Ni含量對富硼型FeSiBCuNbNi合金磁性能的影響

陳 脈,楊元政,王國太,肖貴華,羅 廳

（廣東工業(yè)大學材料與能源學院，廣東廣州510006）

自非晶/納米晶軟磁合金問世以來，因其優(yōu)異的軟磁性能、生產(chǎn)工藝簡單、生產(chǎn)周期短及相對傳統(tǒng)磁性材料更低碳環(huán)保等原因，深受研究人員關注，在材料研發(fā)、應用及產(chǎn)業(yè)化等方面均已取得長足發(fā)展［1-7］．在電力電子領域中，諸如電表測量的互感器和電力傳動的濾波器等部分的磁芯部件均需要較低且恒定的磁導率［8-9］，但具有低磁導和良好磁滯回線線性度的鈷基非晶合金及坡莫合金因制備成本高昂，極大限制了其應用規(guī)模．

在非晶/納米晶軟磁材料研究中，成分和熱處理工藝是影響合金磁性能的重要因素［10-11］．通過適當?shù)臋M向磁場熱處理，可以增大感生各向異性Ku，以獲得較低的磁導率以及良好線性關系的磁滯回線［12-13］．有研究表明［14-16］，通過在鐵基非晶納米晶合金中添加一定量的Ni元素，可以增大合金的磁各向異性、細化磁疇結構，進而影響磁性能．合適的張力退火熱處理亦能實現(xiàn)恒導磁特性［17-18］，但是所需設備復雜且不利于批量生產(chǎn)．此外，磁芯開隙也是獲得低恒磁導的常用手段，但是會降低材料的磁導率，而且還可能增加損耗［19-20］．

以富硼型FeSiBCuNbNi合金為研究對象，研究Ni含量變化對其非晶形成能力的影響．同時，制備出Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）非晶合金薄帶，研究其晶化行為及經(jīng)普通熱處理后的磁性能．

1 材料與方法

實驗所用原料為純度99.9%的Fe，Si，Cu，Nb和Ni，以及工業(yè)Fe-B合金，其中B質(zhì)量分數(shù)為17.51%．按原子百分比配料后，用JVAM-III型真空電弧熔煉爐熔煉五次，采用單輥快淬法制備出了Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12，13，14，15）合 金 帶材，帶材厚度約為21 μm、寬度約為0.5 mm，繞制磁芯尺寸為內(nèi)徑12 mm、外徑14 mm、高度約0.5 mm．

采用D/Max-IIIA型X射線衍射儀（掃描范圍2θ為30~90 °，掃描速度10 °/min），分析合金熱處理前后物相．采用SDT Q600型差示掃描量熱儀（升溫速率為20℃/min，N2氣氛保護），對合金進行DSC熱分析．利用NBD-O1200-60IT型可編程管式高溫燒結爐，在N2氣氛保護下進行普通熱處理，以20℃/min升溫速率升至退火溫度Ta后保溫10 min，然后隨爐溫冷卻至150℃出爐，利用MATS-2010SD軟磁直流測量儀測試其磁性能．

2 試驗結果及討論

2.1 合金的非晶形成能力及DSC分析

淬 態(tài)Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12，13，14，15）合金帶材XRD譜如圖1所示．從圖1可見：當x=10和x=12時，僅在2θ約為45 °處呈現(xiàn)出一個寬的漫散射峰，并無其它尖銳的晶化峰；而當x=13，14和15的樣品在約44 °處出現(xiàn)尖銳的衍射峰，其對應于FeNi3相．表明：當Ni含量為10%和12%時，兩種成分合金淬態(tài)帶材為非晶態(tài)；當Ni含量高于12%時，合金非晶形成能力減弱，產(chǎn)生晶化．

圖1 淬態(tài)Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12，13，14，15）合金帶材的XRD譜Fig.1 XRD patterns of melt-spun Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12，13，14，15）alloy ribbons

圖2 為Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）合金淬態(tài)帶材的DSC曲線．從圖2可見，兩種非晶合金均出現(xiàn)兩個放熱峰，且均是第一個放熱峰微弱，第二個放熱峰明顯，這表明兩種合金在加熱過程中晶化均經(jīng)過兩個階段，且第一階段相析出時放熱焓?。畬τ谠擉w系非晶/納米晶合金而言，第一個階段和第二階段分別對應析出α-Fe（Ni）軟磁相和硼化物硬磁相為主的晶化過程．

