專利名稱：具有毫微米級的微晶體結構的鐵-鎳基軟磁合金的制作方法
技術領域：
本發明涉及具有改進的軟磁性能和含毫微米級微晶粒(以下簡稱微晶粒)的鐵-鎳基合金。本發明的鐵-鎳基合金，通過改變退火條件可以滿足特定用途的需要，微晶相的形成不需加入銅。
具有良好軟磁性能的材料(鐵磁性)包括某些晶體合金(如坡莫合金)，某些非晶體金屬合金(如鈷或鐵基合金)以及晚近些的含微晶粒的某些合金。第三類合金的每一類在它們的生產、使用和性能方面都有它們的特定優點和缺點。
由于金屬玻璃首先被形成，研究者們一直在尋找擁有改進的軟磁性能的新組合物，這些性能是指例如低磁致伸縮，低鐵損和具有熱穩定性能的高飽和感應，以及低成本的生產。含有鈷的金屬玻璃具有最佳的磁性能，但很昂貴。鐵和鐵-鎳基軟磁合金由于組份較便宜，生產起來要便宜得多，但略具某些人們不太需要的磁性能。因此許多研究集中在研制具有改進的磁性能的鐵或鐵-鎳基軟磁合金上。
非晶體金屬先用合金生產，然后以一非常快的速率冷卻以不使晶體結構形成。快速冷速阻止了金屬中長程有序的形成，使所形成的金屬具有非晶體結構。由于沒有長程有序和晶粒邊界等缺陷，使產生的的非晶體金屬具有良好的軟磁性能，比如良好的直流性能和低鐵損以及好的延性。
坡莫合金，鎳基合金先鑄成錠塊。然后錠塊被輾壓成板材，此板材可被加工成所需的形狀。坡莫合金在整個組合物中表現出晶體的結構以及低飽和感應和低磁致伸縮性，但在塑性變形時，失去了它們的軟磁性能。
美國專利4881989號揭示了由Fe-Co或Fe-Ni基合金形成的軟磁材料，它含0.1到0.3原子百分比的Cu，0.1-30原子百分比的至少是Nb，W，Ta，Zr，Hf，Ti和Mo中的一種元素，還含平均顆粒大小為100nm或低于100nm的微晶。在美國專利No.4881989中揭示的Fe-Ni和Fe-Co基軟磁合金表現了良好的磁性能，但為了給微晶的形成提供成核結點，需加入不溶于Fe的銅。
美國專利No.4985089揭示了Fe-Ni和Fe-Co基軟磁合金粉末，它具有0.1-3原子百分比的銅，0.1-30原子百分比的、從Nb、W、Ta、Zr、Hf、Ti和Mo中選出的一種元素;0-10原子百分比的從V、Cr、Mn、Al選出的一種元素，鉑族的一些元素，Sc，Y，稀土元素，Au，Zn，Sn和Re;以及0-10原子百分比的、從C、Ge、P、Ga、Sb、In、Be和As中選出的一種元素。這些合金具有平均顆粒大小500A或低于500A的細微晶和體心立方鐵基晶體結構，并需加入Cu。
對于在Fe和Fe-Ni基金屬組合物中不加Cu就形成微晶的研究以前有過報道。比如R.Hasegawa的“玻璃(Fe-Ni)86B14合金的磁性能”，物理雜志討論C8，補篇8，41冊第701-704頁，1980年，報道了幾種(Fe-Ni)86B14合金所具有的分開的晶化和居里溫度的雙重晶化現象。
Fe43-84Ni0-41Mo2-8.5B10-15的晶化現象在“(Fe，Ni，Cr)，(P，B)和(Fe，Ni，Mo)B金屬玻璃中組分的作用”，Antonione，Battezzati，Lucci，Riontino，Tabasso，Venture 110，物理雜志，討論8，補篇8，41冊第131-134頁，1980中有過報導。
對Fe40Ni38Mo4B18的結晶溫度的動力學研究在“金屬玻璃中，超過Tg溫度的熱處理對結晶動力學的影響”，Antonione，Battezzati，Lucci，Riontino，Tabasso，Venture llo，金屬玻璃會議會刊“科學和技術”第2卷151頁-156頁，1980年中有所報道。
“三種Fe-Ni基合金結晶動力學的TEM(透射電子顯微鏡)研究”，Ranganathan，Claus，Tiwar和Heimendahl，金屬玻璃會議會刊“科學與技術”布達佩斯，1980年，第2卷，第327-333頁，討論了三種Fe-Ni基組合物的結晶動力學。
