CoFeBSiNb非晶合金带材纵向驱动巨磁阻抗效应研究*
2012-12-17孙怀君方允樟杨晓红斯剑霄范晓珍林根金
孙怀君, 李 莉, 方允樟, 杨晓红, 斯剑霄, 范晓珍, 林根金
(1.浙江师范大学 数理与信息工程学院,浙江 金华 321004;2.金华职业技术学院 农学院,浙江 金华321007)
0 前言
自Mohri等[1-4]首先在Co基非晶材料中发现巨磁阻抗效应(GMI)以来,由于其在高灵敏磁传感器和磁记录头等方面有着良好的应用前景,引起了业内人士的广泛重视和兴趣[5-8].但是,传统的Co基合金材料由于其非晶形成能力较弱,影响了非晶带材的成材质量,很难做到带材样品的完全非晶,内部结构存在着一定的缺陷,从而导致其软磁性能较差,GMI效应普遍较弱,虽然经过后续的退火工艺可以提高GMI比值,但是同时也使得非晶带材变脆,影响了材料的实际应用.本研究小组在原有的Co基非晶合金基础上,调整了组分元素的比例,适当添加了Nb元素,大大提高了合金的非晶形成能力.同时,发现随着非晶形成能力的提高,其软磁性能也得到了明显的改善,在1 kHz下其有效磁导率超过47 000,并最终成功制备出临界直径 4 mm 的 Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5块体非晶合金材料[9-10].本文利用该Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5块体非晶合金组分制备了非晶带材,并且研究了其在不同退火状态下的GMI效应.
1 实验
将经熔炼的母合金用单辊快淬法喷制成宽度为1 mm、厚度为20 μm的非晶薄带,然后截取样品长度20 mm,在氩气保护下,分别进行500~600℃不同温度的退火处理,用德国布鲁克(Bruker AXS)公司X射线衍射仪(XRD)分析薄带样品的物相变化,扫描速度为10°/min,2θ为20°~80°.用HP4294A型阻抗分析仪测定材料的阻抗,测量时,把样品放入驱动线圈(驱动线圈内径Φ=1.03 mm,选用直径为0.1 mm的漆包线绕制120匝而成)内组成一个等效的阻抗元件,由阻抗分析仪提供10 mA的交变电流通过驱动线圈,产生一个与细丝轴向平行的交流驱动场,这种驱动方式称为纵向驱动.纵向驱动方式的交变电流不直接通过样品,可避免样品引线的接触以及样品本身的焦耳热损耗.直流外磁场由Helmholtz线圈产生,为防止线圈发热影响磁场精度,线圈内部使用循环水进行冷却,直流外磁场方向沿细丝的轴向,为减小地磁场的影响,直流外磁场与地磁场方向垂直.测量时样品均放于Helmholtz线圈正中匀场区.阻抗变化率定义为
式(1)中:Z(Hex)和Z(Hmax)分别是直流偏置磁场为Hex和实验时所加最大磁场Hmax时材料的阻抗.灵敏度的定义如下式所示:
式(2)中:(ΔZ/Z)max为最大巨磁阻抗比;ΔH为巨磁阻抗比曲线的半高宽.
2 结果与讨论
图 1 是铸态 Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金薄带在不同外磁场下的阻抗频谱曲线.由图1可知,外加磁场对样品的阻抗值有着明显的影响,且随着外加磁场的增加,其阻抗值明显下降.这是由于外磁场的作用为单向,因此造成交替振荡的畴壁移动过程被大大抑制,样品的磁导率迅速减小,相应地其阻抗值也急剧地下降,从而得到大幅度单调减小的阻抗频谱曲线.
