CN112962024B - 一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及其制备方法 - Google Patents
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Abstract
本发明提供了一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及其制备方法。本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金具有式(1)所示结构，FeaSibBcM1Cud式(1)；其中：元素M选自：Nb、V和Mo中的一种或几种；79.8≤a≤84.5，4.2≤b≤6，10≤c≤12，0.3≤d≤1.2。本发明提供的上述Fe基纳米晶软磁合金通过引入特定的M元素并控制各元素为一定的比例，使整体材料既具有高饱和磁感应强度，又产生高磁导率和低矫顽力。
Description
技术领域
本发明涉及合金材料领域，特别涉及一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及其制备方法。
背景技术
Fe基非晶纳米晶软磁合金具有低矫顽力、高磁导率和低损耗等特点，被誉为21世纪节能环保的功能器件材料。随着应用环境和应用领域的不断拓展，尤其是各种电器设备趋向高频化、小型化、节能化，硅钢和纯铁等传统的软磁材料已不完全满足市场需求，而铁基非晶合金由于其没有晶体的有序结构而缺少磁晶各向异性，所以通常会保持较低的矫顽力和较高的磁导率，在经过纳米晶化退火后，可析出磁感应强度更高的α-Fe(Si)纳米晶，使得非晶/纳米晶复合材料具有更高的饱和磁感应强度，同时由于纳米晶α-Fe(Si)相通过残存的非晶相发生强烈的交换耦合作用，使得磁晶各向异性被平均，可满足电气设备的诸多需求。因此研制具有高饱和磁感应强度的纳米晶软磁材料，是未来发展的趋势。
提高Fe含量可提高合金的饱和磁感应强度，利于器件高效化和小型化，但提高Fe含量难以制备出软磁性能优异且晶粒细小致密的纳米晶，即饱和磁感应强度与软磁性能及晶粒之间难以调和平衡，因此研发一种可制备出Fe含量较高且性能优异的纳米晶非常有必要。目前，国内外研发人员基于经典的FeSiBMCu系列纳米晶合金展开了大量的研发和产业化工作，取得了一系列的进展。
专利CN107365950B中公布了一种FeSiBNbCuM纳米晶合金体系，M为Mo、Ni和Cr中的至少一种元素。该纳米晶合金的Fe含量较高，但磁导率过小、仅为2500，较低的磁导率限制了该合金体系的应用范围，无法满足工业生产的需要。
专利申请CN1450570A中公布了一种FeSiNbCuAlZr纳米晶软磁合金体系，所得的超薄带材经真空条件下磁场热处理后的最佳软磁性能为：饱和磁感应强度为1.7T，矫顽力为9.6A/m。该纳米晶合金因为加入Zr元素易氧化且带材制备困难，难以在工业化生产中大面积应用，并且添加了大量的Nb元素，极大的提高了合金的生产成本。
专利申请CN101796207A中公布了一种FeSiBMCu纳米晶合金体系，M为Ti、V、Zr、Nb、Mo、Hf、Ta和W中的至少一种元素。该纳米晶合金具有高的磁导率和低的矫顽力，但是标准成分的饱和磁感应强度仅为1.24T，有待进一步提高。此外，此合金中含量较高含量的贵金属元素，生产成本较高。
专利申请CN1162652A中公布了一种FeSiBNbZr纳米晶铁基软磁合金体系。该合金体系通过调节合金的成分，提高了条带的韧性，所得到的合金条带的最佳软磁性能为：饱和磁感应强度1.4-1.6T，矫顽力小于2.4A/m。但较低的饱和磁感应强度无法满足器件小型化和高效化的需要，且加入Zr元素使得合金更易氧化，不利于工业化生产。
专利申请CN101373653A中公开了一种FeSiBNbCuAl纳米晶合金体系，该合金通过Al取代Nb实现FeSiBNbCu合金体系的原材料成本降低。但是该合金体系初始磁导率低于20000，且随着Al含量的升高，合金的热稳定性变差，即晶粒尺寸在热处理过程中容易变大，导致矫顽力增大、磁导率急剧下降。
专利申请CN101834046A中公开了一种成分为FeSiBPCu高饱和磁感应强度铁基纳米晶软磁合金及其制备方法。该铁基纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度较大，并能保持较低的成本，但晶粒尺寸较大且P的添加会导致合金在制备过程中容易氧化、崩溅，合金成分不易控制，不利于工业化生产。