“過渡金屬-硼金屬玻璃的熱穩定性和晶化”，Kemeny，Vincze，Balogh，Granasy，Fogarassy，Hajdu，Svab，金屬玻璃會議會刊，“科學和技術”，布達佩斯，1980年第2卷第231-238頁，討論了(Fe-Ni)B和(Fe-Co)B非晶態合金的晶相結構。
盡管如此，這些研究集中于結晶的動力學，都沒有認識到，或沒有考慮過通過合金的后鑄造處理或通過一種可以使所述軟磁性能最佳化的過程來得到合金的軟磁性能。
另外，上述專利需要加銅來為微晶的生長提供晶種，并報告了具有體心立方晶體結構的微晶相。
本發明涉及由Fe-Ni基合金形成的、在整個非晶態金屬基體中有微晶顆粒分布的磁性材料。本發明的合金表現出與坡莫合金相似的軟磁性能，但卻是通過快速固化Fe-Ni基合金先形成非晶態金屬材料，隨后對非晶態金屬材料進行退火來制備的。本發明合金表現出至少兩個結晶溫度，第一結晶溫度對應于微晶粒的形成，第二結晶溫度對應于第二晶相的形成。
本發明還涉及一類經縱向或橫向的磁場的影響，能具有特別良好的軟磁性能的磁性材料。
本發明進一步涉及由微晶粒在基體中基本上均勻分布的非晶態金屬基體組成的磁性材料，并且這種材料由基本上不需要銅的合金制得。微晶有一不大于100nm的平均顆粒大小，最好不超過30nm。
本發明另外還涉及一種生產這類材料的方法，此方法包括快速固化鐵-鎳基合金以形成非晶態金屬合金和對該合金進行退火的步驟。為在非晶態基體中形成微晶相，非晶態金屬合金最好在第一與第二晶化溫度之間進行退火。為使磁性最佳化，合金最好冷卻并保持在第二退火溫度，此溫度恰好在第二磁相(此間認為對應于非晶相)居里溫度的下面，或微晶相居里溫度的下方。在退火期間施加的磁場給含有微晶的合金賦予了進一步改進的在場方向上的磁性能。
附圖的簡要說明
圖1是所澆鑄合金的X射線衍射圖;
圖2是鑄造和單次退火合金的X射線衍射圖;
圖3是在本發明范圍之外的條件下退火的合金的X射線衍射圖;
圖4是其衍射圖示于圖2的合金的TEM顯微圖;
圖5是其衍射圖示于圖3的合金的TEM顯微圖;
圖6是一對數-對數圖，圖中示出了在室溫下三種不同頻率下，本發明的無場退火合金在增加磁感應時對鐵損的影響。
圖7是一對數-對數圖，圖中示出了在室溫、三種不同頻率下，并在橫向場中退火的合金在增加磁感應時對鐵損的影響。
圖8是一對數-對數圖，圖中示出了在室溫、三種不同頻率下，并在縱向場中退火的合金在增加磁感應時對鐵損的影響。
圖9是一對數-對數圖，圖中比較了50KHz和室溫下，縱向、橫向場下退火的合金在增加磁感應時以及無場退火合金對鐵損的影響。
本發明生產磁性材料中所用的合金可用下列通式表示(Fe1-xNix)aMb(B1-ySiy)c其中，從a到c是原子百分比，“a”到“c”加上雜質的總和約是100。“X”數量約在0.2-0.9之間，最好地在約0.48-0.9。以“a”代表的Fe-Ni原子百分比約在60-90之間，最好在70-87原子百分比之間。當Fe和Ni的量增加到超過約90原子百分比，或降到60原子百分比以下時，就難以用溶化驟冷技術對合金進行澆鑄，且所生產的金屬材料也趨于呈現出軟磁性能不足的情況。更具體地說，Fe和Ni在約60原子百分比以下時會有過多的準金屬存在，因此不能生產出優良的軟磁材料。
M是從Mo，Cr，Hf，Nb，Ta，Ti，V，W和Zr中選出的至少一種金屬，最好是從Cr，Ta和Mo中選出，其中尤其是用Mo為好。M的百分比由上面的組成中的“b”表示，約在0.1到10原子百分比，以約在1.0-8.0為好，最好在約在2.0-4.0原子百分比。當此原子百分比下降到2.0原子百分比以下時，微晶粒在下文所述類型的有用退火條件下較難形成。M多于10原子百分比時，合金就難以用溶化驟冷技術加以澆鑄。
