CN117980522A - 铁基软磁合金及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种铁基软磁合金。根据本发明的一实施例的铁基软磁合金由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％(原子百分比)，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，以余量包括X。据此，铁基软磁合金具有高饱和磁通密度和低磁损耗特性，因此非常容易应用于使用磁性材料的各种零件中。另外，在热处理后实现均匀且粒径小的晶粒时，可以最小化热处理条件的影响，易于设计工艺条件，非常适合批量生产。

Description

铁基软磁合金及其制备方法
技术领域
本发明涉及一种铁基软磁合金及其制备方法。
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，其用于配电用变压器，激光电源或加速器等电力供给或电力变换等，或者作为电磁波或磁场的屏蔽构件广泛用于各种电气和电子设备中。在如上所述的电气电子领域，对软磁材料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，为了满足上述市场需求，对具有高饱和磁通密度和低磁损耗的软磁材料积极进行研究。
因此，具有优异饱和磁通密度和磁损耗的各种组成的软磁材料被不断推出，但是，为了发挥所需水平的特性，在制备初始合金后的热处理工艺中，处理条件非常严格，使得热处理后的合金中难以形成均匀的纳米精细结构，导致良品生产率差，难以批量生产。
另一方面，作为铁基软磁合金的制备方法，广泛使用通过将熔融的金属喷射到高速旋转的辊上并使其在辊上快速凝固而获得薄带的快速凝固法。通过这种方法，可以获得板厚为数μm的带材，若带材的宽度较窄，则生产出良品的可能性很大，例如，将初始合金控制为非晶态或在热处理后形成均匀的纳米精细结构，但随着带材宽度的增加，可能不容易生产出良好的产品，即使制造出具有宽幅的优质带材，也存在很难保证用于批量生产的再现性的问题。
因此，迫切需要开发如饱和磁通密度和磁损耗等性能优异且热稳定性得到改善，容易实现均匀的纳米级精细结构并适合批量生产的铁基软磁材料。
发明内容
技术问题
本发明是鉴于上述问题而研制的，其目的在于，提供一种铁基软磁合金及其制备方法，上述铁基软磁合金的组成被设计为使得其具有一定水平以上的饱和磁通密度、最小化磁损耗、具有更大的磁导率特性，即使在经过薄片化工艺时也能防止过度细碎，破碎成一定尺寸，以具有较大磁导率和较低磁损耗。
另外，本发明的另一目的在于提供一种铁基软磁合金及其制备方法，其在制备非晶初始合金并通过热处理实现均匀精细结构时通过改善组成和可热处理条件范围，提高实现非晶初始合金的再现性，通过热处理能够容易实现所需的精细结构和物理性能，还可实现批量生产。
另外，本发明的再一目的在于提供一种铁基软磁合金及其制备方法，其即使实现为宽度增加的带状片材也确保实现非晶初始合金的再现性。
解决问题的方案
为了解决上述技术问题，本发明提供一种铁基软磁合金，其由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％(原子百分比)，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，以余量包括X。
根据本发明的一实施例，上述X包括Ni和Co中的至少一种元素，在上述实验式中，a的含量可以为75.0原子％至81.5原子％，Co的含量可以为2.0原子％至5.0原子％，Ni的含量可以为0原子％至1原子％。
此外，在上述实验式中，b可以为11.0原子％至16.0原子％，c可以为2.0原子％至6.5原子％。
另外，在上述实验式中，b可以为11.0原子％至16.0原子％，a、b及c的根据下述数学式1的值可以为2.75至4.70，更优选地，可以为3.20至4.50。进一步优选地，可以为3.40至4.20。
