CN113035484B - 一种纳米晶软磁合金及其制备方法和设备 - Google Patents

Abstract

本说明书涉及软磁材料领域，具体涉及一种纳米晶软磁合金及其制备方法和设备。所述纳米晶软磁合金包括元素原子百分含量如式Fe_aSi_bB_cP_dCu_eC_f所示的成分；其中，78≤a≤87，0.3≤b≤1，8≤c≤18，1≤d≤4，0≤e≤1.5，0≤f≤1.5，a+b+c+d+e+f＝100；在所述纳米晶软磁合金中，α‑Fe晶粒尺寸为20‑30nm，且体积分数为35％‑60％；所述纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度≥1.73T，矫顽力≤3.8A/m。

Description

一种纳米晶软磁合金及其制备方法和设备

技术领域

本说明书涉及软磁材料领域，具体涉及一种纳米晶软磁合金及其制备方法和设备。

背景技术

铁基非晶纳米晶软磁合金具有优异的软磁特性，具有空载损耗低、磁导率高、饱和磁密高等优点，近年来逐渐被应用到变压器、电机、电磁材料领域。特别是含磷系(FeSiBPCuC系)纳米晶合金材料的饱和磁密较高，倍受行业内关注。

但FeSiBPCuC系合金在退火晶化过程中，由于没有大尺寸原子如Nb原子等抑制晶粒的长大，主要依靠快速升温P元素在Fe中的溶解度迅速下降沿晶界处析出，以起到抑制晶粒长大的作用，因此FeSiBPCuC系合金退火的升温速率、温度及时间需严格控制。通常，FeSiBPCuC系合金的退火晶化处理对升温速率的要求为400℃/min左右，且需要极短的保温时间。否则晶粒将过度长大成粗大的柱状晶，导致性能的恶化。

特别是，FeSiBPCuC系合金退火需要的高升温速率、较窄的热处理工艺窗口，使得该成分被应用于变压器铁芯后退火难以实现，无法将变压器铁芯在较短的时间内均匀快速升温至晶化温度，且由于晶化瞬间释放大量的结晶潜热，整个变压器铁芯连环放热冲温，导致整个变压器铁芯烧毁。

含P系合金在退火晶化处理中难易抑制晶粒的长大，晶化时瞬间放出大量的结晶潜热，放出的热量使其自热升温至第二晶化峰以上，严重恶化了软磁性能，另一方面含P系材料退火需要极高的升温速率，这导致其难以被应用至变压器等大尺寸器件，无法实现工业化。。

发明内容

本说明书实施例提供了一种含磷系纳米晶合金软磁合金及其制备方法和设备，其中，该制备方法采用常规的工业晶化退火工艺，便可获得α-Fe晶粒尺寸为20-30nm，α-Fe晶粒体积分数为35％-60％，饱和磁感应强度≥1.73T，矫顽力≤3.8A/m的含磷系纳米晶合金软磁合金带材。

第一方面，本说明书实施例提供了一种纳米晶软磁合金，所述纳米晶软磁合金包括元素原子百分含量如式(1)所示的成分；

Fe_aSi_bB_cP_dCu_eC_f (1)

其中，78≤a≤87，0.3≤b≤1，8≤c≤18，1≤d≤4，0≤e≤1.5，0≤f≤1.5，a+b+c+d+e+f＝100；

在所述纳米晶软磁合金中，α-Fe晶粒尺寸为20-30nm，且体积分数为35％-60％；

所述纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度≥1.73T，矫顽力≤3.8A/m。

在一些实施例中，a＝84，b＝0.5，c＝10，d＝3.5，e＝0.8，f＝1.2。

在一些实施例中，所述纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度＝1.87T，矫顽力＝2.6A/m。