準金屬(B和Si)百分率由“C”表示，約在0.1-30原子百分比之間，較好是約13到30原子百分比。具體地說，硼的原子百分比約在0.1-30原子百分比，以約13-22原子百分比為較好，最好是約14到18原子百分比。當B的原子百分比增加到較好的約22原子百分比以上時，硼化物的體積百分比趨于增加，因此降低了微晶相的體積百分比。并相應地降低合金的磁性能。另外，與超過約22原子百分比的硼的量將使Fe和Ni處于非晶相因而降低能形成的微晶粒的量。
通過加大第一晶化溫度Tx1和第二晶化溫度Tx2的差，在某些范圍內Si能促進微晶的形成。硅對非晶態金屬材料的形成也有幫助，此材料是本發明微晶合金的前身。Si的范圍是0-約0.5(在上面組成中以“y”表示)。因此硅的范圍為0到約15原子百分比。硅，如存在的話，以不超過約10原子百分比為好，最好是不超過5原子百分比。
這些成份以適當的比率熔化，然后澆鑄，比如，通過在美國專利No.4221257中揭示的平面流鑄技術來生產帶狀非晶態金屬材料。
在澆鑄后的最好是兩步退火法中的第一步后，微晶粒在非晶態金屬材料中形成。所生成的合金最好含有在整個合金中基本均勻分布、數量約為不低于合金結構體積20%的微晶粒。合金的其余部分是非晶相。
第一步中，非晶態材料以第二晶化起始溫度以下的溫度退火。任何低于第二晶化起始溫度的溫度都可應用，但溫度越低，在此溫度的退火時間越長。因此，第一步退火溫度最好在第一晶化起始溫度與第一和第二晶化起始溫度中點的溫度之間。另外，劇烈的退火條件(過高溫度，過多時間或它們的結合)導致第二晶相的形成，將降低所形成產品的總體軟磁性能。因此，合金最好在第一晶化起始溫度與第二晶化起始溫度之間的溫度退火約半小時到約2小時。退火最好在一惰性氣體中進行，比如氮氣。
對于M是Mo的合金族，在第一步退火形成的微晶顆粒基本上表現出面心立方的晶體結構，且基本上是由NiFeMo晶體組成。這些微晶粒通常是Ni基，有效顆粒大小不應大于約100nm，最好不大于約30nm。10nm或10nm以下的有效粒徑的微晶粒是最好的。對含Mo的合金，在第二晶化溫度或高于第二晶化溫度退火會引起硼化物基的第二晶相的形成，不利于產品的總體軟磁性能。
在退火第一步之后，微晶合金在約半小時里冷卻到第二步退火溫度。退火的第二步可在第二磁相或微晶相的居里溫度50℃內進行，最好剛好在此居里溫度以下。無論在哪一種情況下，退火的第二步最好在惰性氣體(比如N2)中進行。合金可以被退火到約2小時，最好約1小時。在任何情況下退火的第二步溫度都不可超過使非晶態合金前身的第二晶化起始的溫度，因為如果超過就會形成不希望有的二次晶體。
為得到特定的令人滿意的磁性能，退火可以在、并最好在縱向或橫向場的影響下進行。橫向場是沿著材料的寬度或圓環柱芯的高度(如果是用芯的形式)施加的場。縱向場則是沿著帶狀的長度或圓環柱芯的圓周(當用芯的形式時)施加的場。縱向場是在繞在帶狀或圓環柱芯周圍的線圈中通以交流電而施加的。
在第一步，因為退火溫度通常高于居里溫度，場不會影響合金的性能。但是，如上所述，退火的第二步是在微晶相或第二磁相的居里溫度以下的溫度下進行的，因此，在退火第二步中施加的磁場能產生在場方向上有改進的軟磁性能的合金。
如上所述，退火可在一橫向，縱向或無磁場下進行，但在磁場影響下退火的合金，在外加退火場的方向上表現出特別優良的磁性能。對縱向場，場強以大于80A/m(1Oe)為好，最好是800A/m(10Oe)。橫向場可用于永久磁體或圓筒形螺線管施加。在退火時如果用一大的橫向場(約80KA/m)則可使鐵損減到很低。
在橫向場影響下，退火的本發明合金在某些應用時，表現出特別改進的磁性能，而在縱向場影響下退火的合金特別適于其它的應用。
為使鐵損最小，第二步退火溫度最好在低于微晶相的居里溫度下進行。這些合金表現出在坡莫合金典型范圍中的鐵損和直流矯頑性。當在橫向場影響下退火時，合金表現出的軟磁性能，特別是鐵損是最低的，因此特別可用于扼流線圈，電磁干擾濾波器，電流和脈沖變壓器。