[数学式1]
另外，在上述实验式中，c可以为2.0原子％至5.0原子％。
另外，在上述实验式中，M可以包括Nb和Mo。此时，Nb的含量可以比Mo的含量高。
另外，在上述实验式中，e可以为2.5原子％至4.0原子％。
此外，上述软磁合金可以具有非晶组织或在非晶母相中包含平均粒径为40nm以下的晶粒，更优选地，晶粒的平均粒径可以为30nm以下。
另外，在非晶母相体积中，上述晶粒的含量可以为40体积％以上。
另外，饱和磁通密度可以为1.4T以上，更优选地，可以为1.6T以上。
此外，本发明提供一种铁基软磁合金的制备方法，包括制备软磁合金的步骤，上述软磁合金由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％(原子百分比)，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，以余量包括X。
根据本发明的一实施例，还可以包括在530℃至620℃的温度下对上述软磁合金进行热处理10分钟至60分钟的步骤。
此外，本发明提供一种包括根据本发明的铁基软磁合金的屏蔽构件。
在下文中，将说明本发明中使用的术语。
作为本发明中使用的术语，“初始合金”是指处于没有经过用于改变所制造的合金的特性的单独处理(例如，热处理等)的状态的合金。
发明的效果
根据本发明，本发明的铁基软磁合金可以具有一定水平以上的饱和磁通密度、最小化磁损耗、具有更大的磁导率特性，即使在经过薄片化工艺时也能防止过度细碎，破碎成一定尺寸，以具有较大磁导率和较低磁损耗。另外，其在制备非晶初始合金并通过热处理实现均匀精细结构时改善组成和可热处理条件范围，以提高实现非晶初始合金的再现性，通过热处理能够容易实现所需的精细结构的再现性，还可实现批量生产。进而，其即使实现为宽度增加的带状片材也确保实现非晶初始合金的再现性，因此经过热处理后，可以批量生产宽幅且优质的铁基软磁合金带状片材。因此，根据本发明的一实施例的铁基软磁合金可被广泛应用于如高功率激光器、高频电源、高速脉冲发生器、SMPS、高频滤波器、低损耗高频变压器、高速开关、无线电力传输、电磁波屏蔽等电气和电子设备的磁性元件。
附图说明
图1和图2为根据本发明的一实施例的铁基软磁合金的透射电子显微镜(TEM)图像。
图3和图4为根据本发明的一实施例的铁基软磁合金的振动样品磁强计(VSM)曲线图。
图5为用于测定根据本发明的一实施例的铁基软磁合金的磁导率的装置的照片。
具体实施方式
以下，参照附图来对本发明的实施例进行详细说明，以使本发明所属技术领域的普通技术人员轻松实现本发明。本发明可通过多种不同的实施方式实现，并不限定于在本说明书中所说明的实施例。
根据本发明的铁基软磁合金由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％(原子百分比)，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，并且以余量包括X和通常的不可避免的杂质。
上述X是呈现出软磁合金的磁性的合金的主要元素，其可以包括Fe，并且除了Fe之外还可以包括Co和Ni中的至少一种，优选地，可以包括Fe和Co。另一方面，在Ni的情况下，优选不包含Ni，即使包含Ni，也优选以小于1原子％的含量包含在软磁合金中。在包含Ni的情况下，若在合金中的Ni含量超过1原子％，则存在铁损(core loss)等磁损耗增加的可能性。当单独包含Fe作为X时，虽然有利于改善饱和磁通密度，但不容易实现非晶初始合金，随着热处理温度选择范围变窄，可能难以制备具有均匀精细结构的软磁合金。另外，再现性可能降低，不利于批量生产。然而，若同时包含Fe和Co，则可能有利于所制备的合金的磁性能，尤其，有利于最小化磁损耗并实现高磁导率。另外，还可以进一步提高耐腐蚀性。此外，可以在1kHz至100MHz以下的频段内具有高磁导率，磁畸变减少，因此可以减少由于机械振动、据此的噪声产生和涡流产生。另外，通过组合下面将描述的元素B、Si、Cu及M来提高实现非晶初始合金的再现性，易于设计如热处理时的温度条件等工艺条件，从而可以批量生产在热处理后具有均匀纳米精细结构和一定水平以上的高饱和磁通密度、低磁损耗、高磁导率的软磁合金。
