本發(fā)明屬于金屬功能材料制備技術(shù)領(lǐng)域，特別是涉及一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵含量的工藝方法。

背景技術(shù)：

鐵基非晶合金具有電阻率、磁導(dǎo)率高和低損耗的特征，是一種性能優(yōu)異的軟磁合金材料，被廣泛應(yīng)用于輸配電、電子信息、新型電機(jī)等領(lǐng)域。與傳統(tǒng)的硅鋼變壓器相比，鐵基非晶合金制造的變壓器可降低60～80％的空載損耗，是節(jié)能減排的重要基礎(chǔ)材料之一。鐵基非晶合金的制備需要加入一定數(shù)量的硅、硼等非金屬元素來控制合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)，加入的非金屬元素?cái)?shù)量越多，鐵基合金熔體的非晶形成能力就越強(qiáng)。鐵基非晶合金中非金屬元素的含量使得典型的鐵基非晶合金(fe-si-b)中鐵的原子百分比含量均小于80％，已知鐵含量最高的fe-si-b非晶合金的成份是fe79si13b8，鐵含量遠(yuǎn)低于硅鋼中的鐵含量(原子百分比可達(dá)95％以上)。由于非金屬元素只是對固體合金形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)起關(guān)鍵作用，對合金的磁性能沒有貢獻(xiàn)，所以鐵基非晶合金的飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度只與鐵的含量成正比，鐵基非晶合金的非金屬元素含量越高，鐵的含量就越低，鐵基非晶合金的飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度也就越低，因此非晶態(tài)鐵硅硼合金的飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度明顯低于硅鋼，使得利用非晶態(tài)鐵硅硼合金制備的器件性能受到一定程度的限制。目前提高非晶態(tài)鐵硅硼合金的鐵含量已成為亟待解決的關(guān)鍵問題。

依據(jù)溫度的不同，鐵硅硼合金熔體中鐵原子、硅原子和硼原子可形成大量不同成份和不同結(jié)構(gòu)類型的游動原子集團(tuán)，以及各種原子呈紊亂分布的無序結(jié)構(gòu)，這些原子集團(tuán)中可包含鐵-硅原子團(tuán)簇、鐵-硼原子團(tuán)簇、硅-硼原子團(tuán)簇和鐵-硅-硼原子團(tuán)簇，以及少量的、分別僅由鐵原子、硅原子和硼原子形成的團(tuán)簇。實(shí)際上，合金熔體的微觀結(jié)構(gòu)是不均勻的，原子團(tuán)簇的具體特征不僅與金屬的種類和合金成分有關(guān)，而且也與熔體的溫度密切有關(guān)。雖然合金熔體中原子團(tuán)簇種類和結(jié)構(gòu)依賴于溫度，但是原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的變化速度總是滯后于溫度的變化速度，并且原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)不同，相對于溫度變化的滯后情況也不相同。原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化相對于溫度變化的滯后性使得熔體在溫度上升的一定溫區(qū)內(nèi)還保留了初始合金熔體中金屬元素團(tuán)簇和非金屬元素團(tuán)簇的結(jié)構(gòu)特征，很顯然金屬元素團(tuán)簇的存在不利用形成非晶合金，而非金屬元素團(tuán)簇的存在則既降低了非晶形成能力，也降低了非晶態(tài)固體合金中的金屬含量。隨著合金熔體溫度的升高，原子的熱振動能越大，最外面的原子會離開初始合金熔體的原子團(tuán)簇，形成游離的原子，導(dǎo)致原子團(tuán)簇尺寸的減小，因此初始熔體的微觀結(jié)構(gòu)特征會隨著溫度的升高而逐漸減少。只有熔體溫度升高到特定溫度時(shí)，才能完全消除初始熔體的微觀結(jié)構(gòu)特征。當(dāng)初始熔體的微觀結(jié)構(gòu)特征完全消失時(shí)，達(dá)到真正的熔體微觀結(jié)構(gòu)狀態(tài)。當(dāng)從初始熔體的原子團(tuán)簇中游離出來的金屬和非金屬原子越來越多時(shí)，由金屬和非金屬元素形成原子團(tuán)簇的幾率就越大，因而非金屬元素對合金熔體形成非晶態(tài)固體合金的作用就越強(qiáng)。如果非金屬元素在形成非晶態(tài)合金結(jié)構(gòu)的過程中起的作用越大，形成非晶合金所需的非金屬元素?cái)?shù)量就越少，非晶態(tài)固體合金中的金屬含量就可以更高。第一性原理分子動力學(xué)計(jì)算表明，在1600℃的鐵硅硼合金熔體中硅原子與硅原子、硼原子與硼原子，以及硅原子與硼原子形成第一近鄰關(guān)系的能力遠(yuǎn)低于和鐵原子形成第一近鄰關(guān)系的能力。鐵原子和硅原子的半徑相近，可以形成多種類型的團(tuán)簇結(jié)構(gòu)。模擬計(jì)算還表明，與鐵原子類似，硅原子以配位數(shù)12或13的方式與鐵原子組成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的幾率最大，由于原子尺寸的不同，b原子則以配位數(shù)為9或10的方式與鐵原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的幾率最大，并且鐵原子與硅原子的成鍵強(qiáng)度大于鐵原子與硼原子之間的成鍵強(qiáng)度，另外硅原子與硼原子之間有一定的相互排斥傾向，不易形成第一近鄰關(guān)系。如果硅原子不與硅原子或者硼原子形成第一近鄰關(guān)系，只與鐵原子形成近鄰關(guān)系，按照配位數(shù)12或13的方式形成以硅原子為中心與鐵原子形成多面體結(jié)構(gòu)，則會提高硅元素在形成非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中的作用。同樣，降低硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的數(shù)量，并按照配位數(shù)10的方式以硼原子為中心與鐵原子形成多面體團(tuán)簇，也增加了硼元素在形成非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中的作用。當(dāng)鐵原子與硅原子和硼原子以這樣的方式形成非晶態(tài)鐵硅硼合金時(shí)，非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中鐵原子的百分比含量可達(dá)到90％以上。即使團(tuán)簇結(jié)構(gòu)中仍有少量的第一近鄰硅原子和第一近鄰的硼原子，以及硅原子和硼原子之間形成的第一近鄰關(guān)系，非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中鐵的百分比含量亦可遠(yuǎn)高于目前的79％。

