CN104233121A - 一种Fe基非晶纳米晶软磁材料及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种Fe基非晶纳米晶软磁材料及其制备方法，其化学通式为：Fe_83.5B₁₅Cu_1.5。该材料的制备方法包括下述步骤：(1)将Fe、Cu和B按原子比83.5：15：1.5混合；(2)将上述混合原料在氩气保护下进行反复熔炼，得到成分均匀的合金铸锭；(3)将上述合金铸锭在氩气保护下进行熔体快淬，得到非晶带材；(4)将上述非晶带材密封在石英管中，抽真空，充入高纯氩气，密封后在360℃～450℃温度下退火处理8～15分钟，之后快速淬入水中；再在420℃～430℃退火8～15分钟，即得到Fe基非晶纳米晶软磁材料。本发明材料的软磁性能优良，且制备工艺简单、成本低廉、适于工业化生产。

Description

一种Fe基非晶纳米晶软磁材料及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种Fe基软磁材料，特别涉及一种Fe(铁)基非晶纳米晶软磁材料软磁性能的热处理方法。

背景技术

非晶态软磁合金材料为20世纪70年代问世的一种新型材料，因具有铁芯损耗小、电阻率高、频率特性好、磁感应强度高、抗腐蚀性强等优点，引起了人们的极大重视，被誉为21世纪新型绿色节能材料。

近年来，随着信息处理和电力电子技术的快速发展，各种电器设备趋向高频化、小型化、节能化，而铁基非晶合金可以很好的满足这种技术需求。铁基非晶合金由于其没有晶体的有序结构而缺少磁晶各向异性，所以通常会保持较低的矫顽力和较高的磁导率，铁基非晶合金经过纳米晶化退火后，析出磁感应强度更高的α-Fe纳米晶，使得非晶/纳米晶复合材料具有更高的饱和磁感应强度，同时由于纳米晶α-Fe相通过残存的非晶相发生强烈的交换耦合作用，使得磁晶各向异性被平均，因而非晶合金经退火后形成的非晶/纳米晶复合材料往往具有更优异的软磁性能。

近年来有许多文献报道了FeBCu合金，该材料成分简单，具有优良的软磁性能，特别是具有很高的饱和磁感应强B_s，接近于Si钢，磁芯损耗也小。Cui等人发现添加4at.％P和0.7at.％的Fe_83.3Si₄B₁₂Cu_0.7合金在非晶基底上存在5-10nm的类晶体团簇(L.Y.Cui，M.He，A.Makino，T.Kubota，K.Yubuta，M.Qi，A.Inoue.Effect of Cu and P on the Crystallization Behavior of Fe-RichHetero-Amorphous FeSiB Alloy.Materials Transactions，2009，50，(11)：2515-2520)，通过添加4at％的P和0.7at％的Cu使得FeSiB合金的晶粒尺寸从200nm降低到20nm。Makino等人在Fe₈₂Si₉B₉合金系中(A.Makino，H.Men，T.Kubota，et al.New Excellent Soft Magnetic FeSiBPCu Nanocrystallized AlloysWith High B_s of 1.9T From Nanohetero-Amorphous Phase.IEEE Transaction onMagnetics，2009，45：4302-4305)，2％～4％P替代B和0.3％Cu替代Fe，结果发现这些元素的加入使粗大的α-Fe相晶粒迅速减小到晶粒尺寸小于3nm。因此在Fe基非晶纳米晶的研究中有不少的研究者认为：通过在淬态合金的非晶基底中产生大量的纳米尺寸的α-Fe晶粒，而且这些α-Fe晶粒不仅可以作为新晶粒形成的形核质点，还可以抑制晶粒的长大，以确保纳米晶保持在较优磁性能的尺寸范围内。

因此可以看出目前对于非晶纳米晶软磁材料来讲，减小晶粒的方法通常为添加替代元素，但存在的问题是在制备的过程中很难控制非晶基体中纳米晶粒的数量和大小，从而使得该类材料的应用受到了一定的限制。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术中存在的缺点，提供一种在某种制备条件下能形成非晶纳米晶、化学性质稳定、具有优良软磁性能的磁性材料。

本发明的另一个目的在于提供上述Fe基非晶纳米晶软磁材料的制备方法。

本发明的目的通过下述技术方案实现：

一种Fe基非晶纳米晶软磁材料，其化学通式为：Fe_83.5B₁₅Cu_1.5，该材料为Fe基非晶和Fe基纳米晶的混合物。所述材料宽2～3mm，厚1～2μm。

上述Fe基非晶纳米晶软磁材料的制备方法，包括下述步骤：

(1)将Fe、Cu和B按原子比83.5：15：1.5混合；

(2)将上述混合原料在氩气保护下进行反复熔炼，得到成分均匀的合金铸锭；

(3)将上述合金铸锭在氩气保护下进行熔体快淬，甩带速度为50～60m/s，得到非晶带材；

(4)将上述非晶带材密封在石英管中，抽真空，充入高纯氩气，密封后在360℃～450℃温度下退火处理8～15分钟，之后快速淬入水中；再在420℃～430℃退火8～15分钟，即得到Fe基非晶纳米晶软磁材料。