上述X可以以75.0原子％至81.5原子％，优选地，75.0原子％至81.0原子％，更优选地，75原子％至80原子％，进一步优选地，76原子％至80原子％的含量被包含在软磁合金中，由此可以有利于实现1.4T，优选地，1.6T以上的高饱和磁通密度。若X的含量超过81.5原子％，则其余元素的含量必然相对减少，结果，可能难以容易实现非晶初始合金，或非晶初始合金的再现性可能降低。另外，若X的含量小于75原子％，则可能难以实现足够的饱和磁通密度，并且可能难以实现非晶初始合金的再现性或优质宽幅带材。
另外，作为X，当与Fe一起包括Ni和Co中的至少一种时，在软磁合金中的Ni和Co含量之和可以为2.0原子％至5.0原子％，其中Ni含量可以超过0原子％且在1原子％以内。此外，当不包含Ni但包含Fe和Co时，Co的含量可以为2.0原子％至5.0原子％，优选地，可以为3.0原子％至5.0原子％，由此能够达到高饱和磁通密度并容易实现非晶初始合金，且有利于实现低铁损等磁损耗。此外，热性能得到改善，使得热处理时的工艺设计更加容易。若Co含量小于2.0原子％，则上述效果可能无法实现或甚微，若Co含量超过5.0原子％，则存在成本增加的风险，Fe含量相对减少，难以实现足够的饱和磁通密度，还存在矫顽力增大的可能性。另一方面，Fe含量可以为78原子％以下、77原子％以下、76原子％以下，作为另一例，可以为72原子％至76原子％、73原子％至75原子％。若Fe超过78原子％，则合金的磁滞可能增加，导致振动和据此的噪音增加，高频特性可能降低，由于涡流产生的发热可能成为问题，并且热处理工艺设计会变得困难。
其次，在上述实验式中，元素B和Si是具有非晶形成能力的元素，通过上述元素可以容易地以非晶相制备初始合金。此外，Si还可以进一步改善软磁合金的磁性能，例如，降低磁滞、提高磁导率等。元素B和Si各自的在实验式中的总含量即b+c的值为15.0原子％至19.0原子％，优选地，可以为15.0原子％至18.0原子％，更优选地，可以为16.0原子％至18.0原子％，若b+c的值超过19.0原子％，则X的含量相对减少，由此可能难以具有足够的磁性能，尤其是1.4T以上的饱和磁通密度，并且磁损耗可能增加。另外，X中所含的Co含量可能会减少，在这种情况下，热处理工艺设计可能会变得困难。另外，如后所述，存在硅含量增加的风险，由此可能降低非晶初始合金的再现性，或难以实现宽幅带状片材。另外，若b+c值小于15原子％，则可能难以实现非晶初始合金，或者即使实现，由于再现性差而可能难以批量生产。
根据本发明的一实施例，B和Si的实验式中的含量b和c与作为X的含量的a之间的关系中，b可以为11.0原子％至16.0原子％且下述数学式1的值可以为2.75至4.50，优选地，3.20至4.50，更优选地，3.40至4.50，进一步优选地，3.40至4.20，由此可能更有利于实现本发明的目的。
[数学式1]
若数学式1的值小于2.75，则可能难以实现非晶初始合金，或者即使实现，也可能由于再现性差而难以批量生产。另外，若数学式1的值超过4.50，则可能难以具有高饱和磁通密度，磁损耗可能增加，或者可能难以在10kHz以上的频带中呈现高磁导率。另外，热处理工艺设计可能较困难，因此在热处理后难以实现质量均匀的铁基软磁合金。另外，可能难以实现宽幅带状片材。另外，即使满足数学式1的优选值，如果b值小于11.0原子％，则可能不容易实现非晶初始合金。
