B 元素添加對FePBCCu 合金非晶形成能力、磁性能和力學性能的影響*

孫吉 沈鵬飛 尚其忠 張鵬雁 劉莉 李明瑞 侯龍? 李維火

1) (安徽工業(yè)大學材料科學與工程學院,先進金屬材料綠色制備與表面技術教育部重點實驗室,馬鞍山 243002)

2) (安徽工業(yè)大學冶金工程學院,馬鞍山 243002)

鐵基非晶合金因其低矯頑力、高磁導率和低鐵耗等被廣泛應用于變壓器、電抗器等電力電子領域,然而,較低的飽和磁感值限制了其進一步應用.鐵含量增大可有效提高合金的飽和磁感,但相應非磁性元素含量的降低又將引起合金非晶形成能力的下降,導致后續(xù)納米晶帶材的軟磁性能及彎折韌性的惡化.針對上述問題,文章基于金屬-類金屬間的雜化作用,通過原子百分比為7%的B 替代P,利用單輥甩帶法制備了厚度約為25 μm的FePBCCu 非晶薄帶,并研究了B 添加對薄帶非晶形成能力、磁性能和力學性能的影響.熱動力學行為揭示出小原子B 添加能夠降低合金結構的異質性,有效提高非晶基體的熱穩(wěn)定性;熔化與凝固曲線表明B 元素能夠促使合金系接近共晶成分且具有較大的過冷度.因此合金的非晶形成能力顯著提高,其臨界厚度從基體的約21 μm 提高到約30 μm.B 添加促使合金系磁性原子有效磁矩的增大,導致非晶薄帶的飽和磁感值增大.納米壓痕實驗結果表明,B 添加合金的約化模量值較大且在一個較小范圍內波動,這與合金的結構均勻性密切相關.

1 引言

鐵基非晶合金是一類以Fe 元素為主的多組元合金,因其長程無序,短程有序的獨特原子結構而具有金屬特性和液體流動性,集高強度、高硬度、耐腐蝕、軟磁性能、高居里溫度等優(yōu)異性能于一體的亞穩(wěn)態(tài)合金材料[1?3],有望應用于未來精密機械、新能源、高端制造業(yè)、航空航天、國防工業(yè)等高新技術的關鍵領域.就鐵基非晶薄帶而言,因其低的矯頑力、高的磁導率、低的鐵耗和幾乎為零的磁致伸縮系數(shù)等優(yōu)點而被廣泛應用于變壓器、互感器、電抗器等電力電子領域[4?6],成為國家大力發(fā)展的綠色節(jié)能材料.然而,盡管與傳統(tǒng)軟磁材料相比,鐵基非晶薄帶在眾多應用中具有明顯的優(yōu)勢,但仍存在譬如鐵基非晶薄帶的飽和磁感相對傳統(tǒng)硅鋼仍偏低,一些高飽和磁感合金,其矯頑力往往較大,綜合軟磁性能有待進一步提高等問題[6,7].眾所周知,鐵基非晶合金的飽和磁感取決于磁性原子間的交換耦合作用[8,9],要提高飽和磁感,需盡可能提高合金中鐵磁性元素含量,不可避免地降低非鐵磁性元素含量,而非鐵磁性元素含量的降低會導致非晶形成能力的下降,原位納米晶異常析出引起的薄帶變脆等一系列問題.因此,探索兼具一定非晶形成能力及優(yōu)異磁性能與力學性能的鐵基非晶薄帶成為當代結構與功能材料領域的研究熱點,具有重要科學意義與實踐價值.

大量研究表明,類金屬元素的添加不僅可以提高合金的非晶形成能力,而且改善合金的軟磁性能,但其飽和磁感值不可避免地降低[10?12].這種類金屬添加不利的影響主要考慮到在有類金屬與過渡金屬元素的合金系中將發(fā)生p-d 雜化,即類金屬元素如B,C,Si 和P 等的外層p 電子參與過渡金屬元素Fe/Co 的3d 未填滿殼層配對[13,14].參與成鍵的p 電子越多,Fe/Co 原子剩余未配對的電子數(shù)越少,這將直接影響鐵磁性元素的有效磁矩,進而導致合金整體磁性能的下降.換句話說,如果用外層電子數(shù)少的類金屬元素替代外層電子數(shù)多的類金屬參與磁性原子的成鍵,合金的飽和磁感將可能得到改善,而不降低合金的非晶形成能力.基于上述觀點,本文選用含類金屬P 和C 的具有優(yōu)異綜合磁性能的納米晶成分FePCCu 為基礎合金[15],通過原子百分比為7%的B 替代P,利用銅輥甩帶法制備FeP(B)CCu 非晶薄帶,研究B 元素添加對該合金非晶形成能力及磁性能、力學性能的影響.

