硼添加对Fe-Ga合金相结构和磁致伸缩的影响

研究了（Fe0．81Ga0．19）100-xBx（x=0-20）合金的相组成和磁致伸缩特性．结果表明：x=1时，铸态合金由A2（bccFe（Ga））相和Fe2B相组成；x=5，10，15，20时，为A2相、L12（α—Fe3Ga）相和Fe2B相组成．800℃保温3h油淬后，当x=1，5时，为修正的DO3（Fe3Ga）相和Fe2B相组成；x=10，15，20时，为修正的D03相、L12相和Fe2B相组成．加入B元素后铸态合金的饱和磁致伸缩系数λs在x=1和10处出现峰值；油淬后随着B含量增加，合金的磁致伸缩系数先增大后减小，其中x=10合金的λs比相应油淬Fe81Ga19合金的λs增加了80％．油淬态合金，随B含量添加，析出Fe2B相，导致Fe-Ga合金基体中修正的D03相的Ga含量相应提高，磁致伸缩提高；随着B含量的进一步增加，合金中出现了过多的Fe2B相和L12相，磁致伸缩下降．     

铜模喷铸Fe_(100-x)Ga_x(15≤x≤30)合金的磁致伸缩

采用铜模喷铸法,制备Fe100-xGax(x=15,19,23,27.5,30)合金。实验结果表明铜模喷铸有利于改善低Ga(15≤x<23)Fe100-xGax合金的磁致伸缩,却大幅降低了高Ga(23≤x≤30)Fe100-xGax合金的磁致伸缩。以Fe81Ga19和Fe72.5Ga27.5合金为例,喷铸态Fe81Ga19样品的饱和磁致伸缩比800℃淬火态提高了7%;而喷铸态Fe72.5Ga27.5样品的饱和磁致伸缩为6.1×10-5,仅是800℃淬火态的60.4%。此外,淬火态Fe72.5Ga27.5样品的饱和磁化强度为131.21A·m2·kg-1,也高于喷铸态(126.21A·m2·kg-1)。     

玻璃组分对Fe-Ga合金熔体净化效果的影响

研究了在循环过热过程中不同组分玻璃净化剂对Fe81Ga19和Fe72.5Ga27.5合金熔体获得的过冷度及其稳定性的影响。结果表明,通过物理-化学复合净化作用,90%Na-Si-Ca+10%B2O3(记作Na-Si-Ca-B玻璃)可使Fe81Ga19合金熔体在循环过热过程中获得250K的稳定深过冷。但是,由于高温(1273K)下Na-Si-Ca-B玻璃粘度过大,在循环过热过程中会大量吸附液态Ga,会使Fe72.5Ga27.5合金发生严重的Ga元素损耗。9.4%SiO2+84.6%Na2B4O7+6%CaO(记作Na-B-Si玻璃)的净化机理与Na-Si-Ca-B玻璃相似,它能使Fe72.5Ga27.5合金获得高达325K的深过冷,且由于其适中的高温粘性可有效避免Ga元素损失的发生。     

3104合金均匀化过程中金属间化合物的演变

利用金相显微镜、扫描电镜等对不同温度、不同时间均匀化的3104合金中化合物的转变情况进行研究。结果表明,3104合金铸锭组织中的粗大化合物主要为(Fe Mn)Al_6相,少量为α-Al_(12)(Fe Mn)_3Si相,其相对比例10%。均匀化过程中(Fe Mn)Al_6相向α-Al_(12)(Fe Mn)3Si相转变,随温度升高和保温时间延长,α-Al_(12)(Fe Mn)_3Si相比例增加,在580和600℃保温20 h后,α-Al_(12)(Fe Mn)_3Si相比例达80%以上。转变过程中,α-Al_(12)(Fe Mn)_3Si相中产生细小密集的铝点,随时间延长铝点合并而变得粗大稀疏。同时,晶粒内析出Al_(12)Mn_3Si弥散相,500℃均匀化时弥散相尺寸细小密度最大。随温度升高,弥散相尺寸增大密度减小,580和600℃保温后弥散相尺寸粗大,分布稀疏。因此,580和600℃均匀化可以获得较合理的化合物比例和弥散相分布。     

热处理工艺对Heusler型Ni2MnGa合金马氏体相变的影响

采用电弧熔炼法熔炼Ni48Mn31Ga21和Ni50Mn255Ga25两种合金,并对这两种合金进行了热处理,借助交流磁化率测定、金相显微镜观察、X射线衍射等手段研究了热处理工艺条件对非化学计量比的Ni48Mn31Ga21合金马氏体相变和结构有序度的影响.结果表明(1)Ni48Mn31Ga21合金相变特征温度为Ms=305K,Mf=297K,As=313K,Af=318K,居里温度Tc=366K;(2)与空冷态相比,淬火态的马氏体转变量降低,经过400℃退火后,随着保温时间t的延长,马氏体转变量上升,当t=50h时达到最大值;(3)Ni48Mn31Ga21合金经过900℃×4d+400℃×50h热处理后,有序度明显提高.     