另外，实验式中的元素B在软磁合金中的含量可以为9.0原子％至16.0原子％，优选地，可以为11.0原子％至16.0原子％，更优选为12.0原子％至15.0原子％。若元素B的含量小于9.0，则即使增加下面将描述的Si含量，也可能不容易实现非晶初始合金，并且初始合金中的晶体使在用于改变磁性能的热处理时生成的晶体均匀生长变得困难，且可能包含具有粗大粒径的晶体，导致增加磁损耗。另外，若B含量超过16.0原子％，则合金中其他元素的含量相对减少，使得热处理后难以生长具有均匀晶粒粒径的晶体，或难以表现出所需水平的磁性能。
其次，在上述实验式中，在软磁合金中的Si元素的含量可以为2.0原子％至6.5原子％，优选地，可以为2.0原子％至6.0原子％，更优选地，可以为2.5原子％至6.0原子％，甚至更优选地，可以为3.0原子％至5.0原子％。若元素Si的含量小于2.0原子％，则可能不容易实现本发明的目的，例如，磁性能的改善甚微等。另外，若元素Si的含量超过6.5原子％，则难以将初始合金制成非晶态，或非晶初始合金的再现性降低，并且在合金中其他元素的含量相对减少，使得热处理后难以生长具有均匀晶粒粒径的晶体，或难以表现出所需水平的磁性能。
其次，在上述实验式中，元素Cu是起到可以在初始合金中生成晶体的成核位点的作用的原子，其使非晶相初始合金容易实现为纳米晶粒合金。上述Cu元素使初始合金的晶相成为非晶态并使在热处理后生成的晶体成为纳米晶粒，为了显著表现所需物理性能，在合金中的上述Cu元素的含量可以为0.5原子％至1.5原子％，优选地，可以为0.7原子％至1.1原子％。若合金中上述Cu元素的含量小于0.5原子％，则制备的软磁合金的电阻率可能显着降低，导致由于涡流而引起的磁损耗增加，并且在热处理后的合金中可能不会生成所需水平的纳米晶粒，当生成晶体时，可能难以控制所生成的晶体的粒径。另外，若合金中Cu元素的含量超过1.5原子％，则晶态初始合金的形成增加，并且初始合金中已经形成的晶体使热处理时生成的晶体的晶粒粒度不均匀，合金中可以包含生长成所需水平以上的尺寸的晶体，由此磁损耗增加，无法呈现所需水平的磁性能。另外，在合金中其他元素的含量相对减少，使得热处理后难以生长具有均匀晶粒粒径的晶体，或难以表现出所需水平的磁性能。
其次，在上述实验式中，元素M是如下的元素，即，使初始合金中非晶相的实现变得容易，增加非晶初始合金的再现性，提高热处理后合金中晶粒粒径的均匀性，同时降低磁滞和磁各向异性，改善软磁特性，有助于改善对于温度变化的磁特性，元素M可以包含Nb和Mo中的至少一种，优选地，都可以包括Nb和Mo。在软磁合金中的上述元素M的含量为2.0原子％至5.0原子％，优选为2.5原子％至4.0原子％，若元素M的含量小于2.0原子％，则热处理时纳米晶粒粒径减小或均匀性改善甚微，因此可能难以改善如铁损和磁导率等的磁性能。另外，若元素M的含量超过5.0原子％，则可能有些有利于控制纳米晶粒粒径的控制，但饱和磁通密度可能降低，或可能不容易在初始合金中实现非晶态。另外，当元素M同时包含Nb和Mo时，软磁合金中的Nb的含量可以比Mo的含量多，由此可能更有利于实现本发明的期望效果。另一方面，Nb的含量可以为1.5原子％至3.0原子％，Mo的含量可以为0.5原子％至2.0原子％，优选地，可以为1.0原子％至1.5原子％，由此有利于在不增加材料成本的情况下达到预期的效果。
另一方面，根据本发明的软磁合金不含有元素C，因此可能会降低非晶初始合金的实现再现性，但可以通过调节包括用作X元素的Co的剩余合金元素的组合和含量来克服，通过不含有元素C，可以更有利地提高磁性能。另外，根据本发明的软磁合金不含有元素P作为构成合金的元素，并且元素P还使通过初始合金的非晶化和初始合金的热处理的晶粒粒径控制变得困难，并且在高频范围内表现出低磁导率特性，因此存在难以实现高磁导率的问题。
除了实验式的元素之外，上述铁基软磁合金还可包含通常的软磁合金中可能包含的不可避免的杂质。上述杂质可以为如C、N、S及O等的通常已知的软磁合金中含有的元素。上述杂质的含量可以在不影响所需磁性能的实现和制备工艺的范围内容许，例如，其在合金中的含量可以小于1重量％，优选地，可以小于0.5重量％。
