B元素添加對FePBCCu合金非晶形成能力、磁性能和力學(xué)性能的影響

B元素添加對FePBCCu合金非晶形成能力、磁性能和力學(xué)性能的影響*

孫吉沈鵬飛尚其忠張鵬雁劉莉李明瑞侯龍?李維火1)(安徽工業(yè)大學(xué)材料科學(xué)與工程學(xué)院,先進(jìn)金屬材料綠色制備與表面技術(shù)教育部重點(diǎn)實(shí)驗(yàn)室,馬鞍山243002)2)(安徽工業(yè)大學(xué)冶金工程學(xué)院,馬鞍山243002)鐵基非晶合金因其低矯頑力、高磁導(dǎo)率和低鐵耗等被廣泛應(yīng)用于變壓器、電抗器等電力電子領(lǐng)域,然而,較低的飽和磁感值限制了其進(jìn)一步應(yīng)用.鐵含量增大可有效提高合金的飽和磁感,但相應(yīng)非磁性元素含量的降低又將引起合金非晶形成能力的下降,導(dǎo)致后續(xù)納米晶帶材的軟磁性能及彎折韌性的惡化.針對上述問題,文章基于金屬-類金屬間的雜化作用,通過原子百分比為7%的B替代P,利用單輥甩帶法制備了厚度約為25μm的FePBCCu非晶薄帶,并研究了B添加對薄帶非晶形成能力、磁性能和力學(xué)性能的影響.熱動力學(xué)行為揭示出小原子B添加能夠降低合金結(jié)構(gòu)的異質(zhì)性,有效提高非晶基體的熱穩(wěn)定性;熔化與凝固曲線表明B元素能夠促使合金系接近共晶成分且具有較大的過冷度.因此合金的非晶形成能力顯著提高,其臨界厚度從基體的約21μm提高到約30μm.B添加促使合金系磁性原子有效磁矩的增大,導(dǎo)致非晶薄帶的飽和磁感值增大.納米壓痕實(shí)驗(yàn)結(jié)果表明,B添加合金的約化模量值較大且在一個(gè)較小范圍內(nèi)波動,這與合金的結(jié)構(gòu)均勻性密切相關(guān).1引言鐵基非晶合金是一類以Fe元素為主的多組元合金,因其長程無序,短程有序的獨(dú)特原子結(jié)構(gòu)而具有金屬特性和液體流動性,集高強(qiáng)度、高硬度、耐腐蝕、軟磁性能、高居里溫度等優(yōu)異性能于一體的亞穩(wěn)態(tài)合金材料[1?3],有望應(yīng)用于未來精密機(jī)械、新能源、高端制造業(yè)、航空航天、國防工業(yè)等高新技術(shù)的關(guān)鍵領(lǐng)域.就鐵基非晶薄帶而言,因其低的矯頑力、高的磁導(dǎo)率、低的鐵耗和幾乎為零的磁致伸縮系數(shù)等優(yōu)點(diǎn)而被廣泛應(yīng)用于變壓器、互感器、電抗器等電力電子領(lǐng)域[4?6],成為國家大力發(fā)展的綠色節(jié)能材料.然而,盡管與傳統(tǒng)軟磁材料相比,鐵基非晶薄帶在眾多應(yīng)用中具有明顯的優(yōu)勢,但仍存在譬如鐵基非晶薄帶的飽和磁感相對傳統(tǒng)硅鋼仍偏低,一些高飽和磁感合金,其矯頑力往往較大,綜合軟磁性能有待進(jìn)一步提高等問題[6,7].眾所周知,鐵基非晶合金的飽和磁感取決于磁性原子間的交換耦合作用[8,9],要提高飽和磁感,需盡可能提高合金中鐵磁性元素含量,不可避免地降低非鐵磁性元素含量,而非鐵磁性元素含量的降低會導(dǎo)致非晶形成能力的下降,原位納米晶異常析出引起的薄帶變脆等一系列問題.因此,探索兼具一定非晶形成能力及優(yōu)異磁性能與力學(xué)性能的鐵基非晶薄帶成為當(dāng)代結(jié)構(gòu)與功能材料領(lǐng)域的研究熱點(diǎn),具有重要科學(xué)意義與實(shí)踐價(jià)值.大量研究表明,類金屬元素的添加不僅可以提高合金的非晶形成能力,而且改善合金的軟磁性能,但其飽和磁感值不可避免地降低[10?12].這種類金屬添加不利的影響主要考慮到在有類金屬與過渡金屬元素的合金系中將發(fā)生p-d雜化,即類金屬元素如B,C,Si和P等的外層p電子參與過渡金屬元素Fe/Co的3d未填滿殼層配對[13,14].