CN102867608A - 一种FeNi基非晶软磁合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种FeNi基非晶软磁合金，其组成表示为Fe_aNi_bB_cSi_dP_eNb_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分含量，其特征在于，10≤a≤75，5≤b≤70，4≤c≤24，0.1≤d≤15，1≤e≤14，0.01≤f≤6，且满足72≤a+b≤84和a+b+c+d+e+f=100%。FeNi元素含量高，临界尺寸大，具有高非晶形成能力，同时具有优异的软磁性能和力学性能，断裂强度大于3.3Gpa，压缩塑性大于7%。此外，本发明还提供了一种可靠的用于制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法。

Description

一种FeNi基非晶软磁合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及一种非晶合金及其制备方法，具体涉及一种具有高非晶形成能力、优异的软磁性能和力学性能的FeNi基非晶软磁合金及其制备方法。

背景技术

自1967年问世以来，非晶软磁性合金立即引起引起了人们的极大重视，是近几十年来材料研究的热点之一。非晶软磁合金因其原子不规则排列、非周期性、没有晶粒晶界的存在，磁畴的钉扎点或钉扎线少，磁晶各向异性很小，显示良好的软磁特性：矫顽力小、磁导率高、磁感应强度高、电阻率高、损耗小、频率特性好。广泛应用在电力电子领域，可极大地促进各种电器设备向节能化、高效化、小型化方向发展。

非晶软磁材料中，矫顽力(H_c)和磁导率(μ_e)与磁致伸缩系数(λ_s)，各向异性常数(K_u)以及内应力的关系密切，可表示为：

$H_c\∝\frac{1}{{\mathrm{\μ}}_e}\∝\frac{K_{\mathrm{\μ}}{\mathrm{\λ}}_s\mathrm{\σ}}{M_s^{\text{2}}}$

与Fe基非晶合金相比，添加Ni制成的铁镍基非晶合金的磁致伸缩系数和磁晶各向异性常数更小，软磁性能更加优异。

铁镍基非晶软磁合金是投入使用最早，也是目前应用量最大的非晶软磁材料之一，它具有矫顽力小，磁导率较高，频率特性好，稳定性好等特点，常用来替代坡莫合金，主要用在高精度，高灵敏度器件上，如磁头、高频开关电源变压器、精密互感器、漏电开关互感器、磁屏蔽、防窃系统等。与坡莫合金相比，铁镍非晶软磁合金的生产工艺简单、成本低，电阻率是坡莫合金两倍多，在中高频电子器件领域应用涡流小，铁损低的优势明显。另外，铁镍基非晶软磁合金的硬度和强度也比坡莫合金高的多，在磁头等易磨损条件下使用优势明显。

目前广泛使用的铁镍基非晶软磁合金的牌号有Metglas 2826MB(Fe₄₀Ni₃₈Mo₄B₁₈)，Vitrovac 4040F(Fe₄₀Ni₄₀(MoSiB)₂₀)，Metglas 2826B（Fe₂₉Ni₄₉P₁₄B₆Si₂），Metglas 2826(Fe₄₀Ni₄₀P₁₄B₆)等几种。但是由于非晶形成能力较低，这些FeNi基非晶软磁合金只能做成带材或丝材，得不到棒体材料，应用领域也受到了限制，并且带材制备过程对设备和操作要求高，成品率低。另外，这几种常用的FeNi基非晶软磁合金的过冷液相区宽度和面积都很小，过冷液相区的稳定性差，热处理过程中易晶化或形成团簇，导致软磁性能的恶化，热处理条件要求苛刻，最佳热处理温度和时间范围都很窄，不利于稳定生产，对设备要求高。热处理过程中非晶合金的内应力不能充分释放，热处理后的样品磁畴钉扎点多，软磁性能差，成材率低。开发高非晶形成能力和热稳定性的FeNi基非晶软磁合金一直是一个重要的研究课题，国内外研究组都做了大量的工作，成果如下：