合金熔體溫度的變化使得熔體微結(jié)構(gòu)在不同的熱力學(xué)狀態(tài)之間變化，然而熔體微結(jié)構(gòu)從一個(gè)穩(wěn)定的熱力學(xué)狀態(tài)轉(zhuǎn)變到另一個(gè)穩(wěn)定的熱力學(xué)狀態(tài)需要一定時(shí)間來完成結(jié)構(gòu)馳豫，這種結(jié)構(gòu)馳豫現(xiàn)象使得熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)之間的變化相對于熔體溫度變化存在滯后性。合理控制合金熔體微觀結(jié)構(gòu)的馳豫時(shí)間就可使與前一個(gè)熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)對應(yīng)的微觀結(jié)構(gòu)特征在達(dá)到下一個(gè)熱力學(xué)穩(wěn)定狀態(tài)之前得以一定程度的保留。正是合金熔體微觀結(jié)構(gòu)變化相對于溫度變化的滯后性，可以通過控制合金熔體的加熱處理溫度和微觀結(jié)構(gòu)馳豫時(shí)間，并利用急速冷卻的方式將與不同溫度對應(yīng)的合金熔體微觀結(jié)構(gòu)特征保留在非晶態(tài)固體合金中。盡管合金熔體中原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)是復(fù)雜和多樣的，且隨溫度變化，目前也沒有直接、有效的表征熔體原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的方法，但是合金熔體原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)與合金熔體粘度有內(nèi)在聯(lián)系，即尺寸小的團(tuán)簇有利于增加熔體的流動性，降低粘度；尺寸大的原子團(tuán)簇不利于熔體的流動性，增加粘度。因此合金熔體粘度與熔體中原子團(tuán)簇尺寸反比關(guān)系。合金熔體粘度與熔體溫度亦成反比關(guān)系，即溫度升高，粘度降低；溫度降低，粘度升高。由于合金熔體粘度既與原子團(tuán)簇尺寸，也與溫度有對應(yīng)關(guān)系，所以推斷出熔體原子團(tuán)簇尺寸與熔體溫度之間也存在著對應(yīng)關(guān)系，進(jìn)而可以利用合金熔體溫度來調(diào)控熔體的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)，減小非金屬元素之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率，增加非金屬元素與金屬元素形成第一近鄰關(guān)系的幾率，使得以非金屬元素為中心、金屬元素為第一近鄰的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)數(shù)量增大，增強(qiáng)非金屬元素在合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)的作用，提高非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中的鐵原子含量。

綜上所述，盡管非晶態(tài)固體鐵硅硼合金的鐵含量對其飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度具有重要影響，提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量是改善非晶態(tài)鐵硅硼合金飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度和提高相關(guān)非晶態(tài)鐵硅硼合金器件性能的重要途徑之一，但目前對提高非晶態(tài)固體鐵硅硼合金的鐵含量仍然缺乏有效的工藝技術(shù)方法，已成為非晶態(tài)固體鐵硅硼合金材料領(lǐng)域未能解決的關(guān)鍵且重要科學(xué)技術(shù)問題之一。無法有效提高非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中鐵含量的主要原因是缺乏提高非金屬元素在合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)能力的方法。而非金屬元素在合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)的作用與非金屬元素在熔體原子團(tuán)簇中的分布情況密切相關(guān)，由于缺乏調(diào)控鐵硅硼合金熔體原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的技術(shù)方法，因此無法通過調(diào)控鐵硅硼合金熔體原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)來改善非金屬元素在熔體原子團(tuán)簇中的分布，增強(qiáng)非金屬元素在合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)的能力，也就無法提高非晶態(tài)固體鐵硅硼合金中的鐵含量。

