<110>取向Tb-Dy-Fe超磁致伸缩材料的热处理工艺

采用区熔定向凝固方法制备了<110>轴向择优取向的Tb0.3Dy0.7Fe2超磁致伸缩合金,在真空管式炉氩气保护条件下,对合金进行不同温度和时间的热处理,研究了不同处理时间、处理温度、冷却条件对该合金取向、组织、磁致伸缩性能以及力学性能的影响。结果表明:热处理不改变定向凝固形成的轴向择优取向;经930℃×2 h热处理后,网状的富稀土相基本转变为球状并均匀分布在基体相内,定向凝固形成的片层状组织发生退化,减小了REFe2相的磁畴在磁场中转动的阻力。细小的球状富稀土相均匀弥散分布在基体相内,减少了应力集中,因此提高了磁致伸缩性能和压缩强度;定向凝固Tb-Dy-Fe合金采用930℃×2h热处理后随炉冷却的工艺可以获得良好的综合性能,其饱和磁致伸缩为1226×10-6,压缩强度为256 MPa。     

《110》和《112》取向Tb-Dy-Fe超磁致伸缩合金的定向生长

采用区熔定向凝固方法,在30-720 mm/h生长速度范围内,均能获得〈110〉轴向择优取向生长的Tb-Dy-Fe合金;凝固形态随生长速度提高出现从平面晶到胞状晶、树枝晶转变;低速生长(30 mm/h)的样品磁致伸缩性能没有压力效应,高速生长(≥120 mm/h)的样品磁致伸缩性能具有明显的压力效应.低生长速度时〈110〉取向样品按双{111}系孪晶生长,高生长速度时按单{111}系孪晶生长,由此计算样品的磁致伸缩性能与实验结果基本吻合在更高生长速度下(900 mm/h)获得沿〈112〉轴向高度择优取向的样品,其磁致伸缩性能与高生长速度〈110〉取向样品性能相当,具有明显的压力效应.     

Homogeneity of Magnetostriction of Tb--Dy--Fe—Co<110> Oriented Alloy Rod

采用区熔定向凝固方法,先以30 mm/h低速生长,再以480 mm/h高速生长,制备了磁致伸缩性能较为均匀的《110》取向Tb0.36Dy0.64(Fel-xCox)2(x=0,0.1,0.15)合金棒.研究了不同晶体生长阶段的轴向择优取向和微观组织对磁致伸缩性能的影响.结果表明,轴向择优取向度主要影响样品在无预压应力条件下的磁致伸缩性能;富稀土相分布主要影响样品在施加预压应力条件下的磁致伸缩性能.沿合金棒轴向,从底部到顶部择优取向度逐渐增高,富稀土相由网状分布变为平行排列,造成合金棒顶部和中部的磁致伸缩性能较底部更高.磁化场为240 kA/m时磁致伸缩不均匀度小于6%,显示了良好的均匀性.     

热处理对<110>取向Tb0.36Dy0.64(Fe0.85Co0.15)2合金磁致伸缩的影响

采用区熔定向凝固方法,制备<110>取向Tb0.36Dy0.64(Fe0.85Co0.15)2合金棒.用管式炉,在1000℃进行4h的均匀化处理;沿垂直合金棒轴向,在240kA]m中进行磁场退火处理.研究了热处理方式对合金取向、显微组织和磁致伸缩的影响.结果表明,均匀化处理和磁场退火处理均不改变合金轴向择优取向;均匀化处理后,网状富稀土相球状聚集,有效地提高了合金的磁致伸缩,"跳跃"效应增强;磁场退火处理后,合金在无预压力下的磁致伸缩显著提高,而"跳跃"效应减弱.     