另外，上述软磁合金在初始合金的情况下可以具有非晶组织，在热处理之后，在非晶母相中可以包括平均粒径为40nm以下，优选地，30nm以下，更优选地，10nm至25nm的晶粒。另外，所生成的晶粒可以包括在测定区域中晶粒数的10％以下，优选地，5％以下的粒径大于平均粒径的2.5倍的粗大晶粒，更优选地，可以不包括粒径大于平均粒径的2.5倍的粗大晶粒。
另外，在非晶母相中，晶粒的含量可以为40体积％以上，作为另一例，可以为95体积％以下。此外，所生成的晶体实现为具有均匀的粒径，因此可以具有优异的纳米精细结构和良好的磁性能。
作为一例，所实现的铁基软磁合金的饱和磁通密度可以为1.4T以上，优选地，可以为1.5T以上，更优选地，可以为1.6T以上，所制备的铁基软磁合金带状片材的双面表面粗糙度(Ra)分别可以为0.72μm以下，且双面表面粗糙度差异可以为0.065μm以下，由此可以有利于实现非晶初始合金，能够使将带状片材堆叠多层而制成的磁性产品的磁损耗最小化，磁性能优良。
另外，根据本发明的一实施例的铁基合金在50kHz、0.1T条件下测定的铁损(Pcv)可以为170mW/cm3以下，优选地，可以为130mW/cm3以下，更优选地，可以为100mW/cm3以下，甚至更优选地，可以为70mW/cm3以下，在100kHz、0.1T条件下测定的铁损(Pcv)可以为300mW/cm3以下，优选地，可以为200mW/cm3以下。另外，将4张的实现为20mm宽度和18μm厚度的带状片材重叠后，插入外径为25cm、内径为20cm的线轴中，卷绕成环状后，测得的磁导率在100kHz下可以为5000以上，优选地，可以为6000以上，更优选地，可以为6500以上，具有一定水平以上的高饱和磁通密度，同时具有高磁导率，因此可用作电磁波或磁场的屏蔽构件。
具有上述的根据本发明的组成的铁基软磁合金可以在初始合金中具有实质上非晶态的晶体相，由此能够防止热处理后粗大晶粒的产生，并有利于形成均匀的晶粒粒径。其中，实质上非晶相并不仅仅指晶体相即完全非晶相，而意味着完全非晶相或可以包括通过目前技术水平难以测定的粒径小于1nm的一些超细晶体。
另外，具有根据本发明的组成的铁基软磁合金容易实现均匀且小的晶粒，为了通过使粗大晶粒最小化或不包括粗大晶粒来减少由于涡流引起的磁损耗，当通过将包括合金带状片材实现的屏蔽构件进行薄片化处理来实现为带状片材薄片化的状态时，可以防止过度细碎片化，由此有利于防止如磁导率等的磁性能劣化。
具有上述的根据本发明的组成的软磁合金可以通过下面将描述的制备方法来制备，但不限于此。
在本发明的一实施例中包含的软磁合金可以通过使将以满足上述软磁合金的实验式的方式包括每种元素的母材称重并混合而成的用于形成合金的组合物或母合金熔融，然后急冷凝固来制备。所制备的初始合金的形状可能会根据上述急冷凝固时使用的具体方法而不同。用于上述急冷凝固的方法可以采用通常的公知方法，在本发明中对此没有特别限定。然而，作为非限制性实例，可以通过已知的雾化法(atomizing)进行上述急冷凝固，具体地，可以举例通过喷射熔融的铁基母合金或铁合金形成组合物的高压气体(例如，Ar、N2、He等)和/或高压水制备粉末状的气体注射法、通过快速旋转的圆盘将熔融金属制成粉末状的离心分离法、通过快速旋转的辊制备带材的熔体纺丝法等。通过这些方法形成的软磁初始合金的形状可以是粉末状、带状或通过将上述带材以具有预定内径和预定外径的方式卷绕多次而成的磁芯形式。