步骤(4)第一次退火的温度为390℃，第二次退火的温度为420℃，两次退火的时间均为10分钟。

步骤(4)所述抽真空至10^-3Pa以下。

步骤(2)所述熔炼的条件为于真空电弧炉或感应加热炉中，抽真空至10^-3Pa以下，用氩气清洗炉膛后，再充入氩气(充入低于1个大气压，约0.1MPa)并在其保护下进行。

步骤(3)所述熔体快淬条件为高频感应加热，抽真空至10^-4Pa以下，用氩气清洗炉膛后，充入压差0.08±0.01MPa的氩气并在其保护下进行。

步骤(4)所述充入高纯氩气的压强约为0.02MPa。

本发明与现有技术相比具有如下优点和效果：

(1)与一次性热处理相比，可以更好地控制在非晶基体上析出纳米晶粒的大小，纳米晶粒的大小、形状和分布直接决定着该材料的软磁性能。本发明中所制备Fe_83.5B₁₅Cu_1.5非晶软磁材料晶化退火之后，贴辊面主要呈现的是球形纳米颗粒，而自由面主要呈现具有长度为200-300nm的片状多孔结构。非晶态合金Fe_83.5B₁₅Cu_1.5依次在390℃预处理10分钟再在420℃热处理10分钟后获得最佳性能为B_smax＝1.83T，H_c＝8.7A/m。

(2)合金Fe_83.5B₁₅Cu_1.5的元素少，可以大大节约生产成本。

(3)制备方法采用常规的电弧熔炼和甩带设备，若要得到非晶则需熔炼后进行甩带，若要得到化合物则需要阶段退火即可合成，工艺简单、成本低廉、适于工业化生产。

附图说明

图1为实施例1所制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金的自由面与贴辊面的XRD图谱。

图2为实施例1所制备的甩带样品Fe_83.5B₁₅Cu_1.5的DSC曲线。

图3为实施例1所所制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金在360℃,390℃,420℃,450℃下热处理10min的XRD图谱。

图4为实施例1制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金的晶粒尺寸随温度变化图。

图5为实施例1制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金在热处理后的SEM(a)贴辊面与(b)自由面。

图6为实施例1未经热处理和经热处理后制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金的饱和磁感应强度Bs与矫顽力Hc随温度变化趋势图。

图7为实施例1制备的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金在不同热处理条件后的XRD图谱。

具体实施方式

下面结合实施例和附图对本发明做进一步详细的描述，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1

步骤一：将Fe、B、Cu按Fe_83.5B₁₅Cu_1.5(原子比)的比例配料；试样总重量为10g，其中Fe、B、Cu按照原子比例：83.5：15：1.5进行计算，重量分别为9.4768g、0.3295g、0.1937g。

步骤二：将步骤一配制好的原料放入电弧炉内，抽真空至10^-3Pa，用高纯氩清洗炉膛后充略低于1个大气压(约0.1MPa)的高纯氩气，在高纯氩气保护下反复熔炼5次，冷却后得到成分均匀的一钮扣状合金铸锭。

步骤三：将步骤二制备的合金铸锭简单机械破碎后，放入下端开有小孔的石英管中，高频感应加热，抽真空至10^-4Pa，用高纯氩气清洗炉膛后，充入压差0.08±0.01MPa的高纯氩气并在其保护下进行单辊熔体快淬，甩带速度为60m/s，得到宽2～3mm，厚约1μm的非晶带材。步骤三得到的样品经X射线衍射证明其是非晶材料(见图1所示)。

步骤四：将甩带后的带材样品密封在石英管中，抽真空至10^-3Pa后，充入约为0.02MPa的高纯氩气，密封后在360℃～450℃温度下(取360℃、390℃、420℃、450℃)退火处理10分钟，之后快速淬入水中；之后在420℃，退火时间为10～90分钟，即得到Fe基非晶纳米晶软磁材料。

步骤四中的热处理温度是根据样品的差示扫描量热仪DSC检测结果来确定的(见图2所示)，热处理后得到的样品经X射线衍射证明已经得到纳米晶结构(见图3所示)，晶粒大小6.8nm到23.2nm(见图4所示)，外观形貌为贴辊面主要呈现的是球形纳米颗粒，而自由面主要呈现具有长度为200-300nm的片状多孔结构(见图5所示)。