2 實驗方法

按Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7% (原子百分比),簡稱B0 和B7 合金)合金名義成分配比各元素質量,其元素純度為: Fe (質量分數(shù)為99.99%)、B (質量分數(shù)為99.99%)、Cu (質量分數(shù)為99.995%),Fe-P 錠 (Fe 質量分數(shù)為75%,P 質量分數(shù)為25%)、Fe-C 錠(Fe 質量分數(shù)為96%,C 質量分數(shù)為4%).將各元素混合后利用高真空感應熔煉爐充分熔融制備均勻母合金錠;利用快淬-銅輥甩帶法制備不同厚度的非晶薄帶,其中,噴帶壓差為約0.02 MPa,銅輥表面線速度為45—50 m/s.

薄帶的微觀結構采用D8 Advance 型X 射線衍射儀表征,X 射線源為 Cu 的Kα線;薄帶的內部結構利用FEI Tecnai G2F20 型透射電子顯微鏡(TEM)觀測,表面形貌利用FEI Sirion 200 型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀測,其內部/表面的元素分布分別利用與TEM 和SEM 匹配的能譜儀(EDS)獲得,對于TEM 樣品,測試前樣品需經(jīng)Gatan Inc.,PIPS-M691 型精密離子減薄儀減薄,具體減薄過程如下: 開始減薄利用小角度(10°)在5 kV 的電壓下從樣品的兩側開始減薄,當樣品擊穿后,更換角度為4°在4 kV 的電壓下繼續(xù)減薄大約10 min,最終保證減薄后的樣品厚度在100 nm以下,以便TEM 觀察.樣品的熱動力學特性利用差示掃描量熱儀(DSC,NETZSCH 404 F3)在特定的加熱和冷卻速度及氬保護氣氛下測量;飽和磁感應強度采用振動樣品磁強計(VSM,Lake Shore 7410)測試,施加磁場為800 kA/m;矯頑力采用交/直流磁化特性分析儀(B-H Curve Tracer,EXPH-100)測量,施加磁場為1 kA/m;力學性能測試采用Nano Indenter G200 型納米壓痕儀進行,施加最大載荷為10 mN,加載速率為1 mN/s,保載時間為10 s.為避免壓痕位置選取對結果的影響,本文壓痕實驗取點主要從以下角度優(yōu)先考慮: 1)條帶的邊緣位置不選取,距離邊緣區(qū)域一般大于0.25 mm;2)表面可能污染或帶材表面不平整的區(qū)域不選取;3)一般沿著條帶的軸向方向依次取點,且相鄰壓痕之間的距離大于20 μm,以避免前一次壓痕對后續(xù)壓痕的影響.其壓痕分布示意圖如圖1 所示.樣品密度利用阿基米德原理,采用精度0.0001 g 的密度天平測量,每個樣品密度由測量3 次后取平均值決定.本文中的形貌觀測及磁學、力學性能測試均選用由銅輥表面線速度為50 m/s 制備得到的試樣進行.

圖1 納米壓痕實驗中的壓痕分布示意圖Fig.1.Schematic diagram of indentation distribution in nanoindentation tests.

3 實驗結果與分析

為確定制備得到的帶材組分的有效性,圖2給出了淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的自由面形貌及EDS 結果.由圖2 可知,B0 和B7 條帶均顯示出光滑且平整的表面形貌.通過EDS 分析,條帶表面的元素分布(Fe,Cu 和P 元素)含量與名義成分的Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)合金接近.值得注意的是,盡管B 元素能夠被檢測到,但由于B 元素是輕質元素且相對含量較小而無法精確測量,同時,C 元素可能因為導電膠及空氣中C污染等同樣不能被精確測量[16,17],因此,僅對比了Fe,Cu 和P 元素的原子百分比含量.

圖2 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 非晶薄帶的自由面形貌及局部區(qū)域對應的元素分布Fig.2.Surface morphologies of free-side of as-quenched Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 amorphous ribbons and the elemental distribution of local region.