另一方面，上述初始合金的形状可以是块状。当初始合金的形状为块状时，通过上述方法形成的非晶合金粉末可以通过如聚结法和凝固法等的公知方法制成块状非晶合金。通过上述方法形成的非晶合金的粉末可通过通常的公知方法，例如通过合体法及凝固法等制成块状非晶合金。作为上述合体法的非限制性实例，可使用冲击合体(shockconsolidation)、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使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，从而可以生产块状非晶合金。此时生成的熔融层需要快速冷却，以便通过向粒子内部的热传递保持非晶态。通过上述方法可以制备具有非晶合金的本来密度的99％为止的填充密度的非晶合金，存在能够获得充分的机械性能的优点。另外，上述热挤压及热压延法利用在高温条件下的非晶合金的流动性，将非晶合金粉末加热至接近Tg的温度，进行压延，压延成型后急冷，从而可以制备具有充分的密度和强度的块状非晶合金。另一方面，上述凝固法可以包括铜合金模铸造法(coppermold casting)、高压压铸(high pressure die casting)、电弧熔化(arc melting)、单向熔化(unidirectional melting)、挤压铸造(squeez casting)、带钢铸造等，各个方法可采用公知的方法和条件，而在本发明中对此没有特别限定。
另外，还可以进行对实现为非晶相的初始合金状态的软磁合金进行热处理的步骤。上述热处理是将铁基初始合金的原子排列从非晶质相变为晶体质的步骤，通过上述热处理可以生成纳米晶粒。然而，所生成的晶体的大小和形状等可根据进行热处理的温度、升温速度和/或处理时间等而不同，因此热处理条件的调节在晶体粒径和形状的控制中非常重要。
具体地，例如，上述热处理可以在530℃至620℃的热处理温度下进行10分钟至60分钟，可以根据软磁合金的组成适当地调节热处理时间、温度及升温速度等。若热处理温度低于530℃，则可能不生成纳米晶粒或生成得少，在此情况下，可能制备不能呈现所需磁性能的软磁合金。另外，若上述热处理温度超过620℃，则合金中生成的晶体的粒径可能粗大化，并且所生成的晶体的粒径分布非常宽，导致粒径的均匀性降低，而且，还过度生成除了晶粒之外的X与其他金属间化合物的晶体。另外，由于高热处理温度，热处理时间可能相对较短，使得控制生成的晶粒更加困难。此外，所实现的软磁合金可能不具有期望的磁性能，例如，饱和磁通密度降低，如矫顽力和铁损等磁损耗增加等。
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可以影响到所生成的纳米晶粒的粒径控制，例如，在常温下直至热处理温度为止的升温速度为100℃/分钟时，可能有利于制备具有所需磁性能的软磁合金。通过上述方法对初始合金进行热处理而制备的软磁合金可以具有非晶组织，或者可以在非晶母相中包括平均粒径为40nm以下、优选为30nm以下、更优选为25nm以下的晶粒。若晶粒的平均粒径超过40nm，则可能无法满足所有期望的磁性能，例如，矫顽力增加等。
另外，通过上述方法实现的铁基软磁合金可以是带状片材。上述带状片材的宽度可以为10mm以上，优选为20mm以上，作为一例，可以为10mm至100mm，作为另一例，可以为10mm至80mm，但不限于此。实现为具有宽幅、均匀组织及磁性能的高再现性的根据本发明的一实施例的铁基软磁合金带片对于实现大面积屏蔽构件有用。
因此，本发明包括含有作为根据本发明的一实施例的带状片材的铁基软磁合金的屏蔽构件。另外，为了最小化如涡流等的磁损失，屏蔽构件内的带状片材可能经过薄片化处理而处于细碎化的状态。另一方面，细碎化状态是在实现为屏蔽构件后通过薄片化处理实现的，是在保持带状片材的外观的同时带状片材分割成多片的形态，其与通过使用软磁合金粉末实现片材来将其包含于屏蔽构件的情况在形状和物理性能方面不同。
用于实施发明的方式
将通过以下实施例进行更详细说明本发明，但以下实施例不应解释为限制本发明的范围，而应解释为有助于理解本发明。
<实施例1>
