一种铁基非晶合金及其制备方法与流程

技术领域

本发明涉及非晶合金技术领域，尤其涉及一种铁基非晶合金及其制备方法。

背景技术：

非晶软磁合金是近几十年材料领域研究的热点之一，尤其是作为磁性功能材料的非晶软磁合金材料。目前已研究清楚，非晶合金的形成过程是将熔融金属液体快速冷却，使原子来不及移动重排而被冻结下来，保持熔融态的无序排列结构。非晶软磁合金因其原子不规则排列、无周期性与无晶粒晶界的存在，磁畴的钉扎点或钉扎线少，无晶粒和团簇取向，磁晶各向异性很小，而显示良好的软磁特性，如矫顽力小、磁导率高、磁感应强度高、电阻率高、损耗小以及频率特性好。在电力电子领域应用，非晶软磁合金可极大的促进各种电器设备向节能化、高效化与小型化方向发展。

非晶合金的生产工艺具有流程短、工艺简单、节约能耗的特点，被誉为冶金工艺的一次革命。非晶合金的制备工艺仅包括熔炼和快速冷却制带两步，比硅钢、坡莫合金和铁氧体等晶态软磁材料的生产工艺短很多，生产线全流程长度仅为硅钢的1/100，生产能耗仅为硅钢的1/5。同时，正是由于非晶节能材料的生产工艺简单，流程短，钢液经过喷嘴细缝到达铜辊表面冷却即形成最终的成品，非晶合金的生产设备和生产工艺控制精度要求高，控制难度大，产品质量容易受各工艺参数甚至环境温度、气氛等的交互影响。

非晶合金的成分范围广，由于合金快速冷却，溶体不发生明显的偏析和相析出，所有合金元素固溶在一起，通常在很大的成分范围内都能形成非晶，并具有优异的软磁性能，因此非晶合金材料的成分和体系多种多样，这明显区别于传统的晶态材料。不同于晶态材料，非晶合金熔体的性质受微量元素的含量及存在形式影响很大，某些高温难熔颗粒杂质相在凝固过程中起异质形核点的左右，很容易激发晶化而大幅降低非晶合金的形成能力，这在合金设计的过程中是难以体现的。大量专利中都有用M元素指代杂质或微量添加元素，但是其影响往往没有得到充分评估，杂质元素的控制方法没有解决，这几乎就是当前数以千件专利保护的新合金成分难以实现生产和影响的原因。对于工业生产来说，高纯原料的价格是无法接受的。工业原料中的微量元素是决定性的，工业原料制备的非晶合金的非晶形成能力和磁性能都与实验室开发的合金或理论预测差距极大。此外，由于微量元素种类众多，相互作用，我们甚至很难区分哪些是有益元素，哪些是有害的杂质。由于高纯原料的高昂价格是工业生产无法接受的，因此，抛开原材料中的杂质元素和生产工艺，设计新的非晶合金材料几乎是没有意义的。这正是当前世界范围内依然主要使用70年内美国开发的metglas系列FeSiB合金的原因。

在高磁感应强度非晶合金方面，当前有大批的合金成分。其合金成分的设计大都基于：1)提高铁元素含量，降低非铁磁性非晶形成元素含量；2)适量添加钴元素，利用其与铁原子间之间的强交换耦合作用提高磁感应强度；3)避免大量添加可提高非晶形成能力的大原子半径非磁性金属元素，因为这可明显降低合金的磁感应强度，并大幅提高合金的原材料成本。

由于非晶软磁合金材料的性能优点源于其非晶态结构，因此在提高磁感应强度的同时，还需要考虑合金的非晶形成能力和临界冷却速度。片面考虑提高磁感应强度，会导致合金的非晶形成能力过低，使其临界冷却速度超出现有非晶合金带材生产线的冷却能力，生产设备和工艺条件难以满足。另外，研究表明，相同工艺条件下制备的非晶合金的矫顽力与其非晶形成能力有直接的关联，非晶形成能力高的合金，其非晶度低，原子堆积密度低，钉扎磁畴的磁偶极子数量少，矫顽力低。具有较强的非晶形成能力是高磁感应强度铁基非晶合金规模化生产和应用的前提。高非晶形成能力和高磁感应强度之间的矛盾，是当前高磁感应强度非晶软磁合金开发的难题。由于当前高磁感应强度非晶合金的非晶形成能力接近生产工艺可达到的极限，采用高纯原料进一步提高饱和磁感应强度的非晶合金往往难符合低纯原料的要求。

