Fe_(85-x)Nb_(6.8)B_(7.7)Cu_x(x=0,1,3)快淬态纳米晶薄带的制备与磁性

利用熔旋快淬方法在辊速为40 m/s时制备了低B的Fe85-xNb6.8B7.7Cu3(x=0,1,3)快淬态薄带。Fe85Nb6.8B7.7和Fe85Nb6.8B7.7Cu1快淬态薄带具有α-Fe纳米晶结构,α-Fe的晶粒尺寸分别为23 nm和20 nm,Fe85Nb6.8B7.7快淬态薄带中还出现少量的杂相,但两者的软磁特性很差。而Fe85-xNb8B7.7Cu3 6。快淬态薄带的α-Fe的晶粒尺寸为13 nm,在磁场20 Oe,频率1 kHz下相对磁导率的变化为Δμ/μ((0)=-44%,磁场90 Oe下交流频率为1.5 MHz时磁阻抗ΔZ/Z0=-31.3%,显示了良好的软磁材料特点。

Fe-Cu-Nb-Si-B快淬薄带中的巨磁阻抗效应

在Fe-Cu-Nb-Si-B材料中适当增加Cu的含量,可以使淬态薄带纳米化。随薄带中Cu含量的增加,在淬态薄带Fe74.5-xCuxNb3Si13.5B9中可观察到巨磁阻抗效应的增强现象。高Cu含量(x≥2)试样的磁导率的变化率要远大于低Cu含量(x≤1.5)试样的相应数值。磁导率变化的大小与磁阻抗效应相关。高Cu含量有效增加了软磁α-Fe(Si)立方相的成核,提高了淬态薄带材料的软磁性。

Nd10．5Pr2．5Fe80Nb1B6非晶快淬薄带等温晶化行为及矫顽力研究

研究了Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6非晶快淬薄带在943,973和1003 K等温晶化与薄带组织和矫顽力的关系。结果表明,Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6快淬薄带在943 K等温晶化所需晶化孕育时间为12 min,973 K时为5 min,而1003 K时不足5 min。Nd10.5Pr2.5Fe75NbB6在1003 K晶化25 min后所得的(Nd,Pr)2Fe14B平均晶粒尺寸为163 nm,添加Nb显著延缓了Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6快淬薄带晶化后的晶粒尺寸长大。加Nb,Pr能有效提高Nd10.5Pr2.5Fe80Nb1B6的矫顽力。在973 K晶化处理19 min时得到平均晶粒尺寸为96 nm的(Nd,Pr)2Fe14B单相组织,其最大矫顽力为1616 kA.m-1。

FeNbBCu快淬薄带中的巨磁阻抗效应

将制备的Fe83Nb7B9Cu1快淬薄带在520-820℃的温度范围内分别退火20mins,析出晶粒粒径约为8.1-16nm的α-Fe。通过测量退火薄带的巨磁阻抗效应,找到了最佳退火温度,为650℃,测出此时的GMI（Z）的峰值为-54.8%,表明Fe83Nb7B9Cu1退火薄带是性能良好的软磁材料。

添加Sm对快淬Nd_2Fe_(14)B薄带磁性能的影响

研究了快淬Nd_(12-x)Sm_xFe_(84)B_6(x=0~12)薄带的磁性能。结果表明:快淬速度为30 m/s,矫顽力和磁化强度都随Sm含量的增加而减少。剩磁比随Sm含量的增加呈现先降后升再降的趋势。由于Sm_2Fe_(14)B的磁晶各向异性低于Nd_2Fe_(14)B,随Sm替代量的增加,Nd_(12-x)Sm_xFe_(84)B_6合金的磁晶各向异性逐渐降低,导致矫顽力逐渐减少。

