蔣東陽，吳念初,2，連景寶，王 蕤，楊雪峰

(1.遼寧石油化工大學(xué) 機械工程學(xué)院，遼寧 撫順 113001；2.中國科學(xué)院 金屬研究所，沈陽 110016)

由于Al基金屬玻璃具有超高的強度和優(yōu)異的耐蝕性，有望在工程材料上獲得廣泛應(yīng)用.然而，截止目前，最大的鋁基金屬玻璃直徑僅有2.5 mm[1-3]，這是目前能夠形成非晶體系中形成能力最差的體系，如此低的玻璃形成能力極大地制約其應(yīng)用，因此，提高鋁基金屬玻璃的形成能力，獲得大尺寸塊體金屬玻璃，是實現(xiàn)其工程化應(yīng)用的前提條件.

最近，研究人員已經(jīng)提出許多有關(guān)玻璃形成能力的熱力學(xué)判據(jù)[4]和理論模型[5-6]，目的都是解決玻璃形成能力這一難題.眾所周知，著名的熱力學(xué)判據(jù)—約化玻璃轉(zhuǎn)變溫度(Trg)，它與玻璃形成能力密切相關(guān)，但是，對于Al-TM-RE三元合金體系，其玻璃形成能力卻背離Trg判據(jù).玻璃形成能力從本質(zhì)上是由原子結(jié)構(gòu)決定的，為此，Miracle等人提出了有效密排團(tuán)簇模型 (ECP) model[5]，可有效地預(yù)測大部分的強玻璃形成能力體系，但是用于Al基金屬玻璃合金設(shè)計，其成分預(yù)測偏差較大，其根本原因是ECP模型僅僅考慮了原子之間的拓?fù)浣Y(jié)構(gòu)特點，忽略了原子之間化學(xué)作用對整個非晶結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的影響，而對于Al基金屬玻璃，其原子之間的化學(xué)作用(例如：Al和TM)對結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性起到很大作用，所以該模型失效.在此之后，在ECP模型的基礎(chǔ)上，針對Al基金屬玻璃的特殊性，提出了有效原子密排化學(xué)耦合模型[7-8].此外，利用第一性原理和反蒙特卡洛分子動力學(xué)的模擬[9], Sheng和Shi系統(tǒng)研究了Al-Ni-La、Al-Y-La和Al-Ni-Y-La金屬玻璃中原子排列結(jié)構(gòu)的差異[10-11].然而，以上這些原子結(jié)構(gòu)模型和計算機模擬都是從原子角度研究玻璃形成能力與合金成分的強烈相關(guān)性，卻不能揭示RE元素和TM元素對影響Al-TM-RE三元合金體系玻璃形成能力的本質(zhì).我們假想是否可以從原子結(jié)構(gòu)角度深入到電子結(jié)構(gòu)角度去揭示RE元素和TM元素對影響Al-TM-RE三元合金體系玻璃形成能力的本質(zhì)，也就是說，是否可以從電子結(jié)構(gòu)變化角度去解釋玻璃形成能力對元素敏感性影響的本質(zhì).

有關(guān)金屬玻璃電子結(jié)構(gòu)對結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性的影響很早就有研究者研究.對于沒有含TM元素的金屬玻璃，從頭計算方法的贗勢方法用于計算原子之間的相互作用.Hafner[12]建立了金屬間化合物拓?fù)渚o密排列的形成和玻璃形成之間的關(guān)系，而對于含有TM原子的金屬玻璃(例如：Al-TM-RE)，由于Al原子和TM原子之間強烈軌道雜化效應(yīng)的影響，Hafner提出的方法失效.此外, Nagel和Tauc[13]在費米面和偽布里淵區(qū)作用機制的基礎(chǔ)上體提出了金屬玻璃的Hume-Rothery 穩(wěn)定機制，其基本思想是：在倒易空間中，費米面的直徑為2KF，偽布里淵區(qū)的直徑是KP，當(dāng)兩者相切的時候，也就是2KF=KP，金屬玻璃結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性增強，費米能級處的電子態(tài)密度達(dá)到最低，體系能量最低，結(jié)構(gòu)最穩(wěn)定.該理論用于Al-TM-RE合金體系，sp-d電子軌道雜化效應(yīng)對費米面尺寸(2KF)有很大影響，這種作用的影響類似于上面所說的同時含有TM元素和非過渡族元素的化合物.也就是說，雖然Al和TM之間軌道雜化效應(yīng)的存在，但這種費米面和偽布里淵區(qū)相互作用機制仍然適用.同時，偽布里淵區(qū)的尺寸(KP) 主要是由Al和RE之間的靜態(tài)原子結(jié)構(gòu)決定.這表明在Al-TM-RE三元合金體系中TM原子和RE原子對玻璃形成能力的影響可以通過比較2KF和KP的大小定量表征.

