深过冷Fe-B-Si共晶块体纳米材料的凝固组织特征

在大气中利用循环过热与熔融玻璃净化相结合的方法，使6－20gFe76B12Si12合金液获得了367K的大过冷度采用深过冷及深过冷加水淬的方法，成功地制备了样品直径为11mm，高为10mm组织中颗粒平均尺寸约为200nm的FeveB12Si12合金块体纳米材料研究结果表明；在ΔT＝367K再辉后自然冷却至室温及ΔT＝329K再辉后水淬条件下，凝固组织为在细化的Fe2B（Si）基体中分布30－400nm的α－Fe（Si）颗粒；在ΔT＝354K再辉过程中水淬条件下，凝固组织为在α－Fe（Si）基体中均匀分布30－350nm的Fe2B（Si）颗粒在所有条件下沿试样直径方向的组织均存在不均匀性，初始过冷度及冷却速度提高。

深过冷Fe-B-Si共晶合金凝固组织纳米化机制探讨

采用深过冷及深过冷加水淬的方法 ,成功地制备了样品直径为 16mm ,高为 15mm ,组织中晶粒平均尺寸小于 12 0nm的Fe76B12 Si12 合金块体纳米材料 .理论分析与实际计算结果表明 :该合金凝固组织纳米化的主要原因在于 ,其共晶两相的生长速度小、组织粗化速率小、溶质平衡分配系数低以及具有相对较低的熔化焓 ;深过冷Fe -B -Si合金块体纳米软磁材料制备的理想条件是 :获得超过冷、选择主要由溶质扩散控制生长的共晶合金成分、获得Fe2 B(Si)

Fe-B-Si非晶合金可逆结构弛豫动力学过程的研究

本文用内耗法对铁基非晶合金Fe_(78)B_(13)Si_(9)(Metglas 2605 S-2)的可逆结构弛豫及其动力学过程进行了探讨。并得到了Fe_(78)B_(13)Si_(9)非晶合金可逆结构弛豫过程的一些动力学参数。

Fe-B-Si共晶合金的微观净化及净化机制

采用熔融玻璃与循环过热相结合的净化方法 ,系统研究了Fe -B -Si共晶合金的净化规律及其净化机制 ,提出了该合金大体积液态金属获得深过冷的优化工艺 .采用该工艺可快速、稳定地使 6～ 70gFe82 B17Si1、Fe80 .5B15.5Si4 、Fe76B12 Si12 、Fe76B12 Si10 C2 合金分别获得 34 3K、35 8K、36 7K和 412K大过冷度 ,并首次成功地制备了Fe76B12 Si12 及Fe76B12 Si10 C2 合金的块状纳米软磁材料 .研究结果表明 ,净化玻璃的化学成分。

深过冷对Nd-Fe-B-Si合金凝固组织的影响

在悬浮熔炼装置上采用玻璃包熔的净化处理工艺,可使Nd—Fe—B—Si合金熔体获得凝固前的深过冷,实验结果表明:随着过冷度的增加,枝晶形态由树枝晶向胞晶转变,并且是突发性的;该合金获得最大无量纲过冷度θ≥0.3。用X射线衍射分析表明;在深过冷Nd—Fe—B—Si合金的凝固组织中存在着亚稳相。

应用Mssbauer谱学方法测定Fe-B及Fe-B-Si非晶态合金的因瓦特性

在品类繁多、性能优异、应用前景广泛的非晶合金的研制中,1977年国外制成了具有极低膨胀系数,α20·c≤1.2×10-6/℃的Fe-B二元非晶合金。为满足其应用要求,相继又出现了Fe-B-Si,及Fe-B-Si-C等非晶合金。这些合金尺寸稳定,在很宽的成份范围显示“因瓦”特性。

机械合金化制备Fe-B-Si纳米晶粉末

该文采用机械合金化方法制备Fe50 B14 Si3 6合金纳米晶材料。球磨过程中对该合金进行取样 ,通过X射线衍射分析 ,及晶粒尺寸和点阵常数的计算 ,发现该合金在球磨 30 0h前晶粒尺寸迅速下降 ,能够实现纳米化 ;球磨时间小于 30 0h时材料的矫顽力增加 ,而当球磨时间超过 30 0h时矫顽力下降 。