以下是单纯考虑主要元素的情况：

美国Allied-Signal公司上世纪80年代开发了牌号为Metglas2605Co的合金，磁感应强度达到1.8T。但是由于合金中含有18％的钴元素，原材料成本过高，不适合大规模推广应用。

美国专利US4226619中公开的一种非晶态Fe-B-C合金，其磁感应强度超过1.7T，典型成分Fe₈₆B₇C₇合金的磁感应强度达到1.74T，但是由于非晶形成能力太低，合金的矫顽力大，同时淬态带材脆性大，无法实际推广应用。

日立金属在CN1721563A专利中公开了一种Fe-Si-B-C合金，其磁感应强度达到1.64T，但其制备过程采用渗碳工艺，大大提高了工艺复杂程度。

新日本制铁公司在专利CN1356403A中公布了一种高铁含量Fe-Si-B-C-P非晶合金，铁含量在82～90％之间，其磁感应强度达到1.75T，然而由于过度追求磁感应强度，忽视了非晶形成能力的限制，合金成分设计不合理；典型高铁含量成分如Fe_86.7Si_2.3B_8.9C_0.8P_1.1等的非晶形成能力太低，用常规快淬制带工艺不能制备完全非晶样品，磁性能差；其典型低铁含量成分如Fe_82.4Si_2.3B_8.8C_0.5P_5.8合金的P元素含量高，磁感应强度低。此外，此专利中实施例的磁感应强度值明显高于正常值，说明合金的非晶形成能力有限，样品不是完全非晶结构。

新日本制铁公司在专利CN101589169A中公开了一种低铁含量Fe-Si-B-C-P非晶合金，合金的铁含量在78～86％之间，然而该合金6～20％的P含量明显降低合金的磁感应强度，另外，过高的P含量和C含量都极大提高了合金的熔炼难度和制带工艺要求。

安泰科技公司在专利CN101840764A中公布一种高磁感应强度非晶合金，其优选成分硅含量较高超过5％，非晶形成能力低，此外，此专利中实施例中具有相近成分的不同合金其磁感应强度值相差较大，说明该组分的合金在制备过程中重复性差，导致相近成分的不同合金样品中非晶态比例差别大。

美国专利US5958153A和US5626690公布了一种非晶形成能力高的(FeSiBC)_100-xP_x合金，其临界厚度在40～90m之间，但是该合金的铁含量低，磁感应强度低。

在本专利产生前的研究工作中，我们发现上述高饱和磁感应强度非晶合金都存在一个共同缺陷，即无法通过低纯原料评价。采用中国市场可采购的多种非晶合金工业生产用原材料评价后发现，采用低纯原料制备的样品难以制备完全非晶合金带材，热处理后的性能也明显低于专利中所描述的性能。

对于工业原料合金溶体中的Al₂O₃、TiO₂等难熔杂质，由于非晶合金带材制备时时极易在喷嘴处结渣堵嘴，而且极易通过异质形核诱导晶化，因此必须除去。提高熔炼温度等方法可降低难熔杂质的量，但同时极大的提高了能耗和炉衬的侵蚀，以及严重的烧损。

除渣的方法是冶金中常用的方法，在其他合金上已经成熟，已经有多项除渣剂、净化剂、化渣剂方面的专利，例如日本专利JP2008231463A，JP2002105526中国专利CN101840764A，CN102383070A，但是这些专利不适合铁基非晶合金。

安泰科技公司在中国专利CN102337485A中公布了一种非晶合金熔体的除渣剂，该除渣剂主要由氧化硅、氧化钙、氧化硼、稀土元素和硅锰合金组成，该除渣机据报道可对Fe₇₈Si₉B₁₃合金中起到很好的除渣效果，但是由于含有稀土元素，显然不适合本专利中含磷的高磁感强度非晶合金。因为不仅除渣机成本高，而且稀土本身会和磷结合形成难熔夹杂物。

中国专利CN105586548A公布了一种块体非晶合金及其制备方法。该专利采用氧化钙和氧化硼作为除渣剂，通过真空中熔炼净化了熔体，提高了非晶形成能力，制备了具有高塑性的块体非晶合金。本专利采用的除渣剂是冶金领域中常用的，价格低，无污染，易打渣，具有推广意义；但是真空中熔炼是该专利的核心，这显然也不适合非晶合金带材的生产工艺要求。