用物理性能测量系统(PPMS)测量步骤三所得样品的磁化强度与矫顽力(如图6所示)。根据图6的磁化强度与矫顽力的关系曲线可得甩带后没有热处理时样品性能为B_smax＝1.60T，H_c＝13A/m。

表1Fe_83.5B₁₅Cu_1.5合金在不同热处理条件下的B_s与H_c

经计算得到的饱和磁感应强度和矫顽力结果见表1。由表1可见，该样品在经过两个阶段热处理后，软磁性能达到最佳。样品在390℃预处理10分钟再在420℃下热处理10min，软磁性能最佳，B_smax＝1.81T，H_c＝7.9A/m。而那些直接退火热处理的样品矫顽力急剧恶化。

采用差示扫描量热仪DSC对步骤三所得样品按照20K/min的升温速率进行热稳定性能测试。根据图2所示的DSC曲线，条带的晶化过程具有两个阶段，第一个宽泛的放热峰对应的是α-Fe的晶化，而第二个峰对应的是在残余非晶相中晶化形成FeB化物，结合XRD分析可知，第二放热峰属于Fe₂B的晶化形成。T_x1、T_x2是α-Fe的起始晶化温度和终止晶化温度。Fe_83.5B₁₅Cu_1.5的T_x1、T_x2分别是306℃和459℃，具有153℃的晶化区间，α-Fe有很好的热稳定性能。而且高的晶化温度表明该材料的在306℃以下工作都处于稳定状态，不会发生分解或者相变反应。

样品在360℃,390℃,420℃,450℃下热处理10min的Fe_83.5B₁₅Cu_1.5带淬态XRD如图3所示。可以看出随着热处理温度从360℃升高到450℃，α-Fe晶化加多，当温度在450℃时，晶化形成Fe₂B相。结合图2的DSC曲线可知450℃低于Fe₂B的起始晶化温度，有文献报道称Fe₈₀B₂₀在高温度速率下出现Fe₃B相，而在低温度速率下则没有出现Fe₃B，所以Fe₂B在450℃的形成可能是由于热处理迅速升温至450℃的高温度速率导致的；另外，α-Fe的形成导致B含量的分布不均，也会影响FeB化物的析出温度。

图4是条带Fe_83.5B₁₅Cu_1.5贴辊面与自由面SEM照片，从SEM图片分析条带结构可以看出条带贴辊面与自由面结构的不同。贴辊面主要呈现的是球形纳米颗粒，而自由面主要呈现具有厚度比贴辊面颗粒直径D值小的和长度为200-300nm的片状结构。在不同热处理温度下自由面与贴辊面晶化程度从XRD分析可知，淬态具有更高的晶化程度的自由面在相同的热处理温度下晶化程度明显比淬态晶化程度低的贴辊面要高。自由面及贴辊面在热处理后的晶化程度都比淬态下得到很大的提高。

Claims (9)

1.一种Fe基非晶纳米晶软磁材料，其特征在于，其化学通式为：Fe_83.5B₁₅Cu_1.5。

2.根据权利要求1所述的软磁材料，其特征在于，该材料为Fe基非晶和Fe基纳米晶的混合物。

3.根据权利要求1或2所述的软磁材料，其特征在于，该材料宽2～3mm，厚1～2μm。

4.权利要求1或2或3所述Fe基非晶纳米晶软磁材料的制备方法，其特征在于，包括下述步骤：

(1)将Fe、Cu和B按原子比83.5：15：1.5混合；

(2)将上述混合原料在氩气保护下进行反复熔炼，得到成分均匀的合金铸锭；

(3)将上述合金铸锭在氩气保护下进行熔体快淬，甩带速度为50～60m/s，得到非晶带材；

(4)将上述非晶带材密封在石英管中，抽真空，充入高纯氩气，密封后在360℃～450℃温度下退火处理8～15分钟，之后快速淬入水中；再在420℃～430℃退火8～15分钟，即得到Fe基非晶纳米晶软磁材料。

5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，步骤(4)第一次退火的温度为390℃，第二次退火的温度为420℃，两次退火的时间均为10分钟。

6.根据权利要求5所述的制备方法，其特征在于，步骤(4)所述抽真空至10^-3Pa以下。

7.根据权利要求4或5或6所述的制备方法，其特征在于，步骤(2)所述熔炼的条件为于真空电弧炉或感应加热炉中，抽真空至10^-3Pa以下，用氩气清洗炉膛后，再充入氩气并在其保护下进行。

8.根据权利要求7所述的制备方法，其特征在于，步骤(3)所述熔体快淬条件为高频感应加热，抽真空至10^-4Pa以下，用氩气清洗炉膛后，充入压差0.08±0.01MPa的氩气并在其保护下进行。

9.根据权利要求8所述的制备方法，其特征在于，步骤(4)所述充入高纯氩气的压强为0.02MPa。