CN1514035A - 铁基大块非晶合金 - Google Patents

Abstract

本发明涉及一种铁基大块非晶合金材料；该材料包含体积百分比至少为50％的非晶相，该材料的结构式为：(Fe_100－XCo_X)_a－Zr_b－W_c－M_d－N_e；式中M选自类金属元素硼、碳、磷、硅、铝、硫中的至少一种，N选自可提高该材料的玻璃形成能力或磁性的金属元素中的至少一种；式中的a、b、c、d、e为原子百分数：66≤a≤75，8≤b≤10，0≤c≤4，12≤d≤16，0≤e≤5，7≤X≤10，且a+b+c+d+e＝100；该非晶合金材料具有优良的磁性能，且对原材料的纯度要求低。

Description

铁基大块非晶合金

技术领域

本发明涉及一种大块非晶合金，特别是一种铁基大块非晶合金。

背景技术

众所周知，熔融液体冷却到某一特定温度是一般会发生结晶，在结晶过程中，体系的自由能降低，并伴随着结晶放热。但是如果冷却速度足够快，以致结晶过程受到拟制而没有发生，这样就能形成非晶态。

二十世纪三十年代，Kramer首次报道了用气相沉积法获得非晶态合金(参考文献1：J.Karmer，Z.Phys.，106(1937)675)。此后，Brenner利用电沉积法制出了Ni-P，Co-P非晶态合金薄膜，并作为表面涂层用于金属表面防护(参考文献2：A.Brenner D.E.Couch and E.Killiams，JRes.Natn.Bur.Stand.，29(1950)1049)。但是真正意义上的非晶合金是Duwez在1960年采用铜辊快淬法制备出了来的AuSi系非晶条带(参考文献3：W.Klement，R.H.Wilens，and Duwez，Nature.，181(1960)869-870)。但是由于大部分合金的非晶形成能力很差，若以快冷制备需要高于10⁶K/s的冷却速率，所以制得的非晶合金在尺寸上只能是低维材料，如薄带、细丝、细粉。机械合金化也曾经是制备非晶粉末的一个方法，许多合金可以通过高能球磨来转变为非晶，随后可以把非晶粉末在过冷液相区压结成非晶块体。然而用此法制备的块体非晶合金的致密度较差，而且容易混入其它杂质。此外辐照也可以使金属非晶化，如离子注入等。值得一提的是，贵金属元素Pt和Pd的合金具有较高的非晶形成能力，如PtNiP，PdNiP，可以通过B₂O₃反复精炼，得到直径10mm的球状样品(参考文献4：H.S.Chen，Mater.Sci.Eng.，23(1976)151-154)。Kui也通过颈形石英管多级吸附杂质的方法提纯合金从而拟制非均匀形核来获得Pd基大块非晶合金(参考文献5：H.W.Kui，App.Phys.Lett.，62(1992)1224-1226)。所以，获得大块非晶合金一直是科学家们几十年来追求的目标。

直到1989年，日本的Inoue等发现了MgCuY和LaAlNi系合金具有很高的非晶形成能力(参考文献6：A.Inoue，T.Zhang，and T.Masumoto，Mater.Trans.，JIM，30(1989)965-972)，可以通过铜模铸造制备出毫米级的非晶合金，这是首次发现不含贵金属的毫米级非晶合金形成体系。随后又发现了ZrAlNi，ZrAlCu和ZrAlNiCu等合金体系。在1993年美国和日本相继研制成功了Zr₄₁Ti₁₄Cu₁₂Ni₁₀Be₂₃和Zr₆₅Al_7.5Ni₁₀Cul_7.5大块非晶合金(文献7：A.Peker and W.L.Johnson，App.Phys.Lett.，63(1993)2342-2344)，并且Vitloy命名这一系列大块非晶合金(vitreous alloy的缩写)，这一系列合金很快被美国LiquidMetal公司应用于工业涂护、国防军事、医用器材、体育用品、电子器件和航天科技领域(参考http：//www.liquidmetaltechnologies.com)。最近，美国LiquidMetal公司已经在韩国建立了一个大型的手机外壳和手表表框生产基地，用大块非晶合金制成的手机外壳比现在使用的塑料外壳更薄，而且还具有耐磨、质感柔和、防辐射等优点。另外研究发现大块非晶合金在过冷液相区具有超塑性，因此为非晶合金的塑性成型和加工提供了可能。

