CN111276311B - 一种Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金及制备方法 - Google Patents

Abstract

一种Fe‑B‑P‑C‑Cu‑N‑Cr系非晶纳米晶软磁合金及制备方法。化学成分表达式为Fe_xB_yP_zC_aCu_bN_cCr_d，式中x，y，x，a，b，c，d分别表示各对应组分Fe、B、P、C、Cu、N、Cr的原子百分比，其中80≤x≤85，4≤y≤9，3≤z≤8，3≤a≤5，0.7≤b≤1.1，0.1≤c≤0.5，d的范围根据氮化铬铁(FeCrN)添加剂的成分确定，FeCrN添加剂的原子百分比含量为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3。在本发明合金体系中，添加了低熔点的FeCrN，当N＝0.4时，合金在最佳温度退火6min之后，饱和磁化强度(B_s)可达1.86T，矫顽力(H_c)可低至9.2A/m，其非晶态在0.5mol/LNaCl溶液中的腐蚀电位相对于对比例(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金的提高了0.1V。所制备的非晶纳米晶合金可作为电机、互感器等器件适用于电力工业变压器铁芯、逆变焊机、新能源、无线充电、数码及自动化等领域。

Description

一种Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金及制备方法

技术领域

本发明属于软磁合金功能材料技术领域，涉及一种含铬氮耐蚀性高饱和磁化强度铁基非晶纳米晶软磁合金及其制备方法，尤其涉及一种耐蚀性、高饱和磁化强度的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金及其制备方法。

背景技术

在电器元器件向小型化、轻量化和多动能化发展的背景下，对其使用的软磁功能材料提出了更高的要求。虽然目前使用的Finemet(其成分为Fe_73.5Si_13.5B₉Cu₁Nb₃,at.％)纳米晶软磁合金具有高初始和有效磁导率，低矫顽力和损耗，但是其相对较低的饱和磁感密度(B_s＝1.24T)难以满足电器元器件迅速发展的需求。因此，关于如何提高饱和磁感密度的研究被广泛的开展。在公布号为CN 106756644 A专利说明书中提供一种高饱和磁感密度(B_s)的Fe-Si-B-P-C-Cu合金系，其实施例中Fe_84.7Si_1.5B₉P₄Cu_0.5C_0.3合金，在440℃退火热处理后，其B_s可达1.95T，矫顽力(H_c)为28A/m。可以看出此合金虽然具有高的高B_s，很好地满足了电器元器件向小型化、轻量化和多动能化发展对高功率密度的需求，但是其高的H_c导致其损耗增加，严重限制了高效化和高频化应用的要求。另一方面，在使用过程中逐步发现，在相对潮湿的环境中，铁基非晶纳米晶合金易氧化，导致其在生产和运输过程中出现氧化锈蚀现象，严重影响了电器元件的性能和可靠性。造成这种现象的原因主要是，为了保证合金具有B_s，铁基非晶纳米晶合金必须有高含量的铁(一般Fe>82at.％)，这不仅使其耐腐蚀性降低，还使其非晶形成能力大大下降。众所周知，Cr元素是提高合金耐蚀性最有效的元素，也是目前不锈钢中提高耐蚀性的主要的添加元素。据报道，在Fe-Si-B系非晶合金中添加Cr元素可以显著提高非晶合金的耐蚀性，但是，Cr元素为反铁磁性元素，过多的添加Cr会导致合金的B_s降低。而根据相关文献报道在高铁含量(Fe≥81at.％)时，添加Cr元素也会降低合金的非晶形成能力。这就说明，在高Fe含量和过量添加Cr的双重作用下，合金的非晶形成能力和B_s都会受到影响。所以，开发一种新的Cr元素添加方法和工艺对非晶带材的生产和使用过程中防止氧化和适应电器元器件向小型化、轻量化和多动能化发展需求就是一个十分迫切和重要的问题。

