CN117265433B - 一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法 - Google Patents

Abstract

一种铁基非晶纳米晶合金，其构成的化学表达式为：(FeCo)_a(BSiC)_b(AgTaM)_c；其中，M为Dy或Ho稀土元素中的一种，a、b、c分别代表对应组分的原子质量百分比含量；80.1≤a≤85.4，12.1≤b≤18.9，1.5≤c≤5.3，且a+b+c＝100；其制备方法，包括以下步骤：按铁基非晶纳米晶合金的原子百分比配料，配料完成后采用感应炉将原料融化，将熔融的合金液通过双辊轧制制备非晶铸带，将所述合金带材进行退火热处理，获得铁基非晶纳米晶合金；所制备的铁基非晶纳米晶铸带的饱和磁感应强度不低于1.6 T。

Description

一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法

技术领域

本发明属于合金材料技术领域，具体涉及一种铁基非晶纳米晶合金及其制备方法

背景技术

铁基非晶纳米合金是以铁基非晶合金为前驱体，通过适当的热处理获得的新一代软磁合金。相比于铁基非晶合金，纳米晶合金的磁导率更高，矫顽力更小，高频损耗更低，从而有望在高频变压器、传感器、微型电力电子设备及开关电源等领域得到广泛应用。特别是近年来随着国家对新能源产业的不断投入，使得光伏发电、新能源汽车、无线充电等产业快速发展，10-50 kHz高频大功率电子变压器的需求与日俱增，为提高传输效率，降低能源损耗，高频低损软磁材料的开发已成为研究热点。

铁基非晶合金通过热处理后，合金结构由单一的非晶相转为非晶相和α-Fe(Co)相共存的双相结构，α-Fe(Co)晶粒的尺寸和体积分数决定了纳米晶合金的软磁性能。因此，适配的退火工艺及相关参数则至关重要。一般而言，其工艺参数包括升温速率、保温时间以及退火温度，特别是铁基非晶合金在设计过程中不可避免地添加了大量的类金属元素以提高其玻璃形成能力，工艺参数的准确控制则可以避免形成其他金属化合物，获得理想的α-Fe(Co)纳米晶粒。此外，目前退火过程中合金总是处于保护氛围或真空环境中，加热主要依靠热辐射实现，导致速率较低，晶粒尺寸控制难，不利于获得性能优异的铁基非晶纳米晶合金。

因此，针对高频大功率电子电力设备小型、低噪、高效、节能的发展需求，现有的纳米晶合金带材难以满足其对高性能软磁材料在饱和磁感应强度、高频损耗等方面的迫切需求，已逐渐成为本领域技术人员亟需解决的关键问题。

发明内容

为了克服现有技术的上述问题，本发明提供一种具有强玻璃形成能力的铁基非晶纳米晶合金，并提供了一种制备铁基非晶纳米晶合金的热处理工艺，该工艺能够促进α-Fe(Co)晶粒均匀形核并长大，有效解决了目前退火工艺易造成的晶粒尺寸粗糙且分布不均的问题，从而导致纳米晶合金软磁性能不佳。

具体的说，本发明的第一方面，是提供一种新型铁基非晶纳米晶合金，其化学表达式为如式（I）所示：

(FeCo)_a(BSiC)_b(AgTaM)_c （I）；

其中：M为Dy或Ho稀土元素中的一种；

a、b、c分别代表对应组分的原子质量百分比含量；

其中，80.1≤a≤85.4，12.1≤b≤18.9，1.5≤c≤5.3，且a+b+c＝100。

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中Fe元素含量为78.1~83.5；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中Co元素含量为0.5~7.2；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中B元素含量为5.8~11.2；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中Si元素含量为2.1~8.3；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中C元素含量为0.2~1.1；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中Ag元素含量为0.3~1.2；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中Ta元素含量为0.2~3.6；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中M元素含量为0.1~0.8；

