，，，

(井岡山大學(xué)1.建筑工程學(xué)院，2.數(shù)理學(xué)院，吉安 343009)

0 引 言

自1960年由KLEMENT等[1]采用快淬工藝制備得到以來，非晶合金因具有獨(dú)特的組織結(jié)構(gòu)、高效的制備工藝、優(yōu)異的材料性能[2]和廣闊的應(yīng)用前景而一直受到研究人員的特別關(guān)注。軟磁非晶合金主要由產(chǎn)生磁性的鐵磁性金屬元素鐵、鈷、鎳和形成非晶態(tài)的類金屬元素硅、硼、磷、碳等組成，為了提高非晶合金的非晶形成能力和熱穩(wěn)定性，通常在其中添加少量的過渡族元素或稀土元素[3-4]。YASHIZAWA等[5]發(fā)現(xiàn)，在Fe-Si-B非晶合金成分的基礎(chǔ)上添加少量的銅和 M(M為鈮、鉭、鉬、鎢等)，并在適當(dāng)溫度下進(jìn)行晶化退火處理后，可以得到一種非晶和納米晶雙相結(jié)構(gòu)的鐵基非晶/納米晶合金。自此，非晶/納米晶合金以其優(yōu)良的軟磁性能引起了國內(nèi)外學(xué)者的關(guān)注，并在配電變壓器、中頻變壓器和功率因數(shù)校正器上得到了廣泛應(yīng)用[6-8]；但非晶/納米晶合金較差的高溫性能和高頻性能限制了其應(yīng)用范圍。研究表明，用鈷替代Finemet型軟磁合金中的部分鐵元素，可有效提高合金的高溫性能和高頻性能[9-11]。作者在Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9(Alloy-I)合金成分的基礎(chǔ)上，用0.7個硅原子和0.3個鈷原子取代1個硼原子，采用單輥快淬法制備了Fe73.5Co0.3Cu1Nb3Si14.2B8[Alloy-II(Co)]合金帶，將合金帶繞制成環(huán)型磁芯后在不同溫度下進(jìn)行退火處理，研究了 Alloy-II(Co)合金帶的晶化行為及其磁芯的軟磁性能，并與Alloy-I合金帶的進(jìn)行了對比。

圖1 淬火態(tài)和不同溫度退火后不同合金帶的XRD譜 Fig.1 XRD patterns of different alloy strips after quenching and annealing at different temperatures：(a) Alloy-I alloy strips and (b) Alloy-II (Co) alloy strips

1 試樣制備與試驗(yàn)方法

采用單輥快淬法制備寬20 mm、厚25 μm的Alloy-I和Alloy-II(Co)合金帶。用繞帶機(jī)將合金帶繞制成外徑40 mm、內(nèi)徑25 mm的環(huán)型磁芯，用非晶點(diǎn)焊機(jī)將其末端連接后，在無磁不銹鋼管式氣氛電阻爐中進(jìn)行退火處理，采用氮?dú)鈿夥?，退火溫度分別為350，400，450，500，550 ℃，保溫時間為100 min，空冷。將退火后的磁芯裝入護(hù)盤，用漆包線在護(hù)盤上繞上初級線圈和次級線圈，磁芯的有效磁路長度為98.44 mm，有效截面積為127.3 mm2。

采用Bruker D-9型X射線衍射儀(XRD)進(jìn)行物相分析，采用銅靶，Kα射線，特征波長為0.154 nm，掃描范圍為20°～90°，工作電流和電壓分別為40 kV和40 mA；采用SDT Q600型同步熱分析儀測差示掃描量熱(DSC)曲線，升溫速率為10 ℃·min-1，保護(hù)氣體為純度99.99%的氬氣；采用MATS-2010SD型軟磁直流測試儀和MATS-2010SA型軟磁交流測試儀分別測直流軟磁性能和交流軟磁性能，測試頻率為5～20 kHz，初級線圈和次級線圈分別為10匝和3匝；采用XL2817B型LRC數(shù)字電橋測電感和品質(zhì)因數(shù)，繞線為1匝，測試電壓為1 V，測試頻率為5～200 kHz。