Fe-B-Si系非晶态合金的退火脆化

一、前言 众所周知,Fe-B-Si系非晶合金具有优异的软磁性,用作变压器铁芯,铁芯损耗仅为硅钢片铁芯的1/4～1/5,因而可大量节约能源。但由于Fe-B-Si系非晶态合金与其它非晶合金一样,是用液态急冷法制成的。使用前必须经退火处理,才能提高磁性,降低铁损;非晶合金退火后大多数性能变脆,Fe-B-Si系非晶合金也不例外。因为Fe-B-Si系非晶可代替硅钢片,因此脆化使变压器制造工艺复杂化,拆装检修困难,故引起科技界广泛注意,摸清脆化规律,减低脆化危害,对非晶变压器的推广应用具有重大意义。

Fe-B-Si-Nb块体非晶合金的成分设计与优化

利用"团簇加连接原子"模型设计和优化具有高形成能力的Fe-B-Si-Nb块体非晶合金.以源于Fe-B二元共晶相的Fe_2B局域结构为基础,结合电子浓度判据,构建Fe-B二元理想非晶团簇式[B-B_2Fe_8]Fe;考虑到原子间混合焓的大小,选择Si和Nb原子分别替代[B-B_2Fe_8]团簇的中心原子B和壳层原子Fe,得到[Si-B_2Fe_(8-x)Nb_x]Fe系列四元非晶成分.结果表明,[Si-B_2Fe_(8-x)Nb_x]Fe团簇式在x=0.2~1.2成分处均可形成块体非晶合金,其中在x=0.4~0.5的成分区间内均可形成临界尺寸为2.5 mm的块体非晶合金.考虑到原子半径的大小,鉴于增加Nb的同时降低Si的含量可维持[Si-B_2Fe7.6Nb0.4]Fe非晶团簇结构的拓扑密堆性,由此得到另一系列[(Si1-yBy)-B_2Fe_(8-x)Nb_x]Fe团簇式成分.结果表明,在(x=0.5,y=0.05)^(x=0.9,y=0.25)成分区间内均可通过Cu模铸造法获得直径为2.5 mm的块体非晶.新设计获得的Fe-B-Si-Nb块体非晶合金具有优良的室温软磁性能和力学性能,其中[Si-B_2Fe_(8-x)Nb_x]Fe(x=0.2~0.6)非晶合金的饱和磁化强度为1.14~1.46 T,矫顽力为1.6~6.7 A/m;[(Si_(0.95)B_(0.05))-B_2Fe_(7.5)Nb_(0.5)]Fe块体非晶合金的室温压缩断裂强度达4220 MPa,塑性形变约为0.5%.

高Fe含量Fe-B-Si-Hf块体非晶合金的结构-性能关联

以具有最佳非晶形成能力的新型Fe-B-Si-Hf四元块体非晶合金团簇式成分[Si-B_2Fe_(7.7)Hf_(0.3)]Fe(Fe_(72.5)B_(16.7)Si_(8.3)Hf_(2.5))为基础,通过添加Fe原子获得了[Si-B_2Fe_(7.7)Hf_(0.3)]Fe+Fex(x=0、1.5、2、2.5和3,原子个数)系列高Fe含量的Fe-B-Si-Hf四元合金成分。液态急冷、热分析和磁性测量结果表明,随着Fe原子数量的增加,非晶合金的形成能力逐渐降低,形成棒状块体非晶样品的临界尺寸由x=0时的2.5 mm降低到x=2时的1 mm。非晶样品的玻璃态转变温度、晶化温度和Curie温度随Fe原子数量的增加也整体上表现为降低的趋势。该系列非晶样品软磁性能优异,其中[Si-B_2Fe_(7.7)Hf_(0.3)]Fe+Fe_2(Fe_(76.4)B_(14.3)Si_(7.1)Hf_(2.2))块体非晶合金的饱和磁化强度和矫顽力分别为1.58 T和2.8 A/m。为建立高Fe含量Fe-B-Si-Hf非晶合金的结构-性能关联,构建了{[Si-B_2Fe_(7.7)Hf_(0.3)]+[Fe-Fe_(14)]_(x/15)}Fe非晶合金的"双团簇"微观结构模型。结果表明,源于a-Fe的[Fe-Fe_(14)]团簇的数量在Fe-B-Si-Hf四元非晶合金的性能变化中起决定作用。

