CN114250426A - 一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明提供了一种如式Fe_{(100‑a‑b‑c‑d‑e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e所述的铁基非晶纳米晶合金，其中d+(b/c)＝0.85～1.3，黏度系数η为(3.0～8.0)*10^‑3Pa/s；本申请还提供了铁基非晶纳米晶合金的制备方法。本申请通过上述合金元素含量的变化，调控动力黏度系数η，从而保证钢水黏度的控制范围，使得钢水具有较高的纯度，以此保证了铸造的延续性及带材的表面质量。

Description

一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法

技术领域

本发明涉及磁性材料技术领域，尤其涉及一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法。

背景技术

目前作为变压器、电动机或发电机的磁芯、电流传感器、磁传感器及脉冲功率磁性部件等所用的软磁性材料，包括硅钢、铁氧体、非晶合金以及纳米晶合金；其中硅钢廉价且磁通密度高，可加工性较强，但是在高频下损耗变大，难以在厚度方向上将硅钢片做薄。铁氧体饱和磁通密度较低，在高功率、高饱和磁感强度条件下使用受限。Co基非晶合金不仅价格较高，而且饱和磁通密度也较低，因此当高功率器件使用时，部件会放大，且自身热力学不稳定，使用过程中损耗变大。

铁基非晶合金在饱和磁通密度以及高功率下损耗等兼具优势，是最理想的磁性材料，因而开发具有高饱和磁感应强度的非晶铁磁合金具有紧迫性。目前，制备该材料的主要途径是增加基于铁基非晶中Fe的含量，然而随着铁含量的增加合金的热稳定性降低，为了缓解该问题，通过添加Sn、S、C、P等元素。在美国专利No.6416.879中通过在非晶Fe-Si-B-C-P体系中添加P，以增加Fe含量来增大饱和磁感应强度，然而该专利同样披露了因为P元素的添加，导致长期的热稳定降低，因此，上述专利中该非晶合金尚未通过从它们的熔融状态进行铸造而制造出来。在日本公开专利No.2009052064中提导高饱和磁感应强度非晶合金带材，是通过添加Cr、Mn来控制C的沉淀层高度，因而该带材表现出高的热稳定性，美国专利No.7425239中提到在Fe-Si-B-C中以一定水平的Si：C的比率进行选择，从而实现了除了高延展性之外的磁特性。然而，上述专利制备的带材显示表面有很多的缺陷，比如开裂线，渣线，刮痕，夹杂等(如图1、2所示)。

发明内容

本发明解决的技术问题在于提供一种铁基非晶纳米晶合金，本申请提供的铁基非晶纳米晶合金钢液纯净度高，可有效改善带材表面的缺陷，有效的提高叠片系数，可获得性能优良的产品。

有鉴于此，本申请提供了一种如式(Ⅰ)所示的铁基非晶纳米晶合金，

Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e (Ⅰ)；

其中，a、b、c、d、e分别表示对应组分的原子百分含量，1≤a≤12，0.2≤b≤6，2≤c≤6，0.5≤d≤4，0.6≤e≤2，a+b+c+d+e＝100；且d+(b/c)＝0.85～1.3。

优选的，5≤a≤12，0.8≤b≤6，2≤c≤5，0.5≤d≤3，0.6≤e≤1.3。

优选的，8≤a≤12，0.8≤b≤1.5，3≤c≤5，0.7≤d≤1.2，0.6≤e≤1.3。

优选的，Fe的原子百分含量≥83。

优选的，所述铁基非晶纳米晶合金中的杂质元素Al≤50ppm，Mn≤100ppm，Ti≤80ppm。

优选的，所述铁基非晶纳米晶合金的黏度系数η为(3.0～8.0)*10^-3Pa/s。

优选的，d+(b/c)＝0.86～1.2，黏度系数η为(4.1～6.9)*10^-3Pa/s。

优选的，所述铁基非晶纳米晶合金中N＜100，M＜200；所述N为渣线发生的频次，铁基非晶纳米晶合金带材的宽度为80～122mm，连续1米内渣线发生的频次N＝m*L，m为渣线的条数，L为渣线的长度，mm；M为单位面积3mm*3mm内杂质的频次，M＝n*h，n为杂质的数量，h为杂质的高度，μm。

