本发明属于磁性材料
技术领域：
，特别涉及一种高磁致伸缩系数fe-ga基薄带及其制备方法。
背景技术：
：磁致伸缩材料是指在磁场作用下其长度发生变化产生位移做功或在交变磁场下发生反复伸长与缩短产生振动或声波，从而将电磁能转换成机械能或声能的智能材料。它在声纳水声换能器、电声换能器、海洋探测与开发、微位移驱动、减振与防振、智能机构与自动化等高新
技术领域：
有广泛应用，是重要的能量和信息转换材料。磁致伸缩材料主要包括稀土超磁致伸缩材料tb-dy-fe和传统磁致伸缩材料fe-ni、fe-al等。tb-dy-fe虽然具有很大的磁致应变值，但由于本征脆性和昂贵价格，限制了其使用范围。fe-ni、fe-al等存在磁致伸缩系数小、能量密度低等问题。fe-ga(galfenol)合金因具有磁致伸缩系数较大、拉伸强度高、饱和磁场小、磁导率高、价格低等特点，成为兼具大磁致伸缩系数与优良力学性能的磁致伸缩材料。fe-ga合金磁伸性能呈显著各向异性，<100>方向磁致伸缩系数最大，即单晶λ100＝271ppm。(sguruswamy,nsrisukhumbowornchai,aeclark,jbrestorff,andmwun-fogle.strongductileandlow-field-magnetostrictivealloysbasedonfe-ga.scripta.mater.,2000,43:239-244；nsrisukhumbowornchaiandsguruswamy.largemagnetostrictionindirectionallysolidifiedfegaandfegaalalloys.j.appl.phys.,2001,90(11):5680-5688)。由于fe-ga合金单晶制备成本高以及高频条件下使用易产生严重涡流损耗，故需开发基于轧制的高效率、低成本制备η(<100>//rd)织构fe-ga多晶合金薄带的方法。轧制法制备优异磁伸fe-ga薄带的关键技术在于稳定成形和二次再结晶织构控制。2007年，smna等人报道了轧制fe81.3ga18.7合金中添加少量的b和s，获得了近似立方织构({001}<100>)或近似goss({110}<100>)织构，最高磁致伸缩系数为220ppm(smna,abflatau.secondaryrecrystallizationcrystallographictextureandmagnetostrictioninrolledfe-gabasedalloys.j.appl.phys.,2007,101:09n518)。2011年，smna等人还报道了在轧制fe-ga中添加1at％nbc,在含0.5％h2s的ar气中通过高温处理以及表面能诱导获得了强goss({110}<001>)织构,磁致伸缩系数达到292ppm(smna,abflatau.singlegraingrowthandlargemagnetostrictioninsecondarilyrecrystallizedfe-gathinsheetwithsharpgoss(011)[100]orientation.scripta.mater.,2012,66:307-310)。2015年袁超等人报道了在轧制定向凝固的fe-ga中添加0.1at％nbc，在轧制薄带慢升温过程中通过s来实现表面能诱导获得了强goss织构，磁致伸缩系数达到245ppm(chaoyuan,jihengli,wenlanzhang,xiaoqianbao,xuexugao.sharpgossorientationandlargemagnetostrictionintherolledcolumnar-grainedfe–gaalloys.j.magn.magn.mater.,2015,374:459-462)。美国专利us2009/0039714a1，在fe-ga合金中添加al、be以及超过1mol.％nbc，包套热轧防氧化，通过热轧、两步温轧及后续热处理，获得具有η织构的fe-ga薄带。中国专利cn101465406a，添加原子比大于0.5％的b、cr、nb、vc、tic、mns、aln以及少量s、sn、sb元素，依靠在低含量(体积比0.001-0.008％)的h2s或o2中高于900℃长时间热处理，获得了goss或立方织构fe-ga薄板。中国专利cn103014594a，添加少量al、nb、c、b作为抑制剂形成元素，采用s作为二次再结晶诱导元素，通过二次再结晶热处理以及还原气氛高温热处理，获得具有强goss织构的磁致伸缩板带。以上关于fe-ga磁致伸缩合金薄片的研究或专利，抑制剂控制与二次再结晶过程不匹配，大部分需要引入表面偏析促进goss晶粒发生完善二次再结晶。表面偏析的引入，一方面成本增加、设备精度要求高，另一方面必须1200℃或者更高温度退火获得完善二次再结晶及消除s元素对磁性能的不利影响，导致ga挥发严重。虽然中国专利cn104711475a，通过添加5％～15％mol％al以及在热轧和冷轧后进行两次渗氮，来去除对表面偏析的依赖，但是较高al含量降低磁致伸缩系数且两次渗氮工序复杂。上述研究磁致伸缩性能较低的另一主要原因是二次再结晶取向度较低，而调控二次再结晶前组织、织构和抑制剂间的协调匹配是提高二次再结晶取向度的关键。综上所述，开发一种生产效率高、成本低以及性能稳定的高磁致伸缩系数fe-ga基合金薄带制备方法是目前急需解决的问题。技术实现要素：针对现有fe-ga合金制备技术存在的上述问题，本发明提出了一种高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，设计思路如下：1)采用模铸、板坯连铸、薄板坯连铸以及薄带连铸的板坯，利用传统的轧制和退火工艺流程简单高效地规模制备；2)建立低温固有抑制剂+渗氮的抑制剂体系，控制热处理和轧制工艺析出细小cu2s、ain、nb(c,n)和v(c,n)或者其复合析出物作为主要固有抑制剂；当固有抑制力不足时，二次再结晶退火前利用渗氮补充形成氮化物，通过选择性诱发获得完善且织构锋锐的二次再结晶组织；3)精细调控轧制参数以保证初次再结晶获得细小均匀的组织和合适的织构。从优化组织、织构和抑制剂间协调搭配的角度，获得锋锐的二次再结晶goss织构，提高fe-ga基合金薄带的磁滞伸缩性能。