一种室温软磁性能与力学性能优良的合金及其制备方法.pdf

本发明公开了一种室温软磁性能与力学性能优良的合金及其制备方法，属于软磁合金技术领域。所述合金为Fe-49Co-2V-xCr，其中0＜x≤1.0，以上均为原子百分比，优选0＜x＜0.5。所述制备方法包括熔炼、真空扩散退火、高温锻造、热轧、冷轧和最终热处理的步骤。本发明提供的FeCoVCr合金室温力学性能优良，抗拉强度最高达到912MPa，延伸率达到10.9%，软磁性能兼顾，矫顽力不超过3.58Oe。制备工艺简单，便于制备较大尺寸合金材料。

权利要求书一种FeCoVCr软磁合金，其特征在于：所述FeCoVCr软磁合金为Fe‑49Co‑2V‑xCr，其中0＜x≤1.0，以上均为原子百分比。
一种FeCoVCr软磁合金，其特征在于：所述FeCoVCr软磁合金为Fe‑49Co‑2V‑xCr合金，其中0＜x＜0.5，以上均为原子百分比。
根据权利要求1所述的合金，其特征在于：所述FeCoVCr软磁合金为Fe‑49Co‑2V‑0.3Cr合金，所述软磁合金850℃最终热处理后，得到性能为矫顽力3.58Oe，抗拉强度868MPa，延伸率8.3%。
根据权利要求1所述的合金，其特征在于：所述软磁合金显微组织中，在晶界处有磁性颗粒析出，析出相颗粒尺寸0.3～1.2μm，体积百分数为5～16%。
一种权利要求1所述的软磁合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤：
第一步，将原料进行配比熔炼，熔炼方式为真空电弧炉熔炼；
第二步，真空扩散退火，温度≥900℃，退火时间2～10h，熔锭随炉冷却；
第三步，高温锻造；锻造温度高于800℃；
第四步，对锻造块材经过连续三道次以上道次的热轧；
第五步，对合金进行冷轧加工生产板材、片材，变形量10～95%；
第六步，对合金进行最终热处理，温度分为350～980℃，热处理时间为2h，冷却方式为空冷。
根据权利要求5所述的软磁合金的制备方法，其特征在于包括如下步骤：
第一步，将原料进行配比熔炼，熔炼方式为真空电弧炉熔炼；
第二步，真空扩散退火，温度≥1200℃，退火时间4～10h，熔锭随炉冷却；
第三步，高温锻造；锻造温度高于1100℃；
第四步，对锻造块材经过连续四道次以上道次的热轧。
第五步，合金进行中间热处理，条件为750～970℃，≥10min；
第六步，对合金进行冷轧加工生产板材、片材，变形量≥30%；
第七步，对合金进行最终热处理，温度分为550～850℃，热处理时间为2h，冷却方式为空冷。
根据权利要求5或6所述的软磁合金的制备方法，其特征在于：第六步中最终热处理温度为760～850℃。

说明书一种室温软磁性能与力学性能优良的合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及软磁合金技术领域，尤其涉及一种高饱和磁感应强度、低矫顽力、高室温强度、塑性良好的（晶态）软磁合金及其制备技术。
背景技术
软磁材料因其能够在外加一个弱磁场的条件下而轻易磁化，所以构成了工程材料非常重要的一个分支。通常，软磁合金的特点是高初始磁化强度和低矫顽力。它们的磁性能是决定了其应用，包括发电、配电、螺线管、磁屏蔽、数据存储和微波通讯。软磁材料中，电子片材在市场占有率上较为领先。FeCo基软磁合金因具有高饱和磁化强度、高居里温度、低磁晶各向异性和高强度等特性，成为高磁通密度产品的理想材料，在航空、航天、航海、军事和民用等领域得到了广泛的应用。目前，FeCo合金由于其高饱和磁化强度，在零件减重或零件体积缩减方面有着较大优势，例如，以FeCo合金代替Fe‑Si合金可以减轻20‑25%的质量。
近年来，在Fe‑Co合金的基础上，发展了Fe‑Co‑V软磁合金、Fe‑Co基非晶和Fe‑Co基纳米晶材料。然而，非晶和纳米晶软磁材料的软磁虽然性能优异，但在制备较大尺寸合金材料和其高温稳定性等关键技术方面有待于突破。目前，尚处于实验室研究阶段。