Fe72.5Ga27.5合金的定向凝固工艺与磁致伸缩性能研究

研究了晶体生长过程中的不同参数(温度梯度GL,晶体生长速度V)对Fe72.5Ga27.5合金晶体取向规律的影响。Fe72.5Ga27.5合金经过炉冷、空冷及淬火等热处理后,研究了热处理对<110>取向多晶合金磁致伸缩性能的影响,并通过微观组织分析进行必要的解释。结果表明:样品的性能与温度梯度和生长速度有着密切的关系。取向多晶样品热处理前后组织形貌没有明显变化,淬火后<110>轴向取向多晶FeGa样品的性能明显提高。     

Fe72.5Ga27.5合金的相结构和磁致伸缩性能

系统地研究了Fe72.5Ga27.5合金不同冷却方式和制备工艺条件下的相结构和磁致伸缩性能.结果表明该合金铸态、定向凝固态、快速凝固态和1000℃淬火时均保持D03结构.炉冷退火状态合金为D03和L12两相结构.炉冷时合金的饱和磁化强度达到140 A·m2/kg,淬火、定向凝固和快速凝固后,饱和磁化强度略低.快速凝固法制得的带材饱和磁场约为160 kA/m,远小于其它状态试样的饱和场强.退火态试样的室温饱和磁致应变为-59×10-6,铸态和定向凝固态均为53×10-6.淬火态合金的室温饱和磁致应变达到114×10-6.不同制备条件下合金的室温饱和磁致应变与其不同相结构密切相关.     

均匀化退火对Nd-Fe-Co-Ga-Zr-B合金铸锭组织及HDDR粘结磁体磁性能的影响

利用XRD,SEM,EDX等手段分析了均匀化退火对Nd12.2Fe63.8Co17.4Ga0.5Zr0.1B6合金铸锭的相组成和微观结构的影响,分析了均匀化退火温度和保温时间对氢化-歧化-脱氢-再化合(HDDR)粘结磁体磁性能的影响规律.结果表明,均匀化退火消除了Nd12.2Fe63.8Co17.4Ga0.5Zr0.1B6合金铸锭中的偏析相和α-Fe枝晶;对该合金进行(1100～1150) ℃×10 h、随炉冷却的均匀化退火处理时,随着退火温度的升高,合金中的α-Fe不断减少,在1150 ℃下对该合金进行长时间(20 h)的均匀化退火处理后,其α-Fe的含量逐渐增多;经过1150 ℃×10 h、随炉冷却的均匀化退火热处理后,Nd12.2Fe63.8Co17.4Ga0.5Zr0.1B6合金铸锭中的α-Fe显著减少,HDDR磁粉的晶粒尺寸均匀且形状规则,其粘结磁体获得了最佳磁性能:Br=0.6309 T, Hcj=676.2 kA/m,(BH)max=55.6 kJ/m3.     

不同使用温度下DD6单晶高温合金的组织演变行为

对完全热处理后的第二代单晶高温合金DD6分别在1100、1150、1200、1250、1300和1320℃温度下保温1 h后再进行空冷处理。用扫描电镜(SEM)分析经不同温度处理后合金的显微组织,通过JMat Pro相图计算和差热分析讨论合金的组织演变机理。结果表明:DD6合金在1100、1150和1200℃保温处理后,γ′相尺寸稍有增大;1250℃保温处理后,γ′相尺寸明显增大,大小分布极不均匀,大部分γ′/γ相界面为锯齿状;1300℃保温处理后,少部分未完全回溶的γ′相具有锯齿状的γ′/γ相界面,大部分γ′相回溶后重新析出不规则、细小的γ′相;1320℃保温处理后,γ′相完全回溶后重新析出不规则、细小的γ′相。合金经不同温度处理后,γ′相长大或溶解、或重新析出的相大小、形态和体积分数均不相同。在1100℃热处理后,合金中γ′相体积分数比完全热处理合金稍有增加;在其他温度下处理后,合金中γ′相体积分数比完全热处理合金的均不同程度地减小。合金完全热处理后和经过1320℃保温处理后,基体通道中没有二次γ′相析出;而在1100~1300℃热处理后,基体通道中析出细小的二次γ′相。合金在不同温度处理后得到明显不同特征的组织,表明使用温度对合金的组织有显著的影响。     

热处理对B细化Al-7Si合金中α相形态及硬度的影响

研究了热处理温度和保温时间对B细化Al-7Si合金中的α相形态与硬度的影响,并确定了最佳热处理工艺.结果表明,在450 ℃下,随着保温时间由3 h延长到12 h,初生α相的形态由不规则的树枝晶向均匀的粒状等轴晶、再向蔷薇状组织转变,保温6 h时晶粒形态最理想;在300～540 ℃之间保温8 h时,随着温度的升高,初生α相逐渐由发达的树枝晶向蔷薇状枝晶和粒状晶转变;在400 ℃和450 ℃时,可得到尺寸较小、分布均匀的粒状初生α相;在450 ℃以上保温时,初生α相又开始向粗大、无规则形态演变.通过正交试验可知,最佳热处理工艺温度为(540±10) ℃,保温6 h.