铁基软磁合金及其制造方法
阅读：999发布：2020-05-11
专利汇可以提供铁基软磁合金及其制造方法专利检索，专利查询，专利分析的服务。并且本公开涉及一种 铁 (Fe)基非晶态软磁 合金 及该软磁合金的制造方法。根据本公开，提供了一种Fe基软磁合金，其包含：满足1≤a+b≤6的C和S，其中a是C的 原子 ％含量，b是S的原子％含量；满足4.5≤x≤13.0的B，其中x是B的原子％含量；满足0.2≤y≤1.5的Cu，其中y是Cu的原子％含量；满足0.5≤z≤2的Al，其中z是Al的原子％含量；和剩余原子％含量的Fe及其他不可避免的杂质；其中，所述Fe基软磁合金包含微结构，并且所述微结构包含处在非晶态基体中的平均晶粒尺寸为15nm至50nm的结晶相。因此，本公开可以提供具有可以增强饱和磁通 密度 并且可以减少铁损的微结构和组成的Fe基非晶态软磁合金。，下面是铁基软磁合金及其制造方法专利的具体信息内容。
1.一种铁(Fe)基软磁合金，其包含：
满足1≤a+b≤6的碳(C)和硫(S)，其中a是C的原子％含量，b是S的原子％含量；
满足4.5≤x≤13.0的硼(B)，其中x是B的原子％含量；
满足0.2≤y≤1.5的铜(Cu)，其中y是Cu的原子％含量；
满足0.5≤z≤2的铝(Al)，其中z是Al的原子％含量；和
剩余原子％含量的Fe及其他不可避免的杂质；
其中，所述Fe基软磁合金包含微结构，并且所述微结构包含处在非晶态基体中的平均晶粒尺寸为15nm至50nm的结晶相。
2.如权利要求1所述的Fe基软磁合金，其中，b为0.3*a以下，并且饱和磁通密度为1.71T以上。
3.如权利要求2所述的Fe基软磁合金，其中，所述合金的矫顽力为2.25Oe以下。
4.如权利要求1所述的Fe基软磁合金，所述合金进一步包含可以取代Cu的铌(Nb)、钒(V)和钽(Ta)中的至少一种，并且取代Cu的Nb、V或Ta的比例为Cu的总含量的20％以下。
5.如权利要求1所述的Fe基软磁合金，所述合金进一步包含可以取代B的硅(Si)和/或磷(P)，并且取代B的Si和/或P的比例为B的总含量的10％以下。
6.一种制造Fe基软磁合金的方法，该方法包括：
熔化Fe基母合金，所述Fe基母合金包含：满足1≤a+b≤6的C和S，其中a是C的原子％含量，b是S的原子％含量；满足4.5≤x≤13.0的B，其中x是B的原子％含量；满足0.2≤y≤1.5的Cu，其中y是Cu的原子％含量；满足0.5≤z≤2的Al，其中z是Al的原子％含量；和剩余原子％含量的Fe及其他不可避免的杂质；
通过对熔化的母合金进行淬火而形成非晶态微结构，并且
通过对所述非晶态微结构进行热处理来形成结晶相。
7.如权利要求6所述的方法，其中，在母合金的成分中，添加Al2S3、Cu2S和FeS中的一种或多种化合物作为S的前体。
8.如权利要求6所述的方法，其中，形成非晶态微结构的步骤采用旋转速度为50m/s至
70m/s的旋铸。
9.如权利要求8所述的方法，其中，通过所述旋铸生产的合金的厚度为0.025mm至
0.030mm。
10.如权利要求6所述的方法，其中，形成结晶相的步骤将所述非晶态微结构在从大气压到0.3MPa的氩气(Ar)加压气氛中保持30分钟到60分钟。
铁基软磁合金及其制造方法
技术领域
[0001] 本公开涉及一种铁(Fe)基非晶态软磁合金以及制造该软磁合金的方法。
背景技术
[0003] 在这种常规软磁材料中，电工钢板是经济的，并且有利地表现出高磁通密度，但是由于磁滞和涡流而在高频频带中遭受显著的铁损。与非晶态合金相比，电工钢板表现出高磁滞和涡流，特别是，即使在包括商用频率的低频频带中，铁损也很高。