本文的研究目的就是從電子結(jié)構(gòu)穩(wěn)定性角度，探究Ni原子和Y原子對Al-Ni-Y三元金屬玻璃的玻璃形成能力影響的本征機理.在Al基三元合金體系中，Al-Ni-Y合金是玻璃形成能力最強的體系[8,13-14].Ni元素作用是調(diào)節(jié)電子軌道雜化效應(yīng)，改變費米面的大?。籝元素作用是改變靜態(tài)結(jié)構(gòu)，改變偽布里淵區(qū)的尺寸.KF和KP通過電子能量損失譜(EELS)、X射線衍射(XRD)和X射線光電子能譜(XPS)間接得到.KP和2KF接近程度決定了Al-Ni-Y合金的玻璃形成能力的強弱.

1 Al-Ni-Y三元合金體系中費米面和偽布里淵區(qū)相互作用機制

非晶合金的形成和結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性都是由電子系統(tǒng)和靜態(tài)原子系統(tǒng)相互耦合而產(chǎn)生的球周期共振所決定的.在電子系統(tǒng)中，產(chǎn)生的費米面，其大小(2KF)由近自由電子模型決定，具體表達(dá)式如下[16]：

(1)

其中，n0代表平均原子數(shù)密度，Z代表平均價電子數(shù).對于Al-Ni-Y玻璃形成體系，Al-3p態(tài)和Ni-3d態(tài)之間存在強烈的電子軌道雜化效應(yīng)，這將會降低體系的傳導(dǎo)電子態(tài)密度，影響費米面和偽布里淵區(qū)相互作用.在這種情況下，真實的電子態(tài)密度將背離近自由電子模型(公式(1)不適用)，此時，總的電子態(tài)密度可以分成兩部分，一部分是自由電子(ZFEM)的貢獻(xiàn)，另一部分是Al-3P 和 Ni-3d之間雜化電子(Zhyb)的貢獻(xiàn)，2KF可以寫成[17]：

(2)

偽布里淵區(qū)尺寸(KP)表征靜態(tài)原子結(jié)構(gòu)特性,KP值可以利用X射線衍射圖像中偽布拉格峰的位置(非晶合金中的“饅頭峰”)獲得，其關(guān)系式為

(3)

其中，X射線的波長λ=0.1542 nm，θ是譜線中主峰(饅頭峰)的峰位.

在K空間(實空間)中，當(dāng)滿足KP= 2KF時，整體結(jié)構(gòu)達(dá)到理想共振態(tài)，代表兩個系統(tǒng)(電子系統(tǒng)和靜態(tài)原子系統(tǒng))相互耦合，達(dá)到平衡狀態(tài)，最終導(dǎo)致費米能級初電子態(tài)密度達(dá)到最低[15].

下面我們考慮在三元合金體系中，Ni原子和Y原子對費米面和偽布里淵區(qū)的影響.通常分為兩種：一種是Al-Ni-Y中Ni原子的影響，Al-3p和Ni-3d之間電子軌道雜化，其改變了3d軌道的有效電子數(shù)，最終導(dǎo)致費米面尺寸(KF)變化；另一種是Al-Ni-Y中Y原子的影響，Y原子和Al原子之間不存在電子軌道雜化效應(yīng)，而Y原子半徑在體系中最大，且遠(yuǎn)大于Al主元的原子半徑，因此，Y原子通過改變靜態(tài)原子結(jié)構(gòu)來改變偽布里淵區(qū)的大小(KP).綜上所述，為了定量化Ni原子和Y原子對玻璃形成能力的影響，我們提出了電子結(jié)構(gòu)判據(jù)，δ=|KP-2KF|.

