磁性能改善（精选8篇）
磁性能改善 篇1
1 引言
研究表明, 每年在全球范围内, 各类电机、发电机和EI铁芯等用电设备会消耗掉当年发电量的60%~70%。因此, 改善硅钢片的磁性能对于提高用电设备的电能利用效率, 具有十分重要的现实意义[1~3]。当前的用户市场中, 中、低牌号无取向硅钢片占70%以上, 其中, 50A1300牌号无取向硅钢由于用途广泛、市场广阔、准入门槛低等特点, 其生产量和市场消耗量均很大。不同厂家产品的化学成分、生产工艺和制造水平不同, 导致硅钢片的质量和电磁性能参差不齐, 见表1。
为了更好地满足用户市场需求, 提高产品质量和市场竞争力, 本文结合工业化生产的50A1300 牌号无取向硅钢, 探讨了磁性能改善的措施, 并进行了工业实践, 以期对产品性能的提高有所帮助。
2 试验
50A1300牌号无取向硅钢片的工业化生产流程主要为:铁水预处理→300转炉冶炼→RH精炼→连续铸钢→板坯加热→热轧、精整→酸洗、冷轧→退火、精整→磁性能检测等。试验用钢的主要化学成分见表2。
% (质量分数)
根据实践经验, 有针对性地调整了试验炉次的化学成分、RH精炼脱氧方式、板坯装炉温度以及热轧平整工艺等。针对上述试验炉次, 取连铸中间包内有代表性的钢棒, 采用碳硫、氧氮分析仪分析钢的碳硫、氧氮含量;采用荧光分析仪分析钢的其他成分;采用爱泼斯坦方圈法检测磁性能, 试样数量为16片, 纵、横各半。试验结束后, 统计上述炉次的化学成分、生产工艺等, 考察这些因素对样品磁性能的影响。
3 分析与讨论
3.1化学成分对磁性能的影响
3.1.1 P含量
通常认为, P可以显著提高钢的电阻率, 退火过程中促进晶粒长大, 从而降低钢的铁损。另外, P还是晶界偏聚元素, 可以有效增加钢的{100}组分和减少{111}组分, 因此可以提高钢的磁感应强度[4～9]。但试验发现, 随着P含量的增加, 磁感应强度不断降低, 而铁损变化不大。借助MINITAB工具, 对500组样本进行方差分析, 分析结果见表3。从表3 可知, 对于铁损, 显著性水平P值为0.513, 说明P含量与铁损关系不大;对于磁感应强度, 显著性水平P值为0, 且R-Sq为89.4%, 说明P含量与磁感应强度相关。P含量ωP与磁感应强度B50的关系可以表示为:B50=1.719-0.4972ωP。
3.1.2 Sn含量
Sn是晶界偏聚元素。向钢中添加适量的Sn, 依靠初期晶界偏聚, 可以抑制{111}方位再结晶的生成, 从而改善钢的集合组织。随着钢中Sn含量的增加, 织构因子不断减少, 不同Sn含量的试样表面织构因子的体积分数见表4。
试验发现, 随钢中Sn含量的增加, 成品带钢的晶粒尺寸不断减小。在Sn含量达到0.05%时, 截面方向的晶粒尺寸分布已经很不均匀, 小尺寸晶粒相对明显增多。在钢种化学成分、生产工艺确定的情况下, 成品带钢的磁感应强度主要取决于钢中Sn、S含量, 三者强相关。成品带钢的磁感应强度B50=1.69-4.37ωS+ 0.30ωSn。R-Sq为96.3%, R-Sq (adj) 为93.9%。
3.1.3 Ti含量
Ti与C、N、O元素具有较强的亲和力, 炼钢过程中, Ti很容易与这三者结合, 形成微细夹杂物TiOx和Ti (NC) 等[10~12]。这些微细夹杂物会降低钢的纯净度, 钉扎晶界并抑制晶粒长大, 因而会对钢的磁性能产生显著影响。Ti含量对磁性能的影响如图1所示。从图1可以看出, Ti含量从3.5×10-6升高到17.5×10-6, 钢的平均磁感应强度降低了0.015 T, 平均铁损升高了0.04W/kg, 这说明Ti含量对磁感应强度的影响非常显著, 而对铁损的影响并不显著。这主要是由于在热轧过程中, 析出了上述含Ti的微细C、N化合物。而后, 在连续退火过程中, 这些微细析出物会阻止结晶粒成长, 并促使平行钢板表面的{111}结晶粒数目增加, 导致钢的磁感应强度显著劣化。工业化生产过程中, 为了将钢的磁感应强度控制在1.740 T或以上, 必须将Ti含量控制在20×10-6以下。
3.2 RH精炼脱氧方式对磁性能的影响
RH精炼脱氧方式不同, 相应生成的夹杂物种类、尺寸不同, 对磁性能的影响也不尽相同。采用硅脱氧时, 生成的夹杂物主要是尺寸较大的球形Si O2, 它们可以快速上浮并从钢液中去除, 但钢液中残余的游离氧会继续和Al发生反应, 生成大量弥散的、长条形或角形小颗粒Al2O3, 加Si之后钢液发黏, 小颗粒Al2O3不易上浮, 会严重影响成品带钢的磁性能;采用铝脱氧时, 生成的夹杂物主要是尺寸较大的簇状Al2O3, 它们可以快速上浮并从钢液中去除, 并且在上浮过程中, 将部分弥散分布的Al2O3吸附去除, 因此对成品带钢的磁性能影响较小。两种脱氧方式下生成的夹杂物形貌及成分如图2所示。
与硅脱氧相比, 铝脱氧时的磁性能较好, 平均磁感应强度可以提高0.002~0.004 T, 平均铁损可以降低0.10~0.13 W/kg。
3.3 板坯装炉温度对磁性能的影响
连铸钢液凝固和板坯冷却过程中, 会析出大量微细夹杂Mn S、Al N、CuxS等, 这些微细夹杂可以在随后的板坯加热过程中固溶、粗化, 降低对磁性能的影响[13,14]。通常认为, 板坯正常冷却后, 再进入加热炉缓慢升温, 对微细夹杂的粗化更为有利, 因此在条件允许的情况下, 板坯装炉温度越低越好。试验选择33 炉钢进行了不同装炉温度对比试验。结果发现, 板坯装炉温度对磁感应强度影响显著。板坯装炉温度高于300 ℃时, 成品带钢的磁感应强度明显降低, 如图3所示。
3.4 热轧平整工艺对磁性能的影响
热轧结束之后, 在平整机组上对带钢进行离线平整。平整试验采用轧制力控制, 分别控制在300、400、500 t。不同平整轧制力下, 对应的磁性能和铁损变化情况如图4 所示。由图4 可以看出, 热轧平整有利于磁性能的改善, 在300 t平整轧制力下, 磁感应强度可以提高0.012 T, 铁损可以降低0.05 W/kg;在500 t平整轧制力下, 磁感应强度可以提高0.032 T, 铁损可以降低0.4 W/kg, 改善幅度非常明显。
4 实践与结论
通过采取上述改善措施, 50A1300 牌号无取向硅钢的磁性能得到明显改善, 改善效果如图5 所示。2012 年, 该牌号钢铁损平均达到5.26 W/kg, 磁感应强度平均达到1.762 T, 均创历史新高, 可以较好地满足用户市场需求并实现同行对标需要。
京能热电:重组改善盈利能力 篇2
孔铭：科学城一飞冲天的关键是白银期货5月10日在上海期货交易所正式挂盘交易，市场关注度相当高。金属期货上市短期内通常会对相关个股构成一定刺激，而且目前A股中纯粹的白银概念标的较为稀缺，科学城收购的玉龙矿业目前所拥有的西乌珠穆沁旗花敖包特银铅矿为银多金属矿，矿石中含有银的地质品位高于国家标准工业品位所规定标准。因而，科学城在内因外因共同作用下大涨就不奇怪了。本周目前A股中最优的银矿概念股ST盛达（000603）终于摘去戴了十年的ST帽，5月8日起变更为“盛达矿业”。2011年11月11日，公司重大资产重组实施完成，ST威达以其全部资产与银都矿业62.96%股权进行置换，公司借壳上市。银都矿业主要从事银、铅、锌等有色金属的采选加工。借助于资产重组，公司2011年度实现归属于上市公司股东的净利润3.51亿元，扣除非经常性损益后的净利润3.45亿元，归属于上市公司股东的所有者权益5.81亿元。