本申请还提供了铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括以下步骤：

将原料按照成分配比配料，将各原料熔化后镇静，再进行单辊快淬。

优选的，所述镇静的时间为30～50min。

本申请提供了一种如式Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e所述的铁基非晶纳米晶合金，其中d+(b/c)＝0.85～1.3；本申请通过上述合金元素含量的变化，从而保证钢水黏度的控制范围，使得钢水具有较高的纯度，以此保证了铸造的延续性及带材的表面质量。

附图说明

图1为现有技术制备的铁基非晶纳米晶合金的渣线缺陷照片；

图2为现有技术制备的铁基非晶纳米晶合金的夹杂缺陷照片；

图3为1873K钢水中元素对铁液粘度的影响曲线图；

图4为表面缺陷凸起照片和尺寸标定示意图；

图5为本申请制备的铁基非晶纳米晶合金的工艺流程示意图。

具体实施方式

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述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。

基于以上，本发明主要针对含P体系钢水难以通过铸造而制造出来进行说明，通过研究证明，该含P系铁基非晶合金难以铸造成型的原因是P含量的增加，为了保证高饱和磁感应强度导致钢水中高熔点氧化物元素Si的含量降低，因而钢水中低熔点氧化物含量增加，与钢水难以分离，导致铸造过程中氧化物以渣的形式随钢水排出，因此难以铸造成型。

鉴于此，本发明针对含P系成分热稳定性差问题导致带材表面缺陷的问题进行改善，经过验证控制的手段为控制参数η即钢水动力黏度，从而调控钢水流动性，渣粘度等获得极具钢水纯净度的的液体，从而从源头抑制了带材表面缺陷的产生几率。通过η控制可以保证铸造时间的延长，该缺陷的产生发生在铸造开始的初期，且会随着时间的延长一直延续，当缺陷足够放大之后，会在缺陷的位置产生裂纹，裂纹由萌生-长大-断裂的过程，导致铸造停止；还可以使铸造前30分钟产生缺陷的概率减少70％，缺陷产生的时间推迟到1h之后，从而有效的提高带材的合格率。

综上，通过两方面的改善获得了可以铸造成型的高饱和磁感应强度的带材，并且可以有效的改善带材表面的缺陷，获得优良的非晶带材，从而在应用阶段铁芯、变压器等等产品的制作过程中，有效的提高叠片系数，获得性能更加优良的产品。

鉴于上述说明，本申请提供了一种如式(Ⅰ)所示的铁基非晶纳米晶合金，

Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e (Ⅰ)；

其中，a、b、c、d、e分别表示对应组分的原子百分含量，1≤a≤12，0.2≤b≤6，2≤c≤6，0.5≤d≤4，0.6≤e≤2，a+b+c+d+e＝100；且d+(b/c)＝0.85～1.3。

其中，Fe为铁磁性元素，为了保证高饱和磁感应强度(Bs，本申请中Bs≥1.75T)，Fe的原子百分比保证大于83％，即(100-a-b-c-d-e)≥83，Fe作为必备元素可以提高饱和磁感应强度和降低材料成本，若Fe含量低于78at％，则不能获得期望的饱和磁感应强度；若Fe含量高于86at％时，急冷法制备很难形成非晶相，会形成粗大α-Fe晶粒；这样便不能获得均匀的纳米晶结构，导致软磁性能下降。

Si可以抑制晶化后纳米晶结构中Fe和B的化合物析出，从而稳定纳米晶结构。在本申请中，Si的含量为0.2～6％；Si含量大于8％时，饱和磁感应强度和非晶形成能力会下降，导致软磁性能恶化；特别指出，Si含量在0.8％以上时，会改善非晶形成能力，可以稳定连续生产薄带；在钢水冶炼的过程中，Si作为高熔点氧化物形成元素，Si的主要作用为：形成高熔点渣，钢渣分离性较好，能够包裹低熔点氧化物一块上浮，促进钢水的纯净度，另外可以在钢水的表面形成一层致密的氧化膜，隔绝钢水与空气的接触，使低熔点氧化物形成动力学条件降低。作为优选方案，所述Si的含量为0.8～6％，更优选的，Si的含量为0.8～1.5％。

B作为必备元素可以提高非晶形成能力。若B含量低于5％时，急冷法制备很难形成非晶相；若B含量高于12％时，不利于获得均匀的纳米晶结构，导致软磁性能下降。本申请中，B的含量为1～12％，作为优选方案，B的含量为5～12％，更优选的，B的含量为8～12％。