专利申请CN110306130A中公开了一种铁含量较高的FeSiBPCuNb系纳米晶合金，其饱和磁感应强度高达1.84T。但是该合金体系的铁含量高导致其非晶形成能力较差。尤其是在淬态下的非晶带材通常含有纳米晶，并且大量纳米晶在晶化退火过程中易导致晶粒的晶粒分布往往较大且不均匀，进而导致其磁导率很低，矫顽力很大。加P也使得在合金制备过程中容易氧化、崩溅，使得合金成分不易控制，也不利于工业化生产。
以上现有技术通过优化成分和热处理工艺不同程度的降低了FeSiBMCu系列纳米晶合金材料改善了合金的部分软磁性能、生产工艺性能。但是，上述现有技术方案的成分和制备方法仍然不能同时兼具高饱和磁感应强度、高磁导率和低矫顽力等优异综合性能，因而难以规模化制备出能够解决复杂恶劣环境下的电磁兼容问题的纳米晶软磁材料。
发明内容
有鉴于此，本发明的目的在于提供一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及其制备方法。本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金能够兼具高饱和磁感应强度、高磁导率和低矫顽力，且降低成本。
本发明提供了一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金，具有式(1)所示结构：
FeaSibBcM1Cud 式(1)；
其中：
元素M选自：Nb、V和Mo中的一种或几种；
79.8≤a≤84.5，4.2≤b≤6，10≤c≤12，0.3≤d≤1.2。
优选的，80.8≤a≤83.8。
优选的，4.8＜b＜5.4。
优选的，10＜c＜12。
优选的，0.4＜d≤0.8。
本发明还提供了一种上述技术方案中所述的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的制备方法，包括以下步骤：
a)将单质原料进行配料和熔炼，得到母合金铸锭；
b)将所述母合金铸锭进行重熔后，进行急冷，得到非晶合金带材；
c)对所述非晶合金带材进行退火处理，得到纳米晶中间体；
d)对所述纳米晶中间体进行热处理，得到类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金。
优选的，所述步骤a)中，所述熔炼的温度为1570～1755K，时间为10～60min。
优选的，所述步骤b)中，所述重熔的温度为1500～1680K，时间为5～30min；
所述急冷为单辊快淬法处理；其中，冷却辊的转速为≤45m/s。
优选的，所述步骤c)中，所述退火处理的温度为763～793K，时间为5～20min。
优选的，所述步骤d)中，所述热处理的温度为663～703K，时间为1～10min。
本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金具有式(1)所示结构，FeaSibBcM1Cud式(1)；其中：元素M选自：Nb、V和Mo中的一种或几种；79.8≤a≤84.5，4.2≤b≤6，10≤c≤12，0.3≤d≤1.2。本发明提供的上述Fe基纳米晶软磁合金通过引入特定的M元素并控制各元素比例，使整体材料既具有高饱和磁感应强度，又产生高磁导率和低矫顽力。
实验结果表明，本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度达到1.79T以上，初始磁导率达到20000以上，矫顽力在5A/m以下。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例或现有技术中的技术方案，下面将对实施例或现有技术描述中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据提供的附图获得其他的附图。
图1为实施例1及对比例1～2中步骤S2所得淬态合金带材的XRD图；
图2为实施例1及对比例1～2中步骤S2所得淬态合金带材的DSC测试图；
图3为实施例1及对比例1～2中经步骤S3的普通热处理后所得合金条带的矫顽力和磁导率效果图；
图4为实施例1及对比例1～2中经步骤S4的快速热处理后所得合金条带的矫顽力和磁导率效果图；