本周*ST园城（600766）合资公司揽入三金矿矿权也值得留意。*ST园城5月9日公告，公司于5月7日接到参股公司烟台园城黄金矿业有限公司的通知，矿业公司的全资子公司AUSTRALIA GOLD MINING PTY LTD花费2300万澳元购买AUSTRALIA YA ZE HOLDINGS GROUP PTY LTD位于北昆士兰州福赛斯金矿区金史密斯、加拿大、杰克山三个金矿采矿权。*ST园城已两年净资产为负触及退市红线，根据主板中小板退市征求意见稿，最近两年年末净资产均为负数，其股票应终止上市。*ST园城2010年、2011年每股净资产分别为负0.19元和负0.23元，不过公司一季报显示，每股净资产已为0.01元，而随着11月份三个金矿投产，将有助于公司业绩改善。公司前景也多了些亮点。
《动态》：尽管金改概念最近归于沉寂，但相关的消息还是惹人注目，本周华峰氨纶（002064）的控股股东华峰集团有限公司（以下简称“华峰集团”）新闻发言人在接受媒体采访时表示，该公司正有意将旗下的瑞安华峰小额贷款股份有限公司（以下简称“瑞安华峰小贷”）转制成村镇银行，怎么看待消息对华峰氨纶的影响？
孔铭：目前的金融体系，正规金融发展和民间金融之间，存在一个断层，而填补的方法，就是要搭建三个平台：一是小贷公司；二是村镇银行；三是民间借贷登记服务中心和民间资本管理中心。温州今年可能将1至2家小额贷款公司转成由优质民营企业发起设立的村镇银行，但时间和规模等一系列条件尚未确定。目前瑞安华峰小贷的经营指标比较符合转制村镇银行的条件，但对具体的转制时间表还需等待温州金融综合改革试验区的实施细则明确以后。总的来说，全国首例小额贷款公司改制村镇银行在温州“胎动”必定引发关注，对华峰氨纶的股价有正面影响。
《动态》：3月15日起停牌的京能热电（600578）重大重组方案5月9日出炉，计划发行股份收购大股东京能国际93亿煤电及债务债权资产，并通过非公开发行配套融资不超过25亿元。怎么看待这个重组方案？
磁性能改善 篇3
随着雷达、微波通讯技术和电子工业的发展,各种电子设备的应用日益增多,电磁波辐射已经成为一种新的社会公害。同时,为了满足抗电磁干扰涂料、隐身技术以及微波暗室的需要,电磁波吸收材料在近些年得到了广泛的研究[1]。目前,在诸多种类的吸波材料中,铁氧体是应用最广泛的一种。
铁氧体是一种双复介质,其相对磁导率和相对电导率都是复数形式,因此它既能产生介电损耗又能产生磁滞损耗。铁氧体可分为尖晶石型、石榴石型和磁铅石型。它们都具有旋磁性,这是吸波材料产生电磁损耗的重要性能[1]。许多研究表明,六角晶系磁铅石型铁氧体的吸波性能最好,因为其具有片状结构,而片状是吸收剂的最佳形状;其次六角晶系磁铅石型铁氧体具有较高的磁各向异性等效场,因而具有较高的自然共振频率[2]。铁氧体的电磁波吸收机制主要是畴壁共振和自然共振。六角晶系磁铅石型钡铁氧体(BaFe12-O19,BaM)是铁氧体吸波材料的典型代表之一,因其具有高的饱和磁化强度、矫顽力和磁晶各向异性系数,而被广泛用作微波及电磁波吸收体。
溶胶-凝胶法是近年发展起来的用于制备纳米粉末的一种新工艺,其特点是不需要进行高温热处理,晶粒的形状多为规则的多边形,尺寸均匀,晶粒的磁性能良好,且实验条件易操作,为广大研究者所采用[3,4,5,6]。在用溶胶-凝胶法制备BaM的过程中,主要的影响因素是n(Fe)/n(Ba)值、热处理温度及热处理时间。其中n(Fe)/n(Ba)的选择是决定产物物相组成的关键因素,而且不同的原料、合成方法、热处理条件对应的最佳n(Fe)/n(Ba)也不同。Mendoza-Suárez G等[7] 在实验中发现,当n(Fe)/n(Ba)较低时,煅烧时间是关系到能否得到单相BaM的重要因素。Huang等[8] 采用溶胶-凝胶自蔓延燃烧法和球磨工艺,以硝酸钡、硝酸铁、柠檬酸为原料,选择n(Fe)/n(Ba)=11.5,同时添加少量NaCl-KCl混合物,可以在较低温度得到粒径分布均匀、形貌良好的单相BaM粉体。 Mohsen Q[9] 按化学计量比称取氯化铁和氯化钡,以草酸代替柠檬酸,最终在1200℃煅烧2h得到了单一相的BaM粉体,测得其饱和磁化强度和矫顽力分别为66.36A·m2/kg和509.44kA/m。Mozaffari M等[10] 采用溶胶-凝胶法,以FeOOH为铁源,n(Fe)/n(Ba)=10,在875℃煅烧3h得到单畴BaM;并发现随着煅烧温度的升高,其矫顽力和磁化强度都增大。
目前提高铁氧体性能主要是通过改变磁性材料的微观结构、控制化学组成、粒子尺寸分布及形貌等来实现[11,12,13,14,15]。本实验用溶胶-凝胶法,探索了在以硝酸盐和柠檬酸为原料的情况下,制备单相钡铁氧体粉体的最佳n(Fe)/n(Ba)以及热处理条件,并研究了n(Fe)/n(Ba)对产物化学组成、形貌以及磁性能的影响。
1 实验
1.1 试剂与仪器
硝酸钡(Ba(NO3)2,分析纯,天津市双船化学试剂厂),硝酸铁(Fe(NO3)3·9H2O,分析纯,天津市赢达稀贵化学试剂厂),柠檬酸(C6H8O7·H2O,分析纯,天津市赢达稀贵化学试剂厂),氨水(NH3·H2O,25%,分析纯,天津市赢达稀贵化学试剂厂),水为去离子水。
采用日本Rigaku公司的D/MAX-ⅢA型X射线衍射仪进行XRD分析,Cu靶Kα为辐射源(λ=0.15406nm),管电压为40kV,管电流为200mA,扫描速度为10(°)/min。采用日本JSM-6360LV型扫描电子显微镜(SEM)对制备的BaM粉体和纳米纤维进行形貌观察。采用Lake Shore 7400型振动样品磁强计在室温下测试样品的磁滞回线,研究其磁特性。
1.2 溶胶-凝胶法制备BaFe12O19粉体
按硝酸钡、硝酸铁、柠檬酸的物质的量比为 1∶n∶13(n=2、4、6、8、10、11、12)分别在电子天平上称取药品,将药品放入50mL的小烧杯中,加入约40mL去离子水,磁力搅拌至完全溶解。用浓氨水调整溶液pH值至7左右,得到黄绿色透明溶胶。继续磁力搅拌30min后,在恒温磁力搅拌器上100℃恒温搅拌直至形成湿凝胶。
将湿凝胶倒入瓷方舟中,放进马弗炉(箱式电阻炉)进行热处理。升温速率为2.5℃/min,先在450℃预烧1h,然后在不同温度下烧结处理2h,冷却后取出样品并研磨,得到BaFe12O19粉体。
2 结果与讨论
2.1 BaFe12O19粉体的组成分析
图1为在1000℃煅烧2h得到的不同n(Fe)/n(Ba)样品的XRD图。从图1中可以看出,当n(Fe)/n(Ba)=2时,衍射曲线出现了一定强度的BaFe12O19相的特征峰,但主要是BaFe2O4相,在2θ=18.90°(210)、28.41°(212)、32.70°(610)、33.22°(020)、44.12°(422) 处出现了与BaFe2O4 (PDF No.25-1191)对应的衍射峰。随着n(Fe)/n(Ba)增加,BaFe12O19相的特征峰逐渐增强,而BaFe2O4相的特征峰逐渐减弱。当n(Fe)/n(Ba)=6时,样品中两相的特征峰强度基本相同,n(Fe)/n(Ba)=10时,其中绝大部分都是BaFe12O19相,只含有微弱的BaFe2O4相。当n(Fe)/n(Ba)=12时,在2θ=30.31°(110)、32.20°(107)、34.04°(114)、37.08°(203)、63.06°(220) 处呈现出与BaFe12O19 (PDF No.43-0002)对应的衍射峰,说明得到了单一相的BaFe12O19粉体。