P作为必备元素可以提高非晶形成能力。若P含量低于1％，急冷法制备很难形成非晶相；若P含量高于8％，饱和磁感应强度下降，软磁性能恶化。本申请中，P的含量为2～6％，P含量在2～5％时，可以提高非晶形成能力；更具体的，P的含量为3～5％。

其中B和P元素都为低熔点氧化物形成元素，钢渣分离效果差，在冶炼的过程中生成越少的B₂O₃及P₂O₅，则钢水的纯净度越高，黏度越低，钢水的流动性越高，对铸造的过程越有利，因此在保证性能的前提下，要通过元素配比调控钢水的黏度。

C元素可以增加非晶形成能力，而且C添加可以减少类金属的含量，降低材料成本。C含量超过5％时会引起脆化，导致软磁性能下降。特别指出，C含量在3％以下时，可以抑制由于C挥发所引起的成分偏析。在该成分体系中C可以提高钢水的活度，促进渣反应过程进行。

Cu作为必备元素，有利于纳米晶化，Cu含量低于0.6％时，不利于纳米晶化。在本申请中，Cu的含量为0.5～4％，作为优选方案，Cu的含量为0.5～3％，更具体的，Cu的含量为0.7～1.2％；Cu含量高于1.4％时，会造成非晶相的不均匀，不利于形成均匀的纳米晶结构，导致软磁性能下降。特别指出，如果考虑纳米晶合金的脆化，Cu含量要控制在1.3％以下为好。

另外Cu元素含量有利于在淬态过程中形成大量fcc-Cu团簇及bcc-(Fe)晶核，同时在热处理过程中促进bcc-(Fe)晶核析出，提高饱和磁感应强度，同时使合金在更宽的晶化温区形成晶粒尺寸小、分布均匀的纳米晶结构。对于杂质元素含量Al、Mn、Ti在钢水冷却过程中会异质形核，因此对该类元素含量由一定的控制要求：具体的讲Al≤50ppm，Mn≤100ppm，Ti≤80ppm。铁磁性元素Co、Ni均可替代一部分Fe保持高Bs的性能，Co至多可以替代15％原子百分比的Fe，Ni至多可以替代10％原子百分比的Fe。

为了解决钢水纯净度的问题，本申请通过成分设计调控元素含量，同时还进一步根据成分含量限制了其黏度系数，以通过黏度系数控制渣系的成分、渣系中成分含量配比、渣系状态、出渣时机以及出渣重量等，使钢水中难以出渣的低熔点氧化物全部析出，从而提高钢水纯净度，达到钢水铸造特性优良的目的。另外带材表面缺陷问题产生的原因是钢水中夹杂引起，同样是通过该手段控制钢水纯净度，本文中重点介绍的是如何通过元素配比建立元素含量与钢水动力黏度η之间的关系，通过元素含量的变化，调控动力黏度系数η，从而保证钢水黏度的控制范围，保证铸造的延续性及带材的表面质量。钢水的黏度和扩散、电导率等属于液体的传输性质，不仅是研究熔体结构的基础，也是冶炼最重要的性质，在流动的液体中，各层的定向运动速度并不相同，因而相邻层之间会发生相对运动，因此会产生各层之间的摩擦力从而阻止运动的延续，液体的流速因而减慢，这就是黏滞现象。钢水的动力黏度即为单位速度梯度下作用与平行液层见的单位面积的摩擦力，用η表示，单位为Pa.s，黏度的倒数为流动性：

钢水中黏度的影响因素有很多，在温度固定的前提下主要与成分元素含量有很大的关系(如图3，元素对铁液黏度的影响1873K)，一般来说，N、O、S可提高钢水的黏度，这种影响常出现在这些元素的浓度很低的情况下，例如w[O]＝0.05％时可是黏度提高30-50％，Ni、Cr、Si、Mn、P、C等则能降低黏度，但是用于脱氧或者含有这些元素的钢液受到氧化时，氧化物不能顺利浮出，则能提高黏度。

