多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法.pdf

多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法，涉及一种非晶合金材料。提供一种高玻璃形成能力的多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法。根据不同元素对析出相的影响，从热力学数据库中定义出合适的元素作为添加元素，用Thermol-calc商用相图计算软件计算出Fe-C纵截面伪二元相图；调整伪二元相图的温度和成分坐标，使碳含量坐标范围包含共晶点，从伪二元相图中确定成分线；观察液相线附近的初生相和鼻尖温度附近的析出相，看是否满足有利于非晶形成的析出相的要求，若满足，则在共晶点附近选取碳原子含量，确定最终成分，计算相分数图，进一步得到各相析出量的数据，最后根据成分制备非晶合金；若不满足，则返回。

1.  多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法，其特征在于包括以下步骤：
1)根据不同元素对析出相的影响，从热力学数据库中定义出合适的元素作为添加元素，用Thermol-calc商用相图计算软件计算出Fe-C纵截面伪二元相图；
2)调整Fe-C纵截面伪二元相图的温度和成分坐标范围，并使得碳含量坐标范围包含共晶点，从Fe-C纵截面伪二元相图中确定成分线，其中，Fe作为基体，C是降低Fe熔点最重要的元素，其他元素作为扰动项加入；
3)观察液相线附近的初生相和鼻尖温度附近的析出相，看是否满足有利于非晶形成的析出相的要求，即在液相线处，应避免以下几个相的优先生成：FCC_A1，CARBIDE，MC；让以下几个相成为初生相的倾向：BCC，HCP_A2，MB，CCT或TTT曲线的鼻尖温度处，应避免以下几个相的生成：FCC_A1，MC，让以下几个相倾向于生成：M₇C₃，M₂₃C₆，M₆C，MB；
4)若满足步骤3)，则在共晶点附近选取碳原子含量，确定最终成分，计算相分数图，进一步得到各相析出量的数据，最后根据成分制备非晶合金；
若不满足步骤3)，则返回步骤1)。

2.  如权利要求1所述的多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法，其特征在于在步骤1)中，所述元素为铁基非晶元素，其中，部分元素包括小原子元素：C，N，Si，S，P和过渡金属元素：Ti，V，Cr，Mn，Co，Ni，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W。

3.  如权利要求1所述的多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法，其特征在于在步骤2)中，所述碳含量按碳原子百分数为10％～20％。

多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法
技术领域
本发明涉及一种非晶合金材料，尤其是涉及一种高玻璃形成能力的多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法。
背景技术
金属玻璃通常是将熔化的金属冷却到玻璃转变温度以下并且在形核及晶化前凝固形成的。通常的金属和合金从液态冷却下来时都要结晶形成晶体。然而，已经发现了某些金属和合金在冷却速率足够快时，在固化时会保持液态时的极端粘滞的状态，从而抑制晶化，这种冷却速率通常需要达到每秒钟10⁴～10⁶K的数量级。为了获得如此高的冷却速率，只能将熔化的金属或合金喷到导热非常好的传导基底上。这样获得的合金是非晶合金，但尺寸非常小。因此，以前获得的非晶合金材料都是将熔态金属或合金喷射到高速旋转的铜辊上得到的薄带，或浇铸到冷基底中得到的薄片和粉末等。最近已找的了具有更强的抑制结晶能力的非晶合金，这样就可以利用更低的冷却速率来抑制结晶。如果在很低的冷却速率下能够抑制结晶，则可制得更大尺寸的非晶合金。