1960年，Gubanov在理论上预示了非晶固体将是有铁磁性的(参考文献9：Gubanov AI Fiz.Tverd.Tela(Leningrad)2(1960)502)。这意味着电子能带结构更依赖于短程有序而不是长程有序。1967年，第一个铁基非晶合金Fe-P-C(参考文献9：P.Duwez andS.C.H.Lin：J.Appl.Phys.，38(1967)，4067-4097)被合成出来，许多科学家在合成新型的具有优异软磁性能的铁基非晶合金的过程中付出了大量的努力。1971年到1973年，H.S.Chen(陈鹤寿)和J.J.Gilman等人采用快冷连铸轧辊法，以1830米/分的高速制成多种铁基非晶态合金的薄带和细丝，并正式命名为“非晶合金(Metglas)”，以商品形式出售，在世界上引起很大反响。此后通过甩条带的方法制备出许多具有优异软磁性能的非晶薄带，某些条带铁基非晶合金在电力转换，如变压器等领域得到了广泛的应用。

然而，先前的铁基非晶合金的形成需要很高的冷却速度，一般需要10³～10⁶K/s。图3是公知的非晶合金的晶化曲线与冷却曲线的关系图(参考文献14：MRS BULLETIN.，24(1999)42-56)，其中曲线a、b、c晶化曲线，图中标明了熔点T_m和玻璃转变温度T_g。曲线的前端代表了析出给定晶体体积率所需的最短时间。RQ、SQ为合金的冷却曲线。为了获得一种无序的固体材料，合金必须从熔点以上通过玻璃转变冷却下来而且不发生晶化，即合金从熔点通过玻璃转变温度冷却下来时的冷却曲线不能与晶化曲线相交。晶化曲线a为最早期的非晶合金的晶化曲线，其冷却速率超过了10⁵K/s，通常在10⁶K/s的数量级。曲线b是后开发的非晶合金的晶化曲线，形成非晶合金所需要的冷却速率已经降低了1或2、甚至3个数量级，约10³K/s。为获得这样高的冷却速度，通常采用激冷的方法。这样用激冷的方法只能制备成低维材料，例如薄带，细丝和粉末等。由于薄带或丝状的铁基非晶的尺寸上以及其他方面的局限使得要想让铁基非晶合金在更广泛的领域得到应用受到了限制。以非晶变压器为例，其尚存在的主要三点不足是：1.带材尺寸小，这样不得不增加铁心的叠片层数从而使得器件体积变大；2.淬火后脆性大；3.应力敏感性。

最近，铁基大块非晶合金相继问世。例如，Fe-TM(TM为4-8族过渡金属)-B(参考文献10：A.Inoue，T.Zhang and A.Takeuchi，Appl.Phys.Lett.，71.(1997)464)；Fe-(Co，Ni)-M-B(M＝Zr，Hf，Nb，Ta，Mo，W)(参考文献11：A.Inoue，T.Zhang and H.Koshiba，J.Appl.Phys.，83(1998)6326；Fe-Ni-P-B(参考文献12：T.D.Shen and R.B.Schwarz，Acta Mater.，49(2001)837)和Fe-Al-Ga-P-C-B-Si(参考文献13：T.Mizushima，K.Ikarashi，S.Yoshida，A.Makino and A.Inoue，Mater.Trans.，JIM，40(1999)1019)。这样看来似乎尺寸小的问题是得到了解决，可是在制备铁基大块非晶合金所需要的原材料纯度要求非常之高，大于99.999％，且制备环境要求严格。无论是原材料里的杂质还是制备过程中带来的氧化都可能导致非均匀形核，从而导致结晶相形成和长大。所以在先前在制备铁基大块非晶合金时得到了大的尺寸的却又陷入了另一个困境——昂贵的制备费用。

公知的制备非晶合金的方法包括用单辊甩带或双辊轧片等制备条带、箔和薄片；用电弧熔炼铜模吸铸法、感应熔炼铜模浇铸法、包裹法石英管水淬法和电弧熔炼挤压成型法制备环、棒和片状大块非晶合金。

