专利名称：高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金及其制备方法
技术领域：
本发明涉及非晶态合金技术领域，特别涉及一种具有高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金及其制备方法。
背景技术：
非晶态金属合金是一类具有短程有序、长程无序结构特征的合金，与晶态合金相t匕，具有优异的力学性能，良好的加工性能，更为优良的抗多种介质腐蚀的能力以及优异的磁性能及独特的膨胀特性等物理性能，在航空航天器件、精密机械、电力电子等领域都显示出重要的应用价值，具有广泛的应用前景。自从1960年Duwez等报道了用喷枪快速冷却法得到Au75Si25非晶合金以来,利用液相急冷技术，人们在很多金属合金系中获得了非晶态合金，但是，这些非晶的形成条件是冷却速度大于104K/s，厚度通常在50 μ m以下，大大限制了其应用范围。因此，提高合金体·系的非晶形成能力，制备出大块非晶合金一直是非晶物理领域内追求的目标。20世纪80年代后期，A. Inoue等在日本东北大学成功发现了主要由普通元素组成的新多组元合金体系可以在低冷却速度下形成块体非晶合金，用水冷铜模铸造法在La-Al-Ni和La-Al-Cu等三元合金系中制备出了几个毫米粗的非晶棒材。随后，大量的块体非晶合金体系被开发出来，在Pd-、Mg-、La-、Zr-、Ce-、Cu-、Pt-等合金体系中均制备出了临界尺寸在毫米以上量级的样品。其中，Pd4tlCu3tlNiiciP2tl非晶合金的最低冷却速率为O. lK/s，最大直径达到了 75mm，是目前具有最好非晶形成能力的合金系。非晶态软磁合金是非晶态合金中的一种，具有矫顽力低、磁导率高、饱和磁感应强度高等优异的软磁性能，被应用在众多领域。例如，磁性传感器做为传感器的重要分支，在电机控制、医疗电子、自动化、国防军工、环保和地球物理观测等各个领域的应用日益广泛。随着现代信息技术的迅速发展，人们对磁传感器和储存器件的大小、灵敏度、热稳定性及功耗等提出了越来越高的要求。磁性传感器的核心是敏感元件，而敏感元件的基本性能又取决于相应的敏感材料，因此，寻找具有优异性能的敏感材料就成为制作高性能磁性传感器的关键。而以非晶态软磁合金为基础的传感器具有灵敏度高，频响好，功耗低和直流测量稳定性好等特点，因此受到广泛关注。铁基和钴基非晶合金具有优异的软磁性能，一直是非晶合金材料研究中的热点。1992年日本名古屋大学的Mohri等人发现在CoFeSiB非晶丝两端通以高频电流时,丝两端感生的电压幅值随外磁场而发生非常灵敏的变化,这一现象被称为巨磁阻抗(GMI)效应，GMI效应的发现为开发高稳定性、高灵敏度、高分辨率、响应速度快，低功耗等特点的磁传感器提供了可能。然而，由于钴基非晶合金的非晶形成能力较低，只能用内圆水纺法来制备，限制了大规模制备高质量的非晶丝，因此提高钴基非晶合金的非晶形成能力就显得尤为重要。2001年，Shen Baolong等通过在Co-Fe-B合金的基础上添加Ta兀素，制备出了过冷液相区为70K，同时具有优异软磁性能的块体非晶合金，其饱和磁感应强度为O. 5T，IkHz下的有效磁导率为40000，环形样品的矫顽力为O. 25A/m，最大磁导率为5. 5 X 105，然而其非晶棒材的临界尺寸仅有2mm,非晶形成能力仍较弱。2006年,Shen Baolong等又成功开发出了分子式为[(CcvxFe丄.Ja2SiaΜ]Nb4(x=0. 1-0.4)的具有优异软磁性能的块体非晶合金材料，其临界尺寸达到了 4mm，饱和磁感应强度为O. 71-0. 97T，矫顽力为O. 7-1. 8A/m, IkHz下的有效磁导率为1.48-3 . 25X 104，然而该体系中非晶形成能力强的合金组分其软磁性能相对较差，而软磁性能优异的合金组分非晶形成能力又较差。因此，在保持优异软磁性能的基础上，提高钴基块体非晶合金的非晶形成能力，能进一步扩大钴基非晶软磁合金的应用范围。
发明内容
本发明的技术目的是针对上述技术现状，通过合理的成分设计，提供一种兼备高非晶形成能力和优异软磁性能的钴基块体非晶软磁合金，该非晶合金同时具有优异的力学性能。 为实现上述技术目的，本发明所采用的技术方案是一种钴基块体非晶合金，其分子式为CoaFebNieBdSieNb5，式中a、b、c、d、e为原子百分比，其中25彡a彡60，10彡b彡28，
2彡 c 彡 10，d>0, e>0,14 ( d+e ( 39，并且 a+b+c+d+e+5=100。作为优选，30 ^ a ^ 50，更优选为37彡a彡45。作为优选，14彡b彡25，更优选为17彡b彡22。作为优选，4彡c彡9，更优选为6彡c彡8。作为优选，18 ( d+e ( 35，更优选为20 ( d+e ( 33，进一步优选为22 ( d+e ( 31，最优选为25 ( d+e ( 29。作为优选，13彡d彡30，更优选为16彡d彡28，最优选为19彡c彡24。作为优选，I彡e ( 9，更优选为2彡e彡8，最优选为4彡e彡6。本发明钴基块体非晶合金的约化玻璃转变温度在O. 5以上且O. 7以下，优选在