传统FeCo合金中加入V以改善合金冷加工性，也有报道显示，V的加入可以提高合金的电阻，有效降低了使用过程中的损耗。国外已研究并产生了一些牌号的FeCo合金，包括Permendur、2V‑Pemendur、Hiperco、Supermendur等。其中Permendur合金的矫顽力为0.2Oe，饱和磁化强度为2.4T，抗拉强度为600MPa，但延伸率仅为2%，在实际生产使用中有一定的限制。
自上世纪90年代美国提出发展新一代多电飞机，即“More Electric Aircraft（MEA）”，材料领域在适用于航空电力方面的进展更为明显。多电飞机采用电力驱动不同的子系统，由于电力的驱动，飞机到达巡航高度的时间和油耗得以减少，飞行器的可靠性、可维护性大大提高，并降低了对地面支持系统的需求。其中的一些关键技术，例如综合发电机组，主推进引擎的内部起动机/发电机以及磁力轴承系统，需要能够满足高温服役条件的软磁材料，这些要求包括在500‑600℃温度间具有较高的磁感应强度(>2T)，好的力学稳定性（>5000h），和5kHz时小于480W kg‑1的磁芯损耗。FeCo基合金理所当然成为好的适用材料。但是，目前FeCo基合金的力学性能无法满足强度设计要求。
同时，随着使用频率的增高，由于金属软磁材料的电阻率比较低，会引起大的涡流损耗，在更高频率下会导致趋肤效应，这就严重限制了FeCo基合金的高频段的应用。为此，提高合金高频下的电阻率也成为FeCo基软磁合金的研究方向之一。
我国Fe‑Co系软磁合金现有1J20、1J21、1J22三种牌号，并形成了规定的热处理制度。其中1J21、1J22较为常用，相当于国外的2V‑Permendur合金。1J22合金目前广泛应用于要求重量轻、体积小的航空器件，也是我国目前应用于航空发电机的最广泛的软磁合金，但目前普遍存在磁学性能与力学性能无法兼容等问题，材料塑性较差。
为了满足国内应用需求，也为高温软磁合金的研究进行铺垫，获得软磁性能优异并且力学性能兼顾的FeCoV基软磁合金，具有重要的意义。
发明内容
本发明为了解决现有的FeCoV基软磁合金软磁性能和力学性能的不能很好兼容的问题，提供了一种FeCoVCr合金及其制备方法。所述FeCoVCr基软磁合金为Fe‑49Co‑2V‑xCr，其中0＜x≤1.0，以上均为原子百分比，优选0＜x＜0.5。所述软磁合金经过最终热处理温度800～850℃后得到合金的矫顽力小于3.58Oe以下，抗拉强度大于507MPa，延伸率大于4.4%。所述软磁合金显微组织中，在晶界处有磁性颗粒析出，析出相颗粒尺寸0.3～1.2μm，体积百分数为5～16%。
本发明还提供一种上述FeCoVCr基软磁合金的制备方法，具体步骤如下：
第一步，将原料进行配比熔炼，熔炼方式为真空电弧炉熔炼；
第二步，真空扩散退火，温度≥900℃，退火时间2～10h，熔锭随炉冷却；
第三步，高温锻造；锻造温度高于800℃；
第四步，对锻造块材经过连续三道次以上道次的热轧；
第五步，对合金进行冷轧加工生产板材、片材，变形量10～95%；
第六步，对合金进行最终热处理，温度为350～980℃，热处理时间为2h，冷却方式为空冷。
本发明的优点在于：
（1）本发明提供的FeCoVCr合金室温力学性能优良，抗拉强度最高达到912MPa，延伸率达到10.9%，软磁性能兼顾，矫顽力不超过3.58Oe。
（2）本发明提供的软磁合金制备工艺简单，便于制备较大尺寸合金材料。
附图说明
图1为Fe‑49Co‑2V‑xCr(x=0,0.3,0.5,0.7)合金最终热处理后的EPMA（电子探针）照片（BEI背散射电子相）；(a)x=0,(b)x=0.3,(c)x=0.5,(d)x=0.7；
图2为Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr合金最终热处理后的金相照片；
图3为Fe‑49Co‑2V‑0.7Cr合金在不同最终热处理温度处理后的拉伸断口照片；
图4为冷轧态与不同温度热处理后Fe‑49Co‑2V‑xCr(x=0,0.3,0.5,0.7,1.0)合金的矫顽力曲线；
图5冷轧态与不同温度热处理后Fe‑49Co‑2V‑xCr(x=0,0.3,0.5,0.7,1.0)合金的抗拉强度曲线；