在下文中，我們從實驗上確定KP和 2KF的值.利用公式(2)可以得出KF，公式中的各個參量可以用電子能量損失譜和X射線光電子能譜實現(xiàn)定性和定量化表征.KP的值可以通過X射線衍射，利用公式(3)求得.為了進(jìn)一步衡量費米能級出電子態(tài)密度的影響，利用綜合物性測量系統(tǒng)(PPMS)和XPS價帶譜測量不同合金成分的低溫比熱，獲得低溫電子比熱系數(shù)(γ)的值，通過低溫電子比熱系數(shù)可以間接反映費米能級處電子態(tài)密度的大小.

2 實 驗

2.1 材料和樣品的制備

電弧熔煉法制備Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)母合金.原始材料(Al、Ni、Y)的純度高于99.9%，按照原子百分比配比，在Edmund Bühler(Compact Arc Melter MAM-1)中真空電弧爐制備.電弧熔煉爐采用水冷銅坩堝，Ti球吸收氣氛中的氧氣及其他雜質(zhì)，用來純化保護(hù)氣體.通過單輥熔體急冷法，在高純氬氣制備合金條帶樣品，條帶的截面尺寸為(0.03-0.05)mm3 mm.楔形樣品在真空單輥熔體急冷設(shè)備上制備，模具的楔傾角為5°，壓差為400～800 MPa，樣品質(zhì)量大約3 g.

2.2 樣品的表征

X射線衍射(XRD)分析是在Rigaku D/max2400衍射儀(日本東京生產(chǎn))上進(jìn)行，采用Cu K射線源(λ=0.154 2 nm).楔形樣品取其尖端完全非晶部分，利用綜合物性測量系統(tǒng)(PPMS-9000 Physical Property Measurement System)測量樣品的低溫比熱(CP).X 射線光電子能譜(XPS)實驗在ESCALAB250能譜儀上進(jìn)行，采用Al靶作為X射線源，對應(yīng)AlKα激發(fā)能量為hν=1 486.6 eV，金屬玻璃薄帶樣品經(jīng)過一系列型號砂紙打磨后，然后用2000#砂紙精心打磨，表面再采用Ar離子進(jìn)行短時間的濺射，濺射到C 1s 和O 1s信號的峰達(dá)到最小，濺射的電壓是4 keV.由于離子濺射束的尺寸為 2 mm, 速率為 0.2 nm/min, 在室溫下濺射時間僅僅幾秒鐘，因此在這種條件下不會使合金樣品發(fā)生晶化.結(jié)合能用 C 1s峰(284.6 eV)進(jìn)行校準(zhǔn)，采用阿基米德方法測量金屬薄帶樣品的密度.

使用帶有GATAN附件的日本生產(chǎn)JEOL JEM-2010型透射電子顯微鏡(TEM)進(jìn)行電子能量損失譜的測量，由于離子減薄樣品容易發(fā)生晶化，TEM觀察中所用的電鏡樣品采用雙噴電解拋光法制得，電解液是20vol.%硝酸甲醇溶液.雙噴的電流和電壓分別是46 mA和8 V，雙噴溫度是-35 ℃.采集EELS譜時電鏡處于衍射模式，能量發(fā)散度是0.2 eV/channel，相機長度是8 cm，接收光闌邊長是3 mm，能量分辨率是1.4 eV，每個試樣在相似的厚度隨機采集Ni的EELS譜數(shù)量為10個，所有的譜扣除本底后都采用Fourier-ratio方法解卷積以去除多重散射的影響.

3 結(jié)果和討論

3.1 Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金中的電子結(jié)構(gòu)判據(jù)

圖1是Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) 合金的楔形樣品的X射線衍射結(jié)果，由圖可以看出，隨著Y元素含量的增加，主峰的峰位隨之降低.利用公式(3)我們可以得出Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) 合金中隨著Y元素含量的增加，其KP值的變化，具體結(jié)果見表1.

