Fe88Zr7B4Co1软磁纳米晶薄带的巨磁阻抗效应

利用熔旋快淬技术在铜辊速度为40 m/s的条件下制备了Fe88Zr7B4Co1薄带,分别经550、600、650、700、725、750℃退火处理30 min,形成纳米晶薄带.研究了退火温度、外磁场和驱动电流频率对巨磁阻抗效应的影响.发现存在一个最佳退火温度650℃.其bcc α-Fe相的晶粒尺寸为11.3 nm,在此温度下制备的Fe88 Zr7 B4 Co1纳米晶薄带具有最强的巨磁阻抗效应:在H=90 Oe下,频率约为1 MHz时Fe88Zr7B4Co1纳米晶薄带的磁阻抗△Z/Z0达到-52%.Fe88Zr7B4Co1纳米晶薄带具有比未掺杂的Fe88Zr7B4更强的巨磁阻抗效应.     

Fe89Zr7B4退火薄带的纳米晶结构、巨磁阻抗和磁导率变化

Fe89Zr7B4薄带在550℃～720℃的温度范围内分别退火20min，析出晶粒为13nm～17nm的α-Fe。720℃退火时有微量的第二相析出。Fe89Zr7B4纳米晶薄带的巨磁阻抗效应与退火温度紧密相关，存在一个最佳退火温度，约为650℃。进一步的实验结果显示：Fe89Zr7B4纳米晶薄带在直流磁场引导下横向磁导率的变化率在650℃存在最大值。经典电磁理论与磁谱结合的模型能较好地描述Fe89Zr7B4纳米晶薄带磁阻抗与频率的依赖关系。实验数据和理论计算结果均表明，巨磁阻抗效应与磁场引导的横向磁导率的变化紧密相关。     

Fe_(78)Co_2Zr_8Nb_2B_9M_1(M=Ta、Cu)合金的微观结构和巨磁阻抗效应北大核心CSCD

采用单辊快淬法制备Fe78Co2Zr8Nb2B9M1(M=Ta、Cu)非晶合金薄带,在不同温度下对合金进行等温热处理。利用DTA、XRD、TEM、VSM和阻抗分析仪研究合金的热行为、微观结构、磁性能及巨磁阻抗效应。结果表明,晶化初期,Fe78Co2Zr8Nb2B9Ta1非晶合金析出α-Mn亚稳相和α-Fe(Co)相,Fe78Co2Zr8Nb2B9Cu1非晶合金仅析出α-Fe(Co)相。600℃退火后的Fe78Co2Zr8Nb2B9Cu1合金中晶化相的平均晶粒尺寸小于Fe78Co2Zr8Nb2B9Ta1合金。合金的M s均随退火温度的升高而逐渐增大。Fe78Co2Zr8Nb2B9Ta1合金的H c在600℃退火后明显增大,这与α-Mn型相的析出有关;而Fe78Co2Zr8Nb2B9Cu1合金的H c在600℃退火后达到极小值。合金的GMI max值随退火温度增加先上升后下降。Fe78Co2Zr8Nb2B9Cu1合金具有比Fe78Co2Zr8Nb2B9Ta1合金更显著的GMI效应。     

铁基纳米晶软磁材料的退火工艺研究

采用XRD、DSC、VSM等分析检测方法,研究了Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9软磁材料的最佳退火工艺。结果表明:合金经550℃×1h退火后可获得由纳米晶α-Fe(Si)相和少量非晶相所组成的复相组织,具有优异的综合软磁性能。随退火温度的升高,α-Fe(Si)软磁相晶粒尺寸逐渐增加,Fe2B硬磁相不断析出,从而导致合金的软磁性能下降。     