非晶合金，尤其是铁基非晶合金，自被发现以来，就一直受到材料学家和物理学家的广泛关注。其原因在于铁基大块非晶合金在各种非晶体和晶体体系当中具有高强度、高硬度、高耐蚀、具有良好的韧性和软磁性能等特点。自铁基大块非晶合金问世以来，提高非晶形成能力，获得大尺寸的非晶合金一直是人们努力追求的主要目标之一。铁基软磁非晶合金的发展状况自1967年美国Duwez教授([1]Duwez and C.H.Lin：Amorphous ferromagnetic phase inFe-C-P Alloys.J.Appl.Phys.38，4096(1967))率先成功开发出Fe-P-C系软磁非晶薄带以来，许多科学家在合成具有优异软磁性能的新型铁基非晶合金的过程中付出了大量的努力。1979年美国AlliedSignal公司开发出非晶合金宽带的平面流铸带技术，并于1982年推出命名Metglass的Fe基、Co基、Fe-Ni基系列非晶合金带材。1988年日本日立金属公司的Yashizawa等人在非晶合金基础上通过晶化处理开发出成本低廉的FeCuNbSiB纳米晶软磁合金Finemet，兼有铁基非晶合金的高磁感和钴基非晶合金的高磁导率、高饱和磁感和低损耗的特点。1990年，Makino等人开发出FeMB(M＝Zr，Hf，Nb)纳米晶合金Nanoperm，其饱和磁感应强度高于1.5T。1998年，美国的WillardM·A等人([2]M.A.Willard，D.E.Laughlin，M.E.McHenry，D.Thoma，K.Sickafus，J.O.Cross and V.G.Harris：Structure and magnetic properties of(Fe_0.5Co_0.5)₈₈Zr₇B₄Cu₁ nanocrystalline alloys.J.Appl.Phys.84，6773(1998))公布了可用于高温的FeCoZrBCu纳米晶软磁Hitperm，其磁感应强度高于2.0T。自20世纪90年代以来，铁基软磁块体非晶合金的开发取得相当大的进展。这些合金可以分为以下五大主要体系：
①Fe-(Al，Ga，Sn)-(P，C，B，Si，Ge)；
②Fe-(Co，Ni)-M-B(M＝Zr，Hf，Ti，V，Nb，Ta，Mo，W)；
③Fe-Co-Ln-B-M(M＝Cr，V，Hf，W，Mo，Nb，Ta，Zr)；
④Fe-(Cr，Mo，Ni，Nb)-(Al，Ga)-(P，C，B)；
⑤Fe-(Co，Ni)-B-Si-(Zr，Nb)。
目前，铁基软磁块体非晶合金的研究与开发进入了一个新时期。有一类铁基非晶合金在室温或室温以上不显现磁性特征，所以被称作无磁非晶合金.用铜模吸铸法得到的铁基非晶合金的最大尺寸已经达到16mm，并被命名为“非晶钢”。非晶钢作为无磁性材料和结构材料具有好的发展前景和研究价值。非晶钢在室温下呈无磁特性并具有高硬度、高耐蚀等特点，可以作为一种新型的特殊用途材料。因为所用原料都不是贵金属，制备价格与其它体系的非晶相比低廉得多，所以非晶钢在某些场合有望取代晶体钢铁材料。更由于其优良的非晶成形能力、制备工艺简便，将会是非晶体系中最有工程应用前景的一种，为大块非晶作为结构材料在实际工程中的应用开辟了道路。
骆重阳等人([3]骆重阳，潘明祥，寇生中，赵德乾，汪卫华：Fe56Mn5Cr7Mo12Er2C12B6非晶钢的形成.科学通报3，50(2005))报道了Fe56Mn5Cr7Mo12Er2C12B6非晶钢的形成。
然而到目前为止，虽然提出了众多有关非晶形成方面的理论，但是能真正运用到非晶成分设计方面的还几乎没有，之前的一些预测方法也只适用于组元较少的成分，对于多组元尤其是四元以上的非晶成分设计还束手无策。
发明内容
本发明的目的在于提供一种高玻璃形成能力的多组元大块铁基非晶合金材料的成分设计方法，本发明也适用于其他基体的大块非晶合金的成分设计。
本发明考虑合金溶液的整个凝固过程的热力学和动力学因素，从团簇过冷度，初生相驱动力，CCT或TTT曲线鼻尖温度处(大小相当于80％熔点温度左右)预析出相动力学等方面导出非晶合金的成分设计方法，
本发明包括以下步骤：
1)根据不同元素对析出相的影响，从热力学数据库中定义出合适的元素作为添加元素，用Thermol-calc商用相图计算软件计算出Fe-C纵截面伪二元相图；
2)调整Fe-C纵截面伪二元相图的温度和成分坐标范围，并使得碳含量坐标范围包含共晶点，从Fe-C纵截面伪二元相图中确定成分线，其中，Fe作为基体，C是降低Fe熔点最重要的元素，其他元素作为扰动项加入；
3)观察液相线附近的初生相和鼻尖温度附近的析出相，看是否满足有利于非晶形成的析出相的要求，即在液相线处，应避免以下几个相的优先生成：FCC_A1，CARBIDE，MC；让以下几个相成为初生相的倾向：BCC，HCP_A2，MB，CCT或TTT曲线的鼻尖温度处，应避免以下几个相的生成：FCC_A1，MC，让以下几个相倾向于生成：M₇C₃，M₂₃C₆，M₆C，MB；