O.53以上且O. 68以下，更优选在O. 56以上且O. 67以下，其中，1^=1；/%，Tg为玻璃转变温度，T1为液相线温度，两者均为绝对温度。本发明还提供了一种制备上述兼具强非晶形成能力和优异软磁性能的钴基块体非晶软磁合金的方法，该方法包括如下步骤步骤I :按照分子式CoaFebNicEdSieNb5将目标成分的原子百分比转换为重量百分比，称取适量Fe、Co、Ni、B、Si和Nb作为原料待用，式中a、b、C、d、e为原子百分比，25 彡 a 彡 60，10 彡 b 彡 28，2 彡 c 彡 10，14 彡 d+e 彡 39，并且 a+b+c+d+e+5=100 ；步骤2 :将步骤I得到的原料放入真空电弧熔炼炉中，抽真空后冲入氩气，待原料熔化后再持续熔炼5 10min，然后冷却至凝固，得到成分均匀的CoaFebNicEdSieNb5母合金锭；步骤3 :采用真空铜模铸造法，将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，清洗后装入底端开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空后冲入氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用玻璃管上端与铸造设备腔体之间的压力差将合金液喷射入铜模中，并随铜模冷却，制得不同尺寸的CoaFebNicBdSieNb5块体非晶软磁合金棒材。
作为优选，所述的步骤2中，待原料冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼3 5次；作为优选，所述的步骤2中，抽真空至4X l(T5mbar 6X l(T5mbar ；作为优选，所述的步骤2中，保持熔炼炉腔体压力为450mbar 550mbar ；作为优选，所述的步骤3中，抽真空至3 X KT3Pa 8 X IO^3Pa0采用上述方法制备得到的CoaFebNicBdSieNb5块体非晶软磁合金棒材的直径为
1.Omm 7. Omm,优选为 I. 5mm 6. Omm,更优选为 2. 5mm 5. 5mm。用X射线衍射法(XRD)确定本发明合金样品的非晶态结构。完全的非晶态合金的XRD图谱为一个宽化的弥散衍射峰，而典型的晶体结构的合金XRD图谱上对应的是尖锐的 Bragg衍射峰。用差示扫描量热仪(DSC)测试本发明合金样品的热力学参数。以一定的加热速率加热该合金样品使其完全熔化，记录玻璃转变温度(Tg)、初始晶化温度(Tx)、熔点(Tm)和液相线温度(T1)，得到过冷液相区宽度Λ Tx ( Λ Tx=Tx-Tg)，约化玻璃转变温度I；g (Trg=TgZT1)，用约化玻璃转变温度I；g与过冷液相区宽度Λ Tx评价本发明钴基非晶软磁合金的非晶形成能力。用磁学测试仪器测试本发明合金样品的磁学性能，包括用阻抗分析仪测试样品在IkHz下的有效磁导率、用B-H仪测试样品的矫顽力、用振动样品磁强计测试样品的饱和磁感应强度。用力学测试仪器万能试验机测试样品的压缩断裂强度。经上述测试证实，本发明提供的钴基块体非晶软磁合金具有优异的软磁性能和高的非晶形成能力，同时具有良好的力学性能，其具体性能优点如下(I)具有宽的过冷液相区八!；，其值在451(以上且70Κ以下；(2)具有高的约化玻璃转变温度I；g，其值在O. 5以上且O. 7以下，优选在O. 53以上且O. 68以下，更优选在O. 56以上且O. 67以下；(3)具有高的非晶形成能力，用铜模铸造法制备的该体系非晶棒材的直径在1_以上，7mm以下；(4)具有低矫顽力H。，其值在O. 3A/m以上且3. OA/m以下，优选在O. 5A/m以上且
2.OA/m以下，更优选在O. 7A/m以上且I. 5A/m以下；(5)具有高有效磁导率μ e，IkHz下其值在10000以上且30000以下，优选在14000以上且27000以下，更优选在18000以上且24000以下；(6)具有高断裂强度Of，直径为2mm，高径比为2:1的样品的压缩实验显示其断裂强度在4200MPa以上且4600MPa以下。
图I是实施例1、2、3制得的非晶合金棒材的实物样品照片；图2是实施例I制得的非晶合金棒材的XRD图谱；图3是实施例I制得的非晶合金棒材的DSC升温曲线；图4是实施例I制得的非晶合金棒材的DSC降温曲线；图5是实施例2制得的非晶合金棒材的XRD图谱；
图6是实施例2制得的非晶合金棒材的DSC升温曲线；图7是实施例2制得的非晶合金棒材的DSC降温曲线。
具体实施例方式以下结合附图及实施例对本发明作进一步详细描述，需要指出的是，以下所述实施例旨在便于对本发明的理解，而对其不起任何限定作用。实施例I :采用铜模铸造法制备直径为4mm的(Co。.6FeQ. 3NiQ. J 69 (B0 81lSi0 189) 26Nb5块体非晶合金棒，包括如下步骤步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用； 步骤2 :将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼5 10min，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼3飞次，得到成分均匀的(Coa6Fetl.3Ni0. ι) 69 (Bo. 811Si0.189) 26Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为4mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。图I中a为该非晶合金棒的实物样品照片。图2为该非晶合金棒的XRD衍射图，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。