圖3 顯示為不同甩帶速率下淬態(tài)B0 和B7 非晶薄帶的自由面XRD 圖譜.由圖可知,當甩帶速率 為45 m/s 時,B0合金圖譜中在衍射角2θ=65.5°附近觀察到明顯的晶化衍射峰,該特征峰被證實是非晶表面晶化導致的結果[18,19],同速率下,B7 合金圖譜中僅在2θ=44.5°附近表現(xiàn)出漫散射峰,無明顯尖銳的晶化峰出現(xiàn),為典型的非晶特征,且該試樣厚度可達到約30 μm.進一步提高銅輥轉速,兩合金XRD 圖譜均表現(xiàn)出完全的非晶特征,其中,B0 試樣厚度約為21 μm,B7 試樣厚度約為25 μm,可見,B7 非晶薄帶表現(xiàn)出更好的可制備性.結果表明,微量B 元素添加可以有效提高合金的非晶形成能力.

圖3 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 非晶薄帶的自由面XRD 圖譜Fig.3.XRD patterns of free-side of as-quenched Fe78.8P14–x BxC6Cu1.2 amorphous ribbons.

為進一步表征50 m/s 轉速下非晶薄帶的內部微觀組織,圖4 給出了B0 和B7 合金的TEM明場像及對應的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣.從圖4(a),(c)看出,B0 和B7 樣品均呈現(xiàn)出均勻且單一的非晶組織結構,沒有明顯的晶化相被檢測到,同時,SAED 花樣僅表現(xiàn)出非晶暈的特征,表明兩者的完全非晶特性,這與XRD 結果相吻合.值得注意的是,盡管B0 合金表現(xiàn)出完全的非晶特征,但通過HR-TEM 分析發(fā)現(xiàn),非晶基體中存在尺寸約5 nm 的類似團簇的結構不均勻區(qū)域,如圖4(b)箭頭所示處,因尺寸較小且數(shù)量較少XRD無法分辨.

圖4 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 非晶薄帶的明場TEM 圖像 (a) x=0;(b) (a)的局部放大圖;(c) x=7;(d) (c)的局部放大圖.插圖分別為對應合金的SAED 花樣Fig.4.Bright-field TEM images of as-quenched Fe78.8P14–x BxC6Cu1.2 amorphous ribbons: (a) x=0,(b) locally enlarged image in (a);(c) x=7;(d) locally enlarged image in(c).The insets correspond to the SAED patterns,respectively.

為探究B 元素提高合金非晶形成能力的機制,圖5 給出了淬態(tài)B0 和B7 合金薄帶的升溫DSC曲線,其升溫速率為40 K/min.由圖5 可知,B0合金的晶化過程經(jīng)歷了一個較寬溫度的放熱階段,其放熱峰的部分重疊表明不同晶化相的析出有相近的溫度依賴關系,而B7 合金經(jīng)歷了兩個明顯的放熱階段,其中第一放熱峰對應為α-Fe 晶化相,隨溫度升高優(yōu)先析出,第二放熱峰對應為Fe3(C,B,P)化合物[20,21].此外,相比B0 合金,B7 合金非晶相具有更高的居里溫度(TC),揭示了B 的添加導致磁性Fe 原子之間交換剛度以及近鄰配位數(shù)的增加,同時表明非晶相從鐵磁性轉變?yōu)轫槾判宰兊母永щy,意味著該合金具有較好的高溫磁性能.放大B0 合金初始晶化溫度(Tx1)以下的DSC 曲線,如圖5 插圖所示.清楚地看到,B0 合金在TC與Tg(玻璃化轉變溫度)之間具有一個明顯的微小放熱峰(Tclust),該放熱峰被證實與合金的力學性能、磁性能及熱處理過程中合金的微觀結構演變密切相關[22,23].有研究表面,該放熱峰是熔體快淬過程中化學元素偏聚引起的局部結構不均勻性[24],而從原子范圍考慮是由不穩(wěn)定原子尺度異質性的增加或中程有序原子團簇的重構引起的[25,26].本文從元素鍵合角度考慮到Fe-Cu 混合焓為+13 kJ/mol,Fe-P,Fe-C,Cu-P 分別為–39.5,–50,–17.5 kJ/mol[27],其中,Fe 與Cu 的排斥作用及Cu 與P 的吸引作用可能導致熔融液體快冷過程中形成Cu,P 富集區(qū),形成類似于Cu/Cu-?P 團簇的結構不均勻性,熱力學上表現(xiàn)出上述微小的放熱峰.當原子百分比為7%的B 替代P 后,該放熱峰消失,僅表現(xiàn)出明顯的Tg,這可能由于小原子B 的添加導致原子重排過程中Tclust不明顯或高于Tx1所致,該結果與前人在FeCoNbSiBCu 體系中報道的異常放熱行為一致[24],表明B 元素添加降低了合金基體中的結構異質性,影響了α-Fe 晶粒的形核,提高了合金的熱穩(wěn)定性及非晶形成能力.利用DSC 對B0 合金在Tclust處退火處理,發(fā)現(xiàn)該放熱峰伴隨結構弛豫幾乎消失,意味著此異質結構對溫度敏感.因此,熱力學行為間接證明了一定量B 的添加在一定程度上抑制了基體非均勻結構的形成,這與圖4 的TEM 結果一致.