综上所述，目前市场上缺乏基于工业原材料和工业制带工艺的高磁感应强度非晶软磁合金及其制备方法。需要将我国的非晶合金生产用工业原料的纯度情况，与经济实用铁合金溶体净化剂以及非晶合金带材生产的工业结合起来，通过非晶合金主元调整、微量元素控制配合，开发新合金及制备工艺，解决当前高磁感应非晶合金的生产问题。

技术实现要素：

本发明解决的技术问题在于提供了一种铁基非晶合金及其制备方法，本申请提供的铁基非晶合金磁感应强度高、非晶形成能力强，且综合磁性能优异。

有鉴于此，本申请提供了一种如式(I)所示的铁基非晶合金，

Fe_aB_bSi_cC_dP_e(M_f)-O_g (I)；

其中，a、b、c、d、e与f分别表示对应组分的原子百子含量；82.9≤a≤84.9，8≤b≤14，3≤c≤5，2.3≤d≤4，0.5≤e≤1.4，f≤0.2，O在所述铁基非晶合金中的浓度g为50ppm～230ppm，a+b+c+d+e+f＝100；

M为微量元素。

优选的，所述C的原子百分含量为3.2≤d≤4。

优选的，所述P的原子百分含量为0.7≤e≤1.2。

优选的，所述O在所述铁基非晶合金中的浓度g为80～200ppm。

优选的，所述M选自Nb、Mo、Zr、Cr与Mn中的一种或多种。

优选的，所述铁基非晶合金的化学组成如下式所示：Fe_83.5B_8.8Si₄C_2.5P_1.2-O_120×10^-6，Fe_82.9B_9.4Si₃C₃P_0.7-O_110×10^-6，Fe_83.3B₈Si₅C_2.3P_1.4-O_160×10^-6，Fe₈₄B_8.9Si_3.8C_2.8P_0.5-O_130×10^-6，Fe_84.4B_8.5Si₃C_3.4P_0.7-O_80×10^-6。

本申请还提供了上述方案所述的铁基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：

A)，按照式Fe_aB_bSi_cC_dP_e的铁基非晶合金的原子百分比配料，将配料后的原料进行熔炼，在熔炼过程中原料熔化后加入除渣剂；

B)，取样检测熔炼后熔液中的氧含量，所述氧含量符合式(I)铁基非晶合金的氧含量后进行制带；

其中，a、b、c、d与e分别表示对应组分的原子百子含量；82.9≤a≤84.9，8≤b≤14，3≤c≤5，2.3≤d≤4，0.5≤e≤1.4，a+b+c+d+e＝100。

优选的，所述除渣剂为质量比为(3～6)：1的B₂O₃和CaO。

优选的，所述熔炼的时间为40～60min，温度为1450～1530℃。

优选的，所述制带之后还包括：

将制带得到的铁基非晶合金带材进行热处理。

优选的，所述热处理的温度为290～380℃，所述热处理的保温时间为5～300min。

优选的，所述制带得到的铁基非晶合金的宽度为30mm，厚度为20～40μm。

本申请提供了一种如式Fe_aB_bSi_cC_dP_e(M_f)-O_g的铁基非晶合金，其通过非晶合金主要元素的调整以及微量元素的控制配合，使铁基非晶合金的磁感应强度高、非晶形成能力强；具体的，本申请采用高氧含量促进夹杂的高熔点氧化物团聚析出；铁基非晶合金中降低了P含量，使氧化物夹杂析出的难度降低，提高碳含量可调节氧含量；因此，本申请最佳含量范围内的氧促进了氧化物团聚析出，且与其它元素配合使铁基非晶合金的磁感应强度高、非晶形成能力强，且综合磁性能优异。

进一步的，本申请优选采用B₂O₃与CaO作为除渣剂，其可调节非晶合金中的氧含量，还可吸附并净化钢液中难熔夹杂物颗粒，使铁基非晶合金的性能较好。

附图说明

图1是本发明实施例除渣剂净化后带材的XRD图；

图2是本发明实施例2除渣剂净化前后带材的XRD图；

图3是本发明对比例典型成分所制备带材的X射线衍射分析图；

图4是本发明实施例2母合金净化前后DSC凝固曲线；

图5是本发明实施例2净化前后制备带材的DSC曲线；

图6是本发明实施例2净化前后制备带材的磁性能随热处理温度变化关系曲线图；

图7为本发明实施例2净化后热处理后带材的磁化曲线局部放大图；

图8是本发明实施例2热处理后的有效磁导率随频率的变化曲线图；

图9是本发明熔体净化的原理图。

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。

本发明实施例公开了一种如式(I)所示的铁基非晶合金，

Fe_aB_bSi_cC_dP_e(M_f)-O_g (I)；

其中，a、b、c、d、e与f分别表示对应组分的原子百子含量；82.9≤a≤84.9，8≤b≤14，3≤c≤5，2.3≤d≤4，0.5≤e≤1.4，f≤0.2，O在所述铁基非晶合金中的浓度g为50～230ppm，a+b+c+d+e+f＝100；