圖2 Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）合金淬態(tài)帶材DSC曲線Fig.2 DSC curves of the Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）melt-spun ribbons

此外，從圖2還可見，在DSC曲線中可獲取Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix的特征溫度，當Ni含量分別為10%和12%時第一起始晶化溫度（Tx1）分別為474和472℃，第二起始晶化溫度（Tx2）分別為558和532℃，起始晶化溫度差（ΔTx=Tx2-Tx1）分別為84和60℃．對比可知，不同Ni含量的非晶合金Tx1無明顯變化，而Ni含量為12%時的ΔTx比Ni含量為10%的要低24℃．表明，Ni含量高時生成α-Fe（Ni）納米晶單一相的熱處理溫度區(qū)間要窄，隨溫度升高更易析出而不利于軟磁性能的硬磁相．

2.2 非晶合金的晶化過程

圖3 為不同溫度下經(jīng)普通熱處理退火后非晶合金Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）的XRD圖譜．從圖3可見：對于x=10的合金，在440~500℃溫度區(qū)間退火時僅析出單一的α-Fe（Ni）相，并未檢測到其它晶化相；經(jīng)520℃退火后合金除生成α-Fe（Ni）相外，亦有少量Fe2B析出，并且α-Fe（Ni）相對應的三個晶化峰的強度均明顯增強．表明，x=12的合金相結構變化與x=10的合金類似，但其在500℃退火時便已檢測到多個Fe2B晶化峰，這表明該成分合金隨著溫度的升高更易析出硼化物，從而惡化軟磁性能．

圖3 Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）非晶合金不同溫度退火后XRD圖譜（a）x=10；（b）x=12Fig.3 XRD patterns of Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）amorphous alloy annealed at different temperatures

2.3 合金的軟磁性能

對不同溫度退火后的Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）兩種非晶合金進行矯頑力（Hc）測量，其結果如圖4所示．從圖4可見，隨著退火溫度的升高，合金Hc均表現(xiàn)為先減小后增大再急劇增大．這是因為：隨溫度升高，α-Fe（Ni）體積分數(shù)增加，晶粒間耦合作用加強，使合金磁各向異性降低；隨溫度繼續(xù)升高，Hc逐漸降低并達到極小值；隨溫度再繼續(xù)升高，晶粒增大而導致Hc升高，當硬磁相硼化物析出時Hc急劇增大．對于x=10的合金，在480℃退火時合金Hc由淬態(tài)的13.6 A/m降到極小值6.9 A/m．對于x=12的合金，在470℃退火時合金Hc由淬態(tài)的12.9 A/m降到極小值8.3 A/m．

圖4 Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）合金矯頑力隨退火保溫溫度的變化Fig.4 The coercivity as a function of the annealing temperature for Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）alloy

對上述經(jīng)480℃退火的Fe68Si3B16Cu1Nb2Ni10合金和經(jīng)470℃退火的Fe66Si3B16Cu1Nb2Ni12合金進行靜態(tài)磁性能測試，所得磁滯回線如圖5所示．從圖5可見，x=10合金的磁滯回線的線性度略好于x=12的合金．利用軟磁直流測試裝置，測得x=10和x=12合金的飽和磁感應強度Bs均為1.28 T，剩余磁感應強度Br分別為0.29和0.35 T，起始磁導率μi分別為5.6和4.8 K，最 大 磁 導 率μm分 別 為7.7和8.8 K．

圖5 Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）合金普通熱處理后磁滯回線Fig.5 Hysteresis loop of Fe78-xSi3B16Cu1Nb2Nix（x=10，12）alloy after annealing

3 結論

（1）對富硼型FeSiBCuNbNi合金，當Ni含量為10%和12%時，成功制備出非晶態(tài)薄帶．Ni含量超過12%時合金發(fā)生晶化，同時Ni含量為10%的合金具有更寬的起始晶化溫度差．

（2）當合金的Ni含量為10%和12%時，分別在480和470℃下保溫10 min，合金矯頑力分別達到極小值6.9 A/m和8.3 A/m．

（3）經(jīng)普通熱處理后，Ni含量為10%和12%的兩種合金的飽和磁感應強度Bs均為1.28 T，Ni含量為10%的合金的磁滯回線線性度略好于Ni含量為12%的合金．