或者，為使短形比(見表6)達到最大，退火的第二步在恰低于(較低)第二磁相的居里溫度并在縱向場的影響下進行。其余的退火條件與恰好在微晶相的相的居里溫度以下進行的第二步退火一樣。這些合金表現出良好的矩形比，但增加了鐵損。因此，此實施例的合金在磁放大器和各種傳感器中是很有用的。
因為本發明的合金是先澆鑄，然后退火，為利用通常是較好的延展性，合金可在澆鑄狀態下加工。
下面的實施例是為了說明的目的，而不是完全一一列舉。熟悉本領域的技術人員可對它作出種種的變化。本發明的真正的實質和范圍決定于所附的權利要求書，而不應受下列實施例所限制。
實施例1具有Fe40Ni38Mo4B18成份的合金被溶化，通過一狹槽嘴排出到急冷滾筒(一旋轉的銅合金盤，直徑15英寸，寬5英寸)的周圍表面上。急冷滾筒以約1000rpm的轉速旋轉，其圓周表面的線速度相當于約1220米/分鐘。產出的帶寬1/2英寸，厚1.1密耳，并基本上是非晶態。產出的非晶態合金表現出兩個晶化起始溫度，Tx1為439℃，Tx2為524℃。此帶材被繞成圓環柱芯，圓環柱芯重10克，內徑為4.06厘米，外徑為4.26厘米。
實施例2按實施例1制造的圓環柱芯以下列條件進行一步退火。
表1例樣 退火溫度(℃) 退火時間(小時) 場強(A/m)A 460 1 NB 460 1 TC 460 1 L(800)D 460 2 NE 460 2 TF 460 2 L(800)G 475 1 NH 475 1 TI 475 1 L(1600)N＝無場T＝橫向場(80KA/m，1koe，由兩塊鋁鎳鈷磁鋼提供)L＝縱向場(單位A/m)
每個例樣芯被放在一爐中，爐在1小時內被加熱到表1所指的退火溫度，芯的退火時間如表1所示，退火在N2氣中進行，凡是加磁場的，在整個退火過程中都加上磁場。
在每次退火結束，合金在約2小時內被冷卻至室溫。
每一例樣的鐵損和矯頑性例于表2。
表2直流矯頑場 鐵損(W/kg)例樣 (A/m) 50kHz/0.1TA 2.4 9.3B 2.8 8.7C 2.4 13.2D 2.4 10.8E 3.6 10.6F 4.0 13.0G 4.0 14.2H 4.8 9.3I 10.8 12.6單次退火合金的矩形比從0.19(例樣Ⅰ，B800.16T(泰斯拉))變化到46(例樣C，B800.83T，和例樣D，B800.84T)。B80是在所加場強為80A/m時測得的磁感應。
例樣Ⅰ表現出的矯頑高跳是由于合金的幾乎完全晶化(見圖5，在下面將對它進行較詳細的討論)。此間深信在繞在圓環柱芯四周的線圈中通以大的電流以產生一強磁場(1600A/m)，使芯的溫度增長到設定溫度(475℃)之上，接近或高于第二結晶起始溫度，因而使合金基本上完全晶化。
對例樣D，(在460℃下無場退火兩小時)，運用熱磁分析確定了合金的居里溫度，觀察到了兩個居里溫度約290℃和約400℃。
例樣D(460℃下無場退火2小時)和例樣Ⅰ(在475℃，和在縱向場1600A/m(20Oe)的影響下退火1小時)通過用Cu K放射的X射線衍射以了解其特征，還對澆鑄后的合金進行了觀察。
澆鑄后的合金有寬的峰，表明它是無明顯晶體結構的非晶態結構(圖1)。例樣D的X射線衍射圖表明它具有典型微晶結構的窄峰(圖2)，例樣D所示的衍射圖是面心立方結構相的典型。例樣J(圖3)的X射線圖中還有其它的峰出現，表明有其它晶相存在。
用日立H-800透射電子顯微鏡制作了例樣D和Ⅰ的顯微圖，試樣是通過離子磨(5千電子伏特，氬束，15°傾斜角)得到的，顯微圖的放大倍數為90000倍。
圖4是一張從例樣D的大量取樣中得到的顯微圖。該顯微圖顯示了約30nm和30nm以下的細微晶粒，它們基本上均勻分布于整個顯微圖上，表明在整個合金上，微晶相的分布基本是均勻的。
圖5是從試樣Ⅰ的大量取樣中得到的顯微圖。該顯微圖是放大倍數與圖4同，圖中清楚地表明有較大的晶體(60nm及60nm以上)分布在整個合金中。