以制备由实验式Fe74.5Co4.5B13.0Si4.0Cu1.0Nb2.0Mo1.0表示的铁基母合金的方式将Fe、Co、B、Si、Nb、Cu及Mo称重后，通过电弧熔化法制备铁基母合金。然后，将制得的铁基母合金熔融，然后在Ar气氛中通过60m/s的速度的熔体纺丝，以106K/sec的速度进行急速冷却，从而制备出厚度为约18μm、宽度为约20mm的带状铁基软磁初始合金。
然后，将所制备的带状铁基软磁初始合金卷绕成具有20mm的外径和10mm的内径，将4个磁芯状初始合金或带状铁基软磁初始合金层叠，在常温下以80℃/分钟的升温速度进行热处理，在540℃下保持20分钟，从而制备如下述表1所示的铁基软磁合金。
<实施例2>
除了改变实验式以制备由Fe74.5Co4.0B13.0Si4.5Cu1.0Nb2.0Mo1.0表示的铁基母合金之外，其余以实施例1相同的方法制备如下述表1所示的铁基软磁合金。
<实验例1>
对根据实施例1和实施例2的铁基软磁合金的以下物理性能进行测定，其结果示于下述表1中。
1.晶体结构分析
为了确认所制备的初始合金及经热处理后的合金的晶体相和所生成的晶体的平均粒径，进行进行X射线衍射(XRD)图案和透射电子显微镜(TEM)分析，在热处理后实施例1的TEM图像(×50,000)示于图1中，在热处理后实施例2的TEM图像(×50,000)示于图2中。
另外，晶体的体积分数(体积％)由热处理后的实施例1和实施例2的XRD图案通过以下关系式1计算。
[关系式1]
体积％＝[晶体区面积/(晶体区面积+非晶区面积)]×100
另外，至于平均粒径，利用TEM-尺度条测定TEM图像中的粒子直径，计算平均值。另外，计算粒径超过平均粒径的2.0倍的粗大粒子的比率。
2.磁物性评价
为了计算作为磁芯的样品1的矫顽力和饱和磁化值(Bs)，或最大磁通密度(Bm)，使用振动样品磁强计(VSM)在800A/m、1kHz条件下进行评价。另外，使用BH tracer测定装置(岩崎通信机株式会社，SY-8219)在0.1T、50kHz及100kHz条件下分别评价Pcv。另外，将环形态(toroidal)的磁芯插入至相同尺寸的塑料线管后，利用包覆绝缘材料的铜线卷绕20次后，利用LCR meter测定磁导率，此时，在频率为100kHz、1V的测定条件下进行。
其中，将实施例1和实施例2的铁基软磁合金的VSM图表分别示于图3和图4中。
此外，对于源自带状片材的样品2，使用如图5所示的专用夹具(KEYSIGHT 42942A、16454A)在100kHz的频率下测定磁导率的实数部。
此时，将样品2插入外径为25cm、内径为20cm的线轴中并将其卷绕成环形后测定磁导率。
表1
从表1可以确认，根据实施例1和实施例2的铁基软磁合金在实现1.6T以上的饱和磁通密度的同时具有50A/m以下的矫顽力，在50kHz下的铁损也为50mW/cm3以下，在100kHz下的铁损为200mW/cm3以下，由此可知实现了磁损耗低的软磁合金。另外，由于在100kHz下的磁导率为6500以上，非常高，因此可以预期其作为屏蔽部件有用。
<实施例3至9>
除了如下述表2所示改变组成及热处理条件之外，其余以与实施例1相同的方式制备如下述表2所示的铁基软磁合金。
<比较例1>
除了如下述表2所示改变组成及热处理条件之外，其余以与实施例1相同的方式制备如下述表2所示的铁基软磁合金。
<实验例2>
对根据实施例3至9及比较例1的铁基软磁合金的根据实验例1的磁物性进行评价，其结果示于下述表2中。
表2
由表1及表2可知，在比较例1的情况下，可知B+Si的含量过多，超过19原子％，导致Fe的含量相对减少，因此饱和磁通密度显着降低。
另外，可知在含有超过1原子％的Ni作为X元素的实施例8和实施例9的情况下，与实施例1至实施例7相比，铁损降低。
<实施例10至20>
除了如下述表3或表4所示改变组成、宽度及热处理条件之外，其余以与实施例1相同的方式制备如下述表3或表4所示的铁基软磁合金。
<比较例2至3>
除了如下述表3或表4所示改变组成、宽度及热处理条件之外，其余以与实施例1相同的方式制备如下述表3或表4所示的铁基软磁合金。
