本发明涉及非晶合金的制备技术领域，尤其涉及一种非晶合金的热处理方法。
背景技术：
作为功能性材料，软磁材料在我国国民生产应用中发挥了不可替代的作用。研究、发展、生产和应用性能优异的新型软磁材料，对发展我国高新技术产业、提升传统产业、带动相关产业的发展具有重要的意义。现代电力电子技术向节能、高效、绿色环保方向发展，不断为软磁材料发展提出了新的挑战和发展机遇。开发兼具高饱和磁感应强度、高磁导率和低损耗，即所谓“两高一低”的软磁材料始终是材料工作者追求的目标。
非晶合金不同于晶体材料，无序结构使之组成连续可变有着独特的物理性质，例如具有优异的软磁性能。由于其不存在位错、晶界使之不存在宏观磁晶各向异性，因而具有相对于晶体而言较高的磁导率、饱和磁化强度和低的矫顽力，这些优点使之广泛应用在配电变压器、电机、变频器、磁传感器等基础器件上error！referencesourcenotfound.。
自1967年duwez开发出fe-p-c系非晶软磁合金以来，引领了非晶软磁合金的研究热潮。1979年美国率先利用平面流铸带技术制备出co基，feni基系列非晶合金条带。1988年，日本日立金属公司的yashiwaza等人在非晶合金基础上通过热处理工艺，又称为退火工艺，使非晶合金晶化开发出纳米晶非晶软磁合金finemet，具有比之前的非晶成分更高的磁感和磁导率以及低损耗。综合以上，非晶软磁合金不断发展使之应用领域越来越广泛。
然而，淬态铁基非晶合金的软磁性能并不太好，比如矫顽力较大、磁导率较低。这主要是因为降温过程中熔体原子热运动涨落和流动引起的应力状态无法释放，导致淬态铁基非晶合金中存在内应力，由于存在磁弹相互作用，内应力使得软磁性能变差。为了改善铁基非晶合金的软磁性能，需要降低或消除样品中的内应力。目前主要通过在玻璃转变温度附近退火，原子弛豫作用可以明显降低内应力进而提高软磁性能。但是由于工业上普遍的都采用试错的方法尝试不同温度不同时间退火，导致工作繁杂，往往还达不到预期的设想，有时即使是磁性能达到要求，但是也会引起材料的脆化，导致后期的材料失效，因而又限制其应用。
技术实现要素：
针对上述研究现状，本发明旨在提供一种通过快淬凝固制得的非晶带材的热处理方法，该方法简单易行，热处理后的非晶合金兼具优异的软磁性能与良好的韧性。
为了实现上述技术方案，本发明将热处理与弛豫相结合，基于β弛豫提高磁性能，α弛豫引起韧脆转变，采用充分激活β弛豫而提高磁性能，同时抑制α弛豫而避免脆化为热处理思路，将自β弛豫到α弛豫的转变区间作为热处理区。
即，本发明的技术方案为：一种非晶合金的热处理方法，所述非晶合金是通过快淬凝固制得的非晶带材，其特征是：
测试所述非晶带材在不同时间不同温度下退火后的dsc曲线，基于不同升温速率下的弛豫峰，计算弛豫需要克服的能量势垒，即弛豫激活能δe；以时间与温度作为二维坐标系，构建弛豫激活能谱图，根据该激活能谱图得到β弛豫激活能区到α弛豫激活能区之间的二维过渡区；
将该非晶带材进行热处理，即升温至热处理温度后保温一定时间；所述热处理温度与保温时间在所述二维坐标系中对应的区域称为热处理区，所述热处理区位于该二维过渡区内。
作为优选，所述的升温速率等于或高于200k/min，进一步优选为等于或高于400k/min。
考虑到兼具优异的软磁性能与良好的韧性，在所述过渡区间中优选热处理区靠近β弛豫激活能区。作为进一步优选，所述的热处理温度在0.92tg-0.97tg之间，tg为玻璃转变温度。
所述非晶带材不限，包括fe基非晶合金带材等。作为优选，所述的fe基非晶合金是具有高饱和磁感应强度的高铁含量fe基非晶合金带材。