圖5 淬態(tài)/退火態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 非晶薄帶的DSC曲線,插圖為未添加B 合金結構弛豫前后的局部放大圖Fig.5.DSC curves of as-quenched/annealed Fe78.8P14– x BxC6Cu1.2 amorphous ribbons.The inset is the locally enlarged curves of B-free alloy before and after relaxation.

為進一步證實上述Cu/Cu-P 團簇的存在,本文利用高角度環(huán)形暗場掃描透射電子顯微鏡(HAADF-STEM)分析了B0 和B7 合金的內部結構及對應的元素分布信息,其結果分別如圖6 和圖7 所示.該結果分析與圖2 相似,不考慮B 和C元素,僅給出了Fe,Cu 和P 的元素分布.對于淬態(tài)B0 非晶薄帶,從圖6 可以看到明顯的明-暗相間的微觀結構不均勻區(qū)域.通過元素分析發(fā)現(xiàn),相比Fe 元素,Cu 元素表現(xiàn)出更加明顯的局部偏聚現(xiàn)象,即富Cu 和貧Cu 區(qū)域,而P 元素顯示出較微弱的不均勻性特征,表明了淬態(tài)FePCCu 非晶基體中預先存在有局部的化學成分偏聚,即Cu/Cu-P 團簇,這與DSC 的熱力學行為分析是一致的,證明了基體中Cu/Cu-P 團簇的存在.相反,對于淬態(tài)B7 非晶薄帶(圖7),HAADF-STEM 像圖表現(xiàn)出均勻的微觀結構,其對應的Fe,Cu 和P 元素也顯示出相對均勻的分布,證明了B 添加合金的結構均勻性.

圖6 淬態(tài)Fe78.8P14C6Cu1.2 非晶薄帶的高角環(huán)形暗場(HAADFSTEM)圖及對應Fe, Cu 和P 的元素分布圖Fig.6.HAADF image of as-quenched Fe78.8P14C6Cu1.2 amorphous ribbons, and the elemental mappings of Fe, Cu and P elements, respectively.

圖7 淬態(tài)Fe78.8P7B7C6Cu1.2非晶薄帶的高角環(huán)形暗場(HAADF-STEM)圖及對應Fe, Cu 和P 的元素分布圖Fig.7.HAADF image of as-quenched Fe78.8P7B7C6Cu1.2 amorphous ribbons, and the elemental mappings of Fe, Cu and P elements, respectively.

借助前人建立的Fe-類金屬非晶合金局域團簇結構模型分析[28],小原子B 的添加有可能使合金系原子重排過程局域結構中團簇間原子的關聯(lián)作用增強,導致熔液中容易發(fā)生許多團簇和許多膠原子的協(xié)同運動.隨著過冷度的提升,團簇與膠原子的動態(tài)協(xié)同性增強,直接影響合金的非晶形成能力.為此,本文測量獲得了B0 和B7 合金的熔化和凝固DSC 曲線,如圖8 所示.隨B 元素添加,合金的熔化開始溫度(Tm)和終止溫度(Tml)均移向更高溫度,而凝固過程的液相溫度(Tls)則輕微降低.利用過冷度(?L=Tml–Tls[29])分析,B7 合金表現(xiàn)出較大的 ?L值(矩形區(qū)域長度所示),且在凝固過程中,放熱過程從B0 的兩階段變成B7 的一個階段,表明添加B 元素的合金與共晶成分接近.這些結果共同表明小原子B 的添加更多的是占據(jù)團簇/原子間的空隙,增強了液體中原子的協(xié)同性,提高了合金的密堆程度,改善了其非晶形成能力,這與XRD 結果相吻合.

圖8 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%)非晶薄帶的熔化與凝固DSC 曲線Fig.8.The melting and cooling DSC curves of as-quenched Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%) amorphous ribbons.