參與成鍵的p電子越多,Fe/Co原子剩余未配對的電子數(shù)越少,這將直接影響鐵磁性元素的有效磁矩,進(jìn)而導(dǎo)致合金整體磁性能的下降.換句話說,如果用外層電子數(shù)少的類金屬元素替代外層電子數(shù)多的類金屬參與磁性原子的成鍵,合金的飽和磁感將可能得到改善,而不降低合金的非晶形成能力.基于上述觀點(diǎn),本文選用含類金屬P和C的具有優(yōu)異綜合磁性能的納米晶成分FePCCu為基礎(chǔ)合金[15],通過原子百分比為7%的B替代P,利用銅輥甩帶法制備FeP(B)CCu非晶薄帶,研究B元素添加對該合金非晶形成能力及磁性能、力學(xué)性能的影響.2實(shí)驗(yàn)方法按Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%(原子百分比),簡稱B0和B7合金)合金名義成分配比各元素質(zhì)量,其元素純度為:Fe(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%)、B(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.99%)、Cu(質(zhì)量分?jǐn)?shù)為99.995%),Fe-P錠(Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)為75%,P質(zhì)量分?jǐn)?shù)為25%)、Fe-C錠(Fe質(zhì)量分?jǐn)?shù)為96%,C質(zhì)量分?jǐn)?shù)為4%).將各元素混合后利用高真空感應(yīng)熔煉爐充分熔融制備均勻母合金錠;利用快淬-銅輥甩帶法制備不同厚度的非晶薄帶,其中,噴帶壓差為約0.02MPa,銅輥表面線速度為45—50m/s.薄帶的微觀結(jié)構(gòu)采用D8Advance型X射線衍射儀表征,X射線源為Cu的Kα線;薄帶的內(nèi)部結(jié)構(gòu)利用FEITecnaiG2F20型透射電子顯微鏡(TEM)觀測,表面形貌利用FEISirion200型場發(fā)射掃描電子顯微鏡(SEM)觀測,其內(nèi)部/表面的元素分布分別利用與TEM和SEM匹配的能譜儀(EDS)獲得,對于TEM樣品,測試前樣品需經(jīng)GatanInc.,PIPS-M691型精密離子減薄儀減薄,具體減薄過程如下:開始減薄利用小角度(10°)在5kV的電壓下從樣品的兩側(cè)開始減薄,當(dāng)樣品擊穿后,更換角度為4°在4kV的電壓下繼續(xù)減薄大約10min,最終保證減薄后的樣品厚度在100nm以下,以便TEM觀察.樣品的熱動力學(xué)特性利用差示掃描量熱儀(DSC,NETZSCH404F3)在特定的加熱和冷卻速度及氬保護(hù)氣氛下測量;飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度采用振動樣品磁強(qiáng)計(jì)(VSM,LakeShore7410)測試,施加磁場為800kA/m;矯頑力采用交/直流磁化特性分析儀(B-HCurveTracer,EXPH-100)測量,施加磁場為1kA/m;力學(xué)性能測試采用NanoIndenterG200型納米壓痕儀進(jìn)行,施加最大載荷為10mN,加載速率為1mN/s,保載時(shí)間為10s.為避免壓痕位置選取對結(jié)果的影響,本文壓痕實(shí)驗(yàn)取點(diǎn)主要從以下角度優(yōu)先考慮:1)條帶的邊緣位置不選取,距離邊緣區(qū)域一般大于0.25mm;2)表面可能污染或帶材表面不平整的區(qū)域不選取;3)一般沿著條帶的軸向方向依次取點(diǎn),且相鄰壓痕之間的距離大于20μm,以避免前一次壓痕對后續(xù)壓痕的影響.其壓痕分布示意圖如圖1所示.樣品密度利用阿基米德原理,采用精度0.0001g的密度天平測量,每個(gè)樣品密度由測量3次后取平均值決定.