优选的，本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中O元素含量≤10 ppm。

本发明的原子表达式为(FeCo)_a(BSiC)_b(AgTaM)_c的铁基非晶纳米晶合金，其中适量Co元素替代Fe元素提高了合金的磁导率和饱和磁感；B、Si、C元素的添加提高了合金的玻璃形成能力，促进了非晶前驱体的形成；Ta元素的添加不仅能够提高合金的玻璃形成能力，而且Ta原子大的原子半径能够防止急冷过程中Ag团簇聚集引起的晶化行为，并且在退火过程中有效抑制α-Fe(Co)晶粒的过度长大，形成均匀细小的纳米晶结构；M为Dy或Ho稀土元素中的一种，M元素具有极强的氧亲和能力，能够净化熔体，降低O含量，从而提高合金的玻璃形成能力；此外，Dy或Ho元素的氧化物是目前已知最强的顺磁物质，纳米级氧化物的形成不仅有助于合金的磁性能，并且能为α-Fe(Co)晶粒的析出提供形核质点，进一步提升合金的饱和磁感应强度。

本发明的第二方面，是提供本发明的第一方面所述的铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括以下步骤：

按铁基非晶纳米晶合金的原子质量百分比配料，首先通过真空感应熔炼炉在保护氛围中将原料融化，再通过双辊轧制工艺制备厚规格铁基非晶前驱体，随后对非晶母合金进行退火热处理，最后获得铁基非晶纳米晶合金。

本发明中铸带宽度10~30 mm，厚度150~300 μm。

在本发明的制备方法中，退火工艺主要包括升温、一阶段退火、二阶段退火、三阶段退火、降温冷却五个阶段，具体为：

所述升温阶段具体为：将所述非晶前驱体以阶梯式升温程序加热至T ₁温度；

所述一阶段退火阶段具体为：将经过升温阶段的合金带材在一阶段退火温度T ₁保温时间t ₁。

所述二阶段退火阶段具体为：将经过一阶段退火的合金带材升温至T ₂温度，保温时间t ₂。

所述三阶段退火阶段具体为：将经过二阶段退火的合金带材升温至T ₃温度，保温时间t ₃，并且在保温过程中施加拉应力和磁场，所述拉应力大小为5~40 N，所述磁场大小为500~900 Gs，磁场和拉应力方向与非晶铸带宽度方向垂直，待保温结束后撤去磁场和拉应力。

所述的一阶段退火、二阶段退火和三阶段退火的升温速率分别为r ₁、r ₂和r ₃。

所述的降温冷却阶段为：将经过三阶段退火的合金带材随炉冷却至室温后取出。

其中，一阶段退火目的是消除合金带材中的残余应力，一阶段退火温度T ₁处于居里温度和初始相结晶温度之间；二阶段退火目的是形成非晶和α-Fe(Co)纳米晶粒的双相结构，二阶段退火温度T ₂处于初始相结晶温度和初始相结晶峰温度之间；三阶段应力-磁场退火目的是消除二阶段退火结晶过程中形成的感生应力和各向异性，调节纳米晶合金磁畴结构，进一步降低矫顽力，三阶段退火温度T ₃处于居里温度和玻璃转变温度之间。

另一方面，为彻底消除非晶带材中的内应力，一阶段升温速率r ₁为5~10 ℃/min，保温时间t ₁为30~60 min；二阶段退火阶段为获得理想的α-Fe(Co)晶体结构，二阶段升温速率r ₂为100~600 ℃/min，保温时间t ₂为10~30 min；三阶段升温速率r ₃为-(0.1~20) ℃/min，保温时间t ₃为60~90 min。

优选的，一阶段退火温度为240~450 ℃，二阶段退火温度为460~500 ℃，三阶段退火温度为240~390 ℃。

优选的，本发明中非晶铸带的加热方式采用接触式，升温速率更高，且温度控制更加准确。采用液压式可移动固定装置将铸带长度方向的两端固定，电阻加热过程中通过电流调节控制升温速率，并在铸带两端和中间位置分别固定热电偶，实时检测铸带温度。三阶段退火过程中通过调节液压式固定装置的位移对铸带施加拉应力。