第二方面，提供了如第一方面所述的纳米晶软磁合金的制备方法，包括以下步骤：

a)，按照组分表达式Fe_aSi_bB_cP_dCu_eC_f所示的元素原子百分含量进行配料，熔炼，得到钢液；其中，78≤a≤87，0.3≤b≤1，8≤c≤18，1≤d≤4，0≤e≤1.5，0≤f≤1.5，a+b+c+d+e+f＝100；

b)，将所述钢液浇注到按照第一线速度旋转的结晶器上，以在所述结晶器的表面形成初始带材；

c)，将从所述结晶器剥离下的所述初始带材，按照500-800℃/s的升温速率加热到第一温度，再瞬间降温至200℃以下，以得到预处理合金；所述第一温度处于T_x1+5℃与所述T_x1+30℃之间，所述T_x1为所述纳米晶软磁合金的第一晶化开始温度；

d)，对所述预处理合金进行晶化退火处理，得到所述纳米晶软磁合金。

在一些实施例中，所述钢液的浇注温度为1350-1500℃，所述第一线速度为10-25m/s；在所述初始带材从所述结晶器剥离下时，所述初始带材的温度为152-187℃。

在一些实施例中，408℃≤所述第一温度≤435℃，所述瞬间降温至200℃以下具体为以250-280℃/s的降温速率进行降温。

在一些实施例中，所述晶化退火处理包括：按照第一升温速率，将所述预处理合金升温至所述T_x1+30℃，并保温30分钟，以实现晶化退火处理；其中，所述第一升温速率≤15℃/min。

第三方面，提供了一种用于制备第一方面所述的纳米晶软磁合金的设备，包括依次设置的结晶器，加热装置，冷却装置、抓取辊；其中，所述抓取辊旋转，用于带动初始带材从所述结晶器剥离，并依次经过加热装置、冷却装置，以制备预处理合金；所述加热装置，用于按照500-800℃/s的升温速率，将从所述结晶器剥离下的所述初始带材，加热到第一温度，所述第一温度处于T_x1+5℃与所述T_x1+30℃之间，所述T_x1为所述纳米晶软磁合金的第一晶化开始温度；所述冷却装置，用于将加热后的所述初始带材的温度瞬间降至200℃以下。

在一些实施例中，所述冷却装置包括冷却气管和喷嘴；所述冷却气管的一端连接存储有冷却气体的气源，另一端通过喷嘴底部的扁缝，向带材喷射冷却气体；所述扁缝的长度≥所述初始带材宽度的1.5倍，宽度为2-5mm；所述扁缝所喷出的气体的压强为0.02-0.04Mpa；所述加热装置为高温马弗加热管、高温电阻丝、红外线灯炉中的一种；所述加热装置和所述冷却装置之间设置有第一测温装置，所述第一测温装置用于监测经所述加热装置加热后的所述初始带材的温度，以便所述加热装置的控制器根据所述第一测温装置的监测结果调节所述加热装置的功率。

第四方面，提供了一种由第一方面所述的纳米晶软磁合金构成的变压器磁芯。

本说明书实施例提供的方案，提前完成了Cu原子的团簇，采用双面单层快速升温，在带材厚度范围内均形成初始晶粒，为后续晶化处理提供了更多的形核点。从而在采用常规热处理升温速度进行晶化退火处理时，仍然可获得纳米级的α-Fe晶粒，并且形成的α-Fe晶粒尺寸更均匀、数量更多，α-Fe晶粒的体积分数更高，提高了所制备的含P系纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度，降低了矫顽力及磁致伸缩系数。