4)若满足步骤3)，则在共晶点附近选取碳原子含量，确定最终成分，计算相分数(BPW)图，进一步得到各相析出量的数据，最后根据成分制备非晶合金；
若不满足步骤3)，则返回步骤1)。
在步骤1)中，所述元素为铁基非晶元素，其中，部分元素包括小原子元素(C，N，Si，S，P)和过渡金属元素(Ti，V，Cr，Mn，Co，Ni，Zr，Nb，Mo，Hf，Ta，W)。
在步骤2)中，所述碳含量最好按碳原子百分数为10％～20％为宜。
本发明适用于其他体系的非晶合金。
对于热力学的计算可以使用具有相似功能的软件和数据库，BPW图也可有其他的成分-温度关系图替代。
对已有非晶成分进行了验证并利用此方法设计出一系列新的非晶成分。
合金溶液中存在各种各样的团簇结构，其中以具有高对称的二十面体团簇为主导，它的局部高密堆构型能有效降低液相的自由能。大多团簇是FCC结构的多重孪晶，考虑到整体构型对于降低自由能的贡献大于局部，在熔点以下，团簇牺牲短程有序重构成具有长程密堆的FCC，HCP或BCC等结构。根据自由能的表达式：G＝H-TS，填补团簇间较大的自由体积所带来H的降低多于长程有序带来的S的降低，从而降低体系自由能得到适合于熔点温度以下的构型。
CCT和TTT曲线的形状是动力学和热力学共同作用的结果，在鼻尖温度(大小相当于80％熔点温度左右)以上由于体系的粘度很小，形核结晶主要是由热力学控制的过程，过冷度越大，形核驱动力也越大，结晶速度也就越快。在鼻尖温度以下，体系的粘度增大了几个数量级，此时的形核结晶过程由动力学控制，温度越低，原子扩散速率越小，导致一个低的结晶速度。显然，对于非晶的形成过程，应对这两方面同时考虑，对整个凝固过程分析，缺一不可。
相包含成分和结构，整个凝固过程伴随着析出相成分和结构的变化过程，首先应对体系的所有析出相做系统的研究。通过实验与计算相结合的方法，对于铁基合金，得知主要析出相包括固溶体相和化合物相，且都可作为对Fe-C合金相的扩展来处理，主要包括了FCC，HCP_A3，BCC_A2，CEMENTITE，CARBIDE，M₇(C，B)₃，M₂₃(C，B)₆，MC，MB其中M代表合金元素，这些相都以固溶体或合金碳化物的形式存在。
对于固溶体相，可添加在α-Fe和γ-Fe中同时具有或单一具有大的溶解度的合金元素。一方面，可以造成晶格失稳。另一方面就是满足大尺寸团簇形成的键长不等要求。对γ-Fe固溶体晶格畸变导致失稳有突出贡献的是Ni，Co，Mn，Cr等元素，对α-Fe固溶体晶格畸变导致失稳有突出贡献的是Al，V，Mo，W，Cr，Co等元素。通过了解团簇的形成的过程可以知道，能量最低的组态应尽可能接近于密集排列。团簇的稳定性跟原子的几何构成有关，新增原子总是原四面体共面的键合方式在能量上更为有力。如初生相中存在FCC相，团簇可优先在较小尺寸时通过孪生转变为FCC结构，从而降低其表面能和应变能。根据能量势垒原理，对应于不同初生相，团簇的稳定性依次为(高到低)：BCC，HCP，FCC。
对于碳化物，碳化物形成元素由强到弱依次为：
Zr，Ti，Nb，V，W，Mo，Cr，Mn，Fe。
各元素碳化物的结构信息，应避免具有FCC简单构型的碳化物析出，由此推断添加元素只能到W。当含碳量较低时，强碳化物形成元素优先形成碳化物；当含碳量较高时，弱碳化物形成元素也将形成碳化物，如W、Mo、Cr，随着含碳量的增加，依次形成(Fe，W，Mo)₆C，(Fe，Cr)₂₃C₆，(Fe，Cr)₇C₃，Fe₃C。
加入碳化物形成元素必需遵循以下原则：
1.加入强碳化物形成元素，抑制奥氏体析出。
2.加入中碳化物形成元素，抑制奥氏体析出，在鼻尖温度处形成复杂结构碳化物。
3.加入稀土元素，进一步减缓碳化物析出，但会同时促进奥氏体和稀土碳化物的生成，所以应少量加入。
本发明通过理论计算和实验验证分析了部分元素对合金的影响，综合元素的电化学和物理性质，可大致对其进行分类：
1)适合加入或只适合少量加入的元素：
降低亚稳定系共晶点温度的元素为：Mo，Mn，W，Si，Ni，Cu，Co。
形成复杂碳化物的元素为：Cr，Mo。
凝固是分配系数较大的过渡金属元素为：Mn，Cr。
与C形成短程有序簇的非化合物形成元素为：RE。
降低碳活度的元素为：Mn，Cr，Mo，V，W。
2)不适合加入或不适合大量加入的元素：
强碳化物形成元素为：Hf，Zr，Ti，Ta，Nb。
提高亚稳定系共晶点温度的元素为：Al，V，Ti。
提高铁液中碳活度的元素为：Al，Si，Cu，Ni，Co。
凝固时分配系数过小的元素为：V，Ti。
在液相线处，考虑热力学因素，应避免以下几个相的优先生成：FCC_A1，CARBIDE，MC。让以下几个相成为初生相的倾向：BCC，HCP_A2，MB。
