Nd7．5Fe85．9Nb0.25Dy0．75B5．5Cu0．1非晶合金中Nd2Fe14B相的晶化动力学

利用差示扫描热分析法（DSC）研究了非晶Nd7．5Fe85．9Nb0.25Dy0．75B5．5Cu0．1合金中Nd2Fe14B相的晶化动力学。结果表明：当非晶合金以10℃／min升温时,Nd2Fe14B的晶化峰值温度为697.93℃,晶化初期Nd2Fe14B相的晶化激活能为372．17kJ／mol,随其晶化体积分数的增加,晶化激活能逐渐减小。     

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。     

预退火对纳米晶Fe86Zr7B6Cu1合金显微组织和软磁性能的影响

研究在常规退火前的高温短时间预退火对非晶Fe86Zr7B6Cu1合金晶化过程的影响,通过分析温度对形核速率和晶粒长大速率的影响规律,讨论预退火对非晶Fe86Zr7B6Cu1合金晶化过程的影响机制。结果表明,合适的预退火引起纳米晶Fe86Zr7B6Cu1合金中结晶α-Fe相的晶粒尺寸的减小和体积分数的增加。非晶Fe86Zr7B6Cu1合金经600℃退火1 h后的结晶α-Fe相的晶粒尺寸和体积分数分别为13.2 nm和65.2%,而在750℃保温2 min再在600℃退火1 h后的结晶α-Fe相的晶粒尺寸和体积分数分别为9.5 nm和72.4%。在750℃保温2 min再在600℃退火1 h后的试样比常规退火得到的试样具有更为优良的软磁性能。     

Fe基非晶及纳米晶合金的制备和电化学腐蚀行为

分别采用单辊甩带法和非晶晶化退火法制备出非晶及纳米晶合金Fe73.5Si13.5B9Nb3Cu1;利用DSC、XRD和TEM对该非晶合金的晶化行为进行了分析;并用电化学极化曲线的方法和电化学阻抗技术研究了该非晶合金经不同温度退火后在1mol/LHCl溶液里的电化学腐蚀行为。结果表明,该非晶合金的晶化过程出现2个阶段。当退火温度为500℃时,合金尚未晶化,仍保持非晶态;当温度达到550℃时,出现了晶化衍射峰,晶粒平均直径约13nm;当温度达到600℃时,晶粒平均直径约为15nm。经过退火得到的纳米晶合金的腐蚀电位大于未退火的非晶,且阳极电流密度变得更低,表明纳米晶状态时的耐腐蚀性能比非晶状态的更好。该非晶合金未退火、550℃退火和600℃退火时的EIS均由单一容抗弧构成,具有一时间常数;且随着退火温度升高,电化学反应电荷转移电阻在增大。     

单相纳米晶Nd12.3Fe79.2Nb2.5B6合金的交换耦合作用与显微组织

采用熔体快淬及晶化退火工艺制备了含铌单相纳米晶Nd12.3Fe79.2Nb2.5B6合金,研究添加Nb对单相Nd2Fe14B纳米晶合金的磁性能、交换耦合和微观结构的影响规律.结果表明:Nb的添加提高了合金的非晶热稳定性,使得合金最佳晶化温度升高;合金晶化退火后,Nb可使晶粒尺寸分布均匀,并得到单一Nd2Fe14B相;晶粒边界比较完整,存在共格、半共格或大角度晶界,但没有观察到晶界相.上述结构可有效提高合金的磁性能,增强交换耦合作用.通过对Nd12.3Fe79.2Nb2.5B6合金磁性能分析可知:650 ℃晶化退火10 min后的合金性能最佳,交换耦合作用最强.     

Sn和B对Fe基非晶合金条带热稳定性的影响

采用DSC技术检测添加了Sn和B的Fe基非晶合金在不同加热速率下特征温度,并计算出Fe基非晶合金的晶化激活能以分析Sn和B对合金热稳定性的影响。结果表明,加入Sn或B均可使Fe基非晶合金的晶化激活能减小,热稳定性下降。     

高压下Fe78Si9B13纳米晶块体合金的制备

借助XRD、DTA等分析手段,研究了快淬Fe78Si9B13非晶带的热稳定性,分析了高压烧结条件对球磨非晶粉末烧结获得的块体合金相对密度和晶粒尺寸的影响。结果表明：该非晶合金中,a—Fe相初始晶化温度为469℃,Fe2B第二相初始析出温度为509℃;在P=5．5GPa高压烧结条件下,随着烧结功率Pw的增加,块体合金的a-Fe相晶粒尺寸D逐渐增大,在10．3～14．2nm之间;块体合金的相对密度也随烧结功率Pw升高而增大,当Pw=1207W时,获得了相对密度为99．6％的a—Fe单相纳米晶块体合金,其饱和磁化强度Js=1．52T,矫顽力Hc=1．9kA／m。     