本发明的技术方案如下：高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其成分按重量百分比为：ga：15～32％，c：0.001～0.12％，al：0.005～0.08％，nb：0.03～0.75％，余量为fe和其它不可避免的杂质。进一步地，所述的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其成分按重量百分比还含有：cu：≤0.5％，s：0.008～0.035％，mn：0.01～0.3％。进一步地，所述的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其成分按重量百分比还含有：sn：0.02～0.1％、sb：0.01～0.03.％、v：0.01～0.1％、mo：0.01～3.0％、tb：0.05～0.6％、n：0.006～0.02％或b：0.005～0.05％中的一种或多种。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1：冶炼按薄带的设定成分，在1440～1600℃温度下冶炼后浇铸；步骤2：热轧(1)将坯料加热至1000～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度900～1250℃，终轧温度600～1050℃，热轧4～8道次，热轧总压下率50～99％，冷却后获得1～4mm厚的热轧板；步骤3：酸洗和冷轧(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，得到0.10～1.0mm厚的冷轧薄带；步骤4：脱碳退火将冷轧薄带在湿n2+h2的混合气氛中，进行脱碳退火，退火温度为800～1000℃，退火时间为2～30min，n2所占体积比为20～75％；步骤5：二次再结晶退火将脱碳退火后得到的退火板，在惰性气氛或惰性还原混合气氛条件下进行二次再结晶退火处理，得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带。进一步地，步骤1中，所述冶炼后浇铸可采用模铸、板坯连铸、薄板坯连铸以及薄带连铸中的任意一种工艺方法实现。进一步地，所述的步骤3(1)中，对热轧板进行常化退火处理后再进行酸洗，常化退火温度为700～1100℃，常化退火时间为2～120min，常化后快冷。进一步地，步骤3(2)中所述的冷轧，包括以下两种轧制法，可采用任意一种轧制法进行冷轧：一次轧制法：先进行温冷轧，轧制温度为室温～800℃，压下率为30～95％，然后进行温度较低的温冷轧，轧制温度为室温～600℃，压下率为10～92％；二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为室温～800℃，压下率为30～95％，然后在800～1100℃退火5～120min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为室温～600℃，压下率为50～92％。进一步地，步骤5中所述的二次再结晶退火处理，包括如下两种模式：模式一：将退火板从600～900℃加热至1000～1200℃并保温0.5～10h，加热过程采用连续升温或含有中间保温的多段式退火模式二：将退火板在900～1200℃进行15～600min恒温退火。进一步地，步骤5中惰性气氛是指氮气气氛或氩气气氛；所述的惰性还原混合气氛是指惰性气体与氢气的混合气氛。进一步地，步骤5中所述的二次再结晶退火处理，二次再结晶退火完成后可采用炉冷、空冷或者淬火中任意一种方式冷却。第二种高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1：冶炼按薄带的设定成分，在1440～1600℃温度下冶炼后浇铸；步骤2：热轧(1)将坯料加热至1000～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度900～1250℃，终轧温度600～1050℃，热轧4～8道次，热轧总压下率50～99％，冷却后获得1～4mm厚的热轧板；步骤3：酸洗和冷轧(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，得到0.10～1.0mm厚的冷轧薄带；步骤4：脱碳退火将冷轧薄带在湿n2+h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为800～1000℃，退火时间为2～30min，n2所占体积比为20～75％；步骤5：渗氮处理将薄带在干nh3+n2+h2的混合气氛中进行渗氮处理；步骤6：二次再结晶退火将脱碳退火得到的退火板，在惰性气氛或惰性还原混合气氛条件下进行二次再结晶退火处理，得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带。进一步地，步骤1中，所述的冶炼后浇铸可采用模铸、板坯连铸、薄板坯连铸以及薄带连铸中的任意一种工艺方法实现。进一步地，所述的步骤3(1)中，对热轧板进行常化退火处理后再进行酸洗，常化退火温度为700～1100℃，常化退火时间为2～120min，常化后快冷。进一步地，步骤3(2)中所述的冷轧，包括以下两种轧制法，可采用任意一种轧制法进行冷轧：一次轧制法：先进行温冷轧，轧制温度为室温～800℃，压下率为30～95％，然后进行较低温度的温冷轧，轧制温度为室温～600℃，压下率为10～92％；二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为室温～800℃，压下率为30～95％，然后在800～1100℃退火5～120min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为室温～600℃，压下率为50～92％。进一步地，步骤5中所述的渗氮处理过程；所述的nh3+n2+h2混合气氛中，h2所占体积比为50～80％，nh3所占体积比为5～30％，渗氮温度为600～1050℃，时间为10～500s，渗氮量为30～800ppm。进一步地，步骤6中所述的二次再结晶退火处理，包括如下两种模式：模式一：将退火板从600～900℃加热至1000～1200℃并保温0.5～10h，加热过程采用连续升温或含有中间保温的多段式退火模式二：将退火板在900～1200℃进行15～600min恒温退火。