加其他的合金元素X，Y和Z，满足AlX，AlY和AlZ合金的混合焓为负，使X，Y和Z原子与Al原子具有较好的亲和力；同时，X，Y和Z应分别与元素Pb具有正的混合焓，使X，Y和Z原子分别与Pb原子产生相互排斥。选取的添加元素X、Y和Z绝大部分分布于Al液相中，而不溶解于富Pb液相。在AlPb二元液液相分离合金的基础上，选取合金元素Ni，Co和Y。AlNi，AlCo和AlY混合焓分别为22，19和38kJmol，且可形成Al基合金的共晶系，具有较好的非晶形成能力。Ni、Co和Y分别与Pb具有正的混合焓，形成组元液态不混溶，添加元素Ni、Co和Y将不溶解于富Pb液相中。
　　图2基于AlPb二元液液相分离合金设计球晶粒子非晶基体型复合材料的模型
　　图3为Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金在电弧熔炼和单辊旋甩法急冷条件下的凝固组织。
　　（a）电弧熔炼（b）单辊旋甩法
　　图3Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金在电弧熔炼和单辊旋甩法急冷条件下的凝固组织（FS和WS分别表示薄带的自由面和贴辊面）
　　图4为Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带的TEM明场像及对应的选区电子衍射图。可以看出，薄带中存在两个不同的相，基体中含有球形初生相，粒子与基体间界面清晰光滑，见图4a。选区电子衍射（见图4b）进一步证实球形粒子是Pb晶体相，其晶格常数a0。4914nm。根据基体选区电子衍射照片（见图4c），可确定合金薄带的基体相具有非晶态结构特征。对图4a中浅色基体区域X进行局部放大分析，结果表明，在浅色基体区域仍然存在一些富Pb晶态球形粒子。采用图像软件，分析了图4a和图5中的粒子尺寸分布，结果见图6。
　　图4快速凝固Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带的TEM明场像和沿晶带轴球形富Pb粒子的电子衍射图以及基体选区电子衍射图
　　图5图4a浅色基体区域X的局部放大TEM图像
　　图6快速凝固Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带的TEM明场像（图4a）和基体局部X放大图像（图5）中粒子尺寸分布
　　采用单辊熔甩快淬法制备无Pb的Al85。37Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带试样，对比分析Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带的热稳定性，结果见图7。
　　（a）快速凝固（aa）Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95和（ab）无Pb的Al85。37Ni4。88Y7。8Co1。95合金（b）773K退火后的Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金
　　图7快速凝固Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95和无Pb的Al85。37Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带的DSC曲线（升温速率为0。667Ks）以及773K退火后的Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带试样在加热和冷却速率均为0。333Ks下的高温DSC曲线
　　组元Pb可降低铝基非晶合金的热稳定性。分析认为，导致该非晶复合材料热稳定性降低的原因主要是合金成分的变化和富Pb晶体粒子成为可基体晶化异质形核的质点，组元Pb促进了铝基非晶合金基体的晶化。图8快速凝固Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带在550K退火后的TEM图像。Al在铝基非晶合金基体中的晶态Pb粒子与铝基非晶基体间的界面处析出；550K退火后的合金薄带由fcc的Pb和Al以及铝基非晶合金基体组成。