在磁性材料研究和开发中，人们发现α″-Fe₁₆N₂相的饱和磁通密度可达2.83T，这引起广泛的关注。同时，原子排列的拓扑结构和各元素与主组元之间的混合焓是决定合金形成非晶态结构的关键因素。N元素的原子半径为0.07nm，Fe元素的原子半径为0.117nm，其原子半径差为16.7％，这就说明N元素的添加可使合金形成更加密堆的拓扑结构，提高合金的非晶性能力。而Fe元素和N元素的混合焓为-87kJ/mol，可以提高合金元素之间的混乱度，可以抑制凝固过程中的结晶形核。因此推断N元素的添加对铁基合金的非晶形成能力是有益的。在公开号为CN 109440058专利说明书中提供一种Fe-Si-B-M-Cu系纳米晶合金中添加N的方法。在实施例中(Fe₉₀Zr₇B₃)_99.75N_0.25中采用300V脉冲偏压，频率为40k Hz，占空比为20％，电弧等离子源电流为50A，渗氮温度200℃，渗氮压力0.7Pa，渗氮时间15min，得到完全非晶的含氮铁基非晶软磁合金带材(含氮铁基非晶)，氮含量为900ppm，其饱和磁通密度(B_s)可达1.60T左右。值得注意的是，该工艺的复杂性会导致此合金生产成本提高，不利于工业化大规模生产。在公布号为CN 109440023 A的专利说明书中提供了一种通过在熔炼时在Fe-Si-B-P-Cu-C系纳米晶合金中添加高熔点的CrN、NbN、AlN和MoN中的一种或多种方法来添加N元素，其优选为Fe_xN。但是这些氮化物都具有高的熔点，如NCr的熔点为1650℃，在熔化过程中N元素容易溢出。而FeCrN合金具有更加低的熔点，仅为700℃，所以更加容易实现合金的制备。同时，在钢铁研究中表明，同时添加Cr和N元素可以进一步提高钢铁的耐蚀性。因此，以低熔点的FeCrN合金添加来提高铁基非晶纳米晶合金的综合性能，不仅可以克服现有单独添加N元素所存在制备困难的弱点，还可以克服铁含量高造成的Fe基非晶纳米晶合金非晶形成能力低和耐蚀性低的难题。更重要可以抵消反铁磁性元素会造成B_s降低的危害，因此本发明对全面改善Fe基非晶纳米晶合金的制备工艺、软磁性能和元器件的可靠性具有重要作用，是一项具有开创性、创新性和前瞻性的发明工作。

发明内容

本发明开发了一种新型Fe-B-P-C-Cu-N-Cr非晶纳米晶合金体系和制备工艺方法。该合金的设计思路是：(1)为了获得高饱和磁化强度(B_s)，需要保证合金有较高的Fe含量(重量百分比，wt.％)，但是Fe含量较高又会导致非晶形成能力降低，为了解决这一问题，在本发明合金成分设计时，去除传统高饱和磁化强度(B_s)非晶纳米晶中普遍采用的Si元素，这主要是因为Si的原子量较大，去除Si元素后就相对地提高了合金中Fe的重量百分比。因此，本发明合金以Fe-B-P-C-Cu体系作为基础合金进行开发。(2)在此基础上，以FeCrN中的Cr元素来提高合金的抗腐蚀能力和阻碍α-Fe晶粒的长大，达到细化晶粒的目的，以N元素来保证合金的非晶形成能力和抵消反铁磁性Cr元素可能会造成的B_s降低问题。(3)本发明合金开发了新型的制备工艺。在母合金铸锭熔炼工序，以特定成分的低熔点Fe-Cr-N中间合金为添加剂。本发明避免了公开号为CN 109440058专利中用渗氮法添加N元素的工艺流程长和成本高的问题，也避免公布号为CN 109440023 A专利以氮化物陶瓷材料作为添加剂的难熔问题。该发明合金具有耐腐蚀和软磁性能好，制备工艺简单高效、成本低、工艺成熟可控和产品质量稳定等优点，非常适合大规模生产，可广泛用于电力、电子和信息传输与转换等工业领域。