图3为DSC升温曲线，升温速率为40K/min，图4为DSC降温曲线，降温速率为4K/min。从中可以看出其玻璃转变温度Tg为835K，初始晶化温度Tx为890K，液相线温度T1为1322K，得到过冷液相区宽度Λ Tx为55Κ，约化玻璃转变温度T,g为O. 632。对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 68Τ，矫顽力H。为L 25A/m，有效磁导率μ e为19900。对本发明的直径为2mm，高为4mm的样品，用万能试验机测试其力学性能，得到断裂强度σ f为4410MPa。实施例2 采用铜模铸造法制备直径为4. 5mm的(Coa6Fea3Nitl. ^67 (Ba811Siai89) 28Nbi^体非晶合金棒，包括如下步骤步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用；步骤2:将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼^lOmin，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼:Γ5次，得到成分均匀的(Coa6Fetl.3Nio.!) 67 (B0.811Si0. W28Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为4. 5mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。图I中b为该非晶合金棒的实物样品照片。图5为该非晶合金棒的XRD衍射图，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。图6为DSC升温曲线，升温速率为40K/min，图7为DSC降温曲线，降温速率为4K/min。从中可以看出其玻璃转变温度Tg为853K，初始晶化温度Tx为915K，液相线温度T1为1314K，得到过冷液相区宽度Λ Tx为62Κ，约化玻璃转变温度T,g为O. 649。
对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 61Τ，矫顽力H。为O. 83A/m，有效磁导率μ e为22000。对本发明的直径为2mm，高为4mm的样品，用万能试验机测试其力学性能，得到断裂强度σ f为4415MPa。实施例3 采用铜模铸造法制备直径为5mm的(Coa6Fea3Nitl. J68 (Ba811Siai89) 27Nb5块体非晶合金棒，包括如下步骤步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用；步骤2 :将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼^lOmin，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼:Γ5次，得到成分均匀的(Coa6Fetl.3Nio.!) 68 (B0.811Si0. W27Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为5mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。图I中，c为该非晶合金棒的实物样品照片。用XRD衍射法确认该非晶合金棒的结构，XRD衍射图类似图2所示，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。从DSC升温与降温曲线中可以看出其玻璃转变温度Tg为844K，初始晶化温度Tx为904K，液相线温度T1为1283K，得到过冷液相区宽度ATx为60K，约化玻璃转变温度I；g为O. 657。对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 65T，矫顽力Hc为O. 74A/m,有效磁导率μ e为22400。对本发明的直径为2_，高为4_的样品，用万能试验机测试其力学性能，得到断裂强度σ f为4460MPa。实施例4 采用铜模铸造法制备直径为3. 5mm的(Coa6Fea3Nitl. J66 (Ba811Siai89) 29NbJ^体非晶合金棒，包括如下步骤
步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用；步骤2:将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼^lOmin，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼:Γ5次，得到成分均匀的(Coa6Fetl.3Ni0. ι) 66 (Bo. 811Si0.189) 29Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为3. 5mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。该非晶合金棒的实物样品外观图类似图I所示，呈直径为3. 5mm的棒状块体结构。用XRD衍射法确认该非晶合金棒的结构，XRD衍射图类似图2所示，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。 