[0004] 同时，钴基非晶态合金具有较低的饱和磁通密度和较差的热稳定性，这要求大体积部件，或在大功率工业领域中引起老化问题。
[0005] 特别地，对于在发动机的磁芯中采用的软磁材料，在材料方面需要满足高磁通密度和低磁损耗，而在加工方面需要满足更容易的加工性。
[0006] 尝试了采用铁(Fe)基非晶态材料来增强磁性。
[0007] 然而，常规的铁基非晶态材料的磁通密度低，并且在增强性质方面显示出其局限性。此外，虽然需要纤薄的材料来减少由涡流引起的损耗，但是用作软磁材料的常规Fe基非晶态合金因其形成薄带形状材料的工艺困难而并非合适的候选。
[0009] 本公开旨在提供一种Fe基非晶态软磁材料，通过控制其成分和微结构，所述材料具有增强的饱和磁通密度、降低的铁损以及新的组成和微结构。
[0010] 本公开的另一个目的是提供一种具有新的组成和微结构的Fe基非晶态软磁材料，其允许通过减薄而获得更好的加工性。
[0011] 根据本公开的一个实施方式，提供了一种Fe基软磁合金，其包含：满足1≤a+b≤6的C和S，其中a是C的原子％含量，b是S的原子％含量；满足4.5≤x≤13.0的B，其中x是B的原子％含量；满足0.2≤y≤1.5的Cu，其中y是Cu的原子％含量；满足0.5≤z≤2的Al，其中z是Al的原子％含量；和剩余原子％含量的Fe及其他不可避免的杂质；其中，所述Fe基软磁合金包含微结构，并且所述微结构包含处在非晶态基体中的平均晶粒尺寸为15nm至50nm的结晶相，从而使Fe基非晶态软磁合金具有可以增强饱和磁通密度并且可以减少铁损的微结构和组成。
[0012] 优选地，a与b之比可以是(0.9至0.7):(0.1至0.3)，并且饱和磁通密度可以是1.71T以上。
[0014] 优选地，所述合金可以进一步包含可以取代Cu的铌(Nb)、钒(V)和钽(Ta)中的至少一种。取代Cu的Nb、V或Ta的比例可以为Cu的总含量的30％以下。
[0016] 根据本公开的一个实施方式，可以提供一种制造Fe基软磁合金的方法，该方法包括：熔化Fe基母合金，所述Fe基母合金包含：满足1≤a+b≤6的C和S，其中a是C的原子％含量，b是S的原子％含量；满足4.5≤x≤13.0的B，其中x是B的原子％含量；满足0.2≤y≤1.5的Cu，其中y是Cu的原子％含量；满足0.5≤z≤2的Al，其中z是Al的原子％含量；和剩余原子％含量的Fe及其他不可避免的杂质；通过对熔化的母合金进行淬火而形成非晶态微结构，并通过对非晶态微结构进行热处理来形成结晶相，从而制造具有可以提高材料减薄能力的新的组成和微结构的Fe基非晶态软磁合金。
[0017] 优选地，在母合金的成分中，添加Al2S3、Cu2S和FeS中的一种或多种化合物作为S的前体。
[0019] 优选地，形成非晶态微结构的步骤可以采用旋转速度为50m/s至70m/s的旋铸。
[0020] 在这种情况下，通过该旋铸生产的合金的厚度可以为0.025mm至0.030mm。
[0021] 优选地，形成结晶相的步骤可以将非晶态微结构在从大气压到0.3MPa的氩气(Ar)加压气氛中保持30分钟到60分钟。
[0022] 根据本公开，通过控制合金的组成和微结构，使得Fe基软磁合金具有更高的饱和磁通密度和更低的矫顽力。因此，本公开的Fe基软磁合金有助于在确保高电感的同时使电子设备紧凑。
[0023] 通过控制合金的制造方法和组成，可以在非晶态基体中形成具有纳米级结晶相的微结构，从而减少涡流，进而减少铁损。
[0024] 此外，通过控制合金的组成和制造方法，可以通过将其减薄为带状来确保材料的加工性。
[0026] 通过参考以下详细描述并结合附图考虑，将会更好地理解本公开，并且将容易获得对本公开及其许多附带方面的更完整的理解，在附图中：