因此，使用低纯度原材料来实现制备具有优良的磁性能的铁基大块非晶合金将具有广泛的实际意义和用途。

发明内容

本发明的目的在于克服现有技术的原材料要求纯度非常高的问题，提供一种铁基大块非晶合金材料。

本发明的目的可通过如下措施来实现：

一种铁基大块非晶合金材料，该材料包含体积百分比至少为50％的非晶相，该材料的结构式为：(Fe_100-XCo_X)_a-Zr_b-W_c-M_d-N_e；式中M选自类金属元素硼、碳、磷、硅、铝、硫中的至少一种，N选自可提高该材料的玻璃形成能力或磁性的金属元素中的至少一种；式中的a、b、c、d、e为原子百分数：66≤a≤75，8≤b≤10，0≤c≤4，12≤d≤16，0≤e≤5，7≤X≤10，且a+b+c+d+e＝100。

所述结构式中的N选自金属镍、钼、锰、铬、铌、钇、铪、铝中的至少一种。

该材料中还含有原子百分比0-1％的任一元素。

该材料的原始态中还含有可提高材料的软磁性能的晶化相。

该材料的各组元的原料的纯度为99％-99.999％。

该材料的原料包括含有79.8wt％Fe和18.3wt％B的铁硼合金。

本发明相比现有技术具有如下优点：本发明的铁基大块非晶合金具有优良的软磁性，且对原材料的纯度要求低，从而可以显著降低大块非晶合金的生产成本，具有实际的应用前景。

附图说明

图1是本发明的棒状非晶合金实物照片；

图2是本发明的环状非晶合金实物照片；

图3是公知的非晶合金的晶化曲线与冷却曲线的关系图；

图4是本发明的实施例1-4的非晶合金的X射线衍射图；

图5是本发明的实施例1-4的非晶合金的磁滞回线曲线；

图6是本发明的实施例11的非晶合金磁化率随温度的变化曲线；

图7是本发明的实施例11的非晶合金的透射电镜图；及

图8是本发明的实施例12的非晶合金的差热分析曲线。

图面说明：

1-Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₅W₂B_15.5；2-Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₄W₂B_15.5Ni₁；

3-Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₃W₂B_15.5Ni₂；4-Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₂W₂B_15.5Ni₃。

具体实施方式

本发明通过添加多种类金属的方法使用工业纯铁、铁硼合金和其他金属制备出尺寸20～100μm薄带和直径为1～3mm长7mm的棒状以及内径为3mm外径5mm的环状铁基大块铁基非晶合金，参见图1和图2。而工业纯铁和铁硼合金的价格远远比高纯铁和纯硼的要低得多。

本发明的材料需包含至少50％体积百分比的非晶相。曲线c是本发明所做的非晶合金的晶化曲线，所需的冷却速率进一步大大降低了，冷却速率可低于每秒10²K。本发明将均匀的合金熔体以将均匀的合金熔体以120K/s或更低的冷却速率冷却，制备出的材料尺寸在各个维度不小于1毫米。这样的冷却速率可以通过公知的多种非晶合金的制备技术来实现：如可将合金浇铸进水冷铜模得到尺寸为1～3毫米或更大的板状、棒状、条状部件；可在石英容器中进行水冷淬火，得到0.5毫米或更大尺寸的棒状样品；还可采用电弧熔炼铜模吸铸法和电弧熔炼铜模压铸法。

本发明采用价格低廉的工业纯铁、其他金属和/或铁硼合金制备一系列易于工艺实现的铁基大块非晶合金。

以下实施例的非晶相所占比例可通过差热分析来估计，方法是将完全非晶样品加热时释放的热焓与部分晶化的样品加热时释放的热焓相比较，可得知非晶相在原样品中所占的摩尔分数；还可以用透射电子显微镜分析TEM确定其非晶相在非晶合金中的比例。非晶材料在电子显微镜分析方法中表现出的差别非常小，而晶化的材料就会有很大的差别，并且很容易区别。然后可以用透射电子衍射的方法鉴别相。样品中的非晶材料的体积分数也可以用透射电子显微图象来估计。