图 1 铸态 Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5合金带材磁阻抗频谱曲线
图2 是铸态Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金薄带和不同温度退火样品在驱动电流频率f=475 kHz时的纵向驱动磁阻抗比曲线.由图2可见,未经退火的非晶薄带阻抗比曲线呈现单峰状,阻抗比峰值较小,其阻抗比最大值约为1 000%.由于单辊急冷制备的薄带其固化过程中热量的传递方向为横向,使得材料出现纵(轴)向易磁化轴,即具有纵向磁畴结构,并且在纵向驱动模式下,交变驱动场h~与外磁场Hex均在纵向.此时带材在h~作用下的磁化是以畴壁移动为主,而且因为易磁化方向与h~一致,所以带材具有较高的磁导率μi,并相应有较大的巨磁阻抗比值.加上纵向的Hex以后,由于Hex的作用为单向,造成h~作用下交替振荡的畴壁移动过程被大大抑制,带材的磁导率迅速减小,相应地其巨磁阻抗比值也急剧地下降,从而得到大幅度单调减小的巨磁阻抗曲线.经500℃保温退火30 min,由于在制备过程中残留在非晶样品中的内应力已得到部分释放,所以其软磁性能有所改善,阻抗比曲线明显上升,峰值达到1 400%.继续升高温度,内应力进一步得到释放,阻抗比曲线继续上升,其峰值在退火温度为580℃时达到最大,超过2 400%,是铸态时的2.4倍.当进一步提高退火温度至585℃时,由于材料内部开始析出了(Co,Fe)23B6硬磁相(见图3),破坏了合金的软磁性能,使得GMI效应急剧下降,阻抗比峰值也相应地下降.在退火温度达到600℃时,带材阻抗比随着外加磁场变化甚至没有出现明显的变化趋势.
图4是在不同外加磁场下580℃退火Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金带材其阻抗比值随驱动频率的变化情况.由图4可知,在低频段,随着频率的增大,阻抗比值急剧地上升,并且与频率近似呈线性关系,在没有施加外部磁场的情况下,阻抗比值在频率为500 kHz附近时达到最大,与频率为1 kHz时相比,阻抗比值由原先的0.3%升高到近2 500%,增大了8 000倍以上.此后随着频率的继续增大,阻抗比值开始下降,且与频率呈光滑的曲线关系,在频率到达1 MHz时,阻抗比值下降至2 000%.这是由于在低频时,趋肤效应较弱,阻抗Z与频率f的平方根呈线性变化,随着频率的增加而增加,在高频时,趋肤效应明显,造成具体参与作用的磁畴结构比例减少,而且由于同时涡流阻尼增大,材料的磁化受到抑制,导致磁导率下降,从而引起阻抗比下降.如图4所示,随着外加磁场的增大,阻抗比曲线呈现逐渐下降的趋势,这是由于当施加外磁场后,由于外磁场的作用为单向,造成交替振荡的畴壁移动过程被逐渐抑制,带材的磁导率也逐渐减小,相应地其巨磁阻抗比值也逐渐地下降,从而得到逐步降低的阻抗比曲线.
随着频率的变化,退火态带材样品磁阻抗比曲线也会发生不同程度的变化.图5是580℃退火Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金带材频率从50 kHz到1 MHz的磁阻抗比曲线.从图5可以看出,在驱动频率较低时,阻抗比值较小,并且有很宽的“平台”,这是由于在低频处交替振荡的畴壁移动较弱,外磁场对畴壁移动的抑制作用并不明显造成的.随着频率的升高,交替振荡的畴壁移动变得愈加明显,外磁场对畴壁移动的抑制作用也随之增加,阻抗比值也相应地提高,“平台”逐渐缩小,并慢慢向“单峰”状过渡,曲线半高宽也相应地缩小.在频率达到250 kHz时,阻抗比曲线已完全呈“单峰”状,阻抗峰值由原来的200%上升到1 500%,并且曲线在零磁场附近出现了较明显的“尖刺”状,说明此时样品对微弱磁场有非常灵敏的响应,这为提高磁敏传感器灵敏度的开发设计方面提供了一条新的途径.继续增大频率,阻抗比曲线继续上升,“尖刺”也越来越明显,在频率达到500 kHz时,样品的阻抗比达到了最大,此时阻抗比峰值接近2 500%;当再次提高频率到800 kHz时,从图5可见,样品阻抗比曲线略有下降,“尖刺”也开始减小;之后,随着频率的升高,阻抗曲线继续下降,在f=1 MHz时,阻抗比峰值下降为2 000%.