技術(shù)實(shí)現(xiàn)要素：

本發(fā)明的目的是為克服上述現(xiàn)有技術(shù)所存在的不足而提供一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵含量的工藝方法。本發(fā)明能夠通過調(diào)控非晶態(tài)鐵硅硼合金的微結(jié)構(gòu)來達(dá)到提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵含量的目的，以提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶的飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度。

根據(jù)本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵含量的工藝方法，其特征在于，包括如下具體步驟：

步驟1，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇分解的溫度：在鐵硅硼合金熔化初期存在非金屬原子團(tuán)簇，所述非金屬原子團(tuán)簇是指鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬原子形成第一近鄰關(guān)系；利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體中非金屬原子的雙體函數(shù)隨溫度變化，選擇加熱處理溫度為1600-1700℃，使fe85si9b6合金熔體中硼原子之間、硅原子之間及硅和硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率均小于形成第二近鄰關(guān)系的幾率，得到fe85si9b6合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇已經(jīng)分解的結(jié)果；

步驟2，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬元素之間形成以第一近鄰關(guān)系為主的溫度：依次包含如下子步驟:

步驟2-1，利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體在非金屬原子團(tuán)簇解體時(shí)的加熱處理溫度，得到金屬原子與非金屬原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的能力的結(jié)果，即加熱處理溫度為1600-1700℃時(shí)的鐵原子和硅原子之間或者鐵原子和硼原子之間主要以第一近鄰關(guān)系的方式構(gòu)成原子團(tuán)簇；加熱處理溫度為1600-1700℃時(shí)的硼原子和硅原子主要以第二近鄰關(guān)系的方式存在于原子團(tuán)簇中；

步驟2-2，依據(jù)步驟2-1得出鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)的結(jié)果，即其中13個(gè)或14個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硅原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大，鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)，10個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硼原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大；

步驟3，設(shè)定鐵硅硼合金熔體的加熱處理溫度并將鐵硅硼合金加熱至鐵原子與硅原子和硼原子形成強(qiáng)第一近鄰關(guān)系的溫度：依據(jù)計(jì)算結(jié)果設(shè)定fe85si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1600-1700℃，將fe85si9b6合金熔體以10℃/分鐘的速度從常溫加熱至1600-1700℃，然后保溫1小時(shí)，以便使非金屬原子充分地分散，并盡可能多地與金屬原子形成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；

步驟4，將加熱處理的合金熔體迅速降溫至設(shè)定的澆注溫度并快速凝固得到非晶態(tài)固體合金薄帶：依次包含如下子步驟:

步驟4-1，在溫度區(qū)間1200-1700℃的條件下，fe85si9b6合金熔體的升溫和降溫速度均設(shè)定為10℃/分鐘,采用高溫粘度測量儀測量熔體粘度,在測量每個(gè)溫度的熔體粘度前，首先保溫1小時(shí)，然后再進(jìn)行測量，得到過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘度特征；

步驟4-2，基于實(shí)際測量的1200-1700℃過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體粘度隨溫度變化的特征，建立1700℃過熱處理fe85si9b6合金熔體粘度與過熱處理溫度的關(guān)聯(lián)關(guān)系；

步驟4-3，根據(jù)過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘滯特征得出：從1700℃下降到1300℃，粘度緩慢增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化不大；而由1300℃下降到1200℃，粘度快速增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化明顯；因此在1300-1350℃時(shí)升溫和降溫的粘度差最大；按照實(shí)際制備非晶態(tài)鐵硅硼合金薄膜對熔體溫度的基本要求，選擇過熱處理fe85si9b6合金熔體的澆注溫度為1300-1350℃；

步驟4-4，將在1600-1700℃加熱處理后的fe85si9b6合金熔體以60℃/分鐘的速率降溫到1300℃，然后將fe85si9b6合金熔體通過噴嘴連續(xù)澆注到高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，被迅速凝固成厚度為22-35微米的非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶，從而實(shí)現(xiàn)非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶鐵含量的提高。

本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵含量的工藝方法進(jìn)一步優(yōu)選方案是：

本發(fā)明步驟4-3所述過熱處理fe85si9b6合金熔體的澆注溫度為1300℃；步驟2-1所述設(shè)定fe85si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1600℃；步驟4-4所述非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶的厚度為32微米；步驟4-4所述非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶的寬度為50-282毫米；所述非晶態(tài)合金薄帶的材質(zhì)為非晶態(tài)合金體系中的fe基、feni基或feco基；步驟4-4所述非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中鐵元素的原子摩爾百分含量為85％。

