综合性能优异的磁致伸缩合金的制备方法

摘要

本发明公开了一种综合性能优异的磁致伸缩合金的制备方法。其步骤为：1)采用纯度大于99.9wt%的Fe和Ga为原料通过高真空感应熔炼获得棒状Fe-Ga合金铸锭；2)为保证合金成分的均匀性，对Fe-Ga合金铸锭进行长时间高温时效处理；3)把均匀化后的Fe-Ga合金铸锭真空封装后进行多级热处理。本发明工艺简单，仅通过调整热处理工艺，就可以在Fe-Ga合金的其他使用性能不受影响的基础上，使磁致伸缩大幅度提高，电阻率也有所上升，且降低了制备成本，从而拓展了磁致伸缩材料的应用领域。

权利要求

1.一种综合性能优异的磁致伸缩合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤： 1)熔炼铸棒，采用纯度大于99.9wt％的Fe和Ga为原料，按用量比例称量后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5×10-2～2×10-3Pa，通入高纯氩气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的棒状Fe-Ga合金铸锭，Fe-Ga合金铸锭的成分及原子百分比为Fe：85-75％；Ga：15-25％； 2)成分均匀化，将熔炼好的Fe-Ga合金铸锭在高温1000～1200℃进行24～168h保温，随炉冷； 3)多级热处理，将均匀后的Fe-Ga合金铸锭真空封装后进行多级热处理获得综合性能优异的磁致伸缩Fe-Ga合金； 所述的进行多级热处理是先把均匀化后的Fe-Ga合金铸锭加热到600～1000℃并保温0.5-5h后，以0.1～0.9℃/min的炉冷速率冷却到100～300℃，再次保温0.1～10h后水淬到室温； 所述的综合性能优异的磁致伸缩Fe-Ga合金在室温下为单一的体心立方结构相。