优选的，本发明中通过两个固定的磁极为退火铸带提供磁场。磁极由两根缠绕导线的圆柱形导体构成，平行放置于铸带的上下表面，通过调节输入电流控制磁场大小。

在本发明的制备方法中，铁基非晶纳米晶合金的热处理过程采用两金属板与试样两端直接接触，加热方式由常规热处理的辐射传热转为热传导，大幅提高了传热效率和升温速度，缩短了加工时间，实现了纳米晶粒的均匀析出。通过金属板施加的拉应力和样品上下面磁极形成的磁场有效调整了纳米晶合金的磁畴结构，释放了结晶过程中形成的内应力，进一步提高了非晶纳米晶带材的饱和磁感应强度，降低损耗。

附图说明

图1为实施例1~3对应的XRD图；

图2为实施例1~3对应的DSC图；

图3为实施例1~3晶化退火后对应的XRD图；

图4为实施例1晶化退火前后的磁滞回线。

本发明具有如下的有益效果：

1.在合金成分上，本发明中加入了适量的钴元素，不仅提高了合金成分的玻璃形成能力，并且铁钴元素间更强的铁磁交互作用强度同时提高了合金的磁感应强度；Dy、Ho稀土元素的添加降低了合金中杂质元素含量，提高了熔体洁净度，并且其强顺磁性的氧化物也有利于合金中α-Fe(Co)晶粒的析出，从而获得了高饱和磁感应强度的(FeCo)_80.1~85.4(BSiC)_12.1~18.9(AgTaM)_1.5~5.3非晶纳米晶母合金。银、钽元素的添加将合金的结晶过程分为两个阶段，扩大了两结晶峰间的温度差，为晶化退火提供了宽阔的工艺窗口，有利于退火组织的调节和控制。合金成分中铁磁性元素的原子质量百分比达到85.4%，质量百分比达到94%，双辊轧制制备的非晶铸带通过晶化退火后可获得晶粒尺寸小于20 nm的α-Fe(Co)相。合金中M元素的添加会形成强顺磁性的纳米氧化物，并促进α-Fe(Co)晶粒形核，提升了合金的饱和磁感应强度。

2.在制备方法上，本发明中采用多阶段快速退火有效消除了非晶母带材中的应力残留，二阶段退火过程中的大升温速率和短保温时间有利于控制析出相晶粒尺寸，三阶段应力-磁场退火获得了均匀的磁畴结构，释放退火应力，退火后其饱和磁感应强度达到1.77T，远大于目前商用的铁基非晶纳米晶合金成分。本发明生产的(FeCo)_80.1~85.4(BSiC)_12.1~18.9(AgTaM)_1.5~5.3合金非晶形成能力更强，饱和磁感应强度更高，更加契合电力电子器件小型化、高效化的发展趋势。

具体实施方式

本为了进一步理解本发明，结合以下具体实施例对本发明中的铁基非晶纳米晶软磁合金及其退火工艺进行说明，这些实施例仅限用于说明本发明的特征和优点，并不是对本发明权利要求的限制。

在下述实施例中，所用的原料为商品工业纯产品，采用设备为本领域公知设备。

本发明所述的铁基非晶纳米晶合金中铁磁性元素的原子质量百分比为80~86%，其中铁元素原子质量百分比为78.1~83.5%；所述钴元素原子质量百分比为0.5~7.2%。在具体的实施例中，所述铁元素原子质量百分比为80.1~82.5%；所述钴元素原子质量百分比为1.2~4.7%。本发明中采用少量的钴元素替代了铁元素，提高了铁磁性元素间的交互作用强度，从而提高了合金的饱和磁感应强度和磁导率。

所述B元素的原子质量百分比为5.8~11.2%；所述Si元素的原子质量百分比为2.1~8.3%；所述C元素的原子质量百分比为0.2~1.1%。在具体的实施例中，所述B元素的原子质量百分比为7.3~9.7%；所述Si元素的原子质量百分比为2.5~4.8%；所述C元素的原子质量百分比为0.4~0.8%。本发明中采用适量的硅、碳元素替代了硼元素，增加了合金组元间的原子尺寸错配度，提高了合金的玻璃形成能力，并且提高了合金带材的磁导率，降低了矫顽力。

