可变形永磁合金Cu_80_Ni_13_Fe_7的研究

可变形永磁合金Cu 80Ni 13Fe 7的研究刘亚东　张　辉　滕　蛟　王立锦　于广华　朱逢吾北京科技大学材料科学与工程学院,北京100083摘　要　研制了一种新成分的Cu 80Ni 13Fe 7合金,其加工性能优于传统Cu 60Ni 20Fe 20合金,并成功轧制成012mm 厚的薄带.系统研究了回火温度与回火时间对该合金磁性能的影响.研究结果表明,CuNiFe 合金只有经过适当的回火处理才能得到较好的磁学性能.在635℃回火1h 后,矫顽力H c可达到5412kA ・m -1,剩磁感应B r 为0119T ,矩形比S 为0179.磁性测量表明,在635℃回火1h 后样品平行于轧制方向和垂直于轧制方向的矫顽力H c 差别较大,而在其他回火条件下的差别都比较小.新研制的Cu 80Ni 13Fe 7合金可作为磁栅尺的备选材料.关键词　永磁合金;磁学性能;回火处理;磁栅尺分类号　TM 274;O 482154收稿日期:20050919　修回日期:20060419基金项目:国家“863”计划资助项目(No.2003AA325010)作者简介:刘亚东(1980—),男,硕士研究生;于广华(1966—),男,教授,博士 磁栅尺是数控机床上广泛应用的一种位移传感器,对于数控机床的加工精度非常重要.磁栅尺主要是由磁栅和磁头组成[1].磁栅通常为一磁性薄带,上面录有等间距的磁信号.工作时,磁头相对于磁栅移动,并把磁栅上的磁信号转换为电信号,经过电路处理将信号放大,实现对位置或位移的测量.对于磁栅尺,矫顽力通常要求在32～56kA ・m -1之间,长度要求为几米到几十米.国外采用可变形永磁合金制造出符合要求的磁栅尺用磁带材料.可变形永磁合金具有非常好的加工性能,容易加工成尺寸小、精度高的永磁元件(如丝、带和其他复杂形状);同时,可变形永磁合金还具有很好的磁学性能.这使得它在传感器、仪器仪表等领域有不可替代的作用.目前,常用的可变形永磁合金有FeCoCr 和CuNiFe.它们都是通过失稳分解(spinodal decomposition )来获得永磁性能的.但是,FeCoCr 由于含有昂贵元素Co ,而且其热处理工艺较为复杂,使得其成本较高.传统的铜镍铁合金成分[2]为Cu 60%,Fe 20%,Ni 20%(质量分数).其基本的磁学性能为矫顽力H c =36～40kA ・m -1,剩磁B r =0150～0155T.国内20世纪80年代曾研究过铜镍铁永磁合金,其基本磁学性能为B r =014～016T ,H c =312～614kA ・m -1,矫顽力很低,不能应用.实际应用表明,传统的Cu 60Ni 20Fe 20合金在使用过程中,其磁性能会随着时间的延长而下降,造成仪器工作性能降低.国外的研究表明通过工艺调整可解决上述问题[3].本文设计了一种新的合金成分,成功制备出了综合性能优良的CuNiFe 合金.图1　012mm 厚的Cu 80Ni 13Fe 7合金薄带Fig.1　Cu 80Ni 13Fe 7alloy ribbon with a thickness of 012mm1　实验将80%Cu ,13%Ni ,7%Fe (纯度都超过9919%)经真空熔炼,浇铸成铜镍铁合金棒.棒材在真空炉中进行均匀化处理:炉温1050℃,保温5h ,油淬.然后轧成厚度012mm 的薄带(如图1所示).在高真空(优于10-4Pa )下回火,回火温度为600,620,635,650,675℃,回火时间为1,2,3h.样品的磁滞回线用VSM 测试.通过公式B =μ0(H +M )将M -H 曲线转换成B -H 曲线后得到合金的矫顽力H c ,矩形比S 由M -H 曲线第28卷第12期2006年12月北京科技大学学报Journal of U niversity of Science and T echnology B eijingV ol.28N o.12Dec.2006得到.2　结果与讨论图2是不同回火时间下矫顽力H c 随回火温度的变化曲线.从图中可以看出:当回火温度低于635℃,回火1h 或2h 后,随着回火温度增加,H c 逐渐变大;而对回火3h 的试样,回火温度对H c 的影响不明显.当回火温度超过635℃时,H c开始减小.在635℃回火1h 的H c 最高,达到了5412kA ・m -1.对于同一回火温度,如600℃时,随着回火时间的增加,H c 是逐渐变大的;而在650和675℃时,则是逐渐减小.在回火温度为620和635℃时,回火时间影响不明显.从图2来看,回火温度为635℃,回火时间1h 可以得到较高的H c.图2　不同回火时间下矫顽力H c 随回火温度的变化曲线Fig.2　Curves of H c to tempering temperature at different tem 2pering time从图3可以看出:当回火温度低于635℃,回火时间对B r 的影响不明显.回火温度超过635℃,不同回火时间下B r 都开始减小,而且回火时间越长,B r 下降的越快.在635℃回火1h 后,B r 达到最大值为0119T.图3　不同回火时间下B r 随回火温度的变化曲线Fig.3　Curves of B r to tempering temperature at different tem 2pering time图4给出不同回火时间下矩形比S 随回火温度的变化曲线.从图上可看出,在635℃回火1h 样品的矩形比最高,达到了0179.该回火时间下,不同的回火温度对矩形比的影响较大.对于2和3h 的回火,在回火温度低于635℃时,回火时间对矩形比的影响不是很明显;当回火温度超过635℃时,矩形比则都开始减小,而且回火时间越长,S 下降得越快.图4　不同回火时间下矩形比S 随回火温度的变化曲线Fig.4　Curves of S to tempering temperature at different tem 2pering time图2～4表明,Cu 80Ni 13Fe 7合金只有经过适当的回火处理才能得到较好的磁学性能,其他成分的CuNiFe 合金也有类似的结果[2,4].