非晶合金为完全非晶合金时，即全部为非晶相时，其X射线衍射图为一个宽的弥散的散射峰。若从X射线衍射图中的有效分辨率内没有观察到任何晶化峰，说明所制备的合金为非晶合金。当非晶合金中含有晶化相时，将会观察到相对尖锐的代表晶化相的布拉格Bragg衍射峰。另外可以通过透射电镜TEM照片来判断样品中非晶相的比例。从明场像可以查看该样品有无明显的缺陷或夹杂相。在样品的中心部位做选区衍射SAED，只能看到一个光晕环，表明样品没有晶化相。如果样品中有大尺寸的晶粒，将会有衍射斑点出现。如果样品存在小尺寸晶粒比如微晶，将会有多重明锐的衍射环出现。

本发明的非晶合金的直径至少0.5毫米或更大，且均为完全非晶相。这些非晶合金的性能包括玻璃转变温度T_g、晶化温度T_x、熔点T_m、过冷液相区的宽度ΔT、饱和磁化强度M_s、矫顽力H_c，剩余磁化强度M_r。其温度测量技术是差热分析DTA。晶化温度是将非晶合金样品以每分钟10摄氏度的加热速率加热到合金熔化温度以上，记录的晶化开始时焓变指示的温度。非晶样品在加热过程中由于吸热放热将依次出现玻璃转变温度Tg、晶化温度Tx、熔点Tm。非晶合金的形成能力可以用非晶合金的过冷液相区的宽窄来体现。通过过冷液相区ΔT＝Tx-Tg，可以来判断该样品的玻璃形成能力。过冷液相区宽度是在差热分析测量中得到的晶化温度与玻璃转变温度的差。通常，较宽的过冷液相区表明非晶合金具有更低的临界冷却速率，即非晶合金在玻璃转变温度以上具有更长的处理时间。

实施例1：

本实施例采用包裹法-石英管水淬法：将纯度为99％的Fe、Co、Zr、Mo、W、B按61∶7∶9.5∶5∶2∶15.5的原子配比在钛吸附的氩气氛中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。这些铸锭被粉碎，取一小块装入石英玻璃管中并且加入B₂O₃，抽高真空10^-3Pa后封装，在炉中使铸锭重熔，然后缓慢冷却，取出包裹在B₂O₃里面的合金锭。合金经过反复包裹7次除杂后，再被真空封入石英管中，经加热熔化、水淬后获得成份均匀的Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₅W₂B_15.5针状大块合金1，直径为0.5毫米。若用铜模铸造可以得到更大尺寸的非晶合金。该合金1的X射线图见图4；透射电镜图类似于图7，证实该合金为完全非晶。由表1可见：此合金的特点的熔点T_m1193℃和晶化温度T_x657℃，因此热稳定性很好；它的玻璃转变温度为586℃，此合金的过冷液相区宽度为71℃，说明它的非晶形成能力很好。其Ms为22emu/g，Hc为127Oe。

实施例2-3：

本实施例2和3均采用电弧熔炼铜模吸铸法：将纯度为99.5％的工业纯铁、99.5％以上其他金属和含有79.8wt％Fe和18.3wt％B铁硼合金按所需要的原子配比在钛吸附的氩气氛中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到母合金铸锭。然后将母合金铸锭破碎后在电弧加热炉中熔炼，电弧炉真空室的真空度不低于5X10^-3pa，熔化后外加一个负压将合金吸入水冷铜模中，使用吸铸而制备获得成分为Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₄W₂B_15.5Ni₁的大块非晶合金2和成分为Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₃W₂B_15.5Ni₂的大块非晶合金3，直径为2mm。此合金2和3是将Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₅W₂B_15.5合金中的Mo用Ni部分替代得到的。少量的Ni的加入，提高了此合金的软磁性能。该非晶合金2的X射线图见图4；透射电镜图类似于图7，证实该合金2为完全非晶。该非晶合金3的X射线图见图4；透射电镜图类似于图7，证实该合金3为完全非晶。其中非晶合金3的特点是具有更高的熔点T_m1187℃和晶化温度T_x673℃，它的玻璃转变温度为598℃，其过冷液相区宽度为75K，说明它的热稳定性和非晶形成能力比实施例1制备的大块非晶合金略好。其Ms达到56emu/g，Hc减少到4Oe。相比实施例1合金软磁性能提高明显。通过添加少量镍金属来提高非晶合金的软磁性能是本发明的特点之一。非晶合金2的性能见表1。