[0027] 图1是示意性示出本公开的Fe基非晶态软磁合金的制造方法的流程图；
[0028] 图2是示出本公开的在电弧熔化制备母合金之后进行旋铸而非晶化的带状Fe基非晶态软磁合金的图；
[0030] 图4是示出在通过旋铸而使具有本公开的实施例的组成的非晶态软磁合金非晶化后的X射线衍射(XRD)分析结果的图；
[0031] 图5是示出对具有本公开的实施例的组成的Fe基非晶态软磁合金进行后续的热处理后利用振动样品磁强计(VSM)进行测量的结果的图；
[0032] 图6是示出使具有本公开的实施例的组成的非晶态软磁合金非晶化随后进行热处理之后的XRD分析结果的图；
[0033] 图7是使具有本公开的实施例的组成的非晶态软磁合金非晶化随后进行热处理之后用透射电子显微镜(TEM)观察微结构而获得的照片。
具体实施方式
[0034] 在下文中，参照附图详细描述本公开的实施方式的软磁合金及其制造方法。
[0036] 为了使公开内容清楚，从附图中除去了不相关的部分，并且在整个说明书中，相似的附图标记用于指代相似的要素。在下文中，参照附图详细描述本公开的实施方式。在整个说明书和附图中，相同或基本相同的附图标记用于指代相同或基本相同的要素。当确定会使本公开的主题不清楚时，可以略去已知技术或功能的细节。
[0037] 诸如“第一”、“第二”、“A”、“B”、“(a)”和“(b)”等标志可以用于描述本公开的部件。提供这些标志仅是为了将一个部件与另一部件区分开，而部件的本质在顺序或次序方面不受这些标志的限制。当一个部件被描述为“连接”、“偶接”或“链接”至另一部件时，该部件可以直接连接或链接至另一部件，但是应该理解，在这些部件之间也可以“连接”、“偶接”或“链接”有其他部件。
[0038] 为了说明的目的，每个部件可以划分为子部件。然而，这些部件可以在同一设备或模块中实施，或者每个部件可以在多个设备或模块中分开实施。
[0039] 铁基非晶态软磁合金
[0040] 根据本公开，Fe基非晶态软磁合金表示为Fe100-a-b-x-y-zCaSbBxCuyAlz。根据本公开，Fe基非晶态软磁合金优选包含Fe作为基质，以及必要的C、S、B、Cu和Al。
[0041] 铁(Fe)
[0042] Fe是主要占据非晶态软磁合金的元素。当Fe满足Fe100-a-b-x-y-zCaSbBxCuyAlz的原子％时，本公开的Fe基非晶态软磁合金可以具有高饱和磁通密度和优异的加工性。优选地，当Fe满足78原子％至86原子％时，本公开的Fe基非晶态软磁合金可以同时确保优异的磁通密度和加工性。如果Fe的含量小于78原子％，则合金的饱和磁通密度特性可能劣化。相反，如果Fe的含量高于86原子％，则即使进行旋铸，也可能难以使合金具有非晶态微结构，并且其加工性可能劣化。
[0044] 通常，C是Fe合金体系中的强奥氏体稳定化元素，并且是有助于节省成本的廉价合金元素。在本公开的Fe基非晶态软磁合金中，C有助于非晶态微结构的形成。尽管与S相比C在本公开的Fe基非晶态软磁合金的非晶化中不发挥重要作用，但是它仍然是非晶化的必要元素。如从Fe-C相图可预测的，添加C可以降低本公开的Fe基非晶态软磁合金的液相线温度，扩大使液相稳定的稳定温度范围，并因此提高了合金的非晶化。
[0045] 然而，当母合金熔化时，与C的添加量相比，一部分C挥发，从而可能发生组成偏差。因此，实际添加到母合金中的C含量可以优选比最终Fe基非晶态软磁合金中所含的C含量多
20％。藉此，在最终Fe基非晶态软磁合金的C含量中，可以使实际组成和标称组成彼此基本相同。
20％。藉此，在最终Fe基非晶态软磁合金的C含量中，可以使实际组成和标称组成彼此基本相同。