可以从CuNiFe 合金相变过程中微结构的变化来解释以上实验结果.CuNiFe 合金经过高温淬火后得到过饱和的单相固溶体,回火后发生失稳分解(spinodal de 2composition )形成一个富NiFe 的铁磁性相和一个富Cu 相,铁磁性相分散在富Cu 相基体中[2].因此,CuNiFe 合金的磁性能和失稳分解后微结构有关.磁滞回线的测量表明,富Cu 相为非磁性相,因此不存在铁磁相和弱铁磁相的耦合作用.而且铁磁相的磁晶各向异性比较小,其矫顽力主要来源于磁性相的形状各向异性[2].在失稳分解初期,随着回火温度的升高或回火时间的延长,合金中磁性相和非磁性相的成分会不断变化,最后达到平衡值.在回火温度较低或回火时间较短时,失稳分解进行得不完全,磁性相的成分未达到平衡值,其磁性能较差.随着回火温度或回火时间增加,失稳分解完全进行,合金中两相的成分都达到了平衡值[2,5].如果磁性颗粒尺寸比较合适,则合金的磁性相将保持单畴态,磁化过程主要是磁矩的一致转动,此时合金的H c 最大.但是当回火温度或时间进一步增加,磁性颗粒长大,超过单畴的临界尺寸,这时会导致有效磁各向异性下降,而・2311・北　京　科　技　大　学　学　报2006年第12期且其磁化过程也发生改变,会出现磁矩的非一致转动如涡旋式(curling mode )和曲折式(buckling mode )转动.它们决定的矫顽力和颗粒的直径有关,并且总小于一致转动决定的矫顽力[2,4,6].图5为回火温度及时间分别为635℃,1h 和675℃,3h 样品平行于轧制方向和垂直于轧制方向的磁滞回线.由图5(a )可知,在635℃回火1h ,垂直于轧向和平行于轧向的H c 相差较大,而在675℃回火3h 的两个方向的H c 均较小,且差别很小(见图5(b )).电镜观察表明[2,4],CuNiFe 合金中磁性相为扁长的椭球颗粒,且长轴沿轧向,在形状各向异性决定的矫顽力的情况下,矫顽力和该椭球颗粒长短轴方向的退磁因子Na ,Nb 有关.由图5中的磁滞回线来看,轧向是CuNiFe 合金的易轴方向(即和长轴平行方向),垂直于轧向为难轴方向(即和短轴平行向).图5(a )中合金表现出较强的形状各向异性(Na 和Nb 差别大),而图5(b )中的形状各向异性较弱(Na 和Nb 差别小).这说明合金中颗粒的形状和尺寸受不同回火工艺的影响.在适当温度下回火时,为降低其界面能,磁性颗粒会长大,且细长的椭球形磁性颗粒有向球形转变的趋势.因此,经较高温度(675℃)和较长时间(3h )回火后,一方面合金中磁性颗粒平均尺寸增加较快,导致H c 降低;另一方面,其长轴与短轴比变小,导致易轴方向和难轴方向的H c 的差别变小.图5　Cu 80Ni 13Fe 7合金经不同回火处理后的磁滞回线Fig.5　H ysteresis loop of Cu 80Ni 13Fe 7after different tempering treatments3　结论研制出一种新的Cu 80Ni 13Fe 7合金,其加工性能优于传统Cu 60Ni 20Fe 20合金,并成功轧制成012mm 厚的薄带.在635℃回火1h 后,H c 可达5412kA ・m -1,B r 为0119T ,矩形比为0179.该合金可作为磁栅尺的备选材料.参　考　文　献[1]　杨广,刘芳,李德勇.磁栅尺的结构、特点及应用.传感器世界,1999,18:53[2]　Biedermann E ,Kneller E.G efuge und magnetische eigen 2schaften von dauermagnetlegierungen wahrend der isothermen ausscheidungshartung.Z Metsllkd ,1956,47:289[3]　Hatoyama G M ,Ohkubo H ,K ikuchi S.Problems in magneticrecording on relatively thick media.IEEE T rans Magn ,1972,8:577[4]　K ikuchi S ,Ito S.Properties of hard magnetic Cu -Ni -Fe al 2loys.IEEE T rans Magn ,1972,8:344[5]　Butler E P ,Thomas G.Structure and properties of spinodallydecomposed Cu-Ni -Fe alloys.Acta Metall ,1970,18:347[6]　Frei E H ,Shtrikman S ,Treves D.Critical size and nucleationfield of ideal ferromagnetic particles.Phys R ev ,1957,106:446Research on a ductile permanent magnet alloy Cu 80Ni 13Fe 7L IU Y adong ,ZHA N G Hui ,T EN G Jiao ,W A N G L iji n ,Y U Guanghua ,ZHU Fengw uMaterials Science and Engineering School ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,ChinaABSTRACT A new Cu 80Ni 13Fe 7alloy was obtained and rolled into thin tape with a thickness of 012mm successfully.The machining property proved to be better than the conventional Cu 60Ni 20Fe 20alloy.The ef 2・3311・V ol.28N o.12刘亚东等:可变形永磁合金Cu 80Ni 13Fe 7的研究fects of tempering