CCT或TTT曲线的鼻尖温度处，考虑动力学因素，应避免以下几个相：FCC_A1，MC。让以下几个相倾向生成：M₇C₃，M₂₃C₆，M₆C，MB。
本发明提出的非晶形成机制及成分设计方法充分考虑了各方面因素的影响，适用面广，对于多组元大块非晶的成分设计目前较为有效。得到的铁基非晶合金具有硬度大，强度高，耐腐蚀性强等特点，但大多不具有磁性。
附图说明
图1为FeCr₁₀Mo₁₂B₈C系Fe-C多元合金垂直截面相图。在图1中，横坐标为碳元素原子百分含量C/at.％，纵坐标为温度Temperature/K；图中符号从上到下依次代表：L液相；BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；MoB 1(Mo)：1(B)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；M23C620(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)。
图2为Fe₅₅Cr₁₀Mo₁₂B₈C₁₆多元合金相分数图。在图2中，横坐标为温度Temperatrue/K，纵坐标为相分数(BPW)；图中符号从左到右依次表示为：BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；MoB 1(Mo)：1(B)；FCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：1.0(C，N，VA)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；L液相；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)。
图3为FeCr₁₈Mo₁₆B₈C系Fe-C多元合金垂直截面相图。在图3中，横坐标为碳元素原子百分含量C/at.％，纵坐标为温度Temperature/K；图中符号从上到下依次代表：L液相；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；MoB 1(Mo)：1(B)；M7C37.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；M6C2.0(CO，FE，NI)：2.0(MO，NB，W)：2.0(CO，CR，FE，MO，NB，NI，V，W)：1.0(C)。
图4为Fe₄₆Cr₁₈Mo₁₆B₈C₁₂多元合金相分数图。在图4中，横坐标为温度Temperatrue/K，纵坐标为相分数(BPW)；图中符号从左到右依次表示为：BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；MoB 1(Mo)：1(B)；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；M7C37.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；L液相。
图5为FeCr₁₈Mo₁₈W₂B₇C系Fe-C多元合金垂直截面相图。在图5中，横坐标为碳元素原子百分含量C/at.％，纵坐标为温度Temperature/K；图中符号从上到下依次代表：L液相；BCC1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；MoB 1(Mo)：1(B)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；M6C2.0(CO，FE，NI)：2.0(MO，NB，W)：2.0(CO，CR，FE，MO，NB，NI，V，W)：1.0(C)；MC 1.0(MO，W)：1.0(C，N)；M2B 2.0(CO，CR，FE，MO，NB，NI，V，W)：1.0(B)。
图6为Fe₄₃Cr₁₈Mo₁₈W₂B₇C₁₂多元合金相分数图。在图6中，横坐标为温度Temperatrue/K，纵坐标为相分数(BPW)；图中符号从左到右依次表示为：BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；MoB 1(Mo)：1(B)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；L液相。
