Cu 对非晶Fe74 Al4 Ga2 P12 B4 Si4合金晶化行为的影响

研究了Fe74Al4Ga2P12B4Si4和Fe74Al4Cu1Ga2P12B4Si4合金在500～550℃温度区间的等温晶化行为，并分析了Cu对Fe74Al4Ga2P12B4Si4合金晶化行为的影响。采用XRD和DSC分析晶化相组成。结果表明，Cu降低合金的晶化温度（Tx），使得DSC图像上的玻璃转变温度（Tg）消失，在铸态组织中出现淬态核。同时Cu的富集为α-Fe的形核提供大量的形核中心，阻止晶粒的长大，使合金纳米化，改变了合金的晶化方式和最终晶化产物。     

Cu对非晶Fe74Al4Ga2P12B4Si4合金晶化行为的影响

研究了Fe74Al4Ga2P12B4Si4和Fe73Al4Cu1Ga2P12B4Si4合金在500～550℃的等温晶化行为,并分析了Cu对Fe74Al4Ga2P12B4Si4合金晶化行为的影响.采用XRD和DSC分析晶化相组成.结果表明,Cu降低合金的晶化温度,使得DSC图像上的玻璃转变温度消失,在铸态组织中出现淬态核.同时Cu的富集为α-Fe的形核提供大量的形核中心,阻止晶粒的长大,使合金纳米化,改变了合金的晶化方式和最终晶化产物.     

Co66Fe4Mo2Si16B12非晶合金的晶化及磁性的研究

本文研究了Ｃｏ６５Ｆｅ４Ｍｏ２Ｓｉ１６Ｂ１２非晶合金在６５３Ｋ￣８１３Ｋ之间的不同温度退火后的晶化及磁性的变化。实验结果表明，随着退火温度升高，试样的初始磁导率明显上升，当Ｔａ＝７５３Ｋ时，合金开始晶化，分析出Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｂ、其磁导率明显降低，但仍具有较高的磁感应强度；当退火温度继续提高，合金中析出的Ｃｏ２Ｓｉ、Ｃｏ２Ｂ、ＣＯ８Ｂ的量增多，同时析出Ｆｃｃ Ｃｏ相，合金的软磁性能变得很差。     

Fe74Al4 Sn2(PSiBC)20块体非晶合金的制备与晶化研究

利用铜模吸铸法制备了φ5mm×8mm×1mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2和Fe74Al4Sn2P11 C4B4Si1块体非晶合金圆环.Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2和Fe74Al4Sn2P11C4B4Si1块体非晶合金具有较高的约化玻璃转变温度(Tg/Tm≈0.60).Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金的晶化过程是二步晶化非晶相→非晶相'+α-Fe→α-Fe+Fe3P+Fe2B+Fe3B+Fe3C,而Fe74Al4Sn2P11C4B4Si1块体非晶合金的晶化过程是一步晶化非晶相→α-Fe+Fe3P+Fe2B+Fe3B+Fe3C.一步晶化的Fe74Al4Sn2P11C4B4Si1块体非晶合金具有更宽的超冷液相区.二步晶化的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金的热磁曲线分为四个阶段室温→Tg→Tx→Tp1→高温,而一步晶化的Fe74Al4Sn2P11G4B4Si1块体非晶合金的热磁曲线分为三个阶段室温→Tg→Tx→高温.α-Fe的析出导致铁基块体非晶合金饱和磁化强度值Ms上升,而结晶化合物Fe3P、Fe2B、Fe3B和Fe3C的同时析出导致Ms值的下降.     