热处理对<110>取向Tb-Dy-Fe-Al合金组织和性能的影响

采用区熔定向凝固方法制备了<110>取向的Tb0.3Dy0.7(Fe1-xAlx)2(x=0,0.05,0.10,0.15)超磁致伸缩合金,在真空管式炉氩气保护条件下,对合金进行930℃×2 h的热处理,研究了热处理对于不同含量Al元素替代合金的微观组织、磁致伸缩性能和力学性能的影响。结果表明:热处理不改变Tb0.3Dy0.7(Fe1-xAlx)2合金样品定向凝固形成的<110>轴向择优取向,热处理后的合金棒样品依然保持MgCu2型立方Laves相和部分稀土相结构,没有新相对应的衍射峰产生。热处理后Tb0.3 Dy0.7(Fe1-xAlx)2合金的片层组织退化,随着Al元素含量的增加,基体内的析出相形态和分布不断发生变化。当Al的添加量为x=0.05和x=0.15时,热处理后合金的磁致伸缩性能下降,饱和磁致伸缩分别为817×10-6,571×10-6。Al的添加量x=0.10时,热处理在不降低合金饱和磁致伸缩的同时可以显著提高其压缩强度及低场动态响应。     

Al替代Fe对<110>取向Tb-Dy-Fe合金显微组织、磁致伸缩性能和力学性能的影响

采用区熔定向凝固方法制备<110>取向的Tb0.3Dy0.7(Fe1 xAlx)2(x=0,0.05,0.10,0.15)超磁致伸缩合金,研究不同含量Al原子替代Fe原子对于合金微观组织、磁致伸缩性能和力学性能的影响。结果表明:Al原子替代不改变定向凝固样品形成的<110>轴向择优取向,合金依然保持MgCu2型立方Laves相和部分稀土相结构。随着Al含量的增加,黑色RE(FeAl)2相和白色富稀土RE(Al)相的析出数量、尺寸及分布发生变化。微量Al原子(x≤0.05)替代可以显著提高材料低磁场下的动态响应及饱和磁致伸缩系数,随着Al含量进一步提高,合金系饱和磁致伸缩系数降低。Tb0.3Dy0.7(Fe1 xAlx)2(x=0,0.05,0.10,0.15)合金的压缩强度随着Al原子含量增加而增加,合金发生解理断裂。当Al替代量x≤0.1时,合金具有良好的综合性能。     

Fe82Ga18合金的磁致伸缩效应及显微组织研究

采用真空感应熔炼惰性气体吹铸方法,制备出了晶粒组织沿径向择优生长的φ3 mm Fe82Ga18合金棒材,沿轴向饱和磁致伸缩值达到92×10-6。系统研究了Fe82Ga18合金不同热处理方式下的相结构和磁致伸缩性能,通过对比退火前后合金的组织结构及性能发现,吹铸法制备的Fe82Ga18合金棒材,大的磁致伸缩性能缘自合金内部所具有的大量短程有序富Ga原子团簇,同时该合金沿〈110〉方向具有择优生长的趋势。     

MAGNETOSTRICTION IN ANTIFERROMAGNETIC Fe1-xMnx (0.30 ≤ x ≤ 0.55) ALLOYS

采用真空感应熔炼法,制备Fe1-xMnx(x=O.30,0.35,0.40,0.50,0.55(原子分数))合金,在1000℃保温24h,炉冷至室温.研究了不同结构Fe1-xMnx合金样品的室温磁致伸缩性能.结果表明,x≤0.40时,Fe1-xMnx合金样品为,γ ε双相结构,并且ε相体积分数随Mn含量增加而减小,磁致伸缩性能较差;x>0.40时,合金样品为单一的γ相,具有良好的磁致伸缩性能.Fe0.50Mn0.50合金样品在1.9T磁场中的磁致伸缩可达8.73x 10-4     

〈110〉取向(TbDyHo)Fe2合金磁致伸缩的窄滞后特性

采用区熔定向凝固技术制备了〈110〉取向(Tb0.36Dyo.64)1-xHoxFe2合金,研究了在0,5和10 MPa压力下该合金的磁致伸缩性能及其磁致伸缩的滞后特性.结果表明:在外加轴向压应力作用下,〈110〉取向(Tb0.36Dy0.64)1-xHoxFe2合金具有明显的磁致伸缩"跳跃效应";x＜0.3的合金在较宽的温度范围(-60-80℃)内具有巨磁致伸缩特性;随x的增加,合金磁致伸缩滞后显著降低.在外加压力为0,5和10 MPa时,相对于滞后宽度为10.4,13.5和16.6 kA/m的x=0合金而言,x=0.1合金的滞后宽度减小为9.3,11.6和13.7 kA/m;x=0.2合金的滞后宽度减小为7.5,10.8和12.9 kA/m;x=0.3合金的滞后宽度减小为5.4,8.8和9.8 kA/m.     

