Nb对快淬Nd10Fe84B6合金微观组织和磁性能的影响

研究了添加Nb对快淬Nd10Fe84B6合金磁性能、微观组织和晶化温度的影响.结果表明:添加Nb可以提高快淬态合金中非晶相的热稳定性,减小最佳退火温度和晶化起始温度之间的温度差,抑制热处理时α-Fe和Nd2Fe14B晶粒的预先析出和长大,有效细化了晶粒,提高磁性能.快淬Nd10Fe83Nb1B6合金经过715℃热处理10 min,磁性能达到Br=0.90 T,iHc=750 kA/m,(BH)max=120 kJ/m3,较之Nd10Fe84B6合金,内禀矫顽力提高了25%,最大磁能积提高了14%.     

Fe_(75)Nb_8B_(15)Zr_2非晶合金的晶化过程研究

采用单辊快淬法制备Fe75Nb8B15Zr2非晶合金,对该非晶合金进行不同温度的等温退火,研究其晶化过程及结构变化.利用示差热分析仪(DTA)确定样品的退火温度,利用X射线衍射(XRD)测试其相结构.结果表明:Fe75Nb8B15Zr2合金在快淬速率为38m/s时呈完全非晶状态,随着退火温度的升高,α-Fe相逐渐析出,并伴随有硼化物(Fe3B和Fe2B)析出.Fe75Nb8B15Zr2非晶合金的晶化过程:非晶→非晶+α-Fe→α-Fe+Fe3B→α-Fe+Fe3B+Fe2B.     

(FeCo)73.5Cu1Nb3Si13.5B9的晶化处理及微结构

采用熔体快淬＋晶化处理方法制备宽度为4mm、厚度为30μm的（FeCo）73．5Cu1Nb3Si13．5B9纳米晶软磁合金,并用XRD和TEM对其微结构进行表征。研究结果表明：（FeCo）73．5Cu1Nb3Si13．5B9于600℃晶化处理15min后具有较高的饱和磁化强度（1、30T）和较小的矫顽力（4．61A／m）;提高晶化温度至700℃,合金的软磁性能迅速降低,饱和磁化强度为1．02T,矫顽力增大至1．95kA／m：于600℃晶化处理5min时,合金主要由非晶构成,同时有少量α-Fe（Si）相;于600℃晶化处理15min后合金由α-Fe（Si）主相和少量残余非晶相构成,α-Fe（Si）相的晶粒粒径约为15nm;于700℃晶化处理15min后,合金由α-Fe（Si）相、残余非晶相和少量Fe3B相构成,α-Fe（Si）相的晶粒粒径约为27．9nm。Fe3B相的形成、α-Fe（Si）相晶粒粒径的长大和晶格常数的增大直接导致合金软磁性能下降。     

网状结构对Fe72Y6B22非晶合金晶化行为和软磁性能影响的研究

对Fe72Y6822非晶合金的晶化行为和软磁性能进行了研究.分子动力学模拟结果显示,合金熔体中的团簇结构主要为〈0,3,6,0〉型多面体;实验结果显示,在合金的退火样品中存在由冠状三棱柱组成的网状结构.这种网状结构可提高合金在过冷液相区的热稳定性,抑制合金的晶化,改变合金的晶化方式,促进纳米α-Fe晶粒的形成.适当的退火工艺可以提高Fe72Y6822非晶合金的软磁性能.合金饱和磁化强度和矫顽力的变化是由于晶化过程的不同阶段析出纳米晶oc-Fe相、顺磁性的YB12相和弱磁性的Fe3B相所致.     

热处理对Fe_(74)Nb_3Y_3B_(20)合金微观结构及磁性能的影响

用单辊快淬法制备Fe_(74)Nb_3Y_3B_(20)非晶合金,在不同温度下对合金进行热处理,利用差热分析仪(DTA,TG/DTA-6300)、X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和振动样品磁强计(VSM)等测试方法对合金的微观结构和磁性能进行研究.结果表明,合金经热处理后有α-Fe相和少量的Fe_(23)B_6和Fe_2B析出,热处理后合金饱和磁化强度比淬态的高,矫顽力都比较小,670℃退火的合金具有最高的饱和磁化强度.     