　　图8快速凝固Al82。87Pb2。5Ni4。88Y7。8Co1。95合金薄带在550K退火后的TEM图像和XRD谱
　　3。非晶粒子非晶基体型相分离非晶合金
　　NbY是一种液液分离温度较高的相分离合金（NbY间混合焓为30kJmol），凝固后可获得Y粒子均匀分布于Nb中的晶态晶态型原位复合组织。为了获得球形非晶粒子非晶基体型相分离非晶合金，合金熔体冷却过程中形成的富Nb和富Y两分离液相均需发生玻璃转变，形成富Nb和富Y两非晶相。为此，将NbY相分离合金中的富Nb和富Y两液相的成分设计成两个深共晶系。若只选取一个添加元素M，那么MNb和MY必须都为共晶合金系，原子M与Nb及原子M与Y都表现出较好的亲和性，而原子Nb与Y间产生强烈的排斥作用。在NbY二元液液相分离合金的基础上，选取合金元素Ni，设计Nb（45x）YxNi55多元合金。
　　（a）Nb36Y9Ni55（b）Nb26Y19Ni55（c）Nb18Y27Ni55
　　图9单辊熔甩快淬法制备的Nb36Y9Ni55、Nb26Y19Ni55和Nb18Y27Ni55合金薄带的显微组织
　　图9为单辊熔甩快淬Nb（45x）YxNi55（x9，19，27）合金薄带试样的凝固组织。NbYNi合金在冷却过程中发生了液液相分离，形成两液相。采用EDX分析了黑色和灰色相区的化学成分，结果见表1。灰色和黑色区域分别为富Nb和富Y相。对于Nb36Y9Ni55和Nb18Y27Ni55合金的第二相的体积分数相对较小，其组元液态互溶温度相对较低。因此，在加热重熔过程中，合金熔体在喷射之前以达到单一液相，在冷却穿越组元液态不混溶区域时，液液相分离以形核长大方式进行，最终形成第二相弥散分布于基体的组织，见图9a和图9c。Nb26Y19Ni55合金的组元液态互溶温度相对较高，由试验条件限制，熔体温度不足以形成单一液相，在喷射时合金熔体为富Nb和富Y两液相组成，因而凝固后形成相分离尺度较大的组织，见图9b。图10为快淬NbYNi合金薄带的XRD谱。可以看出，3种合金的XRD谱都存在明显的漫散峰，但在Nb36Y9Ni55和Nb26Y19Ni55合金试样中仍存在一些晶态相；Nb18Y27Ni55合金试样中没有晶态相的衍射峰，结合图9c可知，该合金试样是富Nb非晶粒子富Y非晶基体型相分离非晶合金。
　　图10单辊熔甩快淬法制备Nb36Y9Ni55、Nb26Y19Ni55和Nb18Y27Ni55合金薄带的XRD谱
　　图11为Nb18Y27Ni55合金快淬试样的TEM图像和选区衍射。可以看出，第二相粒子与基体间界面圆滑，合金在冷却过程中发生了液液相分离，形成富Y和富Nb两液相。Nb18Y27Ni55合金试样中富Nb粒子的尺寸主要集中分布在100200nm。选区衍射分析结果进一步表明，快淬的Nb18Y27Ni55合金薄带中两分离相均为非晶态结构。同时也进一步证实富非晶粒子非晶基体型相分离非晶合金设计模型具有普适性。
　　（a）TEM图像（b）基体相的选区衍射分析（c）第二相粒子的选区衍射分析
　　图11单辊熔甩快淬法制备的Nb18Y27Ni55合金薄带的TEM图像和基体相与第二相粒子的选区衍射分析
　　4相分离块体非晶合金及其性能
　　4。1主组元稳态相分离型
　　近年来，研究者提出了双偏晶双共晶双非晶设计模型。CeZr是一种液液相分离合金，CeZr间混合焓为12kJmol，合金熔体冷却过程中发生液液相分离，形成富Ce和富Zr两液相。为了使富Ce和富Zr两分离液相均发生玻璃转变，形成富Ce和富Zr两非晶相，将CeZr相分离合金中的富Ce和富Zr两液相的化学成分设计成两个深共晶系。一方面，使选取的元素C和D，在原子间相互作用下选择性分别分布在富Ce和富Zr液相中，形成CeC和ZrD两个深共晶合金系。在CeZr二元液液相分离合金的基础上，选取Cu和Co作添加元素，设计CeZrCuCo四元合金，见图12。元素Ce、Zr、Cu和Co任意两者之间的混合焓见图13。因为Cu和Co原子间发生相互排斥，在CeZrCuCo四元合金系中，由于多原子间的相互作用，元素Cu和Co分别分布在富Ce和富Zr液相中，见图14，可以形成图12中的具有共晶成分的CeCu和ZrCo两液相。EDX分析表明，图14a中灰色富CeCu基体和黑色富ZrCo粒子区域的平均成分分别约为Ce70。4Cu26。3Co2。8Zr0。5和Zr61。5Co31。3Cu4。9Ce2。3。如果将组元Co与Cu作为相似元素来折算，富CeCu和富ZrCo区域的化学成分分别接近二元CeCu和ZrCo合金系的共晶成分Ce72Cu28和Zr65Co35。