中国专利申请CN1066745A公布了一种FeNiCrSiBP非晶合金，该合金可在空气中进行热处理，但是该合金的形成能力低，无法达到制备带状、棒体或块体样品的形成能力，同时反铁磁元素Cr的加入导致饱和磁感应强度明显降低。

美国专利US20090130483A1公布了一种FeNiCrSiBMoP非晶合金，该合金具有低熔化温度的特点，但是因为Cr的大量添加该合金没有磁性，同时其非晶形成能力也不高。US005340413A公布了一种FeNiMBSi非晶合金，其中M原子包括Mo，Cr，Hf，Nb，Ta，Ti，V，W，Zr，该合金热处理后可形成纳米晶合金，但是这些合金的非晶形成能力都较低，不能制备带状、棒状或块状样品，无法克服非晶形成能力不足的限制。

2006年日本东北大学首次报道了临界直径为4mm的高非晶形成能力(FeNi)₇₂B_19.2Si_4.8Nb₄系非晶合金。2010年，Park等人用铜模铸造法制备出了临界尺寸为1mm的(FeNi)₇₁Nb₆B₂₃块体非晶合金，该合金具有4.2%的塑性变形能力。与目前使用的铁镍非晶软磁合金相比，尽管以上两种合金都提高了非晶形成能力，但是由于添加了大量的非晶形成元素，铁磁性元素FeNi含量低，导致饱和磁感应强度明显降低。饱和磁感应强度降低，不利于器件的小型化和高效化，同时生产应用成本高，使其作为软磁材料的应用明显受到影响。

现有的非晶软磁合金，改善软磁性能和力学性能常常相互制约，很难同时提高合金的各个性能。然而，在很多领域应用，都要求FeNi基非晶软磁合金必须同时具有高非晶形成能力，优异的磁性能和力学性能，尤其是需要较大塑性变形能力。因此，开发兼具高FeNi元素含量、高非晶形成能力、优异软磁性能和力学性能的FeNi基带状或棒状非晶软磁合金的意义就很重大。

发明内容

为解决现有技术的不足，本发明的目的在于克服现有技术的缺陷，提供一种成本低廉，FeNi元素含量高，具有高非晶形成能力、优异的软磁性能和力学性能的FeNi基软磁合金材料及其带状和棒状材料的制备方法。

为了实现上述目标，本发明采用如下的技术方案：

一种FeNi基非晶软磁合金，其组成表示为Fe_aNi_bB_cSi_dP_eNb_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分含量，其特征在于，10≤a≤75，5≤b≤70，4≤c≤24，0.1≤d≤15，1≤e≤14，0.01≤f≤6，且满足72≤a+b≤84和a+b+c+d+e+f＝100%。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，74≤a+b≤82，进一步的优选为75≤a+b≤79。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，8≤c≤20，进一步的优选为12≤c≤18。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，0.1≤d≤12，进一步的优选为1≤d≤8。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，1≤e≤10，进一步的优选为1≤e≤8。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，0.1≤f≤4，进一步的优选为1≤f≤3。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，上述Fe和Ni的5at%以下被C、S、Al、Co、Cr、Mo、Cu、Ti、V、W、Mn、Sn、Zr、Hf、Y、Ag、Ga中的一种或多种元素替代。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金的过冷液相区在42℃以上，优选在50℃以上。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金能够制备临界尺寸为3mm的棒材、带材和板材，具有高非晶形成能力。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金能够制备临界尺寸为3mm的棒材、带材和板材，具有高非晶形成能力。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金经热处理处理后，矫顽力在3A/m以下，有效磁导率在1.5万以上；进一步的优选，矫顽力在1.5A/m以下，有效磁导率在2万以上，具有优异的磁性能。

前述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金断裂强度大于3.3Gpa，压缩塑性大于7%，具有优异的力学性能。

