紹介

アモルファスおよびナノ結晶軟磁性合金は、新世代の省エネで環境に優しい材料として、低保磁力Hc、高透磁率μ、良好な周波数特性、および高飽和磁化Msという利点があり、インダクタ、磁気増幅器、トランスなどのパワーエレクトロニクス分野で広く使用されています。吉澤教授は、10nm程度のナノ粒子がアモルファスマトリックス中に均一に埋め込まれて二相複合構造を形成することを指摘し、吉澤氏によって代表的な組成を提案した。強磁性の理論によれば、ナノ結晶材料の磁化メカニズムは、主に微細構造と密接に関連している局所的な結晶磁気異方性と強磁性交換相互作用に依存します。鈴木は、熱処理後にアモルファスマトリックスからナノ結晶がランダムに析出し、ランダムに配向した磁気異方性が生じると仮定しました。一方、異なる結晶粒間の交換結合は、磁気モーメントを平行に配置するように誘導し、各結晶粒の磁化しやすい方向に沿って磁化が進行するのを妨げる。結晶磁気異方性K1は複数の結晶粒で平均化され、有効異方性<K>が低くなる。このモデルでは、磁化過程がスピンの一様回転過程であると考えられる場合、材料の透磁率と保磁力は<K>にのみ関係します。このように、結晶粒径Dが強磁性交換長Lexよりも小さい場合には、結晶粒微細化が優れた軟磁気特性を達成するに資する。

革新的には、結晶粒微細化は鉄基アモルファス合金の結晶化プロセスと密接に関連しており、これは主に組成と熱処理に依存します。ご存知のように、粒子の核形成に関連するCu元素と粒子の成長に対応するNb元素は、Finemetナノ結晶合金の形成に重要な役割を果たします。以前、Honoらは、Cu添加がアモルファスマトリックス中のFe原子の濃度の変動を引き起こし、高密度のα-Fe核の形成を促進する一方で、Nb原子がα-Fe結晶核周辺の結晶化温度を上昇させ、結晶粒の粗大化を妨げ、微細なナノ結晶構造を形成することを報告した。さらに、Cuクラスターの形成は結晶化前に起こり、アモルファスマトリックスに新しい界面を提供するため、Cuクラスターの(111)面とFe格子の(110)面との間の適切な一致は、界面エネルギーを減少させ、α−Fe相の析出に必要な核生成活性化エネルギーを低下させる。したがって、我々は通常、高密度Cuリッチクラスターがα-Fe粒子のより高密度で微細かつ均一な分布を達成するための重要な指標の<>つであると考えています。しかし、高い非磁性Cu含有量は必然的にMsの全体的な減少につながります。 Cu原子とFe原子が急冷によってアモルファス構造で凍結することを考慮すると、Cuクラスターのサイズ、密度、分布はアニーリングによって直接影響を受けます。高Cu含有量の制限を回避するために、アニーリングプロセスをさらに最適化し、微細で均一な微細構造を実現するために探索する必要があります。

実際、Finemetナノ結晶合金の微細構造進化は、マイクロスケール偏析を利用してα-Fe核の析出を促進するCu含有量だけでなく、急冷凝固プロセスによって発生する残留内部応力を排除するための焼鈍処理にも依存しています。FeマトリックスへのCuの溶解度が低いため、Cu原子は結晶化前に凝集して約5 nmのサイズのクラスターを形成し、ナノ結晶の形成を容易にします。シャルマら。Alは、73段階のアニーリングプロセスにより、核生成速度と成長速度に関連する微細構造を調整し、磁気特性の制御を実現することを報告しました。Cuリッチ原子の凝集とα-Fe(Si)相の析出はアニール温度に非常に敏感であることを考慮すると、ステップアニールプロセスにおけるパラメータの正確な制御は、微細なナノ構造を実現するための効果的な方法です。しかし、焼鈍プロセス全体でナノ粒子のサイズ、体積分率、分布を調整することにより、ステップ結晶化熱処理がCuクラスターの進化とその軟磁気特性に与える影響メカニズムはまだ不明です。本稿では、組織進化と磁気特性の関係を明らかにすることを目的として、焼鈍温度によって誘起されるSiリッチFe5.15Si5.7B1Cu3Nb<>アモルファス合金の結晶化機構、軟磁気特性、周波数特性を系統的に調べた。