因此在第一和第二晶化起始溫度之間進行的退火，以及中等磁場的影響導致了一基本上均勻分布的微晶相的形成。
實施例3實施例1所制的芯在下列條件下進行兩步退火表3退火溫度(℃) 退火時間(小時) 場強(A/m)例樣 第一/第二 第一/第二 第一/第二1 460/380 1/1 N/N2 460/380 1/1 T/T3 460/380 1/1 L/L(800)4 460/380 1/2 N/N5 460/380 1/2 T/T6 460/380 1/2 L/L(800)7 460/370 1/1 L/L(1600)
N＝無場T＝橫向場(80KA/m-1koe，由兩塊鋁鎳鈷磁鋼提供)L＝縱向場(單位A/m)所有退火在一N2氣氛下進行，在整個退火過程中都加有磁場，如上所述。
每個例樣都放入爐中，一小時后退火溫度達460℃。每個例樣都在退火溫度下保持一小時，然后冷卻半小時到第二退火溫度。此溫度被保持上面表1所示的時間，以后例樣在2個多小時內冷卻至室溫。
按上所述的方法制備的例樣顯示有下列特性表4直流矯頑場 鐵損(W/kg)例樣 (A/m) 50kHz/0.1T 50kHz/0.45T1 1.6 6.8 1572 1.2 6.1 1713 2.0 8.2 2014 1.6 8.1 1825 1.6 7.0 2236 2.0 13.4 2557 4.0 11.9 217在室溫，50kHz和0.1T;50kHz和0.45T下測量了每一例樣的鐵損。兩步退火合金的矩形比從低的0.07(例5，B800.84T到高的0.63(例7，B800.86T)。
圖6示出了無場退火芯(例1)的鐵損。鐵損在三種不同頻率和磁感應下測量，所有測量均在室溫進行。
圖7示出了在80KA/m(1KOe)橫向場(例樣2)的影響下進行退火的同一合金的鐵損。如圖6一樣，合金鐵損在三種不同頻率和磁感應下測量。橫向場退火合金(見圖7)的鐵損比在第二步退火中無任何磁場影響下退火的同一合金所顯示的鐵損低得多。
圖8顯示了在800A/m(10Oe)縱向場下第二步退火的鐵損，頻率和磁感之間的關系。
圖9比較了在50kHz下例樣1-3的鐵損。在橫向場下退火的合金具有本發明合金的最低的鐵損。
實施例4在實施例1中制備的芯在表5列出的條件下進行了兩步退火。
表5退火溫度(℃) 退火時間(小時) 場強(A/m)例樣 第一/第二 第一/第二11 460/240 1/2 L(800Oe)12 460/240 1/2 L(1600Oe)第一步退火的條件與實施例3相同。但是，第二步退火在恰好略低于第二磁相的居里溫度下進行兩小時，在整個兩步退火的過程中都加著磁場，例11和例12的磁特性在下表6中列出。
表6鐵損(W/kg) B80矩形比例樣 50KHz/0.1T (T) Br/B8011 18 0.94 0.7212 18 0.89 0.72在這些條件下退火時，產生具有比按實施例3(高值0.63)的條件制備及在實施例2(高值0.46)中單次退火制備的合金改進的矩形比的微晶合金。
實施例5一種具有組成Fe39.6Ni37.6Mo4Cu1B17.8的合金像實施例1那樣被熔化和澆鑄。所產生的帶被繞成具有和實施例1到4相同的重量、內徑和外徑的圓環柱芯。含銅合金的芯像實施例2一樣地被單次退火以確定居里溫度;對于第二磁相大約300℃，對于微晶相約380℃。然后含銅合金在下面表7列出的條件下進行兩步退火。
表7退火溫度(℃) 退火時間(小時) 場強(A/m)例樣 第一/第二 第一/第二 第一/第二15 460/360 1/1 N/N16 460/360 1/1 T/T17 460/360 1/1 L/L(1600)N＝無場T＝橫向場(80，000A/m-1Koe，由兩塊鋁鎳鈷磁鋼提供)L＝縱向場(單位A/m)例樣15和16的退火條件與實施例2的例樣1、2相同，例樣17的第二步退火溫度比實施例2的例樣7低10℃，所有其它退火條件都相同。
銅合金芯的矯頑性和鐵損在下面表8中列出。