同时，本发明还提供了制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，包括如下步骤：

（1）、按权利要求1-12的合金组成表达式配料；

（2）、在氮气或者氩气气氛下用感应熔炼炉或电弧熔炼炉将合金原料熔炼成均匀的熔液，随炉冷却或注入模具冷却为母合金锭；

（3）、将母合金锭熔化为合金液，用单辊快淬法将合金液快速冷却，制备FeNi基非晶软磁合金带材；

（4）、将FeNi基非晶软磁合金带材在热处理炉内进行热处理。

此外，本发明还提供了制备FeNi基非晶软磁合金棒材的方法，其特征在于，包括如下步骤：

（1）、按权利要求1-12的合金组成表达式配料；

（2）、在氮气或者氩气气氛下用感应熔炼炉或电弧熔炼炉将合金原料熔炼成均匀的熔液，随炉冷却或注入模具冷却为母合金锭；

（3）、将母合金锭熔化为合金液，用铸造法将合金液快速冷却，制备FeNi基非晶软磁合金棒材；

（4）、将FeNi基非晶软磁合金棒材在热处理炉内进行热处理。

前述的制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法，其特征在于，步骤（3）中的制备气氛为氮气、氩气或空气。

前述的制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，步骤（3）中的熔化温度为1250-1450℃。

前述的制备FeNi基非晶软磁合金棒材的方法，其特征在于，步骤（3）中的熔化温度为1300-1500℃。

前述的的制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，步骤（3）中辊的转速为18-40m/s，制备温度为1200-1400℃。

前述的制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法，其特征在于，步骤（4）中热处理时间为1-120min，热处理温度为T_g-150℃到T_g+10℃，其中T_g为FeNi基非晶软磁合金的玻璃转变温度。

本发明的有益之处在于：本发明的FeNi基软磁合金组成表示为Fe_aNi_bB_cSi_dP_eNb_f，满足72≤a+b≤84和a+b+c+d+e+f＝100%，FeNi元素含量高，临界尺寸大，具有高非晶形成能力，同时具有优异的软磁性能和力学性能，断裂强度大于3.3Gpa，压缩塑性大于7%。此外，本发明还提供了一种可靠的用于制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法。

附图说明

图1是本发明的FeNi基非晶软磁合金临界直径棒材的X射线衍射图；

图2是本发明的FeNi基非晶软磁合金和对比例的DSC曲线；

图3是本发明的FeNi基非晶软磁合金晶化温度随合金成分变化图；

图4是本发明的FeNi基非晶软磁合金过冷液相区宽度随合金成分变化图；

图5是本发明的FeNi基非晶软磁合金可形成非晶合金棒材的临界直径随合金成分变化图；

图6是在T_g-50°C热处理10min后的本发明非晶合金带材和现有技术中FeNi基非晶合金带材的磁化曲线；

图7是在T_g-50°C热处理10min后的本发明非晶合金和现有技术中FeNi基非晶合金的B-H曲线；

图8是本发明FeNi基非晶软磁合金1mm棒材的压缩应力-应变曲线。

具体实施方式

本发明提供了以下的具体实施方式以及它们之间的可能组合，公开了各实施例的性能，并分析了各元素在体系中的作用以及含量对性能的影响，出于简洁的目的，未在具体实施例中逐一记载各种组合方式，应当认为本申请具体记载公开了所述技术方案的所有可能的组合方式。

首先，本发明的具有高非晶形成能力、优异的软磁性能和力学性能的FeNi基非晶软磁合金的组成表示为：Fe_aNi_bB_cSi_dP_eNb_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分含量，满足：10≤a≤75，5≤b≤70，4≤c≤24，0.1≤d≤15，1≤e≤14，0.01≤f≤6，且满足72≤a+b≤84和a+b+c+d+e+f＝100%。

我们知道，Fe和Ni为磁性元素，为了获得优异的软磁性能，获得高饱和磁感应强度，必须保证合金具有较高的Fe和Ni含量，但是，Fe和Ni含量的升高，必然导致非晶形成元素减少，非晶形成能力下降，无法获得综合性能优异的带状或棒状样品。所以，作为一种优选，Fe和Ni的总含量优选为74≤a+b≤82，且更优选75≤a+b≤79。