图5为实施例1中经步骤S3的普通热处理后和步骤S4的快速热处理后所得合金条带的饱和磁感应强度效果图；
图6为实施例1和对比例1-2中非晶态样品的微观结构图；
图7为实施例1中经步骤S3的普通退火后和步骤S4的快速热处理后的样品的微观结构图。
具体实施方式
本发明提供了一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金，具有式(1)所示结构：
FeaSibBcM1Cud 式(1)；
其中：
元素M选自：Nb、V和Mo中的一种或几种；优选为包含Nb元素。在本发明的一些实施例中，元素M为Nb、或为Nb和Mo。
a、b、c、d为对应原子的摩尔量，以元素M的摩尔量为1为基准，a、b、c、d的摩尔量具体如下：
79.8≤a≤84.5，优选为80.8≤a≤83.8；在本发明的一些实施例中，a为81.5、82或82.5。
4.2≤b≤6，优选为4.8＜b＜5.4；在本发明的一些实施例中，b为5.2。
10≤c≤12，优选为10＜c＜12；在本发明的一些实施例中，c为10.5、11或11.5。
0.3≤d≤1.2，优选为0.4＜d≤0.8；在本发明的一些实施例中，d为0.8。
在本发明的一些实施例中，所述式(1)选自以下结构：Fe82Si5.2B11Nb1Cu0.8、Fe82.5Si5.2B10.5Nb1Cu0.8、Fe81.5Si5.2B11.5Nb1Cu0.8、Fe81.5Si5.2B11.5Nb0.5Mo0.5Cu0.8。
本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的纳米晶结构为：体心立方结构的α-Fe(Si)纳米晶镶嵌在非晶基体；其中，α-Fe(Si)纳米晶的粒度为≤16nm。同时，本发明添加Nb元素能够有效抑制晶粒长大，但过多的Nb元素又会影响材料性能并提高成本，本发明体系控制含Nb的M元素为较低含量，具体在体系中摩尔占比为1；并且控制Cu元素为一定占比来促进高密度数的Fe纳米晶粒析出并保证不降低非晶形成能力和饱和磁感应强度；并通过控制Fe、Si及B元素的比例，使整体材料既具有高饱和磁感应强度，又产生高磁导率和低矫顽力。
本发明还提供了一种上述技术方案中所述的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的制备方法，包括以下步骤：
a)将单质原料进行配料和熔炼，得到母合金铸锭；
b)将所述母合金铸锭进行重熔后，进行急冷，得到非晶合金带材；
c)对所述非晶合金带材进行退火处理，得到纳米晶中间体；
d)对所述纳米晶中间体进行热处理，得到类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金。
关于步骤a)：
本发明中，所述单质原料即为Fe、Si、B、M和Cu元素单质原料，优选为工业纯度的单质原料。所述配料即为按照目标产物化学式的元素比例进行配料。所述熔炼的温度优选为1570～1755K，更优选为1600～1700K；熔炼的时间优选为10～60min，更优选为20～40min。经熔炼后，还进行冷却，从而得到母合金铸锭。
关于步骤b)：
所述重熔的温度优选为1500～1680K，更优选为1550～1650K；重熔的时间优选为5～30min，更优选为10～20min。经重熔后进行急冷。本发明中，所述急冷优选为单辊快淬法处理，更优选为单铜辊快淬法处理。其中，冷却辊的转速优选为≤45m/s，更优选为30～43m/s。通过上述急冷处理，得到连续的非晶合金带材。本发明上述处理形成的合金淬态非晶带材中预存大量α-Fe晶核，且从自由面到贴辊面均匀分布，晶核平均粒度＜3.6nm。
关于步骤c)：
本发明中，所述退火处理的温度优选为763～793K；在本发明的一些实施例中，退火处理的温度为763K、783K或793K。所述退火处理的时间优选为5～20min，更优选为10～15min；在本发明的一些实施例中，退火处理的时间为10min。本发明中，所述退火处理优选为在真空条件下进行，具体可通过以下方式实现：将样品装入石英管并抽真空后，再放入已升至目标温度的退火炉中进行退火处理。所述真空条件的真空度优选为0.02～0.05Pa。在上述退火处理后，优选还进行冷却；所述冷却优选为水冷，即将石英管投入水中进行冷却。经上述处理后，合金实现初步纳米晶化。
