CN108431277B - 铁类软磁合金、其的制备方法及通过其的磁性部件 - Google Patents

Abstract

提供Fe类软磁合金。本发明一实施例的Fe类软磁合金由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比(atomicpercent)且78.5≤a≤86、13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5。根据上述，具有高饱和度灵敏度、优秀的高频特性及低保磁力，从而非常容易进行作为高性能/高效率的小型/轻量化的部件的用途展开。并且，本发明的制备成本低，通过在合金的制备过程中容易控制包含于合金的成分，来合金的制备容易，从而可实现批量生产，因此可作为大功率激光器、高频电源、高速脉冲发生器、开关模式电源(SMPS)、高频过滤器、低损耗高频变压器、高速开关、无线充电等的电力、电子设备的磁性部件广泛应用。

Description

铁类软磁合金、其的制备方法及通过其的磁性部件

技术领域

本发明涉及Fe类软磁合金，更详细地涉及具有高饱和磁通密度且磁损耗少的Fe类软磁合金、其的制备方法及通过其的磁性部件。

背景技术

软磁材料作为各种变压器、抗流线圈、各种传感器、饱和电抗器、磁性开关等的磁芯用材料，广泛地使用于用于配电用变压器，激光电源或加速器等电力的供给或电力的变换等的多种电力、电子设备。对这种电力、电子设备的市场需求在于小型轻量化、高性能/高效率化及低产品成本。为了满足这种市场需求，磁芯用软磁材料需要具有高饱和磁通密度及低磁损耗。具体地，能偶以电压(E)＝磁通密度(B_m)×4.44频率(f)×圈数(N)×磁芯截面积(S)计算磁芯的功率式，为了提高上述电压(E)，需要提高各个因子。在上述因子中依赖于磁芯的磁性材料的是磁通密度(B_m)及频率(f)，为了提高上述磁通密度，需求磁性材料的饱和磁通密度高同时具有低磁损耗的材料。上述磁损耗以磁滞损耗、涡流损耗及异常损耗的总和计算，在上述涡流损耗及异常损耗的情况下，依赖于磁芯的磁性材料的磁畴大小、比电阻及磁芯的厚度，磁畴的大小越小，比电阻越高，厚度越薄的磁芯可在磁损耗中有利。并且，为了提高上述频率，需要磁性材料的高频损耗少，但是提高频率(f)需要电路性靠近，因此在材料性靠近上存在局限。

另一方面，当前作为商用化的磁性材料具有高饱和磁通密度同时具有低损耗的原材料众所周知的包含Fe的非晶质合金不存在结晶粒，因此不存在结晶磁各向异性，因低保磁力磁滞损耗小，且呈现优秀的软磁性，因此包含 Fe的非晶质合金作为节能材料受到瞩目。

在包含上述Fe的非晶质合金中，作为形成合金的元素，除了Fe之外包含提高非晶质形成能力的Si、B、P等元素或包含起到成核位置和/或扩散屏障作用的Cu、Nb、Zr元素等的准金属(metalloid)，来开发及制备。只是，在如上述的准金属的含量增加的情况下，存在合金的饱和磁通密度降低的问题，在准金属的含量减少的情况下，初始合金未形成为非晶质或在用于特性变化的后处理工序(Ex.热处理)中难以控制结晶的大小，从而有可能保磁力、磁损耗增加。并且，由于包含准金属元素，从而还发生其他问题，具体地，作为包含提高非晶质形成能力众所周知的P的Fe类非晶质合金在用于特性变化的后工序中容易挥发，因此难以阻止P的挥发并进行后工序，在后工序中合金的生产性显著降低，有可能还不利于批量生产。

并且，在包含具有非晶质形成能力众所周知的B的情况下，所制备的合金的第一次结晶化温度及第二次结晶化之间的间隙非常狭窄，从而进行后处理时，除了α-Fe之外，生成Fe和其他元素之间的化合物(Ex.Fe-B)，从而存在有可能难以获得均质的结晶的问题。并且，在包含Nb等的稀有金属的情况下，有利于控制在后工序中的结晶粒度，但是上述元素的成本昂贵，因此存在生产成本显著增加的问题。

发明内容

技术问题

本发明鉴于如上所述的问题而提出，目的在于，提供Fe类软磁合金，上述Fe类软磁合金通过具有高饱和磁通密度及优秀的高频特性，来可作为小型轻量化的部件利用，并且低保磁力等磁损耗少，从而可容易进行作为高性能/高效率部件的用途展开。

并且，本发明的再一目的在于，提供Fe类软磁合金，上述Fe类软磁合金即使不包含稀土类元素等的成本高的成分也控制结晶相，因此可表达高水平的磁特性。

进而，本发明的另一目的在于，提供Fe类软磁合金的制备方法，通过在制备过程中，容易控制Fe类软磁合金的成分，来即使可进一步容易批量生产合金，也所表达的磁特性以与现相比等同或其以上表达。

并且，本发明的还一目的在于，提供包含可优秀地进行能量供给及变换功能的基于本发明的Fe类软磁合金的各种电力、电子设备的磁性部件。

解决问题的方案

为了解决上述的问题，本发明提供由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示的Fe类软磁合金。在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比(at％， atomic percent)且78.5≤a≤86、13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5。

根据本发明的一实施例，在上述实验式中，a可以为82原子百分比至 86原子百分比，b和c之和可以为13.5原子百分比至17.5原子百分比，基于以下数学式1的值可以为0.38至28.5。并且，更优选地，基于以下数学式1的值可以为0.65至16.1。

数学式1：

并且，在上述实验式中，a及d的基于以下数学式2的值可以为2.92至 3.70。

数学式2：

并且，在上述实验式中，c可以为1.0原子百分比至4.0原子百分比。

并且，根据本发明的再一实施例，在上述实验式中，a可以为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比，b和c之和可以为大于17.5原子百分比至 21原子百分比，并以下数学式3的值可以为0.67以上。更优选地，可以为 0.85至200。