图6冷轧态与不同温度热处理后Fe‑49Co‑2V‑xCr(x=0,0.3,0.5,0.7,1.0)合金的延伸率曲线。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明进行详细说明。
本发明提供一种Fe‑49Co‑2V‑xCr合金，0＜x≤1.0，以上均为原子百分比。优选的，0<x<0.5，进一步优选为0<x<0.3。所述FeCoVCr合金具有良好的综合力学性能和软磁性能，抗拉强度达到912MPa，延伸率达到10.9%，软磁性能兼顾，矫顽力小于3.58Oe。对上述合金进行微观组织分析发现在合金组织的晶界上有磁性颗粒析出，并且析出相颗粒尺寸0.3～1.2μm，体积百分数为5～16%。
本发明还提供一种所述的FeCoVCr软磁合金的制备方法，具体步骤为：
第一步，选取原料进行配比熔炼，熔炼方式为真空电弧炉熔炼，氩气保护。所述的原料配比为Fe‑49Co‑2V‑xCr，0＜x≤1.0，以上均为原子百分比。
第二步，对熔炼后合金进行真空扩散退火，温度≥900℃，退火时间2～10h，熔锭随炉冷却。
第三步，高温锻造，通过锻造能消除合金在熔炼过程中产生的疏松等缺陷，优化微观组织结构。高温锻造温度≥800℃。
第四步，将第三步高温锻造后得到的块材经过连续三道次以上的热轧，热轧须在1000℃保温1h后进行。通过高温锻造和热轧，可以破坏合金铸造态的粗大晶粒组织，消除显微组织缺陷，使合金由铸态组织转变为变形组织，改善其加工性能，加工工艺性能得到改善。
第五步，对合金进行冷轧，加工生产成板材或片材，合金变形量10～95%。
第六步，对冷轧后合金进行最终热处理。所述最终热处理温度为350～980℃，优选为760～850℃。热处理时间为2h，冷却方式为空冷。
经过上述制备方法得到的软磁合金，合金中晶粒尺寸15～20μm，晶界有明显析出相，晶内也有少量细小析出相（尺寸0.3～1.2μm），在晶界分布较多，晶内少量存在。经过成分确定，析出相存在V和Cr的富集。通过析出相的产生，晶粒与基体合金相比产生了细化效果。
实施例1
采用本发明提供的制备方法制备Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr合金，具体步骤如下：
第一步，原料配比，熔炼。
取纯度为99.99%的Fe和纯度为99.9%的Co、V、Cr按照原子百分比Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr配比，经过氩气保护进行电弧熔炼。为保证均匀化，原料经过5次重熔，质量损失可忽略。
第二步，退火。
在真空1200℃温度进行4h扩散退火后，合金随炉冷却。
第三步，高温锻造。
将退火后的熔锭进行锻造，锻造温度为1150℃，锻造后合金块材厚度6mm。
第四步，热轧。
将第三步中的块材在1000℃下合金保温1h后，热轧至2.6mm的厚度。
第五步，合金进行中间热处理，条件为750～970℃，≥10min。
第六步，进行变形量为30%的冷轧加工，得到合金片材。
第七步，最终热处理。
将冷轧的合金片材进行2h不同温度的真空热处理，热处理温度为550℃、600℃、670℃、760℃、800℃、850℃，升温速率10℃/min，冷却方式为空冷；得到不同最终热处理温度下的本发明的Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr软磁合金。
最后将Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr软磁合金线切割加工成测试件，Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr的性能与Fe‑49Co‑2V的性能进行比较，本发明提供合金的矫顽力降至2.6Oe（0.5Cr合金800℃最终热处理），同时抗拉强度达到912MPa，延伸率10.9%，在维持较好的矫顽力的同时，提高了合金的力学性能。