非晶态Fe-B-Si合金系激波晶化研究

以大量非晶态ＦｅＢＳｉ合金系晶化实验为基础，研究了非晶合金激波晶化的特点，并把激波晶化与常压、静态高压下非晶退火晶化作对比．

基于团簇+连接原子模型的Fe-B-Si-Ta块体非晶合金的成分设计

依据团簇＋连接原子模型设计具有高玻璃形成能力的Fe-B-Si—Ta软磁块体非晶合金，以共晶点Fe83B17对应的共晶相Fe2B为基础．根据最大径向原子数密度和孤立度原则，得到以B为心的[B-B2Fe8】主团簇，结合理想非晶合金团簇式的电子浓度判据，构建出Fe-B二元非晶合金的理想团簇式[B—B2Fe8]Fe．为提升Fe—B二元合金的非晶形成能力，选择与Fe具有较大负混合焓的Si替代[B—B2Fe8]团簇的中心原子B，得到Fe-B-Si三元非晶合金的理想团簇式[Si—B2Fes]Fe．由于Ta与B和Si间具有较大的负混合焓，进一步以Ta替代[Si—B2Fe8]Fe团簇式中壳层位置的Fe原子，设计出[Si—B2Fe8-xTax]Fe四元非晶系列成分．结果表明，[Si-B2Fe8-xTax]Fe在x=0．4～0．7成分处均可形成直径为1．0min的非晶合金棒．其中，[Si—B2Fe7.4Ta0.6]Fe合金的非晶形成能力最佳，其非晶样品的约化玻璃转变温度磊为0．584，玻璃转变温度正为856K，过冷液相区宽度△Tx达33K．[Si-B2Fe8-xTax]Fe（x=0．4～0．7）块体非晶合金的Vickers硬度Hv随Ta的添加从1117HV（F0．4）上升到1154HV（x=0．7）．[Si—B2Fe7.6Ta0.4]Fe非晶合金具有良好的室温软磁性能，其饱和磁化强度Bs为1．37T,矫顽Hc垃为3．0A／m．

均匀化退火对耐热铝合金导线组织与性能的影响

对耐热铝合金导线用Al-Fe-Zr-Si-B铸态合金进行了不同温度、时间的均匀化退火试验,采用OM、SEM、导电率测试、硬度测试等研究了不同均匀化退火对Al-Fe-Zr-Si-B合金组织与性能的影响。结果表明:铸态Al-Fe-Zr-Si-B合金组织偏析较为严重,网状枝晶明显。经565℃×2 h均匀化处理的合金中大部分片层状的Al FeSi相发生熔断,呈短棒状、细长条状,组织均匀,合金的导电率和硬度分别为57.8%IACS和37.1 HV,综合性能匹配最好。Al-Fe-Zr-Si-B合金的最佳均匀化退火工艺为565℃×2 h。

水气联合雾化制备的低损耗纳米晶软磁粉末

基于水气联合雾化工艺制备了纳米晶体系的Fe-Si-B-Cu-Nb合金粉末,其淬态为非晶结构。经过10℃/min升温至560℃、保温1 h的热处理工艺,可获得Fe-Si-B-Cu-Nb均匀的纳米晶结构,其平均晶粒尺寸为15nm。水气联合雾化工艺方法制备的非晶Fe-Si-B-Cu-Nb粉末具有纳米晶化热处理工艺稳定的特点,在退火温度为560℃下制备的Fe-Si-B-Cu-Nb纳米晶粉末的Bs=167.6 emu/g,矫顽力Hc=47.7 A/m。在100 mT条件下具有极低的损耗,Ps=497 mW/cm^(3),且此工艺适用于规模化生产,有望在高频率低损耗电感器领域获得应用。