图2为当n(Fe)/n(Ba)=12时不同温度下煅烧2h得到的样品的XRD图。从图2中发现,与非化学计量比样品(n(Fe)/n(Ba)<12)相比,n(Fe)/n(Ba)=12时获得的单相BaFe12O19的煅烧温度要低很多。这可能是由于样品在煅烧过程中先形成的是具有立方尖晶石结构的γ-Fe2O3相(200℃左右煅烧),其化学式为Fe[Fe5/3□1/3] [16],□代表阳离子空位,这个结构与BaFe12O19晶胞中的‘S’块类似,所以γ-Fe2O3相有利于BaFe12O19相的形成,降低了BaFe12O19相的成形温度。但γ-Fe2O3相高温下不稳定,容易转变成α-Fe2O3相,α-Fe2O3必须在长时间高温下才能形成BaFe12O19结构,所以制备过程中引入预烧过程,减少α-Fe2O3相的生成。当煅烧温度达到800℃时,基本获得了纯BaFe12O19相,随着煅烧温度进一步升高到900℃、1000℃、1100℃,XRD图谱上的衍射峰强度进一步增强。
根据 Scherrer 公式(L=kλ/(βcosθ)),以样品中BaFe12-O19相的(114)晶面衍射峰计算出BaFe12O19相的平均晶粒尺寸(见表1),可以看出随着煅烧温度的升高,样品的平均晶粒尺寸逐渐变大。
2.2 BaFe12O19粉体的形貌分析
图3为在1000℃煅烧2h得到的不同n(Fe)/n(Ba)样品的SEM图。从图3中可以看出,当n(Fe)/n(Ba)=2时,样品为不规则的大块状,表面有一些缝隙。当n(Fe)/n(Ba)=6或10时,样品表面高低不平,出现叠加的层状结构,说明样品中的BaFe12O19相逐渐形成其独特的片状结构,并且许多颗粒都堆积在一起。当n(Fe)/n(Ba)=12时,样品基本为具有六边形形貌的六角片状,单一颗粒的边界清晰可见,说明此时BaFe12O19相的结晶度比较高。所以,随着Fe、Ba物质的量比的不断增加,更有利于片状晶体生长,晶形也更加完整。BaFe12O19粒子具有沿六角形c轴方向的磁性,使其按静磁相互作用最大的方向吸引,从而形成明显的沿六角形c轴方向的链状团聚[17],同时六角片状BaFe12O19的平均颗粒尺寸在350nm左右。
2.3 BaFe12O19粉体的磁性能分析
图4为在1000℃煅烧2h得到的不同n(Fe)/n(Ba)样品的磁滞回线,图5为n(Fe)/n(Ba)=12的样品在不同温度下煅烧2h得到的磁滞回线,样品的磁性数据见表1。从图4中可以看出,n(Fe)/n(Ba)对样品磁性能的影响非常大,样品的磁化强度和矫顽力基本是随着n(Fe)/n(Ba)的增加而增加,因为随着n(Fe)/n(Ba)的增加,样品中反磁性的BaFe2O4相逐渐转变为永磁性的BaFe12O19相。当n(Fe)/n(Ba)=2时,由于样品中反磁性物质BaFe2O4相为主要成分,导致样品磁性能比较低;当n(Fe)/n(Ba)=12时,样品中占绝大多数的是BaFe12O19相,所以其矫顽力最大,同时饱和磁化强度达到70.88A·m2/kg,与理论值(Ms=72A·m2/kg[18])相近。同时,在煅烧过程中永磁性的BaFe12O19晶体迅速形成,并长大为较大尺寸的单磁畴颗粒,磁晶各向异性更大。反磁化过程中只有畴内磁矩转动,而没有畴壁位移磁化过程,使粉体的矫顽力增加[19]。当磁性粒子为单磁畴粒子时,矫顽力随着粒子的长大而增加[20]。六角钡铁氧体的理论磁单畴临界尺寸为460nm[21],在本实验中合成的纳米粒子显然属于该范畴。对于溶胶-凝胶法获得的样品,初始曲线明显不同,随磁场的增加,比磁化强度缓慢增加,到较高磁场时,比磁化强度急剧增加,这是随机分布的单磁畴粒子的典型特征[22]。
从图5中可以看出,随着煅烧温度的升高,样品的矫顽力和饱和磁化强度在1000℃煅烧2h时达到最大值,而当煅烧温度升高到1100℃时,样品的矫顽力出现明显的减小。这可能是由于在较高的煅烧温度下,BaFe12O19颗粒发生了烧结和团聚,使得其平均颗粒尺寸超过了磁单畴临界尺寸,畴壁位移代替矢量转动在磁化过程中起主要作用[23],矫顽力减小。
3 结论
(1)以硝酸铁、硝酸钡和柠檬酸为原料,采用溶胶-凝胶法成功制备了单相BaFe12O19纳米粉体。n(Fe)/n(Ba)及热处理温度对样品的组成、形貌和磁性能都有重要影响。
(2)改变n(Fe)/n(Ba)能影响BaFe12O19的组成,进而影响样品的形貌和磁性能,实验表明当n(Fe)/n(Ba)=12时,有利于在较低温度得到单相BaFe12O19。
(3)煅烧温度同样是影响产物组成、形貌和磁性能的重要因素。实验表明,当n(Fe)/n(Ba)=12时,800℃煅烧2h就能得到单一相的BaFe12O19粉体;1000℃煅烧2h得到的样品的平均晶粒尺寸在45nm左右,呈较好的六角片状,样品的矫顽力和饱和磁化强度达到最大值(Hc=372.89kA/m,Ms=70.88A·m2/kg)。
摘要：以硝酸钡、硝酸铁和柠檬酸为原料,采用溶胶-凝胶法制备了单相钡铁氧体(BaFe12O19)纳米粉体,并进一步研究了n(Fe)/n(Ba)、热处理温度对产物组成、形貌以及磁性能的影响。用X射线衍射仪(XRD)、扫描电子显微镜(SEM)和振动样品磁强计(VSM)分别对样品的组成、形貌和磁性能进行了表征。实验结果表明,当煅烧温度不变时,样品的晶粒尺寸随着n(Fe)/n(Ba)的增大而变大,磁性能随n(Fe)/n(Ba)的增大而增强;当n(Fe)/n(Ba)不变时,样品的晶粒尺寸随着煅烧温度的升高而变大。当n(Fe)/n(Ba)=12时,在800℃煅烧2h得到单一晶型的钡铁氧体粉体。1000℃时样品的磁性能最佳,饱和磁化强度(Ms)为70.88A.m2/kg,矫顽力(Hc)为372.89kA/m。
温度对取向硅钢磁性能的影响 篇4
爱泼斯坦方圈作为一种测量硅钢片带磁性能的标准方法, 具有测量数据重复性好、制作简单、无需重复绕制励磁绕组和测量绕组等优点[2]。本文将25 cm爱泼斯坦方圈置于高低温试验箱中, 分别测试25、50、75、100、125℃下硅钢片的30Q120磁性能参数, 并分析了不同环境温度下取向硅钢片的磁性能变化规律, 为变压器进一步的优化设计提供了参考依据。
1 实验
爱泼斯坦方圈由初级绕组、次级绕组和待测量的硅钢片式样作为铁心组成, 形成了一个空载变压器[3]。实验用硅钢片牌号为30Q120, 剪切方向与轧制方向夹角为0, 样片尺寸为30 mm×300 mm, 测试频率为50 Hz。为保证测试电源稳定性, 实验过程中使用UPS电源。实验所使用的设备如表1所示。
2 结果与分析
不同温度下铁损变化率如图1所示。不同温度下的铁损变化率可定义为[4]
式中:Wt为硅钢片在t温度下 (t=50, 75, 100, 125) 的铁损;W25为硅钢片在25℃的铁损;W表示t温度下的铁损相对于25℃铁损的变化率。
从图1中可以看到, 随着温度升高, 硅钢片的铁损在降低。125℃相对于25℃时铁损变化率最大可以达到-8.6%
温度变化对导磁率的影响如图2所示[5,6]。
从图2可以看出, 在磁感应强度小于1.4T情况下, 随着温度的升高, 导磁率在增大;在磁感应强度大于1.4T情况下, 随着温度的升高, 导磁率减小。从图2 (b) 还可以看出, 高磁密 (如:1.7T) 下磁导率对温度的变化率要大于低磁密 (如:0.5T) 下导磁率对温度的变化率。这说明在高磁密下温度对导磁率的影响更大一些。