热处理对Nd_(12.3)Fe_(81.5)Cu_(0.2)B_6快淬薄带组织和磁性能的影响

研究了不同热处理制度对Nd12.3Fe81.5Cu0.2B6合金薄带的组织和磁性能的影响。结果表明在550℃,15min热处理后的合金薄带有最佳的磁性能,达到Jr=1.006T,Hci=793.7kA/m,(BH)max=146kJ/m3。与淬态样品相比,剩磁、矫顽力、磁能积分别提高了18.1%、48.7%、95.0%。用X射线衍射仪和VSM对Nd12.3Fe81.5Cu0.2B6合金淬态样和退火样进行了相分析,发现淬态样中存在少量非晶相,导致其性能偏低。随着退火温度的升高和退火时间的延长,Nd2Fe14B相晶粒长大,降低了晶粒间的交换耦合作用,导致磁性能下降。用TEM对550℃,15min热处理后的合金薄带研究发现:添加Cu后得到细小均匀、晶粒大小约为30nm的组织,并且大部分晶粒呈多面体形状。处理后的合金薄带中基本不含非晶相。

添加La对NdFeB微观组织结构及快淬薄带磁性能的影响

研究了添加不同含量稀土La的Nd_(2.28)Fe_(13.58)B_(1.14)合金微观组织结构以及快淬薄带的磁性能。实验结果表明,添加La后,合金的物相组成仍为Nd_2Fe_(14)B相;随着La添加量的增加,Nd_2Fe_(14)B相的晶胞体积略有增大;合金快淬薄带的矫顽力与剩磁均下降,居里温度也随之降低。

添加Gd对快淬Nd2.28Fe13.58B1.14薄带磁性能的影响

以Nd2Fe（14）B为基底的稀土永磁材料具有优异的磁性能,其在工业上得到了广泛应用。研究了用稀土Gd部分取代Nd对快淬Nd2.28Fe13.58B1.14薄带磁性能的影响。结果表明：快淬薄带主要由RE2Fe（14）B相组成,同时还有少量的α-Fe相,且磁体的矫顽力随着Gd含量的增加而减小,居里温度（Tc）随着Gd含量的增加而升高,说明Gd元素的添加可提高Nd2Fe（14）B磁体的热稳定性。这些研究将有助于RE2Fe（14）B永磁体的成分设计和制造。

添加Y对快淬Nd_2Fe_(14)B薄带磁性能的影响

研究了快淬Nd_(12-x)Y_xFe_(84)B_6薄带的磁性能。结果表明:快淬薄带主要由R_2Fe_(14)B相组成,且矫顽力、剩磁和饱和磁化强度都随Y含量的增加而减少。矫顽力的减少主要是由于Y元素的替换导致各向异性降低所引起的。

快淬速度对(Pr0.6Y0.4)-Fe-B薄带相组成和磁性能的影响

利用熔体快淬技术探究了不同快淬速度(20、23、26、29、32 m/s)下的(Pr0.6Y0.4)14.5Fe79.3B6.2和(Pr0.6Y0.4)12Fe82B6薄带的相组成和磁性能。获得了(Pr0.6Y0.4)14.5Fe79.3B6.2和(Pr0.6Y0.4)12Fe84B6合金在不同快淬速度的快淬薄带的相组成和磁性能参数。X射线衍射(XRD)图谱表明快淬(Pr0.6Y0.4)14.5Fe79.3B6.2和(Pr0.6Y0.4)12Fe82B6薄带主要由Re2Fe14B(Re=Pr,Y)主相和中间相α-Fe相组成。当快淬速度为23 m/s时,(Pr0.6Y0.4)14.5Fe79.3B6.2薄带有较好的综合磁性能,其剩磁(Br)、矫顽力(Hci)和最大磁能积(BH)max分别为7.55 kGs、10.20 kOe和11.96 MGOe。(Pr0.6Y0.4)12Fe82B6快淬薄带在快淬速度为32 m/s时呈现出较高的磁性能,其剩磁(Br)、矫顽力(Hci)和最大磁能积(BH)max分别为10.35 kGs、6.21 kOe和21.20 MGOe。进而探究了薄带相组成和磁性能之间的关系,结果表明,薄带相之间具有较强的交换耦合作用。