附图说明

此处所说明的附图用来提供对本发明实施例的进一步理解，构成本发明的一部分，本发明的示意性实施例及其说明用于解释本发明，并不构成对本发明的不当限定。

图1示出了本说明书实施例提供的一种带材预处理设备结构示意图；

图2示出了本说明书实施例提供的制备合P系纳米晶软磁合金的工艺流程图；

图3示出了基于本说明书的实施例18-19、对比例5-6预处理后的DSC曲线图示。

具体实施方式

下面将结合附图，对本发明实施例中的技术方案进行描述。显然，所描述的实施例仅是本说明书一部分实施例，而不是全部的实施例。

本发明提供了一种制备含P系纳米晶软磁合金的制备方法及设备，可以将含P系纳米晶软磁合金的原料炼成熔融态的钢水，通过控制浇注温度、结晶器的线速度等得到具有一定出带温度T_出带的合金带材。然后，利用图1所示的带材预处理设备从结晶器上抓取合金带材，并对合金带材进行加热和降温处理，得到预处理带材。该预处理带材的贴辊面及自由面均含有初始晶粒，其尺寸为5-20nm。

在一些实施例中，所述出带温度T_出带处于170-300℃之间。优选的，出带温度T_出带为152-187℃。

如图1所示，该预处理设备包括结晶器1。示例性的，结晶器1可以为铜辊。处于熔融状态的钢水可以浇注到结晶器1上，并在结晶器1上形成带材。

该预处理设备可以包括抓取辊4。抓取辊4可以抓取在结晶器1上形成的带材，并将带材从结晶器1剥离。抓取辊4旋转，可以带动带材依次经过加热装置21和冷却装置。

如图1所示，加热装置21由两个部分组成，该两个部分分布置于带材的两侧或者说对称设置在带材两侧，可以实现带材双面快速加热。加热装置21具体可以为高温马弗加热管、高温电阻丝、红外线灯炉中的一种。另外，由于带材的厚度通常为25μm-30μm，加热装置21可以带材的加热速度可以达到1000℃/s。也就是说，加热装置21可以在1秒钟的时长内，将带材温度升高1000℃。另外，由于带材本身具有出带温度T_出带的，因此，该加热装置21可以在短时间或者说瞬间，将带材加热到目标温度。

示例性的，加热装置21可以设置在升降装置22上。升降装置22可以控制加热装置21与带材之间的距离，从而可以控制或者辅助控制加热装置21对带材的加热速度。

示例性的，加热装置21和冷却装置之间设置由测温装置5。测温装置5可以监测经加热装置21加热后的带材的温度，并将监测结果发送至控制器(未示出)。该控制器可以根据监测结果和目标温度，调节加热装置21的功率。目标温度为设定的经加热装置21加热后带材应达到的温度。示例性的，控制器可以为可编程逻辑控制器(programmable logiccontroller，PLC)。PCL可以通过预设的程序，根据监测结果和目标温度，自动计算并控制加热装置21的变频器，实现对加热装置21的功率调节。

冷却装置由两个部分组成，该两个部分分设在带材的两侧或者说对称设置在带材的两侧。每个部分由冷却气管31、喷嘴32组成。冷却装置的功能为向带材喷射冷却气体，实现换热，使得带材温度瞬间降低至200℃以下。具体而言，冷却气管21的一端连接存储有冷却气体的气源，另一端通过喷嘴32底部的扁缝，向带材喷射冷却气体，以降低带材的温度。喷嘴32的底部是指喷嘴32靠近带材的部分。冷却气体的温度低于10℃。在一个例子中，冷却气体可以为低温液化氮气。本发明的发明人发现，带材冷却时两侧散热快于中间，所以设置扁缝的长度≥带材的宽度。发明人经过大量实验发现，将扁缝的长度设置为带材的宽度的1.5倍时，可以保证带材宽度方向上均匀冷却或换热。并且，将扁缝的宽度设置为2-5mm，气体喷射压力为0.02-0.04Mpa，使得带材可瞬间降温至200℃以下。优选的，扁缝的宽度为3mm，体喷射压力为0.03Mpa，使得带材的温度可以250-280℃/s的降温速率进行降温，由此可以使得带材温度可以瞬间降温至175.2-189.7℃。