进一步地，步骤6中惰性气氛是指氮气气氛或氩气气氛；所述的惰性还原混合气氛是指惰性气体与氢气的混合气氛，混合比例为任意比例。进一步地，步骤6中所述的二次再结晶退火处理，二次再结晶退火完成后可采用炉冷、空冷或者淬火中任意一种方式冷却。进一步地，所述的步骤5渗氮处理可在脱碳退火之前、脱碳退火之后或者和脱碳退火同步进行本发明的原理如下：高磁致伸缩系数fe-ga基薄带中，c和n的重量百分比含量分别为0.001～0.12％和0.006～0.02％，可以形成nb(c,n)、v(c,n)、fe3c、aln等析出相抑制初次再结晶晶粒，冷轧过程也可以促进剪切带形成，增加goss晶粒形核位置，此外一定量的c亦有助于提高fe-ga合金的磁致伸缩系数。al重量百分比含量0.005～0.08％。固有抑制剂的抑制力不足时，在渗氮处理过程中，al通过与n反应生成ain沉淀相，作为抑制剂在慢升温后期抑制基体晶粒。al含量小于0.005％补充抑制力不足，而大于0.08％则抑制力过高亦对磁致伸缩性能不利。cu和s的重量百分比含量分别为≤0.5％和0.008～0.035％。在热轧和随后热处理过程形成cu2s，作为固有抑制剂在慢升温过程中抑制基体晶粒。它们固溶温度很低，有利于降低板坯加热温度。b的重量百分比含量在0.005～0.05％。通过细化晶粒和提高晶界结合力来提高塑性，也可以形成bn强化抑制力。mn的重量百分比含量在0.01～0.3％。mn起到脱硫作用和形成mns质点钉扎晶粒长大。nb和v的重量百分比含量分别为0.03～0.75％和0.01～0.1％。通过细化组织和提高晶界结合力来提高塑性，还可通过固溶和形成nb(c,n)、v(c,n)抑制晶粒长大。sn和sb的重量百分比含量分别为0.01～0.1％和0.01～0.03％。作为晶界偏析元素，可以辅助增强抑制力。mo的重量百分比含量为0.01～3.0％。有助于提高塑性和均匀化初次再结晶晶粒；mo还可以在高温加热板坯时富集在表面防止晶界氧化，增强延展性。tb的重量百分比含量为0.05～0.6％。其析出相可以辅助钉扎晶界移动，还可通过产生晶格畸变和影响相变来提升磁致伸缩系数。本发明高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，当采用模铸、板坯连铸和薄板坯连铸的工艺时，热轧前在1000℃以上保温使粗大的cu2s、nb(c,n)和v(c,n)等完全或者部分固溶，然后在热轧和后续热处理过程形变诱导析出大量细小析出物，从而提高固有抑制剂的强度。本发明高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，当采用薄带连铸的工艺时，利用薄带连铸亚快速凝固的特点(凝固速度可达102～104℃/s)，铸带中可固溶更多的抑制剂组分，实现抑制力柔性控制。冷轧过程采用不同的轧制温度和压下率，从调控形变微结构角度获得有利的再结晶织构与组织特征，尤其是调控初次再结晶goss晶核的数量和偏差角，以提高二次再结晶准确度。nb和v等元素的添加对再结晶形核和长大有较大影响，有利于获得细小均匀的初次再结晶组织和有利的初次再结晶织构。不同的抑制剂体系及含量构成，需要匹配不同的初次再结晶组织和织构，才能实现完善的二次再结晶。因此，需要调控冷轧参数实现组织、织构和抑制力的协调搭配。本发明渗氮工艺的目的，是在二次再结晶前形成aln或者bn等氮化物以补充抑制力，高温退火过程可以有效抑制基体晶粒生长，有利于准确goss晶粒在合适的温度区间发生完善二次再结晶，获得优异的磁致伸缩性能。当固有抑制剂控制满足要求时，可以省略渗氮处理工艺，但是适量渗氮有利于最终成品具有更优异的磁致伸缩性能。本发明二次再结晶退火过程调控退火制度、升温速率以及退火气氛，目的在于使抑制力减退与准确goss异常长大过程相匹配，这对于控制二次再结晶完善度和取向度至关重要。本发明的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带及其制备方法，与现有技术相比，有益效果为：1、采用模铸、板坯连铸、薄板坯连铸以及薄带连铸，利用传统的轧制和退火工艺流程，稳定高效地制备具有锋锐goss二次再结晶织构的大磁滞伸缩系数fe-ga合金薄带，提高生产效率，降低生产成本。2、采用固有抑制剂或另加获得型抑制剂的设计，通过热处理和轧制工艺析出细小cu2s、ain、nb(c,n)和v(c,n)或者其复合析出物作为主要固有抑制剂。当固有抑制力不足时，适时调整渗氮工艺形成ain或bn等氮化物补充抑制力，结合调控二次再结晶退火气氛，实现抑制力柔性控制。从优化抑制剂、组织和织构协调匹配的角度，利用goss晶粒的选择生长优势获得完善且取向锋锐的二次再结晶；3、精细调控冷轧参数，初次再结晶获得细小均匀的组织和有利织构，提高二次再结晶晶粒的取向度，从而提升fe-ga合金磁滞伸缩系数。4、通过合理控制成分和工艺参数实现稳定成形和织构控制，最终获得0.1～1.0mm厚的fe-ga薄带成品，其磁致伸缩系数(3/2)λs高达220～370ppm。综上所述，本发明一种轧制法制备高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的方法，在抑制剂控制及其与组织、织构的协调匹配下，实现轧制法高效和低成本制备高取向度fe-ga基合金薄带，具有广阔的应用前景。附图说明为了更清楚地说明本申请实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍。显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本申请中记载的部分实施例。图1为本发明的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法流程示意图；图2为本发明实施例2的表2中第4组高磁致伸缩系数fe-ga基薄带经过二次再结晶退火后样品的odf恒截面图；图3为本发明实施例6中高磁致伸缩系数fe-ga基薄带样品脱碳退火后的微观组织图，其中，水平方向为rd方向，垂直方向td方向。图4(a)为本发明实施例8中第3组高磁致伸缩系数fe-ga基薄带经过二次再结晶退火后的宏观组织图；图4(b)为本发明实施例8中第4组高磁致伸缩系数fe-ga基薄带经过二次再结晶退火后的宏观组织图。具体实施方式下面结合实例对本发明的技术方案作进一步具体说明。