说明书

综合性能优异的磁致伸縮合金的制备方法

技术领域

本发明涉及合金的制备方法，尤其涉及一种综合性能优异的磁致伸縮合 金的制备方法。 背景技术
磁致伸縮材料具有电磁能与机械能的转换功能，是重要的能量与信息转换 功能材料，广泛应用在声纳的水声换能器技术、电声换能器技术、海洋探测与
开发技术等领域。Fe-Ga合金是近年来发现的一种新型的磁致伸縮材料，它的饱 和磁场很低，仅为目前市场上常见的稀土超磁致伸缩材料Terfenol-D合金的 1/10，磁场灵敏度较高；其次该合金脆性小，抗拉强度高，加工性能好，可以制 成板材、带材以及丝材等，适用于多种器件结构；除此以外，该合金还有高的 磁导率，很好的温度特性，能在很宽的温度范围内使用。因此，Fe-Ga合金在超 声领域和微位移器等方面有巨大的潜在应用价值，引起了人们的广泛关注，但 其磁致伸縮性能还相对较低。同时为了降低Fe-Ga合金在高频段使用所产生的 涡流损耗，提高合金的电阻率也是急需解决的问题之一。
前期研究结果表明在低Ga原子含量的Fe^Gax合金中（x<25)，室温可能 存在的相有体心立方结构的A2、 D03和B2相，面心立方的Ll2相。无序的A2, 相具有最大的磁致伸縮值，其中Ga原子以原子对的形式存在于体心立方晶格中， 形成一种类D03结构，这种特殊的相结构可以降低合金的剪切弹性模量，从而 提高磁致伸縮。Fe-Ga合金的磁致伸縮与Ga原子在晶格中的排列方式密切相关。 由于热处理工艺参数包括热处理温度、保温时间及冷却速率都可以影响到Ga原 子在晶格中的迁移和扩散，因此Fe-Ga的磁致伸缩对热处理制度比较敏感，特 别是当Ga原子在晶格中的固溶度达到过饱和时（x〉17)。传统观点认为Fe-Ga 合金通过从高温（》600°C)水淬到室温可以获得无序体心立方A2相，其中Ga
原子以团簇的形式存在，具有最大的磁致伸縮。
Fe-Ga合金的平衡相图和亚稳相图都只确定的给出了合金在30(TC以上的相
组成，当温度低于30(TC，相组成随热处理制度不同而不同。我们的研究工作发 现，如果把Fe-Ga合金从高温A2单相区以低于1 °C/min的冷却速率炉冷至低温
(100〜300°C),中间会伴随着Ll2相先从A2单相中析出之后再溶解的过程， 低温时Ll2相完全溶解，获得另外一种单一的体心立方结构相，通过水淬处理， 这种体心立方结构相可以保存到室温。由于Ll2相的析出溶解过程优化了合金中Ga原子的排列，使得此方法获得的体心立方结构相与高温水淬获得的A2相相 比，不仅具有更大的磁致伸縮，电阻率也有明显的提高，更适合在髙频段使用D 发明内容
本发明的目的是克服现有技术的不足，提供一种综合性能优异的磁致伸縮 合金的制备方法。
包括如下步骤：
1) 熔炼铸棒，采用纯度大于99.9wt。/。的Fe和Ga为原料，按用量比例称量 后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5x10—2〜2xl0—3Pa，通入高纯氩 气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的棒状 Fe-Ga合金铸锭。Fe-Ga合金铸锭的成分及原子百分比为Fe: 85-75%; Ga: 15-25%;
2) 成分均匀化，将熔炼好的Fe-Ga合金铸锭在1000〜120(TC进行24〜168 h长时间保温使其成分均匀化，随炉冷；
3) 多级热处理，将均匀化后的Fe-Ga合金铸锭真空封装后加热到600〜1000 i:并保温0.5〜5h后，以0.1〜0.9。C/min的炉冷速率下冷却到100〜30(TC，保温 O.l-lOh后再水淬到室温。
所述的进行多级热处理是5fe把均匀化后的Fe-Ga合金铸锭加热到600〜1000 。C并保温0.5-5h后，以0.1〜0.9°C/min的炉冷速率冷却到100〜300°C，再次保 温0.1〜10h后水淬到室温。综合性能优异的磁致伸縮Fe-Ga合金在室温下为 单一的体心立方结构相。
本发明均匀化后的Fe-Ga合金铸锭在多级热处理炉冷降温过程中经历了Ll2 相从A2单相中析出再溶解的过程，在100〜30(TC重新得到一种单一的体心立 方结构相，通过水淬，这种单一的体心立方结构相可保存到室温。含有这种单 一的体心立方结构相的Fe-Ga合金沿磁场方向的饱和磁致伸縮大于100ppm，电 阻率在70〜100u Qcm之间。
本发明制备的Fe-Ga合金铸锭为Fe-Ga多晶合金，与传统的通过高温（》 60(TC)水淬方法制备Fe-Ga多晶合金相比具有的有益效果：通过多级热处理获得 的Fe-Ga多晶合金的室温磁致伸縮比高温水淬方法制备的Fe-Ga多晶合金的磁 致伸缩提高了至少1/3，并且没有影响饱和磁化场、相对磁导率和使用温度区间； 电阻率有所上升，这对降低Fe-Ga合金在高频段使用时产生的涡流损耗有重要 意义。其次，多级热处理如果应用在相同成分的Fe-Ga合金单晶或取向多晶合 金中，将使目前在Fe-Ga合金中获得的最大磁致伸缩400ppm提高到至少 530ppm，这将大大拓展磁致伸縮材料的应用领域。
4本发明中Fe-Ga合金铸锭的多级热处理制度同样适用于相同成分范围内的 Fe-Ga单晶或取向多晶合金。