稀土超磁致伸缩材料的磁场热处理研究

超磁致伸缩材料是一种先进的能量转换材料,在高新技术和国防军工领域具有重要的应用价值。在概述TbDyFe超磁致伸缩材料的特点及发展现状基础上,重点介绍了〈110〉取向材料的磁场热处理研究。在实验方面,采用区熔定向凝固技术制备了〈110〉取向TbDyFe多晶材料,在略高于居里点温度退火时施加磁场,不改变晶体学择优取向和凝固组织,但能调控初始磁畴分布状态,改变服役时的磁矩运动过程,从而改善材料磁致伸缩和力学性能。在模拟研究方面,建立了基于能量最低原理的磁畴旋转模型,模拟了磁热感生各向异性诱导的初始磁矩再取向过程,得到了形成单轴各向异性的临界值;模拟了感生各向异性强弱对磁致伸缩“Jump”效应的影响规律,探讨了磁场热处理对〈110〉取向晶体磁致伸缩的作用机理。     

MAGNETOMECHANICAL DAMPING CAPACITY OF <110> ORIENTED Tb0.36Dy0.64(Fe0.85Co0.15)2 ALLOY

采用区熔定向凝固方法, 以480 mm/h速度制备了<110>取向Tb_0.36Dy_0.64(Fe_0.85Co_0.15)₂合金棒. 通过测试在0---0.325 T磁场范围内合金 棒的应力--应变回线, 计算了应力幅σ_m分别为-10,-30和-50 MPa的阻尼系数Δ W/W. 结果表明, 零磁场下的Δ W/W最大; 随磁场强度增大, 同一σ_m条件下的Δ W/W逐渐降低. 在低磁场中, Δ W/W随σ_m的增加而降低; 在高磁场中,  Δ W/W随σ_m的增加而升高. 利用不同预压应力下的磁致伸缩--磁化强度关系曲线, 分析了磁场--应力复合加载条件下非180°磁畴和畴壁的运动形式. 依据局部内应力理论, 解释了合金棒的磁机械阻尼系数随外磁场强度和应力幅值变化的规律.     

铜模铸造块体Fe-Ga合金的磁致伸缩性能和结构特征(英文)

采用惰性气体保护下的感应熔炼铜模吹铸方法,制备具有非平衡快速凝固组织、晶粒沿温度梯度取向生长的Fe100-xGax(x=16～20)合金棒。XRD分析判定棒材主要为无序A2相结构且具有110轴向择优取向。随着Ga元素含量的增加,合金的饱和磁化强度明显降低,低场动态响应迅速增加。快速凝固获得的 Fe82Ga18合金棒的纵向饱和磁致伸缩在30kA/m磁场强度下为92×10-6。吹铸法制备的Fe100-xGax(x=16～20)合金棒材大的磁致伸缩性能源自快速凝固过程中所保留下来的高温无序A2相和合金内部所具有的大量沿100方向排列的短程有序富Ga原子团簇,这些富Ga团簇最终诱发畸变 DO3相的生成,正如(200)衍射峰发生劈裂所示。有序化转变生成的DO3相对该合金的磁致伸缩性能不利。     

退火对非晶合金磁特性及铁心磁致振动的影响

为研究退火处理对非晶合金磁特性及非晶铁心振动的影响,采用磁特性测量设备对退火前非晶带材及退火后非晶铁心的磁化特性和磁致伸缩特性进行了测量,基于测量数据建立了非晶合金卷形铁心磁-机械多物理场耦合模型,计算得出退火前后两种状态铁心各处的磁通密度分布及振动情况,并与样机振动测量数据进行了比较。结果表明:退火可提高非晶合金饱和磁感应强度,改善磁导率,并可减小磁致伸缩系数,从而有效地抑制变压器铁心的振动。     

Texture and magnetostriction in rolled Fe-Ga based alloy

添加Nb改善了Fe81Ga19合金的塑性, 采用热轧和冷轧相结合的轧制工艺制备出厚度 为0.6 mm的(Fe81Ga19)+ 1%Nb(原子分数)合金薄板. 研究了(Fe81Ga19)+1%Nb合金轧态和退 火态薄板的织构及磁致伸缩效应. 结果表明: 合金的磁致伸缩与样品的织构密切相关, 再结 晶织构取决于热处理工艺. 轧态织构以{111}面织构和近似的{001}<110>旋转立方织构为主, 样品轧向的磁致伸缩系数λ∥=26×10-6. 在1250和1300 ℃保温2 h后水淬样品的织构分别呈现为近似的{011}<100>Gauss织构和单一{001}<100>立方织构, 其磁致伸缩 (3/2)λRD分别达到106×106和134×10-6     