本發(fā)明的實(shí)現(xiàn)原理是：本發(fā)明運(yùn)用過熱處理導(dǎo)致的合金熔體中原子團(tuán)簇尺寸減小和粘滯現(xiàn)象，減少合金熔體原子團(tuán)簇中非金屬元素之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率，使非金屬原子在合金熔體中充分地分散，并與金屬原子形成原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)，提高非金屬元素與金屬元素形成第一近鄰關(guān)系的幾率，增加以非金屬元素為中心、金屬原子為第一近鄰的原子團(tuán)簇?cái)?shù)量，同時(shí)利用合金熔體粘度相對于溫度變化的粘滯特征將這些原子團(tuán)簇保留到合金熔體澆注溫度，增強(qiáng)非金屬元素在合金熔體凝固過程中形成非晶態(tài)結(jié)構(gòu)的作用，通過降低非金屬元素的含量，來提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶中的鐵含量。另外，利用過熱處理調(diào)控合金熔體的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)，既改善了非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶的原子團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的均勻性，提高了非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶的飽和磁感應(yīng)強(qiáng)度，也降低了非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶的磁感各向異性，實(shí)現(xiàn)了提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶綜合性能的目的。

本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)相比其顯著優(yōu)點(diǎn)在于：

一是本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量的工藝方法，不僅是滿足重要的非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶材料研究和工程化生產(chǎn)的關(guān)鍵性技術(shù)，而且還是研發(fā)高性能非晶態(tài)固體鐵硅硼合金薄帶材料急需的重要技術(shù)。本發(fā)明開創(chuàng)了提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量的新理念、新思路和新方法。

二是本發(fā)明適用于所有的非晶態(tài)合金薄帶，特別是能夠在合金熔體成份有較大波動的情況下提高非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶的鐵含量。

三是本發(fā)明具有實(shí)施簡便、效率高、成本低、可操控性和重復(fù)性強(qiáng)、技術(shù)可靠性高等特點(diǎn)，適合于在金屬功能材料制備技術(shù)領(lǐng)域的廣泛應(yīng)用。

附圖說明

圖1為本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量的工藝方法的流程方框示意圖。

圖2為本發(fā)明實(shí)施例1對1300℃、1600℃和和1700℃的fe85si9b6合金熔體中硅原子之間雙體函數(shù)的計(jì)算結(jié)果，在1300℃時(shí)，硅原子之間形成第一近鄰的能力強(qiáng)于第二近鄰，說明硅原子之間以第一近鄰關(guān)系為主；溫度升高到1600℃時(shí)，硅原子之間形成第一近鄰的能力大大減弱，說明硅原子之間以第二近鄰關(guān)系為主，使得硅原子之間產(chǎn)生相互規(guī)避作用；溫度升高到1700℃時(shí)，硅原子之間的相互規(guī)避作用進(jìn)一步增強(qiáng)。

圖3為本發(fā)明實(shí)施例1對1300℃、1600℃和1700℃的fe85si9b6合金熔體中硼原子之間雙體函數(shù)的計(jì)算結(jié)果，在1300℃時(shí)，硼原子之間形成第一近鄰的能力強(qiáng)于第二近鄰，說明硼原子之間以第一近鄰關(guān)系為主；溫度升高到1600℃時(shí)，硼原子之間形成第二近鄰的能力大于第一近鄰的能力，說明硼原子之間以第二近鄰關(guān)系為主，使得硼原子之間產(chǎn)生相互規(guī)避作用；溫度升高到1700℃時(shí)，硼原子之間的相互規(guī)避作用進(jìn)一步增強(qiáng)。

圖4為本發(fā)明實(shí)施例1對1600℃的fe85si9b6合金熔體中硼原子和硅原子、鐵原子和硅原子、鐵原子和硼原子之間雙體函數(shù)的計(jì)算結(jié)果，鐵原子和硅原子、鐵原子和硼原子形成第一近鄰的能力遠(yuǎn)強(qiáng)于第二近鄰，說明硅原子和硼原子均與鐵原子以第一近鄰的關(guān)系形成原子團(tuán)簇。與此相反，硼原子和硅原子形成第二近鄰的能力遠(yuǎn)強(qiáng)于第一近鄰，說明硅原子和硼原子之間具有一定相互規(guī)避的作用。

圖5為本發(fā)明實(shí)施例1對1600℃的fe85si9b6合金熔體中以鐵原子、硅原子和硼原子為中心形成團(tuán)簇的原子數(shù)計(jì)算值，以硼原子為中心的原子團(tuán)簇中有10個(gè)原子的幾率最大；以硅為中心的原子團(tuán)簇中有12個(gè)原子的幾率最大；以鐵為中心的原子團(tuán)簇中有13和14個(gè)原子的幾率最大。