图7为FeCr₁₄Mo₁₀W₂B₉C系Fe-C多元合金垂直截面相图。在图7中，横坐标为碳元素原子百分含量C/at.％，纵坐标为温度Temperature/K；图中符号从上到下依次代表：L液相；BCC1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；MoB 1(Mo)：1(B)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；MC 1.0(MO，W)：1.0(C，N)；Fe2B 2.0(Fe)：1.0(B)。
图8为Fe₅₃Cr₁₄Mo₁₀W₂B₉C₁₂多元合金相分数图。在图8中，横坐标为温度Temperatrue/K，纵坐标为相分数(BPW)；图中符号从左到右依次表示为：M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；MC 1.0(MO，W)：1.0(C，N)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；MoB 1(Mo)：1(B)；BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；L液相。
图9为FeCr₁₆Mo₁₂Al₂B₇C系Fe-C多元合金垂直截面相图。在图9中，横坐标为碳元素原子百分含量C/at.％，纵坐标为温度Temperature/K；图中符号从上到下依次代表：L液相；BCC1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；HCP 2.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，SI，TI，V，W)：0.5(C，N，VA)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；MoB 1(Mo)：1(B)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；MC 1.0(MO，W)：1.0(C，N)；Fe2B 2.0(Fe)：1.0B)；M3C2 3.0(CR，MO，V，W)：2.0(C)。
图10为Fe₄₉Cr₁₆Mo₁₂A_l2B₇C₁₄多元合金相分数图。在图10中，横坐标为温度Temperatrue/K，纵坐标为相分数(BPW)；图中符号从左到右依次表示为：M3C2 3.0(CR，MO，V，W)：2.0(C)；M23C6 20(CO，CR，FE，MN，NI，V)：3(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：6(C)；BCC 1.0(AL，CO，CR，CU，FE，MG，MN，MO，NB，NI，P，S，SI，TI，V，W)：3.0(C，N，VA)；MoB1(Mo)：1(B)；M7C3 7.0(CO，CR，FE，MN，MO，NI，V，W)：3.0(C)；CARBIDE 3.0(CR，FE，MO，W)：1.0(C)；L液相。
具体实施方式
下面列举几个利用本发明的方法设计大块铁基非晶成分的实施例。
实施例1：FeCr₁₀Mo₁₂B₈C体系
步骤一：从热力学数据库中定义出元素Fe、Cr、Mo、C、B，用Thermol-calc商用相图计算软件计算出Fe-C纵截面伪二元相图。
步骤二：调整视图范围，使得C含量坐标的范围恰好包含共晶点，如图1所示。
步骤三：可观察到液相线附近的初晶相为HCP，在共晶点处有MoB相，在过共晶点鼻尖温度以上的区间范围内以HCP，BCC，M7C3为预析出相，基本满足各析出相过冷区间大小的要求。
步骤四：选取稍微过共晶点的C 16at％处，确定成分，计算BPW图，得到各相在凝固过程中的析出量，如图2所示。可以看到有少量FCC相析出，其他基本达到要求。
步骤五：本实施例的铁基非晶合金由Fe、Cr、Mo、C、B和Y元素组成，各元素的原子百分比为：Fe 54～58％、Cr 8％～10％、Mo 12％、C 14％～16％、B 8％、Y2％，换算成重量百分比后进行配料。将高纯度的配料在钛吸附的氩气中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。接着将母合金移到吸铸孔，再次均匀熔化后吸入铜模中，制备出了直径3mm的非晶棒。
实施例2：FeCr₁₈Mo₁₆B₈C体系
步骤一：从热力学数据库中定义出元素Fe、Cr、Mo、C、B，用Thermol-calc计算出Fe-C纵截面伪二元相图。