虽然Fe和Ni都是磁性元素，但是两者的波尔磁子数不同，Fe的波尔磁子数为2.21，Ni的波尔磁子数为0.606，因此，Ni含量的增加会导致合金的饱和磁感应强度下降，同时会明显降低合金的磁致伸缩系数和磁晶各向异性常数，对提高软磁性能有利。因此，Fe和Ni的比例可根据具体的性能需求来选择。

B是小原子，是不可缺少的非晶形成元素，我们发现，当c≤4时，合金的形成能力低，然而超过24时无法获得高饱和磁感应强度。所以，作为一种优选，8≤c≤20，进一步的优选12≤c≤18。

FeNi基非晶软磁合金中添加Si可提高B和P等类金属元素在合金中的溶解度，提高非晶形成能力，扩大合金的成分范围，Si含量过高则会使成分偏离共晶点，非晶形成能力反而降低。所以，作为一种优选，0≤d≤12，进一步的优选0≤d≤8。

P具有较大的负混合热，其添加有利于提高过冷液相的稳定性，起非晶形成元素的作用。同时由于P的最外层p轨道电子比B和Si多，P含量的增加会使更多的Fe和Ni的3d轨道充满，导致饱和磁感应强度的降低。作为一种优选，1≤e≤10，进一步的优选1≤e≤8。

Nb是大原子，具有较大的负混合热，其添加有利于促进复杂相(FeNi)₂₃B₆的产生，抑制了原子的移动，能够提高过冷液相的稳定性。但是Nb的添加会降低合金的饱和磁感应强度，提高成本。优选0.1≤f≤4，且更优选1≤f≤3。

在本合金体系中，也可以用C、Al、Cr、Mo、V、W、Mn、Sn、Zr、Hf、Y、Ag、Ga中的一种元素或多种元素替代Fe和Ni的一部分，这些元素都可起到提高非晶形成能力的作用。但是添加过多会引起饱和磁感应强度的明显下降，因此优选将替换元素的含量设为5at%以下。

此外，本发明还提供了制备FeNi基软磁合金带材和棒材的方法，包括以下步骤：

（1）以纯度为99.5%以上的纯原料或合金为原料，按照组成原子百分比进行配料；

（2）将配比好的原料置于感应熔炼炉或电弧熔炼炉中，抽真空至-5×10^-3Pa以下，充氮气或氩气气氛保护，溶化后保温5-30min，，使合金原料熔炼成均匀的熔液，随炉冷却或注入模具冷却为母合金锭；

（3）将母合金锭破碎，熔化成合金液，采用单辊快淬法将合金液快速冷却，制备厚度为20-40微米的FeNi基非晶合金带材；若要制备棒材，则将步骤（3）替换为：

将母合金锭破碎，熔化成合金液，采用铜模铸造法将钢液快速冷却，制备直径为0.5-3mm的FeNi基非晶合金棒材；

（4）将FeNi基非晶合金带材或棒材置于热处理炉内，加热至T_g-100°C到T_g+10°C温度范围内热处理1min到120min。

制备完成后，我们采用以下手段对合金进行性能检测：

A、X射线衍射仪（XRD）确定非晶合金带材和棒材的非晶结构。完全非晶态合金的XRD图具有一个宽化的弥散衍射峰，无明显的晶体结构对应的尖锐衍射峰；

B、高温差示扫描量热仪（DSC）测试非晶合金的晶化行为。升温速度为40°C/min，分析非晶合金的晶化曲线，得到其玻璃转变温度(T_g)，晶化温度(T_x)和过冷液相区宽度ΔT_x(ΔT_x=T_x-T_g)；

C、用磁性测试设备测试合金的磁性能。具体包括：采用振动样品磁强计（VSM）测试其饱和磁感应强度B_s，用直流B-H回线测试仪测试其矫顽力H_c，用阻抗分析仪测试其磁导率μ_e。

