钴基非晶合金的制备与晶化动力学研究(8)

兰州理工大学硕七学位论文同保温时间后的磁滞回线，由图可以比较几种退火试样的磁性能。：一原样品．一Ｓ１‘一Ｓ２．?Ｓ３．一Ｓ４：一Ｓ５?ｊ《－‘女鼻月《∥矽蚓｝●一ｊ。ｊ●．●●●．Ｆｉｌｅｆｄ０，ＯｅＪ圉３。７试样在９２９Ｋ不同保温时问退火后的磁滞回线由图３．７可见，样品Ｓｌ的磁滞回线几乎重合，剩余磁感应强度Ｂｒ和剩余磁化强度Ｍｒ几乎为零，没有剩磁，磁滞损耗小。但是随着保温时间的延长，其余样品的磁滞回线出现环状区域，矫顽力增大。各样品的矫顽力如图３．８所示。，、ｏ、－，雹‘）ｏ固３．８试样在９２９Ｋ不同保温时间的矫顽力从图３．８中可以看出，保温１０分钟前矫顽力没有发生变化，几乎为零。从１０分钟到２０分钟矫顽力渐渐增大，但是增大的幅度不大，饱和磁感应强度几乎没有变化。从２０分钟到５５分钟矫顽力Ｈｃ明显增加，饱和磁感应强度增大。从图３．５已经看到，前２０分钟晶化刚刚开始，晶化产物很少。从２０分钟到５５分钟，晶化程度迅速加大，并且晶化相已经长大。因此，Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５非晶软磁合金在９２９Ｋ退火条件下，随着钴基非晶合金的制各与晶化动力学研究退火时间的延长，大量晶化相的析出以及晶化相的长大同时增大了合金的矫顽力和饱和磁感应强度。随着退火时间的加长，合金的软磁性能恶化，主要原因可能是：当样品发生晶化时，畴壁在晶相析出区域遭到很强的钉扎作用。因此，磁化过程主要由磁畴转动控制。对磁畴转动的主要阻力来源于磁晶各向异性，许多非晶合金的磁各向异性是由内应力场决定的。而随着晶化量的增大，可能使样品体内产生应力集中，不利于磁畴转动而明显增大日ｃ。２．非等温退火对合金磁性能的影响图３．９为Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３ｉ５非晶软磁合金非等温退火后的磁滞回线。懈一寸原样品∞一－一９５８Ｋ曲柏—●一９７弧?Ｉ００３Ｋ—ｏ—１０１３Ｋ——ｏ一１１５３Ｋ∞ｏ—扣１２７３Ｋｊ一ｉ》ｆ墨枷脚舶ｊｍＪ箕￡图３．９试样在非等温退火后的磁滞回线从３．９图中可以看出，各退火样品相比于原样品，各退火样品的磁滞回线出现环状区域，并且随着退火温度的升高，各样品的饱和磁感应强度逐渐增大，但是增大的幅度不大。各样品的矫顽力如图３．１０所示。退火温度（Ｋ）图３．１０试棒非等温遇火后的矫顽力兰州理工大学硕士学位论文从图３．１０中可以看出矫顽力随着退火温度的升高而增大，当退火温度为１１５３Ｋ时，矫顽力达到最大值，４１６０ｅ，但是当退火温度为１２７３Ｋ时，矫顽力又急剧降低，只有１５２Ｏｅ。３．４讨论晶化机制认为非晶晶化过程由两个不同的过程组成，（１）单原子由非晶态向晶胚（形核过程）或晶体（长大过程）的表面跃迁或扩散：（２）有序原子集团的长大及切变合并（形核）或切变沉积在长大的晶体表面（长大过程）。皿共晶成分的非晶态合金晶化过程属于初晶型（ｐｒｉｍａｒｙ）晶化方式，晶化初期先析出固溶体相；剩余的非晶相在第二阶段转化为共晶组织。很显然，对初晶型晶化形成的纳米晶结构不能用上述的有序原子集团沉积机制来解释。多晶型晶化（ｐｏｌｙｍｏｒｐｈｉｃ）常发生于成分与某一化合物相同的非晶态合金中（如ＮｉＺｒ２、ＣｏＺｒ２等），其晶化过程中晶粒生长前沿无成分堆积，直接由非晶态相通过形核长大方式形成化合物多晶体。晶粒尺寸与形核及长大速率密切相关。非晶合金的晶化是一个形核和长大过程，其驱动力为非晶相和结晶相的自由能差。图３．１１表示了非晶晶化的假想自由能曲线。该图表示在设定的退火温度下自由能随非晶相和各种结晶相的成分的变化。Ｇ代表非晶亚稳态，ａ、０分别是最终固溶体相和金属间相，Ｍ相为亚稳相。从图３．１ｌ中可以鉴别出以下的晶化过程：圈３．