2 試驗(yàn)結(jié)果與討論

2.1 非晶特性和晶化行為

由圖1可知：2種淬火態(tài)合金帶的衍射譜均表現(xiàn)出非晶結(jié)構(gòu)典型的漫散峰特征，不存在任何尖銳的晶體相衍射峰，說明這2種淬火態(tài)合金帶均為非晶態(tài)結(jié)構(gòu)；隨著退火溫度的升高，2種合金帶在2θ為45°處漫散峰的強(qiáng)度增強(qiáng)，寬度變窄；當(dāng)退火溫度升高到500 ℃時，2種合金帶均在2θ為44.7°，65°，82°處出現(xiàn)尖銳的衍射峰，與PDF卡片(35-0519，42-1329)對照可知，這3個衍射峰既對應(yīng)于體心立方(bcc)Fe3Si相的(110)、(200)、(211)晶面，又對應(yīng)于面心立方(fcc)Fe3Si相的(220)、(400)、(422)晶面；當(dāng)退火溫度達(dá)到550 ℃時，與Alloy-I合金帶相比，Alloy-II(Co)合金帶衍射峰的強(qiáng)度更強(qiáng)，寬度更窄，采用謝樂公式可計(jì)算出，Alloy-I和Alloy-II(Co)合金帶在2θ為44.7°處物相的晶粒尺寸分別為11.044 nm和12.734 nm，這表明2種合金帶經(jīng)550 ℃退火處理后均形成了非晶和納米晶共存的結(jié)構(gòu)。具有納米晶和非晶共存結(jié)構(gòu)的合金具有優(yōu)良的軟磁性能，如高飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度、高磁導(dǎo)率、低矯頑力、低剩余磁感應(yīng)強(qiáng)度和低損耗等[12-13]。在后文中，作者對550 ℃退火處理后的2種非晶/納米晶磁芯的軟磁性能進(jìn)行了研究。

由圖2可知，2種淬火態(tài)合金帶均呈兩級晶化過程，一級起始晶化溫度分別為514.4，512.8 ℃，一級晶化峰溫度分別為533.4，531.7 ℃，二級起始晶化溫度分別為665.4，671.9 ℃，二級晶化峰溫度分別為684.1，689.8 ℃，兩級起始晶化溫度的差值分別為151.0，159.1 ℃?？沙醪脚袛啵旱谝粋€晶化峰對應(yīng)軟磁固溶體的析出，即α-Fe 相的析出; 第二個晶化峰對應(yīng)剩余非晶相的晶化，主要與Co-B、Fe-B、Nb-Co 化合物的形成有關(guān)[14-16]。與Alloy-I合金帶相比，Alloy-II(Co)合金帶的一級起始晶化溫度和一級晶化峰溫度均較低，表明鈷元素的添加導(dǎo)致非晶合金的熱穩(wěn)定性略有降低[17-18]。鈷元素的添加使合金帶的一、二級起始晶化溫度差值增大，這有利于單一Fe-Si相的析出，同時抑制影響合金磁性能的Fe-B相的析出；鈷元素與鐵元素的化學(xué)性質(zhì)相近，將鈷元素添加到非晶合金體系中時，這兩種元素將形成固溶體；鈷原子通過占據(jù)鐵原子的空間點(diǎn)陣位置使合金熔體的混亂度增加，從而促進(jìn)非晶相的形成。此外，鈷元素的添加能夠延緩晶化反應(yīng)的發(fā)生，晶體相的析出被抑制，從而促進(jìn)非晶相的形成。

圖2 2種淬火態(tài)合金帶的DSC曲線Fig.2 DSC curves of two as-quenched alloy strips

2.2 非晶/納米晶磁芯的直流軟磁性能

表1中的μi為起始磁導(dǎo)率，μm為最大磁導(dǎo)率，Pu為磁滯損耗，Bs為飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度，Br為剩余磁感應(yīng)強(qiáng)度，Hc為矯頑力。由表1可知：與Alloy-I非晶/納米晶磁芯相比，Alloy-II (Co)非晶/納米晶磁芯的起始磁導(dǎo)率、最大磁導(dǎo)率、磁滯損耗、飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度、剩余磁感應(yīng)強(qiáng)度均較小，矯頑力較大，這說明鈷元素的添加降低了非晶/納米晶磁芯的直流軟磁性能。起始磁導(dǎo)率的降低在一定程度上可提高非晶/納米晶磁芯在直流偏置時的抗飽和能力和抗偏磁能力，并大大提高非晶/納米晶磁芯在含有直流分量的電磁應(yīng)用環(huán)境中的穩(wěn)定性。

表1 2種非晶/納米晶磁芯的直流軟磁性能Table 1 Direct-current soft magnetic properties of two amorphous/nanocrystal cores

圖3 不同測試頻率下Alloy-I和Alloy-II(Co)非晶/納米晶磁芯的有效振幅磁導(dǎo)率隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度的變化曲線Fig.3 Curves of effective amplitude permeability of Alloy-I (a) and Alloy-II (Co) (b) amorphous/nanocrystal cores vs maximum magnetic induction at different testing frequencies