本文中的形貌觀測及磁學(xué)、力學(xué)性能測試均選用由銅輥表面線速度為50m/s制備得到的試樣進(jìn)行.圖1納米壓痕實(shí)驗(yàn)中的壓痕分布示意圖Fig.1.Schematicdiagramofindentationdistributioninnanoindentationtests.3實(shí)驗(yàn)結(jié)果與分析為確定制備得到的帶材組分的有效性,圖2給出了淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的自由面形貌及EDS結(jié)果.由圖2可知,B0和B7條帶均顯示出光滑且平整的表面形貌.通過EDS分析,條帶表面的元素分布(Fe,Cu和P元素)含量與名義成分的Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)合金接近.值得注意的是,盡管B元素能夠被檢測到,但由于B元素是輕質(zhì)元素且相對含量較小而無法精確測量,同時(shí),C元素可能因?yàn)閷?dǎo)電膠及空氣中C污染等同樣不能被精確測量[16,17],因此,僅對比了Fe,Cu和P元素的原子百分比含量.圖2淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的自由面形貌及局部區(qū)域?qū)?yīng)的元素分布Fig.2.Surfacemorphologiesoffree-sideofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2amorphousribbonsandtheelementaldistributionoflocalregion.圖3顯示為不同甩帶速率下淬態(tài)B0和B7非晶薄帶的自由面XRD圖譜.由圖可知,當(dāng)甩帶速率為45m/s時(shí),B0合金圖譜中在衍射角2θ=65.5°附近觀察到明顯的晶化衍射峰,該特征峰被證實(shí)是非晶表面晶化導(dǎo)致的結(jié)果[18,19],同速率下,B7合金圖譜中僅在2θ=44.5°附近表現(xiàn)出漫散射峰,無明顯尖銳的晶化峰出現(xiàn),為典型的非晶特征,且該試樣厚度可達(dá)到約30μm.進(jìn)一步提高銅輥轉(zhuǎn)速,兩合金XRD圖譜均表現(xiàn)出完全的非晶特征,其中,B0試樣厚度約為21μm,B7試樣厚度約為25μm,可見,B7非晶薄帶表現(xiàn)出更好的可制備性.結(jié)果表明,微量B元素添加可以有效提高合金的非晶形成能力.圖3淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的自由面XRD圖譜Fig.3.XRDpatternsoffree-sideofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2amorphousribbons.為進(jìn)一步表征50m/s轉(zhuǎn)速下非晶薄帶的內(nèi)部微觀組織,圖4給出了B0和B7合金的TEM明場像及對應(yīng)的選區(qū)電子衍射(SAED)花樣.從圖4(a),(c)看出,B0和B7樣品均呈現(xiàn)出均勻且單一的非晶組織結(jié)構(gòu),沒有明顯的晶化相被檢測到,同時(shí),SAED花樣僅表現(xiàn)出非晶暈的特征,表明兩者的完全非晶特性,這與XRD結(jié)果相吻合.值得注意的是,盡管B0合金表現(xiàn)出完全的非晶特征,但通過HR-TEM分析發(fā)現(xiàn),非晶基體中存在尺寸約5nm的類似團(tuán)簇的結(jié)構(gòu)不均勻區(qū)域,如圖4(b)箭頭所示處,因尺寸較小且數(shù)量較少XRD無法分辨.