一种Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金，其特征在于该合金具有高的非晶形成能力、高的饱和磁化强度(B_s)和良好的耐腐蚀性；合金的化学成分表达式为Fe_xB_yP_zC_aCu_bN_cCr_d，式中x，y，x，a，b，c，d分别表示各对应组分Fe、B、P、C、Cu、N、Cr的原子百分比，其中80≤x≤85，4≤y≤9，3≤z≤8，3≤a≤5，0.7≤b≤1.1，0.1≤c≤0.5，x+y+z+a+b+c+d＝100；d的具体范围根据氮化铬铁的成分确定，FeCrN合金的原子百分比含量为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3。

进一步地，所述82≤x≤83.5，所述8≤y≤9，所述3≤z≤4，所述3.7≤a≤4.2，所述0.9≤b≤1.1，所述0.3≤c≤0.4，所述d的具体含量根据Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金的成分确定，该优选合金具有优异的软磁性能。

进一步地，所述x＝82.4，y＝8.5，z＝3，a＝4，b＝1，c＝0.4，所述d的具体含量根据Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金的成分确定，该合金的饱和磁化强度(B_s)为1.86T，矫顽力(H_c)为9.2A/m；其非晶状态下在0.5mol/L NaCl溶液中的腐蚀电位相对于对比例合金Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁的腐蚀电位提高了0.1V。

一种如上所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的制备方法，其特征在于制备步骤如下：

1)配料：采用纯度为99.98wt％的Fe、纯度为99.95wt％的B或含量为18.38wt％的工业FeB合金(杂质含量低于0.8wt％)，P含量为27.1wt％、杂质含量低于1.6wt％的工业FeP合金，纯度为99.95wt％的Cu，纯度为99.95wt％的C和纯度为98.27wt％的Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金；

2)母合金熔炼：将配好的原料置于非自耗真空电弧炉中，抽真空至5×10^-3Pa，再在纯度为99.99％的氩气气氛下熔炼合金，每个合金锭至少反复熔炼3次以上；

3)带材的制备：将单辊旋淬炉抽真空至5×10^-2Pa，于氩气保护下将母合金锭重熔，喷射在高速旋转的铜辊上；铜辊线速度40～50m/s，喷带压力为20～30kPa；制备的薄带厚度为18～28μm，宽度为1～1.5mm；

4)薄带热处理：将退火炉升温至所需晶化温度，然后将封装有薄带的石英玻璃管放入炉中，保温一定时长后取出水淬或空冷。

优选的，所述合金熔炼的关键步骤为：先将Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金放入铜坩埚底，再放置FeP、B或FeB和C，最后将Fe和Cu放在最上面进行熔炼；

优选的，所述甩带的冷辊线速度为40～50m/s；

优选的，所述带材的厚度为18～24μm；

优选的，所述热处理的温度为470～490℃；

优选的，所述热处理的时间为5～10min。

本发明与现有铁基非晶纳米晶合金相比，主要优点包括：

(1)本发明中的Fe-B-P-C-Cu合金系中不含Si元素，可以有效的提高磁性元素Fe的含量；

(2)本发明克服了传统渗N过程中铁基非晶合金的晶化和晶粒长大的问题，具有简单高效，成本低，产品质量可控等优点。

(3)本发明克服了以高熔点氮化物陶瓷材料作为添加剂时，存在的氮化物熔点高导致的不易熔化的问题，同时氮化铬铁在钢铁冶炼中有成熟的生产工艺，所以具有工艺简单和成熟的特点，有利于工业化大规模生产。

