横磁退火工艺对Finemet合金磁学与力学性能的影响

李明瑞，程 皓，李维火

(安徽工业大学 材料科学与工程学院，安徽 马鞍山 243000)

0 引 言

生活中磁性材料的应用十分广泛，且人们对其研究也由来已久。按照磁化后退磁的难易程度可将其分为两类：硬磁材料和软磁材料。其中软磁材料具有低的剩磁比和矫顽力，在电子、电力等领域有广泛的应用。20世纪80年代以来，铁基非晶合金及非晶纳米晶材料由于具备高饱和磁化强度，高磁导率，低矫顽力和低损耗等多项优点[1]，受到极大的重视。特别是1988年Yoshizawa等人[2]将添加Cu、Nb元素的Fe-Si-B非晶合金条带退火，得到非晶基体上均匀分布着无规取向的粒径为10～15nm的α-Fe(Si)晶粒，后被注册为Finemet合金。与传统的Fe-Si-B非晶合金相比，由于Cu、Nb元素的加入，通过热处理工艺可以有效的控制α-Fe(Si)相的析出量和晶粒大小，使软磁性能得到优化，如提高了饱和磁化强度，降低了矫顽力。

但是通过常规的退火实验后发现，由于纳米晶的析出以及自由体积减少造成Finemet合金脆化，对后续加工成型造成极大的困难，这将严重影响其在工业中的应用。本文以国内某厂家生产的Finemet合金为研究对象，着重研究横磁场热处理工艺对其磁性能以及力学性能的影响。

1 实 验

本文以典型Finemet合金(Fe73.5Cu1Nb3Si15.5B7)为对象，通过武汉汉口电炉有限责任公司制造的真空管式横磁退火炉对工业生产的Finemet合金母材，进行在相应恒定磁场下的热处理。其磁场电流和热处理 温度如表1所示，升温速率为100 K/h，保温时间为1 h，之后随炉冷却至室温。

表1Finemet合金的磁场热处理方案

Table1MagneticfieldheattreatmentschemeforFINEMETalloy

电流/A热处理温度/℃60520530540100520530540

使用日本Rigaku公司X射线衍射仪，采用Cu靶Kα(λ=0.154178 nm)为辐射源，测试母材和热处理后的试样，得到各自的衍射图谱。使用美国Quantum Design公司生产的SQUID-VSM仪测得试样的磁滞回线，测试条件为室温下，外加磁场为7.96×105A/m。使用美国Agilent Technologies公司生产的Nano Indenter G200测得试样的力学性能，仪器压头为Berkovich金刚石三角锥压头，压入深度为600nm，压入速率3.3 nm/s,热漂移小于0.1nm/s。

2 结果与讨论

2.1 试样的晶体结构

图1是Finemet合金在磁场热处理(不同加热温度和磁场强度)后的各个试样的X射线衍射图谱，由图可知，未退火母样(Fe73.5Cu1Nb3Si15.5B7合金)的X射线衍射图谱在2θ=44.5°附近形成了一个宽的漫散射峰，这是非晶结构的典型特征，而且没有明显的晶化相的衍射峰。热处理后的试样在2θ=45、66、83.4°附近有衍射峰的出现，经过与PDF卡片对照分析，这些峰均为α-Fe(Si)相。图1中要标出主要衍射峰晶面指数。

图1 不同磁场热处理后的Finemet合金XRD图

从XRD图谱中，可以得到衍射峰的半高宽及衍射角，通过Scherrer公式(1)可以估算出各种磁场热处理后试样的平均晶粒尺寸[3]，如图2所示。

(2)

式中D为平均晶粒尺寸(nm)；β为晶粒细化而产生的衍射峰半高宽(rad)；k为Scherrer常数，本文为0.89；λ是X衍射线的波长，本文为0.154178 nm；θ为衍射角。

此外，我们可以根据结晶部分的总衍射积分强度和非晶相对应的衍射峰积分强度估算试样中的晶化相的体积分数[4]如图2所示，其公式(2)如下：

(2)