表8直流矯頑場強 鐵損(W/kg)例樣 (A/m) 50kHz/0.1T 50kHz/0.45T15 2.8 10.1 24216 3.2 7.7 17417 5.2 7.2 160把實施例5和實施例3的合金進行比較時清楚表明，加入銅并沒有改進合金的磁性能。
權利要求
1.一種有毫微米級微晶(以下簡稱微晶)晶粒分布在基體中的金屬合金，其特征在于，該金屬合金包括約6到約72的原子百分比的Fe；約12到約81的原子百分比的Ni；Fe和Ni原子百分比的總和約60到約90%；至少一種從由Cr，V，Mo，W，Nb，Ta，Ti，Zr和Hf的組中選出的元素約0.1到約10原子百分比。約0.1到約30原子百分比的B；0到約15原子百分比的Si；B和Si的原子百分比的總和約從0.1到約30原子百分比；以上所有元素的總和加上雜質基本上為100；且，所述微晶粒的有效粒徑不大于約100nm。
2.一種有微晶粒分布在基體中的金屬合金，其特征在于，該金屬合金包括約7到約45.2原子百分比的Fe;約33.6到約72原子百分比的Ni;Fe和Ni的原子百分比和為約70到約87原子百分比;約2到約6原子百分比的Mo;約14到約18原子百分比的B;0到約5原子百分比的Si;B和Si原子百分比和為約14到約30原子百分比;所有元素的原子百分比總和加上雜質基本為100;且所述微晶粒的有效粒徑不大于100nm。
3.如權利要求2所述的合金，其特征在于所述合金含有Fe40Ni38Mo4B18的組分。
4.如權利要求1所述的合金，其特征在于其結構至少約20%是微晶。
5.如權利要求1所述的合金，其特征在于該合金具有基本上均勻分布在非晶態基體中的微晶粒。
6.如權利要求1所述的合金，其特征在于所述的微晶粒由有面心立方結構的NiFeMo組成。
7.一種生產具有在基體中分布著微晶粒的金屬合金的方法，其特征在于，該方法包括下列步驟制備至少有兩個晶化溫度的一種非晶態合金，第一溫度是微晶相形成的第一晶化溫度，第二溫度是第二晶相形成的第二晶化溫度，且此合金還至少有兩個居里溫度，第一是第二磁相居里溫度，第二是微晶相居里溫度;加熱所述非晶態金屬到低于所述的第二晶化溫度，此溫度維持一段足以在所述非晶態合金中形成微晶顆粒的時間;把所述含微晶粒的非晶態合金冷卻到所述微晶相居里溫度以下的第二高溫;所述含微晶粒的非晶態合金維持在所述第二高溫下一段時間，此時間應足以改進含微晶粒合金的至少一種磁特性，即相對于第一加熱步驟所得到的該合金的同一磁特性作進一步改進，且冷卻所述的合金。
8.一種生產在基體中有微晶相分布的金屬合金的方法，其特征在于該方法包括下列步驟制備至少有兩個晶化溫度的非晶態合金，第一溫度是第一晶化溫度，在該溫度或高于該溫度時形成微晶相，第二溫度是第二晶化溫度，在該溫度或高于該溫度時形成第二晶相。且此合金還要有至少兩個居里溫度，第一是第二磁相居里溫度，第二是微晶相居里溫度;把所述非晶態合金加熱到低于第二晶化溫度的溫度，并將該溫度維持一段足以在所述非晶合金中形成微晶粒的時間;冷卻所述含微晶顆粒的非晶態合金到低于所述第二磁相居里溫度的第二高溫;把含微晶粒的合金在所述第二高溫下維持一段時間，此時間應足以改進含微晶粒合金的至少一種磁特性，即相對地改進從第一加熱步驟中得到的該合金的同一特性，且冷卻所述的合金。
9.如權利要求7或8所述的方法，其特征在于，所述的第二退火是在施加磁場的條件下進行的。
10.如權利要求7或8所述的方法，其特征在于，所述的第二高溫是在所述居里溫度的50℃的范圍內。
全文摘要
揭示了具有在非晶態基體中基本上均勻分布的微晶粒的Fe-Ni基軟磁合金。本發明合金的軟磁合金由下列通式表示(Fe
文檔編號H01F1/147GK1064561SQ9210137
公開日1992年9月16日 申請日期1992年3月2日 優先權日1991年3月6日
發明者羅納德·馬爾蒂斯 申請人:聯合信號股份有限公司