用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。从DSC升温与降温曲线中可以看出其玻璃转变温度Tg为862K，初始晶化温度Tx为925K，液相线温度T1为1374K，得到过冷液相区宽度ATx为63K，约化玻璃转变温度T,g为O. 627。对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 54T，矫顽力H。为I. 31A/m，有效磁导率μ e为19500。对本发明的直径为2mm，高为4mm的样品，用万能试验机测试其力学性能，得到断裂强度为4250MPa。实施例5:采用铜模铸造法制备直径为2. 5mm的(Coa6Fea3Nitl. D7tl(Ba811Siai89) 25Nbd^体非晶合金棒，包括如下步骤步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用；步骤2 :将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼^lOmin，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼:Γ5次，得到成分均匀的(Coa6FetlU70(Ba811Siai89) 25Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为2. 5mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。该非晶合金棒的实物样品外观图类似图I所示，呈直径为2. 5mm的棒状块体结构。用XRD衍射法确认该非晶合金棒的结构，XRD衍射图类似图2所示，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。从DSC升温与降温曲线中可以看出其玻璃转变温度Tg为825K，初始晶化温度Tx为875K，液相线温度T1为1453K，得到过冷液相区宽度ATx为50K，约化玻璃转变温度T,g为O. 568。
对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 72T，矫顽力H。为I. 41A/m，有效磁导率μ e为18600。对本发明的直径为2mm，高为4mm的样品，用万能试验机测试其力学性能，得到断裂强度σ f为4270MPa。实施例6 采用铜模铸造法制备直径为3mm的(Coa6Fea3Niai)71 (Ba8Sia2)24Nb5块体非晶合金棒，包括如下步骤步骤I :将合金原子百分比转换为重量百分比，称取纯度为99. 5%以上的Fe、Co、Ni、B、Si和Nb元素的重量，待用； 步骤2 :将步骤I称得的目标成分原料放入真空电弧熔炼炉中，真空度抽至5X10_5mbar，冲入氩气保护气体，保持熔炼炉腔体压力为500mbar，待原料熔化后在持续熔炼5 10min，冷却至凝固后，用机械手将其翻转，反复熔炼3飞次，得到成分均匀的(Coa6FetlU71 (Ba8Sia2)24Nb5 母合金锭；步骤3 :将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，将小块合金装入具有适当大小开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空至5 X KT3Pa后冲入适量氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用压力差将合金液喷射入直径为3mm的铜模中，并随铜模冷却，得到块体非晶软磁合金棒材。该非晶合金棒的实物样品外观图类似图I所示，呈直径为3mm的棒状块体结构。用XRD衍射法确认该非晶合金棒的结构，XRD衍射图类似图2所示，图中显示其只有一个宽化的弥散衍射峰，没有晶化峰的出现，说明该合金棒具有非晶结构。用差示扫描量热法测量该块体非晶合金棒的热力学参数。从DSC升温与降温曲线中可以看出其玻璃转变温度Tg为818K，初始晶化温度Tx为867K，液相线温度T1为1304K，得到过冷液相区宽度Λ Tx为49Κ，约化玻璃转变温度T,g为O. 627。对本发明的非晶条带去应力退火后，用磁学测试仪器检测其磁学性能，得到饱和磁感应强度Bs为O. 77Τ，矫顽力H。为I. 14A/m，有效磁导率μ e为22700。比较实施例I :比较实施例 I 中，米用文献 Bulk glassy alloys in (Fe, Co, Ni) -Si-B system, T.Zhang and A. Inoue, Mater, Trans. 42 (2001) 1015 中记载的成分Co3tlFe3tlNi15Si8B17,该成分用铜模铸造法可制备出直径为I. 2mm的非晶棒材。比较实施例2 比较实施例 2 中，米用文献 Enhancement of glass-formingability of CoFeBSiNb bulk glassy alloys withexcellent soft-magneticproperties and superhigh strength, Q. K. Man, H. J. Sun, Y. Q. Dong, B. L. Shen etal. Intermetallics. 18 (2010) 1876 中记载的成分 Co46Fe2ciB22Si6Nb6，该成分用铜模铸造法可制备出直径为4mm的非晶棒材。比较实施例3 比较实施例 3 中，米用文献 Formation and soft magnetic properties ofCo-Fe-Si-B-Nb bulk glassy alloys, A. Inoue and B. L. Shenj Mater, Trans. 43(2002) 1230中记载的成分(Co。7C)5Fe。。45Si。凡15)96Nb4，该成分用铜模铸造法可制备出直径为Imm的非晶棒材。实施例I至实施例6及比较实施例1、2所制得合金的各项性能如下表所示。