示例性的，如图1所示，喷嘴32设置在升降装置33上。升降装置33可以控制喷嘴32与带材之间的距离，从而可以控制或者辅助控制喷嘴32对带材的降温速度。在一个例子中，在升降装置33与喷嘴32连接处设置有旋钮，可调节角度。在一个例子中，角度的可调节范围为120°。

示例性的，如图1所示，冷却装置和抓取辊4之间设置有测温装置，该测温装置用于监测经冷却装置冷却后的带材的温度，以便冷却装置的控制器根据该测温装置的监测结果调节冷却装置喷射冷却气体的压强或冷却装置与带材之间的距离。

基于图1所示的带材预处理设备，本说明书提供了一种制备合P系纳米级软磁合金的方法或者说工艺。在一些实施例中，该合P系纳米晶软磁合金的元素组成式为式(1)：Fe_aSi_bB_cP_dCu_eC_f，其中78≤a≤87，0.3≤b≤1，8≤c≤18，1≤d≤4，0≤e≤1.5，0≤f≤1.5，a+b+c+d+e+f＝100。

参阅图2，该方法可以包括配料、熔炼、单辊快淬、抓取、预处理、晶化处理。其中，晶化处理为晶化退火处理。

接下来，对图2所示各步骤进行说明。

对于配料和熔炼而言，可以采用常规铁基非晶纳米晶合金熔炼工艺。具体而言，将原材料按照成分配料后在中频感应炉中熔炼，其中熔炼温度不低于1500℃，镇静时长不低于120min，得到成分均匀、可浇注性合格的钢水。

采用单辊快淬法将上述钢水进行甩带，其中浇注温度为1350℃-1500℃之间，结晶器的线速度为10-30m/s，获得完全淬态的厚度为22-30μm非晶带材。本发明的发明人发现，当浇注温度低于1350℃时，钢水流动性差，无法进行甩带；当浇注温度高于1500℃时，对结晶器冷却能力的要求提高，当结晶器无法及时冷却时，出带温度过高，易出现表面晶化现象。当线速度过低时，溶潭处钢水聚集相对较多，溶潭能力过足造成带厚上涨，；当线速度过高时，易出现带材厚度低、致密度差，溶潭能量不足，同时带材在结晶器表面的相对停留时间τ缩短，相当于冷却时间缩短，易造成出带温度过高。通常单辊快淬法进行甩带的出带温度T_出带可由以下公式计算：

T_出带＝T_浇注温度-T_耐材吸热-ΔT_冷却′

其中ΔT_冷却＝τ×10⁶，τ＝l_{带材在结晶器上转动的长度}/v_线速度。

通常l_{带材在结晶器上转动的长度}等于结晶器周长的2/3-3/4。在本说明书实施例的一个实施例中，l_{带材在结晶器上转动的长度}等于结晶器周长的2/3。结晶器的周长为2-3米。在一个例子中，结晶器的周长为2.1米。

T_耐材吸热一般为(0.86-0.89)T_浇注温度。

当带材厚度稳定后，采用在线抓取技术(可以参考现有技术的介绍，在此不再赘述)将带材卷绕在抓取辊上，抓取时抓取辊开动至抓取位(贴近结晶器)并保持略快于结晶器的线速度，通过吸风或电磁装置将带材缠绕至抓取辊上，抓取成功后抓取辊退回至等待位。此时，调节加热装置的升降装置和冷却装置的升降装置，按照图1所示，将加热装置以及冷却装置固定到带材上下两侧并保持相同距离。由此，可以利用带材预处理设备对带材进行预处理。概况而言，可以启动加热装置对结晶器与抓取辊之间的带材进行双面快速加热，其升温速率为500-800℃/s，由于带材自结晶器剥离本身具有一定的出带温度T_出带(170-300℃)，带材可被瞬间加热至400℃以上，此时带材内部晶核预制生成初始晶粒，并完成了一部分Cu原子的团簇。带材被加热后又经冷却装置快速冷却至200℃以下，由于在极短的时间内带材内部内应力并未完全消除，因此仍具有一定的韧性，能够完成开合卷的过程。