深过冷Fe_(82)B_(17)Si_1共晶合金的再辉及凝固组织特征

在大气中,采用熔融玻璃净化与循环过热相结合的方法,使Fe_(82)B_(17)Si_1共晶合金获得了342K(0.238T_E,T_E为共晶温度)的大过冷度。对该合金的冷却再辉曲线及凝固组织研究发现:(1)在6～164K及255～342K过冷度范围内该合金的冷却曲线仅呈现一次再辉,而在174～247K过冷度范围内其冷却曲线则存在两次再辉,三过冷度范围内的凝固组织分别对应于由准规则共晶和复杂规则共晶组成的混合共晶或混合共晶+非规则共晶、完全非规则共晶、初生α(Fe,Si)相+枝晶间非规则共晶;(2)在过冷条件下,该合金的共晶两相α(Pe,Si)及Fe_2B相满足促发形核的非互惠原则;(3)该合金非规则共晶出现的特征过冷度ΔT_1=63K,完全非规则共晶化的特征过冷度ΔT_2=164K;(4)该合金非平衡状态下的共晶共生区偏向Fe_2B相一边,它与共晶成分线的交点在ΔT=154K及ΔT=264K,其谷值约在ΔT=207K左右。

激波诱导非晶合金Fe_（78）B_（13）Si_9的晶化

用ＸＲＤ和ＤＴＡ研究了激波对Ｆｅ_（７８）Ｂ_（１３）Ｓｉ_９非晶合金的影响．结果表明，一定强度的激波能使非晶态转变为晶态，且其晶粒尺寸在纳米范围内．

激光熔覆和重熔制备Fe-Ni-B-Si-Nb系非晶纳米晶复合涂层

采用激光熔覆和重熔的方法在低碳钢CCS-B上制备Fe-Ni-Si-B-Nb系非晶纳米晶复合涂层。利用X射线衍射、扫描电镜、EDAX能谱及透射电镜分析涂层的物相、组织结构,运用显微硬度计、纳米压痕仪及摩擦磨损试验机研究涂层的显微硬度分布、微观力学性能及摩擦磨损性能。结果表明:熔覆层的组织由表面至基体分为非晶纳米晶复合区、熔覆层与基体,其中,复合区为Fe2B、γ-(Fe,Ni)多晶和非晶相的混合组织;涂层的最高显微硬度达到了1 369 HV;涂层的平均摩擦因数为0.275;涂层的主要磨损形式是磨粒磨损和粘着磨损,具有良好的摩擦磨损性能。

Fe─C─Si─B合金连续激光非晶化及非晶形成条件的研究

在珠光体球墨铸铁表面Fe－C－Si-B激光共晶合金化层上获得了占整个熔池面积的80％以上的白亮层.经透射电镜明场形貌和电子选区衍射证实白亮层为非晶组织激光非晶化时熔池底部晶态基体的外延生长是影响非晶化的最关键因素.外延生长的突然中断是实现非晶化的首要条件.外延生长的突然中断只有在共晶成分且成分均匀。

LaFe11．9-xCoxSi1．1B0．2(x=0．7，0．8，0．9)合金的磁热效应

使用电弧熔炼法制备了LaFe_(11.9-x)Co_xSi_(1.1)B_(0.2)(x=0.7,0.8,0.9)系列合金.XRD分析表明该系列合金除微量的α-Fe相外,均由NaZn_(13)型立方结构单相组成.晶格常数随着Co含量的增加而增大,分别为1.1487,1.1496,1.1498 nm;磁性测量表明该系列合金的Curie温度在室温附近,并且也随着Co含量的增加而分别增加到270,290,300 K.在外场变化ΔB=1.5 T时,该系列合金的最大磁熵变均为金属Gd的2倍左右,相对制冷能力与金属Gd基本相同.

液淬工艺和微量元素对非晶态Fe—B—Si合金热稳定性的影响

研究了液淬工艺参数和添加微量稀土元素Ce对非晶态Fe—B—Si合金热稳定性的影响.结果表明，制备非晶条带时的液淬速率愈高，在低温退火时合金的结构弛豫过程愈难进行；而非晶晶化与液淬条件之间不存在直接的联系.Ce的适量添加，在低温阶段延迟了结构弛豫过程中非晶条带延─脆转变的发生；在高温阶段使合金开始晶化的温度降低，且作用效果与条带中Ce的含量成正比．