数学式3：

并且，在上述实验式中，a及d的以下数学式4的值可以为8.3至12.8。

数学式4：

并且，上述Fe类软磁合金可以为均包含非晶质、结晶质或非晶质区域及结晶质区域的异形原子排列结构。

并且，在上述异形原子排列结构的Fe类软磁合金中，非晶质区域及结晶质区域可具有5.5：4.5至1：9的体积比。

并且，上述结晶质或异形原子排列结构的结晶质可以为纳米结晶粒。

并且，上述Fe类软磁合金可以为Fe及B中的一种以上的元素的一部分不被Si取代的合金。

并且，上述Fe类软磁合金的形状可呈粉末形、带形、平板形、圆环形、圆柱形或杆(rod)形。

并且，本发明提供由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示且包含平均粒径为30nm以下的纳米结晶粒的Fe类软磁合金。但是，在上述实验式中，a、b、c及d 为相应元素的原子百分比(atomicpercent)且78.5≤a≤86、13.5≤b+c≤21、 0.5≤d≤1.5。

根据本发明的一实施例，上述纳米结晶粒的平均粒径可以为16至25nm。

并且，本发明提供由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，包含α-Fe、Fe与B、C及 Cu中的至少一种元素之间形成的金属化合物的Fe类软磁合金。在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比(atomicpercent)且78.5≤a≤86、 13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5。

根据本发明的一实施例，上述金属化合物可包含Fe-B化合物及Fe-C化合物。并且，上述Fe-C化合物可包含Fe₃C、Fe₉₃C₇及Fe₄C_0.63中的一种以上的化合物。

在上述Fe类软磁合金中，基于以下关系式1的已结晶化的面积值可以为45％至90％，更优选地，可以为53％至83％。

关系式1：

此时，上述面积是指当以0°至90°角(2θ)进行与Fe类软磁合金相关的X射线衍射(XRD)分析时，与所测定的结晶质区域或非结晶质区域相关的积分值。

并且，本发明提供Fe类软磁合金的制备方法，上述Fe类软磁合金的制备方法包括：铁类初始合金的制备步骤，上述铁类初始合金由实验式 Fe_aB_bC_cCu_d表示，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比 (atomic percent)且78.5≤a≤86、13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5；以及对上述铁类初始合金进行热处理的步骤。

根据本发明的一实施例。上述热处理能够以200～410℃的热处理温度进行40～100秒钟。更优选地，能够以280～410℃的热处理温度进行热处理。

并且，能够以90℃/分钟以下的升温速度进行热处理，直至规定的上述热处理温度为止，更优选地，可以为28～82℃/分钟。

并且，本发明提供包含基于本发明的Fe类软磁合金的电磁波屏蔽部件。

并且，本发明提供包含基于本发明的Fe类软磁合金的磁芯。

并且，本发明提供基于本发明的磁芯；以及卷绕上述磁芯的外部的线圈部件。

以下，对在本发明中使用的术语进行说明。

作为在本发明中使用的术语，“初始合金”是指为了所制备的合金的特性变化等不经过额外的处理，例如，不经过热处理等的工序的状态的合金。

并且，作为在本发明中使用的术语，“高频”是指数十kHz～数十MHz 的频率频带。

发明的效果

根据本发明，Fe类软磁合金具有高饱和磁通密度、优秀的高频特性及低保磁力，因此非常容易进行作为高性能/高效率的小型/轻量化的部件的用途展开。并且，本发明的制备成本低，通过在合金的制备过程中容易控制包含于合金的成分，来合金的制备容易，从而可实现批量生产，因此可作为大功率激光器、高频电源、高速脉冲发生器、开关模式电源(SMPS)、高频过滤器、低损耗高频变压器、高速开关、无线电力传输等的电力、电子设备的磁性部件广泛应用。

附图说明

图1及图2为本发明多种实施例的Fe类软磁合金的在热处理前的初始合金状态下的X射线衍射图案。

图3为本发明比较例的Fe类软磁合金的在热处理前的初始合金状态下的X射线衍射图案。

图4a及图4b为本发明一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图5a及图5b为本发明再一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图6a及图6b为本发明另一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图7a及图7b为本发明还一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图8a及图8b为本发明又一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图9a及图9b为本发明又一实施例的Fe类软磁合金的热处理后的X射线衍射图案。

图10a至图10e为在本发明的多种实施例的制备过程中，在Fe类软磁合金的热处理前的初始合金状态下的振动样品磁强计曲线图。

图11a至图11e为本发明多种实施例的Fe类软磁合金的热处理后的振动样品磁强计的曲线图。

图12为通过不同地设置热处理时间来制备的本发明多种实施例的Fe类软磁合金的热处理后的振动样品磁强计曲线图。

图13a至图13c为通过不同地设置热处理时间来制备的本发明多种实施例的Fe类软磁合金的振动样品磁强计曲线图。

图14a至图14c 为通过不同地设置升温速度来制备的本发明多种实施例的Fe类软磁合金的振动样品磁强计曲线图。

图15a及图15b为本发明一实施例的Fe类软磁合金的横向电磁场 (TEM)照片。

具体实施方式

以下，参照附图详细说明本发明的实施例，以便本发明所属技术领域的普通技术人员能够容易实施。本发明能够以多种不同的方式实现，并不局限于在此说明的实施例。

本发明的Fe类软磁合金为由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示的合金，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比(atomic percent)且满足 78.5≤a≤86,13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5。

首先，上述Fe作为表达磁性的合金的主元素，为了提高饱和磁通密度，在合金中包含78.5原子百分比以上的Fe。在Fe小于78.5原子百分比的情况下，有可能无法实现所需的水平的饱和磁通密度。并且，Fe以86原子百分比以下包含于合金中，在合金中包含大于86.0原子百分比的Fe的情况下，当进行用于制备初始合金的液体急冷时，有可能难以将初始合金的结晶相制备成非晶质相，生成于初始合金的结晶在用于特性变化的热处理工序中妨碍均匀的结晶生长，所生成的结晶的大小过度大，因此，可增加磁损耗，如保磁力增加等。