步骤二：调整视图范围，使得C含量坐标的范围恰好包含共晶点，如图3所示。
步骤三：可观察到液相线附近的初晶相为HCP₃，在经过小过冷度后生成BCC相，在过共晶点鼻尖温度以上的区间范围内以HCP，BCC，M₂₃C₆为预析出相，基本满足各析出相过冷区间大小的要求。
步骤四：选取稍微过共晶点的C 12at％处，确定成分，计算BPW图，得到各相在凝固过程中的析出量，如图4所示。可以看到出大范围内达到要求。
步骤五：本实施例的铁基非晶合金由Fe、Cr、Mo、W、C、B和Y元素组成，各元素的原子百分比为：Fe 44～48％、Cr 16％～18％、Mo 16％、C 10％～12％、B 8％、Y2％，换算成重量百分比后进行配料。将高纯度的配料在钛吸附的氩气中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。接着将母合金移到吸铸孔，再次均匀熔化后吸入铜模中，制备出了直径3mm的非晶棒。
实施例3：FeCr₁₈Mo₁₈W₂B₇C体系
步骤一：从热力学数据库中定义出元素Fe、Cr、Mo、W、C、B，用Thermol-calc计算出Fe-C纵截面伪二元相图。
步骤二：调整视图范围，使得C含量坐标的范围恰好包含共晶点，如图5所示。
步骤三：可观察到液相线附近的初晶相为BCC和HCP₃，在经过小过冷度后生成MoB相，在过共晶点鼻尖温度以上的区间范围内以HCP，BCC，M₂₃C₆，M6C为预析出相，基本满足各析出相过冷区间大小的要求。
步骤四：选取稍微过共晶点的C 12at％处，确定成分，计算BPW图，得到各相在凝固过程中的析出量，如图6所示。可以看出大范围内达到要求。
步骤五：本实施例的铁基非晶合金由Fe、Cr、Mo、W、C、B和Y元素组成，各元素的原子百分比为：Fe 48～52％、Cr 16％～18％、Mo 18％、W 2％、C 10％～12％、B 8％、Y2％，换算成重量百分比后进行配料。将高纯度的配料在钛吸附的氩气中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。接着将母合金移到吸铸孔，再次均匀熔化后吸入铜模中，制备出了直径3mm的非晶棒。
实施例4：FeCr₁₄Mo₁₀W₂B₉C体系
步骤一：从热力学数据库中定义出元素Fe、Cr、Mo、W、C、B，用Thermol-calc计算出Fe-C纵截面伪二元相图。
步骤二：调整视图范围，使得C含量坐标的范围恰好包含共晶点，如图7所示。
步骤三：可观察到液相线附近的初晶相为M₇C₃，在经过小过冷度后生成MoB相，在过共晶点鼻尖温度以上的区间范围内以M₂₃C₆，MoB，M₇C₃为预析出相，基本满足各析出相过冷区间大小的要求。
步骤四：选取稍微过共晶点的C 12at％处，确定成分，计算BPW图，得到各相在凝固过程中的析出量，如图8所示。可以看出大范围内达到要求。
步骤五：本实施例的铁基非晶合金由Fe、Cr、Mo、W、C、B和Y元素组成，各元素的原子百分比为：Fe 51～55％、Cr 12％～14％、Mo 10％、C 10％～12％、B 9％、Y 2％，换算成重量百分比后进行配料。将高纯度的配料在钛吸附的氩气中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。接着将母合金移到吸铸孔，再次均匀熔化后吸入铜模中，制备出了直径3mm的非晶棒。
实施例5：FeCr₁₆Mo₁₂Al₂B₇C体系
步骤一：从热力学数据库中定义出元素Fe、Cr、Mo、Al、C、B，用Thermol-calc计算出Fe-C纵截面伪二元相图。
步骤二：调整视图范围，使得C含量坐标的范围恰好包含共晶点，如图9所示。
步骤三：可观察到液相线附近的初晶相为HCP和BCC₃，在经过小过冷度后生成M₇C₃相，在过共晶点鼻尖温度以上的区间范围内以M₂₃C₆，MoB，M₇C₃为预析出相，基本满足各析出相过冷区间大小的要求。
步骤四：选取稍微过共晶点的C 14at％处，确定成分，计算BPW图，得到各相在凝固过程中的析出量，如图10所示。可以看出大范围内达到要求。
步骤五：本实施例的铁基非晶合金由Fe、Cr、Mo、Al、C、B和Y元素组成，各元素的原子百分比为：Fe 47～51％、Cr 14％～16％、Mo 12％、Al 2％、C 12％～14％、B 7％、Y 2％，换算成重量百分比后进行配料。将高纯度的配料在钛吸附的氩气中电弧熔炼，使之混合均匀，冷却得到铸锭。接着将母合金移到吸铸孔，再次均匀熔化后吸入铜模中，制备出了直径3mm的非晶棒。
各个元素对不同相的影响参见表1。