圖6為本發(fā)明實(shí)施例1對fe85si9b6合金熔體在溫度區(qū)間1300-1700℃過熱循環(huán)處理過程中測量合金熔體粘度的示意圖。

圖7為本發(fā)明實(shí)施例1對1600℃過熱處理fe85si9b6合金熔體后，降溫至1300℃并采用高速平面流連鑄技術(shù)將fe85si9b6合金熔體快速凝固成非晶態(tài)固體合金薄帶測量的高分辨像的示意圖。

圖8為本發(fā)明實(shí)施例4對1600℃過熱處理fe84co1si9b6合金熔體后，降溫至1300℃并采用高速平面流連鑄技術(shù)將fe84co1si9b6合金熔體快速凝固成非晶態(tài)固體合金薄帶測量的高分辨像的示意圖。

圖9為本發(fā)明實(shí)施例1對未過熱處理fe85si9b6合金熔體在1300℃采用高速平面流連鑄技術(shù)快速凝固成非晶態(tài)固體合金薄帶測量的高分辨像的示意圖。

具體實(shí)施方式

下面結(jié)合附圖和實(shí)施例對本發(fā)明的具體實(shí)施方式作進(jìn)一步的詳細(xì)說明。

結(jié)合圖1至圖6，本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量的工藝方法的具體實(shí)施例如下：

實(shí)施例1：采用非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶(化學(xué)式中的下標(biāo)數(shù)字為at％)，該非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶系采用本領(lǐng)域常用的高速平面流連鑄法制備得到。接下來，運(yùn)用本發(fā)明的工藝方法的具體操作步驟如下：

步驟1，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇分解的溫度：在鐵硅硼合金熔化初期存在非金屬原子團(tuán)簇，所述非金屬原子團(tuán)簇是指鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬原子形成第一近鄰關(guān)系；利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體中非金屬原子的雙體函數(shù)隨溫度變化，選擇加熱處理溫度為1600℃，使fe85si9b6合金熔體中硼原子之間、硅原子之間及硅和硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率均小于形成第二近鄰關(guān)系的幾率，得到fe85si9b6合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇已經(jīng)分解的結(jié)果；

步驟2，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬元素之間形成以第一近鄰關(guān)系為主的溫度：依次包含如下子步驟:

步驟2-1，利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體在非金屬原子團(tuán)簇解體時(shí)的加熱處理溫度，得到金屬原子與非金屬原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的能力的結(jié)果，即加熱處理溫度為1600℃時(shí)的鐵原子和硅原子之間或者鐵原子和硼原子之間主要以第一近鄰關(guān)系的方式構(gòu)成原子團(tuán)簇；加熱處理溫度為1600℃時(shí)的硼原子和硅原子主要以第二近鄰關(guān)系的方式存在于原子團(tuán)簇中；

步驟2-2，依據(jù)步驟2-1得出鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)的結(jié)果，即其中13個(gè)或14個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硅原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大，鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)，10個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硼原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大；

步驟3，設(shè)定鐵硅硼合金熔體的加熱處理溫度并將鐵硅硼合金加熱至鐵原子與硅原子和硼原子形成強(qiáng)第一近鄰關(guān)系的溫度：依據(jù)計(jì)算結(jié)果設(shè)定fe85si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1600℃，將fe85si9b6合金熔體以10℃/分鐘的速度從常溫加熱至1600℃，然后保溫1小時(shí)，以便使非金屬原子充分地分散，并盡可能多地與金屬原子形成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；

步驟4，將加熱處理的合金熔體迅速降溫至設(shè)定的澆注溫度并快速凝固得到非晶態(tài)固體合金薄帶：依次包含如下子步驟:

步驟4-1，在溫度區(qū)間1200-1600℃的條件下，fe85si9b6合金熔體的升溫和降溫速度均設(shè)定為10℃/分鐘,采用高溫粘度測量儀測量熔體粘度,在測量每個(gè)溫度的熔體粘度前，首先保溫1小時(shí)，然后再進(jìn)行測量，得到過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘度特征；

步驟4-2，基于實(shí)際測量的1200-1600℃過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體粘度隨溫度變化的特征，建立1600℃過熱處理fe85si9b6合金熔體粘度與過熱處理溫度的關(guān)聯(lián)關(guān)系；

步驟4-3，根據(jù)過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘滯特征得出：從1600℃下降到1300℃，粘度緩慢增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化不大；而由1300℃下降到1200℃，粘度快速增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化明顯；因此在1300℃時(shí)升溫和降溫的粘度差最大；按照實(shí)際制備非晶態(tài)鐵硅硼合金薄膜對熔體溫度的基本要求，選擇過熱處理fe85si9b6合金熔體的澆注溫度為1300℃；