利用DSC 分析了B0 和B7 合金在不同升溫速率下的晶化熱動力學行為,結果分別如圖9(a),(b)所示.可以看出有無B 元素添加,合金的初始晶化溫度Tx1以及第一放熱峰峰位(Tp1)均隨升溫速率移向高溫區(qū),表明非晶合金的熱穩(wěn)定性明顯提高.利用Arrhenius 關系[30]: ln(T2/β)=Ex/RT+constant 計算得到了不同合金的ln(T2/β)與1000/T的線性關系,如圖9(a),(b)插圖所示,其中β代表不同升溫速率,Ex代表晶化所需激活能,R為氣體常數(shù).可以看出擬合線斜率即代表Ex/R值,其B7合金的初始晶化所需激活能為39.10R,明顯高于B0 合金的36.68R,這意味著添加B 的合金其晶化形核所需要克服的能量勢壘更高.同時,B7 合金的第一晶化峰對應激活能為43.00R,高于B0 合金的40.94R,表明前者晶粒長大、析出所需要的能量仍高于后者.綜上所述,B 元素添加的非晶合金,其晶化過程中,晶粒形核、長大所需克服的能量勢壘均較高,即晶化驅動力較低,合金更不容易發(fā)生晶化,表明B 元素對FePCCu 體系的修正可以改變合金系的熱動力學行為,有效提高合金的熱穩(wěn)定性和非晶形成能力.

圖9 不同升溫速率下的淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%)非晶薄帶的DSC 曲線 (a) x=0;(b) x=7.插圖分別為ln(T 2/β)與1000/T 的線性關系Fig.9.The DSC curves of as-quenched Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%) amorphous ribbons under the different heating rates: (a) x=0;(b) x=7.The insets correspond to the relationship of ln(T 2/β) and 1000/T,respectively.

圖10 給出了淬態(tài)B0 和B7 合金的磁滯回線.可以看出,兩種合金均表現(xiàn)出典型的軟磁材料特有的矩形特征,表明磁化過程起初在較小的外加場下由疇壁位移控制,隨后由磁疇旋轉至接近飽和磁化區(qū)域.同時,隨B 添加,B7 合金的飽和磁感(Bs)為162 emu/g,明顯高于B0合金的148 emu/g,而兩者的矯頑力值均保持在15 A/m 左右,如圖10插圖(左上)所示,表明B 的添加可以有效提高淬態(tài)合金的Bs.眾所周知,非晶合金的飽和磁感本質上由體系所含的磁性原子的總磁矩決定[30,31].理論上,磁性Fe 原子d 能帶被自旋向上的5 個電子和自旋向下的1 個電子占據(jù),因此具有較強的磁性.由于金屬-類金屬元素間的雜化影響,Fe 原子有效磁矩大大降低[14,32].正如Shi 等[13]在研究C 元素添加對FeBSiP 非晶合金軟磁性能的影響時指出金屬-類金屬間的s-d 雜化會引起Fe 基非晶合金3d 殼層有效磁矩的降低,導致合金系飽和磁感應強度減小的結果一樣,當B 元素替代P 元素后,考慮到與P 原子相比,B 原子核外p 能帶只有1 個電子,當Fe 與B 雜化后,Fe 原子有效磁矩的衰減程度相比Fe 與P 將得到有效抑制,其電子雜化示意圖如圖10 插圖(右下)所示.同時,相比P 元素,B 元素較輕,相同原子個數(shù)的替換將導致體系(25 g 母合金錠)中Fe 元素含量的相對值增大38.5%,故淬態(tài)合金的Bs將隨B 元素添加而增大.此外,就非晶而言,未晶化前,其Bs與自身的原子密堆結構相關[33],即合金結構越均勻,原子密堆程度越大,原子之間的交換耦合作用越強,飽和磁感將可能更高.為此,本文測量了淬態(tài)B0 和B7 合金的密度,分別為7.4689 g/cm3和7.5028 g/cm3,計算得到B0 和B7 合金的物質的量體積分別為6.6715 cm3/mol 和6.4533 cm3/mol.可以得出: B元素添加的合金密度較大,物質的量體積較小,意味著體系原子排列的更加密堆,結構更加均勻,這與熱力學分析的B 元素添加導致晶化溫度前的異常放熱峰(結構不均勻性)消失的結論一致.淬態(tài)合金的矯頑力則與其薄帶的表面形貌、內應力、結構異質性等有關[30,34].