Fe76.5Cu1Si13.5B9非晶合金晶化过程的X射线衍射研究

Fe_(76.5)Cu_1Si_(13.5)B_9非晶合金在晶化过程中析山的α-Fe固溶体(α相)的X射线衍射峰存在不对称性并随退火温度而变化,对α相衍射峰进行分峰拟合证实,Cu原子可以促进α相形核并固溶其中,合金晶化与原始态中残存晶核无关,α相晶粒中Cu含量的不同导致衍射峰的不对称性,键合能准化学近似计算结果表明,Cu原子降低了周围原子的迁移势垒,导致合金的晶化首先在含Cu量较高的区域开始,使晶化温度降低。     

Co66Fe4Mo2Si16非晶合金的磁性与晶化

Ｃｏ６６Ｆｅ４Ｍｏ２Ｓｉ１６非晶合金在等温退火和等时退火过程中起始磁导率μｉ随退火时间的延长而增大，在ｔ＝４５ｍｉｎ时达到最大值。然后随着退火时间的延长μｉ快速下降，电子衍射图表明合金此时仍保持非晶结构；合金的饱和磁致伸缩系λｓ随退火时间的延长由负值逐渐变为正值，当ｔ＝４５ｍｉｎ时，λｓ≈０，合金在等温退火过程中起台磁导率的峰值主要来源于零磁致伸缩系数。     

Fe73Al4Ga2P12B4Si4M1非晶的制备与晶化研究

用单辊法制备了Fe73Al4Ga2P12B4Si4M1(M为Cu,Nb,Ni)非晶薄带,并用 XRD,DSC,SEM对其非晶形成能力、晶化方式和晶粒形貌尺寸进行分析.结果表明,在Fe74Al4Ga2P12B4Si4中加入Cu后,玻璃转变温度(Tg)和晶化温度(Tx)消失,只有一个晶化峰,而在其后的退火过程中为二级晶化.分析可能是Tg和Tx重叠消失,用Nh和Ni替代后,合金的Tx和Tg都升高,而其过冷液相区减小,其晶化方式均为二级晶化.用扫描电镜观察原始试样晶化后颗粒呈菊花状,颗粒较大;用Cu替代晶粒尺寸明显减小,而且含Cu化合物呈网络状;用Nb替代之后,颗粒呈蘑菇状,晶粒也有一定程度的减小;用Nj替代后,晶化颗粒呈针状,颗粒较为细小.     

Co72.5Fe1.5Mn4Si5B17非晶合金晶化行为的研究

利用差热分析仪和X射线衍射仪研究了非晶合金Co72．5Fe1．5Mn4Si5B17的晶化行为。结果表明，该非晶合金有两个晶化阶段，第一阶段的起始晶化温度为419．0℃，峰值温度为431．4℃，第二阶段的峰值温度为583．6℃。在430-490℃间退火30min后，析出Co的立方相；在550～600℃之间退火30min，晶化相为Co的立方相、Co3B、Co2B、FeSi2和Mn3CO7。     

高密度脉冲电流对Fe—Si—B非晶合金晶化过程的影响

对非晶Ｆｅ７８Ｓｉ９Ｂ１３合金进行了连续高密度超短脉冲电流处理和对应的等温退火处理，用Ｍｏｓｓｂａｕｅｒ谱学技术研究处理后非晶试样的微观结构变化与晶化行为。实验结果表明，脉冲电流处理明显促进非晶合金的晶化，电脉冲对晶化的影响取决于脉冲电流对非晶中原子扩散的激励作用。     

铜模吸铸法制备的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2非晶合金圆棒及圆管块体

利用铜模吸铸法制备了直径1．0mm,1．5mm和2．0mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金圆棒,利用振动样品磁强计测试了圆棒的磁性能,其饱和磁感应强度较高,矫顽力较低。利用铜模吸铸法制备了Ф5mm×庐7mm×15mm的Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金圆管,并测试了其DSC曲线,块体非晶合金圆管与块体非晶合金圆棒的热性质一致。Fe74Al4Sn2P10Si4B4C2块体非晶合金显示出优良的铸造性能。     

Fe41Co7Cr15Mo14Y2C15B6大块非晶合金的变温晶化动力学研究

采用差热分析法(DTA)研究了具有高玻璃形成能力的Fe41Co7Cr15Mo14Y2C15B6块体非晶合金的变温晶化动力学.由热分析曲线得到玻璃转变温度Tg、晶化起始温度Tx和晶化峰值温度Tp1、Tp2,这些特征温度具有明显的动力学效应.运用Kissinger法和Ozawa法分别计算出不同升温速率下该Fe基块体非晶合金的玻璃转变激活能Eg、晶化激活能Ex与激活能Ep1、Ep2.采用Kissinger方法和Ozawa方法解释了此大块非晶合金具有高的热稳定性的热力学机制.     