Fe73.5Cu1Nb3-xTixSi13.5B9 (x=0, 1, 2, 3)合金粉的结构与磁性

将Fe73.5Cu1Nb3-xTixSi13.5B9(x=0,1,2,3)合金快淬带进行高能球磨制成粉末样品,在550℃真空退火1h,研究了磁粉的相结构及磁性。结果表明,随球磨时间延长,不添加Ti的Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金中析出晶化相的晶格常数增大。添加Ti的Fe73.5Cu1Nb3-xTixSi13.5B9(x=0,1,2,3)合金在球磨60h后再退火,可以得到单一α-Fe(Si)软磁相,且随Ti含量增大,析出晶化相的晶格常数减小,饱和磁化强度增大、矫顽力降低。     

退火工艺对Co71．8Fe4．9Nb0．8Si7．5815非晶薄带巨磁阻抗效应的影响

采用四端法研究了退火处理T艺对Co71.8Fe4.9Nb0.8Si7.5B15非晶薄带巨磁阻抗效应的影响.结果表明,Co71.8Fe4.9Nb0.8Si7.5B15非晶薄带试样经350 ℃保温60 min退火处理后,样品的内应力得到有效释放,大大改善了样品的软磁特性,得到了最大的巨磁阻抗效应(GMI).在8 MHz的交变电流频率下,得到了24%的最大磁阻抗比.XRD分析表明,样品发生晶化后将降低巨磁阻抗(GMI)效应.     

Fe84Zr2．08Nb1．92Cu1B11纳米晶薄带中的巨磁阻抗效应

摘要：利用真空甩带机制备了Fe84Zr2．08Nb1．92Cu1B11金属快淬薄带。X射线衍射结果表明：薄带经570℃退火后析出纳米化结构bccα-Fe相，晶粒大小约为20nm～40nm，利用HP4294A阻抗分析仪测量了此纳米晶薄带中的巨磁阻抗效应。结果显示在低频下阻抗随外磁场单调减小，这主要是由于磁导率随外磁场的变化导致的，高频下阻抗随外磁场变化出现1个峰值，这主要是由于横向各向异性的原因。运用计算机模拟了这一结果，发现磁导率随外磁场的变化在外场与各向异性场的比值约为0．9处出现了峰值，巨磁阻抗效应也在此位置出现峰值。并且随着驱动电流频率的增大峰值变大。     

Fe-Cu-Nb-Si-B快淬薄带中的巨磁阻抗效应

在Fe-Cu-Nb-Si-B材料中适当增加Cu的含量，可以使淬态薄带纳米化。随薄带中Cu含量的增加，在淬态薄带Fe74.5-xCuxNb3Si13.5B9中可观察到巨磁阻抗效应的增强现象。高Cu含量（x≥2）试样的磁导率的变化率要远大于低Cu含量（x≤1．5）试样的相应数值。磁导率变化的大小与磁阻抗效应相关。高Cu含量有效增加了软磁α-Fe（Si）立方相的成核，提高了淬态薄带材料的软磁性。     

FeNbBCu快淬薄带中的巨磁阻抗效应

将制备的Fe83Nb7B9Cu1快淬薄带在520～820℃的温度范围内分别退火20mins,析出晶粒粒径约为8.1～16nm的α-Fe.通过测量退火薄带的巨磁阻抗效应,找到了最佳退火温度,为650℃,测出此时的GMI(Z)的峰值为-54.8%,表明Fe83Nb7B9Cu1退火薄带是性能良好的软磁材料.     

新型铁基(FeCo)73.5Cu1Nb3(SiB)22.5非晶合金晶化过程的X射线研究

用X射线衍射方法研究了(FeCo)73．5Cu1Nb3(SiB)22．5非晶合金在不同温度退火的晶化行为及晶格常数的变化。500℃退火时，在非晶基体中析出α-Fe(Si)(bcc)相，620℃退火时仍没有新相出现，680℃退火后的Fe3B、Fe23B6化合物中含有Si、Nb。α-Fe(Wi)相的晶格常数α0随退火温度的升高先减小后增大，在620℃时最小为α0=0．2836nm，在退火过程中，晶化相的结构不随外加磁场发生变化。热磁曲线表明：合金淬火非晶态时的Curie温度Tc=330℃；α-Fe(Si)(bee)相的晶化温度Tx=516℃，Curie温度Tc=640℃。     