[0046] 硫(S)
[0047] S提高了Fe基非晶态软磁合金的饱和磁通密度，并且当进行后续的热处理时，有助于在非晶态基体中析出的结晶相的生长。特别地，可以根据所添加的S的含量来调节在Fe基非晶态软磁合金的非晶态基体中析出的纳米级晶体的尺寸。S还可以增强将Fe基非晶态软磁合金形成最终产品所需的加工性。然而，如果在Fe基非晶态软磁合金中过量地包含S，它可能在Fe基非晶态软磁合金的母合金熔化时促进结晶，从而阻碍在母合金中形成非晶态基体。
[0048] 同时，根据本公开，由于S取代C并溶解在Fe中，考虑C的添加量来确定Fe基非晶态软磁合金中的S的添加量。具体地，本公开的Fe基非晶态软磁合金的S含量b和C含量a之和优选为1原子％至6原子％。如果含量a+b小于1原子％，则Fe基非晶态软磁合金的非晶化可能劣化，使其难以形成非晶态微结构。相反，如果含量a+b大于6原子％，则由于过量添加间隙元素，Fe基非晶态软磁合金的机械脆性会增加，从而导致加工性差。
[0049] 此外，在本公开的Fe基非晶态软磁合金中，取代C的S的比例优选为C总含量的30％以下。如果取代C的S的比例超过C总含量的30％，则S的过量添加可能降低Fe基非晶态软磁合金的基体的非晶化，结果使软磁合金的基体变成结晶相，可能引起因磁滞损耗所致的铁损。
[0050] 硼(B)
[0051] B是增强本公开的Fe基非晶态软磁合金的非晶化和饱和磁通密度性质的必需元素。
[0052] 本公开的Fe基非晶态软磁合金中的B含量x优选为4.5原子％至13.0原子％。如果含量x小于4.5原子％，则Fe基非晶态软磁合金的非晶化可能劣化，甚至在热处理之后也难以形成非晶态微结构且难以确保软磁性。相反，如果含量x大于13.0原子％，则本公开的Fe基非晶态软磁合金的饱和磁通密度可能降低。此外，如果含量x大于13.0原子％，则当纳米晶体在非晶态基体中生长时，由于形成富含B的相，纳米结晶相可能不能均匀生长。
[0053] 铜(Cu)
[0054] Cu是纳米晶体生长中不可避免的元素，如果没有Cu，则在本公开的Fe基非晶态软磁合金的非晶态基体中可能难以形成纳米结晶相。
[0055] 本公开的Fe基非晶态软磁合金中的Cu含量y优选为0.2原子％至1.5原子％。如果含量y小于0.2原子％，则本公开的合金的非晶态基体中的纳米结晶化可能变得困难。相反，如果含量y大于1.5原子％，则由于纳米晶体变粗大而难以获得期望尺寸的纳米晶体，此外，软磁性可能容易劣化。
[0057] Al是有利地促进本公开的Fe基非晶态软磁合金的非晶化的必需元素。不过，与其他元素(例如B)相比，Al的非晶化相对较低。
[0058] 本公开的Fe基非晶态软磁合金中的Al含量z优选为0.5原子％至2.0原子％。如果含量z小于0.5原子％，则本公开的合金的非晶化显著降低。相反，如果含量z大于2.0原子％，则其可以与本公开的Fe基非晶态软磁合金中的其他成分结合，结果增加了结晶化的可能性。
[0059] 其他元素
[0060] 必要时，本公开的Fe基非晶态软磁合金可以包含除上述成分以外的其他成分。
[0061] 在第5族过渡金属中，Nb、V和Ta可包含在本公开的Fe基非晶态软磁合金中。这些过渡金属可以部分地取代Cu，并发挥在非晶态基体中形成纳米晶粒的Cu的某些功能。
[0062] 但是，过渡金属的含量不应超过所添加的Cu的总含量y的20％。如果过渡金属的含量超过Cu的总含量的20％，则过渡金属除了形成纳米晶粒之外还可以与本公开的Fe基非晶态软磁合金中所含的其他元素(例如C和S)反应，并且很可能会形成碳化物或硫化物。