其次，在上述实验式中，B和C作为具有非晶质形成能力的元素，通过这些元素将初始合金可形成为非晶质相。并且，C元素通过与B元素进行组合，来具有如下优点：与仅包含B元素的情况相比，使α-Fe结晶的粒度控制为所需的水平变得容易，并且通过提高初始合金的热稳定性，来当热处理时，有利于获取均匀的α-Fe结晶。在合金中B元素和C元素的总和小于13.5 原子百分比的情况下，所制备的初始合金可以为结晶质，并且，当进行用于磁特性变化的热处理时，初始合金中的结晶质使所生成的结晶的均匀的生长变得难，可包含具有粗大化的粒径的结晶，由此可增加磁损耗。并且，在合金中包含的C元素及B元素的总和大于21原子百分比的情况下，为了制备成纳米结晶粒的合金，需要还增加后述的Cu元素的含量，因此，相对地，可进一步降低合金中Fe元素的含量，由此，有可能无法实现所需的水平的饱和磁通密度。并且，除了α-Fe结晶之外，使Fe与B和/或C容易形成化合物，并所形成的化合物的量增加，因此可减少饱和磁通密度等磁性特性。

然后，在上述实验式中，Cu在合金中起到作为可生成α-Fe结晶的成核位置的作用，使非晶质相的初始合金容易实现为纳米结晶粒合金。上述Cu 元素既使初始合金的结晶相为非晶质，又使热处理后生成的结晶成为纳米结晶粒，为了显著地表达所需的物性，以0.5原子百分比至1.5原子百分比包含于合金中，优选地，能够以0.5原子百分比至1.1原子百分比包含于合金中。在合金中包含小于0.5原子百分比的上述Cu元素的情况下，所制备的合金的比电阻大大地减少，从而可使因涡电流引起的磁损耗变大，在经热处理的合金中未以所需的水平生成α-Fe的纳米结晶粒，在生成结晶的情况下，有可能使所生成的结晶的粒径控制变得不容易。并且，在合金中包含大于 1.5原子百分比的Cu元素的情况下，所制备的初始合金的结晶相可以为结晶质，当进行热处理时，在初始合金中已生成的结晶使结晶的粒度变得不均匀，在合金中可包含生长为所需的水平以上的大小的结晶，由此，有可能无法表达磁损耗增加等所需的水平的磁特性。并且，随着Fe、B、C元素的含量相对减少，可减少由相应元素引起的效果。

另一方面，在本发明的Fe类软磁合金的组成中不包含包含于通常的Fe 类软磁合金的Si元素。上述Si元素不仅提高Fe类合金的非晶质形成能力，同时有助于α-Fe结晶的粒径的均匀化。只是，在合金中包含上述Si的情况下，减少Fe之外的准金属，例如，减少B、C及Cu的含量或减少Fe的含量的问题，Fe的含量减少使高饱和磁通密度的Fe类合金的实现变得难。由此，代替本发明的Fe类合金不包含Si元素，通过增加Fe元素的含量来实现高饱和密度，但是同时内含如下不利的问题：因不包含Si元素而使合金中结晶的粒径控制变得非常困难，从而使制备具有均匀的粒径的合金的变得非常不容易。为了解决如上所述的不利的问题，在本发明中，当进行根据合金中的铁的含量适当地调节B元素和C元素制备而成的初始合金的热处理时，可生成适当的水平的Fe-C类化合物，通过上述虽然不包含Si元素，但是能够以所需的水平实现α-Fe结晶的粒径控制。

只是，在上述实验式中，作为铁的含量的a以82原子百分比为界限，b 和c的含量之和与它们之间的关系可不同，当a为82原子百分比以上，即， a为82原子百分比至86原子百分比时，b和c之和为13.5原子百分比至17.5 原子百分比，基于以下数学式1的值可以为0.38至28.5。并且，在上述实验室中，当a小于82原子百分比，即，a为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比时，b和c之和可以为大于17.5原子百分比至21原子百分比，以下数学式3的值可以为0.67以上。

首先，在上述实验式中，对在a为82原子百分比至86原子百分比时的情况进行说明，当a为82原子百分比至86原子百分比时，若b和c之和大于17.5原子百分比，则作为Cu的含量的d值相对少，从而即使所制备的初始合金制备成非晶质相，也当对所制备的初始合金进行热处理时，难以生成粒径小且均匀的结晶，由此存在所制备的Fe类软磁合金的磁损耗变大的担忧。

并且，当a为82原子百分比至86原子百分比时，b和c之和为13.5原子百分比至17.5原子百分比同时基于以下数学式1的值可以为0.38至28.5，有利于通过上述制备的初始合金的结晶相实现为非晶质，并适当的调节在进行热处理后所生成的合金内结晶中，α-Fe、Fe与B、C及Cu中的至少一种元素之间形成的金属间化合物的含量，因此表达大饱和磁通密度同时保磁力等磁损耗变少，从而可表达高效率的磁性特性，在高频中，可表达优秀的磁特性。

数学式1：

在基于上述数学式1的值小于0.38的情况下，所制备的初始合金的结晶相可以为结晶质，在这种情况下，进行热处理时容易生成粗大的结晶，因此有可能磁损耗变大，尤其，在高频条件下，存在磁损耗显著增加的担忧。并且，即使初始合金不是结晶质，也热处理后生成的结晶中的Fe和C之间的化合物的量过度多，因此可导致磁特性的降低。并且，在基于上述数学式 1的值大于28.5的情况下，合金中C的含量比B的含量相对地大大地减少，因此，导致初始合金的热稳定性降低，从而当进行热处理时，除了α-Fe的结晶之外，Fe-B类金属间化合物的生成可显著增加，因此，有可能很难控制热处理工序，存在初始合金或热处理后合金的饱和磁通密度减少或磁损耗增加的问题，有可能将所生成的α-Fe结晶的粒度难以控制为所需的水平，从而有可能不能制备包含具有均匀的粒度的α-Fe结晶的磁性材料。

另一方面，更优选地，基于上述数学式1的值可以为0.65至16.1，在基于数学式1的值小于0.65的情况下，有可能无法形成非晶质相，由此存在失去软磁材料的特性的担忧。

并且，在基于数学式1的值大于16.1的情况下，有可能难以将初始合金制备成非晶质相，在使初始合金实现为非晶质相的情况下，还可使热处理后生成的结晶粗大化，并可失去软磁材料的特性。