钢水的黏度是通过衰减振动黏度计测得，为保证不同成分的对比，本申请中黏度都是在同一温度1450℃进行测定。针对于含P系的非晶纳米晶合金，在钢水黏度、流动性与铸造成型等方面少有研究，本申请重点对这一方面进行相关论述。通过对η的控制，使钢水的流动性保证在一定的范围内，从而从源头抑制了带材表面缺陷的产生几率。通过该控制可以保证铸造时间的延长，该缺陷的产生发生在铸造开始的初期，且会随着时间的延长一直延续，当缺陷足够放大之后，会在缺陷的位置产生裂纹，裂纹由萌生-长大-断裂的过程，导致铸造停止。通过该控制可以使铸造前30分钟产生缺陷的概率减少70％，缺陷产生的时间推迟到1h之后，从而有效的提高带材的合格率。另外对于带材的表面质量的缺陷改善有很大程度的提高，可以明显改善表面渣线的状态，使渣线的发生频次N降低，该频次的统计为：宽度80～122mm带材，连续1米内渣线的条数m*长度L(mm)即：N＝m*L；同时带材表面渣等杂质附着的状态改善，主要通过单位面积3mm*3mm内杂质的频次M来表征，为杂质数量n*及杂质的高度h(um)来定义，即：M＝n*h(如图4所示)。在本申请中，所述铁基非晶纳米晶合金中N＜100，M＜200。

相应的带材表面的渣线、杂质等缺陷改观后，带材的叠片系数会得到很大的提高，由84％提高至89％，叠片系数的高低对产品的性能-损耗有很大的影响，高叠片系数带材产品的损耗会降低，该成分系损耗可满足50Hz，1.5T条件下铁芯Ps损耗小于0.35W/kg，励磁Ss小于0.4Va/Kg。

本申请提供了一种如式Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e所示的铁基非晶合金，其中Fe、Si和B有利于形成高饱和磁感应强度的铁基非晶合金。

母合金的熔炼：本设计的合金及其化学成分为：Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e；a、b、c、d、e分别表示对应组分的原子百分含量；1≤a≤12，0.2≤b≤6，2.0≤c≤6.0，0.5≤d≤4，0.6≤e≤1.3，a+b+c+d+e＝100。母合金所需的工业原材料为纯Fe、纯Cu、单质Si、纯C及Fe-B和Fe-P合金，原材料纯度见表1。

表1原材料及其纯度表

原材料	Fe	Cu	Si	C	B-Fe(wt％-B)	P-Fe(wt％-P)
							纯度％	99.95	99.99	99.6	99.95	17.94	24.32

将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析。镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。然后通过铜辊快淬法制备非晶合金薄带：将所述钢水在1400℃-1500℃下进行浇注，通过铜辊快淬法得到非晶纳米晶带材。在制备的过程中记录缺陷开始产生的时长作为衡量钢水质量的宏观表现，当缺陷开始产生时通过光学电镜分析渣线的特征，通过扫描电镜分析杂质凸起的特征。后将带材进行性能评价：将制备的非晶纳米晶带材卷绕成环样，环样内径为φ65mm，外径为φ70mm的样品进行热处理性能评价。

热处理后性能评价及分析，性能评价方法为：1)饱和磁感应强度的测定及矫顽力的测定，振动样品磁强计(VSM)及软磁直流测试仪测量退火态合金带材的饱和磁化强度Bs及矫顽力；该设备是基于电磁感应的原理获得样品磁矩随外磁场变化的曲线关系，测试磁场的范围为：-10000至10000Oe；在测试之前，利用制备好的Ni标对设备进行校准，后将需测试的磁性样品碾碎，称取0.030g左右，利用锡纸包紧，放入铜模中测量。

2)损耗功率及激磁功率的测定：使用B-H测试仪测定，通过设置样品参数(有效磁路长度，有效截面积，绕线圈数等)及测试条件(测试频率，磁场强度，最大磁通密度，最大感应电压等)输出B-H曲线，并测试出各种磁特性参数，重点关注损耗功率(Ps)、励磁功率(Ss)。

为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明提供的铁基非晶纳米晶合金进行详细说明，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。

实施例

1)黏度系数η与主元素Si元素含量之间的关系：

将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析；镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。

为确定η与元素含量，选择与渣状态强相关的元素进行分析，即主元素为Si、B、P、C四种元素，1)中主要是看Si元素与η之间的关系，以及与铸造成带相关参数之间的关系，从而判定带材性能优势下的元素含量以及黏度系数η，具体的实施元素配比如下表2所示：