图5 Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5合金带材GMI曲线随频率的变化关系
图6 是580℃退火Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金带材巨磁阻抗效应灵敏度随频率的变化曲线.从图6可以看出,在频率较低时,随着频率的增大,灵敏度急剧地上升,并且在200 kHz到400 kHz的频率段,灵敏度与频率近似呈线性关系,灵敏度在频率为600 kHz时达到最大,与频率为50 Hz时相比,灵敏度由原先的1%/(A·m-1)升高到115%/(A·m-1),增大了100倍以上.此后,随着频率的继续增大,灵敏度值开始下降,在频率到达1 MHz时,灵敏度值下降至96%/(A·m-1).
图7是铸态Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金薄带和不同温度退火样品在驱动频率为600 kHz附近时其巨磁阻抗效应灵敏度随退火温度的变化曲线.从图7可以看出,Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5非晶合金带材在铸态时其灵敏度较低,约为19%/(A·m-1);随着退火温度的提高,由于在制备过程中残留在非晶样品中的内应力逐渐得到释放,所以其软磁性能有所改善,巨磁阻抗效应越来越明显,其灵敏度也随之提高,并且在退火温度为580℃时达到最大,其大小为114%/(A·m-1),是未退火时样品灵敏度的6倍;当进一步提高退火温度至585℃时,由于材料内部开始析出了(Co,Fe)23B6复杂相,正是由于此复杂相的析出,破坏了合金的软磁性能,使得GMI效应急剧下降,灵敏度也随着下降,在退火温度达到590℃时,合金带材灵敏度降至7%/(A·m-1).
3 结论
Co63Fe4B22.4Si5.6Nb5合金带材纵向驱动GMI效应随着退火温度的升高呈现了先增强后减弱的趋势.在退火初期,由于内应力的释放,使得材料内部纵向磁畴结构的取向更加一致,导致了GMI曲线的上升,并且阻抗比值在退火温度为580℃时达到最大值,约为2 400%,其GMI效应灵敏度也达到最大,为114%/(A·m-1).随着退火温度的继续上升,材料内部析出了(Co,Fe)23B6复杂相,破坏了合金材料的软磁性能,导致了阻抗比值和灵敏度的急剧下降.
[1]Mohri K,Kawashiwa K,Yoshida H,et al.Magneto-inductive effect(MI effect)in amorphous wires[J].IEEE Trans Magn,1992,28(5):3150-3152.
[2]Indaa K,Mohri K,Inuzuka K.Quike response large current senor using amorphous Ml element resonant multivibrator[J].IEEE Trans Magn,1994,30(6):4623-4625.
[3]Takagi M,Katoh M,Mohri K,et al.Magnet displacement sensor using Ml elements for eyelid movement sensing[J].IEEE Trans Magn,1993,29(6):3340-3342.
[4]Mohri K,Kawashima K,Kohzawa K.Magneto inductive effect in tension annealed amorphous wire sand MI sensors[J].IEEE Trans Magn,1993,29(6):3168-3170.
[5]Phan M H,Peng H X.Giant magnetoimpedance materials:fundamentals and applications[J].Prog Mater Sci,2008,53(2):323-420.
[6]Melo L G C,Menard D,Yelon A,et al.Optimization of the magnetic noise and sensitivity of giant magnetoimpedance sensors[J].J Appl Phys,2008,103(3):033903.
[7]Knobel K.Giant magnetoimpedance:concepts and recent progress[J].J Magn Magn Mater,2002,242/243/244/245(1):33-40.
[8]Olsen J.Fine fibres by melt extract ion[J].Mater Scie Engin A,1994,178(1/2):239-243.
[9]Sun H J,Man Q K,Dong Y Q,et al.Effect of Nb addition on the glass-forming ability,mechanical and soft-magnetic properties in(Co0.942Fe0.058)72-xNbxB22.4Si5.6bulk glassy alloys[J].J Alloys Compd,2010,504(1):S31-S33.
[10]Sun H J,Man Q K,Dong Y Q,et al.Effects of B and Si contents on glass-forming ability and soft-magnetic properties in(Co0.89Fe0.057Nb0.053)100-x(B0.8Si0.2)xglassy alloys[J].J Appl Phys,2010,107(9):09A319.