所述Ag元素原子质量百分比为0.3~1.2%；所述Ta元素原子质量百分比为0.2~3.6%；所述M元素原子质量百分比为0.1~0.8%。在具体的实施例中，所述Ag元素原子质量百分比为0.3~0.8%；所述Ta元素原子质量百分比为0.2~2.3%；所述M元素原子质量百分比为0.1~0.5%，本发明中适量的Ag元素添加为纳米晶晶粒的形核提供了质点，促进了纳米晶粒的均匀分布，提高非晶纳米晶合金的饱和磁感应强度；Ta元素的添加不仅提高了铁基非晶前驱体的玻璃形成能力，并且能够抑制α-Fe(Co)晶粒快速长大，促进α-Fe(Co)晶粒均匀分布，热处理后形成理想的晶体结构；M元素的添加不仅增加了熔体洁净度，提高了合金的玻璃形成能力，并且强顺磁性的氧化物可以提高退火合金磁性能，并为纳米晶粒的析出提供了形核位点。

具体的，本发明提供的铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括如下步骤：

步骤1，按照式(FeCo)_a(BSiC)_b(AgTaM)_c进行配料，合金原材料及纯度分别为工业纯铁（99.6 wt%），钴片（99.6 wt%），银箔（99.9 wt%），钽粒（99.5 wt%），硅片（99.9 wt%），硼铁（19.86 wt%）和石墨（99.9 wt%），M为工业级纯金属单质，纯度≥99.4 wt%。

步骤2，将步骤1中配好的合金料放入真空电弧熔炉中，封闭炉体，首先通过真空泵将真空度抽至5 Pa，随后打开分子泵，真空度进一步抽至6×10^-3Pa以下，关闭分子泵，充入高纯氩气（99.99%），避免熔炼过程中发生氧化，待压强达到60 Pa时停止充气。调整电极位置，引弧后调整电流，彻底熔化合金原料，反复熔炼3~5次后，打开电磁搅拌，再次熔炼2~3次，获得化学成分均匀分布的母合金锭。

步骤3，将步骤2中的母合金锭破碎、清洗、干燥后放入底部开孔的石英试管中，将试管置于感应线圈中间位置，试管位于两反向旋转的水冷铜辊表面相切的位置，距离铜辊表面距离为3~5 cm，将设备抽真空，待真空度抽至6×10^-3Pa以下后，注入高纯氩气（99.99%）避免氧化。打开水冷铜辊，辊轮转速设置为2 m/s，启动感应线圈，调整电流，待合金锭完全融化后，向石英试管中通入氩气，形成压差，将熔融合金通过试管底部狭缝喷射到两水冷铜辊之间，制备铁基非晶铸带。

步骤4，将步骤3中制备的铁基非晶带材进行退火热处理，获得稳定的非晶相和α-Fe(Co)相构成的双相结构。

本发明的步骤4中，退火工艺主要包括升温、一阶段退火、二阶段退火、三阶段退火、降温冷却五个阶段，具体为：

所述升温阶段具体为：将所述非晶前驱体以阶梯式升温程序加热至T ₁温度；

所述一阶段退火阶段具体为：将经过升温阶段的合金带材在一阶段退火温度T ₁保温时间t ₁。

所述二阶段退火阶段具体为：将经过一阶段退火的合金带材升温至T ₂温度，保温时间t ₂。

所述三阶段退火阶段具体为：将经过二阶段退火的合金带材升温至T ₃温度，保温时间t ₃，并且在保温开始后施加磁场和应力，其磁场大小为B，拉应力大小为F，磁场和拉应力方向与带材宽度方向垂直，待保温结束后退去磁场和应力。