以下结合附图和具体实施例对本发明作进一步详细描述，如本领域技术人员的理解，下面的实施例只是为了具体阐述本发明，而不应该认为是对本发明的任何限制。

实施例1

熔炼组分为Fe₃₈Ni₃₈B_21.5-d-eSi_dP_eNb_2.5的合金，用铜模铸造法制备不同直径的非晶合金棒材，确定合金的临界直径，标定合金的非晶形成能力。具体来说，通过计算成为非晶棒材的临界直径，临界直径越大，即使以缓慢的冷却速度也能得到非晶结构，意味着具有高的非晶形成能力。采用单辊快淬法制备不同B、P、Si含量的非晶合金带材，用DSC测试非晶合金测热物性参数。将带材放入管式炉在T_g-50°C下热处理10min，测试热处理后带材的磁性能。测试性能见表1。

表1不同B、Si、P含量的非晶合金的性能

Si基本不与其他合金组成元素形成化合物，常以固溶体的形式存在于合金晶化析出相中或存在于晶粒间残余非晶中。Si的添加有利于提高合金原子排列的混乱程度，提高B和P在Fe和Ni中的溶解度，抑制硼化物和磷化物析出相的形成，同时提高熔融液体的粘度，抑制原子的扩散，从而有助于提高非晶形成能力，并扩大可形成成块体非晶的合金成分范围。

图1展示了直径为3mm的Fe₃₈Ni₃₈B_15.5Si₃P₃Nb_2.5非晶合金棒材的XRD图，XRD图只呈现一个宽化的弥散衍射峰，无明显的晶体结构对应的尖锐衍射峰，说明本实施例合金体系具有临界尺寸为3mm的高非晶形成能力。

图2展示了Fe₃₈Ni₃₈B_15.5Si₃P₃Nb_2.5非晶合金带材晶化的DSC图，与比较例，即现有技术中常用的FeNi基非晶合金相比，其过冷液相区宽度、深度和面积都明显变大。

图3展示了玻璃转变温度(T_g)，P含量越高，非晶合金的玻璃转变温度越低；Si含量越高，非晶合金的玻璃转变温度越高。

图4展示了过冷液相区宽度(ΔT_x)随B、Si、P元素含量变化关系图，P含量越高，非晶合金的过冷液相区宽度越大；Si含量增加，非晶合金的过冷液相区宽度越大先增大后变小。

图5展示了表征非晶形成能力的非晶棒材临界直径随B、Si、P元素含量变化关系图，合金在4≤c≤24、0≤d≤14、1≤e≤15成分范围内均具有高非晶形成能力，在11≤c≤21、0≤d≤8、1≤e≤8成分范围均可形成块体非晶合金，在15≤c≤17、2≤d≤3.5、2≤e≤3.5的合金更靠近共晶点，非晶形成能力最高。

B、Si和P的原子最外层p轨道电子数分别为1、2和3个，P和Si含量高的合金更多的Fe和Ni原子的的3d电子轨道被填满，饱和磁感应强度的降低。

本实施例中非晶合金的过冷液相区宽度都超过45°C，过冷液相稳定性高，热处理后的样品内应力充分释放完全，磁畴钉扎点减少，软磁性都明显比比较例中的FeNi非晶合金优异：本发明非晶合金的矫顽力都小于1A/m，磁导率高于15000。

实施例2

熔炼不同Fe和Ni总含量的(Fe_0.5Ni_0.5)_a+b(B_0.646Si_0.125P_0.125Nb_0.104)_100-a-b合金，用铜模铸造法制备不同直径的非晶合金棒材，确定合金的临界直径，标定合金的形成能力。用单辊快淬法制备不同Fe和Ni总含量非晶带材，用DSC测试非晶合金的热物性参数，将带材放入管式炉在T_g-50°C热处理10min，测试带材的磁性能。测试性能见表2：