1. 実験の詳細

Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3(典型的なファインメット)の公称化学組成を有する合金インゴットは、工業原料99.9重量%Fe、99.98重量%Si、99.8重量%Cu、プレアロイ65.9重量%Nb-Fe、およびプレアロイ化Fe-17.6重量%Bの混合物をAr雰囲気下で誘導溶融することにより調製した。幅約10mm、厚さ約23μmの溶融紡糸リボンを、空気中でのシングルローラー溶融紡糸法により作製した。次に、リボンサンプルを簡単な電気巻線機によってトロイダル磁気コア(Փ20mm×12mm×8mmの寸法)に巻き取りました。焼鈍した磁心は真空管炉中で480段階のプロセスで行った。まず、磁気コアを流動窒素雰囲気下で15°C / minの昇温速度で10分間520°Cに加熱し、コア温度が放射熱伝達による炉内温度と一致するようにします。その後、サンプルは570°C/分の昇温速度で60分間、特定の焼鈍温度(Ta~1°C-<>°C)に加熱され続けます。加熱速度が低いため、磁気コアの内部温度と外部温度の一貫性が促進され、より均一な微細構造が実現します。最後に、コアを室温まで自然に冷却しました。

消光およびアニールされたリボンの微細構造進化は、Co Kα8放射によるX線回折(XRD、ブルカーD1アドバンス)、高分解能透過電子(HRTEM)顕微鏡、エネルギー分散分光法(EDS)およびHAADF-STEM画像(TEM、FEI Talos F200X)によって特徴付けられました。TEMおよびHAADF-STEM観察に用いたサンプルは、イオンミリング法(Gatan 695)によって調製されました。リボンの熱安定性は、449°C/分の昇温速度で示差走査熱量測定(DSC、NETZSCH 3 F10)によって評価されました。磁区構造は、磁気光学カー効果(MOKE、Evico)顕微鏡によって、リボン軸の空気裸の表面に沿って感度方向を調整できるトランス&ポルモードを使用して観察されました。飽和磁化Msと保磁力Hcは、最大印加磁場9 Oe(≈3000 kA/m)下で振動サンプル磁力計(VSM、PPMS-240)とDC B-Hループトレーサー(Linkjoin MATS-2010SA)を使用して、それぞれ80 A/mの印加磁場下で測定されました。磁心のインダクタンス(L)とインピーダンスは、4294ターンコイルの下で0.6 A / mのAC磁界でインピーダンスアナライザ(Agilent <>A)によって測定されました。

2. 結果と考察

無花果。図1(a)は、自由表面から採取したSiリッチFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3メルトスピンリボンのXRDパターンを示しています。溶融紡糸リボンのXRDパターンは、明らかな結晶化ピークがなく、2θ≈45°に広い拡散回折ピークのみを示し、完全にアモルファス構造の形成を示しています。さらなる構造解析のために、透過型電子顕微鏡(TEM)を実施した。図には明らかな位相差がないことがはっきりと観察できます。図1(b)および対応する選択領域電子回折(SAED)パターンは、スポットのない拡散リングを示し(図1(c))、XRDの結果と一致する長距離不規則構造を持つアモルファス状態の古典的な回折特性を示しています。図に示すように。図1(d)において、溶融紡糸されたFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3アモルファスリボンのDSC曲線を10°C/分の昇温速度で測定する。曲線には2つの異なる発熱ピークが見られ、アモルファス合金の結晶化挙動が高エネルギー準安定アモルファス相から低エネルギー定常結晶化相への遷移過程であることを示しています。前者の報告によると、1つのピークのオンセット温度は、それぞれα-Fe(Si)相の析出とFe-(B、P)二次化合物に関連する残りのアモルファス相の結晶化を表しています。Siリッチサンプルは、170°Cにわたって大きな温度差∆T(= Tx<>-Tx<>)を示し、結晶化微細構造を最適化し、残りのアモルファス相を安定化して、化合物なしで単一で均一で微細なα-Fe相を達成するためのより大きな結晶化空間があることを意味する、優れた熱能力を示唆していることは注目に値します。