实施例1高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分按重量百分比含有：c：0.03％，al：0.03％，nb：0.25％，cu：0.5％％，mn：0.08％，s：0.02％，sn：0.06％，mo：0.5％，余量为fe和其它不可避免的杂质，ga含量如表1所示有所不同。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按表1中薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1150～1200℃，冷却后获得2.5mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法得到0.25mm厚的冷轧薄带，其中：二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为40％，然后在950℃退火40min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为300℃，压下率为83％；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为850℃，退火时间为4min；步骤5，渗氮处理：将薄带，在干的体积比为10％nh3+20％n2+70％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为900℃，渗氮量为160ppm；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性气氛条件下，从800℃以20℃/h的速度加热至950℃并保温2h，然后以15℃/h的速度加热至1150℃保温4h，空冷得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得不同ga含量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表1所示。表1不同ga含量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号ga含量(重量百分比％)二次再结晶完成度(％)(3/2)λs(ppm)115.0100220217.2100280321.8100310422.6100355523.5100342627.1100295732.0100330从表1可以看出，当二次再结晶发展完善，ga含量成为影响磁滞伸缩性能的关键因素之一，其结果和ga含量对单晶磁致伸缩系数的影响一致，充分说明精准控制ga含量对fe-ga合金磁滞伸缩性能的重要性。实施例2高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分及重量百分比含量为ga：22.3％，其它组成成分如表2所示，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按表2中薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1250℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1100～1200℃，冷却后获得2.3mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法得到0.2mm厚的冷轧薄带，其中：二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为56％，然后在900℃退火30min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为200℃，压下率为80％；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为875℃，退火时间为5min；步骤5，渗氮处理：将薄带，在干的体积比为15％nh3+15％n2+70％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为800℃，渗氮量为180ppm；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以20℃/h的速度加热至1200℃并保温2h，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得不同成分及含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表2所示。表2中第4组高磁致伸缩系数fe-ga基薄带经过二次再结晶退火后样品的odf恒截面，如图2所示。表2不同组成成分及含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁伸性能对比表从图2可以看出二次再结晶后获得了单一锋锐的goss织构，因此磁致伸缩系数达到327ppm，说明了二次再结晶织构的控制水准是决定fe-ga合金磁致伸缩性能的关键之一。表2中的第10～12组为对比实验，从表2中可以看出，当fe-ga合金薄带组成成分重量百分比含量处于本发明范围内(序号1～9)，通过控制析出和渗氮实现抑制剂有效调控，促进二次在结晶更加完善，提高磁滞伸缩性能。反之，当fe-ga合金薄带组成成分重量百分比含量超出本发明范围(对比实验10～12)，则抑制力强度太强或者太弱，难以获得理想的二次再结晶，磁致伸缩性能较低。实施例3高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分按重量百分比含有：ga：20.4％，c：0.05％，nb：0.1％，cu：0.2％％，mn：0.08％，s：0.015％，，mo：0.05％，tb：0.3，余量为fe和其它不可避免的杂质，al含量如表3所示有所不同。