[0063] 此外，本公开的Fe基非晶态软磁合金可以添加Si和P。添加Si和P是为了增强非晶化和饱和磁通密度，并且它们部分地取代B。
[0064] 在这种情况下，取代B的Si的比例优选为B的总添加量的30％以下，并且取代B的P的比例优选为B的总添加量的10％以上。如果取代B的Si和P的比例偏离了这些值，则本公开的Fe基非晶态软磁合金的非晶化可能劣化。
[0065] 铁基非晶态软磁合金的制造方法
[0066] 图1是示意性地示出本公开的Fe基非晶态软磁合金的制造方法的流程图。
[0067] 参照图1，本公开的制造合金的方法包括以下步骤：熔化包含C、S、B、Cu和Al、Fe以及其他不可避免的杂质的Fe基母合金，其中，C的原子％含量a和S的原子％含量b满足1≤a+b≤6，B的原子％含量x满足4.5≤x≤13.0，Cu的原子％含量y满足0.2≤y≤1.5，Al的原子％含量z满足0.5≤z≤2；对熔化的母合金进行淬火以形成非晶态微结构，并对所述非晶态微结构进行热处理以形成纳米结晶相。
[0068] 首先，本公开的熔化母合金的步骤需要均匀地熔化Fe基非晶态软磁合金的所有成分。然而，本公开的合金中包含的S是高度挥发性的，因此其不易熔化在最终的母合金中。S的挥发性可能阻止合金达到其目标组成范围。
[0069] 为了在本公开的母合金中熔化(或溶解)S，本公开的制造方法使用粉末状或粒状的S或Al2S3、Cu2S和FeS中的一种或多种化合物作为S的前体。
[0070] 为了均匀且完全地熔化S，本公开的制造方法采用电弧再熔化或感应熔化，这可以在Ar气加压气氛中产生母合金。
[0071] 接下来，本公开的合金制造方法可以包括：对熔化的母合金进行淬火来形成非晶态微结构。
[0072] 尽管在一个实施方式的制造方法中使用旋铸来形成非晶态微结构，但是本公开的非晶化不必局限于旋铸。例如，作为非限制性实例，在本公开的非晶化步骤中也可以采用金属固化或机械合金化。
[0073] 然而，旋铸能够形成薄带形状作为最终产品。为了使涡流(这是软磁金属存在的问题)造成的铁损最小化，产品应较薄。因此，与其他方法相比，旋铸非常适合于制造较薄的非晶态合金，并且有利地工作以增强最终产品的磁性。
[0074] 本公开的制造方法中的旋铸步骤可以通过将旋转速度调节至50m/s至70m/s来稳定地制造厚度为0.025mm至0.030mm的Fe基非晶态软磁金属。换句话说，具有本公开的组成范围的Fe基非晶态软磁合金因其组成特性而可以确保在旋铸条件下稳定的加工性。如果旋转速度低于50m/s，则熔体的冷却可能会变慢，导致最终的微结构难以成为非晶态。相反，如果旋转速度高于70m/s，则遇到该旋转的熔体量会减少，从而导致最终冷却后的非晶态合金太薄。
[0075] 图2是示出根据本公开的在通过电弧熔化制备母合金之后通过旋铸而非晶化的带状Fe基非晶态软磁合金的图。下表1示出了对于满足本公开的Fe基非晶态软磁合金的组成范围的实施方式而言，取决于组成范围的微结构、饱和磁通密度和矫顽力。
[0076] 参照图2，本公开的制造方法可以显示出足以制造出具有宏观上稳定且均匀的微结构的带。换句话说，图2证明了，本公开的合金的成分、组成范围和制造方法可以非常有效地赋予Fe基非晶态软磁合金加工性。
[0077] 表1：取决于Fe基非晶态软磁合金的组成范围的特性
[0078]组成 Fe x y z a b 注释 Bs(T) Hci(Oe)
比较例1 84 13.5 1 0.5 1 0 非晶态 1.45 0.425
比较例2 93.5 4 1 0.5 1 0 结晶化 - -
实施例1 86 12 1 0 1 0 非晶态 1.55 0.684
实施例2 85.5 12 1 0.5 1 0 非晶态 1.52 0.4746