25、75、125℃下的B-H曲线如图3所示。
从图3中可以看出, 当H小于50 A/m时, 不同温度下的B-H曲线基本重合;当H大于50 A/m时, 随着温度的升高, 相同的磁场强度对应磁感应强度会减小。这说明当温度升高时, 硅钢片的饱和磁感应强度会降低。
温度变化对矫顽力的影响如图4所示。
从图4可以看出, 随着温度的升高, 矫顽力在减小。
不同温度下剩磁变化率如图5所示。
不同温度下的铁损变化率可定义为
式中:Br (t) 为硅钢片在t温度下 (t=50, 75, 100, 125℃) 的剩磁;Br (25) 为硅钢片在25℃的剩磁;Br表示t温度下的剩磁相对于25℃剩磁的变化率。从图5可以看到, 温度为125℃时, 剩磁变化率在0.1 T时达到正向最大值2%, 在0.6 T时达到负向最大值-2%。其他温度环境对剩磁的影响都在±2%范围之内。
3 结论
1) 随着温度升高, 硅钢片的铁损在降低。
2) 在磁感应强度小于1.4 T情况下, 随着温度的升高, 导磁率增大;在磁感应强度大于1.4 T情况下, 随着温度的升高, 导磁率减小, 而且在高磁密下温度对导磁率的影响更大一些。
3) 当H小于50 A/m时, 不同温度下的B-H曲线基本重合;当H大于50 A/m时, 随着温度的升高, 硅钢片的饱和磁感应强度会降低。
4) 随着温度的升高, 矫顽力在减小。
5) 温度对剩磁的影响在2%范围之内。
摘要：为研究不同环境温度对取向硅钢片磁性能的影响, 将25 cm爱泼斯坦方圈置于高低温试验箱中, 分别测试了25、50、75、100、125℃下硅钢片30Q120磁性能, 包括损耗曲线、磁化曲线、导磁率、矫顽力、剩余磁感应强度等, 通过对试验结果的分析, 得到了不同环境温度下取向硅钢片的磁性能变化规律, 为今后变压器的优化设计提供了参考依据。
关键词：硅钢片,温度,磁性能,爱泼斯坦方圈
参考文献
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磁性能改善 篇5
硅钢生产工艺复杂, 制造技术严格, 目前全球范围内无取向硅钢的品种结构中, 高、中、低牌号比例分别约为14.8%、18.5%和66.7%。全球只有极少数标杆企业能够稳定生产出高、精、尖的硅钢产品, 这些企业掌握了硅钢的核心制造技术, 拥有绝大部分技术专利, 并往往采用专利垄断、技术封锁等形式进行保护。相比之下, 国内能够稳定生产高、精、尖硅钢产品的企业不多, 牌号相对较少, 制造成本偏高。本文综述了近年来无取向硅钢磁性能提升技术的进步及其发展动向。
2 化学成分设计
合适的化学成分设计是获得良好磁性能的前提和基础。设计无取向硅钢的化学成分时, 应综合考虑几方面因素: (1) 从产品设计角度, 应具备满足电磁性能、机械性能的产品实现能力; (2) 从工艺设计角度, 应具备满足轧制、退火连续稳定的过程实现能力; (3) 从生产成本角度, 应具备生产简便、低成本、易实现的生产实现能力。
部分化学成分具有多重作用, 如, 碳 (C) 作为有益成分可以提高钢的机械性能, 但作为有害元素却会劣化钢的电磁性能, 并产生较大磁时效;氮 (N) 作为有害元素, 在无铝钢中的危害远大于含铝钢, 在含铝钢中, 不同Al含量下, N的危害程度相差很大。因此, 为了获得最佳的磁性能, 应根据每种化学成分的理化性质, 合理设计化学成分。
按照化学成分的作用机理, 可大致将无取向硅钢的化学成分划分为:主要元素 (Si、Mn、Al、P (添加时) ) 、杂质元素 (C、S、O、N、Nb、V、Ti、Zr) 、微量元素 (Cu、Cr、Ni (残余) 、Sn、Sb、B、Ca、Mg、RE (添加时) ) 。
理论上讲, 主要元素Si、Mn、Al、P可以提高材料的电阻率, 从而降低材料的铁损。因其对电阻率的影响不同, 通过Si、Mn、Al、P成分设计, 也可以同时获得较好的磁感。有报道称, 对于低碳低硅无取向硅钢, 当Al/ (Si+Al) =0.4%~0.6%时, 磁感最高, 铁损最低。此外, P作为晶界偏聚元素, 在合适的生产工艺条件下, 也可以起到较好的磁感改善效果。
基于此, 对于工业化生产的同类钢种, 不同企业的化学成分体系设计相差很大。表1给出了国内部分新近投产企业中, 近似国标50W800牌号的六种无取向硅钢的化学成分。从表1可以看出, 国标50W800牌号硅钢中, Si含量相差很大, 并且C、N杂质元素含量控制技术水平不高, 杂质含量普遍高于日、韩的同类产品, 部分试样的S含量也明显高于国外同类产品[1]。
为从源头避免夹杂物的生成, 需严格控制C、S、O、N、V、Nb、Ti、Zr等杂质元素的含量, 尤其是高级别钢种对这些杂质元素的控制要求越来越严。部分杂质元素含量的控制要求见表2[2~6]。
% (质量分数)
作为晶粒细化元素, Cu、Cr、Ni等微量元素也会劣化硅钢磁性能 (Cu、Cr元素还可分别与S、N结合, 生成CuxS、Cr2N夹杂物[7,8], 阻碍热处理过程中晶粒的长大) , 其影响程度依次为Cu>Ni>Cr[2];Sb、Sn元素具有晶界偏聚作用, 可以改善硅钢磁性能。董浩等[9]认为, Sn可以降低晶界能, 减少有害织构{111}、{112}形核。Sn的晶界偏聚作用不如Sb, 其作用约为Sb的50%[10]。钢的化学成分和生产工艺不同, 对Sb和Sn的控制要求亦不相同, 其效果差别很大。
3 夹杂物控制
随着高级别硅钢的开发, 采用常规的化学成分设计调整方式已不能很好地满足新产品的开发需求, 采用夹杂物控制技术减少炼钢过程中夹杂物的生成逐渐引起人们的重视, 并得到快速发展和良好应用。
硅钢中的夹杂物不仅会抑制晶粒长大, 促使晶格畸变, 还会阻碍磁畴、畴壁运动, 恶化钢的磁性能[2,11,12]。因此, 生产过程中希望尽可能地将其去除, 或使其无害化。生产过程中, 钢的化学成分、生产工艺不同, 夹杂物的种类、数量、尺寸、形态等也不尽相同。不同生产工艺下, 无取向硅钢中的典型夹杂物种类及尺寸分布见表3。不同研究者得到的对硅钢片磁性能影响较大的夹杂物尺寸分布见表4。由表3、4可知, 不同的研究者得到的结论有一定的差异。造成差异的原因是这些研究者所采用的钢的化学成分、生产工艺及晶粒尺寸等存在差别, 但可以肯定的是, 尺寸为0.1~1.0μm的夹杂物对磁性能影响显著。有关生产工艺、夹杂物尺寸对无取向硅钢磁性能的影响, 作者将结合具体钢种另行研究。
% (质量分数)
3.1 预防夹杂物生成
调整钢的化学成分、增加有益元素、减少有害元素是较为简易的控制夹杂物的方法。例如, 提高Mn含量, 可以改善夹杂物尺寸比例分布, 有效减少小颗粒夹杂物生成[13,15];减少S、N含量, 可以避免板坯凝固、再加热过程中, 小颗粒Mn S、Al N的大量析出[20,21];提高Sn、Sb含量, 可以促进钢中夹杂物聚合、上浮、去除[22,23], 等。采用这类方法, 在钢液初始纯净度不高的情况下, 可以快速有效地改善钢质纯净度, 但不能完全抑制或去除有害夹杂物, 尤其是O、S类夹杂物。
图1为Mn对降低1.0μm及以下尺寸夹杂物的改善效果;图2为S对降低成品试样最终退火后晶粒尺寸长大的影响。