关于步骤d)：
本发明中，所述热处理的温度优选为663～703K；在本发明的一些实施例中，热处理的温度为663K、673K或703K。所述热处理的升温速率优选为1～5K/s；在本发明的一些实施例中，热处理的速率为5K/s。所述热处理的保温时间优选为1～10min，更优选为5～10min；在本发明的一些实施例中，热处理的保温时间为5min。本发明中，所述热处理优选为在真空条件下进行，具体可通过以下方式实现：将样品装入石英管并抽真空后，再放入炉中进行升温热处理。所述真空条件的真空度优选为0.3Pa。在上述热处理后，优选还进行冷却；所述冷却优选为推出升温炉风冷至室温。经上述快速热处理后，材料进一步实现纳米晶化，得到类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金。
本发明通过步骤c)的退火处理，能够得到高密度且晶粒尺寸在21.6nm以下的α-Fe(Si)纳米晶粒，再通过步骤d)的快速热处理，获得高密度且晶粒尺寸在16nm以下的α-Fe(Si)纳米晶粒。
与现有技术相比，本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金及制备方法具有以下有益效果：
(1)本发明通过制备出含有大量预存晶核的非晶条带，通过实现Cu团簇诱导大量α-Fe(Si)从非晶相中析出和非晶条带中本身存在的大量预存晶核竞争长大，从而解决了高Fe含量和低Nb含量下类Finemet型合金的纳米晶化粗大的问题。
(2)本发明在热处理及预存晶核的协同作用下，使得高Fe含量下类Finemet型合金形成均匀细密的纳米晶，从而降低矫顽力并提高饱和磁感应强度，有利于实现器件的高效化和小型化。
(3)采用本发明的制备方法能够获得晶粒尺寸为16nm以下的体心立方结构的a-Fe(Si)纳米晶/非晶双相合金。这一结构使其矫顽力小于5A/m，饱和磁感应强度为1.80T，初始磁导率达20000以上。
本发明提供的类Finemet型铁基纳米晶软磁合金兼具高饱和磁感应强度、低成本、高磁导率和低矫顽力的等优势，在复杂恶劣环境下的传感器、滤波、无线充电等领域具有广阔的应用前景。
实验结果表明，本发明提供的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的饱和磁感应强度达到1.79T以上，初始磁导率达到20000以上，矫顽力在5A/m以下。
为了进一步理解本发明，下面结合实施例对本发明优选实施方案进行描述，但是应当理解，这些描述只是为进一步说明本发明的特征和优点，而不是对本发明权利要求的限制。
实施例1
S1、以工业纯度的Fe，Si，B，Nb，Cu为原料按Fe82Si5.2B11Nb1Cu0.8的化学式进行配料，然后在熔炼炉中于1650K下熔炼30min，冷却后，得到母合金铸锭。
S2、将所得母合金铸锭放入感应熔炼炉中于1600K下保持15min进行重熔后，采用单铜辊快淬法进行急冷，铜辊转速为40m/s，得到宽约1mm、厚约23μm的淬态合金带材。
S3、将退火炉升温至783K，将所得淬态合金带材装入石英管并抽真空(真空度为0.03Pa)后，推入退火炉中保温10min，再退出保温炉进行水冷。
S4、将步骤S3所得合金带材放入石英管并抽真空(真空度为0.3Pa)后，放入炉中，以5K/s的升温速率升温至673K保温5min，然后退出炉子风冷至室温，得到产物。
实施例2
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe82.5Si5.2B10.5Nb1Cu0.8进行配料。
S2：同实施例1。
S3：与实施例1不同的是，退火处理的温度为763K。
S4：与实施例1不同的是，热处理温度为663K。
实施例3
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe81.5Si5.2B11.5Nb1Cu0.8进行配料。
S2：同实施例1。
S3：与实施例1不同的是，退火处理的温度为793K。
S4：与实施例1不同的是，热处理温度为703K。
实施例4
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe81.5Si5.2B11.5Nb0.5Mo0.5Cu0.8进行配料。
S2：同实施例1。