对第五步中冷轧态合金片材断口进行分析，合金断口为典型韧窝形貌，韧性较好，但因内部显微组织为轧制组织，矫顽力较高。对第六步最终热处理后的合金进行分析，随着最终热处理的热处理温度的升高，合金断口形貌从解理断口转变为准解理特征，合金塑性提高。图2为实施例1合金产品不同最终热处理温度处理后合金的金相照片，采用光学数码金相显微镜（Olympus BX51M）拍摄。金相组织显示高于760℃的最终热处理温度，合金轧制组织消除，合金的回复与再结晶完成，晶粒形貌明显。
同样的条件下，对Fe‑49Co‑2V基体合金采用最终热处理温度范围为760℃～850℃时，如图1(c)所示，基体合金随着最终热处理温度升高，晶粒长大明显，晶粒尺寸从25μm增大到40μm，无析出相形成。而加入0.5%Cr之后，形成了微小（0.3～1.2μm）析出相，虽然晶内也有析出相形成，但是晶界析出更为明显。晶界处小尺寸析出相有效地阻碍了晶粒的长大，800℃最终热处理对应的合金晶粒尺寸控制在了15～20μm（基体合金相同温度热处理后平均晶粒尺寸30μm）。析出相颗粒尺寸0.3～1.2μm，体积百分数为12%。晶粒的细化有效地提高了合金的强度和塑性。另一方面，析出相的透射分析结果显示，析出相中包含许多小尺寸（接近纳米级）粒子，且析出相为磁性粒子，对畴壁移动的阻力较小，晶粒尺寸的减小也不足以使矫顽力突增，故本发明获得了软磁性能良好且力学性能兼顾的软磁合金。电子探针分析对析出相研究的结果显示，析出相中V和Cr含量比基体相中的V、Cr含量高，可见，Cr的加入有利于析出相的形成。如下表1为本发明制备得到的Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr合金的性能数据。
表1Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr合金性能

表1数据表明，基体合金Fe‑49Co‑2V中加入Cr元素后，最终热处理温度的提高有利于合金的软磁性能和力学性能的综合保持，尤其是最终热处理温度为760℃～800℃，合金矫顽力1.97Oe～2.60Oe，抗拉强度824MPa～912MPa，延伸率9.8%～10.9%，获得了较好软磁性能和综合力学性能的Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr软磁合金。
实施例2
采用本发明提供方法制备Fe‑49Co‑2V‑0.3Cr软磁合金材料，具体工艺步骤如下：
纯度为99.99%的Fe和纯度为99.9%的Co、V、Cr按照原子百分比Fe‑49Co‑2V‑0.3Cr配比，经过氩气保护进行电弧熔炼。为保证均匀化，原料经过5次重熔，质量损失可忽略。接着，在真空1200℃进行4h扩散退火后，合金随炉冷却。之后，将熔锭进行锻造，锻造温度为1150℃，锻造后的厚度10mm。之后在1000℃下保温1h后热轧至3mm。之后进行变形量为30%的冷轧加工。将冷轧合金片材进行2h不同温度的真空最终热处理，最终热处理温度分别为550℃、600℃、670℃、760℃、800℃和850℃，升温速率10℃/min，冷却方式为空冷。最后线切割加工成测试件，对测试件进行性能测试，测试结果如表2所示。
表2Fe‑49Co‑2V‑0.3Cr合金性能测试结果

测试结果显示，在基体合金中加入原子百分比为0.3%Cr之后，如图1(b)，高温最终热处理（>800℃）后合金组织中形成了微小析出相，晶界析出较为明显。与无析出的基体合金相比，晶界处小尺寸析出相阻碍了晶粒的长大，850℃最终热处理对应的合金晶粒尺寸控制在了18～30μm以内。与基体合金相比，晶粒的细化有效地提高了合金的强度和塑性。表2数据表明，基体合金Fe‑49Co‑2V中加入0.3%Cr元素后，最终热处理温度的提高有利于合金的软磁性能和力学性能的综合保持，尤其是最终热处理温度为800℃～850℃，合金矫顽力0.63Oe～3.58Oe，抗拉强度507MPa～868MPa，延伸率4.4%～8.3%，获得了较好软磁性能和综合力学性能的Fe‑49Co‑2V‑0.3Cr软磁合金。与Fe‑49Co‑2V‑0.5Cr软磁合金相比较，合金的软磁性能进一步得到改善。