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按表3中薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的板坯进行热轧，开轧温度1150℃，冷却后获得4mm厚热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧进行酸洗去除氧化皮；(2)将热轧板在1050℃常化退火后快冷，退火时间为5min，然后采用一次轧制法，轧制温度为400℃，压下率为75％，得到1.0mm厚的冷轧薄带；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为20％n2+80％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为830℃，退火时间为8min；步骤5，渗氮处理：将薄带，在干的体积比为20％nh3+20％n2+70％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为700℃，渗氮时间为120s，渗氮量为300ppm；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从600℃以50℃/h的速度加热至850℃，然后以20℃/h的速度加热至1000℃，然后以15℃/h的速度加热至1200℃，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得不同al含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表3所示。表3不同al含量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号al含量(重量百分比％)二次再结晶完成度(％)(3/2)λs(ppm)10.00510029020.0210029530.0310032040.0510032550.06510031060.08100290对比实验70.240％195表3中的第7组为对比实验，从表3可以看出，当al含量处于本发明范围内(序号1～6)，二次再结晶完成较好，磁致伸缩性能优良；当al含量超出本发明范围(对比实验7)，二次再结晶完成度降低，因此磁致伸缩性能较低。实施例4高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分按重量百分比含有：ga：31.5％，c：0.06％，al：0.01％，余量为fe和其它不可避免的杂质，nb含量如表4所示有所不同。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按表4中薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1250℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1150～1200℃，冷却后获得1.8mm厚热轧板；步骤4，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将热轧板在1000℃常化退火后快冷，退火时间为8min，采用一次轧制法，先进行温冷轧，轧制温度为700℃，压下率为44％，然后进行较低温度的温冷轧，轧制温度为200℃，压下率为85％，得到0.15mm厚的冷轧薄带；步骤5，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为850℃，退火时间为4min；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性气氛条件下，从900℃以30℃/h的速度加热至1000℃并保温4h，然后以10℃/h的速度加热至1100℃并保温5h，炉冷得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得不同nb含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表4所示。表4不同nb含量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表类别nb含量(重量百分比％)二次再结晶完成度(％)(3/2)λs(ppm)对比实验10.012517020.0310028530.110029240.2810034550.4210031460.5610031070.74100292对比实验81.5215156表4中的第1组和第8组为对比实验，从表4中可以看出当nb含量处于本发明范围内(序号2～7)，可以实现抑制力、组织和织构协调搭配，获得锋锐且完善goss二次再结晶织构，磁致伸缩性能优良；当nb含量超出本发明范围(对比实验1和8)，二次再结晶完成度降低，因此磁致伸缩性能较低。实施例5高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，成分按重量百分比含有：ga：17％，c：0.03％，al：0.048％，nb：0.45％，cu：0.5％％，mn：0.08％，s：0.02％，sn：0.06％，mo：0.5％，余量为fe和其它不可避免的杂质，b含量如表5所示有所不同。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按表5中薄带的设定成分，在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1250℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1150～1200℃，冷却后获得2mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法得到0.2mm厚的冷轧薄带，其中：二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为60％，然后在1000℃退火10min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为600℃，压下率为75％；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为30％n2+70％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为900℃，退火时间为15min；步骤5，二次再结晶退火：将退火板，在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以120℃/h的速度加热至900℃，然后以60℃/h的速度加热至1200℃并保温2h，空冷得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得不同b含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表5所示。