综上所述，本发明在利用热处理制备优异软磁性能非晶合金材料时，将热处理过程与弛豫相结合，首先以时间与温度作为二维坐标系构建弛豫激活能谱图，得到β弛豫激活能区到α弛豫激活能区之间的二维过渡区，然后选择该过渡区间作为热处理区，即，热处理温度与保温时间所构成的二维区域位于该过渡渡区间内。与现有技术相比，本发明具有如下有益效果：
(1)热处理温度与保温时间的选择简单易行，通过该热处理后带材兼具有优异的软磁性能与良好的韧性，可满足变压器、电抗器、电机、电感器和互感器等器件磁芯的卷绕和加工要求。
(2)优选在过渡区间中靠近β弛豫激活能区的区域作热处理区，可进一步保证在提高磁性能的同时抑制α弛豫而避免脆化。
附图说明
图1是实施例1、2以及对比实施例1、2中的快淬带材fe77si2.7b14.9p4c1.4的dsc曲线；
图2是实施例1、2以及对比实施例1、2中的快淬带材的弛豫转变激活能谱图；
图3是实施例1的快淬带材fe77si2.7b14.9p4c1.4在733k温度退火不同时间的弛豫激活能谱；
图4是实施例1中的快淬带材fe77si2.7b14.9p4c1.4经热处理后弯折直径随退火时间的变化图。
图5是实施例1中的快淬带材fe77si2.7b14.9p4c1.4经热处理后矫顽力随退火时间的变化图；
图6是实施例1中的快淬带材fe77si2.7b14.9p4c1.4热处理后磁导率随退火时间的变化图。
图7是实施例3以及对比实施例3中的fe76si9b10p5快淬带材的弛豫转变激活能谱图。
具体实施方式
下面结合附图实施例对本发明作进一步详细描述，需要指出的是，以下所述实施例旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。
实施例1：
利用热处理制备非晶合金fe77si2.7b14.9p4c1.4，包括如下步骤。
(1)选择fe77si2.7b14.9p4c1.4合金，用40m/s的高铜辊转速快淬凝固制备带材；
用xrd检测该带材的微观结构，带材为完全非晶结构。
用dsc在40℃/min的升温速度检测带材的玻璃化温度及晶化温度。如图1所示，晶化起始温度tx为793k，玻璃转变温度tg为775k。
(2)以时间与温度作为横纵坐标构建二维坐标系，测试该非晶带材在不同时间不同温度下的原位退火dsc数据，基于不同升温速率下的弛豫峰，计算弛豫需要克服的能量势垒，即弛豫激活能δe(activationenergy或者activationbarrier)，得到弛豫激活能谱图，如图2所示。该材料的β弛豫激活能大约为130-200kj/mol，α弛豫激活能大约为410-460kj/mol，根据该激活能谱图，得到β弛豫激活能区与α弛豫激活能区，二者之间的区域为自β弛豫到α弛豫转变的二维过渡区。
热处理温度与保温时间在该二维坐标系中对应的区域称为热处理区，该热处理区位于该二维过渡区内。考虑到软磁性能与韧性，该热处理区靠近β弛豫激活能区，如图2所示，显示该热处理温度区间为723-752k。
(3)本实施例中，选择733k(0.95tg)作为热处理温度，在该热处理温度下进行不同时间热处理，具体为：用快速加热炉将该带材升温至733k后保温不同时间，升温速度选择为400k/min，保温时间分别为1、3、5、10、30、50、70分钟，然后取出空冷。
图3是该快淬带材在733k退火不同时间的弛豫激活能谱。从图中可以看出：
当保温时间t≤5min时，即保温时间较短，激活能对应于β弛豫激活能区；
当保温时间5min＜t＜40min时，激活能位于自β弛豫到α弛豫转变激活能区间；
当保温时间t≥40min时，激活能对应于α弛豫激活能区。