实施例3 85 12 1 1 1 0 非晶态 1.51 1.11
实施例4 85.5 12 1 0.5 0.9 0.1 非晶态 1.62 0.985
实施例5 85.5 12 1 0.5 0.8 0.2 非晶态 1.62 1.25
实施例6 85.5 12 1 0.5 0.7 0.3 非晶态 1.65 1.35
实施例7 85 12 1 0.5 1.4 0.1 非晶态 1.57 1.1
实施例8 85 12 1 0.5 1.3 0.2 非晶态 1.59 1.22
实施例9 85 12 1 0.5 1.2 0.3 非晶态 1.62 1.57
比较例1 84 13.5 1 0.5 1 0 非晶态 1.45 0.425
比较例2 93.5 4 1 0.5 1 0 结晶化 - -
实施例1 86 12 1 0 1 0 非晶态 1.55 0.684
实施例2 85.5 12 1 0.5 1 0 非晶态 1.52 0.4746
实施例3 85 12 1 1 1 0 非晶态 1.51 1.11
实施例4 85.5 12 1 0.5 0.9 0.1 非晶态 1.62 0.985
实施例5 85.5 12 1 0.5 0.8 0.2 非晶态 1.62 1.25
实施例6 85.5 12 1 0.5 0.7 0.3 非晶态 1.65 1.35
实施例7 85 12 1 0.5 1.4 0.1 非晶态 1.57 1.1
实施例8 85 12 1 0.5 1.3 0.2 非晶态 1.59 1.22
实施例9 85 12 1 0.5 1.2 0.3 非晶态 1.62 1.57
[0079] 如表1所示，如果B的含量x小于4.5(比较例2)，则本公开的Fe基非晶态软磁合金显示出劣化的非晶化，即使经过旋铸，所得到的微结构也没有非晶态基体。相反，如果本公开的Fe基非晶态软磁合金中B的含量x大于13.0，则饱和磁通密度会小于1.5T，从而其磁性可能劣化。
[0080] 相反，观察到满足本公开的合金的组成范围的实施例简单地通过旋铸而无需后续热处理即能够呈现出1.5T以上的优异的饱和磁通密度。
[0081] 实施例2和3以及其他实施例中的磁性直接示出了S对本公开的Fe基非晶态软磁合金的饱和磁通密度的影响。换句话说，如果Fe基非晶态软磁合金添加了S，则合金的饱和磁通密度可以显著增加。
[0082] 图3和图4示出了以上表1中的实施例5的EDS面扫和XRD分析的结果。
[0083] 如图3的EDS结果所示，Fe基非晶态软磁合金在旋铸后具有所有成分都均匀分布的微结构。
[0084] 图4示出了本公开的Fe基非晶态软磁合金具有漫射X射线衍射峰。图4的XRD结果可以直接证明具有本公开的组成的Fe基非晶态软磁合金具有非晶态基体。
[0085] 同时，为了通过减少非晶态软磁合金中的涡流来减轻铁损，本公开的制造方法可以在旋铸之后增加后续的热处理。后续的热处理可以是在非晶态基体中形成结晶相的过程。在这种情况下，后续的热处理的保持温度的温度范围优选比通过DTA分析测量的本公开的具有根据各个实施方式的组成的Fe基非晶态软磁合金的结晶相析出时的结晶温度高约50℃。该温度范围是确保在工业时间内在本公开的Fe基非晶态软磁合金中完全产生结晶相的条件。具体的处理条件可以包括15℃/min的加热速率，350℃至500℃的保持温度，以及30分钟至60分钟的保持时间。如果后续的热处理的温度低于350℃，则不会发生晶体生长，使得后续的热处理可能没有效果。相反，如果后续的热处理高于500℃，则结晶相可能会过度粗化，导致矫顽力急剧上升。