表2不同Fe和Ni总含量的非晶合金的性能

Fe和Ni总含量的增加导致非晶形成元素含量的降低，但是合金成分更靠近共晶点，各非晶形成元素在体系中的作用发挥更加充分，形成能力并不明显降低，当Fe和Ni总含量达到与比较例1和比较例2的合金相等的78时，合金依然具有高非晶形成能力。

图1展示了直径为2mm的Fe₃₉Ni₃₉B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3和Fe₄₀Ni₃₈B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3非晶合金棒材的XRD图，XRD图只呈现一个宽化的弥散衍射峰，无明显的晶体结构对应的尖锐衍射峰，说明与常用的比较例中Fe₃₉Ni₃₉Mo₄Si₆B₁₂和Fe₄₀Ni₃₈Mo₄B₁₈基非晶合金相比，相同Fe和Ni总含量的本发明合金远比比较例合金的非晶形成能力高。

图2展示了Fe₄₀Ni₃₈B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3非晶合金带材晶化的DSC图，其过冷液相区宽度、深度和面积都明显比比较例合金大，说明过冷液相区的稳定性更高。由于原子量和原子半径明显比其他组分原子大，Nb和Mo的添加都会明显降低合金的饱和磁感应强度，因此要想获得高饱和磁感应强度，必须尽量减少Nb和Mo的使用量。

图6展示了T_g-50°C热处理10min后的Fe₃₉Ni₃₉B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3、Fe₄₀Ni₃₈B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3以及比较例FeNi基非晶合金带材的磁化曲线，由于Nb元素用量的减少，本发明合金的饱和磁感应强度都比相同Fe和Ni总含量的比较例合金高。

图7所示为Fe₃₉Ni₃₉B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3、Fe₄₀Ni₃₈B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3及相同Fe和Ni总含量的比较例合金的B-H图比较。由于合金非晶形成能力高，原子堆垛更加紧密，缺陷少，且由于过冷液相区的稳定性高，热处理过程中应力释放更加充分，本发明合金的矫顽力小于0.7A/m，仅为比较例合金的1/3到1/4。

图8为Fe₃₉Ni₃₉B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3和Fe₄₀Ni₃₈B_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3合金的1mm直径非晶棒状样品的压缩应力应变曲线，除了有大于3.3Gpa的高断裂强度，断裂前本发明合金表现出明显的塑性变形，塑性变形量大于7%，目前尚没有更大塑性的铁磁性非晶合金报道，可见本发明的FeNi基非晶软磁合金具有令人称奇的高断裂强度。

实施例3

熔炼不同Ni含量的Fe_aNi_78-aB_14.2Si_2.75P_2.75Nb_2.3合金，用铜模铸造法制备不同直径的非晶合金棒材，确定合金的临界直径，标定合金的非晶形成能力。用单辊快淬法制备不同Ni含量的非晶带材，用DSC测试热物性参数，将带材放入管式炉在T_g-50°C热处理10min，测试带材的磁性能。测试性能见表3：

表3不同Ni含量的非晶合金的性能

在本体系中，Fe和Ni的物理化学性质相近，为同类原子，它们的原子半径相近，分别为0.124和0.125；Fe和Ni原子与组分里其他原子的混合焓也相近，改变Fe和Ni的含量并不明显影响体系的密堆积结构，形成能力变化不明显，Ni含量在5≤b≤70范围内的合金都具有高非晶形成能力，可制备FeNi基块体非晶合金材料。

磁性能方面，Fe和Ni都是铁磁性元素，但是其波尔磁子数明显不同，Fe的波尔磁子数为2.21，Ni的波尔磁子数为0.606，因此Ni含量的增加会导致饱和磁感应强度的下降。另一方面，Ni含量的增加会导致合金的磁致伸缩系数降低，磁晶各向异性常数减小，Ni含量的增加会导致非晶合金软磁性能的提高，矫顽力更小，磁导率更高。

本发明合金Ni含量在5≤b≤70范围内都具有高非晶形成能力，可根据磁性能的要求，选择合金成分。

以上显示和描述了本发明的基本原理、主要特征和优点。本行业的技术人员应该了解，上述实施例不以任何形式限制本发明，凡采用等同替换或等效变换的方式所获得的技术方案，均落在本发明的保护范围内。