接下来，对上述预处理过程进行更详细的说明。

采用在线抓取技术，将带材从结晶器上剥离后，卷绕至抓取辊上。抓取辊处于等待位时，与结晶器保持一定的间距。在该间距之间使用加热装置对带材进行双面快速加热升温，此时带材为单层且速度均一，因此带材被连续均匀升温，在该过程中带材内部生成初始晶粒，且生成的初始晶粒在带材厚度方向上无差异。相比于在快淬过程中形成初始晶粒，在本说明书实施例中双面快速加热升温过程生成的初始晶粒的分布范围更广，而非仅存在于自由面(远离结晶器辊的一面)。带材在快速升温后又被强冷却气体快速降温，在短时间内内应力并未完全去除，保留了淬态内应力，因此可弯折卷绕，能够被卷绕进抓取卷而不断，从而可以得到预处理卷。

经过上述预处理后得到预处理卷可以使用常规的晶化退火处理方式，进行退火晶化。例如，可以采用不超过15℃/min的升温速率，升温到退火温度，并保持适当时间(例如，30分钟)，以进行退火晶化。可以得到饱和磁感应强度不低于1.73T的α-Fe相与非晶相共存的合P系纳米晶软磁合金。并且在预处理卷的所述晶化退火处理过程，合金本身无大量结晶潜热析出，并具有较低的矫顽力(3.8A/m以下)，实现了含P系变压器磁芯(由带材卷绕至一定形状尺寸)的工业化退火。也就是说，在对经过上述预处理后得到预处理卷进行晶化退火时，无需采用快速的升温速率，而是采用常规的工业晶化退火处理方式，就可获得性能良好的P系纳米晶软磁合金以及含P系变压器磁芯。

本说明书实施例提供含P系纳米级软磁合金的预处理过程中提前完成Cu原子的团簇，并形成一部分初始晶粒，并且所述初始晶粒在非晶基体上均匀分布，在后续退火过程中这些初始晶粒相对于刚刚形核的α-Fe晶粒具有较大的初始尺寸，同时竞争长大的机制也起到了细化晶粒的作用。同时由于提前完成了Cu原子的团簇，为晶化退火处理提供了更多的形核点，得到的α-Fe相分布更均匀，数量更多。因此预处理后晶化退火不再依靠快升温速率析出P元素堆积在晶界处细化晶粒，而是借助于预处理过程中提前完成Cu原子的团簇提高形核点数量、形成初始晶粒，进行竞争长大机制，抑制α-Fe晶粒的过度长大，这对于含P系纳米晶材料尤为重要，可采用常规工业退火制度进行，实现工业铁芯的退火。

在本说明书实施例所描述的含P系纳米晶软磁合金的制备方法中，无需添加任何细晶粒子，保证较高的铁磁性元素含量，通过形成初始晶粒的方式起到了细化晶粒的作用，采用常规热处理升温速度仍然可获得纳米级的α-Fe晶粒。

在本说明书实施例所描述的预处理过程中，提前完成了Cu原子的团簇，采用双面单层快速升温，在带材厚度范围内均形成初始晶粒，为后续晶化处理提供了更多的形核点，形成的α-Fe晶粒尺寸更均匀、数量更多，α-Fe晶粒的体积分数更高，提高了饱和磁感应强度，降低了矫顽力及磁致伸缩系数。

接下来，在具体实施例中，对本说明书所提供的方案进行示例说明。需要指出的是，以下实施例，仅用于示例说明本说明书实施例所提供的方案，并不构成限定。

一，浇注温度与结晶器的线速度对带材的带厚、出带温度的影响

实施例1

将工业纯铁、金属硅、硼铁、电解铜及碳粉等原材料按照Fe₈₄Si_0.5B₁₀P_3.5Cu_0.8C_1.2成分配比称料，将以上原材料在中频感应炉中熔炼，得到成分混合均匀的钢水；其中，所述原材料在中频感应炉中熔炼温度不低于1500℃，高温保温时长不低于30min。