　　图12基于双共晶双非晶设计思想构建的CeZrCuCo四元双非晶相块体金属玻璃的基础合金
　　图13元素Zr、Ce、Co、Cu任意两者之间的混合焓（kJmol）以及优化的（Ce0。85Zr0。15）73（Cu0。80Co0。20）27四元合金
　　（a）SEM凝固组织图像；（b）（e）分别为对应元素Ce，Cu，Zr和Co面分布图
　　图14（Ce0。85Zr0。15）73（Cu0。80Co0。20）27合金的凝固组织和元素面分布图
　　采用单辊熔甩快淬制备（Ce0。85Zr0。15）73（Cu0。80Co0。20）27四元合金薄带，可以获得上述非晶粒子非晶基体型相分离非晶合金（如NbYNi合金系）。为了设计CeZr基双非晶相块体非晶合金，HEJ等、孙小钧等研究发现，在CeZr二元合金中添加元素Cu和Co以外，同时还要添加能增强共晶成分的CeCu和ZrCo两液相双非晶形成能力的元素E，并且要求元素E同时分布在富CeCu和富ZrCo两液相中，使成分为CeCuE和ZrCoE的两液相都具有较强的非晶形成能力。为此，在（Ce0。85Zr0。15）73（Cu0。80Co0。20）27四元合金的基础上，优选添加元素Al，将合金进一步优化设计成（100x）Alx。通过铜模吸铸试验，研究了Al含量对直径为2mm的棒状试样凝固组织和相结构的影响规律。当x6时，合金试样完全为晶态结构，主要由多个晶态相组成。随着Al含量进一步增加，XRD衍射图谱当中出现了明显的漫散峰，并且x12时240。8位置的晶态相衍射峰与x15时233。9位置的晶态相衍射峰交替出现。但当Al含量进一步增加到x18时，合金凝固过程中再次形成了多个复杂的晶态相。随着Al含量的增加，（100x）Alx合金的双非晶形成能力先提高后降低。
　　当Al含量增加到15时，富ZrCo液相的非晶形成能力得到了提高，铜模铸造过程中发生了玻璃转变，但富CeCuAl基体液相的非晶形成能力有所降低，在直径为2mm的棒状试样中没有完全转变成非晶态结构，85Al15合金熔体在冷却过程中液液分离形成的富CeCuAl液相的非晶形成能力低于富ZrCoAl液相。由此，进一步提出了提高85Al15合金非晶形成能力的合金设计方法：化学性质相似稀土元素部分替代法，具体用Ce12La12或Ce14La14Pr14Nd14替代85Al15合金中Ce组元。元素La，Pr，Nd与Ce为化学性质相似稀土元素，其与元素Zr的混合焓为正。试验以及热力学计算结果均表明，当在85Al15合金中加入少量La、Pr或Nd时，多元合金熔体冷却过程中液液相分离仍然发生，而且相似稀土元素La、Pr，Nd主要富集在富CeCuAl液相中。因此，CeZr基双非晶相块体金属玻璃合金设计成85Al15，其中RE表示混合稀土（La12Ce12或La14Ce14Pr14Nd14）。采用铜模铸造方法制备直径为2mm的棒状试样。另外，以RE被La12Ce12混合稀土替代时合金（S8）试样中基体（L1）的平均成分Ce29。09La29。39Zr1。18Cu24。34Co1。45Al14。55和粒子（L2）的平均成分Ce2。11La1。72Zr55。65Cu7。71Co17。23Al15。58，分别采用铜模铸造法制备直径为2mm的L1S8和L2S8合金试样，其X射线衍射分析结果见图15a。可见，L1S8和L2S8合金试样均为非晶态结构。L1S8试样为稀土基非晶合金，L2S8试样为Zr基非晶合金，其漫散射峰的2值不同。RE分别被La12Ce12和La14Ce14Pr14Nd14混合稀土替代时，85Al15合金试样双非晶相块体非晶合金，XRD谱表明其由RE基非晶合金基体和Zr基非晶粒子组成。因此，采用相似稀土元素部分替代，可抑制了富RE合金基体中晶态相的形成（见图15b），有助提高该合金的双非晶形成能力，从而获得相分离块体非晶合金。
　　（a）不同合金S6（85Al15）、S8（85Al15（RECe50La50）、S9（85Al15（RECe25La25Pr25Nd25））合金试样的XRD分析图谱；（b）S8试样的凝固组织SEM图像
　　图15合金试样相形成和组织形貌分析