圖4淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的明場TEM圖像(a)x=0;(b)(a)的局部放大圖;(c)x=7;(d)(c)的局部放大圖.插圖分別為對應(yīng)合金的SAED花樣Fig.4.Bright-fieldTEMimagesofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2amorphousribbons:(a)x=0,(b)locallyenlargedimagein(a);(c)x=7;(d)locallyenlargedimagein(c).TheinsetscorrespondtotheSAEDpatterns,respectively.為探究B元素提高合金非晶形成能力的機(jī)制,圖5給出了淬態(tài)B0和B7合金薄帶的升溫DSC曲線,其升溫速率為40K/min.由圖5可知,B0合金的晶化過程經(jīng)歷了一個(gè)較寬溫度的放熱階段,其放熱峰的部分重疊表明不同晶化相的析出有相近的溫度依賴關(guān)系,而B7合金經(jīng)歷了兩個(gè)明顯的放熱階段,其中第一放熱峰對應(yīng)為α-Fe晶化相,隨溫度升高優(yōu)先析出,第二放熱峰對應(yīng)為Fe3(C,B,P)化合物[20,21].此外,相比B0合金,B7合金非晶相具有更高的居里溫度(TC),揭示了B的添加導(dǎo)致磁性Fe原子之間交換剛度以及近鄰配位數(shù)的增加,同時(shí)表明非晶相從鐵磁性轉(zhuǎn)變?yōu)轫槾判宰兊母永щy,意味著該合金具有較好的高溫磁性能.放大B0合金初始晶化溫度(Tx1)以下的DSC曲線,如圖5插圖所示.清楚地看到,B0合金在TC與Tg(玻璃化轉(zhuǎn)變溫度)之間具有一個(gè)明顯的微小放熱峰(Tclust),該放熱峰被證實(shí)與合金的力學(xué)性能、磁性能及熱處理過程中合金的微觀結(jié)構(gòu)演變密切相關(guān)[22,23].有研究表面,該放熱峰是熔體快淬過程中化學(xué)元素偏聚引起的局部結(jié)構(gòu)不均勻性[24],而從原子范圍考慮是由不穩(wěn)定原子尺度異質(zhì)性的增加或中程有序原子團(tuán)簇的重構(gòu)引起的[25,26].本文從元素鍵合角度考慮到Fe-Cu混合焓為+13kJ/mol,Fe-P,Fe-C,Cu-P分別為–39.5,–50,–17.5kJ/mol[27],其中,Fe與Cu的排斥作用及Cu與P的吸引作用可能導(dǎo)致熔融液體快冷過程中形成Cu,P富集區(qū),形成類似于Cu/Cu-?P團(tuán)簇的結(jié)構(gòu)不均勻性,熱力學(xué)上表現(xiàn)出上述微小的放熱峰.當(dāng)原子百分比為7%的B替代P后,該放熱峰消失,僅表現(xiàn)出明顯的Tg,這可能由于小原子B的添加導(dǎo)致原子重排過程中Tclust不明顯或高于Tx1所致,該結(jié)果與前人在FeCoNbSiBCu體系中報(bào)道的異常放熱行為一致[24],表明B元素添加降低了合金基體中的結(jié)構(gòu)異質(zhì)性,影響了α-Fe晶粒的形核,提高了合金的熱穩(wěn)定性及非晶形成能力.利用DSC對B0合金在Tclust處退火處理,發(fā)現(xiàn)該放熱峰伴隨結(jié)構(gòu)弛豫幾乎消失,意味著此異質(zhì)結(jié)構(gòu)對溫度敏感.因此,熱力學(xué)行為間接證明了一定量B的添加在一定程度上抑制了基體非均勻結(jié)構(gòu)的形成,這與圖4的TEM結(jié)果一致.圖5淬態(tài)/退火態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2非晶薄帶的DSC曲線,插圖為未添加B合金結(jié)構(gòu)弛豫前后的局部放大圖Fig.5.DSCcurvesofas-quenched/annealedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2amorphousribbons.TheinsetisthelocallyenlargedcurvesofB-freealloybeforeandafterrelaxation.