从图1可以看出, 随着Mn含量的增加, 钢中1.0μm及以下尺寸夹杂物的比例从约10%迅速降低至5%以下, 但当Mn含量达0.5%以后逐渐达到稳定值。
从图2可以看出, 随着S含量的增加, 成品试样最终退火后的平均晶粒尺寸逐渐变小。
图3是Al对钢中溶解氮含量及溶解氮含量对析出物数量的影响。
从图3可以看出, 溶解氮含量与析出物数量呈线性关系。随着溶解氮含量的增加, 析出物数量同比增加。当Al含量小于0.15%时, 不同Al含量下, 随N含量的增加, 溶解氮含量迅速升高, 并且Al含量越低, 这种效果越明显;而当Al含量达到0.15%后, 随N含量的增加, 溶解氮含量保持不变, 并且随着Al含量的增加, 溶解氮含量仍有下降空间[24]。
3.2 对夹杂物变性处理
3.2.1 钙处理
为了更好地去除有害夹杂物, 近年来, 以强脱氧、脱硫材料钙、稀土为代表的夹杂物变性处理工艺得到了良好发展, 这种处理工艺可有效净化钢液, 控制夹杂物形态, 改善铸态组织[2,4,12,18,25]。但是, 采用钙、稀土处理无取向硅钢的应用, 尤其是在工业化生产中的应用方面研究相对较少。
郭艳永等[12]通过系统取样, 采用金相显微镜、图像分析仪和扫描电镜方法, 对比研究了采用和不采用钙处理的无取向硅钢在生产流程各阶段的夹杂物数量、尺寸分布以及夹杂物类型的演变情况, 见表5。经过定量比较发现, RH精炼处理和中间包冶金可以去除铝脱氧后80%以上的夹杂物。尤其是对于1μm以下的微细夹杂物, 未经钙处理的硅钢片中, 夹杂物数量约为8.18×109个/cm3, 经钙处理后约为1.70×109个/cm3, 说明钙处理有利于夹杂物的聚合长大和去除。同时, 夹杂物中的Mn S变性为Ca S或Ca S与Al2O3·Mg O的复合夹杂物。
3.2.2 稀土处理
稀土处理无取向硅钢中的夹杂物及晶粒尺寸改善效果见图4[26,27]。从图4可以看出, 随稀土含量的增加, 1.0μm以下夹杂物数量明显减少。与不加稀土的炉次相比, 当稀土含量为25×10-4%时, 1.0μm以下夹杂物数量减少了93.33%。同时, 稀土与O、S等元素结合, 可以形成大颗粒稀土铝酸盐夹杂物。这类夹杂物尺寸较大, 数量不多, 因而不会对硅钢的磁性能产生影响, 但由于其密度较接近钢液密度, 生产过程中不易上浮、去除, 会影响热轧及成品带钢的表面质量。由于夹杂物数量明显减少, 在1 250℃或以下, 随着板坯加热温度的升高, 析出物数量不多, 因而成品晶粒尺寸得到改善。随着出炉温度的继续升高, 析出物的数量开始增加, 成品晶粒尺寸有所降低。但即使如此, 仍比不经过稀土处理的钢的晶粒尺寸大。
3.3 控制夹杂物析出
板坯凝固过程中, Mn、S开始偏析、富集, 并在结晶前沿生成微细Mn S析出物, Al、N浓度积超出平衡之后, 也会以微细Al N析出物形式出现[3、20]。板坯再加热过程中, 如果加热温度过高、加热时间过长, Mn S、Al N、CuxS等会充分固溶, 并在随后的轧制、冷却过程中弥散析出[28]。因此, 必须尽可能降低板坯再加热温度, 并确保合适的板坯在炉时间。热轧过程中, 带钢温降速度也会影响析出物。上岛等[29]基于扩散模型, 计算了不同冷却速度下Mn S的析出, 发现相同工艺条件下, 带钢冷却速度越慢, Mn S析出物的数量越多, 如图5所示。
(×105个/cm3)
4 无取向硅钢产品发展趋势
为满足节能、环保、高效以及用电器件多元化的需要, 有必要开发更高效的无取向硅钢, 其设计原则为: (1) 高磁感、低铁损; (2) 优良的冲裁加工性; (3) 生产成本低。图6给出了日本JFE公司开发的新型高效硅钢的技术要求和产品特点。图7给出了JFE开发的新型高效硅钢实物质量控制情况。JFE开发的新型高效硅钢材料, 在相同铁损的条件下具有较高的磁感;在相同磁感的条件下具有较低的铁损。同时, 在相同铁损的条件下具有合适的硬度, 以保证材料具有良好的冲片性能。
为进一步降低生产成本, 2001年前后韩国浦项制铁公司 (POSCO) 开始生产节能型50PNE470牌号的硅钢产品。该产品省略了中间退火工序, 其铁损W15/50、磁感B50分别达到3.20 W/kg和1.69 T, 与50PN470牌号相比, 两者铁损基本相当, 磁感略低于后者。目前, 浦项已开始试制节能型高牌号的产品, 计划省略中间退火工序。
为了降低因工作频率提高后造成的涡流损耗增加, 近年来新日本制铁公司 (NSC) 、JFE等还开发了高频薄带用钢。与普通35H250和0H310牌号相比, 新日铁生产的20HTH1200牌号产品的铁损W10/400达到了11 W/kg, 较前者降低1/2~1/3。
为满足部分电机铁芯对材料强度的需求, 新日铁、JFE等开发了高强度硅钢, 并已有相应牌号产品。其中, 新日铁高强度系列有3个牌号:15HST780Y、20HST570Y和20HST780Y, 主要用于制造电机转子。与普通35H250牌号相比, 其屈服强度提高了1.5~2.0倍, 磁性能稳定。
为了降低高频变压器设备噪音, 节约大功率输电能耗, 新日铁、浦项等开发了6.5%Si硅钢。该产品最薄可达0.2 mm, 磁感B8达到1.27 T, 铁损W15/50、W5/1000、W1/10, 000分别达到0.55、8.4和16.7 W/kg。
5结论
(1) 无取向硅钢的磁性能主要取决于铁素体的晶粒尺寸、晶体织构和钢中的夹杂物。通过合适的化学成分设计以及采用适宜的夹杂物控制技术, 可以获得最佳的夹杂物控制效果, 使其纯净度大幅提高或者无害, 最终获得磁性能优良的高级别无取向硅钢。
(2) 为满足节能、环保、高效的需求, 无取向硅钢的发展趋势是节能降耗、环境友好、多功能、高效率、易加工等。
摘要：无取向硅钢的磁性能主要取决于铁素体的晶粒尺寸、晶体织构和钢中的夹杂物。通过合适的化学成分设计以及采用适宜的夹杂物控制技术, 可以获得最佳的夹杂物控制效果, 使其纯净度大幅度提高或者无害, 最终获得磁性能优良的高级别无取向硅钢。同时, 为满足节能、环保、高效需求, 无取向硅钢正朝着节能降耗、环境友好以及多功能、高效率、易加工等方向发展。
磁性能改善 篇6
某公司某一规格产品的磁性能检测工作原来都是依靠手工进行。由于产品具有强磁性,都吸合在一起,检测时由一个工人负责将产品逐一分开,另一个工人用仪器检测磁性,再经一个工人将检测的合格品收集码放。由于该产品的规格极小,是直径为3mm,高2mm的圆柱体,依靠人工逐一检测不但耗时、费力、生产效率低、成本高,有时还会因为人为的因素导致漏检、错拣,让不合格品蒙混过关。更为严重的是,因为该产品极脆,在码放合格品时稍不留神,会导致整排已经码放好的合格品全部因损伤而报废。为了保证检测质量,提高生产效率,降低生产成本,提高企业竞争力,需要一台全自动产品磁性能检测装置。
在国外,只有瑞典的一家公司生产此类检测设备,并且是按订单生产,设备价格特别昂贵;在国内,还没有厂家生产此类专用检测设备。所以,公司自主开发研制一台全自动产品磁性能检测装置。
1 全自动产品磁性能检测装置工艺要求及结构简图
本检测装置要完成的工艺要求为:(1)提取待检测产品;(2)产品磁性能检测;(3)如检测产品为不合格品则放入废品收集处;(4)如检测产品为合格品则放入合格品储料筒中。
1. 待检测品储料筒 2. 磁性能检测仪 3. 不合格品收集 4. 合格品收集储料筒 5. 转盘 6. 气动控制盘 7. 电气控制盘