并且，当a为82原子百分比至86原子百分比时，合金中可包含1原子百分比至4原子百分比的C元素。在合金中包含1原子百分比以下的C元素的情况下，将初始合金难以制备成非晶质相，为此，在增加上述的B元素的情况下，可诱发初始合金的热稳定性降低的第二次问题。并且，难以对在进行所制备的初始合金的热处理时所生成的α-Fe结晶的粒度进行控制，从而有可能不能制备包含具有均匀的粒度的α-Fe结晶的磁性材料。并且，在合金中包含大于4原子百分比的C元素的情况下，相对地，B含量减少，从而在初始合金中可生成粒径为30nm以上的α-Fe结晶，这种初始合金的结晶存在在热处理工序中难以控制α-Fe结晶的粒度的问题。并且，在初始合金中可生成Fe与C之间的金属间化合物，从而当进行热处理时，所生成的α-Fe 结晶的合金中的量可少于所需的水平。进而，使保磁力增加，来磁损耗大，因此未表达所需的水平的磁特性，从而有可能难以作为小型化的磁性材料应用。

并且，当a为82原子百分比至86原子百分比时，在上述实验式中，a 及d的基于以下数学式2的值可以为2.92至3.70，通过上述，初始合金可以为非晶质相，并有利于进行初始合金的热处理后，所生成的结晶为纳米结晶粒同时具有均匀的粒度分布。在基于以下数学式2的值小于2.92的情况下，在初始合金中生成结晶，从而热处理后，难以获取粒度均匀的结晶，可生成粗大化的结晶，由此无法表达磁损耗可增加等所需的水平的磁特性。并且，在基于以下数学式2的值大于3.70的情况下，大大地减少所制备的合金的比电阻，从而可使因涡电流引起的磁损耗变大，在经热处理的合金中未生成所需的水平的α-Fe的纳米结晶粒，在生成结晶的情况下，有可能所生成的结晶的粒径控制变得不容易。

数学式2：

然后，对在上述实验式中a为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比的情况进行说明。当a为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比时，b和c 之和可以为大于17.5原子百分比至21原子百分比，若b和c之和为17.5原子百分比以下，则初始合金可以为结晶质，在初始合金中，已生成的结晶使热处理时生成的结晶的粒度变得不均匀，并在合金可包含生长为所需的水平以上的大小的结晶，由此可无法表达磁损耗增加等所需的水平的磁特性。并且，由于上述的Fe，B及C元素的含量相对减少，因此可减少因相应元素引起的效果。

并且，以下数学式3的值为0.67以上，更优选地，可以为0.85至200。通过上述，所制备的初始合金有利于形成非晶质，热处理后生成的结晶的粒度均匀，可适当地保持α-Fe的含量和Fe与B或C之间的金属间化合物的含量，从而即使Fe的含量略低，也通过低保磁力可表达优秀的磁特性。

数学式3：

在上述数学式3的值小于0.67的情况下，初始合金或热处理后合金中的Fe-C之间的化合物的含量可急增，热处理后，有可能难以生成具有均匀的粒度分布的结晶，由此，诱发饱和磁通密度的降低和/或保磁力的上升，从而可降低磁特性。只是，在上述数学式3的值大于200的情况下，初始合金的热稳定性降低，从而进行热处理时，除了α-Fe的结晶之外，Fe-B类金属间化合物的生成可显著增加，因此，有可能很难控制热处理工序，并存在初始合金或热处理后合金的饱和磁通密度可减少或磁损耗可增加的问题，不容易将所生成的α-Fe结晶的粒度控制为所需的水平，从而有可能难以生成具有均匀的粒度的α-Fe结晶。

并且，当a为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比时，在上述实验式中a及d的以下数学式4的值可以为8.3至12.8。通过上述，初始合金可以为非晶质相，有利于初始合金的热处理后生成的结晶为纳米结晶粒同时具有均匀的粒度分布。在基于以下数学式4的值小于8.3的情况下，存在在初始合金中生成结晶的担忧，热处理后难以获取均匀的粒度的结晶，并可生成粗大化的结晶，由此有可能无法表达磁损耗增加等所需的水平的磁特性。并且，在基于以下数学式4的值大于12.8的情况下，即使所制备的初始合金制备成非晶质相，也所制备的合金的比电阻大大地减少，从而可使因涡电流引起的磁损耗变大，在经热处理的合金中，未以所需的水平生成α-Fe的纳米结晶粒，在生成结晶的情况下，不容易控制所生成的结晶的粒径，从而有可能难以生成粒径小且均匀的结晶，由此存在所制备的Fe类软磁合金的磁损耗变大的担忧。

数学式4：

基于本发明一实施例的上述的Fe类软磁合金的结晶相可以为非晶质或结晶质或可以为均包含非晶质区域和结晶质区域的异形原子排列结构。

此时，具有上述非晶质相的Fe类软磁合金可以为未进行热处理的初始合金。并且，具有上述结晶质相的Fe类软磁合金可以为对初始合金进行热处理后的合金，上述结晶质相可以为纳米结晶粒，上述纳米结晶粒的平均粒径可以为30nm以下，可优选为25nm以下，更优选地，可以为22nm以下，进一步优选地，可以为16至22nm。并且，上述异形原子排列结构可以为在初始合金或进行热处理后的合金中的结构。此时，异形原子排列结构在初始合金状态下，结晶质的化合物可具有平均粒径为10nm以下的微细粒径。并且，进行热处理后，上述异形原子排列结构为合金状态的情况下，结晶质相可以为纳米结晶粒，上述纳米结晶粒的平均粒径可以为30nm以下，可优选为25nm以下，更优选地，可以为16nm至22nm以下。

在本发明一实施例的Fe类软磁合金为异形原子排列结构的情况下，非晶质区域及结晶质区域可具有5.5：4.5至1：9的体积比。在非晶质区域及结晶质区域的体积比大于5.5：4.5，来非晶质区域更多的情况下，有可能无法表达所需的水平的饱和磁通密度等所需的磁特性。并且，在非晶质区域及结晶质区域的体积比小于1：9，来结晶质区域更多的情况下，在所生成的结晶中，有可能除了α-Fe结晶之外的其他化合物的结晶的生成增加，并无法表达所需的磁特性。。

上述的Fe类软磁合金在热处理前状态下的形状可以为粉末形、条形及带形，但不局限于此，可考虑最终磁性材料的形状、热处理工序等来适当地变形。并且，上述Fe类软磁合金的热处理后的形状可以为带形或杆形，上述杆形的截面可以为多边形、圆形及椭圆形，但不局限于此。