图4是该快淬带材在733k退火不同时间后经弯曲撕裂装置测试得到的弯折直径随退火时间的变化图。从图4中可以看出：
当保温时间t≤10min时，热处理后的带材具有优异的韧性，弯曲撕裂半径小于0.5mm；但是，当保温时间t＞10min时，弯曲撕裂半径急剧增大；说明靠近α弛豫激活能区时，非晶合金带材韧性降低。
图5是该快淬带材在733k退火不同时间后用直流b-h仪检测得到的矫顽力随退火时间的变化图，其中最大磁场为10奥斯特。从图5中可以看出：
当保温时间t≤5min时，热处理后的带材的矫顽力随着保温时间增加而逐渐减小，当保温时间5min≤t≤10mint时，矫顽力基本保持，仅为约0.8a/m，说明在β弛豫过程中，软磁性能是不断提高的，靠近β弛豫时，软磁性无明显变化；
当保温时间t＞10min时，即长时间继续保温，靠近α弛豫时矫顽力不再继续减小，无明显变化。
图6是该快淬带材在733k退火不同时间后用阻抗分析仪检测得到的有效磁导率随退火时间的变化图，其中频率为1000hz。从图6中可以看出：
当保温时间t≤5min时，热处理后的带材的磁导率随着保温时间增加而逐渐增大，当保温时间5min≤t≤10min时，有效磁导率基本保持，达到9000，说明在β弛豫过程中，软磁性能是不断提高的；
当保温时间t＞10min时，即长时间继续保温，磁导率不再继续增大，无明显变化，说明α弛豫对其软磁性能影响效果不明显。
综上所述，在733k进行热处理时，保温时间t选择为5min≤t≤10min时为宜，该热处理温度与保温时间在弛豫转变激活能谱中对应于自β弛豫激活能区到α弛豫激活能区的转变区间，并且靠近β弛豫激活能区。经该保温时间热处理后，非晶带材具有优异的软磁性能，同时具有优异的韧性。
对比实施例1：
利用热处理制备非晶合金fe77si2.7b14.9p4c1.4，包括如下步骤。
(1)与实施例1中的步骤(1)完全相同；
(2)按照普通退火工艺，选择723k(低于tg52k)作为热处理温度，在该热处理温度下进行热处理8分钟，具体为：用快速加热炉将该带材升温至723k后保温，升温速度选择为400k/min，保温时间为8分钟，然后取出空冷。
热处理后的样品用直流b-h仪检测hc，最大磁场为10奥斯特。阻抗分析仪检测有效磁导率，频率为1000hz，测试结果为：矫顽力为7a/m，磁导率为8000。这是由于当加热温度为723k，保温时间为8分钟时，该热处理时间短于β弛豫完全时间，β弛豫未能充分完成，导致其软磁性能未达到最佳。继续进行热处理，软磁性能还可以进一步提高。
实施例2：
利用热处理制备非晶合金fe77si2.7b14.9p4c1.4，包括如下步骤。
(1)与实施例1中的步骤(1)完全相同；
(2)与实施例1中的步骤(2)完全相同；
(3)本实施例中，选择743k(低于tg30k)作为热处理温度，在该热处理温度下进行热处理1-8分钟为宜，本实施例中选择热处理5分钟，具体为：
用快速加热炉将该带材升温至743k后保温，升温速度选择为400k/min，保温时间为5分钟，然后取出空冷。
经弯曲撕裂装置测试，经热处理后的带材具有优异的韧性，弯曲撕裂半径小于0.5mm，可满足工业上后期的加工处理。
热处理后的样品用直流b-h仪检测hc，最大磁场为10奥斯特。阻抗分析仪检测有效磁导率，频率为1000hz，测试结果为：矫顽力仅为0.8a/m，有效磁导率高于9000。
对比实施例2：
利用热处理制备非晶合金fe77si2.7b14.9p4c1.4，包括如下步骤。
(1)与实施例2中的步骤(1)完全相同；