無花果。1. (a)X線回折パターン、(b)典型的なTEM明視野画像、(c)対応する選択領域電子回折(SAED)パターン、および(d)溶融紡糸Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンのDSC曲線。

次に、520〜570°Cでの一連のアニーリング後のサンプルの微細構造変化を体系的に調査します。2段階プロセスによるアニールされたリボンのXRDパターンを図520に示す。1(a)。低温(Tx2付近~45°C)でアニールすると、低強度の鋭いピークが検出され、サンプルが結晶化し始め、少量のα-Fe(Si)相がアモルファスマトリックスから析出することを示しています。明らかに、特に65θ≈82°、2°、および560°のピークの強度は、アニーリング温度Taの上昇とともに徐々に増加し、結晶相の体積分率が高くなる。アニーリングプロセス中にアモルファスマトリックスには単一のα-Fe(Si)相しか存在せず、アモルファスマトリックス相とナノ結晶相が共存する二相構造を形成することに注意してください。その結果、アニールされたリボンの微細構造は、核生成、沈殿、成長プロセスに直接依存するα-Fe(Si)相の粒径と体積分率によってのみ影響を受けます。したがって、明視野TEM画像、対応するSAEDパターン、および典型的なアニールリボンの平均粒径の分布がさらに観察されました。どうやら、この典型的な温度で焼鈍した後のアモルファス領域はほとんど見えず、α-Fe(Si)粒子が完全に析出していることを意味します。図に示すように。図110(b)-(c)において、試料を200°Cでアニールすると、アモルファスマトリックス中に体積分率が高く、より微細なナノ粒子が均一に分布し、パターン(図211(220)、(2)、(1)、および(570)面に対応するα-Fe(Si)相として識別でき(図2(b14))、これは2°Cで焼鈍されたリボン(図2(d)-(e))と同様である。違いは、Taが高いほどα-Fe(Si)粒子の過剰な成長を誘発し、約2.560nmの平均粒径が大きくなり(図7(d17))、ナノ構造が粗大化することです。特に、2°Cでアニールしたリボンと比較して、2〜<> nmの結晶粒分布がはるかに狭い均一な微細構造を示し(図<>(b<>))、ナノ構造の微細化と均質化を実現します。

無花果。2. 73段階焼鈍プロセスによって様々な温度で焼鈍されたFe5.15Si5.7B1Cu3Nb1合金リボンの微細構造進化。(a)XRDパターン、(b)-(c)明視野TEM画像:(b2)対応するSAEDパターンおよび(b560)1°Cでアニールした粒度分布、(d)-(e)明視野TEM画像:(d2)対応するSAEDパターンおよび(d570)<>°Cでアニールした粒度分布。