temperature and time on the magnetic properties of the alloy were studied.Better mag 2netic property of the alloy could be got only under proper tempering condition.After tempered at 635℃for 1h ,the coercivity H c ,the remnant induction B r and the squareness S of the alloy reached 5412kA ・m -1,0119T and 0179,respectively.Magnetic measurements showed that the difference of coercivity between parallel and perpendicular to the rolling direction for the alloy tempered at 635℃for 1h ,is more significant than those under other tempering conditions.The results indicate that the alloy is a candidate for magnetic scales.KE Y WOR DS permanent magnet alloy ;magnetic properties ;tempering ;magnetic scaleOptimization for the structure of BF hearth bottom and the arrangement of ther 2mal couplesZHA O Hongbo ,CHEN G S husenMetallurgical and Ecological Engineering School ,University of Science and Technology Beijing ,Beijing 100083,ChinaABSTRACT The hearth of “heat transfer method ”and the ceramic cup synthetic hearth bottom of “heart isolation method ”are two most popular designs for blast furnace (BF ).Although there are successful real examples ,some disadvantages ,for instance large heat loss and high cost ,still exist for these designs.Ac 2cording to the theory of heat transfer ,based on the calculation of temperature distribution of the hearth bot 2tom ,it is elucidated that all brick layers at the hearth bottom may not be considered as the only reason why different structures exhibited different temperature distributions although total heat resistance is the same ,and then based on the effect of hot metal and cold water on different tem perature distribution ranges ,the concepts of “heat resistance ”and “cooling enhancement ”are put forth.Based on this ,the disadvantages and the factors affecting temperature distribution ,of the two types of hearth bottoms were illustrated.On the basis of these analyses ,a novel structure for BF hearth bottom designing that can easily form “self 2pro 2tecting ”slag layer stably ,called “the method of gradient brick layout that has an optimum combination of cooling enhancement and heat resistance ”was proposed ;it can not only prolong the hearth bottom longevity but also reduce the cost and heat loss.Also ,the optimum arrangement of thermal couples in hearth bottom was suggested based on the previous studies on erosion prediction carried out by the author.KE Y WOR DS blast furnace ;hearth bottom ;longevity design ;erosion[摘自Journal of University of Science and Technology Beijing ,2006,13(5):497]・4311・北　京　科　技　大　学　学　报2006年第12期。