根据工艺要求设计的全自动产品磁性能检测装置结构简图如图1所示。此装置主要储料筒、转盘、磁性能检测仪等组成。
储料筒分为待检测品储料筒(后面简称为取料筒)和合格品收集储料筒(后面简称为收料筒)。储料筒为高200mm,直径为300mm的圆柱体,筒上有二十个圆柱孔,每个圆柱孔中可放70个待检测品。储料筒由步进电机控制转动。当取料筒的一个圆柱孔中没有产品时,电机会带动取料筒转动到下一个圆柱孔,如下一个圆柱孔还为空时,电机继续带动取料筒转动,直到找到有料的圆柱孔为止,如二十个圆柱孔内均无产品,人机界面则给出取料筒内无料的提示信息。当收料筒的一个圆柱孔放满产品后,电机会带动收料筒转动到下一个圆柱孔,如下一个圆柱孔也已满,电机继续带动收料筒转动,直到找到无产品的圆柱孔为止,如二十个圆柱孔均已放满产品,人机界面则给出收料筒内产品已满的提示信息。
转盘由四个机械转臂组成。四个机械转臂在一个水平面上,各成90度角,四个转臂同时动作。转臂末端用真空吸盘做抓取机构,利用吸盘内形成的负压吸取产品。用气缸控制转臂的上升/下降运动,用直流电机控制机械手臂在水平面上逆时针转90度。
磁性能检测仪用来检测产品磁性能是否合格。
2 检测装置控制系统设计
2.1 检测装置的操作方式
本检测装置分为手动操作方式和自动运行操作方式。自动操作方式又分为单步、单周期和连续操作方式。
自动运行操作方式是PLC控制系统的主要运行方式,只要运行条件具备,PLC发出启动预告,由操作人员确认并按下“启动”按钮后,PLC自动启动系统。装置从初始状态开始,装置的动作将自动地、连续不断地周期性循环。在工作中,如按下“停止”按钮,装置则动作停止。重新起动时,须用手动操作方式将装置移回初始状态,然后按下“启动”按钮,装置又重新开始连续工作。在工作中,如按下“复位”按钮,则装置将继续完成一个周期的动作后,回到初始状态后自动停止[1]。
在运行方式设计的同时,还必须考虑到停止方式设计。本装置的停止方式有正常停止、暂时停止和紧急停止三种。
2.2 工作过程
本检测装置的工作过程
在自动运行方式下的工作过程从初始状态开始,按下“启动”按钮后,机器就连续重复工作,分以下几步
(1)步进电机带动取料筒转动,如果检测到有产品的圆柱孔,步进电机会停止转动;(2)取料滑块动作,将取料筒中的产品取入到取料孔中;(3)转臂下降,转臂末端的吸盘吸走取料孔内的产品;(4)转臂上升,直流电机带动转盘使转臂逆时针转90度后停止;(5)转臂下降,转臂末端的吸盘吸住的产品放入到一台磁性检测仪的检测环中,检测产品的磁性能是否合格;(6)转臂上升,转臂逆时针转90度后停止;(7)转臂下降,如检测的产品不合格,则吸盘松气,将不合格品放入废品收集处;如检测的产品合格,则吸盘不松气;(8)转臂上升,转臂逆时针转90度;(9)转臂下降,同时吸盘松气,将检测合格的产品放入送料滑块的送料孔中;(10)送料滑块将产品送入收料筒内。至此,此检测装置完成一个周期动作。
本检测装置的动作条件是必须完成前一步动作才能进行下一步的动作,并且只有所有前提条件均满足时,才能执行下一步的动作[2]。
2.3 控制系统硬件设计
依据本检测装置的工艺流程,实际控制需求以及输入/输出变量特点,确定系统主要为开关量控制,根据输入输出变量数量、类型、控制要求,同时按I/O点数20%～30%的备用量原则,系统选用西门子公司的S7—200PLC为核心控制器件。控制系统硬件结构简图如图2所示。
为了使取料筒中的产品能准确地落到取料滑块的取料孔中,同时送料滑块中的产品能准确地送入到收料筒中,需精确的控制储料筒转动的角度,才能满足控制要求。综合考虑控制要求、成本等多方面的因素,在本装置中,采用三相混合式步进电机带动储料筒转动,满足设计要求。
为了精确控制步进电机的转动角度,采用西门子公司EM253位置定位控制模块来控制步进电机驱动器。EM253位控模块是S7200的特殊功能模块,能够产生脉冲串用于步进电机和伺服电机的速度和位置的开环控制。EM253位控模块能产生移动控制所需的脉冲串,其组态信息存储在S7200的V存储区中。使用STEP7-Micro/WIN32可生成位控模块所使用的全部组态和移动包络信息,通过软件编程的方法任意设定步进电机的转速、旋转角度、转动次数和控制步进电机的运行状态。
利用传感器来检测机械转臂、取料滑块,送料滑块是否到位。
人机界面选用西门子公司的TD200实现对检测装置运行状态的监视和提示,并完成系统参数设置,程序的调用。Step7-Micro/WIN32提供了集成的TD200组态工具。
2.4 控制系统软件程序设计
根据全自动磁性检测装置的工艺要求,确定了各个动作的顺序和相互关系,画出工艺流程图。控制系统软件程序设计引入了模块化思想进行编程,结构清晰,调试方便。根据功能、控制对象的不同,系统分为自检模块、运行模块、故障模块、停车模块,由一个主程序和若干子程序构成。主程序的功能是检测各按钮及故障报警状态,在需要的时候调用各个子程序,以完成相应的控制功能[5]。
自检模块主要完成PLC、步进电机驱动器等状态检测及其初始化,确认设备状态正常后,PLC才会按指令继续运行。运行模块是控制系统软件的核心,运行模块根据工作方式又分为自动运行模式子模块、手动运行子模块、单周期运行子模块。自动运行模式程序流程图如图3所示。
当系统出现故障时,错误信息会传送至故障模块,由故障模块将其错误的性质、类型、严重性做出判断。一般故障时,仅向人机界面发出错误提示信息;严重时,调用停车模块,中止生产并发出警报。根据程序流程图,再由PLC输入输出的逻辑关系编写出梯形图[6]。
将编制好的程序先用西门子S7-200的仿真软件进行仿真,用于验证程序是否正确。仿真正确通过后,再将程序输入到PLC进行联机调试。
3 结束语
采用PLC控制的全自动磁性检测装置设计完成后,经过安装调试已投入到实际生产,通过在实际生产中的应用表明,它具有结构紧凑,性能稳定可靠,操作方便的特点。可满足工艺要求,节约人手,大大提高检测效率,保证检测质量,降低成本,取得了良好的经济效益。
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磁性能改善 篇7
关键词：包覆粉体,纳米镍,氮化硅,化学镀,磁滞回线
利用延性的金属相增韧陶瓷材料来获得优良的性能是金属-陶瓷材料复合的重要思路[1,2]。由于存在两相界面的不匹配等难题,金属-陶瓷复合材料在高温、高速气流及高速粒子流等极端环境下的应用至今还没有明显的突破。包覆是实现复合材料制备中各相均匀混和最有效方法之一,因为它可以根据工艺条件不同,实现亚微米级的混合以至达到纳米级的混和[3,4]。纳米金属包覆陶瓷粉体及其复合材料是近期金属-陶瓷复合材料研究的重要内容,它同时具备了金属包覆层和陶瓷芯核的优良性能,极大地降低粉体的团聚效应和各物相之间的偏聚,可望有效地解决陶瓷和金属界面间的物理化学性能及力学性能不匹配的难题[5,6]。
氮化硅是结构陶瓷的主要代表之一,具有良好的常温和高温力学性能、抗热冲击性能好、硬度高、耐腐蚀、高温抗氧化较好等特点。金属镍对氮化硅粉体的包覆不仅可以提高复合材料的耐磨性能,还可以利用金属镍良好的导电性能和铁磁性能,采用电火花加工(EDM)技术对材料切割处理,并且在塑性成型和耐磨损耐腐蚀等领域有巨大的应用潜力。迄今为止,金属包覆型陶瓷粉体研究中的芯核材料以Al2O3,ZrO2,SiO2等氧化物陶瓷居多[7,8],而非氧化物陶瓷粉体,尤其是氮化硅粉体为芯核的金属包覆的研究鲜有报导[9,10]。重要原因之一是因为β-Si3N4属于六方晶系,粉体颗粒常常体现出晶型特征,非为等轴球形,难以获得满意的包覆效果等。