表2Si元素与η及带材信息表征参数之间关系

由上表可见：在钢水冶炼的过程中，Si作为高熔点氧化物形成元素，Si的主要作用为：形成高熔点渣，钢渣分离性较好，能够包裹低熔点氧化物一块上浮，促进钢水的纯净度，另外可以在钢水的表面形成一层致密的氧化膜，隔绝钢水与空气的接触，使低熔点氧化物形成动力学条件降低。当Si含量较低时钢水黏度系数明显增加，原因是形成高熔点氧化物较少无法上浮，在钢水中钢渣分离效果差，导致钢水黏度增加，铸造过程中随钢水同时流出，在带材表面造成缺陷，划痕，渣沉积在带材表面形成杂质夹渣，两方面共同影响带材的叠片系数，从而导致热处理后环样的性能降低。根据上表优选Si的范围为0.8～1.5％，在该成分范围内黏度系数的范围为：5.3～6.9，铸造缺陷产生的时间均大于50min，渣线的范围在80～120；M的范围在15-100之间，由于Si含量的偏低，对比例1～3中Fe含量相当较高，Bs有优势，但是渣状态较多，当Si含量高时，渣状态整体有优势，但是Bs由于Fe含量的偏低导致偏低，低于1.75T不能满足要求。

2)黏度系数η与主元素B元素含量之间的关系：

将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析；镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。

为确定η与元素含量，选择与渣状态强相关的元素进行分析，即主元素为Si、B、P、C四种元素，2)中主要是看B元素与η之间的关系，以及与铸造成带相关参数之间的关系，从而判定带材性能优势下的元素含量以及黏度系数η，具体的实施元素配比如下表3所示：

表3B元素与η及带材信息表征参数之间关系

由表3可见：B元素在钢水冶炼过程中生成的渣为B₂O₃，为低熔点的氧化物，其实在实验过程中发现，B元素的含量对钢水的黏度系数并无较大的影响，B元素由0～15％原子百分比含量时黏度系数较为稳定在5～7％之间，结合铸造缺陷产生时间以及Bs等性能指标，当B含量低于8％时，该体系的非晶形成能力会降低，带材非晶度降低，同样叠片系数下，带材的Ps及Ss性能下降，当B含量高于12％时，Fe含量降低进而Bs降低，低于1.75T。综合以上信息将B含量最终限定在8～12％。

3)黏度系数η与主元素P元素含量之间的关系：

将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析；镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。

为确定η与元素含量，选择与渣状态强相关的元素进行分析，即主元素为Si、B、P、C四种元素，3)中主要是看P元素与η之间的关系，以及与铸造成带相关参数之间的关系，从而判定带材性能优势下的元素含量以及黏度系数η，具体的实施元素配比如下表4所示：

表4P元素与η及带材信息表征参数之间关系

由表4可见：P作为低熔点氧化物生产元素，对钢水的黏度即流动特性有至关重要的影响，而且研究发现在该成分体系中P元素对于非晶形成能力的作用强烈，P元素的提高可以明显的提高非晶形成能力。当P元素低时，非晶形成能力低带材致密度较差，导致带材叠片系数较低；带材的致密度低并且导致在铸造过程中夹杂，渣线等缺陷明显，铸造产生缺陷的时间较早，带材整体的质量较差；随着P含量提高3～5％时，非晶形成能力得到提升，致密度增加，带材的铸造缺陷时间可至60min以后，叠片系数相应提高，表面缺陷等减小，性能最优。随着P含量的进一步增加，Si元素产生的高温渣不能完全将P元素产生的低温渣裹覆，随高温差一同上浮，因此导致钢水中残余低熔点氧化物，且P含量越高，低熔点氧化物的含量越多，影响铸造成带缺陷的产生及带材的表观渣线、夹杂等，由性能及叠片可以看出，当P含量高于6％，性能开始恶化，因此将P元素的原子百分比控制在3～5％。

4)黏度系数η与主元素C元素含量之间的关系：

将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析；镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。

为确定η与元素含量，选择与渣状态强相关的元素进行分析，即主元素为Si、B、P、C四种元素，4)中主要是看C元素与η之间的关系，以及与铸造成带相关参数之间的关系，从而判定带材性能优势下的元素含量以及黏度系数η，具体的实施元素配比如下表5所示：