　　根据85Al15（RELa14Ce14Pr14Nd14）合金（S9）中基体平均化学成分Ce14。58La14。94Pr14。67Nd14。33Zr1。14Cu23。85Co2。21Al14。28，采用铜模铸造法制备了成分为Ce15。72La14。94Pr14。67Nd14。33Cu23。85Co2。21Al14。28的无Zr单相块体混合稀土基非晶合金试样L1S9。对直径为2mm的S9和L1S9柱状试样开展轴向压缩力学试验，其应力应变关系曲线见图16。在压缩过程中稀土基单相非晶合金展现约1。5弹性变形后开始断裂，断裂强度为（583。320）MPa。稀土基双相非晶合金S9在变形成过程中首先经历约2的弹性变形阶段，然后是约（0。70。2）压缩塑性变形，随后开始断裂，其断裂强度为（81020）MPa。由此可见，在单相稀土基非晶合金RECuAl中原位内生形成的ZrCoAl非晶态粒子可起到强韧化作用，相对而言双相非晶合金展现出压缩塑性，尤其是其强度显著提高了39。图17为RE被La14Ce14Pr14Nd14混合稀土替代时的相分离块体非晶合金（S9）试样轴向压缩试验试样的断口SEM形貌。可以看出，S9双相非晶合金的断口呈现了典型的脉状花样，脉纹分布在整个试样的断裂面上（见图17a），在断面上有大量的富Zr的非晶粒子（见图17b）。Zr基非晶较RE基非晶通常具有更高的硬度和强度，因此该双相非晶合金压缩变形过程中当剪切带遇到富ZrCoAl非晶粒子时，富ZrCoAl非晶粒子能阻碍剪切带快速扩展，使剪切带绕行粒子，产生多重剪切带，见图16中插图。
　　图1685Al15中RE被La14Ce14Pr14Nd14混合稀土替代时的相分离块体非晶合金（S9）和L1S9稀土基单相非晶合金试样的轴向压缩应力应变曲线，插图为S9合金压缩试验试样侧面局部微区域观察到的富Zr非晶粒子与剪切带之间的作用
　　（a）宏观形貌；（b）局部放大
　　图17RE被La14Ce14Pr14Nd14混合稀土替代时的相分离块体非晶合金（S9）试样轴向压缩试验试样断口SEM形貌
　　4。2次组元亚稳态相分离型
　　上述合金系发生液液相分离的元素是主组元（如Ce与Zr），形成两个互不溶的溶剂X和X’，所添加的元素Y和Z以溶质形式分配在溶剂X和X’中，形成Y型主组元稳态分离组织与结构，见图18a；若合金中次组元发生相分离，所添加的元素D及相分离组元B和C均溶解在溶剂A中，形成菱形次组元亚稳相分离组织与结构，见图18b。
　　（a）主组元（b）次组元
　　图18主组元稳态分离组织与结构和次组元亚稳相分离组织与结构
　　CuFe是亚稳液液相分离合金。图19为（Cu1xFex）33Zr59Al8合金亚稳态液液不混溶区及凝固组织示意图。可以看出，通过调控合金成分和冷却速率，发生形核长大机制形成弥散液滴结构，见图19a，或者发生调幅分解机制形成两相互联结构，见图19c。当合金成分为X1和X3时，温度高于临界组元互溶温度Tc，单一均匀的合金熔体温度降低时，单一均匀的合金熔体会进入亚稳区域，通过形核长大机制发生液液相分离，随着温度进一步降低到Tg，两分离液相分别发生玻璃转变，最终形成第二相液滴弥散分布于基体的组织结构，见图19b；当合金成分为X2时，随着温度降低，单一均匀的合金熔体会进入失稳区域，通过调幅分解机制发生液液相分离，，温度进一步降低到Tg时，两分离液相分别发生玻璃转变，最终形成互联状组织结构。
　　（a）X1或X3弥散液滴结构示意图（b）液液不混溶区域及不同成分的组织示意图（c）X2两相互连结构示意图
　　图19（Cu1xFex）33Zr59Al8合金液液不混溶区及凝固组织示意图
　　图20为直径为1。5mm的（Cu1xFex）33Zr59Al8合金棒状试样的HRTEM照片。由图20a可以看出，（Cu0。4Fe0。6）33Zr59Al8合金呈明显的无序结构，为典型的非晶组织，表明该合金在冷却过程中没有发生液液相分离。由图20b和图20c可以看出，随着Fe含量的降低，（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8和（Cu0。7Fe0。3）33Zr59Al8合金在冷却过程中则发生了相分离，这表明CuFe二元合金的液液不混溶区域可延伸到（Cu1xFex）33Zr59Al8体系中。该合金中含有高数量密度的纳米尺度的富Fe非晶粒子（浅灰色区域），灰色区域为富Cu非晶基体，Zr和Al元素在两相中呈现均匀分布。两种合金的蜂窝状组织特征，与Ni77。5P22。5纳米金属玻璃的组织结构十分相似。