将所述钢水在1400℃-1450℃下镇静不低于120min，浇注温度为1350℃，通过单辊快淬法进行甩带。在带材沿结晶器转动方向转动结晶器周长的2/3时，使用剥离气刀将带材自结晶器表面剥离。使用红外测温枪检测带材即将被剥离结晶器表面前的温度，得到出带温度T_出带。

其中，结晶器的线速度为10m/s，此时带材的带厚为25μm，采用红外测温装置检测带材被剥离前的出带温度为152℃。

采用X射线衍射法(diffraction of ×-rays，XRD)鉴定所得带材的结构组成项，结果表明仅在45°有一个宽散弥化的馒头峰，因此在当前工艺条件下获得的非晶带材为完全淬态。

实施例2-12、对比例1-4

实施例2-12及对比例1-4中通过对钢水进行单辊快淬法的浇注温度、以及结晶器线速度等工艺条件的调节，验证带材自结晶器剥离时的带厚、出带温度的变化，具体可以见表1。其余工艺条件均与实施例1相同。以下实施例中采用正交实验法设计，实验结果见下表1。

表1浇注温度与线速度对带厚、出带温度的影响

由表1中数据可知，在结晶器的线速度相同时，随浇注温度的提高，带材的厚度上涨，出带温度也随之升高，这是因为随浇注温度的提高，钢水的流动性提升，溶潭处的钢水能量提高，且单位时间内流至溶潭处的钢水流量提高，这就导致带厚的上涨以及出带温度的提高。对比例1中，浇注温度低于1300℃时钢水流动性变差，不具备可浇注性，无法进行单辊快淬法甩带，而对比例2中浇注温度过高时在当前工艺条件下，结晶器冷却能力不足，出带温度变高，导致带材表面晶化，无法获得完全淬态的非晶带材。

当浇注温度相同时，结晶器的线速度越高，带材的厚度降低，但出带温度变化不明显。当结晶器线速度升高时，溶潭处钢水及能量补充相应不足，带材厚度薄，带材的表观质量明显下降，但由于带材厚度下降，单位长度带材携带的热量减少，但同时也缩短了带材与结晶器接触的时间，因此出带温度变化无明显趋势。

综上所述，制备含P系纳米晶软磁合金带材优选浇注温度为1350-1500℃，线速度为10-25m/s之间，最终带材出带温度为152-187℃。

二，预处理过程中加热的目标温度对初始晶粒尺寸、体积分数的影响

利用图1所示的预处理设备对带材进行预处理。甩带过程稳定后，将抓取辊4开动至抓取位，开启吸风系统将带材吸到抓取辊4上，实现对带材的在线抓取。抓取成功后将抓取辊4退回等待位(抓取辊距离结晶器长度5-8m)。通过调节升降装置(图1所示的升降装置22和升降装置33)，将加热装置21以及冷却装置固定至带材上下两侧，加热装置21中的热管距离带材的距离为5-10cm；喷射冷却气体的扁缝距带材的距离为10cm；启动图1所示的预处理设备，设定加热装置21对带材加热的目标温度为该成分第一晶化温度以上5-30℃。此处的对带材加热的目标温度也可以称为预处理温度，其是指对带材进行加热，使得带材达到的温度。第一晶化温度即开始带材析出α-Fe相纳米晶粒的温度，又称T_x1。本发明的发明人经差式扫描量热仪(differential scanning calorimeter，DSC)反复检测式Fe₈₄Si_0.5B₁₀P_3.5Cu_0.8C_1.2所示成分的第一晶化峰开始温度在403-405℃范围内波动，该波动与测试设备有关，因此将403-405℃作为该成分的第一晶化峰的开始温度″T_x1”，即第一晶化开始温度。因此本发明以下实施例预处理温度设定为408-435℃。