表5不同b含量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号b含量(重量百分比％)二次再结晶完成度(％)(3/2)λs(ppm)10.00510022820.01510024030.0310025640.0410024750.05100243对比实验60.510120表5中的第6组为对比实验，从表5中可以看出当b含量处于本发明范围内(序号1～5)，二次再结晶完成较好，磁致伸缩性能优良；当b含量超出本发明范围(对比实验6)，二次再结晶完成度降低，磁致伸缩性能较低。实施例6高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分按重量百分比含有：ga：23.5％，c：0.025％，nb：0.054％，al：0.035％，cu：0.1％％，mn：0.05％，s：0.02％，sn：0.06％，v：0.05％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1190℃，冷却后获得2mm厚热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将热轧板采用一次轧制法，先进行温冷轧，轧制温度为500℃，压下率为40％，然后进行较低温度的温冷轧，轧制温度为100℃，压下率为70％，得到0.35mm厚的冷轧薄带；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为20％n2+80％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为870℃，退火时间为5min，脱碳退火后的基薄带样品的微观组织图见图3；步骤5，渗氮处理：将薄带，在干的体积比为25％nh3+20％n2+55％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为870℃，渗氮量如表6所示有所不同；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从850℃以30℃/h的速度加热至950℃，然后以20℃/h的速度加热至1150℃并保温6h，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带。测得渗氮处理中渗氮量不同制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表6所示。表6不同渗氮量制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号渗氮量(ppm)(3/2)λs(ppm)13026521003023160345438032055603566800290对比实验7100080从图3中可以看出，脱碳退火后获得了均匀的初次再结晶组织，有利于二次再结晶完成。从表6中可以看出，当渗氮量太低(序号1～6)，补充形成抑制力不够，二次再结晶不完善，磁致伸缩性能较低；当渗氮量太高(对比实验7)，补充抑制力太强不利于二次再结晶，导致磁致伸缩性能较低。实施例7高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分按重量百分比含有：ga：22.0％，c：0.05％，al：0.03％，nb：0.25％，sn：0.05％，v：0.1，mo：0.1％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，在1420～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1180℃，冷却后获得3mm厚热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法，第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为66％，然后进行中间退火后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为200～600℃，压下率为80％，中间退火温度如表7所示有所不同，得到0.2mm厚的冷轧薄带；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为850℃，退火时间为8min：步骤5，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以30℃/h的速度加热至1200℃并保温2h，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带。二次轧制法中间退火温度不同，制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表7所示。表7不同退火温度制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号中间退火温度中间退火时间(3/2)λs(ppm)1800302852900102903900303004950303205105010340对比实验6115010180表7中的第6组为对比实验，从表7中可以看出当中间退火制度处于本发明范围内(序号1～5)，都能获得优良磁致伸缩性能；当中间退火制度超出本发明范围(对比实验6)，磁致伸缩性能较低。