(4)以FeCrN中的Cr元素来提高合金的抗腐蚀能力，克服了现有非晶纳米晶合金在潮湿环境下易腐蚀的缺点。

(4)以N元素来保证合金的非晶形成能力和抵消反铁磁性元素Cr造成的B_s降低问题。

(5)以中间合金FeCrN作为添加剂时，可以同时提高合金的饱和磁化强度、非晶形成能力和耐蚀性，能够达到单一元素添加无法达到的效果。

综上所述，本发明在提高Fe-B-P-C-Cu合金系耐蚀性的同时，也提高了合金的饱和磁感应强度和非晶形成能力，提高了铁基非晶纳米晶软磁合金在复杂、恶劣的环境中的服役性能，最大程度地满足了目前电子电力器件向“小型化，高效化，轻量化和绿色化”发展的要求。

附图说明

图1为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7)和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金铸态XRD曲线；

图2为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7)和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金DSC曲线；

图3为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金在0.5mol/L的NaCl溶液中的伏安曲线；

图4为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7)和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金在350℃～480℃晶化热处理后的矫顽力曲线；

图5为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7)和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金在350℃～480℃晶化热处理后的饱和磁化强度(B_s)曲线；

图6为本发明实施例1(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)、实施例2(Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7)和对比例1(Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁)合金在480℃晶化热处理后的XRD曲线；

具体实施方式

为了进一步说明本发明，以下结合实施例进一步阐述本发明提供的一种铁基非晶纳米晶合金的制备方法。应理解，这些实施例是在以本发明技术方案为前提下进行实施，给出了详细的实施方式和具体的操作过程，只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制，本发明的保护范围也不限于下述的实施例。

实施例1

制备以Fe_27.9Cr_46.8N_25.3为添加剂的铁基非晶合金带材，化学分子式为(Fe_82.8B_8.9P₃C₄Cu₁N_0.1Cr_0.2)。

(1)母合金原料配制：将纯度为99.98wt％的Fe、纯度为99.95wt％的B，P含量为27.1wt％的工业FeP合金(杂质含量低于1.6wt％)、纯度为99.95wt％的Cu、纯度为99.95wt％的C和98.27wt％的Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金。

(2)母合金熔炼：将上述(1)中配好的原料放入非自耗真空电弧炉的铜坩埚中，放置时将成分为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3的氮化铬铁和易飞溅或挥发的纯硼B和FeP合金放置在铜坩埚底部，再将块状的Fe铺盖在其上方。关闭炉门，用机械泵和分子泵抽真空至5×10^-3Pa以下，充入纯度为99.99％的氩气至0.0 5MPa。熔炼合金前，先熔炼Ti锭以吸收炉内残余的氧气，再对合金原料进行熔炼。为保证母合金锭成分均匀，每次熔炼后用翻料铲将合金锭翻转再次熔炼，每个合金锭至少反复熔炼3次以上，得到成分均匀的含N和Cr的铁基合金铸锭。

(3)带材的制备：将上述(2)熔炼好的母合金表面进行打磨后装入石英管里，关闭单辊旋淬炉炉门，抽真空至5×10^-2Pa，再在氩气保护下将母合金锭重将熔，喷射在高速旋转的铜辊上，制成非晶态带材。带材的工艺条件为：铜辊线速度控制在40m/s左右，喷带压力控制在20～30kPa,制备了厚度为20～23μm、宽度为1～1.5mm的非晶薄带。