<实验例3>
对根据实施例10至实施例20、比较例2至3的铁基软磁合金的以下物理性能进行评价，其结果示于下述表3中。
1.非晶初始合金的再现性
按照各实施例和比较例制备100个初始合金样品后，与实验例1同样地对所制备的初始合金样品进行晶体结构分析，将50个样品中具有非晶组织的样品的数量表示为百分比。
2.磁物性评价
以与实验例1相同的方法评价根据各实施例和比较例通过热处理制备的宽度为20mm的铁基软磁合金的磁性能。
表3
表4
由表3及表4可知，铁基软磁合金中B和Si含量之和较低的比较例2的再现性与实施例10相比大大降低，尤其，当带材宽度增加至30mm时，更加降低。另外，可知在B和Si的含量之和过大的比较例3的情况下，非晶初始合金的再现性良好，但饱和磁通密度与实施例相比显着降低。
另一方面，在实施例11的情况下，B和Si的含量之和处于适当的水平，并且满足根据本发明的数学式1的优选范围，但由于B含量小于11原子％，当带材宽度增加至30mm时，非晶初始合金的实现再现性降低。
如上对本发明的一实施例进行说明，但本发明的主旨并不限于本说明书中提出的实施例，本领域的技术人员在相同主旨范围内，可通过对构成要件的附加、修改、删除、增加等容易地提出其它实施例，而这些属于本发明的主旨范围。

Claims (13)

1.一种铁基软磁合金，其特征在于，由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，以余量包括X。
2.根据权利要求1所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，a为75.0原子％至81.5原子％，Co为2.0原子％至5.0原子％，Ni为0原子％至1原子％。
3.根据权利要求1所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，b为11.0原子％至16.0原子％，c为2.0原子％至6.5原子％。
4.根据权利要求1所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，b为11.0原子％至16.0原子％，a、b及c的根据下述数学式1的值为2.75至4.50：
[数学式1]
5.根据权利要求4所述的铁基软磁合金，其特征在于，上述数学式1的值为3.20至4.50。
6.根据权利要求4或5所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，c为2.0原子％至5.0原子％。
7.根据权利要求4所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，M包括Nb和Mo。
8.根据权利要求7所述的铁基软磁合金，其特征在于，Nb含量高于Mo含量。
9.根据权利要求1所述的铁基软磁合金，其特征在于，在上述实验式中，e为2.5原子％至4.0原子％。
10.根据权利要求1所述的铁基软磁合金，其特征在于，上述软磁合金具有非晶组织或在非晶母相中包含平均粒径为30nm以下的晶粒。
11.一种铁基软磁合金的制备方法，其特征在于，包括制备软磁合金的步骤，上述软磁合金由实验式XaBbSicCudMe表示，在上述实验式中，X包括Ni和Co中的至少一种元素和Fe，M包含Nb和Mo中的至少一种元素，a、b、c、d及e为相应元素的原子％，15.0≤b+c≤19.0，0.5≤d≤1.5，2.0≤e≤5.0，以余量包括X。
12.根据权利要求11所述的铁基软磁合金的制备方法，其特征在于，还包括在530℃至620℃的温度下对上述软磁合金进行热处理10分钟至60分钟的步骤。
13.一种屏蔽构件，其特征在于，包括根据权利要求1至10中任一项所述的铁基软磁合金。
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