CoFeBSiNb非晶合金带材纵向驱动巨磁阻抗效应研究*

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．