M为微量元素。

本申请提供了一种铁基非晶合金，其通过非晶合金主要元素的调整，微量元素控制配合，使非晶合金的磁感应强度高，非晶形成能力强，综合磁性能优异。

本发明中，所述铁基非晶合金的表达式为Fe_aB_bSi_cC_dP_e(M_f)-O_g，其中，a、b、c、d、e和f分别为对应元素的原子百分含量，与g非同一数量级，且a+b+c+d+e+f＝100；M为工业原料中的微量元素、杂质元素或不明显改变合金性能的元素，其可选自Nb、Mo、Zr、Cr和Mn中的一种或多种。

具体的，本申请所述铁基非晶合金中的Fe为磁性元素，其为基础元素，本申请中所述Fe的原子百分含量为82.9～84.9，在实施例中，所述Fe的原子百分含量为：83.0、83.3、83.5、83.8、83.9、84.0、84.1、84.2、84.5、84.7或84.9。所述铁基非晶合金中必须含有较高的Fe含量，才能保证铁基非晶合金具有高磁感应强度，铁含量较高还有利于提高热处理后的非晶合金的韧性，但是过高含量的Fe则会导致非晶形成能力明显下降。

本申请中的B、Si、C和P作为非晶形成元素，上述元素与Fe元素间有很大的负混合焓，各元素与Fe元素原子半径差别大，组合添加并通过调整各种元素的成分使其接近共晶点，最终有利于获得高非晶形成能力。

具体的，Si以固溶体的形式存在于合金净化析出相中，可降低非晶合金的熔点，提高熔体的流动性，从而提高非晶形成能力，利于非晶合金带材的制备；还可提高非晶合金的电阻率，降低损耗；所述Si的原子百分含量的范围为3～5，在实施例中，所述Si的原子百分含量为3.2、3.5、3.8、4.0、4.2、4.5、4.6、4.8或5.0。

B是一种小原子，是铁基非晶合金中不可缺少的非晶形成元素；其原子百分含量为8～14，在实施例中，所述B的含量为8～10，具体的，所述B的原子百分含量为8.0、8.2、8.5、8.8、8.9、9.0、9.2、9.5或9.8。

P也是一种重要的非晶形成元素，其可提高过冷液相区的稳定性；由于工业磷铁中的杂质较多，磷可增加氧化物夹杂析出的难度，则本申请降低了磷的含量，使氧化物夹杂析出的难度降低；其原子百分含量为0.5～1.4，在实施例中，所述P的原子百分含量为0.7～1.2，具体的，所述P的原子百分含量为0.7、0.8、1.0、1.2或1.4。

C是半径较小的小原子，其添加有利于提高非晶合金的原子失配比，有利于获得高非晶形成能力，同时碳在熔液中起到调节氧含量的作用；其原子百分含量为2.4～4，在实施例中，所述C的原子百分含量为3.2～4，具体的，所述C的含量为3.2、3.4、3.5、3.8或4。

氧元素为本铁基非晶合金的关键元素，虽含量较少，但其可促进大尺寸夹杂物团聚并上浮析出，最终提高非晶合金的性能；其在铁基非晶合金中的浓度g为50～230ppm，在具体实施例中，所述O的浓度为80～200ppm；示例的，所述O的浓度为90ppm、110ppm、130ppm、140ppm、160ppm、190ppm或200ppm。本申请所述g是指氧元素在铁基非晶合金中的质量分数。