带材被抓取辊4圈绕进抓取卷后称之为预处理卷，采用XRD衍射法鉴定其结构组成项，并计算其形成的初始晶粒尺寸，并使用差式扫描量热仪检测其晶化放热量，根据其第一晶化峰面积计算其初始晶粒所占的体积分数。

实施例13-19、对比例5-6

由上述制备工艺中实施例3可制备出带温度为152-187℃范围内的带材，且全部为完全非晶态，以下部分采用上述实施例3的工艺条件，即浇注温度为1450℃，结晶器线速度为10m/s，带材厚度为26.5μm，出带温度为171℃。验证不同预处理温度对形成初始晶粒尺寸及体积分数的影响，实验结果见下表2。

表2预处理过程中加热的目标温度对初始晶粒尺寸、体积分数的影响

由表2中数据可知，实施例13-19中随预处理温度的升高，在带材内部生成的初始晶粒尺寸逐渐增大，使用DSC检测其第一晶化峰面积逐渐减小，这是因为随着初始晶粒及体积分数的逐渐增大，在预处理过程中形成初始晶粒时已经释放了一部分结晶潜热。

上述对比例6中，设定预处理温度为400℃，DSC检测其T_x1位于404.3℃处，且第一晶化峰未减小，因此判断预处理温度过低，未形成初始晶粒，即对比例6中带材为完全非晶态。

上述对比例5中，抓取过程中出现断带现象，本发明的发明人对比后在当前工艺条件下带材韧性下降，带材中出现脆点，使用DSC检测其第一晶化峰面积，发现其内部生成的初始晶粒体积分数已达到15％，推测其同时去除了较多的内应力，带材开始脆化，因此带材韧性下降。

本说明书实施例所提供的上述工艺条件下可制备内部合有初始晶粒为3-9nm，体积分数为3％-11％的预处理卷。接下来，验证该初始晶粒晶化处理过程的作用。

以下实施例将上述预处理卷进行晶化退火处理，退火温度为T_x1以上30℃，保温时间为30min，需要注意的是，晶化退火处理过程使用常规工业退火炉，其升温速度不超过15℃/min。

使用XRD衍射法鉴定其退火后纳米晶合金带材的结构组成相并计算其α-Fe晶粒尺寸，通过SC检测其晶化放热情况。使用振动样品磁力计(vibrating sample magnetometer，VSM)检测晶化退火后纳米晶合金带材的饱和磁感应强度。使用软磁直流测试仪测试其磁滞回线，检测其矫顽力，检测结果见下表3。

表3晶化退火后的性能对比表

由表3中数据可知，实施例13-19中，随初始晶粒尺寸的增大，体积分数的升高，在T_x1以上30℃进行晶化退火，保温30min后，其最终形成的α-Fe晶粒尺寸在20.5-29.9nm之间，其体积分数为35％-56％，退火后析出了α-Fe晶粒的纳米晶合金带材的饱和磁感应强度均在1.73T以上，其中实施例18可达到1.87T。

对比例5由于预处理温度440℃较高，预处理后带材开始脆化，形成的初始晶粒尺寸达12nm，初始晶粒体积分数达15％，在434℃晶化退火后，其析出的α-Fe晶粒尺寸为18.5nm，但体积分数仅占30％，经振动样品磁力计检测其退火后纳米晶带材的饱和磁感应强度仅有1.63T，矫顽力高达9.2A/m，本发明的发明人研究后发现其晶化退火处理时，在竞争长大机制中，初始晶粒占据更大优势，在加热至T_x1附近时，初始晶粒预先开始长大，造成析出的α-Fe晶粒数量少，导致整体α-Fe晶粒尺寸、分布，因而影响其最终的饱和磁感应强度仅有1.63T。