另一方面，本发明的再一实施例的由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示的Fe类合金包含平均粒径为30nm以下的纳米结晶粒，在上述实验式中，a、b、c及d 为相应元素的原子百分比(atomic percent)，并满足78.5≤a≤86、 13.5≤b+c≤21,0.5≤d≤1.5。

在上述实验式Fe_aB_bC_cCu_d中，与各个元素和其含量相关的说明与上述相同。具有这种实验式且包含纳米结晶粒的Fe类合金可以为制备成非晶质的初始合金后进行热处理的合金，热处理后生成的结晶的平均粒径为30nm以下。在纳米结晶粒的平均粒径大于30nm的情况下，有可能均无法满足保磁力增加等所需的磁特性。优选地，上述纳米结晶粒的平均粒径可以为25nm 以下，更优选地，平均粒径可以为16nm至22nm。

另一方面，本发明的再一实施例的由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示的Fe类合金包含α-Fe、Fe与B、C及Cu中的至少一种元素之间形成的金属化合物，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比(atomic percent)， 78.5≤a≤86、13.5≤b+c≤21、0.5≤d≤1.5。

在上述实验式Fe_aB_bC_cCu_d中，与各个元素和其含量相关的说明与上述相同。上述Fe类合金除了α-Fe之外，包含除了α-Fe之外，Fe与B、C及Cu 中的至少一种元素之间形成的金属化合物，可以为通过这种金属化合物，结晶的粒径控制为所需的水平的Fe类合金。即，在合金中生成有规定含量的 Fe和其他准金属之间的化合物起到防止α-Fe超过所需的粒径来粗大化的屏障作用，可实现为包含粒径分布进一步均匀的α-Fe的Fe类合金。

以适当的比率包含上述α-Fe及上述金属化合物，可通过上述生成的α-Fe 的粒径以所需的水平均匀地得到控制，并可抑制生成粗大化的α-Fe。并且，具有提高所实现的合金的均质性的优点。

上述Fe与B、C及Cu中的至少一种元素之间形成的金属化合物可包含 Fe-B化合物及Fe-C化合物中的一种以上。只是，与包含Fe-C化合物的Fe 类合金相比，包含Fe-B化合物的Fe类合金可在热性上恶劣，可以为所生成的结晶内的α-Fe的含量少的金属，因此存在无法制备均质的合金，并无法均表达所需的物性的问题。由此，更优选地，作为金属化合物可包含Fe-C 化合物，通过上述合金的热稳定性进一步提高，从而可容易制备具有进一步均匀的α-Fe的合金。上述Fe-C化合物可包含F₃C、Fe₉₃C₇及Fe₄C_0.63中的一种以上。

并且，根据本发明一实施例，Fe类软磁合金的基于以下关系式1的已结晶化的面积值可以为45％至90％，更优选地，可以为53％至83％。

关系式1：

此时，上述面积是指当以0°至90°角(2θ)进行与Fe类软磁合金相关的X射线衍射(XRD)分析时，与所测定的结晶质区域或非结晶质区域相关的积分值。

可通过上述已结晶化的面积值满足45％至90％，来进一步有利于满足α-Fe及Fe与其他金属间化合物的物性，例如，以适当的比率生成Fe-C类化合物的结晶，因此可进一步有利于满足所需的物性。在已结晶化的面积值小于45％的情况下，饱和磁通密度低，从而有可能难以表达优秀的磁特性，当制备利用合金的磁性部件时，存在磁特性变动的担忧。并且，在已结晶化的面积值大于90％的情况下，Fe-C类化合物等其他金属间的化合物结晶的生成大大地增加，从而降低饱和磁通密度且可增加保磁力等磁损耗，因此有可能无法表达所需的水平的物性。

上述的本发明一实施例的Fe类软磁合金的初始合金状态下的饱和磁通密度可以为1.5T以上，在适当地进行热处理后，可以为1.71T以上，保磁力为500A/m以下，更优选为250A/m以下，进一步优选为185A/m，因磁损耗少，从而可适合对部件进行小型化。

包含于本发明一实施例的上述的Fe类软磁合金可利用后述的制备方法制备，但不局限于此。

包含于本发明一实施例的铁类初始合金可通过对包含各个元素的母材进行称重并混合而成的Fe类合金形成组合物或Fe类母合金进行熔融后急冷凝固而制备，从而满足上述的Fe类合金的实验式。可根据进行上述急冷凝固时所使用的具体方法，所制备的铁类初始合金地形状不同。使用于上述急冷凝固的方法可采用通常的公知的方法。本发明对此不特别限定。只是，作为对此的非限制性例有如气体喷射法(automizing法)，上述急冷凝固通过喷射熔融的Fe类母合金或喷射Fe类合金组合物的高压气体(Ex.Ar、N₂、 He等)和/或高压水制造成粉末状；离心分离法，利用使熔融金属快速旋转的圆板制备粉末状；熔体纺丝法，借助快速旋转的辊制备带形等。通过这种方法形成的铁类初始合金地形状可呈粉末状、条状及带状。并且，上述铁类初始合金中的原子排列可以为非晶质相。

另一方面，上述铁类初始合金的形状还可以为大块。在铁类初始合金的形状为大块的情况下，通过上述方法形成的非晶质Fe类合金地粉末可通过通常的公知的方法，例如通过合体法及凝固法等制备成大块非晶质合金、作为对上述合体法的非限制性例，可使用冲击合体(shock consolidation)、爆炸成形(explosive forming)、粉末烧结(sintering)、热挤压及热压延(hot extrusion and hot rolling)等的方法。其中，对它们中的冲击合体法进行说明，在冲击合体法中通过向粉末合金聚合物施加冲击波，来波动沿着粒子边界传递且在粒子界面中产生能量吸收，此时，吸收的能量对粒子表面形成微细的熔融层，从而可生产大块非晶质合金。此时生成的熔融层需要快速冷却，从容通过向粒子内部的热传递保持非晶质状态。通过上述方法可制备具有非晶质合金的本来的密度的99％为止的填充密度的非晶质合金，具有可获得充分的机械特性的优点。并且，上述热挤压及热压延法利用在高温条件下的非晶质合金的流动性，将非晶质合金粉末加热至接近Tg的温度，并进行压延，压延成形后进行急冷，从而可制备具有充分的密度和强度的大块非晶质合金。另一方面，上述凝固法可包括铜合金模铸造法(copper moldcasting)、高压压铸(highpressure die casting)、电弧熔化(arc melting)、单向熔化 (unidirectionalmelting)、挤压铸造(squeez casting)、带钢铸造，各个方法可采用公知的方法及条件，因此，本发明对此不特别限定。作为一例，上述铜合金模铸造法作为利用吸入法或加压法的方法，通过加压或吸入以高速注入于铜模具的熔液被金属凝固，来可制备作为规定大块形状的非晶质的铁类初始合金，在上述吸入法中将熔液利用上述模具的内部和外部的压力差向具有高冷却能力的铜模具，向上述模具的内部注入熔液，在上述加压法中从外部施加规定的压力来注入熔液。