Claims (19)

1.一种FeNi基非晶软磁合金，其组成表示为Fe_aNi_bB_cSi_dP_eNb_f，其中a、b、c、d、e、f为原子百分含量，其特征在于，10≤a≤75， 5≤b≤70，4≤c≤24，0.1≤d≤15，1≤e≤14，0.01≤f≤6，且满足72≤a+b≤84和a+b+c+d+e+f=100%。

2.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，74≤a+b≤82，进一步的优选为75≤a+b≤79。

3.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，8≤c≤20，进一步的优选为12≤c≤18。

4.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，0.1≤d≤12，进一步的优选为1≤d≤8。

5.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，1≤e≤10，进一步的优选为1≤e≤8。

6.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，0.1≤f≤4，进一步的优选为1≤f≤3。

7.根据权利要求1所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，上述Fe和Ni的5at%以下被C、S、Al、Co、Cr、Mo、Cu、Ti、V、W、Mn、Sn、Zr、Hf、Y、Ag、Ga中的一种或多种元素替代。

8.根据权利要求1-7中任一项所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金的过冷液相区在42℃以上，优选在50℃以上。

9.根据权利要求1-7中任一项所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金能够制备临界尺寸为3mm的棒材、带材和板材，具有高非晶形成能力。

10.根据权利要求8所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金能够制备临界尺寸为3mm的棒材、带材和板材，具有高非晶形成能力。

11.根据权利要求1-7中任一项所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金经热处理后，矫顽力在3A/m以下，有效磁导率在1.5万以上；进一步的优选，矫顽力在1.5A/m以下，有效磁导率在2万以上，具有优异的磁性能。

12.根据权利要求1-7中任一项所述的一种FeNi基非晶软磁合金，其特征在于，该合金断裂强度大于3.3Gpa，压缩塑性大于7%，具有优异的力学性能。

13.制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，包括如下步骤：

（1）、按权利要求1-12的合金组成表达式配料；

（2）、在氮气或者氩气气氛下用感应熔炼炉或电弧熔炼炉将合金原料熔炼成均匀的熔液，随炉冷却或注入模具冷却为母合金锭；

（3）、将母合金锭熔化为合金液，用单辊快淬法将合金液快速冷却，制备FeNi基非晶软磁合金带材；

（4）、将FeNi基非晶软磁合金带材在热处理炉内进行热处理。

14.制备FeNi基非晶软磁合金棒材的方法，其特征在于，包括如下步骤：

（1）、按权利要求1-12的合金组成表达式配料；

（2）、在氮气或者氩气气氛下用感应熔炼炉或电弧熔炼炉将合金原料熔炼成均匀的熔液，随炉冷却或注入模具冷却为母合金锭；

（3）、将母合金锭熔化为合金液，用铸造法将合金液快速冷却，制备FeNi基非晶软磁合金棒材；

（4）、将FeNi基非晶软磁合金棒材在热处理炉内进行热处理。

15.根据权利要求13或14所述的制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法，其特征在于，步骤（3）中的制备气氛为氮气、氩气或空气。

16.根据权利要求13所述的制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，步骤（3）中的熔化温度为1250-1450℃。

17.根据权利要求14所述的制备FeNi基非晶软磁合金棒材的方法，其特征在于，步骤（3）中的熔化温度为1300-1500℃。

18.根据权利要求13所述的的制备FeNi基非晶软磁合金带材的方法，其特征在于，步骤（3）中辊的转速为18-40m/s，制备温度为1200-1400℃。

19.根据权利要求13或14所述的制备FeNi基非晶软磁合金带材或棒材的方法，其特征在于，步骤（4）中热处理时间为1-120min，热处理温度为T _g-150℃到T _g+10 ℃，其中T _g为FeNi基非晶软磁合金的玻璃转变温度。

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