新型纳米晶软磁合金及其应用_二_

数 V1 = 1－0.75 = 25%, 可以进一步知道 J1(RT) = 1.16T。将两相组织等效于一球形晶粒被一薄层的
非晶相所包围，假定晶粒直径 D 为 15nm，则可从
近似公式 V1=3δ /D 推算出α -FeSi 晶粒间距δ ≈ 1.2nm。如果将退火温度升高到 540℃，则α -FeSi
饱和磁化强度。经过对图 6 的拟合，可得 V1 J1 (T)
=0.29 T 和 V2 J2 (RT)=0.96 T。从 TC2 值可根据 Fe-Si
合金的已知数据推断出纳米晶粒中的 Si 含量约为
23%。因而，该相的 J2 (RT) =1.3T，于是知道α -FeSi 晶粒所占的体积分数约为 75%。由非晶相的体积分
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图 9 材料初始磁导率的频率依赖性比较：(a) FINEMET 纳米晶合金[2]; (b) Fe-M-O,C 纳米晶合金[25]
3.6 电磁性能 图 9 示出了(a)两种 FINEMET 纳米晶合金[2]和
(b)Fe-M-O,C 纳米晶合金与其他几种软磁材料的初 始磁导率频率依赖性的比较[25]。FINEMET-1M 是 未经磁场退火的材料，而 FINEMET-1L 则是经过 横向磁场退火的材料。两者成分都是
应力保留下来。再说，将薄带卷绕成圆环的过程中
也会产生附加应力。所以，产生的磁弹性各向异性
仍会限制软磁性能的提高。例如，高磁致伸缩的 Fe 基合金（ λs ≈30×10－6），初始磁导率的典型值 µi ≈10000（即使在良好的应力释放处理后）。为了 获得≥100000 的高初始磁导率，必须设法使磁致 伸缩显著降低才行。
Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3，Bs= 1.35T，但 Br /Bs 分别为 60% 和 7%，10kHz 的有效磁导率 µe 分别为 50000 和 22000。从图 9a 看到，两者的磁导率在较宽的频率
范围内都比较高，特别是 FINEMET-1M 的磁导率 要比 Mn-Zn 铁氧体和 Fe 基非晶的高得多。图 9 b 示 出 了 Fe62Hf11O27 、 Fe61Hf13O26 、 Co44.3Fe19.1Hf14.5O22.1 和 Fe-Si-Al-Hf-C 等纳米颗粒 膜 复 数 磁 导 率 实 部 与 传 统 软 磁 材 料 Ni-Fe 和 Fe-Si-Al 合金的比较。可见纳米颗粒膜的高频磁性 优于传统软磁合金。表 1 详细列举了若干纳米晶合 金、非晶态合金和传统的 Ni-Fe 高导磁材料的磁性 能比较。
Hono 等人[20]利用原子探针场离子显微镜和高 分辨透射电子显微镜研究了快淬非晶态合金 Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3 在 550°C 退火过程中的微结构 演变。图 3 为晶化过程示意图。快淬态合金在结 构上和化学上都是均匀的非晶态固溶体。在退火的开 始阶段，Cu 的浓度出现涨落。通过调幅分解或成核 机理，形成直径为几纳米、成分接近于 30at% Cu 的 Cu 团簇。与此同时，Fe 的浓度也会出现涨落。因 此，体心立方晶态相的晶核密度明显增大，并形成 bcc α -FeSi 固溶体，而 Nb 和 B 则因为不溶于
（25）
式中，vcr 为 α -FeSi 相的体积分数。由此可知，要 使 λs →0，α -FeSi 相的体积分数要足够地大。上 面已经指出，具有最佳软磁性能的合金中 vcr 可达 70~80 %，是合乎这一要求的。
使 λs 趋近于零，有利于实现纳米晶合金磁性 的应力不敏感性。这是合金中结构相关长度小于畴
3.4 磁致伸缩[8] 纳米晶合金中的内应力是在制备过程中或通
过将薄带卷绕成环状铁芯而引入的，其典型值为 100 MPa 左右。因此，为使磁性优化，材料需通过 较高温度下的退火处理以释放应力。然而，即使在
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良好的退火处理后材料中仍然会有百分之几的内
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图 4 FINEMET 合金用透射电镜观察到 的典型微结构[21]
变硬，如图 5 所示。Nb 的加入，除了可以有效阻 止α -FeSi 相长大之外，还可使 Fe2B 相推迟到高于 600℃的温度下才析出，因而使单相α -FeSi 固溶 体存在的退火温度范围扩展到大约 100℃，从而在 合金退火过程中可以有效地抑制 Fe2B 相的析出。
式表示[7]：
Js (T) = J0 (1－T / TC) β,
（22）
式中，TC 是居里温度，有效临界指数 β = 0.36。因
此，Js1/β ~T 是一直线。合金在经过 520℃最佳退火 后，Js1/β ~T 由两段斜率不同的直线组成，折点位