新型磁致伸缩材料Fe-Ga合金的研究现状

本文主要介绍了新型磁致伸缩材料Fe-Ga合金近几年的研究进展.已有的研究表明,Fe-Ga合金强度高,韧性好,脆性小,具有良好的延展性,较好的温度特性,较低的饱和磁化场以及较高的磁致伸缩应变,另外还有低廉的价格,使Fe-Ga合金在磁致伸缩器件的应用领域具有广阔的前景.     

气体雾化制备Fe-Ga合金粉末的微结构及磁致伸缩性能

为改善Fe-Ga合金的高频特性,采用黏结工艺制备Fe-Ga磁致伸缩复合材料.探索采用气体雾化法制备Fe_(81)Ga_(19)合金粉末,利用EDS,SEM,XRD和DTA研究粉末颗粒的基本特性.结果表明,雾化粉末颗粒球形度好,成分与目标成分接近,大部分颗粒内部为多晶体,颗粒以A2相为主,且含有少量DO_3相;经800℃热处理后,颗粒中有大量L1_2相析出,保温8 h,炉冷样品含有大量单晶颗粒.利用Fe_(81)Ga_(19)合金粉末和黏结剂制备黏结复合材料,粒径<25μm的热处理粉末颗粒制备黏结样品的饱和磁致伸缩值最大,为6.4×10~(-5).     

Fe83Ga17R0.6(R=Ce,Tb和Dy)合金的微结构与磁致伸缩性能

为改善多晶Fe-Ga合金的磁致伸缩性能,在Fe-Ga合金中掺杂稀土Ce、Tb和Dy元素。 研究了Fe83Ga17和Fe83Ga17R0.6 (R=Ce、Tb和Dy)合金的结构和磁致伸缩性能。结果表明,Fe83Ga17合金由单一bcc结构Fe(Ga)固溶体相组成,而掺杂稀土后的Fe83Ga17R0.6合金中除保持bcc结构的Fe(Ga)固溶体相外,还出现了R2Fe17第二相。掺杂稀土后的Fe83Ga17R0.6合金磁致伸缩系数明显大于Fe83Ga17合金。掺杂不同种类的稀土元素对Fe-Ga合金磁致伸缩性能改善的程度不同。在外磁场为557 kA/m时,Fe83Ga17Ce0.6合金的磁致伸缩系数(206×10-6)明显大于Fe83Ga17Tb0.6 (165×10-6)和Fe83Ga17Dy0.6 (161×10-6)合金的磁致伸缩系数。     

冷轧方式和退火温度对Al-4Cu-0.73Mg合金织构和微观组织的影响

采用硬度测试、X射线衍射(XRD)、电子背散射衍射(EBSD)等方法研究了单向轧制、交叉轧制和退火温度对Al-4Cu-0.73Mg(wt%)合金织构演变和微观组织的影响。结果表明:单向轧制试样在100~300 ℃退火保温1 h后显示出明显的Copper织构{112} <111>、S织构{123} <634>和Brass织构{011}<211>,而交叉轧制试样表现出强烈的Brass织构和H织构{011}<755>。当退火温度高于300 ℃,单向轧制和交叉轧制试样中的变形织构逐渐沿α取向线转变为由P织构{011}<001>、L织构{011}<011>、E织构{111}<110>和R织构{124}<211>等组成的再结晶织构。单向轧制和交叉轧制试样的晶粒尺寸随退火温度的升高先增加后减小,均在350 ℃退火1 h后有最大晶粒尺寸,分别约为8.2 μm和11.5 μm。单向轧制和交叉轧制试样均在冷轧后硬度值最高,约为108 HV,之后硬度值随退火温度的升高而逐渐下降,两种轧制试样的硬度值最终均稳定在50 HV左右。总体来看,轧制方式对试样织构的影响比对力学性能的影响大。