Fe_(77.3)Cu_(0.7)Nb_(1.3)Si_(13.5)B_(7.2)合金磁性的研究

研究了非晶 Fe_(77.3)Cu_(0.7)Nb_(1.3)Si_(13.5)B_(7.2)合金在400～600℃的温度范围内退火后磁性的变化。磁性测量结果表明,获得高磁导率的最佳退火温度约540℃左右;经 X 射线衍射分析证实:在该温度下退火,非晶态合金已经晶化并形成体心立方结构的α—FeSi 固溶体,其晶粒直径约10～15nm。这种超细晶粒的纳米晶是高磁导率的根源。     

Effect of high magnetic field on the crystallization of Nd_2Fe_(14)B/α-Fe nanocomposite magnets

Effect of high magnetic field on the crystallization of Nd_2Fe_(14)B/α-Fe nanocomposite magnets     

Zr和Nb掺杂对Nd2Fe14B/α-Fe纳米复合永磁薄带显微组织和磁性能的影响

比较了Zr,Nb掺杂对Nd8.60Fe80.80Cu0.3Zr2-xNbxB8.30(x=0,1,2)交换耦合纳米复合永磁薄带相组成、显微结构和磁性能的影响. 结果表明:Zr和Nb均能有效地抑制晶粒的长大. Zr与B结合生成ZrB2,消耗了合金中部分B元素,导致合金中硬磁性相N2Fe14B含量的减少. 与Zr相比,Nb能更有效地抑制晶粒长大,提高样品磁滞回线的方形度. 仅掺杂Nb的晶化样品Nd8.60Fe8 0.80Cu0.3Nb2B8.30具有最佳的磁性能:Br=0.89T,H ci=479.1kA·m-1,(BH)max=107.4kJ·m-3.     

Pr2Fe14B/α-Fe纳米复合永磁的淬态组织对回火时相变过程和磁性的影响

纳米复合永磁材料的原始淬态组织对最终的显微组织结构和磁性有着决定性的影响,为了弄清其影响规律,研究了成分为Pr7Fe88B5的双相纳米复合永磁材料的淬态组织在回火时相转变的过程和晶化后的组织结构及磁性.X射线谱和Mossbauer谱的研究结果表明,在不同辊速下制得的快淬带样品的组织结构是不同的.原始淬态组织的不同导致回火时的不同相变过程,它们分别是(1)非晶相Am+Pr2Fe14B+α-Fe→Pr2Fe14B+α-Fe;(2)非晶相Am+α-Fe→(Am)′+α-Fe→α-Fe+1:7相+Pr2Fe14B→Pr2Fe14B+α-Fe;(3)Am→Am′+α-Fe→1:7相+α-Fe→Pr2Fe14B+α-Fe.虽然样品最终的相组成均为α-Fe和Pr2Fe14B,但不同原始态的样品晶化后的显微组织和磁性并不相同.     

快淬速度对Nd2Fe14B/α-Fe纳米晶双相复合稀土永磁材料相结构和磁性能的影响

采用熔体快淬法在不同快淬速度下制备了Nd8Fe86B6合金中Nd2Fe14B/α-Fe双相复合纳米晶薄带．用X射线衍射仪（XRD）和振动样品磁强计（VSM）测量了薄带的相结构和磁性能．结果表明：Nd8Fe86B6合金的最佳快淬速度为18m/s，在此条件下制备的合金薄带平均晶粒尺寸细小．综合磁性能好；合金薄带的平均晶粒尺寸为24．4nm，磁性能为Br=0．69T。Br/Bs=0．66。Hc=296．1kA/m．     