為進(jìn)一步證實(shí)上述Cu/Cu-P團(tuán)簇的存在,本文利用高角度環(huán)形暗場掃描透射電子顯微鏡(HAADF-STEM)分析了B0和B7合金的內(nèi)部結(jié)構(gòu)及對應(yīng)的元素分布信息,其結(jié)果分別如圖6和圖7所示.該結(jié)果分析與圖2相似,不考慮B和C元素,僅給出了Fe,Cu和P的元素分布.對于淬態(tài)B0非晶薄帶,從圖6可以看到明顯的明-暗相間的微觀結(jié)構(gòu)不均勻區(qū)域.通過元素分析發(fā)現(xiàn),相比Fe元素,Cu元素表現(xiàn)出更加明顯的局部偏聚現(xiàn)象,即富Cu和貧Cu區(qū)域,而P元素顯示出較微弱的不均勻性特征,表明了淬態(tài)FePCCu非晶基體中預(yù)先存在有局部的化學(xué)成分偏聚,即Cu/Cu-P團(tuán)簇,這與DSC的熱力學(xué)行為分析是一致的,證明了基體中Cu/Cu-P團(tuán)簇的存在.相反,對于淬態(tài)B7非晶薄帶(圖7),HAADF-STEM像圖表現(xiàn)出均勻的微觀結(jié)構(gòu),其對應(yīng)的Fe,Cu和P元素也顯示出相對均勻的分布,證明了B添加合金的結(jié)構(gòu)均勻性.圖6淬態(tài)Fe78.8P14C6Cu1.2非晶薄帶的高角環(huán)形暗場(HAADFSTEM)圖及對應(yīng)Fe,Cu和P的元素分布圖Fig.6.HAADFimageofas-quenchedFe78.8P14C6Cu1.2amorphousribbons,andtheelementalmappingsofFe,CuandPelements,respectively.圖7淬態(tài)Fe78.8P7B7C6Cu1.2非晶薄帶的高角環(huán)形暗場(HAADF-STEM)圖及對應(yīng)Fe,Cu和P的元素分布圖Fig.7.HAADFimageofas-quenchedFe78.8P7B7C6Cu1.2amorphousribbons,andtheelementalmappingsofFe,CuandPelements,respectively.借助前人建立的Fe-類金屬非晶合金局域團(tuán)簇結(jié)構(gòu)模型分析[28],小原子B的添加有可能使合金系原子重排過程局域結(jié)構(gòu)中團(tuán)簇間原子的關(guān)聯(lián)作用增強(qiáng),導(dǎo)致熔液中容易發(fā)生許多團(tuán)簇和許多膠原子的協(xié)同運(yùn)動.隨著過冷度的提升,團(tuán)簇與膠原子的動態(tài)協(xié)同性增強(qiáng),直接影響合金的非晶形成能力.為此,本文測量獲得了B0和B7合金的熔化和凝固DSC曲線,如圖8所示.隨B元素添加,合金的熔化開始溫度(Tm)和終止溫度(Tml)均移向更高溫度,而凝固過程的液相溫度(Tls)則輕微降低.利用過冷度(?L=Tml–Tls[29])分析,B7合金表現(xiàn)出較大的?L值(矩形區(qū)域長度所示),且在凝固過程中,放熱過程從B0的兩階段變成B7的一個(gè)階段,表明添加B元素的合金與共晶成分接近.這些結(jié)果共同表明小原子B的添加更多的是占據(jù)團(tuán)簇/原子間的空隙,增強(qiáng)了液體中原子的協(xié)同性,提高了合金的密堆程度,改善了其非晶形成能力,這與XRD結(jié)果相吻合.