橫磁退火工藝對Finemet合金磁學與力學性能的影響

李明瑞，程 皓，李維火

(安徽工業大學 材料科學與工程學院，安徽 馬鞍山 243000)

0 引 言

生活中磁性材料的應用十分廣泛，且人們對其研究也由來已久。按照磁化后退磁的難易程度可將其分為兩類：硬磁材料和軟磁材料。其中軟磁材料具有低的剩磁比和矯頑力，在電子、電力等領域有廣泛的應用。20世紀80年代以來，鐵基非晶合金及非晶納米晶材料由于具備高飽和磁化強度，高磁導率，低矯頑力和低損耗等多項優點[1]，受到極大的重視。特別是1988年Yoshizawa等人[2]將添加Cu、Nb元素的Fe-Si-B非晶合金條帶退火，得到非晶基體上均勻分布著無規取向的粒徑為10～15nm的α-Fe(Si)晶粒，后被注冊為Finemet合金。與傳統的Fe-Si-B非晶合金相比，由于Cu、Nb元素的加入，通過熱處理工藝可以有效的控制α-Fe(Si)相的析出量和晶粒大小，使軟磁性能得到優化，如提高了飽和磁化強度，降低了矯頑力。

但是通過常規的退火實驗后發現，由于納米晶的析出以及自由體積減少造成Finemet合金脆化，對后續加工成型造成極大的困難，這將嚴重影響其在工業中的應用。本文以國內某廠家生產的Finemet合金為研究對象，著重研究橫磁場熱處理工藝對其磁性能以及力學性能的影響。

1 實 驗

本文以典型Finemet合金(Fe73.5Cu1Nb3Si15.5B7)為對象，通過武漢漢口電爐有限責任公司制造的真空管式橫磁退火爐對工業生產的Finemet合金母材，進行在相應恒定磁場下的熱處理。其磁場電流和熱處理 溫度如表1所示，升溫速率為100 K/h，保溫時間為1 h，之后隨爐冷卻至室溫。

表1Finemet合金的磁場熱處理方案

Table1MagneticfieldheattreatmentschemeforFINEMETalloy

電流/A熱處理溫度/℃60520530540100520530540

使用日本Rigaku公司X射線衍射儀，采用Cu靶Kα(λ=0.154178 nm)為輻射源，測試母材和熱處理后的試樣，得到各自的衍射圖譜。使用美國Quantum Design公司生產的SQUID-VSM儀測得試樣的磁滯回線，測試條件為室溫下，外加磁場為7.96×105A/m。使用美國Agilent Technologies公司生產的Nano Indenter G200測得試樣的力學性能，儀器壓頭為Berkovich金剛石三角錐壓頭，壓入深度為600nm，壓入速率3.3 nm/s,熱漂移小于0.1nm/s。

2 結果與討論

2.1 試樣的晶體結構

圖1是Finemet合金在磁場熱處理(不同加熱溫度和磁場強度)后的各個試樣的X射線衍射圖譜，由圖可知，未退火母樣(Fe73.5Cu1Nb3Si15.5B7合金)的X射線衍射圖譜在2θ=44.5°附近形成了一個寬的漫散射峰，這是非晶結構的典型特征，而且沒有明顯的晶化相的衍射峰。熱處理后的試樣在2θ=45、66、83.4°附近有衍射峰的出現，經過與PDF卡片對照分析，這些峰均為α-Fe(Si)相。圖1中要標出主要衍射峰晶面指數。

圖1 不同磁場熱處理后的Finemet合金XRD圖

從XRD圖譜中，可以得到衍射峰的半高寬及衍射角，通過Scherrer公式(1)可以估算出各種磁場熱處理后試樣的平均晶粒尺寸[3]，如圖2所示。

(2)

式中D為平均晶粒尺寸(nm)；β為晶粒細化而產生的衍射峰半高寬(rad)；k為Scherrer常數，本文為0.89；λ是X衍射線的波長，本文為0.154178 nm；θ為衍射角。

此外，我們可以根據結晶部分的總衍射積分強度和非晶相對應的衍射峰積分強度估算試樣中的晶化相的體積分數[4]如圖2所示，其公式(2)如下：

(2)