１１非昌合金晶化的假想自由能曲线其中Ｇ、ａ、０、Ｍ分别为非晶相、最终固溶体、稳定的金属间相和亚稳相的自由能曲线，实线表示稳定平衡相，虚线表示亚稳平衡相，带数字的箭头所指为晶化过程多晶型晶化，生成物可能为０（１）或Ｍ（２）或过饱和固溶体（３），后两者随后可能分解为ａ和０混合的平衡相（２７钴基非晶合金的制备与晶化动力学研究和３’）。非晶可以降低其自由能到共切线上的ｉｆ，和０间（４）或ａ和Ｍ间（５）的某一点上，这时是共晶型晶化。在亚稳态的情况下，ｎ和Ｍ间的共晶体随后可能进一步分解ｉｆ，和０。过饱和固溶体的粗晶型晶化（６）。由于ａ有一种成分为Ｃ。“，其浓度低于非晶的ｃ。，因此溶质从长大的晶体中转移到非晶中，最后未转变的高浓度非晶按上述其他机制的一种方式进行转变。从现有工作看来，Ｃｏ基非晶合金的晶化机制比较单一，一般以初晶型晶化为主，不像一些Ｆｅ基或ｚｒ基非晶晶化过程中首先出现相分离，然后再析出晶化相那么复杂。Ｃｏ基非晶合金在晶化初期是否形成单一晶相的纳米晶，以及形成什么相和其成分的细节关系很大，因此造成不同作者的结果各异。可以看出，哪些合金元素及其相互配合会如何影响晶化产物的种类，有待于进一步研究。Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３ｌ５合金在低于晶化温度加热时，由于是亚稳态，晶化的激活能要求很小，晶粒易长大而得不到细小和均匀分布的纳米晶体。根据非晶态金属和合金的长程无序的结构特点，Ｃｏ基非晶态合金在宏观上应该是天然的各向同性，本质上不存在磁晶各向异性，也不存在对磁壁运动成为阻力的组织上的某些不均匀性如晶界等。因而，应该具有特别“软”的磁性能。按照自由能最小原理，如果能设法使材料的磁致伸缩也接近于零，就可以获得极好的软磁性能。钴基非晶合金具有很好的磁导率，很低的矫顽力和损耗和良好的高频性能（高频损耗低，因为其电阻率较高），如果按照经典涡流损耗来考虑，损耗同电阻率成反比，同带材厚度的平方成正比。材料的磁性也受到材料本身的组成和结构的影响。金属的软磁性来源于原子未被抵消的自旋磁矩和自发磁化。过渡族金属的３ｄ层都未被填满，因此这些金属原子有剩余的自旋磁矩。Ｃｏ作为一种过渡族金属，其外层电子填充为：原子外层电子分布：３２；ｄ层电子填充规律：ｔｌｔＪ，ｔｔｔ；未抵消自旋数：３一般说来，制备态的非晶态软磁合金带材的磁性能一般。受工艺制作过程的因素影响很大。这是因为其内应力涨落与磁致伸缩的耦合造成了局域各向异性，它阻碍着磁壁的运动，使得磁导率下降和矫顽力升高。所以，实际运用的高性能非晶态软磁合金一般都要经过退火处理以消除应力效应。Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３１．５合金在９２９Ｋ和非等温退火条件下，合金的矫顽力增大，可能是因为退火温度较高，晶化相的析出造成的。ｄ２４ｓ３．５本章小结１．Ｃ０４３Ｆｅ２０Ｔａ５．５８３Ｉ．５非晶软磁合金在９２９Ｋ进行退火时，试样发生晶兰州理工大学硕士学位论文化，首先析出Ｃ０２ｌＴａ２８６相，随着退火保温时间的延长，合金中又析出（ＣｏＦｅ）３８２和（ＣｏＦｅ）Ｂ相。当保温１０ｍｉｎ时，从非晶基体中析出细小晶粒。晶粒随着保温时间得延长而增大。当保温５５ｍｉｎ时，晶粒长大成球状，球状晶粒的直径约为５１ｔｉｎ。２．合金在９２９Ｋ等温退火条件下，在保温１０９钟时，剩余磁感应强度Ｂｒ、剩余磁化强度Ｍｒ、磁滞损耗和矫顽力Ｈｃ几乎为零。随着退火时间的延长，饱和磁感应强度逐渐增大，矫顽力Ｈｅ急剧增大。合金在非等温退火后各退火样品的磁滞回线出现环状区域，并且随着退火温度的升高，各样品的饱和磁感应强度逐渐增大，但是增大的幅度不大。矫顽力随着退火温度的升高而增大，当退火温度为“５３Ｋ时，矫顽力达到最大值４１６０ｅ，但是当退火湿度为１２７３Ｋ对，矫顽力又急剧降低，只有１５２Ｏｅ。