本申请还提供了上述铁基非晶合金的制备方法，包括以下步骤：

A)，按照式Fe_aB_bSi_cC_dP_e铁基非晶合金的原子百分比配料，将配料后的原料进行熔炼，在熔炼过程中原料熔化后加入除渣剂；

B)，取样检测熔炼后熔液中的氧含量，所述氧含量符合式(I)铁基非晶合金的氧含量后进行制带。

在制备铁基非晶合金的过程中，铁基非晶合金中的Fe元素以工业纯铁为原料，B元素以工业硼铁合金为原料，Si元素以工业硅为原料，P元素以工业磷铁为原料，C元素以碳粒或铸铁为原料，O存在于钢水熔炼过程中。上述原料按照式(I)的原子百分含量进行配料，配料得到Fe_aB_bSi_cC_dP_e合金锭。在配料之后，将上述合金锭进行熔炼，所述熔炼为本领域技术人员熟知的熔炼过程，对此本申请对其技术手段不进行特别的限制。示例的，所述熔炼采用工业常用非真空感应熔炼炉中熔炼上述配料后的母合金。

在熔炼的过程中，本申请采用了除渣剂(保护渣)，其一方面可调节合金中的氧含量，同时可吸附并净化钢液中的难熔夹杂物颗粒。所述除渣剂为质量比为(3～6)：1的B₂O₃和CaO；试验结果表明，所述除渣剂不仅可净化钢液中的难熔夹杂物，其还与非晶合金中各种组分相配合，以利于形成非晶合金，提高非晶形成能力。所述熔炼的温度优选为1450～1530℃，所述熔炼的时间优选为40～60min。

在熔炼的过程中需要取样检测熔炼后熔液中的氧含量，在氧含量符合本申请非晶合金的氧含量之后则进行制带。所述制带工艺采用工业用单辊制带机制备带材，具体的，将熔融合金液通过一定形状的喷嘴喷射到25～30m/s旋转的铜辊上，制备出宽度为30mm，厚度为20～40μm的铁基非晶合金带材。

为了进一步检测铁基非晶合金的磁性能，本申请在得到非晶合金带材之后优选将其进行热处理，所述热处理的温度为290～380℃，所述热处理的保温时间为5～300min。

本申请提供了一种铁基非晶合金，其通过在其中添加Fe、Si、P、C、B与O，通过非晶合金主要元素调整与微量元素控制配合，且熔炼工艺与微量元素控制相结合的方式，提供了一种成分合理、磁感应强度高、非晶形成能力强、综合性能优异以及热处理样品韧性好的铁基非晶软磁合金。

本发明基于工业用原材料和生产工艺，设计合金成分，合金符合工业生产需求，生产成本低；采用的常规的冶金工业除渣剂，配合合金成分和熔炼工艺调整，借助适当提高氧含量控制合金熔体中的难熔杂质颗粒含量，可操作性强，工艺简单，成本低；具有较强的非晶形成能力，采用单辊快淬法可形成完全非晶合金的带材临界厚度≥55mm；本发明的铁基非晶合金具有优异的软磁性能，磁感应强度≥1.65T，矫顽力≤3.5A/m，部分合金材料磁感应强度≥1.68T。

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合金及其制备进行详细说明，本发明的保护范围不受以下实施例的限制。

实施例

采用普通工业原料，熔炼组分为Fe_aB_bSi_cC_dP_eM_f合金，M元素为Fe、Si、B、P和C元素添加时原料中的杂质，不考虑其种类和含量f的影响，只将其作为整体考虑对合金的性能影响。

将配比好的原料Fe_aB_bSi_cC_dP_eM_f合金锭放入感应熔炼炉，熔化后加入B₂O₃和CaO除渣剂进行净化，除渣剂具体如表1所示，于1450℃熔炼60min，使合金原料熔炼成均匀的钢液；

取样检测氧含量，达到表1氧含量的设定值后，将熔融合金通过一定形状的喷嘴喷射到25～30m/s旋转的铜辊上，制备出宽度30mm，厚度20～40μm的合金带，采用XRD确定合金带为非晶态结构；

选用290～360℃在常规马弗炉中进行1h等温退火处理，得到铁基非晶合金。

在Fe、B、Si、C与P原子百分比含量与O的质量分数均不同的情况下，按照上述方法制备不同的非晶合金带材；采用同样设备、工艺和原材料制备的对比例高磷低碳非晶合金，具体如表1所示。

采用条带测试热处理后样品的磁性能和热处理前后带材的韧性；采用差示扫描量热法获得上述制备得到的非晶合金的热力学参数(包括非晶的居里温度T_c、起始晶化温度T_x1和液相线温度T_l)；采用B-H磁滞回线仪测试非晶合金的矫顽力；采用阻抗分析仪测试条带样品的有效磁导率(μ_e)；采用振动样品磁强计测试样品的磁感应强度。