S3：与实施例1不同的是，退火处理的温度为793K。
S4：与实施例1不同的是，热处理温度为703K。
实施例5
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe81.5Si5.2B11.5Nb0.5V0.5Cu0.8进行配料。
S2：同实施例1。
S3：与实施例1不同的是，退火处理的温度为773K。
S4：与实施例1不同的是，热处理温度为683K。
对比例1
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe78Si7.2B13Nb1Cu0.8进行配料。
S2～S4：同实施例1。
对比例2
S1：与实施例1不同的是，按照化学式Fe80Si6.2B12Nb1Cu0.8进行配料。
S2～S4：同实施例1。
实施例6
(1)XRD测试
采用D8Advances X射线衍射仪，以Cu为靶材对步骤S2所得淬态合金带材进行测试，实施例1及对比例1～2的测试结果参见图1，图1为实施例1及对比例1～2中步骤S2所得淬态合金带材的XRD图，可以看出，所得合金带材为非晶态。
(2)差热测试合金的热稳定性
采用NETZSCH DSC404C差示扫描量热仪(DSC)以0.67K/s的升温速率测试步骤S2所得淬态合金带材的晶化温度，实施例1及对比例1～2的测试结果参见图2，图2为实施例1及对比例1～2中步骤S2所得淬态合金带材的DSC测试图。可以看出，实施例1中，α-Fe(Si)纳米晶粒开始析出温度即第一晶化峰的初始晶化温度(Tx1)为685K，第二晶化峰的初始晶化温度(Tx2)为837K；根据该DSC图，热处理温度窗口，即：Tx2与Tx1之差ΔT＝Tx2-Tx1为152K，温度窗口较宽，远超过现有技术的ΔT值。对于工业化应用来说，ΔT越宽，越有利于通过热处理得到单一的α-Fe(Si)纳米晶结构，并且越有利于工业化操作。
将对比例1-2与实施例1对比，可以看出，随着Fe含量降低，合金的Tx1逐渐降低，Tx2基本保持不变，实施例1的ΔT最高、达到152K，而对比例1-2的ΔT分别为132K和108K。原因在于，随着Fe含量降低，非晶形成能力逐渐增大，合金的热稳定性也逐渐增高，导致ΔT逐渐减小。对于实施例1而言，较大的ΔT能有效地促进对软磁性能有益的α-Fe(Si)相的析出，尤其是在工业生产中更高的ΔT可降低对热处理设备的精度要求，大大降低了工业生产过程中实际操作的难度，提高了该合金的工业实用价值。
(3)矫顽力和磁导率测试
采用直流B-H仪(EXPH-100)和阻抗分析仪(Agilent4294 A)分别测试经过步骤S3的普通热处理和步骤S4的快速热处理后所得合金条带的矫顽力和磁导率，实施例1及对比例1～2的测试结果分别如图3和图4所示，图3为实施例1及对比例1～2中经步骤S3的普通热处理后所得合金条带的矫顽力和磁导率效果图，图4为实施例1及对比例1～2中经步骤S4的快速热处理后所得合金条带的矫顽力和磁导率效果图。
结果显示，实施例1中经步骤S3的普通热处理后，材料的矫顽力＜10.3A/m，初始磁导率在19000以上，经步骤S4的热处理后，最终所得材料的矫顽力＜5A/m，初始磁导率为20000以上。而对比例1-2在经步骤S3的退火处理后，矫顽力和磁导率迅速恶化，经步骤S4的热处理后，矫顽力和磁导率也迅速恶化，仅实施例1在经步骤S3的普通热处理和步骤S4的快速热处理后，仍保持上述优异的矫顽力和磁导率性能。同时，对其它实施例进行上述测试，结果参见表1。
(4)饱和磁感应强度
采用分别测试经过步骤S3的普通热处理和步骤S4的快速热处理后所得合金条带的饱和磁感应强度，实施例1的测试结果如图5所示，图5为实施例1中经步骤S3的普通热处理后和步骤S4的快速热处理后所得合金条带的饱和磁感应强度效果图。
结果显示，经步骤S3的普通热处理后，所得材料的饱和磁感应强度大于1.78T，经步骤S4的快速热处理后，所得材料的饱和磁感应强度大于1.80T。对其它实施例和对比例进行上述测试，结果参见表1。
表1对比例1-2及实施例1-5的性能测试结果
由以上测试结果可以看出，与对比例1-2相比，本发明提供的纳米晶软磁合金的矫顽力明显降低，磁导率和饱和磁感应强度明显提升。证明本发明特定组成的纳米晶软磁合金才能兼顾优异的矫顽力、磁导率和饱和磁感应强度性能。
(5)合金的微观结构