然后，对所制备的铁类初始合金可进行热处理。

上述热处理作为将铁类初始合金的原子排列从非晶质相变为结晶质的步骤，通过上述热处理可生成包含α-Fe的纳米结晶粒。只是，在第二步骤中，可根据进行热处理的温度、升温速度和/或处理时间等，所生成的结晶的大小生长为所需的水平以上，因此热处理条件的调节在结晶粒径的控制中非常重要。尤其，本发明的铁类初始合金的组成中不包含可阻隔结晶的大小生长的起到屏蔽的功能的Nb等的元素，因而，利用通常的热处理条件，有可能将纳米结晶粒的粒径很难控制为所需的水平，作为一例，成为30nm以下，优选为25nm以下，并难以进行批量生产。

具体地，上述热处理能够以200至410℃的热处理温度，更优选地，以 280℃至410℃的热处理温度进行40秒钟至100秒钟，热处理温度条件可根据组成不同，但是在热处理温度小于200℃的情况下，可以不生成纳米结晶粒或生成得少，在上述情况下，可制备磁特性低的Fe类软磁合金。并且，在上述热处理温度大于410℃的情况下，可使合金中的所生成的结晶的粒径粗大化，并且所生成的结晶的粒径分布非常宽，从而降低粒径的均匀性，除了α-Fe之外，过度生成Fe与其他金属间化合物的结晶，从而有可能不能获取作为α-Fe的均匀地纳米结晶质的Fe类合金。

并且，根据本发明的一实施例，直至上述热处理温度为止的升温速度也对所生成的纳米结晶粒地粒径控制产生大的影响，作为一例，在常温条件下，直至热处理温度为止的升温速度可以为90℃/分钟以下，更优选地，可以为 28℃/分钟至80℃/分钟以下。众所周知，通常，用于从非晶质合金相变为结晶质合金的热处理工序中的升温速度在高速升温的情况下，作为一例在 100℃/分钟以上的情况下，有利于获取均匀的粒径的结晶，但是在本发明的 Fe类合金的情况下，与通常的倾向不同，只有以90℃/分钟以下的升温速度缓慢地升温后，在所需的热处理温度下进行热处理，才可有利于以所生成的结晶的粒径靠近平均粒径的方式均匀地生成。在热处理时的温度为止的升温速度大于90℃/分钟的情况下，存在有可能不能将所生成的结晶的粒度分布控制为所需的水平的问题。只是，在升温速度过低的情况下，使在热处理工序中需要的时间变长，并且随着结晶生成及生长的时间变长可使结晶粗大化。

另一方面，对高速升温进一步详细地进行说明，在升温速度高的情况下，有助于生成均匀的粒径的结晶，但是本发明的Fe类软磁合金的组成中不包含Si元素等有助于生成均匀的纳米结晶粒的元素或起到结晶生长的屏障作用的Nb元素等，从而有可能非常不容易进行粒径控制。由此，与高温升温相比，90℃/分钟以下的升温优选，通过上述以适当的含量控制Fe-C之间的化合物的生成及α-Fe的结晶大小，因此有利于制备所需的均匀的粒径的α-Fe。并且，随着进行低温升温，进而更适合于批量生产，且对制备成分的节减有利得。

并且，在上述第二步骤中，以热处理温度进行热处理的时间可进行40 秒钟至100秒钟。上述热处理时间可根据热处理温度变更，在以小于40秒钟的方式进行热处理的情况下，有可能未以所需的水平进行向结晶质的相变，在以大于100种的方式进行热处理的情况下，存在所生成的结晶的粒径粗大化的问题。

另一方面，在上述第二步骤中，除了热之外还可附加压力和/或磁场。通过这种附加处理可生成向特定一方向具有磁各向异性的结晶，此时，所施加的压力或磁场的程度可根据所需的物性的程度不同，从而在本发明中并不特别限定此，采用公知的条件进行也无妨。

本发明一实施例的Fe类软磁合金可通过带绕磁芯、层叠磁芯、压缩粉芯等的磁芯实现或可通过电磁屏蔽部件实现。

并且，为了执行磁芯功能，与卷绕于磁芯的外部的线圈一同能够以线圈部件实现上述磁芯，上述线圈部件可作为激光器、变压器、电感器、马达或发电机等的部件应用。

具体实施例

通过以下实施例，更具体地说明本发明，但是以下实施例并不是限制本发明的范围，这是应解释为便于理解本发明。

实施例1

对Fe、B、C及Cu的原料称重后，利用电弧熔解法制备了Fe母合金，使得制备由实验式Fe_85.3B₁₃C1Cu_0.7表示的Fe母合金。之后，熔融所制备的Fe母合金后，在Ar气氛下，通过60m/s的速度的熔体纺丝，来以10⁶K/sec 的速度进行急速冷却，从而制备了厚度为约20μm、宽度为约2㎜的带形形状的Fe类软磁初始合金。

之后，相对于所制备的Fe类软磁初始合金，在常温条件下，以80℃/ 分钟的升温速度进行热处理，来在350℃的温度下保持1分钟，从而制备了如表1的Fe类软磁合金。

实施例2～实施例52

与实施例1相同地实施并制备，如下列表1至表5，变更实验式的组成和/或热处理条件，来制备了如下列表1至表5的Fe类软磁初始合金及Fe 类软磁合金。

比较例1～比较例9

与实施例1相同地实施并制备，如下列表6，变更实验式的组成和/或热处理条件，来制备了如下列表6的Fe类软磁初始合金及Fe类软磁合金。

实验例1

对于在实施例1～实施例52中制备的初始合金及经热处理后的合金的组成，根据Fe的含量，计算以下数学式1及数学式2或数学式3及数学式 4，并在下列表1至表5记载其数值。