步驟4-4，將在1600℃加熱處理后的fe85si9b6合金熔體以60℃/分鐘的速率降溫到1300℃，然后將fe85si9b6合金熔體通過噴嘴連續(xù)澆注到高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，被迅速凝固成厚度為32微米、寬度為284毫米的非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶，從而實(shí)現(xiàn)非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶鐵含量的提高。

實(shí)施例2：采用非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶(化學(xué)式中的下標(biāo)數(shù)字為at％)，該非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶系采用本領(lǐng)域常用的高速平面流連鑄法制備得到。接下來，運(yùn)用本發(fā)明的工藝方法的具體操作步驟如下：

步驟1，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇分解的溫度：在鐵硅硼合金熔化初期存在非金屬原子團(tuán)簇，所述非金屬原子團(tuán)簇是指鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬原子形成第一近鄰關(guān)系；利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體中非金屬原子的雙體函數(shù)隨溫度變化，選擇加熱處理溫度為1700℃，使fe85si9b6合金熔體中硼原子之間、硅原子之間及硅和硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率均小于形成第二近鄰關(guān)系的幾率，得到fe85si9b6合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇已經(jīng)分解的結(jié)果；

步驟2，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬元素之間形成以第一近鄰關(guān)系為主的溫度：依次包含如下子步驟:

步驟2-1，利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體在非金屬原子團(tuán)簇解體時(shí)的加熱處理溫度，得到金屬原子與非金屬原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的能力的結(jié)果，即加熱處理溫度為1700℃時(shí)的鐵原子和硅原子之間或者鐵原子和硼原子之間主要以第一近鄰關(guān)系的方式構(gòu)成原子團(tuán)簇；加熱處理溫度為1700℃時(shí)的硼原子和硅原子主要以第二近鄰關(guān)系的方式存在于原子團(tuán)簇中；

步驟2-2，依據(jù)步驟2-1得出鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)的結(jié)果，即其中13個(gè)或14個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硅原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大，鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)，10個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硼原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大；

步驟3，設(shè)定鐵硅硼合金熔體的加熱處理溫度并將鐵硅硼合金加熱至鐵原子與硅原子和硼原子形成強(qiáng)第一近鄰關(guān)系的溫度：依據(jù)計(jì)算結(jié)果設(shè)定fe85si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1700℃，將fe85si9b6合金熔體以10℃/分鐘的速度從常溫加熱至1700℃，然后保溫1小時(shí)，以便使非金屬原子充分地分散，并盡可能多地與金屬原子形成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；

步驟4，將加熱處理的合金熔體迅速降溫至設(shè)定的澆注溫度并快速凝固得到非晶態(tài)固體合金薄帶：依次包含如下子步驟:

步驟4-1，在溫度區(qū)間1200-1700℃的條件下，fe85si9b6合金熔體的升溫和降溫速度均設(shè)定為10℃/分鐘,采用高溫粘度測量儀測量熔體粘度,在測量每個(gè)溫度的熔體粘度前，首先保溫1小時(shí)，然后再進(jìn)行測量，得到過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘度特征；

步驟4-2，基于實(shí)際測量的1200-1700℃過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體粘度隨溫度變化的特征，建立1700℃過熱處理fe85si9b6合金熔體粘度與過熱處理溫度的關(guān)聯(lián)關(guān)系；

步驟4-3，根據(jù)過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘滯特征得出：從1700℃下降到1300℃，粘度緩慢增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化不大；而由1300℃下降到1200℃，粘度快速增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化明顯；因此在1350℃時(shí)升溫和降溫的粘度差最大；按照實(shí)際制備非晶態(tài)鐵硅硼合金薄膜對熔體溫度的基本要求，選擇過熱處理fe85si9b6合金熔體的澆注溫度為1350℃；

步驟4-4，將在1700℃加熱處理后的fe85si9b6合金熔體以60℃/分鐘的速率降溫到1350℃，然后將fe85si9b6合金熔體通過噴嘴連續(xù)澆注到高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，被迅速凝固成厚度為22微米、寬度為50毫米的非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶，從而實(shí)現(xiàn)非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶鐵含量的提高。

實(shí)施例3：采用非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶(化學(xué)式中的下標(biāo)數(shù)字為at％)，該非晶態(tài)固體合金fe85si9b6薄帶系采用本領(lǐng)域常用的高速平面流連鑄法制備得到。接下來，運(yùn)用本發(fā)明的工藝方法的具體操作步驟如下：

步驟1，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇分解的溫度：在鐵硅硼合金熔化初期存在非金屬原子團(tuán)簇，所述非金屬原子團(tuán)簇是指鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬原子形成第一近鄰關(guān)系；利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體中非金屬原子的雙體函數(shù)隨溫度變化，選擇加熱處理溫度為1650℃，使fe85si9b6合金熔體中硼原子之間、硅原子之間及硅和硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率均小于形成第二近鄰關(guān)系的幾率，得到fe85si9b6合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇已經(jīng)分解的結(jié)果；