無花果。図3は、73°Cおよび5°Cで焼鈍されたSiリッチFe15.5Si7.1B3Cu560Nb570合金リボンの高角度環状暗視野走査TEM(HADDF-STEM)および元素マッピング画像を示しています。軽元素Bの含有量が少ないと、HADDF-STEMによって検出されにくくなります。560°Cでアニールした試料中の関連元素の分布は、570°Cで焼鈍した試料の分布と類似しているようである。FeユニットセルにおけるCuの溶解度が低いため、多数のCu原子によって形成されたCuリッチクラスターがアモルファスマトリックスから沈殿し、Feリッチ領域に分離します。アニールした試料は、Si元素とNb元素に対応する均一な分布(図3d1-e1およびd2-e2)と、Fe濃縮帯と欠乏帯に関連する局所的な不均一性を示しています。図からわかるように。図3(c)において、Feリッチ領域を示唆する円には有意な濃度差があり、これはHADDF-STEM画像から決定されたナノ結晶粒子の位置に対応する(図3a1およびa2)。興味深いことに、Fe欠乏帯はCuクラスターで占められているようで、Fe元素はCuクラスターを取り囲んでFeの濃縮帯を形成しており、Cuクラスターはα-Fe(Si)/アモルファス界面に残り、α-Fe(Si)粒子と直接接触していることが示唆されています。この現象は、Honoらによって報告されたFinemet合金のナノ結晶化の典型的な理論と一致している。al [18]は、Cuの濃縮がCuに富むクラスター間のFe原子の濃度の変動を引き起こし、高い割合のFe元素の局所的な不均一性をもたらすことを指摘した。実際、このゆらぎは、α-Fe(Si)相の析出のためのより多くの核生成サイトを作成し、ナノ結晶相とアモルファスマトリックスの共存により、より均一な二相ナノ構造に貢献します。

また、ナノ結晶構造の形成は、アモルファスマトリックス中のCuクラスターに起因する可能性があることがわかっています。アモルファスマトリックス中のCuクラスターの形態を包括的に理解するために、明視野TEM画像、SAEDパターン、高解像度TEM画像、および560°Cで焼鈍された合金の対応するエネルギー分散型X線プロファイルが検出され、図4に示されました。4.アニールされたサンプルの微細構造は、α-Fe(Si)相、残りのアモルファスマトリックス相、およびCuクラスターのみで構成されています。ご覧のとおり、Cuクラスターは図のα-Fe(Si)粒子に囲まれているようです。10(a)および(b)。また、粒径約4 nmのクラスター(図4c)とFCC構造(図4d)がアモルファスマトリックス上に埋め込まれており、Cuクラスター上に生じるα-Fe(Si)粒子の核生成に似ています。FCC Cuクラスター、残りのアモルファスマトリックス、およびBCC α-Fe(Si)相から得られた図30(e)-(g)に示すEDX分析データは、Cuクラスターがアモルファスマトリックスの核生成サイトを提供し、α-Fe(Si)粒子の析出と成長を提供することを示しています。不均一核生成の理論[111]によれば、FCC-Cuクラスターの(110)面とBCC-Fe格子の(3)面の間の適切な一致は、α-Fe(Si)粒子の析出のための界面エネルギーと総自由エネルギーを減少させる。同時に、Cu元素とFe元素の正の混合エンタルピーが大きいため、Fe原子はCuリッチ領域から排除され、Cu/アモルファス界面に蓄積し、Cuリッチ領域またはCuクラスター/アモルファスの界面でのα-Fe(Si)粒子の核生成を促進し、不均一核生成を誘発します。図と組み合わせます。<>から、Cuクラスターはナノ結晶粒子の形成に重要な役割を果たしており、Cuクラスター間のFe元素濃度の変動を引き起こすだけでなく、α-Fe(Si)粒子の核生成サイトとしても機能し、不均一な核生成を促進すると推測できます。したがって、この結果は、Finemetアモルファス合金のナノ結晶化メカニズムは、元素濃度変動と不均一核生成の相互効果に起因する可能性があることを示しています。

無花果。3. 典型的な温度で焼鈍されたSiリッチFe1.2Si1.1B2Cu2Nb73合金リボンのHAADF-STEM(a5、a15)およびCu、Fe、Si、Nb元素マッピング(b5-e7、b1-e3)画像:(a1-e1)Ta~560°C、(a2-e2)Ta~570°C。