(1)在实验式中，当a为82原子百分比至86原子百分比时，数学式1 及数学式2

数学式1：

数学式2：

(2)在实验式中，当a为78.5原子百分比至小于82.0原子百分比时数学式3及数学式4

数学式3：

数学式4：

实验例2

对于在实施例1～实施例52和比较例1～比较例9中制备的初始合金及经热处理后的合金，分别评价以下物性，并示出于下列表1至表6。

1.结晶结构分析

为了确认与所制备的初始合金及经热处理后的合金相关的结晶相和所生成的结晶的平均粒径及已结晶化的面积值，对X射线衍射图案及横向电磁场进行了分析。

在分析的结果中分别在图1示出与实施例1至实施例5相关的初始合金的X射线衍射图案，在图2示出与实施例6至实施例10相关的初始合金的 X射线衍射图案，在图3示出与比较例1至比较例5相关的初始合金的X射线衍射图案。并且，在图4a及图4b示出在实施例1中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案，在图5a及图5b示出在实施例2中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案，在图6a及图6b示出在实施例5中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案，在图7a及图7b示出在实施例38中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案，在图8a及图8b 示出在实施例42中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案，在图 9a及图9b示出在实施例51中进行热处理的Fe类软磁合金的X射线衍射图案。

此时，利用以下关系式1计算已结晶化的面积值。

关系式1：

并且，通过如以下关系式2的谢乐公式(Scherrer formular)计算平均粒径。

关系式2：

其中，D是指结晶的平均粒径、β是指具有最大强度的峰的半宽度、θ是指具有最大强度的峰的角度。

如通过图1至图3可确认，在实施例1至实施例10中可确认实现非晶质的初始合金，但是在比较例1至比较例5中可确认生成结晶质的初始合金。

并且，通过进行热处理后，与Fe类软磁合金的X射线衍射图案相关的图4b至图9b，可确认利用上述关系式2计算的生成结晶的平均粒径为 16.5nm～19nm，并可确认利用上述关系式1计算的已结晶化的面积值为60.1～86.3％。

2.磁性的物性评价

为了计算保磁力及饱和磁化值，在800kA/m下，通过振动样品磁强计进行了评价。其中，在实施例1至实施例5的初始合金中，分别在图10a至图10e示出振动样品磁强计曲线图，分别在图11a至11e示出实施例1至实施例5的经热处理后与Fe类软磁合金相关的振动样品磁强计的曲线图。并且，在图12示出在375℃的热处理温度下不同地设置热处理时间来制备而成的与实施例35、实施例38及实施例41相关的振动样品磁强计的曲线图。进而，在图13a至图13b示出不同地设置热处理温度来制备而成的与实施例 38、实施例42及实施例43相关的振动样品磁强计的曲线图，在图14a至图 14b示出不同地设置升温速度来制备而成的与实施例49、实施例50及实施例51相关的振动样品磁强计的曲线图。

通过在图10a至图10e的初始合金中的振动样品磁强计的结果，可确认在作为热处理前的初始合金中还实现表达饱和磁通密度为1.6T(图10a)～ 1.65(图10c至图10e)以上且保磁力为83.34A/m以下的优秀的磁特性的合金。

并且，通过在图11a至图11e的经热处理的合金的振动样品磁强计的结果，可确认通过热处理饱和磁通密度为1.80T(图11c)～1.93T(图11b) 且保磁力为163.37A/m以下，从而实现表达的磁特性比初始合金提高的合金。

另一方面，如通过图12可确认，可确认相对于热处理时间短的实施例 35(10秒钟)及过度长的实施例41(180秒钟)，以60秒钟进行热处理的实施例38具有高饱和磁通密度和/或低保磁力。

并且，如通过图13a至图13c可确认，可确认在以高温进行热处理的情况，在图13c的实施例43的情况下，相对于图13b的实施例42，保磁力增加。

并且，如通过图14a至图14c可确认，可确认分别在30℃/m、55℃/m、 80℃/m的升温温度下，制备出具有高饱和磁通密度计低保磁力的Fe类软磁合金。

3.结晶粒径的观察

在实施例1中对于经热处理的合金拍摄横向电磁场照片，并示出于图 15a及图15b。

观察结果，可确认生成纳米结晶粒，且结晶的粒径均匀。

表1

表2

表3

表4

表5

表6

通过表1至表5，与比较例的Fe类软磁合金相比，实施例的Fe类软磁合金表达高饱和磁通密度和/或低保磁力，因此，可确认磁物性优秀。

并且，若对实验式中a属于82原子百分比至86原子百分比的实施例11 至实施例24进行观察，则可确认在实施例11及实施例12的情况下，随着数学式1的值小于0.38，在初始合金中生成结晶，由此相对于满足数学式1 的实施例13至实施例20，保持力变高，尤其，可知热处理后，保磁力显著增加。进而可确认所生成的结晶的粒径也超过30nm的来变得粗大。并且，在数学式1的值超过28.5的实施例21的情况下，可确认在初始合金中实现非晶质的合金，但是热处理后保磁力显著增加。预计这是结晶相作为纳米结晶粒，结晶的平均粒径为28.4nm，但是包含粗大的粒径的结晶，因此相对于实施例20保持力约增加4倍，可知在合金中的B的含量过度时，不容易控制粒径。

并且，在数学式2的值小于2.92的实施例22的情况下，可预计相对于实施例23保磁力变大，从而增加磁损耗。

并且，对在实验式中a属于78.5原子百分比至小于82.0原子百分比的实施例25至实施例34进行观察，可确认在数学式3的值小于0.67的实施例25的情况下，相对于实施例26保持力大。