实施例4-6：

本实施例4采用真空感应加热浇铸法：将纯度为99.9％的Fe、Co、Zr、Mo、W、B、Ni按61∶7∶9.5∶2∶2∶15.5∶3原子配比，如电弧熔炼铜模吸铸法制得母合金锭，并将之放入底部的石英管中，用感应线圈加热至熔化；熔化后用氩气将熔体吹入水冷铜模里，从而制备出成2毫米直径的圆棒状的、成分为Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₂W₂B_15.5Ni₃大块非晶合金4。该合金4是在实施例3的基础上进一步用Ni替换Mo而得到的。该合金4的X射线图见图4；透射电镜图类似于图7，证实该合金为完全非晶。此合金4的熔点T_m为1180℃，晶化温度T_x为642℃，玻璃转变温度为579℃。此合金4的过冷液相区宽度可达63K，说明它的非晶形成能力相比实施例1、2和3的合金减弱。但其Ms达到59emu/g，Hc达到减少到3Oe，相比实施例2和3得到了进一步改善。

实施例5采用实施例4的方法，制备了非晶合金Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₁W₂B_15.5Ni₄，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7；其性能见表1。

实施例6采用实施例4的方法，制备了非晶合金Fe₆₁Co₇Zr_9.5W₂B_15.5Ni₅，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7。

实施例7：

本实施例采用电弧熔炼挤压成型法：将纯度为99.99％的Fe，Co，Zr，Mo，W，B按所需要的原子配比，取如电弧熔炼铜模吸铸法制得的母合金锭，经电弧熔炼后迅速用水冷铜板挤压成型，制备出0.5毫米的厚片状的、成分同非晶合金1也为Fe₆₁Co₇Zr_9.5Mo₅W₂B_15.5的大块非晶合金。铜板挤压法是工业上制备大尺寸铁基大块非晶合金的潜在手段。

实施例8：

本实施例采用实施例4的方法：将纯度为99.5％的Fe，Co，Zr，Mo，W，B按61∶7∶10∶5∶2∶15原子配比在钛吸附的氩气氛中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。然后将母合金铸锭破碎后在高频感应炉中熔炼，高频感应炉真空室的真空度不低于10^-3pa，熔化后用氩气吹入水冷铜模中，制备出的大块非晶合金的成分为Fe₆₁Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B₁₅。该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7。该非晶合金的玻璃转变温度为579℃，晶化温度为668℃，熔点为1200℃，它的过冷液相区宽度可达89℃。由于该合金的晶化温度较高，因此它的热稳定性很好。这种方法制备合金能够精确的控制加热温度和升温速率。

实施例9：

采用实施例2的方法制备了Fe₆₁Co₇Zr₁₀Mo₄W₂B₁₅Ni₁大块非晶合金，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7，其性能见表1。

实施例10：

将纯度大于99％工业纯Fe和其它纯度高于99.9％的金属Zr、Co、Mo、W和含有79.8wt％Fe和18.3wt％B的铁硼合金，该铁硼合金含有磷、硫、铝、碳及其他氧化物，将上述原料按所需要的原子配比在钛吸附的氩气氛中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到母合金铸锭。然后用铜模吸铸的方法制得成分为Fe_61.5Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B_14.5的铁基大块非晶合金。该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7，其性能见表1。通过参杂来抑制非均匀形核对玻璃形成能力削弱的影响，从而提高铁基大块非晶合金形成能力是很有市场前景的。由于高纯度的铁和高纯度的硼粉的价格远远的高于工业纯铁和工业用铁硼合金，因此通过使用低纯度铁硼合金和工业纯铁来制备大块非晶合金是本发明的很有市场前景的特点之一。

实施例11：采用实施例1的方法制备了Fe₆₂Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B₁₄大块非晶合金，其性能见表1；该非晶合金的X射线图类似于图4；该非晶合金的透射电镜照片见图7；该非晶合金的磁化率随温度曲线见图6。

实施例12：采用实施例2的方法制备了Fe_62.5Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B_13.5大块非晶合金，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7；图8是本发明中的Fe₆₁Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B_15.60非晶合金的差热分析DTA曲线，其性能见表1。