所述的一阶段退火、二阶段退火和三阶段退火的升温速率分别为r ₁、r ₂和r ₃。

所述的降温冷却阶段为：将经过三阶段退火的合金带材随炉冷却至室温后取出。

所述的一阶段、二阶段和三阶段退火过程中的加热方式采用接触式，升温速率更高，且温度控制更加准确。采用液压式可移动固定装置将铸带长度方向的两端固定，电阻加热过程中通过电流调节控制升温速率，并在铸带两端和中间位置分别固定热电偶，实时监测铸带温度，铸带温度的均匀化控制有利于内应力的彻底消除，避免局部的应力残留或集中，导致铸带脆性，同时也可促进α-Fe(Co)晶粒的均匀析出，细化晶粒尺寸，降低晶粒尺寸变异系数。

所述的三阶段退火过程中在液压式可移动固定装置固定铸带两端后，通过控制固定装置位移对铸带施加拉应力。

优选的，本发明中通过两个固定的磁极为退火铸带提供磁场。磁极由两根缠绕导线的圆柱形导体构成，平行分布于铸带的上下表面，通过调节输入电流控制磁场大小。

其中，一阶段退火目的是消除合金带材中的残余应力，一阶段退火温度T ₁处于居里温度和初始相结晶温度之间；二阶段退火目的是形成非晶和α-Fe(Co)纳米晶粒的双相结构，二阶段退火温度T ₂处于初始相结晶温度和初始相结晶峰温度之间；三阶段应力-磁场退火目的是调节纳米晶合金磁畴结构，提高磁导率，三阶段退火温度T ₃处于居里温度和玻璃转变温度之间。

所述一阶段的升温速率r ₁为5~10 ℃/min，保温时间t ₁为30~60 min。一阶段退火过程中要求铸带受热均匀，缓慢升温，较小的升温速率和长的保温时间有助于非晶态结构发生完整的结构弛豫，促进原子发生长程迁移和有序排列，彻底释放内应力改善合金软磁性能。优选的，一阶段升温速率r ₁为5~7 ℃/min，保温时间t ₁为40~50 min.

所述二阶段升温速率r ₂为100~600 ℃/min，保温时间t ₂为10~30 min。二阶段退火过程中大的升温速率缩短了铸带升温时间，避免二阶段退火前期形成的Ag团簇因长时间保温发生聚集长大，减少了α-Fe(Co)晶粒的形核质点，导致结晶相体积分数降低，晶粒尺寸增加。短的保温时间则有助于在二阶段退火铸带的非晶基体上形成均匀细小的晶体结构，避免了长时间保温引起的晶粒长大、应力集中以及退火脆性问题。优选的，二阶段升温速率r ₂为300~600 ℃/min，保温时间t ₂为10~20 min。

所述三阶段升温速率r ₃为-(0.1~20) ℃/min，纵向磁场B为500~900 Gs，拉应力F为5~40 N，保温时间t ₃为60~90 min。二阶段退火结束后，铸带温度最高，过快的冷却速度回导致二阶段退火铸带中的热应力集中，铸带表面局部区域形成裂纹，铸带性能急剧恶化。但冷速过慢会导致铸带温度过高，延长二阶段退火时间，导致α-Fe(Co)晶粒异常长大，恶化退火铸带磁性能。纵向磁场和拉应力的施加一方面释放了二阶段退火结晶过程在铸带中形成的结晶应力，另一方面细化了退火铸带在长度方向的磁畴结构，进一步降低了退火铸带的矫顽力。但一旦磁场和拉应力过大，会导致退火铸带中形成严重的剩磁或新的应力，恶化铸带性能。优选的，三阶段升温速率r ₃为-(10~13) ℃/min，纵向磁场B为600~800 Gs，拉应力F为15~30 N，保温时间t ₃为65~80 min。