步驟2，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬元素之間形成以第一近鄰關(guān)系為主的溫度：依次包含如下子步驟:

步驟2-1，利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe85si9b6合金熔體在非金屬原子團(tuán)簇解體時(shí)的加熱處理溫度，得到金屬原子與非金屬原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的能力的結(jié)果，即加熱處理溫度為1650℃時(shí)的鐵原子和硅原子之間或者鐵原子和硼原子之間主要以第一近鄰關(guān)系的方式構(gòu)成原子團(tuán)簇；加熱處理溫度為1650℃時(shí)的硼原子和硅原子主要以第二近鄰關(guān)系的方式存在于原子團(tuán)簇中；

步驟2-2，依據(jù)步驟2-1得出鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)的結(jié)果，即其中13個(gè)或14個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硅原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大，鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)，10個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硼原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大；

步驟3，設(shè)定鐵硅硼合金熔體的加熱處理溫度并將鐵硅硼合金加熱至鐵原子與硅原子和硼原子形成強(qiáng)第一近鄰關(guān)系的溫度：依據(jù)計(jì)算結(jié)果設(shè)定fe85si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1650℃，將fe85si9b6合金熔體以10℃/分鐘的速度從常溫加熱至1650℃，然后保溫1小時(shí)，以便使非金屬原子充分地分散，并盡可能多地與金屬原子形成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；

步驟4，將加熱處理的合金熔體迅速降溫至設(shè)定的澆注溫度并快速凝固得到非晶態(tài)固體合金薄帶：依次包含如下子步驟:

步驟4-1，在溫度區(qū)間1200-1650℃的條件下，fe85si9b6合金熔體的升溫和降溫速度均設(shè)定為10℃/分鐘,采用高溫粘度測量儀測量熔體粘度,在測量每個(gè)溫度的熔體粘度前，首先保溫1小時(shí)，然后再進(jìn)行測量，得到過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘度特征；

步驟4-2，基于實(shí)際測量的1200-1650℃過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體粘度隨溫度變化的特征，建立1650℃過熱處理fe85si9b6合金熔體粘度與過熱處理溫度的關(guān)聯(lián)關(guān)系；

步驟4-3，根據(jù)過熱循環(huán)處理fe85si9b6合金熔體的粘滯特征得出：從1650℃下降到1300℃，粘度緩慢增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化不大；而由1300℃下降到1200℃，粘度快速增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化明顯；因此在1325℃時(shí)升溫和降溫的粘度差最大；按照實(shí)際制備非晶態(tài)鐵硅硼合金薄膜對熔體溫度的基本要求，選擇過熱處理fe85si9b6合金熔體的澆注溫度為1325℃；

步驟4-4，將在1650℃加熱處理后的fe85si9b6合金熔體以60℃/分鐘的速率降溫到1325℃，然后將fe85si9b6合金熔體通過噴嘴連續(xù)澆注到高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，被迅速凝固成厚度為35微米、寬度為142毫米的非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶，從而實(shí)現(xiàn)非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶鐵含量的提高。

實(shí)施例4：采用非晶態(tài)固體合金fe84co1si9b6薄帶(化學(xué)式中的下標(biāo)數(shù)字為at％)，該非晶態(tài)固體合金fe84co1si9b6薄帶系采用本領(lǐng)域常用的高速平面流連鑄法制備得到。接下來，運(yùn)用本發(fā)明的工藝方法的具體操作步驟如下：

步驟1，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇分解的溫度：在鐵硅硼合金熔化初期存在非金屬原子團(tuán)簇，所述非金屬原子團(tuán)簇是指鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬原子形成第一近鄰關(guān)系；利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe84co1si9b6合金熔體中非金屬原子的雙體函數(shù)隨溫度變化，選擇加熱處理溫度為1600℃，使fe84co1si9b6合金熔體中硼原子之間、硅原子之間及硅和硼原子之間形成第一近鄰關(guān)系的幾率均小于形成第二近鄰關(guān)系的幾率，得到fe84co1si9b6合金熔體中非金屬原子團(tuán)簇已經(jīng)分解的結(jié)果；

步驟2，計(jì)算鐵硅硼合金熔體中鐵原子與非金屬元素之間形成以第一近鄰關(guān)系為主的溫度：依次包含如下子步驟:

步驟2-1，利用第一性原理的分子動力學(xué)模擬方法計(jì)算fe84co1si9b6合金熔體在非金屬原子團(tuán)簇解體時(shí)的加熱處理溫度，得到金屬原子與非金屬原子構(gòu)成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)的能力的結(jié)果，即加熱處理溫度為1600℃時(shí)的鐵原子和硅原子之間或者鐵原子和硼原子之間主要以第一近鄰關(guān)系的方式構(gòu)成原子團(tuán)簇；加熱處理溫度為1600℃時(shí)的硼原子和硅原子主要以第二近鄰關(guān)系的方式存在于原子團(tuán)簇中；