圖10 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%)非晶薄帶的磁滯回線,插圖(左上)為局部放大的磁滯回線,插圖(右下)為磁性Fe 與類金屬B,P 原子間的電子雜化機制圖示Fig.10.Hysteresis loops of as-quenched Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%) amorphous ribbons.The inset (top-left) is the locally enlarged hysteresis loops,and the inset (bottomright) is the mechanism of electron hybridization between magnetic Fe and metalloid B,P atoms.

圖11(a),(b)分別為B0 和B7 合金納米壓痕實驗的載荷-位移曲線.為體現(xiàn)微觀結構差異導致的力學性能變化,每種試樣均進行了25 次實驗.由圖可知,B0 合金的載荷-位移曲線相對分散,而B7 合金的載荷-位移曲線相對集中,曲線幾乎重合,說明B7 合金的實驗重復性更好,這與合金更加均勻的微觀結構密切相關,表明B 的添加導致合金系的結構更加均勻、密堆.此外,本文統(tǒng)計了兩種試樣25 次試驗的力學參量值(約化模量Ef、壓頭壓入深度hc和硬度H),結果如圖11(c)—(f)所示.兩種合金的力學參量表現(xiàn)出明顯的差異性.B0 合金的Ef和H值分別保持在52 GPa 和5.5 GPa 以下,其中,前11 次結果的模量振幅波動明顯,而后14 次模量值幾乎保持不變,表明該值具有顯著的區(qū)域依賴性,揭示出該合金存在一定的結構不均勻性.此外,hc與Ef,H表現(xiàn)出大致相反的變化趨勢,即合金約化模量、硬度較小時,壓頭的壓入深度較大,其值均在250 nm 以上,表明該合金具有較大的柔軟度.相反,B7 合金的Ef值幾乎超過52 GPa,H值在5.6 GPa 以上,而hc值均在250 nm 以下.值得注意的是,合金的Ef,H和hc值都在一個較小的范圍內波動,這與B0 合金的結果明顯不同.Sarac 等[35]在研究FeNiPC 非晶合金的塑性變形行為時發(fā)現(xiàn),非晶基體中的結構不均勻性與其納米壓痕實驗中約化模量的大幅度波動密切相關.B0 合金的非晶基體上存在有由Cu/Cu-P 團簇引起的結構不均勻性,該異質性類似于前人報道的非晶基體上的“軟區(qū)”[36].它的存在不僅為剪切帶的萌生提供了形核位點,而且阻礙剪切帶的快速傳播,導致剪切帶之間相互交割、阻止、分叉并誘導多重復雜剪切帶的形成,進而有效耗散施加的載荷,表現(xiàn)出合金較大的hc和較小的Ef和H值.隨著半徑較小的B 元素添加,原子重排導致合金結構更加均勻、密堆,缺少非均勻結構來緩沖施加的載荷而使其表現(xiàn)出較小的hc和較大的Ef和H值.由此可見,B 元素添加可有效提高合金的力學性能.

圖11 淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%)非晶薄帶的納米壓痕實驗 (a),(b) B0 和B7 合金的載荷-位移曲線;(c),(d) 合金的約化模量與壓入深度值;(e),(f)合金的硬度變化值Fig.11.The nanoindentation tests of as-quenched Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2 (x=0,7%) amorphous ribbons: (a),(b) The load-displacement curves of B0 and B7 alloys,respectively;(c),(d) the reduced modulus and indentation depth of alloys,respectively;(e),(f) the variations in hardness of alloys,respectively.

4 結論

本文從金屬-類金屬間的雜化角度出發(fā),通過7%的B 替代P,制備了Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)合金薄帶,并研究了B 添加對該合金非晶形成能力及磁性能、力學性能的影響,具體結論如下.

1) B 元素添加改變了FePCCu 非晶薄帶的晶化行為,誘導合金接近共晶成分且具有較大的過冷度,改善了合金的熱穩(wěn)定性和非晶形成能力,這是因為小原子B 的添加促使合金系具有更加密堆的原子結構.

2) B 元素添加提高了淬態(tài)FePCCu 非晶薄帶的飽和磁感,其值從B0 合金的148 emu/g 增加到B7 合金的162 emu/g,而矯頑力保持在約15 A/m,這主要歸因于B 添加導致原子密堆程度增大,原子間的交換耦合作用增強,其合金系的有效磁矩增大.

3) 納米壓痕實驗結果表明,B0 合金的約化模量振幅波動明顯,具有顯著的區(qū)域依賴性,揭示出該合金存在一定的結構不均勻性,而B7 合金的約化模量值較大且均在一個較小范圍內波動,表明B 添加提高了合金的結構均勻性,改善了合金的力學性能.