(4)结构检测：用X射线衍射仪对上述(3)制备的合金带材进行结构检测，从而确定合金的非晶形成能力。

(5)耐蚀性评价：利用电化学工作站，测试了上述(3)所制备带材在浓度为0.5mol/L的NaCl溶液和0.1mol/L的HCl溶液中的伏安曲线。

(6)晶化热处理：将薄带密封在玻璃中，玻璃管没的真空度保持在3.0×10^-1MPa以下，退火温度区间控制在350℃-480℃之间，保温时间为6min。

(7)用振动样品磁强计(VSM)和软磁直流测试仪分别对退火后的薄带进行B_s及矫顽力(H_c)性能测试，其B_s和H_c分别为1.81T和11.5A/m。

实施例2

制备以Fe_27.9Cr_46.8N_25.3为添加剂的铁基非晶合金带材，化学分子式为Fe_82.4B_8.5P₃C₄Cu₁N_0.4Cr_0.7。

(1)母合金原料配制：将纯度为99.98wt％的Fe、纯度为99.95wt％的B，P含量为27.1wt％的工业FeP合金(杂质含量低于1.6wt％)、纯度为99.95wt％的Cu、纯度为99.95wt％的C和98.27wt％的Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金。

(2)母合金熔炼：将上述(1)中配好的原料放入非自耗真空电弧炉的铜坩埚中，放置时将成分为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3的氮化铬铁中间合金和易飞溅或挥发的纯硼B和FeP合金放置在铜坩埚底部，再将块状的Fe铺盖在其上方。关闭炉门，用机械泵和分子泵抽真空至5×10^{- 3}Pa以下，充入纯度为99.99％的氩气至0.0 5MPa。熔炼合金前，先熔炼Ti锭以吸收炉内残余的氧气，再对合金原料进行熔炼。为保证母合金锭的成分均匀，每次熔炼后用翻料铲将合金锭翻转再次熔炼，每个合金锭至少反复熔炼3次以上，得到成分均匀的含N和Cr的铁基合金铸锭。

(3)带材的制备：将上述(2)熔炼好的母合金表面进行打磨后装入石英管里，关闭单辊旋淬炉炉门，抽真空至2×10^-2Pa，再在氩气保护下将母合金锭重将熔，喷射在高速旋转的铜辊上，制成非晶态带材。带材的工艺条件为：铜辊线速度控制在40m/s左右，喷带压力控制在20～30kPa,制备了厚度为20～25μm、宽度为1～1.5mm的非晶薄带。

(4)结构检测：用X射线衍射仪对上述(3)制备的合金带材进行结构检测，从而确定合金的非晶形成能力。

(5)耐蚀性评价：利用电化学工作站，测试了上述(3)所制备带材在浓度为0.5mol/L的NaCl溶液和0.1mol/L的HCl溶液中的伏安曲线。

(6)晶化热处理：在350℃～480℃，对上述(3)所制备的非晶带材进行了6min的晶化热处理，然后出炉进行冷却。

(7)性能检测：通过x-ray衍射仪(XRD)、振动样品磁强计(VSM)和软磁直流测试仪分析表明，合金为非晶态结构，其B_s和H_c分别为1.86T和9.2A/m。

对比例1

化学分子式为Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁。

制备上述成分的铁基非晶纳米晶软磁合金，制备步骤同实施例1。

参见图1，图1为本发明实施例和对比例制备的非晶薄带的XRD曲线。由图1可知，在以N＝0.1时，添加FeCrN时，XRD图谱上除了在约45°左右具有宽化弥散的衍射峰以外，在65°左右还可以观察到α-Fe峰，表明所制备的合金有一定的晶化，但是N＝0.4时，添加成分为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3的氮化铬铁合金时，XRD图谱上只有在约45°具有宽化弥散的衍射峰，表明添加一定量的FeCrN合金的有利于提高合金的非晶形成能力。

参见图2，图2为本发明实施例和对比例制备的非晶薄带的DSC曲线。由图2可知，添加成分为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3的氮化铬铁合金使得合金的第一晶化峰温度轻微相低温移动。

参见图3，图3为本发明实施例和对比例制备的非晶薄带在0.5mol/L的NaCl溶液中的极化曲线。由图3可知，相比于对比例1的-0.64V的腐蚀电位，N＝0.1时的腐蚀电位提高到了-0.62V，N＝0.4时的腐蚀电位提高到了-0.54V，这说明合金在非晶态时的抗腐蚀性能到了很大的提升。