CuFeZrAl合金中任意两组元的混合焓分别为HCuFe13kJmol，HFeZr25kJmol，HCuZr23kJmol，HFeAl11kJmol，HCuAl1kJmol，HZrAl44kJmol。由于Fe和Cu之间存在较大的正混合焓，Fe和Cu元素在合金凝固过程中会相互排斥，从而形成富Cu相和富Fe相。另一方面，由于Fe和Cu分别与Al或Zr的混合焓相当，Al或Zr在富Fe和富Cu区域呈现近均匀分布。同时，Cu和Fe元素的原子半径相对于Zr和Al元素较小（rFe0。127nm，rCu0。128nm，rZr0。612nm，rAl0。143nm），通过文献可知，在ZrCu和ZrFe合金中Cu和Fe的扩散速度约是Zr元素的100倍。从动力学角度来看，富Cu相和富Fe相的团簇在过冷液体中更容易被分散。由于Zr和Al的原子半径大于Cu和Fe，这些被分散的团簇的迁移将会被Zr和Al元素所抑制，因此也会形成富Cu区和富Fe区。定量金相分析表明，（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8合金中第二相粒子尺寸为26nm，见图20d。对于（Cu0。7Fe0。3）33Zr59Al8合金，由于其第二相粒子太小，难以进行准确的定量分析。比较（Cu1xFex）33Zr59Al8合金的凝固组织可以发现，通过调控Cu与Fe原子比，可以起到调控合金凝固组织的作用。
　　（a）（Cu0。4Fe0。6）33Zr59Al8，（b）（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8，和（c）（Cu0。7Fe0。3）33Zr59Al8
　　图20直径为1。5mm的（Cu1xFex）33Zr59Al8亚稳型相分离非晶合金HRTEM图像
　　对铜模吸铸的直径为1。5mm的（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8合金柱状试样（高：径2：1）开展不同应变（3。5、7、110）压缩试验，其应力应变曲线见图21。当应变达到110过程中，快速凝固的（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8合金柱状试样没有出现传统非晶合金断裂现象，直至柱状试样压缩成饼状，见图21左上角插图。分析认为，该次组元亚稳态相分离块体非晶合金表现出超级的压缩形变性能，主要是由于次组元Cu与Fe发生了纳米尺度的相分离，形成了非均匀性组织结构。可见，相分离导致产生非均匀结构，有助于提高块体非晶合金的室温塑性形变性能。
　　图21铜模吸铸的直径为1。5mm的（Cu0。55Fe0。45）33Zr59Al8合金试样的应力应变曲线
　　5。总结与展望
　　综述了相分离非晶合金研究进展，从相分离合金凝固特性出发，提出了由液液相分离现象设计相分离块体非晶合金的新思路，建立了相分离非晶合金的双偏晶双共晶双非晶成分设计原理，通过球晶粒子非晶基体型和非晶粒子非晶基体型两种相分离非晶合金的成功制备，验证了合金成分设计的合理性，同时阐明了相分离块体非晶合金熔体在冷却过程中两分离液相的凝固行为及其相形成机理。与单相非晶合金相比较，主组元稳态型相分离块体非晶合金的室温塑性提高有限，但次组元亚稳态型相分离块体非晶合金的室温塑性得到显著提高。近年来，虽然相分离非晶合金研究方面取得了显著进展，但是仍然存在尚未解决的科学问题，如该类多组元合金相分离的动力学和热力学规律研究不足、液液相分离过程中玻璃转变机制以及相分离与玻璃转变之间的交互作用尚不清楚、相分离非晶合金独有的物理和化学性能有待进一步发掘。另外，单相非晶合金的形成相比较，相分离非晶合金的形成更为复杂，合金熔体在冷却过程中两分离液相的非晶形成能力随温度发生变化，这给相分离非晶合金的凝固过程控制以及制备带来了巨大挑战，同时促进了相分离合金和非晶合金研究领域交叉的形成，有助早日揭示非晶合金玻璃化转变谜团。
　　【文献引用】
　　何杰，杨强龙，冯浩轩，等。相分离非晶合金研究进展与展望〔J〕。特种铸造及有色合金，2022，42（12）：14531463。
　　HEJ，YANGQL，FENGHX，etal。Researchprogressinimmisciblealloysandprospect〔J〕。SpecialCastingNonferrousAlloys，2022，42（12）：14531463。