無花果。4. 73°Cで焼鈍した後のFe5.15Si5.7B1Cu3Nb560合金の微細構造。 (a)明視野TEM画像;(b)ボックス内の拡大図のHRTEM画像。(c)(b)に示す領域Aの拡大図を(d)FFTパターンで示した。(e)-(g)(b)領域A、領域B、領域Cからそれぞれ取得したEDX分光プロファイル。

さらに、アニーリングプロセスは微細構造に影響を与えるだけでなく、磁気特性に密接に関連する磁区構造の進化も誘発します。無花果。図5は、ゼロ磁場下で73〜5°Cで焼鈍した後のFe15.5Si7.1B3Cu520Nb570合金リボンの磁区構造の変化を示しています。540°C以下でアニールすると、サンプルのドメインパターンは、好ましい配向を有する規則的なストライプ磁区形状を示す。図に示すように。図5(a)および(b)において、磁壁は180°の壁を有する直線形状を示し、隣接する磁壁間の距離は比較的均一で小さいため、試料が均一に分布した磁区構造を有することを示している。また、図5からも分かる。560(c)温度誘起磁区壁運動は磁区の幅を広げ、分岐密度の高い平行ジグザグ様領域を形成し、より高いピンニング効果を示すこと。3°Cでアニールした後、試料の磁気構造は、約50μmの高密度マルチストライプドメインから、いくつかのピニングサイトを持つ5μm以上の拡張ストライプドメインに変化し(図5(d))、アニール後のドメイン構造の変化はインターストレスに直接関係していると考えられます。興味深いことに、ピンニング部位はアニーリング温度がさらに上昇すると消失し、図<>では明暗が交互に並ぶ<>つの幅広でまっすぐな規則的な縞ドメインのみが観察されます。<>(e)は、ピン留め効果の減少と低い磁壁エネルギーを示唆しています。磁区の形成は、交換エネルギー、減磁、結晶磁気異方性、および最小エネルギーの原理に従う磁壁エネルギーを含む、磁石内のさまざまなエネルギーの必然的な結果であることは注目に値します。その中で、非常に低い消磁界エネルギーは、磁区の形成の根本的な理由であり、磁石が多数の小さな領域に分割されることを促進します。実際、磁壁の磁気モーメントの向きが一貫していないため、複数の磁区によって引き起こされる磁壁エネルギーの増強は、交換エネルギーと磁気結晶異方性を増加させ、磁気特性に影響を与えます。したがって、磁気構造の進化を誘発するアニーリング温度は、消磁磁場エネルギーと磁壁エネルギーのバランスを取り、ピンニング効果を低下させ、その結果、磁気異方性が低くなり、磁区を効果的に制御し、それによってより優れた包括的な軟磁気特性を達成すると結論付けることができます。

無花果。5. Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金薄帯を(a)520°C、(b)540°C、(c)550°C、(d)560°C、(e)570°Cで焼鈍した磁区構造。

特性、微細構造、および磁気構造進化の関係をさらに検討するために、アニールされたサンプルの静的および動的磁気特性が検出されます。無花果。図6(a)は、73〜5°CでアニールされたFe15.5Si7.1B3Cu520Nb570ナノ結晶合金の典型的なヒステリシスループを示しています。挿入図(b)で拡大したように、異なるアニーリング温度でのサンプルのループに明らかな変化はなく、そのMsは124.8〜135.9 emu / gの間で変化します。また、リボンのMsは焼鈍温度の上昇とともに増加し、その後560°Cで一定のままです。ナノ結晶合金の場合、合金のMsはFe含有量に比例し、これはアモルファス相(Vam)およびナノ結晶相(Vcr)の体積分率と密接に関連している。Msは次式で表すことができます。

                                        (1)