2.3 非晶/納米晶磁芯的交流軟磁性能

圖3中的Bm為最大磁感應(yīng)強(qiáng)度，μa為有效振幅磁導(dǎo)率。由圖3可知：與Alloy-I非晶/納米晶磁芯相比，當(dāng)測試頻率和最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，Alloy-II(Co)非晶/納米晶磁芯的有效振幅磁導(dǎo)率較大；當(dāng)測試頻率不變時，2種非晶/納米晶磁芯的有效振幅磁導(dǎo)率均隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度的增大而增大；當(dāng)最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，隨著測試頻率的升高，2種非晶/納米晶磁芯的有效振幅磁導(dǎo)率均減小。

圖4中的Ps為比總損耗。由圖4可知：與Alloy-I非晶/納米晶磁芯相比，當(dāng)測試頻率和最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，Alloy-II (Co)非晶/納米晶磁芯的比總損耗較小；當(dāng)測試頻率不變時，2種非晶/納米晶磁芯的比總損耗均隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度的增大而增大；當(dāng)最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，隨著測試頻率的升高，2種非晶/納米晶磁芯的比總損耗均增大。

圖4 不同測試頻率下Alloy-I和Alloy-II (Co)非晶/納米晶磁芯的比總損耗隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度變化的曲線Fig.4 Curves of total loss ratio of Alloy-I (a) and Alloy-II (Co) (b) amorphous/nanocrystal cores vs maximum magnetic induction at different testing frequencies

圖5 不同測試頻率下Alloy-I和Alloy-II (Co)非晶/納米晶磁芯的矯頑力隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度變化的曲線Fig.5 Curves of coercive force of Alloy-I (a) and Alloy-II (Co) (b) amorphous/nanocrystal cores vs maximum magnetic induction at different testing frequencies

由圖5可知：與Alloy-I非晶/納米晶磁芯相比，當(dāng)測試頻率和最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，Alloy-II (Co)非晶/納米晶磁芯的矯頑力較??；當(dāng)測試頻率不變時，2種非晶/納米晶磁芯的矯頑力均隨最大磁感應(yīng)強(qiáng)度的增大而增大；當(dāng)最大磁感應(yīng)強(qiáng)度不變時，隨著測試頻率的升高，2種非晶/納米晶磁芯的矯頑力均增大。

圖6中的f為測試頻率，Ls為電感，Q為品質(zhì)因數(shù)。由圖6可知：當(dāng)測試頻率不變時，與Alloy-I非晶/納米晶磁芯相比，Alloy-II(Co)非晶/納米晶磁芯的電感和品質(zhì)因數(shù)均較大；隨著測試頻率的升高，2種非晶/納米晶磁芯的電感均減小，品質(zhì)因數(shù)均增大。

圖6 2種非晶/納米晶磁芯的電感和品質(zhì)因數(shù)隨測試頻率的變化曲線Fig.6 Curves of inductance (a) and quality factor (b) of two amorphous/nanocrystal cores vs testing frequency

品質(zhì)因數(shù)是磁芯在某一頻率的交流電壓下工作時所呈現(xiàn)的感抗(2πfLs)和直流電阻R的比值。由于直流電阻為常量，當(dāng)測試頻率不變時， 若Alloy-II(Co)非晶/納米晶磁芯的電感增大，則其品質(zhì)因數(shù)也增大。

3 結(jié) 論

(1) 在Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金的基礎(chǔ)上，用0.7個硅原子和0.3個鈷原子取代1個硼原子，采用單輥快淬法成功制備了Fe73.5Co0.3Cu1Nb3-Si14.2B8非晶帶，經(jīng)550 ℃熱處理后磁芯為非晶和納米晶共存的結(jié)構(gòu)。

(2) 添加鈷后，F(xiàn)e73.5Co0.3Cu1Nb3Si14.2B8非晶帶的一級起始晶化溫度和一級晶化峰溫度均降低，二級起始晶化溫度和二級晶化峰溫度均升高，兩級起始晶化溫度間的差值增大。

(3) 添加鈷后，F(xiàn)e73.5Co0.3Cu1Nb3Si14.2B8非晶/納米晶磁芯的起始磁導(dǎo)率、飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度均減小，矯頑力增大，直流軟磁性能降低；此非晶/納米晶磁芯在高頻下(小于100 kHz)的有效幅值磁導(dǎo)率、電感、品質(zhì)因數(shù)均增大，比總損耗和矯頑力均減小，交流軟磁性能提高。