实施例8高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，成分按重量百分比含有：ga：19％，c：0.03％，nb：0.15％，al：0.01％，sn：0.06％，v：0.1％，b：0.02％，tb：0.2％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1200℃，冷却后获得2.2mm厚热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法得到0.45mm、0.35mm、0.25mm、0.15mm、0.1mm厚的冷轧薄带，二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为55％，然后在1025℃退火30min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为500℃，压下率如表8所示不同；步骤4，渗氮处理：将冷轧薄带，在干的体积比为5％nh3+20％n2+75％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为950℃，渗氮时间为40s，渗氮量为280ppm；步骤5，脱碳退火：将渗氮处理后的薄带，在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为850℃，退火时间为5min；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以20℃/h的速度加热至1025℃，然后以15℃/h的速度加热至1100℃，然后以120℃/h的速度加热至1200℃并保温2h，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带。二次轧制法第二次冷轧过程中压下率不同，制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表8所示。表8不同压下率制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号成品厚度(mm)二次冷轧压下率(％)(3/2)λs(ppm)10.455528020.356532530.257534540.158535050.190290表8中第3组fe-ga基薄带样品经过二次再结晶退火后的宏观组织图见图4(a)，第4组fe-ga基薄带样品经过二次再结晶退火后的宏观组织图见图4(b)；从图4可以看出高温退火后获得了厘米级完善的二次晶粒，磁滞伸缩性能优良，进一步说明二次再结晶控制对磁滞伸缩性能的重要性。从表8可以看出二次冷轧压下率在本发明范围内可以获得优良磁滞伸缩性能。实施例9高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，成分按重量百分比含有：ga：24.6％，c：0.07％，nb：0.38％，al：0.045％，cu：0.1％％，mn：0.05％，s：0.01％，v：0.08％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1200℃，冷却后获得2.0mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将热轧板在1025℃常化退火后快冷，退火时间为5min，然后采用一次轧制法，得到0.35mm厚的冷轧薄带，其中：一次轧制法：先进行温冷轧，轧制温度为700℃，压下率为58％，然后进行较低温度的温冷轧，轧制温度为200℃，压下率为77％；步骤4，脱碳退火和渗氮处理：将冷轧薄带在湿的体积比为15％nh3+20％n2+65％h2的混合气氛中同时进行脱碳退火和渗氮处理，退火温度为870℃，退火时间为2min，渗氮量为286ppm；步骤5，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以如表9所示不同升温速度加热至1200℃并保温4h，炉冷得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得其磁致伸缩系数(3/2)λs结果如表9所示。表9不同升温速度制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表类别升温速率(℃/h)(3/2)λs(ppm)1102952253053503124702895120260对比实验6200189表9中的第6组为对比实验，从表9中可以看出当升温速率处于本发明范围内(序号1～5)，都能获得优良磁致伸缩性能；当升温速率超出本发明范围(对比实验6)，磁致伸缩性能较低。实施例10高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，成分按重量百分比含有：ga：23.2％，c：0.065％，nb：0.59％，al：0.005％，cu：0.05％％，mn：0.05％，s：0.01％，sn：0.04％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1180℃，冷却后获得2.3mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法，第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为60％，然后在950℃退火20min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为300℃，压下率为78％，得到0.2mm厚的冷轧薄带；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为850℃，退火时间为5min：步骤5，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，采用不同退火温度及时间进行恒温退火，淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得其磁致伸缩系数(3/2)λs结果如表10所示。