圖8淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)非晶薄帶的熔化與凝固DSC曲線Fig.8.ThemeltingandcoolingDSCcurvesofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)amorphousribbons.利用DSC分析了B0和B7合金在不同升溫速率下的晶化熱動力學(xué)行為,結(jié)果分別如圖9(a),(b)所示.可以看出有無B元素添加,合金的初始晶化溫度Tx1以及第一放熱峰峰位(Tp1)均隨升溫速率移向高溫區(qū),表明非晶合金的熱穩(wěn)定性明顯提高.利用Arrhenius關(guān)系[30]:ln(T2/β)=Ex/RT+constant計(jì)算得到了不同合金的ln(T2/β)與1000/T的線性關(guān)系,如圖9(a),(b)插圖所示,其中β代表不同升溫速率,Ex代表晶化所需激活能,R為氣體常數(shù).可以看出擬合線斜率即代表Ex/R值,其B7合金的初始晶化所需激活能為39.10R,明顯高于B0合金的36.68R,這意味著添加B的合金其晶化形核所需要克服的能量勢壘更高.同時(shí),B7合金的第一晶化峰對應(yīng)激活能為43.00R,高于B0合金的40.94R,表明前者晶粒長大、析出所需要的能量仍高于后者.綜上所述,B元素添加的非晶合金,其晶化過程中,晶粒形核、長大所需克服的能量勢壘均較高,即晶化驅(qū)動力較低,合金更不容易發(fā)生晶化,表明B元素對FePCCu體系的修正可以改變合金系的熱動力學(xué)行為,有效提高合金的熱穩(wěn)定性和非晶形成能力.圖9不同升溫速率下的淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)非晶薄帶的DSC曲線(a)x=0;(b)x=7.插圖分別為ln(T2/β)與1000/T的線性關(guān)系Fig.9.TheDSCcurvesofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)amorphousribbonsunderthedifferentheatingrates:(a)x=0;(b)x=7.Theinsetscorrespondtotherelationshipofln(T2/β)and1000/T,respectively.圖10給出了淬態(tài)B0和B7合金的磁滯回線.可以看出,兩種合金均表現(xiàn)出典型的軟磁材料特有的矩形特征,表明磁化過程起初在較小的外加場下由疇壁位移控制,隨后由磁疇旋轉(zhuǎn)至接近飽和磁化區(qū)域.同時(shí),隨B添加,B7合金的飽和磁感(Bs)為162emu/g,明顯高于B0合金的148emu/g,而兩者的矯頑力值均保持在15A/m左右,如圖10插圖(左上)所示,表明B的添加可以有效提高淬態(tài)合金的Bs.眾所周知,非晶合金的飽和磁感本質(zhì)上由體系所含的磁性原子的總磁矩決定[30,31].理論上,磁性Fe原子d能帶被自旋向上的5個(gè)電子和自旋向下的1個(gè)電子占據(jù),因此具有較強(qiáng)的磁性.由于金屬-類金屬元素間的雜化影響,Fe原子有效磁矩大大降低[14,32].正如Shi等[13]在研究C元素添加對FeBSiP非晶合金軟磁性能的影響時(shí)指出金屬-類金屬間的s-d雜化會引起Fe基非晶合金3d殼層有效磁矩的降低,導(dǎo)致合金系飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度減小的結(jié)果一樣,當(dāng)B元素替代P元素后,考慮到與P原子相比,B原子核外p能帶只有1個(gè)電子,當(dāng)Fe與B雜化后,Fe原子有效磁矩的衰減程度相比Fe與P將得到有效抑制,其電子雜化示意圖如圖10插圖(右下)所示.同時(shí),相比P元素,B元素較輕,相同原子個(gè)數(shù)的替換將導(dǎo)致體系(25g母合金錠)中Fe元素含量的相對值增大38.5%,故淬態(tài)合金的Bs將隨B元素添加而增大.