費米面尺寸(KF)與Al原子和Ni原子之間的電子雜化作用密切相關(guān)，對于Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金，不同的Ni含量影響電子軌道雜化作用的強弱.為了表征這種電子雜化效應(yīng)，我們利用XPS測量了Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) 合金中Al、Ni、Y三種元素的化學(xué)位移，其結(jié)果見表1.表1給出了合金中Al、Ni、Y的結(jié)合能和單質(zhì)態(tài)的Al、Ni、Y結(jié)合能的差值，很明顯地看出，合金中Al2p1/2原子結(jié)合能比純金屬Al2p1/2的結(jié)合能要低，其化學(xué)位移大約0.3 eV,BEAl2p1/2=-0.3 eV，與之正好相反的是，合金中Ni2p3/2原子結(jié)合能比純金屬Ni2p3/2的結(jié)合能要高，BENi2p3/2=0.3 eV，其化學(xué)位移大約0.3 eV.由于高的靜電能的存在，這種化學(xué)位移產(chǎn)生的本質(zhì)不是真實地電荷的轉(zhuǎn)移，而是Al-3p態(tài)上的電子“填加”到的Ni-3d空態(tài).此外，我們還發(fā)現(xiàn)Y 3d不存在化學(xué)位移的變化，BEY 3d=0，這說明在Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金中，無論合金成分如何變化，Al原子和Y原子之間沒有發(fā)生電荷的轉(zhuǎn)移.以上電子之間轉(zhuǎn)移效應(yīng)其他研究者在同步輻射X射線實驗中也得到證實.圖2(a)展示了Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金中Ni2p3/2主峰及其衛(wèi)星峰的測量結(jié)果，由圖可知，隨著合金中Y元素含量的增加，其衛(wèi)星峰的強度降低，并且衛(wèi)星峰位置逐漸

地偏離Ni2p3/2主峰，也就是衛(wèi)星峰和主峰之間的距離(Esat)增大.表1給出了Ni2p3/2衛(wèi)星峰強度和不對稱指數(shù)的變化，在這里， Ni2p3/2衛(wèi)星峰的強度是由費米能級以上的未占據(jù)態(tài)的3d軌道特征所決定.此外，Ni主峰的不對稱指數(shù)的變化也密切反映了d態(tài)電子的變化情況，所以隨著Y含量的增加，Ni2p3/2不對稱指數(shù)與Al 原子和 Ni 原子之間轉(zhuǎn)移的電荷數(shù)的減少有及其密切的關(guān)系.

圖1Al86Ni14-xYx(x=4,5,6,7,8,9at.%)合金的楔形樣品的XRD結(jié)果

Fig.1 XRD patterns of the Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) wedge-shaped sample

表1Al86Ni14-xYx(x=4,5,6,7,8,9at.%)合金的Y3d、Al2p1/2和Ni2p3/2結(jié)合能和純Y、Al和Ni的化學(xué)位移，分別用BEY 3d、BEAl2p1/2和BENi2p3/2表示

Table 1 Binding energy variations for Y 3d, Al2p1/2, and Ni2p3/2between pure element and the Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) alloys, referred to asBEY3d,BEAl2p1/2, andBENi2p3/2, respectively

Sample進(jìn)BEY 3d/eV進(jìn)BEAl2p1/2/eV進(jìn)BENi2p3/2/eV進(jìn)Esat /eVIsatAsymme-try IndexNi——05.8029.001.00Al86Ni10Y40-0.290.298.108.791.30Al86Ni9Y50-0.300.308.168.751.32Al86Ni8Y60-0.310.298.638.591.34Al86Ni7Y70-0.280.308.688.551.38Al86Ni6Y80-0.300.318.708.531.41Al86Ni5Y90-0.290.318.758.481.45

注：Esat代表Ni的主峰和衛(wèi)星峰峰位之差，Isat代表Ni的主峰和衛(wèi)星峰峰的強度之比.

Notes:Esatrepresents the binding energy difference between the main line and the satellite,Isatrepresents the ratio of the main line intensity to the satellite intensity.