（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金非等温晶化动力学效应

采用旋铸急冷工艺在大气环境中制备出了（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金带材。X射线衍射（XRD）分析表明样品为完全非晶。用Diamond TG／DTA差热分析仪在高纯氩气保护下测量了非晶薄带的热稳定性参数Tg，Txi，Tpi并分析其晶化行为，加热速度分别为10K／min，20K／min，30K／min，40K／min。（Ni0.75Fe0.25）78Si10B12非晶合金的Tg，Txi，Tpi均随加热速率的增加而增加，说明其玻璃转变和晶化行为均有动力学效应。分别用Kissinger法和Ozawa法计算该非晶合金的晶化激活能，2种方法的计算结果是一致的。对试样在通高纯氩气保护下，进行等温（695K，715K，745K，765K，保温60min）退火处理，利用XRD分析了非晶合金等温晶化时相转变及组织转变。合金在715K和745K温度退火时，在非晶基体上析出了单一的γ-（Fe，Ni）固溶体，平均晶粒尺寸分别约为10.3nm和18．5nm，765K退火处理后的结晶相为γ-（Fe，Ni），Fe2Si，Ni2Si和Fe3B，平均晶粒尺寸约29．6nm。     

Zr65Al7.5Cu17.5Ni10大块非晶态合金的制备及晶化过程

采用直接水淬法成功制备直径５ｍｍ球状Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０大块非晶态合金。Ｘ射线衍射、透射电镜检验证明样品完全为非晶态。采用Ｘ射线衍射、差示扫描热分析仪（ＤＳＣ）分析了Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶态合金的晶化过程,利用Ｋｉｓｓｉｎｇｅｒ方程求得Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶合金的晶化表观激活能。Ｘ射线衍射实验结果表明,Ｚｒ６５Ａｌ７．５Ｃｕ１７．５Ｎｉ１０非晶态合金的晶化是按下面的次序进行的,非晶态合金→体心立方晶相Ｚｒ２（Ｎｉ,Ａｌ）＋非晶相→体心立方相Ｚｒ２（Ｎｉ,Ａｌ）＋体心立方相Ｚｒ２（Ｃｕ,Ａｌ）。     

Nd56Fe30Al10Dy4大块非晶合金晶化过程中磁性及微观结构的研究

采用铜模吸铸法制备Nd56Fe30Al10Dy4大块非晶合金,利用差示扫描量热仪(DSC)、振动样品磁强计(VSM)、X射线衍射仪(XRD)和扫描电镜(SEM)研究了该合金晶化过程中磁性及微观结构的变化。结果表明,铸态下合金表现为明显的硬磁性,在765 K退火后,合金中有少量晶态相产生,内禀矫顽力和饱和磁化强度略有下降。随着退火温度升高,合金中晶态相的相对含量逐渐增加,非晶相的相对含量逐渐减少,饱和磁化强度逐渐降低,但其内禀矫顽力变化不大。810 K退火后,合金完全晶化,铁磁性消失。结合合金的磁性能、微观结构、铁磁交换耦合作用的结果分析,Nd基大块非晶合金的矫顽力来源于合金中非晶相,但非晶相的相对含量却对矫顽力影响不大,这可以用强钉扎机制进行解释。     