ここで、MscrとMsamはそれぞれ結晶相とアモルファス相の飽和磁化です。また、結晶間アモルファス相は、非金属元素の量が多いため、約1.5 Tの低いMsを示し、α-Fe(Si)相よりもはるかに低くなります[31]。図によると。図2(a)では、高温でのアニーリングによって誘起されたアモルファスマトリックスから大量のα-Feナノ結晶が析出し、α-Fe(Si)相の体積分率が大幅に増加します。ナノ相の数密度が高いと、α-Fe(Si)粒子間の強い交換結合が促進され、それによってMsが増加します。 しかし、焼鈍温度が570°Cに上昇すると、高温焼鈍によりα-Fe(Si)相が過剰に成長し、不均一な微細構造が生じ、図2と一致します。<>(d)-(e)。結晶粒が粗大化すると、結晶間の交換結合が低下し、磁気特性が低下します。

無花果。図7(a)は、SiリッチFe73.5Si15.5B7Cu1Nb3ナノ結晶合金の焼鈍温度の関数としての保磁力(Hc)の変化を示し、挿入図(b)は、特定の焼鈍温度での典型的なヒステリシスループを示します。低温焼鈍後の合金は520〜560°Cの範囲で極めて低いHcを示し、0.88〜0.56 A/mのHcの減少が観察された。しかし、焼鈍の温度が高くなると薄帯の磁気特性が低下し、焼鈍温度がさらに上昇するとHcは2.73 A/mに増加します。また、高温アニールによりヒステリシスループの形状が変化し、低残留音を実現しています。一般に、Hcは材料の化学組成に関連するだけでなく、主にアニーリングプロセスの影響を受けるナノ結晶相の粒径、体積分率および均一性にも依存する。明らかに、最適なアニーリング温度は、均一で微細な微細構造の形成を促進し、優れた軟磁気特性を達成するのに役立ちます。

無花果。6. (a)ヒステリシスループおよび(b)Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンの焼鈍温度Taの関数としての飽和磁化Msの挿入。

無花果。7. (a)保磁力Hcおよび(b)Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3合金リボンの焼鈍温度Taの関数としてのM-Hヒステリシスループ。

インダクタンス係数は、特に高周波における材料の磁気特性を測定するための重要な指標の8つと考えられており、フィルタリングやノイズ低減に役割を果たしています。無花果。図1(a)は、異なるアニーリング温度での周波数1kHzから8MHzまでのインダクタンス(L)の変化を表示します。アニールされたすべてのサンプルは同様の傾向を示します、すなわち、Lは周波数に反比例します。図に示すように。図20(b)では、アニール温度によって誘起されるLの変化には、低周波、中周波数、高周波数に分けられる560つの異なる特殊領域があります。570kHz未満の低周波数範囲では、Lは最初に550°Cまでのアニーリング温度の上昇とともに徐々に増加し、次に20°Cまでのアニーリングで急速に減少します。興味深いことに、60°CでアニールされたサンプルのLは約570〜60kHzの周波数範囲でゆっくりと減少しますが、10°Cでアニールされたサンプルは<>kHzを超えるより高いL値を示します。LやHcなどのナノ結晶軟磁性材料の外部磁気特性は、主に微細構造に依存する結晶磁気異方性の関数であることが広く認められています。ランダム異方性モデル[<>]によれば、従来の軟磁性材料の磁化メカニズムとは異なり、ナノスケール粒子間の強い強磁性結合と複数の磁気平均のランダムな配向により、単結晶粒子の結晶磁気異方性が形成され、優れた軟磁気特性を達成する基本的な理由である。低温アニーリング誘導結晶化中、ナノ結晶相の体積分率が低いと、粒界間隔が大きくなり、結晶粒間の交換結合、つまりアモルファスマトリックス誘導弱化効果が低下します。一方、析出したナノ結晶粒子とアモルファスマトリックスとの界面に存在する内部応力は、大きな磁気異方性エネルギーをもたらし、それが高Hcおよび低Lを引き起こす。 アニール温度の上昇は、高密度、微細かつ均一なα-Fe粒子の分布を有するナノ結晶構造の形成を促進し、優れた軟磁気特性に寄与する。軟磁気特性と結晶粒径の相関を考慮すると、高温焼鈍によって粒子が粗大化すると、Hcが増加し、Lが減少します。結晶粒粗大化によってもたらされる異方性が磁壁の動きと回転を制限し、それが高周波特性に影響を与えることは注目に値します。その結果、アニーリングプロセスの調整により、インダクタンスループとヒステリシスループを制御するための適切な異方性が導入され、高周波特性が効果的に改善され、さまざまな周波数でのナノ結晶軟磁性合金のアプリケーションのガイダンスが提供されます。