附图说明

图l(a)是Fe-Ga合金的平衡相图； 图l(b)是Fe-Ga合金的亚稳相图；
图2是Fe^Ga^合金以0.45°C/min的冷却速度从100(TC炉冷到300°C，在 不同温度下把样品取出水淬的XRD图谱，目的是观察Fe81Ga19的相结构转变， 从中可以清楚看到Lh相从A2单相中析出再溶解的过程，在30(TC获得一种单 一的体心立方结构相；
图3是Fe^Ga!9合金以0.45°C/min的冷却速度从IOO(TC炉冷到300°C，保 温O.lh后水淬，Fe^Ga,9合金在室温下的磁致伸縮曲线。 具体实施方式
下面通过实施例，对本发明的技术方案做进一步具体的说明。 实施例1:
1 )熔炼铸棒，采用纯度大于99.9wt。/。的Fe和Ga为原料，按原子百分比75:" 称量后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5x10—2〜2xl(T3Pa，通入高 纯氩气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的 棒状Fe7sGa25合金铸锭。；
2) 成分均匀化，将熔炼好的Fe75Ga25合金铸锭在IOO(TC进行168h K时间 保温，随炉冷；
3) 多级热处理，将均匀化后的Fe7sGa25合金铸锭真空封装后加热到1000。C， 保温3h，以0.9i:/min的炉冷速率冷却到20(rC保温3h，再水淬到室温。
表1:本方法制备的Fe75Ga25多晶合金与传统方法（80(TC水淬）制备的 Fe75Ga25多晶合金饱和磁致伸縮、相对磁导率，电阻率的测试结果对比：
table see original document page 5
由表可以看出，用本发明要求的方法制备的Fe75Ga25多晶合金与传统方法相 比，相对磁导率和使用温度区间变化不大，但饱和磁致伸縮达到108ppm，是传 统方法的1.96倍，电阻率则提高了8.3%。因此，相比于传统方法，该方法制备的Fe75Ga25多晶合金更能满足使用要求。 实施例2:
1 )熔炼铸棒，采用纯度大于99.9wt。/。的Fe和Ga为原料，按原子百分比81:19 称量后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5x10—2〜2xl(T3Pa,通入高 纯氩气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的 棒状Fe^Gaw合金铸锭；
2) 成分均匀化，将熔炼好的Fe引Ga!9合金铸锭在100(TC进行24h长时间保 温，随炉冷；
3) 多级热处理，将均匀化后的Fe8,Ga^合金铸锭真空封装后加热到IOO(TC， 保温0.5h,以0.45r/min的炉冷速率冷却到30(TC保温0.1h，再水淬到室温。 表2:本方法制备的Fe^Gaw多晶合金与传统方法（80(TC水淬）制备的Fe8lGa19 多晶合金饱和磁致伸縮、相对磁导率，电阻率的测试结果对比-
Fe81Ga19 饱和磁致伸縮 (ppm) 相对磁导率 电阻率 cm) 使用温度 区间（°C)
本发明 116 283 94 -20〜80
传统方法 78 281 83 -22〜83
由表可以看出，用本发明要求的方法制备的F^Ga^多晶合金与传统方法相 比，相对磁导率和使用温度区间变化不大，但饱和磁致伸縮和电阻率分别提高 47%和11.7%。因此，相比于传统方法，该方法制备的Fe8,Gaw多晶合金更能
满足使用要求。 实施例3:
1 )熔炼铸棒，采用纯度大于99.9wt。/。的Fe和Ga为原料，按原子百分比81:19 称量后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5x10—2〜2xl(T3Pa，通入高 纯氩气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的 棒状Fe^Ga^合金铸锭；
2)成分均匀化，将熔炼好的Fe^Gai9合金铸锭在110(TC进行72h长时间
保温，随炉冷；
3)多级热处理，将均匀化后的Fe8!Ga!9合金铸锭真空封装后加热到80(TC， 保温5h，以0.17"C/min的炉冷速率冷却到10(TC保温6h，再水淬到室温。
表3:本方法制备的Fe81Ga19多晶合金与传统方法（80(TC水淬）制备的 F^G^多晶合金饱和磁致伸縮、相对磁导率，电阻率的测试结果对比：
6table see original document page 7

由表可以看出，用本发明要求的方法制备的F^Gaw多晶合金与传统方法相 比，在相对磁导率和使用温度区间变化不大的基础上，饱和磁致伸縮和电阻率 分别达到108ppm和卯pQcm。因此，相比于传统方法，该方法制备的Fe81Ga19 多晶合金更能满足使用要求。 实施例4:
1 )熔炼铸棒,采用纯度大于99.9wt。/。的Fe和Ga为原料，按原子百分比85:15 称量后放入石英坩锅内，调节真空室的真空度达到5x10—2〜2xl(T3Pa，通入高 纯氩气作保护气体，中频感应加热熔炼并在水冷铜模中铸造成直径为12mm的 棒状Fe8sGa,5合金铸锭；
2) 成分均匀化，将熔炼好的Fe85Ga,5合金铸锭在120(TC进行72h长时间保 温，随炉冷；
3) 多级热处理，将均匀化后的Fe85Ga!5合金铸锭真空封装后加热到60(TC， 保温3h，以0.rC/min的炉冷速率冷却到20(TC保温10h，再水淬到室温。
表4:本方法制备的Fe85Ga15多晶合金与传统方法（80(TC水淬）制备的
table see original document page 7

由表可以看出，用本发明要求的方法制备的Fe85Ga15多晶合金与传统方法相 比，相对磁导率和使用温度区间变化不大，饱和磁致伸縮和电阻率分别达到 105ppm和86pQcm，分别增加了 54.4%和9.3%。因此，相比于传统方法，该方 法制备的Fe85Ga15多晶合金更能满足使用要求。