高强脉冲电流工艺参数对Fe基非晶合金纳米晶化的影响

高强脉冲电流能使Fe基非晶合金在低于非晶转变温度70～100K的条件下实现快速晶化。脉冲频率和处理时间对Fe基非晶合金晶化过程有显著影响。在高强脉冲电流的作用下,随着处理时间的增加,Fe基非晶合金先发生结构弛豫,然后在某一临界处理时间之后发生快速晶化,析出大量的α-Fe(Si)纳米相,最后晶化过程趋于稳定。提高脉冲频率f,可以有效缩短临界处理时间,但不改变Fe基非晶合金纳米晶化过程中显微硬度的变化趋势。与等温退火工艺相比,高强脉冲电流处理是一种高效的非晶合金快速晶化方法。     

Fe73.5CulNb3Si13.5B9非晶合金的晶化动力学

用差热分析(DTA)结合X射线衍射(XRD),研究了Fe73.5Cu1Nb3 Si13.5B9非晶合金的晶化动力学.结果表明:温度在0～700℃范围内,该合金的晶化相为α-Fe和Fe2B;α-Fe相晶化表观激活能为452.39 kJ/mol,Fe2B相的晶化表观激活能395.23 kJ/mol;两相在晶化初期激活能最小,随晶化量Xc的增加而迅速增大,在a-Fe的体积分数为30%～80%,Fe2B的体积分数为40%～80%时,呈现极大值.     

Nb对非晶态Fe—Co—Nd—B合金的晶化动力学的影响

在Fe-Co-Nd-B非晶合金中添加4%的Nb(原子分数)可延迟其晶化过程,提高晶化温度,并使其热稳定性显著提高.Nb抑制Fle3B晶化相的形核,但促进Fe23B6相的形核及长大.Nb可使晶化相的平均晶粒尺寸从30-60 nm减至14-20 nm.Nb使由初始晶化温度计算的晶化激活能明显降低.Fe-Co-Nd-B合金中,α-Fe(Co),Fe3B和Nd2(Fe,Co)14B晶化相的形核过程要难于长大过程,而加Nb后α-Re(Co),Fe23B6和Nd2(Fe,Co)14B晶化相的长大过程要难于形核过程,但Nb基本未改变晶化相的形核及长大机制.非晶合金的晶化主要是一维界面控制的形核以及形核率随时间减小的三维长大过程.     

Fe80Si9B11非晶合金薄带热膨胀特性和结构弛豫分析

提出了采用推杆式热膨胀仪测试非晶合金薄带热膨胀特性的新方法。分析了Fe80Si9B11非晶薄带的热膨胀曲特性和非晶合金晶化过程。根据R．G．Zheng理论分析了结构弛豫中自由体积比变化,发现自由体积比曲线出现双峰。结合晶化前发生相分离的理论分析了这种变化的原因。分析表明：铁基非晶Fe80Si9B11晶化过程中先形成a—Fe（Si）相,再析出FesB、二次a—Fe（Si）相。晶化前先发生相分离,自由体积比增大,然后析出结晶相a—Fe（si）,自由体积比降低。随温度升高,B偏聚,自由体积比增大,随后析出Fe3B、二次a—Fe（Si）相,自由体积比降低。     

（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。     

Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5非晶合金晶化动力学的研究

利用X射线衍射、透射电镜、振动样品磁强计和差热分析研究了非晶Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5合金中α-Fe/Sm2(Fe,Si)17Cx复合纳米相结构的形成过程、磁性及其晶化动力学.XRD结果表明,随着退火温度的升高,Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5非晶合金先后析出软磁相α-Fe和硬磁相Sm2(Fe,Si)17Cx;当经高温750℃晶化退火后,经Scherrer计算得到合金中α-Fe相和Sm2(Fe,Si)17Cx的晶粒尺寸分别为65.5和22.1nm,其矫顽力增加到58.11kA/m,剩磁为0.967T.晶化动力学分析发现,这种具有较低初始晶化激活能和阶段生长激活能的晶化行为是导致α-Fe相晶粒生长过于粗大和合金中α-Fe和Sm2(Fe,Si)17Cx复合纳米磁体磁耦合性能较差的根本原因.     

Nd—Dy—Fe—Co—B快淬非晶合金的晶化动力学

用差热分析（DTA）,结合X射线衍射（XRD）研究了Nd-Dy-Fe-Co-B非晶合金的晶化动力学。结果表明,温度低于800℃不同升温速率的升温过程中,合金Nd7.5Dy1.5Fe70Co16B5中先后出现三个晶化相：软磁相α-Fe相、亚稳相Nd2Fe23B3和硬磁相Nd2Fe14B。三个晶化相的晶化激活能随晶化份数的增加而降低。α－F的表面激活能为98.09kJ/mol,Nd2Fe23B3和Nd2Fe14B的分别为131．79kJ/mol和129．20kJ/mol.Nd2Fe14B和α－Fe相的晶化行为表明Nd7 .5Dy1.5Fe70Co16B5合金退火时容易形成晶粒粗大的Nd2Fe14B/α-Fe微结构的原因,是Nd2Fe14B和α-Fe相都容易长大造成的。     