步驟2-2，依據(jù)步驟2-1得出鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)的結(jié)果，即其中13個(gè)或14個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硅原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大，鐵原子與硅原子形成原子團(tuán)簇時(shí)，10個(gè)第一近鄰鐵原子圍繞一個(gè)硼原子形成的原子團(tuán)簇幾率最大；

步驟3，設(shè)定鐵硅硼合金熔體的加熱處理溫度并將鐵硅硼合金加熱至鐵原子與硅原子和硼原子形成強(qiáng)第一近鄰關(guān)系的溫度：依據(jù)計(jì)算結(jié)果設(shè)定fe84co1si9b6合金熔體的加熱處理溫度為1600℃，將fe84co1si9b6合金熔體以10℃/分鐘的速度從常溫加熱至16000℃，然后保溫1小時(shí)，以便使非金屬原子充分地分散，并盡可能多地與金屬原子形成團(tuán)簇結(jié)構(gòu)；

步驟4，將加熱處理的合金熔體迅速降溫至設(shè)定的澆注溫度并快速凝固得到非晶態(tài)固體合金薄帶：依次包含如下子步驟:

步驟4-1，在溫度區(qū)間1200-1600℃的條件下，fe84co1si9b6合金熔體的升溫和降溫速度均設(shè)定為10℃/分鐘,采用高溫粘度測量儀測量熔體粘度,在測量每個(gè)溫度的熔體粘度前，首先保溫1小時(shí)，然后再進(jìn)行測量，得到過熱循環(huán)處理fe84co1si9b6合金熔體的粘度特征；

步驟4-2，基于實(shí)際測量的1200-1600℃過熱循環(huán)處理fe84co1si9b6合金熔體粘度隨溫度變化的特征，建立1600℃過熱處理fe84co1si9b6合金熔體粘度與過熱處理溫度的關(guān)聯(lián)關(guān)系；

步驟4-3，根據(jù)過熱循環(huán)處理fe84co1si9b6合金熔體的粘滯特征得出：從1600℃下降到1300℃，粘度緩慢增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化不大；而由1300℃下降到1200℃，粘度快速增加，說明團(tuán)簇結(jié)構(gòu)變化明顯；因此在1300℃時(shí)升溫和降溫的粘度差最大；按照實(shí)際制備非晶態(tài)鐵硅硼合金薄膜對熔體溫度的基本要求，選擇過熱處理fe84co1si9b6合金熔體的澆注溫度為1300℃；

步驟4-4，將在1600℃加熱處理后的fe84co1si9b6合金熔體以60℃/分鐘的速率降溫到1300℃，然后將fe84co1si9b6合金熔體通過噴嘴連續(xù)澆注到高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，被迅速凝固成厚度為32微米的非晶態(tài)固體fe84co1si9b6合金薄帶，從而實(shí)現(xiàn)非晶態(tài)鐵硅硼合金薄帶鐵含量的提高。

通過上述實(shí)施例1-3得到非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶的高分辨像參見圖7，以及實(shí)施例4得到非晶態(tài)固體fe84co1si9b6合金薄帶的高分辨像參見圖8，圖7或圖8中顯示的非晶態(tài)結(jié)構(gòu)特征非常明顯，沒有晶態(tài)結(jié)構(gòu)出現(xiàn)。圖7或圖8中黑色線段標(biāo)尺長度為10納米。

本發(fā)明與現(xiàn)有技術(shù)對比，利用相同的快速凝固條件對未經(jīng)過1600-1700℃處理的fe85si9b6合金熔體在1300℃直接通過噴嘴連續(xù)澆注高速旋轉(zhuǎn)的快速冷卻銅輥上，該銅輥表面的線速度為25米/秒，制備了25微米的薄帶，并對制備的非晶態(tài)固體fe85si9b6合金薄帶的微結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征，得到的高分辨像示意圖如圖9所示，其中白色園圈所示的區(qū)域可看到2-5納米大小的晶態(tài)結(jié)構(gòu)。通過對比可以說明本發(fā)明能夠有效提高非晶態(tài)固體鐵硅硼合金薄帶的鐵含量。圖9中的黑色線段標(biāo)尺長度為10納米，它與圖7或圖8中的一致。

綜上所述，本發(fā)明提出的一種提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中鐵含量的工藝方法，能夠提高非晶態(tài)鐵硅硼合金中的鐵含量，獲得高飽合磁感應(yīng)強(qiáng)度的非晶態(tài)固體鐵硅硼合金薄帶，適用于非晶態(tài)固體鐵硅硼合金材料體系中的不同參量規(guī)格的非晶態(tài)固體鐵硅硼合金材料。

本發(fā)明經(jīng)反復(fù)試驗(yàn)驗(yàn)證，取得了滿意的試用效果。