此外,就非晶而言,未晶化前,其Bs與自身的原子密堆結(jié)構(gòu)相關(guān)[33],即合金結(jié)構(gòu)越均勻,原子密堆程度越大,原子之間的交換耦合作用越強(qiáng),飽和磁感將可能更高.為此,本文測量了淬態(tài)B0和B7合金的密度,分別為7.4689g/cm3和7.5028g/cm3,計(jì)算得到B0和B7合金的物質(zhì)的量體積分別為6.6715cm3/mol和6.4533cm3/mol.可以得出:B元素添加的合金密度較大,物質(zhì)的量體積較小,意味著體系原子排列的更加密堆,結(jié)構(gòu)更加均勻,這與熱力學(xué)分析的B元素添加導(dǎo)致晶化溫度前的異常放熱峰(結(jié)構(gòu)不均勻性)消失的結(jié)論一致.淬態(tài)合金的矯頑力則與其薄帶的表面形貌、內(nèi)應(yīng)力、結(jié)構(gòu)異質(zhì)性等有關(guān)[30,34].圖10淬態(tài)Fe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)非晶薄帶的磁滯回線,插圖(左上)為局部放大的磁滯回線,插圖(右下)為磁性Fe與類金屬B,P原子間的電子雜化機(jī)制圖示Fig.10.Hysteresisloopsofas-quenchedFe78.8P14–xBxC6Cu1.2(x=0,7%)amorphousribbons.Theinset(top-left)isthelocallyenlargedhysteresisloops,andtheinset(bottomright)isthemechanismofelectronhybridizationbetweenmagneticFeandmetalloidB,Patoms.圖11(a),(b)分別為B0和B7合金納米壓痕實(shí)驗(yàn)的載荷-位移曲線.為體現(xiàn)微觀結(jié)構(gòu)差異導(dǎo)致的力學(xué)性能變化,每種試樣均進(jìn)行了25次實(shí)驗(yàn).由圖可知,B0合金的載荷-位移曲線相對分散,而B7合金的載荷-位移曲線相對集中,曲線幾乎重合,說明B7合金的實(shí)驗(yàn)重復(fù)性更好,這與合金更加均勻的微觀結(jié)構(gòu)密切相關(guān),表明B的添加導(dǎo)致合金系的結(jié)構(gòu)更加均勻、密堆.此外,本文統(tǒng)計(jì)了兩種試樣25次試驗(yàn)的力學(xué)參量值(約化模量Ef、壓頭壓入深度hc和硬度H),結(jié)果如圖11(c)—(f)所示.兩種合金的力學(xué)參量表現(xiàn)出明顯的差異性.B0合金的Ef和H值分別保持在52GPa和5.5GPa以下,其中,前11次結(jié)果的模量振幅波動明顯,而后14次模量值幾乎保持不變,表明該值具有顯著的區(qū)域依賴性,揭示出該合金存在一定的結(jié)構(gòu)不均勻性.此外,hc與Ef,H表現(xiàn)出大致相反的變化趨勢,即合金約化模量、硬度較小時(shí),壓頭的壓入深度較大,其值均在250nm以上,表明該合金具有較大的柔軟度.相反,B7合金的Ef值幾乎超過52GPa,H值在5.6GPa以上,而hc值均在250nm以下.值得注意的是,合金的Ef,H和hc值都在一個(gè)較小的范圍內(nèi)波動,這與B0合金的結(jié)果明顯不同.Sarac等[35]在研究FeNiPC非晶合金的塑性變形行為時(shí)發(fā)現(xiàn),非晶基體中的結(jié)構(gòu)不均勻性與其納米壓痕實(shí)驗(yàn)中約化模量的大幅度波動密切相關(guān).B0合金的非晶基體上存在有由Cu/Cu-P團(tuán)簇引起的結(jié)構(gòu)不均勻性,該異質(zhì)性類似于前人報(bào)道的