权利要求
1.一种高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是其分子式为CoaFebNicBdSieNb5，式中 a、b、c、d、e 为原子百分比，25 彡 a 彡 60，10 彡 b 彡 28，2 彡 c 彡 10，d>0, e>0,14 ( d+e ( 39，并且 a+b+c+d+e+5=100。
2.根据权利要求I所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的30彡a彡50，优选为37彡a彡45。
3.根据权利要求I所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的14彡b彡25，优选为17彡b彡22。
4.根据权利要求I所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的4彡c彡9，优选为6彡c彡8。
5.根据权利要求I所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的13彡d彡30，优选为16彡d彡28，更优选为19彡c彡24。
6.根据权利要求I所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的I彡e彡9，优选为2彡e彡8，更优选为4彡e彡6。
7.根据权利要求I至6中任一权利要求所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其特征是所述的15 ( d+e ( 38，优选为18 ( d+e ( 35，更优选为20 ( d+e ( 33，进一步优选为22 ( d+e ( 31，最优选为25 ( d+e ( 29。
8.根据权利要求I至6中任一权利要求所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其约化玻璃转变温度1；8在0. 5以上且O. 7以下。
9.根据权利要求I至6中任一权利要求所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其矫顽力H。在O. 3A/m以上且3. OA/m以下。
10.根据权利要求I至6中任一权利要求所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金，其在lA/m的外场下，IkHz时的有效磁导率μ e在10000以上且30000以下。
11.根据权利要求I至6中任一权利要求所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金的制备方法，其特征是包括以下步骤 步骤I :按照分子式CoaFebNieBdSieNbjf目标成分的原子百分比转换为重量百分比，称取适量Fe、Co、Ni、B、Si和Nb作为原料待用； 步骤2 :将步骤I得到的原料放入真空电弧熔炼炉中，抽真空后冲入氩气，待原料熔化后再持续熔炼5 10min，然后冷却至凝固，得到成分均匀的CoaFebNicEdSi6Nb5母合金锭； 步骤3 :采用铜模铸造法，将步骤2得到的母合金锭破碎成小块后置于酒精中超声波清洗，清洗后装入开口的石英玻璃管中，将玻璃管置于铸造设备的感应线圈中，抽真空后冲入氩气进行熔炼，待小块合金完全熔化后，利用玻璃管上端与铸造设备腔体之间的压力差将合金液喷射入铜模中，并随铜模冷却，制得不同尺寸的CoaFebNicBdSieNb5块体非晶软磁合金棒材。
12.根据权利要求11所述的高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金的制备方法，其特征是所述的步骤3中得到的块体非晶软磁合金棒材的直径为I. 0mnT7. Omm，优选为I.5mm 6. Omm,更优选为 2. 5mm 5. 5mm。
全文摘要
本发明提供了一种高非晶形成能力的钴基块体非晶软磁合金及其制备方法，该非晶软磁合金的分子式为CoaFebNicBdSieNb5，式中a、b、c、d、e为原子百分比，其中25≤a≤60，10≤b≤28，2≤c≤10，d>0，e>0，14≤d+e≤39，并且a+b+c+d+e+5=100。与现有技术相比，本发明合金材料的优点在于具有大的非晶形成能力以及优异的软磁性能和力学性能，其过冷液相区大于40K，约化玻璃转变温度达到0.5~0.7，矫顽力达到1.5A/m以下，断裂强度大于4200MPa，因其大的非晶形成能力能够制得直径在1mm~7mm的非晶棒材，可广泛应用于变压器及磁性传感器等领域中，具有良好的应用前景。
文档编号H01F1/153GK102915820SQ20121031217
公开日2013年2月6日 申请日期2012年8月29日 优先权日2012年8月29日
发明者沈宝龙, 董亚强, 满其奎 申请人:中国科学院宁波材料技术与工程研究所