在上述的升温和一阶段退火过程中，首先使用液压可移动装置固定非晶铸带，将热处理炉真空度抽至3×10^-2Pa，随后在炉腔内注入高纯氩气（99.99%），启动热处理炉的加热模块，通过预设的阶梯式升温程序加热合金带材：将所述铁基非晶带材以一阶段升温速率r ₁加热至一阶段退火温度T ₁，恒温t ₁min；随后启动二阶段升温程序：将一阶段退火的合金带材以二阶段升温速率r ₂加热至二阶段退火温度T ₂，恒温t ₂min；将二阶段退火合金带材以三阶段升温速率r ₃升高至三阶段退火温度T ₃，同时施加纵向磁场和拉应力，恒温t ₃min；三阶段退火结束后，关闭加热模块，铁基非晶纳米晶带材随炉冷至室温。

本发明对上述热处理工艺中的退火参数进行了严格控制，在初始相结晶温度和次级相结晶温度之间退火，特别是靠近初级相结晶峰温度附近退火容易获得理想的非晶/纳米晶复合结构。相比于现有的铁基非晶纳米晶合金制备工艺，该工艺中实现了铁基非晶纳米晶合金在退火过程中温度的精确控制，解决了铁基纳米晶非晶带材尺寸规格小、纳米晶晶粒分布不均、晶体粒度变异系数大、局部应力集中以及饱和磁感应强度低的问题，

在具体实施案例中，上述热处理工艺中的一阶段退火温度为居里温度和初始相结晶温度之间，所述的二阶段退火温度为初始相结晶温度和初始相结晶峰温度之间，所述的三阶段退火温度为居里温度和玻璃转变温度之间；所述的一阶段退火升温速率为5~7 ℃/min，所述的二阶段退火升温速率为300~600 ℃/min，所述的三阶段退火升温速率为-(10~13) ℃/min；所述的一阶段退火保温时间为40~50 min，所述的二阶段退火保温时间为10~20 min，所述的三阶段退火保温时间为65~80 min；所述的三阶段退火外加磁场为600~800Gs，所述的拉应力为15~30 N。

在合金成分上，本发明中加入了适量的钴元素，不仅提高了合金成分的玻璃形成能力，并且铁钴元素间更强的铁磁交互作用强度同时提高了合金的磁感应强度，获得了高饱和磁感应强度的(FeCo)_80.1~85.4(BSiC)_12.1~18.9(AgTaM)_1.5~5.3非晶母合金薄带材。银、钽元素的添加将合金的结晶过程分为两个阶段，扩大了两结晶峰间的温度差，为晶化退火提供了宽阔的工艺窗口，有利于退火组织的调节和控制。合金成分中铁磁性元素的原子质量百分比达到85.4%，质量百分比达到94%，双辊轧制制备的非晶铸带通过晶化退火后可获得晶粒尺寸小于20 nm的α-Fe(Co)相。合金中M元素的添加会形成强顺磁性的纳米氧化物，并促进α-Fe(Co)晶粒形核，进一步提升了合金的饱和磁感应强度。采用多阶段快速退火有效消除了非晶母带材中的应力残留，二阶段退火过程中的大升温速率和短保温时间有利于控制析出相晶粒尺寸，三阶段应力-磁场退火获得了均匀的磁畴结构，释放退火应力，退火后其饱和磁感应强度达到1.77 T，远大于目前商用的铁基非晶纳米晶合金成分。本发明设计的(FeCo)_80.1~85.4(BSiC)_12.1~18.9(AgTaM)_1.5~5.3合金体系，非晶形成能力更强，饱和磁感应强度更高，更加契合电力电子器件小型化、高效化的发展趋势。

下面举出具体的实施例。

实施例1：合金成分为Fe_83.1Co_2.1B_7.5Si_4.3C_0.8Ag_0.5Ta_1.3Ho_0.4的制备

按上述合金成分进行配料，采用真空电弧熔炼炉熔炼，获得母合金锭；

采用双辊轧制设备将上述的母合金锭制备成宽20 mm，厚度240 μm的合金薄带材；

采用XRD表征上述制备薄带材的结构特征，XRD扫描角度为30~90 °，扫描速度为2°/min。随后再采用DSC测试合金薄带的热力学特征，测试温度为200~800 ℃，升温速率为20℃/min，确定其初始相结晶起始温度和结晶峰温度分别为481和500 ℃，次级相结晶起始温度和结晶峰温度分别为578和587 ℃。XRD结果如图1所示，从图中可以看出其结果中只存在一个宽阔的漫散射峰，证明合金母带材为完全非晶态结构。DSC结果如图2所示，DSC图谱中两个明显的放热峰证明其结晶过程分为两个阶段，其初始相结晶起始温度和结晶峰温度分别为481和500 ℃，次级相结晶起始温度和结晶峰温度分别为578和587 ℃，两者间较大的温度差为退火热处理提供了良好的工艺条件。