為了定量地表征電子軌道雜化導(dǎo)致的電子轉(zhuǎn)移信息，我們進(jìn)一步地測量了Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金中NiL2和L3的白線峰，結(jié)果如圖3(a)所示.對于含有3d未占據(jù)的態(tài)密度的過渡族金屬，白線峰將會反映過渡族金屬的電子從2p態(tài)轉(zhuǎn)移到3d態(tài)的信息.原子態(tài)為2p63d(m)2p，電子受激發(fā)一個電子后，變成 2p53d(m+1)，其中m代表3d占據(jù)態(tài)密度的電子數(shù)，NiL3andL2白線峰分別對應(yīng)2p3/2轉(zhuǎn)變成 3d3/23d5/2以及2p1/2轉(zhuǎn)變成3d3/2，其峰強度與3d電子未占據(jù)態(tài)密度有關(guān)，因此，過渡族元素最外層d態(tài)電子的轉(zhuǎn)移可以通過檢測白線峰獲得.Pearson等人推論出歸一化白線峰的積分強度(L2和L3峰強度之和)和與d電子占據(jù)態(tài)密度存在線性關(guān)系，最終反映d態(tài)電子填充狀態(tài).因此，白線峰積分強度的變化能夠直接關(guān)系到d態(tài)電子數(shù)(電荷轉(zhuǎn)移).L2和L3白線峰采用Pearson的雙階躍函數(shù)扣除本底的方法，見圖3(b)，其具體步驟如下：首先，對NiL2峰后大

圖2Al86Ni14-xYx(x=4,5,6,7,8,9at.%)合金的(a)Ni2p3/2和Ni2p1/2，(b)XPS價電子能譜

Fig.2 (a) Ni2p3/2and Ni2p1/2XPS spectra, (b) XPS valence band spectra for the Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) alloys

約50 eV范圍內(nèi)的譜線進(jìn)行直線擬合, 再將擬合的直線延長至NiL2峰的最高值位置, 之后，該直線再垂直下降的高度為h1, 再用相同斜率的直線延伸至L3峰的最高值位置，隨后再垂直下降至0, 下降的高度為h2, 兩次下降的高度h1和h2之比為1∶2.兩條直線下面的面積就是本底, 對L2和L3峰進(jìn)行本底的扣除, 得到白線強度；其次，以NiL3峰最高值往后50 eV為起點, 向后50 eV這一段譜線的積分面積作為歸一化窗口, 即圖中所示陰影部分.將扣除本底后的白線的積分面積進(jìn)行歸一化處理,得到歸一化的白線強度，

得到的譜線才

能用來定量分析.最后，利用歸一化白線強度與d電子占據(jù)態(tài)密度的函數(shù)關(guān)系，得到合金中Ni的3d占據(jù)態(tài)密度[22]：

I=1.06(1-0.094n).

(4)

其中I是歸一化的白線峰強度，n是每個原子的Ni 3d 軌道的電子數(shù).利用測量的歸一化后的白線峰強度，根據(jù)公式(4)求得了n值， Ni 3d 軌道的電子數(shù)(n)計算結(jié)果見表2，測量得到的Ni原子中3d軌道電子數(shù)的變化證實了電子從Al原子轉(zhuǎn)移到外層的Ni 3d軌道上，這和XPS測量的化學(xué)位移的結(jié)果相一致.

圖3Al86Ni14-xYx(x=4,5,6,7,8,9at.%)合金的(a)EELS測量的Ni-L2,3白線峰，(b)對Al86Ni9Y5合金的Ni-L2,3白線峰進(jìn)行處理的過程

Fig.3 (a) Ni-L2,3edge EELS spectra for Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) amorphous alloys, (b) method for isolating and normalizing the white-line intensities for the Ni-L2,3edge for the Al86Ni9Y5alloy

表2 由EELS測量得到的Al86Ni14-xYx (x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金的電子軌道雜化信息

最后，計算了Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金成分的電子結(jié)構(gòu)判據(jù)，δ=|Kp-2KF|，其結(jié)果見圖4(a), 從圖中可以看出，在所有合金成分中，Al86Ni9Y5合金的δ值最小，因此，預(yù)測該合金成分的玻璃形成能力最強.