Sm(CoFeCuZr)_(12)快淬薄带的晶体织构与磁性能各向异性

在辊表面速度为15～35 m/s的条件下制备Sm(Co0.68Fe0.20Cu0.08Zr0.04)12合金快淬薄带,对薄带的微观组织、晶体织构和磁性能各向异进行研究。结果表明:薄带的微观组织由成束的Th2Ni17型结构的2-17相取向柱晶在薄带平面内交织排列而成,每一束柱晶内各个柱晶之间互相平行,而各束柱晶的取向随机分布;随着辊速从15 m/s增加到35 m/s,柱晶宽度显著细化,在35 m/s时达到285 nm;当辊表面速度分别为15、25和35 m/s时,薄带自由面的衍射谱中衍射峰强度比(I(200)/I(111))分别为3.0、3.6和4.5,表明快淬薄带自由面存在(200)晶体织构并且随着辊速的增大而增强,2-17相柱状晶的易磁化方向[001]晶向则处于薄带平面内;平行于薄带平面方向的饱和磁化强度和剩磁比垂直于薄带平面方向的分别高出0.21～0.37 T和0.04～0.10 T;随着辊速从15 m/s增大到35 m/s,薄带的饱和磁化强度、剩余磁化强度和矫顽力都相应提高。

Fe-Cu-Nb-Si-B薄带的淬态纳米化与巨磁阻抗效应

使用较低的快淬速度(V =2 2m·s- 1 ) ,可以使Fe Cu Nb Si B薄带实现淬态纳米晶化。Fe Cu Nb Si B薄带析出αFe(Si)纳米相,其晶粒尺寸在淬态薄带Fe73Cu1 .5Nb3Si1 3.5B9中约为15nm ,在Fe71 .5Cu3Nb3Si1 3.5B9中约为10nm。添加Cu元素可以细化淬态薄带的晶粒。实验发现磁阻抗ΔZ/Z0 ,磁电阻ΔR/R0 ,磁电抗ΔX/X0 三条曲线交叉于一点,通过推导发现此现象具有必然性。淬态薄带Fe74 .5-xCuxNb3Si1 3.5B9的磁阻抗显示了较强的Cu含量依赖性。在快淬速度v =2 2m·s- 1 下,在x =1.5和x =3左右观察到磁阻抗峰值现象。

SmCo_5和FeCo两种快淬薄带混合物机械研磨的研究

在钼辊表面线速度V=35m／s条件下制备SmCo5和FeCo快淬薄带，对70（SmCo5）／30（FeCo）％（质量分数）的薄带混合物进行15～240min的短时间机械研磨实验，研究了该过程中研磨磁粉的微观组织演化和磁性能变化。XRD分析表明，机械研磨后的磁粉由SmCo5与α-（Fe，Co）两相构成；经过15min研磨后，SmCo5达到约6．5nm，而α-（Fe，Co）达到约23．9nm，而经过120min研磨的磁粉中两相的尺寸都〈10nm。VSM分析表明，经过60min机械研磨的磁粉的磁滞回线已呈现单一硬磁性相磁化的特征；在15～240min的机械研磨时间范围内，磁粉的饱和磁化强度随研磨时间延长而不断增大，从研磨15min的0．92T到研磨240min后达到1．3T，而磁粉的剩磁和矫顽力都在研磨90min时达到极大值，分别为0．32T和9．6×10^4A／m。

Fe-Ga快淬薄带磁致伸缩性能研究进展

Fe-Ga快淬薄带与Fe-Ga铸态试样相比,饱和磁致伸缩性能明显增加。概述了目前磁致伸缩Fe-Ga快淬薄带研究的主要问题,阐述了镓含量、第三添加元素、甩带线速度和热处理对Fe-Ga快淬薄带微观结构及磁致伸缩性能的影响。重点介绍了Fe-Ga基快淬薄带磁致伸缩增强的机理,除了产生磁致伸缩的基本原因外,薄带〈100〉择优取向以及类B2结构的出现是导致其饱和磁致伸缩应变增大的主要原因。探讨了铁镓合金薄带研究中急需解决的问题,并提出获得稳定、较高磁致伸缩系数和降低成本是未来的研究方向。