一阶段退火温度为430 ℃，一阶段退火升温速率为6 ℃/min，保温时间为50 min；

二阶段退火温度为490 ℃，二阶段退火升温速率为600 ℃/min，保温时间为10min；

三阶段退火温度为350 ℃，三阶段退火升温速率为-10 ℃/min，保温时间为70min，保温过程中施加的磁场为750 Gs，拉应力大小为20 N，保温结束后撤去磁场和应力。

采用XRD表征上述三阶段退火薄带的结构特征，XRD扫描角度为30~90 °，扫描速度为2 °/min，表征结果如图3所示，除漫散射峰外，退火合金中出现了明显的α-Fe(Co)相结晶衍射峰，根据谢乐公式计算获得析出相晶粒尺寸为17.4 nm。

采用VSM测试了上述退火热处理前后合金薄带的软磁性能，测试中施加的最大场强为800 A/m，测试结果如图4所示，由图4可以看出，退火薄带的饱和磁感应强度由1.54 T升高至1.77 T。

实施例2：合金成分为Fe₈₀Co_4.1B_7.9Si_5.1C_0.8Ag_0.5Ta_1.3Ho_0.3的制备

实施例2的制备方法参照实施例1的制备方法，其区别在于：合金成分为Fe₈₀Co_{4. 1}B_7.9Si_5.1C_0.8Ag_0.5Ta_1.3Ho_0.3，铸带宽22 mm，厚度217 μm。采用DSC测试获得的初始相结晶起始温度和结晶峰温度分别为475和480 ℃，次级相结晶起始温度和结晶峰温度分别为568和575 ℃。

一阶段退火温度为420 ℃，一阶段退火升温速率为7 ℃/min，保温时间为50 min；

二阶段退火温度为480 ℃，二阶段退火升温速率为600 ℃/min，保温时间为10min；

三阶段退火温度为340 ℃，三阶段退火升温速率为-10 ℃/min，保温时间为70min，保温过程中施加的磁场为750 Gs，拉应力大小为20 N，保温结束后撤去磁场和应力。

采用XRD表征上述三阶段退火薄带的结构特征，XRD扫描角度为30~90 °，扫描速度为2 °/min，表征结果如图3所示，根据谢乐公式计算获得析出相晶粒尺寸为17.7 nm。

采用VSM测试了上述退火热处理前后合金薄带的软磁性能，测试中施加的最大场强为800 A/m，退火薄带的饱和磁感应强度由1.51 T升高至1.69 T。

实施例3：合金成分为Fe_77.8Co_7.1B_9.2Si_3.3C_0.7Cu_0.5Ta_0.9Ho_0.5的制备

实施例3的制备方法参照实施例1的制备方法，区别在于：合金成分为Fe_77.8Co_{7. 1}B_9.2Si_3.3C_0.7Cu_0.5Ta_0.9Ho_0.5，铸带宽24 mm，厚度233 μm采用DSC测试获得的初始相结晶起始温度和结晶峰温度分别为444和450 ℃，次级相结晶起始温度和结晶峰温度分别为553和558 ℃。

一阶段退火温度为400 ℃，一阶段退火升温速率为7 ℃/min，保温时间为50 min；

二阶段退火温度为450 ℃，二阶段退火升温速率为600 ℃/min，保温时间为10min；

三阶段退火温度为320 ℃，二阶段退火升温速率为-10 ℃/min，保温时间为70min，保温过程中施加的磁场为750 Gs，拉应力大小为20 N，保温结束后撤去磁场和应力。