3.2 實驗驗證

圖1表示Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) 合金的楔形樣品尖端部分X射線衍射結(jié)果圖，圖中沒有觀察到晶體峰，其表現(xiàn)出典型的“饅頭峰”的特征，這說明所有合金成分都是完全非晶.圖4(a)和4(b)分別表示Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金中δ值和臨界玻璃形成能力(Dc)之間的關(guān)系，由圖可以得出以下規(guī)律：δ值越小，合金的玻璃形成能力越強，這種玻璃形成能力的變化趨勢和之前提出的模型預(yù)測的完全一致.在Al-Ni-Y三元體系中, Al86Ni9Y5合金的玻璃形成能力最強，其成分對應(yīng)的δ值最小.Al-Ni-Y三元金屬玻璃體系中，這種玻璃形成能力和δ值的對應(yīng)關(guān)系表明電子結(jié)構(gòu)判據(jù)在預(yù)測玻璃形成能力的有效性.

以上預(yù)測的Al-Ni-Y金屬玻璃中玻璃形成能力最強的成分，其費米能級初的電子態(tài)密度最低，也就是說玻璃形成能力最強的合金成分，在費米面處具有最低的電子態(tài)密度.為了證明以上的推論，我們測量了Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金的費米能級處電子態(tài)密度值(N(EF))，眾所周知，低溫電子比熱系數(shù)()和N(EF)的直接關(guān)系式如下：

(5)

其中，kB是玻爾茲曼常數(shù).從本質(zhì)上說，低溫電子比熱系數(shù)()可以反映費米能級處電子態(tài)密度(N(EF))的大小.值達(dá)到最小，也就是N(EF)最低時，對應(yīng)著非晶“能帶結(jié)構(gòu)”中的“偽能隙”.為了方便比較，圖4(c)表示出不同Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%)合金成分中值的變化規(guī)律，明顯地看出，玻璃形成能力最強的合金(Al86Ni9Y5)，其低溫電子比熱系數(shù)值在所研究的合金成分中最小， 此外，XPS 價電子能譜的結(jié)果(圖2(b))也間接反應(yīng)了不同合金成分的費米能級處電子態(tài)密度(N(EF))大小.因此，玻璃形成能力和低溫電子比熱系數(shù)之間的關(guān)系直接驗證了電子結(jié)構(gòu)判據(jù)(費米面和偽布里淵區(qū)相互作用機制)在控制非晶結(jié)構(gòu)方面的有效性，更重要的是，揭示了Al-Ni-Y 三元金屬玻璃的玻璃形成能力受Ni原子和Y原子影響的本征機理.

圖4Al86Ni14-xYx(x=4,5,6,7,8,9at.%)的(a)δ=|Kp-2KF|，(b)臨界玻璃形成尺寸(Dc)，(c)低溫電子比熱系數(shù)(γ)

Fig.4 (a)δ=|Kp-2KF|, (b) Critical thickness for glass formation,Dc, and (c) the electronic specific heat coefficient (γ) value for the Al86Ni14-xYx(x=4, 5, 6, 7, 8, 9 at.%) alloys

4 結(jié) 論

根據(jù)金屬玻璃的費米面和偽布里淵區(qū)理論，揭示了Ni原子和Y原子對Al-Ni-Y三元金屬玻璃體系玻璃形成能力影響的本質(zhì).Al原子和Y原子之間的靜態(tài)結(jié)構(gòu)的改變影響偽布里淵區(qū)(KP)的尺寸；Al原子和Ni原子之間的電子軌道雜化效應(yīng)的改變影響費米面(2KF)的大小.也就是說，當(dāng)兩者影響的相互作用機制滿足2KF=KP,條件時，費米能級處電子態(tài)密度最低，金屬玻璃整體結(jié)構(gòu)的穩(wěn)定性得到加強.其中，費米面(2KF)和偽布里淵區(qū)(KP)通過XPS、EELS、XRD和PPMS實驗手段獲得.并且在此基礎(chǔ)上，提出了δ=|KP-2KF|判據(jù)來定量地表征Ni原子和Y原子對玻璃形成能力的影響.