本工作研究了碱性条件下化学镀的工艺条件,以联氨为还原剂,采用无催化的化学镀制备了纳米金属镍包覆的氮化硅复合粉体;其后对包覆粉体的物相和显微结构进行了分析表征,并对镍包覆氮化硅粉体的磁性能进行了测试研究。
1 实验
氮化硅原粉使用日本UBE公司的SN-E10号β-Si3N4商业粉体, 中值粒径d50为0.3μm。由于陶瓷粉体自身的催化活性不强,因此在包覆前对氮化硅粉体进行了脱脂、粗化、敏化、活化等预处理步骤。将已经过处理的Si3N4粉体加入到预先配制的0.15M的NiCl2溶液中,充分搅拌,获得均匀混合的悬浊液。将量取的联氨(N2H4)溶液,缓慢滴加至Si3N4-NiCl2悬浊液中,同时滴加NH3·H2O以调节pH值,使pH值保持恒定,然后移至70℃水浴,强力搅拌,并利用pH计即时检测。停止反应后,离心分离沉淀产物。将沉淀物在多次水洗和无水乙醇洗涤后,置于60℃的烘箱内干燥12h。由于金属镍为铁磁性材料,实验分别考察了电磁搅拌和机械搅拌两种工艺对包覆结果的影响。
包覆粉体的物相通过X射线衍射仪(XRD,Philp X’pert PRO)进行测定,包覆粉体的显微形貌分别利用扫描电镜(SEM,Hitachi S-4800)和透射电镜(TEM,Hitachi H-8100)进行观察。包覆后粉体的磁学性质通过振动样品磁强计(VSM,Lakeshore 7407)进行测量分析。
2 结果与讨论
2.1 物相分析
图1a所示为不同PH值条件下包覆粉体的物相组成。当pH值保持为10和11时,谱中仅出现氮化硅和金属镍的特征峰。当pH值升为12时,Ni(OH)2的特征峰出现。结果表明包覆的结果受到反应溶液pH值的影响。综合考虑反应速度等因素,当pH值为11时,是较为适宜的包覆反应条件。图1b考察了搅拌方式对结果的影响,利用电磁搅拌工艺获得的包覆粉体的Ni和氮化硅的特征峰的强度均高于采用机械搅拌工艺的峰强,这是由于电磁搅拌中磁场对铁磁性的金属镍的结晶度有增强作用导致的。
(a)不同pH值条件下;(b) 不同搅拌工艺下(a) under the different pH value; (b) using the different stirrer
2.2 形貌和结构
图2为氮化硅原粉和镍包覆氮化硅粉体在扫描电镜下的显微形貌。从图2a可见,由于β-Si3N4属于六方晶系,包覆前初始粉体的晶粒形态不规则,显现出一定的棱角。包覆后的粉体呈近球状,失去了原先的晶型特征。图2c和图2d中为采用电磁搅拌工艺得到的包覆粉体,图中包覆粉体的晶粒呈有趣的束状连接分布,这是因为电磁场作用下,反应生成的纳米金属镍包覆层已具有了一定的磁性,导致晶粒间相互吸引,成串连接。图3比较了不同搅拌模式下包覆粉体的特征形貌,包覆后的芯壳结构清楚可见,不同搅拌获得的包覆层形貌则稍有区别:电磁搅拌得到的Ni包覆层略厚,较为完整;而机械搅拌得到的包覆粉体分散性较好。
图4为包覆粉体的透射电镜像。图4验证了不同粒径的氮化硅粉体表面均有纳米金属镍的包覆。包覆方式以镍形成小的颗粒在氮化硅粉体表面沉积生长。选区衍射表明沉积的颗粒为晶态结构,由于在氮化硅表面包覆的纳米镍颗粒比较拥挤,衍射花样体现了多个颗粒的晶态,因而衍射点较为杂乱,无法准确标注晶面方向。综合电镜观察结果可见,纳米金属镍在氮化硅粉体表面实现了较为均匀的包覆,包覆层的厚度小于50nm。
2.3 包覆机理分析
本实验采用无催化的化学镀包覆工艺。联氨作为还原剂,在碱性环境中提供电子,而镍离子接受电子,被还原为镍原子。反应新生成的镍原子吸附沉积在氮化硅粉体颗粒表面,通过异相成核,逐渐长大,形成金属镍层,最终得到纳米镍包覆的氮化硅微粉。氧化还原反应的分步过程和总反应列于如下:
undefined
(a)整体形貌;(b)放大图像(a) overall image; (b) magnified image
2.4 磁性能测试分析
图5为Ni及Ni/Si3N4包覆粉体的磁滞回线图。比较纳米镍包覆氮化硅复合粉体与标准镍块体、商业镍粉磁学性能的差别,可以为包覆粉体的功能性应用打下基础。由图5中的磁滞回线可见:标准镍块的矫顽力(Hc)为46.76 Oe,饱和磁化强度(Ms)为6.92 emu;磁滞回线为狭长的回路,表现了较为明显的软磁特征。商业镍粉的矫顽力为81.74 Oe,比饱和磁化强度(σs)为43.62 emu·g-1;包覆金属镍的复合粉体的矫顽力为139.38 Oe,比饱和磁化强度为28.49 emu·g-1。包覆粉体在室温下形成了完整的磁滞回路,因而具有良好的铁磁性。与商业镍粉相比,包覆粉体的比饱和磁化强度有所降低, 这是由于单位质量粉体中磁性物质含量减少引起的。矫顽力的增大是因为纳米镍晶粒的形成, 改变了微米晶粒的优先磁化方向, 扩大了磁化区域, 抑制了自身的磁化反转所致。此外,包覆粉体磁滞回线的矩形度较高,表现出较为明显的磁各向异性。
(a)标准Ni块;(b)商业Ni粉和包覆粉体(a) standard pattern of Ni bulk; (b) commercial Ni powders and Ni/Si3N4 coated powders
3 结论
(1)采用无催化的化学镀工艺制备了纳米镍晶粒包覆氮化硅陶瓷的复合粉体。实验以联氨作为还原剂,优化的反应pH值确定为11。
(2)构建了氮化硅为芯核,纳米镍为包覆壳层的金属-陶瓷复合结构,包覆层厚度小于50nm。包覆后的粉体呈近球状,利用机械搅拌工艺获得的包覆粉体分散性较好。
(3)磁性能测试结果表明,纳米镍晶包覆氮化硅的复合粉体具有良好的铁磁性能和磁各向异性;与商业金属镍粉相比,比饱和磁化强度降低, 矫顽力升高。
参考文献
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磁性能改善 篇8
自旋阀多层膜的应用不仅与其磁场灵敏度有关,而且还与其热稳定性有关[6]。如在将自旋阀多层膜制作成计算机硬盘阅读磁头过程中一般要经历一定温度下数小时的热处理,而在这样的温度下,自旋阀多层膜各层之间会发生互扩散现象,从而影响磁性与磁电阻性能。例如在FeMn钉扎的自旋阀多层膜中,经过250℃热处理后,FeMn将失去反铁磁层的钉扎作用,甚至巨磁电阻现象也消失[7]。因此,研究热处理对自旋阀多层膜磁性能的影响显得十分重要。本工作研究了真空磁场退火对Ta/CoFe/Cu/CoFe/IrMn/Ta自旋阀多层膜的结构和磁性能的影响,并通过将样品在反向饱和场下停留不同时间研究了退火对自旋阀多层膜的热稳定性的影响,为实际应用提供一定的理论依据。
1 实验
利用高真空磁控溅射设备(日本真空MPS-4000-HC2)在硅衬底上制备了IrMn顶钉扎自旋阀多层膜,多层膜的结构和各层厚度为:Ta(5nm)/Co75Fe25(5nm)/Cu(2.5nm)/Co75Fe25(5nm)/Ir20Mn80(12nm)/Ta(8nm)。为了防止样品在空气中被氧化,在IrMn层上沉积了一层8nm的Ta作为保护层。在溅射过程中,本底真空优于5×10-7 Pa,溅射用高纯氩气,气压为7×10-2Pa,溅射功率为120W,生长速率控制在0.03～0.12nm/s左右,沉积时在平行于膜面方向加有100 Oe外加磁场,以诱导出一个易磁化方向。将自旋阀多层膜切两个0.5cm×0.5cm进行真空退火,其真空度优于5×10-4 Pa,退火温度分别为235℃和260℃,退火时间分别为2h和0.5h。在退火过程中,沿易磁化方向加有3000 Oe的磁场。