参见图4，图4为本发明实施例和对比例在350℃～480℃晶化热处理后的矫顽力曲线。由图4可知，添加FeCrN的合金具有相对比较稳定的H_c和低的最佳H_c。

参见图5，图5为本发明实施例和对比例在350℃～480℃晶化热处理后的B_s曲线。由图5可知，在N＝0.1时合金的B_s由对比例的1.84T降低到1.81T，但是当N＝0.4时合金的B_s又升高到1.86T。

参见图6，图6为本发明实施例和对比例在480℃晶化退火后XRD曲线。由图6可知，所有合金的析出相均为单一的α-Fe相。

Claims (9)

1.一种Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金，其特征在于该合金具有高的非晶形成能力、高的饱和磁化强度(B_s)和良好的耐腐蚀性；合金的化学成分表达式为Fe_xB_yP_zC_aCu_bN_cCr_d，式中x，y，x，a，b，c，d分别表示各对应组分Fe、B、P、C、Cu、N、Cr的原子百分比，其中80≤x≤85，4≤y≤9，3≤z≤8，3≤a≤5，0.7≤b≤1.1，0.1≤c≤0.5，x+y+z+a+b+c+d＝100；其中：Cr元素和N元素来源于FeCrN合金，d的具体范围根据氮化铬铁的成分确定，FeCrN合金的原子百分比含量为Fe_27.9Cr_46.8N_25.3。

2.根据权利要求1所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金，其特征在于所述82≤x≤83.5，所述8≤y≤9，所述3≤z≤4，所述3.7≤a≤4.2，所述0.9≤b≤1.1，所述0.3≤c≤0.4，该优选合金具有优异的软磁性能。

3.根据权利要求1所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金，其特征在于所述x＝82.4，y＝8.5，z＝3，a＝4，b＝1，c＝0.4，该合金的饱和磁化强度(B_s)为1.86T，矫顽力(H_c)为9.2A/m；其非晶状态下在0.5mol/L NaCl溶液中的腐蚀电位相对于对比例合金Fe₈₃B₉P₃C₄Cu₁的腐蚀电位提高了0.1V。

4.一种如权利要求1-3任一所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于制备步骤如下：

1)配料：采用纯度为99.98wt％的Fe、纯度为99.95wt％的B，P含量为27.1wt％、杂质含量低于1.6wt％的工业FeP合金，纯度为99.95wt％的Cu，纯度为99.95wt％的C和纯度为98.27wt％的Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金；

2)母合金熔炼：将配好的原料置于非自耗真空电弧炉中，抽真空至5×10^-3Pa，再在纯度为99.99％的氩气气氛下熔炼合金，每个合金锭至少反复熔炼3次以上；

3)带材的制备：将单辊旋淬炉抽真空至5×10^-2Pa，于氩气保护下将母合金锭重熔，喷射在高速旋转的铜辊上甩带；铜辊线速度40～50m/s，喷带压力为20～30kPa；制备的薄带厚度为18～28μm，宽度为1～1.5mm；

4)薄带热处理：将退火炉升温至所需晶化温度，然后将封装有薄带的石英玻璃管放入炉中，保温一定时长后取出水淬或空冷。

5.如权利要求4所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于所述合金熔炼的关键步骤为：先将Fe_27.9Cr_46.8N_25.3中间合金放入铜坩埚底，再放置FeP、B或FeB和C，最后将Fe和Cu放在最上面进行熔炼。

6.如权利要求4所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于所述甩带的冷辊线速度为40～50m/s。

7.如权利要求4所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于所述带材的厚度为18～24μm。

8.如权利要求4所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于所述热处理的温度为470～490℃。

9.如权利要求4所述的Fe-B-P-C-Cu-N-Cr系非晶纳米晶软磁合金的单辊甩带制备方法，其特征在于所述热处理的时间为5～10min。

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