表5C元素与η及带材信息表征参数之间关系

由表5可见：C元素不参与钢水中渣的产生反应，C的主要作用是提高钢水中Si元素的活度，使高熔点氧化物生成更加彻底，提高钢水纯净度，降低钢水黏度，从而保证钢水流动性。由表中数据可以看出当成分系中无C元素时，钢水的黏度系数为10.2，钢水流动性较差，铸造过程中产生缺陷的时间较早，带材中渣线、杂质缺陷较多，相应叠片系数较低导致最终的性能变差。随着C元素的加入量增多，钢水质量得到明显的改善，黏度降低流动性增加，钢液中夹杂的渣等氧化物更少。因此带材的质量得到提升性能相应提高。为保证Bs值C的含量最终选定在0.7-0.9％。

5)黏度系数η与主元素C+Si/P元素含量之间的关系：

通过以上4组实验的验证，可知对黏度系数影响最大的三个元素为Si、P、C，但是三者并不是独立影响的，对于渣系的影响三者共同作用，因此验证C+Si/P与η之间的关系。将各个原材料按照质量比称重后，依次加入中频感应加热炉中进行熔化，熔化过程中通氩气作为保护气体，熔化后镇静30min保证钢水成分均匀无偏析。镇静结束后通过衰减振动黏度计测定钢液的粘度值，测定温度选择1450℃。

为确定η与元素含量，选择与渣状态强相关的元素进行分析，即主元素为Si、B、P、C四种元素，5)中主要是看主元素相互耦合与η之间的关系，以及与铸造成带相关参数之间的关系，从而判定带材性能优势下的元素含量以及黏度系数η，具体的实施元素配比如下表6所示：

表6C元素与η及带材信息表征参数之间关系

由表6可见：当C+(Si/P)在0.86～1.2之间是可以控制黏度系数在4.1～6.9，从而保证钢水在该区间内黏度系数最佳，钢水的流动性最佳，从时间t可以看出，该区间内缺陷产生的时间最长，均在60min以上带材表面的信息反馈可以看出，带材的缺陷数量N小于100，M小于200，较其他成分可以明显的改善；相应的带材的叠片系数也相应的提高至85～90之间，环样的性能Ps≤0.35W/kg，Ss≤0.4VA/kg。

以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。应当指出，对于本技术领域的普通技术人员来说，在不脱离本发明原理的前提下，还可以对本发明进行若干改进和修饰，这些改进和修饰也落入本发明权利要求的保护范围内。

对所公开的实施例的上述说明，使本领域专业技术人员能够实现或使用本发明。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。

Claims (10)

1.一种如式(Ⅰ)所示的铁基非晶纳米晶合金，

Fe_{(100-a-b-c-d-e)}B_aSi_bP_cC_dCu_e (Ⅰ)；

其中，a、b、c、d、e分别表示对应组分的原子百分含量，1≤a≤12，0.2≤b≤6，2≤c≤6，0.5≤d≤4，0.6≤e≤2，a+b+c+d+e＝100；且d+(b/c)＝0.85～1.3。

2.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，5≤a≤12，0.8≤b≤6，2≤c≤5，0.5≤d≤3，0.6≤e≤1.3。

3.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，8≤a≤12，0.8≤b≤1.5，3≤c≤5，0.7≤d≤1.2，0.6≤e≤1.3。

4.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，Fe的原子百分含量≥83。

5.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，所述铁基非晶纳米晶合金中的杂质元素Al≤50ppm，Mn≤100ppm，Ti≤80ppm。

6.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，所述铁基非晶纳米晶合金的黏度系数η为(3.0～8.0)*10^-3Pa/s。

7.根据权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，d+(b/c)＝0.86～1.2，黏度系数η为(4.1～6.9)*10^-3Pa/s。

8.根据权利要求1～6任一项所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于，所述铁基非晶纳米晶合金中N＜100，M＜200；所述N为渣线发生的频次，铁基非晶纳米晶合金带材的宽度为80～122mm，连续1米内渣线发生的频次N＝m*L，m为渣线的条数，L为渣线的长度，mm；M为单位面积3mm*3mm内杂质的频次，M＝n*h，n为杂质的数量，h为杂质的高度，μm。

9.权利要求1所述的铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括以下步骤：

将原料按照成分配比配料，将各原料熔化后镇静，再进行单辊快淬。

10.根据权利要求9所述的制备方法，其特征在于，所述镇静的时间为30～50min。

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