Ni-Fe-(Zr)-Si-B非晶合金的等温晶化与结构转变

采用旋铸急冷工艺在大气环境中制备出了(Ni0.75Fe0.25)78-xZrxSi10B12(x=0、8)非晶合金带材.X射线衍射分析表明样品为完全非晶.采用Diamond TG/DTA差热分析仪测量非晶薄带的热稳定性及其相关参数Tg、Tx、Tm等.根据DTA结果分析,(Ni0.75Fe0.25)78Si10B12非晶合金退火温度为695、715、7457、65 K.在715 K和745 K退火时,非晶基体上析出单一的-γ(Fe,Ni)固溶体,平均晶粒尺寸分别约为10.3 nm和18.5 nm,在765 K退火后的结晶相为-γ(Fe,Ni)固溶体以及Fe2Si,Ni2Si和Fe3B.(Ni0.75Fe0.25)70Zr8Si10B12非晶合金退火温度为810、825、845、855、865、920 K,退火后不能在非晶基体上析出单一的晶化相,晶化析出相为-γ(Fe,Ni)固溶体以及Ni21Zr2B6,Fe5Si3,Ni3Zr和一些未知相.     

新型铁基纳米晶合金的微组织和磁性能

研究了纳米晶Fe85.2Cu1Al1Zr3.3Nb3.5B3Si3合金淬火态和退火态的微组织和磁性能．研究表明，样品经673～873K退火0．5h后，体心立方结构的纳米晶态α—Fe(Si)析出，晶粒尺寸呈线性增长，最终趋于15nm左右．合金的微组织是典型的纳米晶相，残余非晶相和粒问相的混合，其中各种相的体积分数变化都会影响其磁性能．在813K等温退火0．5h后，纳米晶相体积分数为40％，饱和磁感应强度为1．56T，矫顽力为1．787A．m^-1．     

低频脉冲磁场处理Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶合金的磁性能研究

用低频脉冲磁场处理Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶合金试样,用X射线衍射仪、透射电镜和交变梯度磁强计(AGM)对处理前后样品的结构和磁性能进行分析和测试。结果表明,低频脉冲磁场处理后的非晶合金Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9发生了纳米晶化,晶化相为α-Fe(Si),晶粒尺寸约2~10nm,处理后非晶合金的磁性能有了显著的提高。     

高能球磨诱发Fe78Si13B9非晶合金纳米晶化的研究

利用X射线衍射和透射电子显微镜研究了高能球磨条件下Fe78Si13B9非晶合金的机械诱发纳米晶化过程中的结构变化和晶化动力学,利用Scherer公式计算了晶化的α-Fe颗粒的平均直径D,在球磨3 h之后开始形成α-Fe相晶粒,D为2～10 nm.晶化动力学通过X射线衍射数据给出的晶化体积分数来分析.由经典的Johnson-Mehl-Avrami(JMA)模型得到Avrami指数n=1.53,表明机械诱发纳米晶化过程中其形核机制为均匀形核,晶粒生长机制为从小尺寸晶核开始的三维生长.     

Nd2Fe14(BC)/α-Fe系稀土永磁材料微观组织及磁性能

为了提高纳米双相稀土永磁材料Nd2Fe14B/α-Fe的性能,研究了一种新型合金Nd9.0Fe85.5Nb1.0B4.0C0.5. 在合金中添加碳可提高矫顽力,添加钕可细化晶粒; 合金的淬态微观组织显著影响其磁性能,合金中的部分预析出微晶相有助于在随后的热处理中获得均匀的微观组织; 在热处理工艺中,晶化退火温度和时间对合金微观组织结构具有显著影响,并影响合金的磁性能.使用原子力/磁力显微镜观察Nd-Fe-(BC)/α-Fe纳米复合磁体的微观组织及磁畴结构,并由此对纳米双相稀土永磁材料中的交换耦合作用进行了解释.结果表明,最佳热处理工艺为 700 ℃保温15 min, 其性能为 剩磁1.381 Wb*m-2, 矫顽力518.05 kA*m-1, 剩磁比0.74, 最大磁能积137.75 kJ*m-3.     