放电等离子烧结制备Fe75Zr3Si13B9磁性材料

采用机械合金化技术制备Fe75Zr3Si13B9非晶合金粉体,利用SPS放电等离子烧结技术在不同烧结温度下将非晶合金粉体制备成d20 mm×7 mm的块体非晶纳米晶合金。采用XRD和DSC分析了Fe75Zr3Si13B9非晶合金粉体的相组成、玻璃转变温度Tg、开始晶化温度Tx和晶化峰温度Tp。然后利用XRD、SEM、Gleeble3500、VSM分析不同烧结温度下块体的相转变、微观形貌、力学性能和磁性能。研究表明,在500 MPa的烧结压力下,随着烧结温度的升高,非晶相开始晶化形成非晶纳米晶双相结构,同时,样品的致密度、抗压强度、微观硬度、饱和磁化强度均显著提高。最后在500 MPa的烧结压力和863.15 K的烧结温度下,获得密度6.9325 g/cm3、抗压强度1140.28 MPa、饱和磁化强度1.28 T的非晶纳米晶磁性材料。     

Co含量对FeCoZrB合金热性能、晶化过程及磁性能的影响

采用单辊快淬法制备(Fe1-xCox)76Zr9B15(x=0,0.25,0.5)非晶合金薄带,并对3种合金进行不同温度热处理。利用差热分析仪(DTA)、X射线衍射仪(XRD)和振动样品磁强计(VSM)研究3种合金的晶化行为、微观结构和磁性能。结果表明,Fe76Zr9B15、Fe57Co19Zr9B15和Fe38Co38Zr9B15合金的晶化激活能分别为363.50、434.86和536.33 k J/mol。Fe76Zr9B15非晶合金的初始晶化产物为Fe23B6型相和α-Fe相,Fe57Co19Zr9B15非晶合金的初始晶化产物为α-Mn型相和α-Fe(Co)相,Fe38Co38Zr9B15非晶合金的初始晶化产物为α-Fe(Co)相。随着热处理温度的增加,(Fe1-xCox)76Zr9B15(x=0,0.25,0.5)合金的矫顽力随各自晶化产物的不同而发生改变。     

热处理条件对Fe_(80)Zr_(10)B_(10)合金的晶化过程和磁性能的影响

采用单辊快淬法制备Fe80Zr10B10非晶合金,并对该合金进行不同温度及不同保温时间热处理。利用X射线衍射仪(XRD)、透射电镜(TEM)和振动样品磁强计(VSM)对合金的晶化过程和磁性能进行测试分析。结果表明:Fe80Zr10B10非晶合金经550℃退火保温不同时间,仅析出α-Fe相。经600℃退火,保温1 min后晶化产物为α-Fe相和χ相(α-Mn型相),χ相为亚稳相,随保温时间延长,χ相转变为α-Fe相。经650℃退火,保温1 min的晶化产物为Laves C14(λ)相,随保温时间增加,λ相向α-Fe相转变,并伴有Fe3Zr相和Fe2Zr相析出。合金经550℃退火,矫顽力(Hc)随保温时间的延长变化不大,比饱和磁化强度(Ms)逐渐增大。600℃退火,矫顽力(Hc)在合金保温10 min后达到最大值然后减小,比饱和磁化强度(Ms)在合金保温10 min后达到最小值,然后增大。650℃退火,矫顽力(Hc)随保温时间的增加而减小,比饱和磁化强度(Ms)逐渐增大。     

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.     

低温热处理增强α-Fe/Sm2Fe17Cx纳米复合永磁合金磁性能的机制研究

采用X射线衍射分析、透射电子显微镜、振动样品磁强计研究了经400℃低温热处理前后对Sm5Fe80Cu1Si5B3C2.5Zr<3.5>非晶合金的非晶微结构、晶化后纳米复合永磁体的组织结构及磁性能的影响规律.结果表明,非晶合金直接于750℃退火后软磁α-Fe相和硬磁Sm2(Fe,Si)17Cx相的尺寸分别为50.6和20.6nm,体积分数分别为71.1%和28.9%;而经400℃热处理后复纳米晶组织结构中α-Fe相和Sm2(Fe,Si)17Cx相的晶粒尺寸分别改变为36.5和24.4nm,体积分数分别为76.7%和23.3%,磁交换耦合作用明显增强.径向分布函数计算表明,低温热处理优化了非晶合金的短程有序范围、配位数和最近邻原子间距等微结构参数,改变了原始态非晶合金中α-Fe相和Sm2(Fe,Si)17Cx相的晶化行为,这是细化α-Fe/Sm2(Fe,Si)17Cx复合纳米晶结构和提高磁耦合性能的根本原因.     

热处理条件对Fe84 Zr7 B9非晶合金微观结构的影响

利用单辊快淬法制备了Fe84Zr7B9非晶合金,并对其进行了不同温度的退火处理,在降温过程中采用不抽真空和持续抽真空两种方式.利用X射线衍射(XRD)和透射电镜(TEM)研究了热处理后合金的物相及显微组织.结果表明:在退火降温过程中不抽真空时,Fe84Zr7B9非晶合金的初始晶化产物为α-Fe相和B2O3相,晶化过程为...