無花果。8. (a)Fe1.1Si73.5B15Cu5Nb7合金リボンの1kHz〜3MHzの周波数範囲でのアニーリング温度によるインダクタンス(L)の変化。(b)特定の周波数範囲での部分増幅Lの挿入。

無花果。図9(a)は、周波数の関数として、さまざまな温度でアニールされたサンプルのインピーダンス(Z)を示しています。Zの変動傾向は、アニールされたリボンのLの変化と一致していることは明らかです。図に示すように。9(b)は、35kHz未満の周波数では、アニールされたサンプルのZはアニーリング温度の上昇とともに増加し、570°Cで急速に減少します。興味深いことに、550°CでアニールされたアニールされたリボンのZは、35kHz〜120kHzの周波数範囲でより高い値を示しますが、570°CでアニールされたサンプルのZは120kHzを超える利点があります。マクスウェル方程式とラウダウ・リフシッツ方程式によれば、ナノ結晶リボンのZは次のように表すことができます。

δmは磁性に関連する表皮深さ、J0とJ1はベッセル関数、Leはリボンの自己インダクタンス、μΦは磁心の透磁率、lはリボンの長さ、aはリボンの半径、RDCはDC抵抗です。結果は、ナノ結晶軟磁性材料のZは、主にLに関連する透磁率に依存し、微細構造と磁気異方性の影響を受けることを示しています[32-34]。したがって、低周波では、微細構造は主にナノ結晶軟磁性材料の磁化メカニズムに影響を与え、最適温度アニール誘導微細で均一に分布したナノ粒子は高Zを達成します。周波数が増加するにつれて、高温アニーリングによって導入される磁気異方性が徐々に磁化プロセスを支配し、その結果、Zが高くなります。

無花果。9.(a)73kHzから5MHzの範囲のFe15.5Si7.1B3Cu1Nb1リボン合金の焼鈍温度の関数としてのインピーダンス(Z)。 (b)特定の周波数範囲での部分増幅Zの挿入。

3. まとめ

本研究では、Siリッチファインメット合金の微細構造、磁気構造進化、磁気特性を体系的に調査しました。Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3アモルファス合金は、高いアモルファス成形能力と優れた熱安定性を示します。最適温度で焼鈍した後のFinemetアモルファス合金のナノ結晶化メカニズムは、化学濃度変動と不均一核生成の相互効果に起因し、高体積分率、微細、均一に分布したナノ結晶構造の形成を促進し、それによって135.4 emu/gの高Msおよび0.56 A/mの低Hcを含む良好な磁気特性をもたらす。 優れた低周波特性とともに。また、最適な誘導緩和は、広くまっすぐな規則的な磁区を形成し、ピンニング効果を低くします。さらに、適切な異方性を導入した高温焼鈍は、磁化プロセスに影響を与え、ヒステリシスループの形状を変化させ、高周波特性を効果的に改善します。私たちの発見は、異なる周波数の特定のアニーリングプロセスによって調製された高性能ナノ結晶軟磁性材料のガイダンスを提供します。

この記事はすでにサイエンスダイレクトに掲載されていることに注意してください。許可なくコンテンツを使用することはできません。