实施例3
采用本发明提供方法制备Fe‑49Co‑2V‑0.7Cr软磁合金材料，具体工艺步骤如下：
纯度为99.99%的Fe和纯度为99.9%的Co、V、Cr按照原子百分比Fe‑49Co‑2V‑0.7Cr配比，经过氩气保护进行电弧熔炼。接着，在真空1200℃进行4h扩散退火后，合金随炉冷却。之后，将熔锭进行锻造，锻造温度为1150℃，锻造后的厚度10mm。之后在1000℃下合金保温1后热轧至3mm。之后进行变形量为30%的冷轧加工。将冷轧片材进行2h不同温度的真空最终热处理，最终热处理温度分别为550℃、600℃、670℃、760℃、800℃和850℃，升温速率10℃/min，冷却方式为空冷。
图1(d)是实施例3中合金高温热处理（760℃～850℃）后的组织形貌。由图可见，0.7%Cr的加入产生了大量的析出相，迫使晶粒发生弥散化。760℃处理后，晶粒的弥散化不均匀，仍有部分较大晶粒，800℃处理后，弥散化不均匀的区域，晶粒尺寸变小，至850℃热处理，晶粒弥散化非常均匀，晶粒尺寸在10μm以内。随着热处理温度的升高，析出相含量也有所增加。由于析出强化和细晶强化的共同作用，Fe‑49Co‑2V‑0.7Cr合金的抗拉强度较高，晶粒细化同时也使合金塑性提高。
图3是实施例3中合金测试件的断口形貌图，采用扫描电子显微镜（CamScan3400）拍摄。冷轧态合金（as‑rolled）断口为典型韧窝形貌，合金韧性较好，延伸率较高。FeCo合金的有序‑无序转变温度为730℃，V的加入会使这一转变温度有所降低。在低于有序‑无序转变温度范围内进行最终热处理，即合金在有序区热处理，合金有序化程度相对较高，断口呈典型脆性解理断口，河流花样清晰可见，故合金较脆，延伸率较低；在高于有序‑无序转变温度范围内进行最终热处理，由于冷却方式为空冷，合金依旧会产生一定有序相，但有序化程度有所降低，断口为典型的准解理断口，如图中虚线部分所示，存在由韧窝扩展的解理纹路，虽然存在一定河流花样，但面积减少且长度变短，故合金塑性提高，延伸率提高。
实施例4
采用本发明提供的制备方法，本实施例中还制备了Cr含量0.3～1.0的合金，其余制备工艺流程同实施例2。
图4是冷轧态与不同温度热处理后Fe‑49Co‑2V‑xCr合金的矫顽力曲线，采用直流B‑H磁滞回线测试仪（DC B‑H loop tracer）测试。冷轧后未经过热处理的试样由于冷轧后残余应力非常大，造成合金的高矫顽力。通过热处理，矫顽力会有所降低；随着热处理温度升高，试样发生回复再结晶，结晶程度升高，由于晶界对畴壁移动形成阻力，故矫顽力会有所升高；而随着温度进一步提高，晶粒长大，晶界密度降低，矫顽力随之降低；在高于800℃后，富V和Cr的析出相明显增多，分布在晶粒周围，形成畴壁移动阻力，矫顽力有所上升。随着Cr含量的增加，矫顽力曲线整体上移，即相同温度热处理后的合金矫顽力升高。
图5和图6是冷轧态与不同温度热处理后Fe‑49Co‑2V‑xCr合金的抗拉强度和延伸率结果曲线，数据采用拉伸试验试验仪（INSTRON5565‑50kN）测试。冷轧后未经过热处理的试样存在加工硬化效果，合金强度较高。随着热处理温度升高，位错等缺陷减少，晶格畸变减弱，加工硬化效果降低，合金强度降低，同时低于700℃下热处理属于有序区热处理，合金有序化程度高（且认为热处理温度越高，有序化程度越高），合金脆性明显。而高于700℃热处理，则进入无序区热处理，有序化程度相对降低，塑性有所提高。同时，高于760℃后，热处理温度升高，晶粒细化与析出强化明显，强度提高。
本发明所述的基体合金为Fe‑49Co‑2V合金，采用本发明提供的方法制备而成。经过热处理后，软磁性能优异，矫顽力可以达到0.45～2Oe。但在结构上，在760～850℃范围内进行最终热处理后，如图1(a)所示，无明显析出，随着热处理温度升高，晶粒尺寸长大，力学性能会随着晶粒尺寸的降低而下降，800℃时抗拉强度只有495MPa，不满足实际应用需求。具体性能见表3。
表3Fe‑49Co‑2V基体合金性能表