[0086] 同时，为了防止S在后续的热处理期间挥发，优选将热处理保持在从大气压至0.3MPa的Ar加压气氛中。如果后续的热处理中的压力超过0.3MPa，则纳米尺寸的晶粒的均匀生长可能变得困难，并且热处理可能反而使磁性劣化。
[0087] 图5是示出在对具有表1所示的实施例5的组成的Fe基非晶态软磁合金进行后续热处理后用振动样品磁强计(VSM)进行测量的结果的图。可以看出，通过后续热处理，具有本公开的实施例5的组成的Fe基非晶态软磁合金的饱和磁通密度提高到了1.7T。
[0088] 表2示出了在对表1的实施例的Fe基非晶态软磁合金进行后续热处理之后的取决于组成范围的微结构、饱和磁通密度和矫顽力。据观察，满足本公开的合金组成范围的实施例在后续热处理之后呈现出1.6T以上的优异的饱和磁通密度。特别是，可以看出，与仅添加C的实施例的合金相比，添加了S的实施例的合金呈现出1.7T以上的非常高的饱和磁通密度。可以证实，尽管尚不知道确切的机理，但与常规技术或仅添加C的实施例相比，同时添加了S和C并且S取代C的实施例通过S取代而产生提高加工性和调整非晶态基体中的纳米晶粒的效果。
[0089] 表2：后续热处理之后的取决于Fe基非晶态软磁合金的组成范围的特性
[0090] 组成 热处理温度(℃) 晶粒尺寸(nm) Bs(T) Hci(Oe)实施例1 380 35 1.65 1.651
实施例2 390 30 1.67 1.451
实施例3 395 30 1.62 1.88
实施例4 390 45 1.74 2.15
实施例5 390 50 1.71 1.99
实施例6 390 50 1.78 2.22
实施例7 390 45 1.75 2.65
实施例8 390 45 1.81 2.45
实施例9 390 45 1.79 2.64
实施例2 390 30 1.67 1.451
实施例3 395 30 1.62 1.88
实施例4 390 45 1.74 2.15
实施例5 390 50 1.71 1.99
实施例6 390 50 1.78 2.22
实施例7 390 45 1.75 2.65
实施例8 390 45 1.81 2.45
实施例9 390 45 1.79 2.64
[0091] 图6和图7分别示出了表2中实施例5的XRD分析结果和微结构的TEM照片。
[0092] 图6的XRD结果与图4的XRD结果具有不同的特性。在该XRD结果中，峰通常表示在受测样品的微结构中存在结晶相。从图6的XRD结果观察到多个峰，并且已经观察到这些峰对应于体心立方晶格(bcc)的铁氧体晶体结构。因此，图6的XRD结果直接表明，在对具有本公开的组成的Fe基非晶态软磁合金进行后续热处理之后，在非晶态基体中产生了铁氧体结晶相。
[0093] 图7是显示实施例5的具有本公开的组成的Fe基非晶态软磁合金的微结构的TEM照片。如图7的TEM照片所示，Fe基非晶态软磁合金的微结构在非晶态基体中包含纳米尺寸的结晶相。
[0094] 结晶相中晶粒的尺寸优选为15nm至50nm。如果结晶相中的晶粒尺寸小于15nm，则涡流可能增加，从而显著增大铁损。如果结晶相中的晶粒尺寸大于50nm，则矫顽力(磁矫顽力)显著增加，因此钢板的脆性增加，结果加工性较差。
[0095] 虽然已经参照本公开的示例性实施方式示出和描述了本公开，但是对于本领域的普通技术人员显而易见的是，可以在不脱离由所附权利要求定义的本公开的精神和范围的情况下对其进行形式和细节上的各种改变。此外，尽管在对实施方式的前述详细描述中没有明确描述本公开的配置的操作和效果，但是应明白，通过该配置可预测的任何效果也属于本权利要求的范围。
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