系统评价不同类金属元素含量和氧含量合金的制带顺行性和带材微观组织结构，并与对比例合金进行对比，对比结果如表1所示。Fe_aB_bSi_cC_dP_eM_f合金在本发明成分范围内具有强非晶形成能力，所制备厚度为20～40um的宽带均为非晶结构，如图1所示。同时熔体中渣量小，熔体纯净度高，200kg每炉带材制备过程中无堵嘴情况，制带顺行性好。与对比例中高磷低碳含量合金相比，本发明中的合金是制带顺行性明显更好，这说明本发明合金工业生产的可行性。

图2对比了本发明合金采用B₂O₃和CaO除渣剂净化熔体前后带材的XRD图，熔体净化前带材的XRD有明显的晶化峰，净化后制备的带材为完全非晶结构，说明本发明合金成分设计的合理性，以及配套净化熔炼工艺的有效性。净化后合金的强非晶形成能力使合金可在现有非晶带材生产设备和工艺基础上实现规模化生产，并可保证产品的优异磁性能和性能一致性。

表1实施例与对比例制备的非晶合金的非晶状态数据表

采用同样设备、工艺和原材料制备的对比例高磷低碳非晶合金的XRD曲线见图3，由图3可知，无论是否采取熔体净化，带材都有晶化峰，而且磷含量越高，越不利于熔体晶化。这也充分证明了本专利根据工业原料的纯度调整合金成分，并配合适当的除渣工艺净化熔体的有效性和必要性。

净化前后合金的凝固过程研究表明，本申请的铁基非晶合金净化后具有更低的液相线温度，具体如表2所示。图4是本发明实施例2净化前后合金的凝固过程DSC曲线，由图4可知，较低的液相线温度不仅有利于合金获得较高的非晶形成能力，而且对于降低生产中的能耗并延长耐火材料使用寿命具有重要意义。

不同成分的非晶合金的晶化过程研究表明，本申请的铁基非晶合金具有更高的居里温度(T_c)和晶化温度(T_x1)，同时，晶化温度和居里温度之间的温度区间(T_x1-T_c)较大。图5是本发明实施例2净化前后熔体制备的DSC曲线，居里温度(T_c)和晶化温度(T_x1)的统计结果列于表2。居里温度(T_c)和晶化温度(T_x1)共同决定热处理的温度区间，尽管净化后居里温度(T_c)和晶化温度(T_x1)有所升高，但是依然保持较低值，这有利于应力释放，利于降低最佳热处理的温度，获得韧性好的热处理样品，较低的最佳热处理温度极大降低了热处理过程中的能耗并对于延长热处理设备寿命有利。同时，实施例合金较大的晶化温度和居里温度之间的温度区间(T_x1-T_c)保证了带材绕制成铁芯应用时足够的热处理的工艺范围和性能均匀性。

表2实施例与对比例的非晶合金的热力学参数和磁性能数据表

注：T_c-居里温度；T_x1-晶化温度；T_l-液相线温度；B_s-磁感应强度；H_c-矫顽力；μ_е-有效磁导率(1kHz下)。

不同成分非晶合金热处理后样品的磁性能汇总于表2，本发明合金具有较高的磁感应强度(1.66～1.69T)，高于规模化生产和推广的FeSiB合金、FeSiBC合金。同时由于热处理后的样品内杂质含量低，应力充分释放，磁畴钉扎点减少，本发明合金的软磁性能更加优异，表现在更低的矫顽力和更高的磁导率方面。优异的磁性能进一步说明本发明合金的先进性，对于其推广应用具有重要意义。

图6是本发明实施例2净化后制备完全非晶合金带材热处理前后的磁化曲线；显然，热处理前后带材的磁化曲线都很标准，本发明合金的磁性能优异，饱和磁感应强度超过1.65T。图7为热处理后带材的磁化曲线局部放大，很显然本发明合金的矫顽力低，仅有2.0A/m。本发明非晶软磁合金优异的磁性能源于其强非晶形成能力、纯净的熔体和低杂质含量。

图8是本发明实施例2退火后的有效磁导率随频率的变化关系，显然，本发明合金在大频率范围内保持高矫顽力，明显优于对比例合金。

图9揭示了本发明合金成分优化、除渣剂净化熔体以及调整氧含量的工艺原理，提高熔体中的氧含量有利于熔体中细小的杂质氧化长大和上浮，并被除渣剂吸附，达到了熔体净化的目的。因此制带的过程中，氧化物杂质的影响也就被消除了。

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。