式中Vc为晶化相的体积分数；Ic为结晶部分的总衍射积分强度；Iα为非晶衍射峰的积分强度；k为常数(实验值为1.05)。

图2 不同磁场热处理后的Finemet合金的平均晶粒尺寸和晶化相的体积分数图

由图2我们可以得出Finemet合金经过磁场热处理后，在相同的磁场电流下，随着退火温度的增加，纳米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的体积分数逐渐增大。在相同退火温度下，随电流的增加，纳米晶的平均晶粒尺寸变化并不大，但是晶化相的体积分数会增加。M.Miglierini[5]和R.Onodera[6]等分别从原位动力学和磁化过程研究了Fe基非晶合金在磁场热处理条件下晶化行为及纳米晶粒形核过程，结果均表明外加磁场热处理不影响纳米晶的晶化过程，但能增大晶化反应速率。H.Fujii[7]等在总结前人经验基础上大量研究FeCuNbSiB非晶合金在磁场热处理中晶化动力学后得出外加磁场能增大晶粒形核速率而不影响晶粒长大速率。大量研究表明，Cu、Nb元素是FeCuNbSiB纳米晶形成的关键元素[8]。由于Cu在Fe中的固溶度非常小，在晶化过程中，随着温度的升高，Cu原子首先发生富集并在非晶基体上形成团簇，这些团簇即为纳米晶粒的形核点。当温度升到高于晶化起始温度的时候，α-Fe(Si)纳米相以Cu团簇为基底在非晶基体相形核并长大，因此剩余非晶相中成分发生变化，在纳米晶相周围形成了Nb原子和B原子的富集区，Nb是大尺寸原子，而且在非晶中的扩散跃迁机制为原子的协同运动方式，即运动过程涉及的原子较多，扩散较为缓慢并且含Nb相的晶化温度高难于晶化，从而阻碍了α-Fe(Si)纳米晶粒的进一步长大。Cu的加入使得α-Fe(Si)晶化温度大为降低，这就避免在热处理中α-Fe(Si)晶体与Fe-B化合物晶体同时析出。这一晶化过程在FeCuNbSiB系非晶合金中各处进行，最终形成软磁纳米晶结构[9]。结合这些理论，当退火温度越高各元素的热振动越激烈，Cu原子富集形成团簇和Fe元素的聚集形核速度会加快，并且大尺寸Nb元素对α-Fe(Si)纳米晶粒的长大阻碍越小。

通过磁场热处理后，试样的平均晶粒尺寸在13～15nm之间，查阅文献[10]可知Finemet合金在520℃到540℃区间退火1 h获得了平均晶粒尺寸在12 ～15 nm的纳米晶，Yoshizawa等人得到非晶基体上均匀分布着无规取向的粒径为10～15nm的α-Fe(Si)晶粒。由于Scherrer公式只是估算晶粒大小，结合实验中存在的误差，故本次实验数据具有准确性。

2.2 试样的磁学性能

图3是Finemet合金在磁场热处理(不同加热温度和不同磁场强度)后的各个试样的磁滞回线图。

图3 不同磁场热处理后的Finemet合金磁滞回线

从图3中可以发现，磁场热处理后的试样的内禀矫顽力Hc并未发生太大的变化。Herzer以Finemet合金为例，推论出在晶粒尺寸D小于磁交换有效作用长度Lex时，得到了矫顽力Hc与D6成正比关系。由于非晶相的磁交换有效作用长度Lex≈35 nm[12]，而本次实验的所有试样平均晶粒尺寸D在13～15 nm之间，所以试样的内禀矫顽力Hc理应随退火温度的增大而变大。I.korvánek等人[13]研究了横向磁场对FeCo基合金磁畴的变化表明普通热处理条件下磁畴分布混乱且宽度不均匀，畴壁方向不一，有宽大不平整的主畴和细小弯曲的非主畴产生；经过横向磁场热处理后磁畴结构简单，畴壁方向与外加磁场方向一致，单一的条状磁畴可得到更低的内禀矫顽力Hc。故由上诉理论解释了本文磁场热处理条件下内禀矫顽力Hc并未发生太大变化的现象。

2.3 试样的力学性能

图4所示为各种磁场热处理后的Finemet合金薄带载荷-位移曲线。可以看出，所有样品加载与卸载曲线均为非线性特征，两者并不重合。卸载后弹性变形均恢复了一部分，这表明试样放生了塑性变形。各种磁场热处理后的Finemet合金的弹性模量E和硬度HV如图5所示。

图4 不同磁场热处理后的Finemet合金薄带载荷-位移曲线

图5 Finemet合金力学性能随退火温度和磁场电流的变化

由图5可知，弹性模量E和硬度HV都随温度升高而升高。查阅文献可知弹性模量E越低，变形越容易，硬度越小。这图5中的弹性模量与硬度的关系相吻合。孙宝茹等[14]认为非晶合金的塑性变形过程其实是合金在受力状态下内部剪切区的形成与扩展的过程，当外力超过临界值时，合金内部一定区域内的原子将会发生重排，从而形成剪切转变区，随后剪切转变区聚集形成剪切带，因此非晶合金的塑性变形可局域于剪切带。

由前文可知，在磁场热处理过程中，Finemet合金的非晶条带中生成了尺寸在13～15nm的纳米晶。正是由于生成了纳米晶，从而起到类似晶体中钉扎的作用[15]。且随着退火温度的增加，纳米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的体积分数逐渐增大，所以这种钉扎作用将越来越强烈，使得剪切带原本将要贯穿整个试样的裂纹受到的阻碍变大，从而诱发更多新的剪切带的形成，使Finemet合金的非晶条带随退火温度升高塑性变差，但是硬度却会升高。

3 结 论

(1)在实验所设置的磁场热处理后，Finemet合金非晶条带中生成了纳米晶，晶粒尺寸在13-15nm，晶化相的体积分数在0.43～0.64。在相同的磁场电流下，随着退火温度的增加，纳米晶的平均晶粒尺寸和晶化相的体积分数逐渐增大。在相同退火温度下，随电流的增加，纳米晶的平均晶粒尺寸变化并不大，但是晶化相的体积分数会增加。

(2)经过横磁热处理后试样的磁滞回线变得平伏，导致剩余磁化强度Mr减小；此外饱和磁化强度Ms增加了5～10 A·m2/kg。试样的内禀矫顽力Hc并未发生太大的变化。

(3)Finemet合金非晶条带随退火温度升高塑性变差，但是硬度却会升高。