(2)按照普通退火工艺，选择743k(低于tg30k)作为热处理温度，在该热处理温度下进行热处理10分钟，具体为：用快速加热炉将该带材升温至743k后保温，升温速度选择为400k/min，保温时间为10分钟，然后取出空冷。
热处理后的样品用直流b-h仪检测hc，最大磁场为10奥斯特。阻抗分析仪检测有效磁导率，频率为1000hz，测试结果为：矫顽力为5.0a/m，有效磁导率为8000，这是由于当加热温度为743k，保温时间为10分钟时，该热处理时间长于β弛豫完全时间，样品向α弛豫过渡，发生了韧脆转变。样品条带轻微表面晶化，矫顽力在降到最低之后又增大。
经弯曲撕裂装置测试，热处理后的带材发生脆化，弯曲撕裂半径大于2mm，不能满足工业上后期的加工。
实施例3：
利用热处理制备非晶合金fe76si9b10p5，包括如下步骤。
(1)选择fe76si9b10p5合金，用40m/s的高铜辊转速快淬凝固制备带材；
用xrd检测该带材的微观结构，带材为完全非晶结构。
用dsc在40℃/min的升温速度检测带材的玻璃化温度及晶化温度。晶化起始温度tx为832k，玻璃转变温度tg为780k。
(2)以时间与温度作为横纵坐标构建二维坐标系，测试该非晶带材在不同时间不同温度下的原位退火dsc数据，基于不同升温速率下的弛豫峰，计算弛豫需要克服的能量势垒，即弛豫激活能δe(activationenergy或者activationbarrier)，得到弛豫激活能谱图，如图7所示。该材料的β弛豫激活能大约为150-185kj/mol，α弛豫激活能大约为420-500kj/mol，根据该激活能谱图，得到β弛豫激活能区与α弛豫激活能区，二者之间的区域为自β弛豫到α弛豫转变的二维过渡区。
热处理温度与保温时间在该二维坐标系中对应的区域称为热处理区，该热处理区位于该二维过渡区内。考虑到软磁性能与韧性，该热处理区靠近β弛豫激活能区，选择该热处理温度区间为716-756k。
(3)本实施例中，选择756k(低于tg24k)作为热处理温度，在该热处理温度下进行热处理2-3分钟为宜，本实施例中选择热处理3分钟，具体为：
用快速加热炉将该带材升温至756k后保温，升温速度选择为400k/min，保温时间为3分钟，然后取出空冷。
经弯曲撕裂装置测试，热处理后的带材具有优异的韧性，弯曲撕裂半径小于0.5mm，可满足工业上后期的加工处理。
热处理后的样品用直流b-h仪检测hc，最大磁场为10奥斯特。阻抗分析仪检测有效磁导率，频率为1000hz，测试结果为：矫顽力仅为0.8a/m，有效磁导率高于10000。
对比实施例3：
利用热处理制备非晶合金fe76si9b10p5，包括如下步骤。
(1)与实施例3中的步骤(1)完全相同；
(2)按照普通退火工艺，选择756k作为热处理温度，在该热处理温度下进行热处理10分钟，具体为：用快速加热炉将该带材升温至756k后保温，升温速度选择为400k/min，保温时间为10分钟，然后取出空冷。
热处理后的样品用直流b-h仪检测hc，最大磁场为10奥斯特。阻抗分析仪检测有效磁导率，频率为1000hz，测试结果为：矫顽力为275a/m，这是由于在较高的温度下热处理时间过长，样品经过了β弛豫向α弛豫过渡，导致样品条带晶化，矫顽力增大。不满足工业需求。
由于在较高的温度下热处理时间过长，样品经过了β弛豫向α弛豫过渡，发生了韧脆转变。用弯曲撕裂装置检测，弯曲撕裂半径大于2mm，不能满足工业上后期的加工。
表1不同退火工艺下的fe基非晶合金软磁性能和力学性能参数
以上所述的实施例对本发明的技术方案进行了详细说明，应理解的是以上所述仅为本发明的具体实施例，并不用于限制本发明，凡在本发明的原则范围内所做的任何修改和改进等，均应包含在本发明的保护范围之内。