为进一步解释本发明的实施例1～5具有比对比例1-2更优异磁性能的原因，采用Tecnai F20型透射电子显微镜分别对非晶态(即步骤S2所得淬态合金带材)的实施例1、对比例1和对比例2的样品微观结构进行分析。结果如图6所示，图6为实施例1和对比例1-2中非晶态样品的微观结构图，可以看出，实施例1的非晶样品中存在大量预存晶核，并且在选区电子衍射环中也可证明存在大量预存晶核，而对比例1-2中并不存在预存晶核，选区电子衍射也表明是完全非晶结构。表明实施例1之所以可获得优异磁性能是因为在纳米晶化初期阶段除了Cu团簇率先析出，诱导大量α-Fe(Si)析出，还有大量预存晶核的存在会降低晶化激活能，诱导α-Fe(Si)大量析出，这些新晶核和预存晶核在后期的晶化过程中会竞争长大，从而达到细化晶粒的目的，同样的，对比例1-2单纯凭借Cu团簇析出诱导产生的α-Fe(Si)在低Nb含量下无法实现抑制晶粒长大的目的。
为验证上述观点，本实验采用Tecnai F20型透射电子显微镜分别对经步骤S3的普通退火后和步骤S4的快速热处理后的实施例1的样品微观结构进行分析。结果如图7所示，图7为实施例1中经步骤S3的普通退火后和步骤S4的快速热处理后的样品的微观结构图。可以看出，实施例1经步骤S3的普通热处理后的样品的晶粒尺寸小于21.6nm，经步骤S4的快速热处理后的样品的晶粒尺寸小于16nm，表明确实存在大量预存晶核的实施例1经热处理后会形成细小均匀致密的纳米晶，并且快速热处理后的晶粒尺寸小于普通退火后的晶粒尺寸，其结果也与Herzer的随机各向异性模型一直，即晶粒尺寸越小，磁各向异性越小，软磁性能越优异。
以上实施例的说明只是用于帮助理解本发明的方法及其核心思想。对这些实施例的多种修改对本领域的专业技术人员来说将是显而易见的，本文中所定义的一般原理可以在不脱离本发明的精神或范围的情况下，在其它实施例中实现。因此，本发明将不会被限制于本文所示的这些实施例，而是要符合与本文所公开的原理和新颖特点相一致的最宽的范围。
Claims (6)
1.一种类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金，其特征在于，具有式(1)所示结构：
FeaSibBcM1Cud 式(1)；
其中：
元素M选自：Nb、V和Mo中的一种或几种，且包含Nb元素；
80.8≤a≤83.8，4.2≤b≤6，10＜c＜12，0.3≤d≤1.2；
所述类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金通过以下制备方法制得：
a)将单质原料进行配料和熔炼，得到母合金铸锭；
b)将所述母合金铸锭进行重熔后，进行急冷，得到非晶合金带材；
c)对所述非晶合金带材进行退火处理，得到纳米晶中间体；
所述退火处理的温度为763～793K，时间为5～20min；
d)对所述纳米晶中间体进行热处理，得到类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金；
所述热处理的温度为663～703K，时间为1～10min。
2.根据权利要求1所述的纳米晶软磁合金，其特征在于，4.8＜b＜5.4。
3.根据权利要求1所述的纳米晶软磁合金，其特征在于，0.4＜d≤0.8。
4.一种权利要求1～3中任一项所述的类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
a)将单质原料进行配料和熔炼，得到母合金铸锭；
b)将所述母合金铸锭进行重熔后，进行急冷，得到非晶合金带材；
c)对所述非晶合金带材进行退火处理，得到纳米晶中间体；
所述退火处理的温度为763～793K，时间为5～20min；
d)对所述纳米晶中间体进行热处理，得到类Finemet型Fe基纳米晶软磁合金；
所述热处理的温度为663～703K，时间为1～10min。
5.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤a)中，所述熔炼的温度为1570～1755K，时间为10～60min。
6.根据权利要求4所述的制备方法，其特征在于，所述步骤b)中，所述重熔的温度为1500～1680K，时间为5～30min；
所述急冷为单辊快淬法处理；其中，冷却辊的转速为≤45m/s。
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