采用XRD表征上述三阶段退火薄带的结构特征，XRD扫描角度为30~90 °，扫描速度为2 °/min，表征结果如图3所示，根据谢乐公式计算获得析出相晶粒尺寸为19.2 nm。

采用VSM测试了上述退火热处理前后合金薄带的软磁性能，测试中施加的最大场强为800 A/m，退火薄带的饱和磁感应强度由1.43 T升高至1.62 T。

由上述实施例的结果可以看出，由于本发明中采用多阶段快速退火有效消除了非晶母带材中的应力残留，二阶段退火过程中的大升温速率和短保温时间有利于控制析出相晶粒尺寸，三阶段应力-磁场退火获得了均匀的磁畴结构，释放退火应力，退火后其饱和磁感应强度可以达到1.77 T，其合金非晶形成能力更强，饱和磁感应强度更高，更加契合电力电子器件小型化、高效化的发展趋势。

本领域技术人员在考虑说明书及实践这里公开的公开后，将容易想到本公开的其它实施方案。本申请旨在涵盖本公开的任何变型、用途或者适应性变化，这些变型、用途或者适应性变化遵循本公开的一般性原理并包括本公开未公开的本技术领域中的公知常识或惯用技术手段。说明书和实施例仅被视为示例性的，本公开的真正范围和精神由本申请的权利要求书指出。

Claims (4)

1.一种铁基非晶纳米晶合金，其特征在于：构成的化学表达式为：(FeCo)a(BSiC)b(AgTaM)c；

其中，M 为Dy或Ho 稀土元素中的一种，a、b、c 分别代表对应组分的原子质量百分比含量；80.1≤a≤85.4，12.1≤b≤18.9，1.5≤c≤5.3，且a+b+c＝100；

Fe 元素的原子百分比含量为78.1~83.5，Co 元素的原子百分比含量为0.5~7.2，B 元素的原子百分比含量为5.8~11.2，Si 元素的原子百分比含量为2.1~8.3，C 元素的原子百分比含量为0.2~1.1，Ag 元素的原子百分比含量为0.3~1.2，Ta 元素的原子百分比含量为0.2~3.6，M 元素的原子百分比含量为0.1~0.8；

所述的铁基非晶纳米晶合金的制备方法，包括以下步骤：按铁基非晶纳米晶合金的原子百分比配料，配料完成后采用感应炉将原料融化，将熔融的合金液通过双辊轧制制备非晶铸带，将所述合金带材进行退火热处理，获得铁基非晶纳米晶合金；所述的退火热处理，包括：升温、一阶段退火、二阶段退火、三阶段退火、降温冷却五个阶段：

所述升温阶段为：将所述非晶前驱体以阶梯式升温程序加热至T1 温度；

所述一阶段退火阶段为：将经过升温阶段的合金带在一阶段退火温度T1 保温时间t1；

所述二阶段退火阶段为：将经过一阶段退火的合金带材升温至T2 温度，保温时间t2；

所述三阶段退火阶段为：将经过二阶段退火的合金带材降温至T3 温度，保温时间t3；

所述的降温冷却阶段为：将经过三阶段退火的合金带材随炉冷却至室温后取出；

所述一阶段退火温度为240~450 ℃，升温速率为5~10 ℃/min，保温时间为30~60 min；

所述二阶段退火温度为460~500 ℃，升温速率为100~600 ℃/min，保温时间为10~30min；

所述三阶段退火温度为240~390 ℃，升温速率为-(0.1~20) ℃/min，保温时间为60~90min；

所述三阶段退火过程中施加与带材宽度方向垂直的拉应力和磁场，拉应力大小5~40N，磁场大小为500~900Gs。

2. 如权利要求1 所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于：合金中氧含量低于10ppm。

3. 如权利要求1 所述的铁基非晶纳米晶合金，其特征在于：为合金带材，带材宽度≥20mm，厚度≥200 μm。

4. 一种含权利要求1-3中任一项所述的铁基非晶纳米晶合金的铸带，其特征在于：其饱和磁感应强度不低于1.6 T。