对比例6由于预处理时未有初始晶粒生成，在晶化退火处理升温至Tx1附近时，瞬间释放出大量的结晶潜热，导致整卷带材瞬间升温至570℃左右，已超过其第二晶化温度(525℃)，开始析出Fe-B相、Fe-P相，由于试样烧毁且生成大量氧化物，其软磁性能无法检测。

综合以上实验结果，本说明书实施例采用图1所示的设备进行带材进行预处理，实现了含P系纳米晶软磁合金材料的工业常规退火，其原理在于通过调节单辊快淬甩带的浇注温度为1350℃-1500℃，结晶器线速度为10-25m/s之间，控制甩带的带材出带温度为152-187℃之间，通过在线抓取技术抓取后，采用″快速预处理″的方式，以一定的预处理温度对抓取中的带材进行快速预处理，在带材自由面及贴辊面均完成一部分Cu原子的团簇并生成一部分初始晶粒，所述预处理温度为T_x1以上5-30℃(析出α-Fe相的开始温度，即第一晶化开始温度)，并通过强冷却气体对预处理后的带材进行降温，由于整个升温降温的过程在较短的时间内完成，带材淬态的内应力未完全去除，因此具有一定的韧性，带材能进行收放卷且不断。再对预处理后的带材进行晶化退火处理，退火温度为T_x1以上30℃，保温时间为30min。由于带材预处理后带材内部已完成了Cu原子的团簇，为晶化退火处理提供了更多的形核点，同时形成了尺寸为3-10nm之间的初始晶粒，所述初始晶粒的体积分数为3％-11％，上述过程的作用在于晶化退火处理析出α-Fe晶粒时，内部竞争长大机制及更多的形核点数量抑制了α-Fe晶粒的尺寸，起到了细化晶粒的技术效果。因此该成分系大尺寸铁芯(带材卷绕成为铁芯)可采用常规的工业退火制度进行退火，便可获得α-Fe晶粒尺寸为20-30nm，体积分数为35％-60％的纳米晶软磁合金。所述纳米晶软磁合金具有较好的软磁性能，其中说明书中实施例18所制备的纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度高(1.87T)、矫顽力低(3A/m以下)。

可以理解的是，在本说明书的实施例中涉及的各种数字编号仅为描述方便进行的区分，并不用来限制本说明书的实施例的范围。

Claims (6)

1.一种纳米晶软磁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：

a)，按照组分表达式Fe_aSi_bB_cP_dCu_eC_f所示的元素原子百分含量进行配料，熔炼，得到钢液；其中，78≤a≤87，0.3≤b≤1，8≤c≤18，1≤d≤4，0.8≤e≤1.5，0≤f≤1.5，a+b+c+d+e+f＝100；

b)，将所述钢液浇注到按照10-25m/s的线速度旋转的结晶器上，以在所述结晶器的表面形成初始带材；其中，所述述钢液的浇注温度为1350-1500℃；

c)，将从所述结晶器剥离下的所述初始带材，按照500-800℃/s的升温速率加热到第一温度，再瞬间降温至200℃以下，以得到预处理合金；所述第一温度处于T_x1+5℃与所述T_x1+30℃之间，所述T_x1为所述纳米晶软磁合金的第一晶化开始温度；

d)，对所述预处理合金进行晶化退火处理，得到所述纳米晶软磁合金。

2.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，在所述初始带材从所述结晶器剥离下时，所述初始带材的温度为152-187℃。

3.根据权利要求1所述的方法，其特征在于，408℃≤所述第一温度≤435℃，所述瞬间降温至200℃以下具体为瞬间降温至175.2-189.7℃。

4.根据权利要求1-3中任一项所述的方法，其特征在于，所述晶化退火处理包括：

按照第一升温速率，将所述预处理合金升温至所述T_x1+30℃，并保温30分钟，以实现晶化退火处理；其中，所述第一升温速率≤15℃/min。

5.由权利要求1-4中任一项所述的方法制备的纳米晶软磁合金。

6.一种由权利要求5所述的纳米晶软磁合金构成的变压器磁芯。

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