实施例13：采用实施例4的方法制备了Fe₆₃Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B₁₃大块非晶合金，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7，其性能见表1。

实施例14：采用实施例1的方法制备了Fe_63.5Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B_12.5大块非晶合金，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7，其性能见表1。

实施例15：采用实施例2的方法制备了Fe₆₀Co₇Zr₁₀Mo₅W₂B₁₆大块非晶合金，该非晶合金的X射线图类似于图4，透射电镜图类似于图7，其性能见表1。

制备铁基大块非晶合金的目的就在于其优异的磁性能，为了制备大块非晶，在合金中可能需要添加一些的元素对磁性能不利，但对玻璃形成能力提高有作用。在本发明中，添加的钨和钼的目的在于提高其玻璃形成能力；但同时其软磁性能也由于铁、钴等磁性元素总的含量的减少而减弱。为了弥补磁性元素减少带来的软磁性的减弱，又不明显影响玻璃形成能力，我们在合金中添加少量的镍金属。结果表明，镍的添加对磁性的改善有明显的效果。

本发明提供的某些非晶合金具有理想的软磁性能。从表1中可看到，大部分合金的晶化温度超过650℃，玻璃转变温度超过580℃，这说明它们具有更好的热稳定性。由于样品在测量过程中处于氩气氛中，而使用的商用氩气通常包含一些氧气，所以样品在加热测量后，表面会有一些氧化。当被测样品表面非常清洁以致发生均匀形核而不是非均匀形核时，晶化温度会更高一些。因此实际的样品的晶化温度比在这些试验中获得的温度高。

本发明提供的非晶合金在没有结晶的情况下临界冷却速率都在100～150K/s，并且具有相当宽的过冷液相区，表明它们均具有良好的非晶形成能力。用公知的四种制备方法，都能获得尺寸在毫米量级的非晶材料，最大尺寸可达2.5毫米。

表1为本发明的实施例的性能，表中“-”为待测数据。

                                         表1

实施例	Ts(K)	Tx(K)	Tm(K)	ΔT(K)	Ms(emu/g)	Hc(Oe)	Mr(emu/g)
								1	586	657	1193	71	22	127	-
2	576	659	1181	83	39.6	4.8	0.9
								3	598	673	1187	75	56.6	4.0	0.9
4	579	642	1180	63	59.1	3.0	0.5
								5	-	636	1174	-	-	-	-
8	579	668	1200	89	-	-	-
								9	576	659	1181	83	39.6	4.818	0.9
10	629	683	1200	54	22.5	127.0	0.7
								11	603	659	1197	56	-	-	-
12	605	682	1200	77	-	-	-
								13	586	671	1192	85	-	-	-
14	605	672	1193	68	-	-	-
								15	611	677	1186	66	-	-	-
16	638	669	1200	31	-	-	-

Claims (6)

1、一种铁基大块非晶合金材料，该材料包含体积百分比至少为50％的非晶相，该材料的结构式为：

(Fe_100-XCo_X)_a-Zr_b-W_c-M_d-N_e；式中M选自类金属元素硼、碳、磷、硅、铝、硫中的至少一种，N选自可提高该材料的玻璃形成能力或磁性的金属元素中的至少一种；式中的a、b、c、d、e为原子百分数：66≤a≤75，8≤b≤10，0≤c≤4，12≤d≤16，0≤e≤5，7≤X≤10，且a+b+c+d+e＝100。

2、如权利要求1所述的铁基大块非晶合金材料，其特征在于，所述结构式中的N选自金属镍、钼、锰、铬、铌、钇、铪、铝中的至少一种。

3、如权利要求1所述的铁基大块非晶合金材料，其特征在于，该材料中还含有原子百分比0-1％的任一元素。

4、如权利要求1所述的铁基大块非晶合金材料，其特征在于，该材-料的原始态中还含有可提高材料的软磁性能的晶化相。

5、如权利要求1所述的铁基大块非晶合金材料，其特征在于，该材料的各组元的原料的纯度为99％-99.999％。

6、如权利要求1所述的铁基大块非晶合金材料，其特征在于，该材料的原料包括含有79.8wt％Fe和18.3wt％B的铁硼合金。

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