快淬态纳米晶Fe—Cu—Ta—Si—B软磁金属薄带的制备

Fe-Cu-Ta-Si-B纳米晶金属薄带可以通过快淬技术直接制备,而无需退火过程。对比Fe-Cu-Ta-Si-B快淬纳米晶薄带,发现相同Cu含量下,α-Fe（Si）更易在Fe-Cu—Nb-Si—B快淬态薄带中析出。在快淬态Fe-Cu-Ta-Si-B金属薄带中,适当高的Cu含量有利于α—Fe（Si）的成核;但过高的Cu含量反而弱化了纳米晶化,这是由于团簇效应粗化了Cu颗粒的尺寸,却减少了α—Fe（Si）的有效成核位置。     

非晶软磁合金薄带纳米晶化过程中缺陷变化的正电子湮没研究

用正电子湮没多普勒展宽能谱测量和分析了若干急冷淬火制备的薄带，表明软磁Fe基纳米晶合金中的缺陷(自由体积)远多于其晶化前的非晶态；能够晶化成纳米晶的Fe基非晶制备态材料中的缺陷也多于类似成分但又不能晶化成纳米晶的非晶态材料中的缺陷；Fe73.0Cu1.0Nb1.5Mo2.0Si13.5B9.0合金的急冷淬火制备态在热处理过程中，低温退火时缺陷减少，高于200℃的退火导致缺陷增加，纳米晶化后的进一步退火缺陷基本不增加；Fe73.0Cu1.0Nb1.5Mo2.0Si13.5B9.0合金纳米晶化后，在所选定的测量条件下没有发现正电子湮没参数随时间、温度的变化，说明该材料缺陷结构相当稳定。     

Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5非晶合金晶化动力学的研究

利用X射线衍射、透射电镜、振动样品磁强计和差热分析研究了非晶Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5合金中α-Fe/Sm2(Fe,Si)17Cx复合纳米相结构的形成过程、磁性及其晶化动力学.XRD结果表明,随着退火温度的升高,Sm5Fe80Cu1Zr3.5Si5B3C2.5非晶合金先后析出软磁相α-Fe和硬磁相Sm2(Fe,Si)17Cx;当经高温750℃晶化退火后,经Scherrer计算得到合金中α-Fe相和Sm2(Fe,Si)17Cx的晶粒尺寸分别为65.5和22.1nm,其矫顽力增加到58.11kA/m,剩磁为0.967T.晶化动力学分析发现,这种具有较低初始晶化激活能和阶段生长激活能的晶化行为是导致α-Fe相晶粒生长过于粗大和合金中α-Fe和Sm2(Fe,Si)17Cx复合纳米磁体磁耦合性能较差的根本原因.     

Fe_(85-x)Nb_(6.8)B_(7.7)Cu_x(x=0,1,3)快淬态纳米晶薄带的制备与磁性

利用熔旋快淬方法在辊速为40m／s时制备了低B的Fe85-xNb6.8B7.7Cux（x=0,1,3）快淬态薄带。Fe85Nb6.8B7.7和Fe85Nb6．8B77Cu1快淬态薄带具有α-Fe纳米晶结构,α-Fe的晶粒尺寸分别为23nm和20nm,Fe85Nb6.8B7.7快淬态薄带中还出现少量的杂相,但两者的软磁特性很差。而Fe85-xNb6.8B7.7Cu3.6.快淬态薄带的α—Fe的晶粒尺寸为13nm,在磁场20 Oe,频率1kHz下相对磁导率的变化为△μ／μ（（0）=-44％,磁场90 Oe下交流频率为1．5MHz时磁阻抗△Z／Z0=-31．3％,显示了良好的软磁材料特点。     

脉冲电流处理对Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶薄带晶化和显微硬度的影响

脉冲频率为50 Hz、电流密度为1750 A/mm2的高强脉冲电流使Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶薄带在低于非晶转变温度100 K的条件下实现了短时晶化.脉冲电流能促进原子迁移,加速原子和原子团扩散,使Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶薄带发生结构弛豫,使显微硬度由原始态非晶的8.2逐渐增至约9.0.进一步延长脉冲电流作用时间,非晶薄带发生显著晶化,大量析出平均尺寸约为8.5 nm的α-Fe(Si)相,其显微硬度则急剧增至12.4以上,增幅约达50%.在高强脉冲电流作用下,Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶薄带可在约30 s的时间内基本完成纳米晶化过程,而等温退火晶化则需要约1 h.     

Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶丝扭矩阻抗（TGI）效应的研究

本文研究了测量频率、焦耳退火处理及扭矩焦耳退火处理对Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶丝TGI效应的影响。实验表明淬态Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9非晶丝TGI效应的最佳测量频率为7 MHz;对样品进行焦耳退火处理可以提高样品的阻抗变化率,测量频率为7 MHz时,焦耳退火处理的最佳电流密度为32 A/mm2,最大阻抗变化率达198%;扭矩焦耳退火处理后,样品TGI效应的非对称性随着预加扭矩的增大而增大,同时阻抗变化率峰值减小。     

低频脉冲电流退火对CoFeSiB非晶薄带巨磁阻抗效应的影响

研究了经不同低频脉冲电流密度退火的Co66.3Fe3．7Si12B18非晶薄带的巨磁阻抗（GMI）效应。结果表明，在低频脉冲电流下，巨磁阻抗效应的大小与退火电流密度密切相关。非晶带的GMI变化率△Z／Z先随退火电流密度的增加而增强，当电流密度为104A／mm^2时，△Z／Z达到最大值53．8％，此后随电流密度增大，GMI变化率开始减小。对脉冲电流退火影响巨磁阻抗效应的机制作了定性分析。并分析了由脉冲电流退火在材料内感生的横向各向异性场凤对GMI效应的影响，发现HK有利于提高GMI效应的峰值，但同时存在一个临界值，当超过这个值时，GMI效应的峰值减弱。     

脉冲电流退火对Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金薄带巨应力阻抗效应的影响

研究了脉冲电流退火工艺对非晶Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金薄带巨应力阻抗（GSI）效应的影响。结果表明，在外加100MPa拉应力下对非晶合金进行脉冲电流退火后，巨应力阻抗效应显著提高，并且△Z／Z最大值随退火电流密度的增加而增加，当退火电流密度为930A／mm^2时，阻抗的最大相对变化达到350％。     

微稀土化非晶带材的晶化行为和磁阻抗效应

将稀土La元素掺杂Fe73.5Cu1Nb3Si13.5B9合金,采用单辊法制备了FeCuNbSiB-La合金带材。用XRD分析了带材的晶化行为,用阻抗分析仪测试了带材的磁阻抗效应。结果表明,淬火态FeCuNbSiB-La合金带材为非晶态结构,经550℃晶化热处理后的FeCuNbSiB-La(0.5wt%)非晶带材形成了非晶和纳米晶双相共存结构;FeCuNbSiB-La非晶带材的磁阻抗效应随测试频率的升高和磁场强度的增大而增大,随稀土La元素含量的增大呈先增大后减小的趋势。     

沉积态(Fe88Zr7B5)0.97Cu0.03软磁合金薄膜的磁性和巨磁阻抗效应

采用射频溅射法在单晶硅衬底上制备了(Fe88Zr7B5）0．97Cu0．03非晶软磁合金薄膜样品，对沉积态样品的软磁性能和巨磁阻抗(GMI)效应进行了实验研究与机理分析．结果表明，未掺Cu元素的Fe88Zr7B5沉积态合金薄膜几乎无GMI效应，而掺了适量Cu元素的(Fe88Zr7B5)0．97Cu0．03合金薄膜在沉积态下即具有显著的GMI效应．在13MHz频率下，最大纵向磁阻抗比达17％，最大横向磁阻抗比为11％，这表明(Fe88Zr7B5)0．97Cu0.03非晶合金薄膜在沉积态已具备优异的软磁性能和巨磁阻抗效应．同时讨论了该薄膜样品的巨磁阻抗效应随频率的变化特性．