表10不同退火温度即时间制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表序号退火温度(℃)退火时间(min)(3/2)λs(ppm)1900280301295024031031000302604100060030851100152756120030240对比实验71300120155表10中可以看出采用恒温制度进行二次再结晶退火，当退火温度及时间制度处于本发明范围内(序号1～5)，都能获得优良磁致伸缩性能；当退火制度超出本发明范围(对比实验7)，磁致伸缩性能较低。实施例11高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，成分按重量百分比含有：ga：31％，c：0.04％，nb：0.28％，al：0.025％，sn：0.06％，v：0.1％，mo：0.2％，tb：0.2％，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，冶炼：按薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后浇铸；步骤2，热轧：(1)将坯料加热至1100～1280℃保温；(2)将加热保温后的坯料进行热轧，开轧温度1150℃，冷却后获得2.5mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗去除氧化皮；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法，第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为68％，然后在1000℃退火15min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为300℃，压下率为81％，得到0.15mm厚的冷轧薄带；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的体积比为25％n2+75％h2的混合气氛中进行脱碳退火，退火温度为830℃，退火时间为5min：步骤5，渗氮处理：将薄带，在干的体积比为15％nh3+20％n2+65％h2混合气氛中进行渗氮处理，渗氮温度为850℃，渗氮时间为180s，渗氮量为400ppm；步骤6，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，在1000℃保温600min，分别炉冷、空冷和淬火得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得其磁致伸缩系数(3/2)λs结果如表11所示。表11不同冷却方式制得的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁致伸缩系数对比表类别冷却方式(3/2)λs(ppm)1炉冷3302空冷3453淬火370表11中可以看出二次再结晶退火后，相比与炉冷和空冷，采用淬火的冷却方式可以获得更高的磁滞伸缩性能。实施例12高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，其组成成分及重量百分比含量为ga：22.3％，其它组成成分如表12所示，余量为fe和其它不可避免的杂质。上述高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，包括如下步骤：步骤1，铸锭：按表12中薄带的设定成分，分别在1440～1600℃冶炼后利用薄带连铸机获得2.8mm厚度铸带；步骤2，热轧：(1)将铸带加热至1000～1280℃保温；(2)将加热保温后的铸带进行热轧，开轧温度1025℃，冷却后获得2.3mm厚的热轧板；步骤3，酸洗和冷轧：(1)将热轧板进行酸洗；(2)将酸洗后的热轧板进行冷轧，采用二次轧制法得到0.23mm厚的冷轧薄带，其中：二次轧制法：第一次为温冷轧，轧制温度为400～800℃，压下率为56％，然后在900℃退火5min后快冷，第二次为温度较低的温冷轧，轧制温度为20℃，压下率为77％；步骤4，脱碳退火：将冷轧薄带在湿的25％n2+75％h2的混合气氛中，进行脱碳退火，退火温度为830℃，退火时间为4min；步骤5，二次再结晶退火：将退火板在惰性还原混合气氛条件下，从800℃以20℃/h的速度加热至1200℃并保温2h，水淬得到高磁致伸缩系数fe-ga基薄带，测得采用薄带连铸坯料情况下不同成分及含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的的磁致伸缩系数(3/2)λs的结果如表12所示表12不同组成成分及含量的高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的磁伸性能对比表由表12可以看出，采用薄带连铸的方式可以柔性化控制抑制剂，实现完善二次再结晶，磁滞伸缩性能较高。现有关于高磁致伸缩系数fe-ga合金的制备方法一方面工艺复杂，如采用定向凝固或者包敷轧制；另一方面抑制剂控制和二次再结晶过程不匹配，所以大部分引入表面偏析，一方面通过表面能诱导提高goss的选择生长的优势和准确度，另一方面通过表层形成较多的nb和s的析出物延缓表层抑制剂的消退即进一步阻碍表层晶粒长大。表面偏析的引入存在成本较高、设备精度要求高，难以工业化等问题。本发明提出的一种高磁致伸缩系数fe-ga基薄带的制备方法，有效解决了上述问题。建立低温固有抑制剂+渗氮的新抑制剂体系设计，控制热处理和轧制工艺析出细小cu2s、nb(c,n)和v(c,n)或者其中的复合析出物作为主要固有抑制剂；当固有抑制力不足时，利用渗氮补充形成氮化物。尤其利用薄带连铸亚快速凝固的优势实现抑制力柔性化控制，消除表面能的依赖。通过合理控制成分、轧制工艺以及退火工艺实现了组织、织构和抑制剂的协调搭配，最终获得完善且锋锐η(<100>//rd)织构的二次再结晶晶粒，提高了磁滞伸缩系数。目前，国内外市场对兼具大磁致伸缩系数与优良力学性能的fe-ga合金需求十分迫切，本发明采用模铸、板坯连铸、薄板坯连铸以及薄带连铸的板坯，利用传统的轧制和退火工艺流程可以简单高效的进行大规模生产，且磁滞伸缩性能优于现有报道，因而具有很好的推广应用前景。以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本
技术领域：
的技术人员在本发明揭露的技术范围内，根据本发明的技术方案及其发明构思加以等同替换或改变，都应涵盖在本发明的保护范围之内。当前第1页12