式中Vc為晶化相的體積分數；Ic為結晶部分的總衍射積分強度；Iα為非晶衍射峰的積分強度；k為常數(實驗值為1.05)。

圖2 不同磁場熱處理后的Finemet合金的平均晶粒尺寸和晶化相的體積分數圖

由圖2我們可以得出Finemet合金經過磁場熱處理后，在相同的磁場電流下，隨著退火溫度的增加，納米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的體積分數逐漸增大。在相同退火溫度下，隨電流的增加，納米晶的平均晶粒尺寸變化并不大，但是晶化相的體積分數會增加。M.Miglierini[5]和R.Onodera[6]等分別從原位動力學和磁化過程研究了Fe基非晶合金在磁場熱處理條件下晶化行為及納米晶粒形核過程，結果均表明外加磁場熱處理不影響納米晶的晶化過程，但能增大晶化反應速率。H.Fujii[7]等在總結前人經驗基礎上大量研究FeCuNbSiB非晶合金在磁場熱處理中晶化動力學后得出外加磁場能增大晶粒形核速率而不影響晶粒長大速率。大量研究表明，Cu、Nb元素是FeCuNbSiB納米晶形成的關鍵元素[8]。由于Cu在Fe中的固溶度非常小，在晶化過程中，隨著溫度的升高，Cu原子首先發生富集并在非晶基體上形成團簇，這些團簇即為納米晶粒的形核點。當溫度升到高于晶化起始溫度的時候，α-Fe(Si)納米相以Cu團簇為基底在非晶基體相形核并長大，因此剩余非晶相中成分發生變化，在納米晶相周圍形成了Nb原子和B原子的富集區，Nb是大尺寸原子，而且在非晶中的擴散躍遷機制為原子的協同運動方式，即運動過程涉及的原子較多，擴散較為緩慢并且含Nb相的晶化溫度高難于晶化，從而阻礙了α-Fe(Si)納米晶粒的進一步長大。Cu的加入使得α-Fe(Si)晶化溫度大為降低，這就避免在熱處理中α-Fe(Si)晶體與Fe-B化合物晶體同時析出。這一晶化過程在FeCuNbSiB系非晶合金中各處進行，最終形成軟磁納米晶結構[9]。結合這些理論，當退火溫度越高各元素的熱振動越激烈，Cu原子富集形成團簇和Fe元素的聚集形核速度會加快，并且大尺寸Nb元素對α-Fe(Si)納米晶粒的長大阻礙越小。

通過磁場熱處理后，試樣的平均晶粒尺寸在13～15nm之間，查閱文獻[10]可知Finemet合金在520℃到540℃區間退火1 h獲得了平均晶粒尺寸在12 ～15 nm的納米晶，Yoshizawa等人得到非晶基體上均勻分布著無規取向的粒徑為10～15nm的α-Fe(Si)晶粒。由于Scherrer公式只是估算晶粒大小，結合實驗中存在的誤差，故本次實驗數據具有準確性。

2.2 試樣的磁學性能

圖3是Finemet合金在磁場熱處理(不同加熱溫度和不同磁場強度)后的各個試樣的磁滯回線圖。

圖3 不同磁場熱處理后的Finemet合金磁滯回線

從圖3中可以發現，磁場熱處理后的試樣的內稟矯頑力Hc并未發生太大的變化。Herzer以Finemet合金為例，推論出在晶粒尺寸D小于磁交換有效作用長度Lex時，得到了矯頑力Hc與D6成正比關系。由于非晶相的磁交換有效作用長度Lex≈35 nm[12]，而本次實驗的所有試樣平均晶粒尺寸D在13～15 nm之間，所以試樣的內稟矯頑力Hc理應隨退火溫度的增大而變大。I.korvánek等人[13]研究了橫向磁場對FeCo基合金磁疇的變化表明普通熱處理條件下磁疇分布混亂且寬度不均勻，疇壁方向不一，有寬大不平整的主疇和細小彎曲的非主疇產生；經過橫向磁場熱處理后磁疇結構簡單，疇壁方向與外加磁場方向一致，單一的條狀磁疇可得到更低的內稟矯頑力Hc。故由上訴理論解釋了本文磁場熱處理條件下內稟矯頑力Hc并未發生太大變化的現象。

2.3 試樣的力學性能

圖4所示為各種磁場熱處理后的Finemet合金薄帶載荷-位移曲線。可以看出，所有樣品加載與卸載曲線均為非線性特征，兩者并不重合。卸載后彈性變形均恢復了一部分，這表明試樣放生了塑性變形。各種磁場熱處理后的Finemet合金的彈性模量E和硬度HV如圖5所示。

圖4 不同磁場熱處理后的Finemet合金薄帶載荷-位移曲線

圖5 Finemet合金力學性能隨退火溫度和磁場電流的變化

由圖5可知，彈性模量E和硬度HV都隨溫度升高而升高。查閱文獻可知彈性模量E越低，變形越容易，硬度越小。這圖5中的彈性模量與硬度的關系相吻合。孫寶茹等[14]認為非晶合金的塑性變形過程其實是合金在受力狀態下內部剪切區的形成與擴展的過程，當外力超過臨界值時，合金內部一定區域內的原子將會發生重排，從而形成剪切轉變區，隨后剪切轉變區聚集形成剪切帶，因此非晶合金的塑性變形可局域于剪切帶。

由前文可知，在磁場熱處理過程中，Finemet合金的非晶條帶中生成了尺寸在13～15nm的納米晶。正是由于生成了納米晶，從而起到類似晶體中釘扎的作用[15]。且隨著退火溫度的增加，納米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的體積分數逐漸增大，所以這種釘扎作用將越來越強烈，使得剪切帶原本將要貫穿整個試樣的裂紋受到的阻礙變大，從而誘發更多新的剪切帶的形成，使Finemet合金的非晶條帶隨退火溫度升高塑性變差，但是硬度卻會升高。

3 結 論

(1)在實驗所設置的磁場熱處理后，Finemet合金非晶條帶中生成了納米晶，晶粒尺寸在13-15nm，晶化相的體積分數在0.43～0.64。在相同的磁場電流下，隨著退火溫度的增加，納米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的體積分數逐漸增大。在相同退火溫度下，隨電流的增加，納米晶的平均晶粒尺寸變化并不大，但是晶化相的體積分數會增加。

(2)經過橫磁熱處理后試樣的磁滯回線變得平伏，導致剩余磁化強度Mr減小；此外飽和磁化強度Ms增加了5～10 A·m2/kg。試樣的內稟矯頑力Hc并未發生太大的變化。

(3)Finemet合金非晶條帶隨退火溫度升高塑性變差，但是硬度卻會升高。