并且，可确认在数学式4的值小于8.3的实施例31的情况下，相对于实施例32至实施例34，在初始合金中生成结晶，热处理后保磁力显著大。

并且，可确认在375℃的热处理温度下不同地设置热处理时间来制备而成的实施例35至实施例41中，在以小于40秒钟的热处理时间进行的实施例35及实施例36的情况下，相对于实施例37，热处理后的合金的饱和磁通密度低，可确认在进行大于100秒钟的热处理的实施例40及实施例41的情况下，相对于实施例39保磁力增加。

并且，可确认当进行热处理时，在不同地设置热处理温度来制备而成的实施例38、实施例42至实施例47中，相对于实施例45，热处理温度小于 200℃的实施例44中实现饱和磁通密度低的Fe类软磁合金。并且，可确认在热处理温度大于410℃的实施例43的情况下，相对于实施例42，保磁力增加。

并且，可确认当进行热处理时，在不同地设置升温速度来制备而成的实施例48至实施例52中，在升温速度为25℃/m的实施例48的情况下，相对于实施例49，保磁力高。并且，在升温速度为95℃/m的实施例52的情况下，相对于实施例51保磁力增加，这是结晶平均粒径为17nm与实施例51 类似，但是预计结晶的粒度分布差异成为原因，预计实施例51具有进一步均匀的结晶粒度分布。

以上，对本发明的一实施例进行说明，但是本发明的思想并不局限于在本说明书中提出的实施例，理解本发明的思想的本发明所属技术领域的普通技术人眼在相同思想的范围内通过结构要素的附加、变更、删除、追加等可容易提出其他实施例。这还属于本发明的思想范围内。

Claims (15)

1.一种铁类软磁合金，其特征在于，由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比且满足条件(1)或(2)，

其中，上述条件(1)为82≤a≤86、13.5≤b+c≤17.5、0.5≤d≤1.5，在上述条件(1)下，基于以下数学式1的值的范围为从0.38至28.5，并且基于以下数学式2的值的范围为从2.92至3.70，

并且上述条件(2)为78.5≤a<82.0、17.5<b+c≤21、0.5≤d≤1.5，在上述条件(2)下，基于以下数学式3的值为0.67至200，并且基于以下数学式4的值的范围为从8.3至12.8：

[数学式1]

[数学式2]

[数学式3]

[数学式4]

2.根据权利要求1所述的铁类软磁合金，其特征在于，基于上述数学式1的值为0.65至16.1。

3.根据权利要求1所述的铁类软磁合金，其特征在于，上述条件(1)中的c为1.0原子百分比至4.0原子百分比。

4.根据权利要求1所述的铁类软磁合金，其特征在于，上述数学式3的值为0.85至200。

5.根据权利要求1所述的铁类软磁合金，其特征在于，上述铁类软磁合金为非晶质、结晶质或均包含它们的异形原子排列结构。

6.一种铁类软磁合金，其特征在于，由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，包含平均粒径为30nm以下的纳米结晶粒，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比且满足条件(1)或(2)，

其中，上述条件(1)为82≤a≤86、13.5≤b+c≤17.5、0.5≤d≤1.5，在上述条件(1)下，基于以下数学式1的值的范围为从0.38至28.5，并且基于以下数学式2的范围为从2.92至3.70，

并且上述条件(2)为78.5≤a<82.0、17.5<b+c≤21、0.5≤d≤1.5，在上述条件(2)下，基于以下数学式3的值为0.67至200，并且基于以下数学式4的值的范围为从8.3至12.8：

[数学式1]

[数学式2]

[数学式3]

[数学式4]

7.根据权利要求6所述的铁类软磁合金，其特征在于，上述纳米结晶粒的平均粒径为16nm至25nm。

8.一种铁类软磁合金，由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，包含α-Fe及Fe与B、C及Cu中的至少一种元素之间形成的多个金属化合物，其特征在于，

在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比且满足条件(1)或(2)，

其中，上述条件(1)为82≤a≤86、13.5≤b+c≤17.5、0.5≤d≤1.5，在上述条件(1)下，基于以下数学式1的值的范围为从0.38至28.5，并且基于以下数学式2的值的范围为从2.92至3.70，

并且上述条件(2)为78.5≤a<82.0、17.5<b+c≤21、0.5≤d≤1.5，在上述条件(2)下，基于以下数学式3的值为0.67至200，并且基于以下数学式4的值的范围为从8.3至12.8：

[数学式1]

[数学式2]

[数学式3]

[数学式4]

9.根据权利要求8所述的铁类软磁合金，其特征在于，在上述铁类软磁合金中，基于以下关系式1的已结晶化的面积值为45％至90％，

关系式1：

其中，上述面积是指当以0°至90°角(2θ)进行与铁类软磁合金相关的X射线衍射分析时，与所测定的结晶质区域或非结晶质区域相关的积分值。

10.一种铁类软磁合金的制备方法，其特征在于，包括：

铁类初始合金的制备步骤，上述铁类初始合金由实验式Fe_aB_bC_cCu_d表示，在上述实验式中，a、b、c及d为相应元素的原子百分比且满足条件(1)或(2)，其中，上述条件(1)为82≤a≤86、13.5≤b+c≤17.5、0.5≤d≤1.5，在上述条件(1)下，基于以下数学式1的值的范围为从0.38至28.5，并且基于以下数学式2的值的范围为从2.92至3.70，

并且上述条件(2)为78.5≤a<82.0、17.5<b+c≤21、0.5≤d≤1.5，在上述条件(2)下，基于以下数学式3的值为0.67至200，并且基于以下数学式4的值的范围为从在8.3至12.8：

[数学式1]

[数学式2]

[数学式3]

[数学式4]

以及

对上述铁类初始合金进行热处理的步骤。

11.根据权利要求10所述的铁类软磁合金的制备方法，其特征在于，上述热处理以200～410℃的热处理温度进行40～100秒钟。

12.根据权利要求11所述的铁类软磁合金的制备方法，其特征在于，以90℃/分钟以下的升温速度进行热处理，直至规定的上述热处理温度为止。

13.一种电磁波屏蔽部件，其特征在于，包含权利要求1、6及8中任一项所述的铁类软磁合金。

14.一种磁芯，其特征在于，包含权利要求1、6及8中任一项所述的铁类软磁合金。

15.一种线圈部件，其特征在于，包括：

权利要求14所述的磁芯；以及

线圈，卷绕上述磁芯的外部。

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