LZK-12A真空快淬炉与NdFeB快淬薄带的制取

介绍了一种最新开发的钕铁硼永磁材料快淬设备及其用途

Sm(Co0．68Fe0．20Cu0．08Zr0．04)z(z=10、12)合金快淬薄带的微观组织特征

在V=15m/s淬速下制备Sm(Co_(0.58)Fe_(0.20) Cu_(0.08)Zr_(0.04))_z(z=10、12)合金的快淬薄带,对薄带的相结构和微现形貌进行了研究。薄带自由表面SEM分析表明,微观组织由取向生长的胞柱晶束呈编织状构成,当z=10时,一个胞柱晶尺寸大约为(1～1.5)μm×(15～25)μm,而一个胞柱晶束的尺寸大约为(18～13)μm×(15～25)μm,当z值由10增大至12时,胞柱晶束变窄、变短.薄带自由表面XRD和EDAX分析显示,z=10的合金快淬薄带的微观组织以1:7H结构为主,伴有少量的2:17H结构,而z=12的合金快淬薄带相结构是2:17H.取向生长的胞柱晶的c轴[001]在薄带平面内取向,每一束胞柱晶内各柱晶的c轴是互相平行的,而不同胞柱晶束的c轴取向不同。

Nd_2Fe_(14)B/α-Fe系双相复合永磁合金快淬带的SEM分析

利用扫描电子显微镜分析了两种成分的Nd2Fe14B/α-Fe系双相复合永磁合金快淬带的形貌。结果表明复合添加Dy和Ga具有改善合金快淬带组织形貌的作用。

成分变化、快淬速度及热处理温度对Sm(Co_(1-x)Zr_(x))_(7)合金薄带的微观组织及磁性能的影响

采用电弧熔炼和熔体快淬的方法,制备了不同成分与不同快淬速度的Sm(Co_(1-x)Zr_(x))_(7)(x=0.02~0.08)合金薄带。使用扫描电子显微镜(SEM)、X射线衍射仪(XRD)、振动样品磁强计(VSM)等实验设备,测试了合金快淬薄带的相组成、相结构以及磁性能。实验结果表明:在Sm(Co_(1-x)Zr_(x))_(7)(x=0.02~0.08)合金薄带中,合金薄带的矫顽力随着x含量的增加逐渐变大,在x=0.08(快淬速度为45 m/s)时,合金薄带获得最大矫顽力(Hcj)为7.34 kOe;当快淬速度为45 m/s时,Sm(Co_(1-x)Zr_(x))_(7)(x=0.08)合金薄带在623 K的环境下热处理2 h,合金薄带可获得最优的综合磁性能,其矫顽力(Hcj)为7.67 kOe,剩磁(Br)为2.81 kGs,最大磁能积(BH)max为7.64 MGOe。

工艺参数对快淬非晶薄带厚度的影响

本文结合非晶宽带制带实际,针对现行的平面流铸造(PFC)技术,根据理论推导关系式,系统研究了各主要制带工艺参数,诸如冷却辊表面线速度Vs,喷嘴包内钢水液位高度h,喷嘴—冷却辊面间间隙g,喷嘴口的几何尺寸和形状,以及钢水的过热温度△T等诸因素,对Fe基、FeNi基非晶态合金薄带厚度d的影响。并对关系式中的系数k进行了讨论。

一种巨应力阻抗效应快淬薄带材料及其制备方法

本发明涉及一种巨应力阻抗非晶薄带材料及其制备方法。该材料用铁、钴、铁硼合金为原料，采用真空熔炼、甩带工艺制得巨应力阻抗非晶薄带材料，其组成分子式为FeαCoβB100-α-β，其中α取值：70～80，β取值：5～15。本方法具有工艺简单、生产成本低、产品性能高等优点。该材料具有较高的巨应力阻抗值，可用于应力传感技术领域。