大块非晶Nd_(60)Fe_(20)Co_(10)Al_(10)合金在晶化过程中磁粘滞行为的研究

通过铜模吸铸法制备出了Nd_(60)Fe_(20)Co_(10)Al_(10)大块非晶合金,研究了该合金在晶化过程中的结构与磁性能,并利用等待时间法研究了其在晶化过程中的磁粘滞行为,结果表明:在453~783 K温度退火时,合金的磁性能变化不大。当退火温度高于783 K时,合金的剩余磁化强度(M_r)、饱和磁化强度(M_s)和矫顽力(_iH_c)的值均急剧降低,在803K退火后,合金完全晶化,铁磁性消失。当合金在703和753 K退火后,合金的激活体积v_a和激活直径Da的数值变化不大,而合金的扰动场H_f则呈现先上升后下降的现象,并且在703 K时达到最大值,这是因为703 K样品中存在的亚稳相造成了扰动场的增加。此外,还讨论了这些微观磁性参数与合金宏观磁性能的关联性。     

贫稀土Pr4.5Fe77B18.5非晶合金晶化动力学研究

利用X射线衍射分析仪、透射电镜、振动样品磁强计和差示扫描量热仪研究贫稀土非晶Pr4.5Fe77B18.5合金中Fe3B/Pr2Fe14B复合纳米晶的晶体结构、磁性能及其晶化动力学.结果表明,经650℃晶化退火处理后,Pr4.5Fe77B18.5合金的晶化相主要由软磁相Fe3B和硬磁相Pr2Fe14B组成,而且退火后复合纳米晶磁体晶粒细小、分布均匀,磁滞回线呈现单一的硬磁特征,表明其具有较强的交换耦合作用.晶化动力学研究表明,软磁相Fe3B易成核、难生长和Pr2Fe14B相的难成核易生长的晶化行为是Fe3B/Pr2Fe14B复合纳米磁体具有较好磁耦合性能的根本原因.     

晶化对Co43Fe20Ta5.5B31.5非晶合金磁性能的影响

采用单辊甩带法制备了Co43Fe20Ta5.5B31.5非晶合金薄带,利用差热分析、X-射线衍射以及振动样品磁强计研究了等温晶化和非等温晶化条件下晶化对显微组织和磁性能的影响.结果表明,等温晶化时,饱和磁感应强度Ms和矫顽力Hc都随晶化体积分数α的增加而增加.经过928 K保温55 min的晶化处理以后,合金的Ms值由制备态的37.2增加到58.4 A·m2/kg,与此同时矫顽力也由制备态的1.25×79.6 A/m增加到634.45×79.6 A/m.当只有(Co, Fe)21Ta2B6相析出时,Hc和Ms的增加幅度都比较小.随着晶化的进行,当晶体相(Co,Fe)3B2和(Co,Fe)B析出时Hc和Ms都发生突然增高.在非等温晶化条件下,Ms随终止温度的提高而单调增大,但增加幅度很小.Hc随终止晶化温度的提高而变化的幅度较大,并且变化非单调.在第1个晶化峰温度范围之内时,Hc随终止温度升高而提高,但终止温度高于第2个晶化峰结束温度时,矫顽力又急剧下降.终止温度从968 K提高到1153 K时,Ms从61.74增加到67.7 A·m2/kg, 矫顽力由267.6×79.6增加到416.2×79.6 A/m.当终止温度进一步提高到1273 K时,矫顽力又下降为152.2×79.6 A/m.     

热处理对Fe61Co10Zr5W4B20块体非晶合金显微硬度与压缩强度的影响

通过铜模吸铸法获得直径为2mm的Fe61Co10Zr5W4B20块体非晶合金.采用X射线衍射（XRD）、示差扫描量热（DSC）、显微硬度及压缩试验等方法研究了非晶合金的结构、热稳定性,特别是等温热处理对其显微硬度与压缩强度的影响.结果表明,Fe61Co10Zr5W4B20非晶合金的显微硬度为1207HV0.2,压缩强度σbc为1707.6MPa.当等温热处理温度低于晶化起始温度时,硬度不随热处理时间的增长而变化;但在高于晶化峰值温度时,硬度值随时间变化先升后降.在热处理时间相同的条件下,随着处理温度的升高,合金的硬度增大,但压缩强度会逐步减小.