于非晶相的居里温度 320℃处，如图 6 所示。显然，
在退火期间，同时施加外加应力而在样品中感 生的磁各向异性称为滑移感生各向异性。Herzer[23] 和 Kraus 等 人 [24] 研 究 了 成 分 分 别 为 Fe73.5Cu1Nb3Si16B6、Fe74Cu1Nb3Si13B9、厚度 20μm、 宽度 2~10mm 的非晶态薄带，在沿其带轴方向（薄 带纵向）施加不同张应力退火。发现前者在退火温 度 560℃保持不变、应力从σ = 0 增大到 220MPa 退火时磁滞回线从矩形变为扁斜形；而后者在 100MPa 张应力作用下于 500℃退火时，随着退火 时间的延长，磁滞回线则先从非晶态的圆形逐渐变 成矩形，磁畴平行于带轴，说明这时易磁化轴沿带 轴，随后，回线的斜率开始减小，变成扁斜形回线， 呈恒定磁导率，磁畴内磁化矢量垂直于带轴，这时 带轴为难磁化轴。在这些纳米晶合金中，滑移感生 各向异性能一般可达 103 J/m3，比磁场热处理的相 应值要大三个数量级左右。
通过磁场热处理或应力热处理，有目的地在软磁材
料内部另外感生出一种单轴各向异性。如果这种磁
各向异性在材料内部占优势，则分别沿其易磁化方
向或垂直于易磁化方向磁化，即可获得矩形或扁平
形状的磁滞回线。
3.5.1 磁场感生各向异性
磁滞回线的形状可以按照各种应用的需要加
以改变。和其他软磁材料一样，纳米晶合金也可通
合金经最佳退火后，内部包含残余非晶相和纳米
α -FeSi 相两个铁磁相，它们的居里温度分别为
TC1=320℃和 TC2=600℃。因此在室温下，这两个磁 性相共存于合金中。可将总磁化强度分成两项之
和：
Js(RT)=V1J1(RT)+V2J2(RT)
（23）
J1（RT）和 J2（RT）分别是非晶相和α -FeSi 相的
幸运的是，在 Fe 基纳米晶合金中，α -FeSi 晶 粒的饱和磁致伸缩系数 λFs eSi 为负值(~－6×10－6)，而
残余非晶相基体的饱和磁致伸缩系数 λasm 为正值 （~25×10－6），合金的饱和磁致伸缩系数 λs 由下式 给出：
λs
=
v cr
λ
FeSi s
+ (1 −
vcr )λasm
（1）α -FeSi 相，一种体心立方固溶体，含 ~20at% Si，几乎不含 Nb 和 B。
（2）残余非晶相，含有~10-15at% Nb 和 B， ~5at% Si，几乎不含 Cu。
（3）富 Cu 相，含有~ 60at% Cu 和 30at% Fe， Si、B、Nb 中每一种都小于 5at%。这种富 Cu 颗粒 的尺寸约为 5 nm。
相的体积分数稍有增大，约为 80%，对微结构的影 响不大。顺便指出，Morrish[19]曾根据两相的穆斯
堡 尔 谱 面 积 之 比 确 定 α -FeSi 的 体 积 分 数 约 为
64%，非晶相的体积分数约为 34%，空隙率约 2~3%，与磁极化强度分析结果稍有差别。 3.3 畴壁厚度的估计[19]
图 8 磁场退火处理对纳米晶合金磁滞回线的影响[22]
从初始磁导率比较，无磁场退火合金在低于 150 kHz 的频率下有很高的磁导率，横向场退火合 金在 100kHz 以下磁导率可达 3×104，比其他类型 的退火合金高频磁导率要高，而纵向场退火合金磁 导率的频率依赖性要劣于其他类型的退火合金。纳 米晶合金具有优异的磁性热稳定性。这一点超过了 非晶态合金，甚至超过坡莫合金，可使其应用温度 提高到大约 150°C。 3.5.2 滑移感生各向异性
综述·动态·评论
新型纳米晶软磁合金及其应用（二）
张世远
（固体微结构物理国家重点实验室，南京大学物理系，江苏南京 210093）
3 Fe-Si-B-Cu-Nb 纳米晶合金
这种纳米晶合金是最先发现的新型软磁材料。 它们优异的软磁性能是通过由单辊快淬法制备的 非晶薄带在一定温度下退火而产生的。因此研究退 火过程中微结构的变化十分重要。 3.1 退火过程中的微结构演变
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图 5 退火温度对纳米晶磁性的影响[9]
图 6 非晶态和纳米晶合金饱和磁极化 强度的温度依赖性[8]
3.2 饱和磁化强度
Fe73.5Si13.5B9Cu1Nb3 纳米晶合金的饱和磁化强 度 Js 主要由α -FeSi 晶粒的成分及体积分数决定。 一般 Js = µ0 Ms =1.21~1.25T。这种合金在淬态下为 单一的非晶相，饱和磁化强度的温度依赖性可用下
畴壁预计还要窄得多。因此，比值 δ /D 似乎要更 大，至少为 10，或许可达 200 左右，如图 7 所示。 该图中，畴壁的刚性界面是过于简化的；实际上， 畴壁面或许不是笔直的。在这种材料中，因为 α -FeSi 纳米晶直径小于畴壁厚度的 10%，因此畴 壁钉扎很小。
图 7 纳米晶材料中 180°畴壁示意图[19]
过磁场退火来实现这一点。磁场退火通过（原子）

对（方向）有序沿平行于外场方向感生一易轴。最
后得到的矩形回线表明，感生各向异性超过了其他
各向异性的贡献而占有优势。还有，当各向异性常
数 Ku 足够小时就可以获得最高的磁导率。