Fe-B-Si非晶合金晶化过程分析

采用DSC法测定了铁基非晶合金Fe_(78)B_(13)Si_9在连续加热条件下的晶化温度。并用透射电镜、X射线衍射仅、俄歇电子谱仪对Fe_(78)B_(13)Si_9非晶合金的淬态组织及晶化过程进行了较深入的研究。在淬态非晶合金中发现了极少量的晶化相FeAl_3。晶化过程中会出现二种形式的亚稳晶化相FeB和Fe_3B。最终得到的稳定晶化相为α-Fe(si)+Fe_2B+FeSi_2。     

微量元素Cu、Nb对FeNiPB系纳米晶软磁材料微观结构和相变的影响

研究了微量元素Cu、Nb的加入对FeNiPB系软磁材料的微观结构和相变化的影响．结果表明：采用机械合金化法可以合成名义成分为Fe62Ni15Cu1Nb2P14B6的非晶合金粉末，经过压制成形和热处理可以获得非晶基底上弥散分布α-Fe晶粒的纳米晶组织．认为元素Cu可提高α-Fe晶粒的形核率而元素Nb可阻止α-Fe晶粒的长大并通过设计模型解释，X射线衍射分析(XRD)以及扫描电镜(SEM)的X射线能谱点分析(EDS)和电子通道花样分析(EBSD)进行了验证．     

Nd_2Fe_(14)C/α-Fe系稀土永磁材料微观组织及磁性能

为了提高纳米双相稀土永磁材料Nd2Fe14B/α-Fe的性能,研究了一种新型合金Nd9.0Fe85.5Nb1.0B4.0C0.5。在合金中添加碳可提高矫顽力,添加钕可细化晶粒;合金的淬态微观组织显著影响其磁性能,合金中的部分预析出微晶相有助于在随后的热处理中获得均匀的微观组织;在热处理工艺中,晶化退火温度和时间对合金微观组织结构具有显著影响,并影响合金的磁性能。使用原子力/磁力显微镜观察Nd-Fe-(BC)/α-Fe纳米复合磁体的微观组织及磁畴结构,并由此对纳米双相稀土永磁材料中的交换耦合作用进行了解释。结果表明,最佳热处理工艺为:700℃保温15min,其性能为:剩磁1.381Wb.m-2,矫顽力518.05kA.m-1,剩磁比0.74,最大磁能积137.75kJ.m-3。     

通过添加Dy和Ga改善纳米复合永磁合金的磁性能

采用快淬及热处理工艺 ,通过复合添加Dy和Ga ,制备了高磁性能的NdFeB纳米复合永磁合金。最佳条件下 ,添加Dy和Ga的合金磁性能为Jr =1.16T、Hci =5 80 .92kA/m和 (BH) max=16 2 .74kJ/m3;而不含Dy和Ga的NdFeB合金为Jr =1.18T、Hci =379.5kA/m和 (BH) max =119.5kJ/m3。X射线衍射和透射电子显微分析表明两种合金均由 2 :14 :1硬磁相和α -Fe软磁相组成。 2 :14 :1相晶粒尺寸在两合金中相当 ,但添加Dy和Ga的合金的α -Fe相晶粒尺寸和含量分别小于和低于不含Dy和Ga的NdFeB合金     

Fe_(78)Si_9B_(13)非晶合金的恒导磁性能

研究了普通退火对Fe78Si9B13非晶合金磁性能的影响.实验发现:当合金内有适当数量的-αFe(Si)晶体相析出时,可形成感生磁各向异性,易磁化方向与带面垂直.经470℃×120 min和480℃×60 min退火后合金呈现良好的恒导磁特性.根据剩磁比Br/B800随退火温度和时间变化的规律,讨论了-αFe(Si)晶体相在表面层和基体内的晶化过程对源于磁弹性耦合作用的横向感生磁各向异性的影响:表面层的先期晶化促进横向感生磁各向异性形成;基体内晶体相析出减弱磁弹性耦合作用.