用HH10型振动样品磁强计(VSM)在室温测量磁滞回线,磁场平行于膜面,正向场方向与沉积时所加外场方向平行,磁场扫描范围是-800～800 Oe,扫描速度为3 Oe/s;用D8-Advance型的X射线衍射仪(XRD)研究薄膜的织构;用原子力显微镜(AFM) 研究界面粗糙度。
在自旋阀多层膜热稳定性的实验中,磁场首先从正向饱和场扫到反向饱和场,然后保持在绝对值大于饱和场200～300 Oe的反向磁场下,停留一定的时间后,将磁场从反向饱和场扫到正向饱和场,在磁场转换的过程中即可测量磁滞回线的后支曲线,在正向饱和场不进行时间停留,直接由正向场扫到反向场,即可测量出磁滞回线的前支曲线。接着在大于反向饱和场200～300 Oe的磁场下进行第二次时间停留。通过时间累积的方法研究了退火对自旋阀多层膜热稳定性的影响。
2 结果与讨论
2.1 退火对自旋阀多层膜结构的影响
图1(a),(b),(c)分别为制备态、235℃和260℃退火自旋阀多层膜的XRD图。从图中可以看到,制备态和退火后IrMn都有较好的(111)织构,退火对自旋阀多层膜反铁磁层IrMn衍射峰的位置没有影响,只是IrMn衍射峰的强度发生了变化,表明在退火过程中,反铁磁层IrMn没有发生晶型转变的过程,只是IrMn(111)的织构随退火温度的升高而减弱,即IrMn(111)晶面择优取向随退火温度升高而减弱。由文献[8] 可知,在200℃热处理后反铁磁层中Mn发生扩散现象,所以,退火后IrMn(111)的织构减弱的主要原因可能是Mn的扩散而导致的。
(a)制备态; (b)235℃热处理; (c)260℃热处理 (a) as-deposited; (b)after annealing at 235℃; (c) after annealing at 260℃
粗糙度也是影响自旋阀性能的一个重要因素[9]。为了进一步研究退火对自旋阀结构的影响,本工作用原子力显微镜对表面/界面形貌进行了研究。一般认为通过磁控溅射沉积的薄膜,当他们在同一气压下连续沉积,在一定厚度内多层膜是连续的,共格生长的,这样当界面离表面不是很远时,表面的形貌近似为界面形貌[10]。本工作所研究的自旋阀为顶自旋阀结构,铁磁/反铁磁的界面离表面为20nm,可以认为样品表面的粗糙度能间接反映IrMn层和CoFe层之间的界面粗糙度。
样品原子力显微镜的观察结果如图2所示,其中图2(a),(b),(c)分别为制备态、235℃和260℃热处理后的三维形貌图。样品的方均根粗糙度Rrms分别为0.678,1.284nm和0.389nm。从测试结果中可知,经过235℃热处理后,表面/界面粗糙度Rrms增加,这与Chen K C[11]等人在NiFe/FeMn双层膜中得到的粗糙度随退火温度升高而增加的结论一致;而经过260℃热处理后表面/界面粗糙度Rrms减小,这可能是温度进一步提高为界面Mn原子的扩散提供了更高的能量,从而使得表面/界面变的光滑,导致表面/界面粗糙度Rrms减小。
2.2 退火对自旋阀磁性能的影响
2.2.1 退火对自旋阀的交换偏置场和矫顽力的影响
图3为CoFe/Cu/CoFe/IrMn多层膜的磁滞回线。从图中可知,交换偏置场和被钉扎层的矫顽力随退火温度升高而减小,而自由层的矫顽力随退火温度升高而增大。具体数据如表1所示。
一般认为反铁磁层的织构对磁性能有一定的影响[12]。从XRD图谱中可知,制备态和退火后IrMn都有较好的(111)织构,从而解释了制备态和退火后自旋阀多层膜都具有交换偏置现象。但随着退火温度的升高,IrMn(111)织构减弱,从而降低了反铁磁层IrMn的钉扎作用,所以,退火使得反铁磁层IrMn(111)织构减弱是导致自旋阀交换偏置场和被钉扎层的矫顽力减小的原因之一。
表面/界面粗糙度对自旋阀交换偏置场和被钉扎层的矫顽力也有影响,一般认为,粗糙度增加,交换偏置场减小[10,13]。所以,经过235℃热处理后表面/界面粗糙度增加也是导致自旋阀交换偏置场减小的原因之一。经过260℃热处理后,表面/界面粗糙度减小,而交换偏置场却减小,这主要是反铁磁层中Mn原子的进一步扩散,从而大大减弱了反铁磁层IrMn的钉扎作用,导致260℃热处理后自旋阀交换偏置场和被钉扎层的矫顽力进一步减小。
自由层的矫顽力随退火温度升高而增加的结果与已研究的测量温度对自由层矫顽力的影响的结果相同,我们认为可能原因是铁磁自由层在热处理过程中发生了相变[14],因为在Ta上沉积CoFe可能使得部分铁磁层为体心立方结构,经过热处理后,自由层CoFe由体心立方结构变为面心立方结构,导致自由层的矫顽力随退火温度升高而增加。
根据谢乐公式D=0.9λ / (cosθ·Δ2θ),其中Δ2θ是CoFe (111) 峰的半峰宽,λ是X射线衍射Cu Ka1的波长,为0.15405nm,计算了退火后CoFe膜的晶粒尺寸分别为11.9456,14.013nm和16.6074nm。可见,随退火温度升高,铁磁层的晶粒尺寸增大,所以,认为退火温度升高使得铁磁层晶粒尺寸增大可能是导致自由层的矫顽力增大[15]的另一个原因。
2.2.2 退火对自旋阀热稳定性的影响
通过使样品在反向饱和场下停留不同时间,研究了各种状态自旋阀多层膜的热稳定性。图4为制备态和热处理后自旋阀多层膜交换偏置场随反向饱和场下停留时间的关系。从图4中可知,制备态自旋阀多层膜的交换偏置场随停留时间的增加而减小,而经过235℃和260℃热处理后,自旋阀多层膜的交换偏置场随反向饱和场停留时间的增加而不发生变化。
(a)制备态;(b)235℃热处理;(c)260℃热处理(a)as-deposited;(b)after annealing at 235℃;(c)after annealing at 260℃
制备态自旋阀多层膜的交换偏置场随停留时间的增加而减小的主要是由于反铁磁层中部分区域磁矩通过热激活越过能垒的分布发生反转而导致的结果[16,17]。当外磁场由正向饱和场向反向饱和场方向转变时,被钉扎层磁矩随着外磁场方向的改变而发生反转,而反铁磁层具有较大的各项异性能,使得反铁磁层的磁矩保持在原来的方向上,此时体系处于亚稳态。当自旋阀多层膜保持在反向饱和场时,由于铁磁层与反铁磁层之间的交换耦合作用使得部分反铁磁层的磁矩转向铁磁层磁矩方向,从而降低了反铁磁层的单方向各项异性能,即减弱了反铁磁层的钉扎作用,随着在反向饱和场停留时间的增加,越来越多的反铁磁层的磁矩通过热激活越过能垒分布发生反转,从而导致交换偏置场随着反向饱和场停留时间的增加而减小。
经过235℃和260℃热处理后自旋阀多层膜的交换偏置场不随停留时间的变化而变化主要是由于热处理使得反铁磁层中部分区域磁矩反转的能垒增加而使整个能垒分布变窄导致的结果。在反向饱和场下停留时,由于反铁磁层中各部分磁矩反转的能垒都比较大,铁磁层与反铁磁层之间的交换耦合能不足以克服反铁磁磁矩反转的能垒,即反铁磁层磁矩不随反向饱和场下停留时间的增加而发生翻转,所以,退火后交换偏置场随反向饱和场停留时间的增加而不发生变化。
3 结论
(1)退火导致IrMn(111)织构减弱,表面/界面粗糙度在低温退火后增大,而较高温度退火后减小。
(2)退火使得交换偏置场和被钉扎层矫顽力减小,而自由层矫顽力增加。