Giới thiệu

Hợp kim từ mềm vô định hình và nano tinh thể, với tư cách là thế hệ vật liệu mới tiết kiệm năng lượng và thân thiện với môi trường, có những ưu điểm như độ kháng từ Hc thấp, độ thẩm thấu μ cao, đặc tính tần số tốt và từ hóa bão hòa Ms cao; chúng được ứng dụng rộng rãi trong các lĩnh vực điện tử công suất như cuộn cảm, bộ khuếch đại từ và máy biến áp. Một thành phần điển hình là Fe-Si-B-Cu-Nb (được gọi là Finemet) do Yoshizawa đề xuất, người đã chỉ ra rằng các hạt nano có kích thước khoảng 10 nm được phân bố đồng đều trong ma trận vô định hình, tạo nên cấu trúc hỗn hợp hai pha. Theo lý thuyết về sắt từ, cơ chế từ hóa của vật liệu nano tinh thể chủ yếu phụ thuộc vào sự dị hướng từ tinh thể cục bộ và tương tác trao đổi sắt từ, vốn liên quan chặt chẽ đến cấu trúc vi mô. Suzuki cho rằng các tinh thể nano kết tủa ngẫu nhiên từ ma trận vô định hình sau khi xử lý nhiệt, dẫn đến sự dị hướng từ ngẫu nhiên. Đồng thời, sự tương tác trao đổi giữa các hạt tinh thể khác nhau làm cho các mômen từ sắp xếp song song, ngăn cản quá trình từ hóa diễn ra theo hướng dễ từ hóa của từng hạt tinh thể. Dị hướng từ tinh thể K1 được trung bình hóa bởi nhiều hạt tinh thể, dẫn đến dị hướng hiệu dụng thấp. Theo mô hình này, nếu quá trình từ hóa được coi là quá trình quay đồng nhất của các spin, thì độ thẩm thấu và độ kháng từ của vật liệu chỉ phụ thuộc vào . Do đó, khi kích thước hạt D nhỏ hơn chiều dài trao đổi sắt từ Lex, việc làm mịn hạt sẽ giúp đạt được các tính chất từ mềm tuyệt vời.

Một cách sáng tạo, việc làm mịn hạt có mối liên hệ chặt chẽ với quá trình kết tinh của các hợp kim vô định hình dựa trên sắt, vốn chủ yếu phụ thuộc vào thành phần và quá trình xử lý nhiệt. Như chúng ta đều biết, nguyên tố Cu liên quan đến sự khởi đầu hạt nhân và nguyên tố Nb đóng vai trò then chốt trong quá trình phát triển hạt, góp phần hình thành các hợp kim nano tinh thể Finemet. Trước đây, Hono et al. đã báo cáo rằng việc bổ sung Cu gây ra những dao động về nồng độ nguyên tử Fe trong ma trận vô định hình, từ đó thúc đẩy sự hình thành mật độ cao các hạt nhân α-Fe; trong khi đó, các nguyên tử Nb làm tăng nhiệt độ kết tinh của vùng xung quanh hạt nhân tinh thể α-Fe và ngăn cản sự lớn lên của các hạt tinh thể, dẫn đến hình thành một cấu trúc tinh thể nano mịn. Ngoài ra, do các cụm Cu hình thành trước quá trình kết tinh và tạo ra một bề mặt giao diện mới trong ma trận vô định hình, sự tương thích phù hợp giữa mặt phẳng (111) của các cụm Cu và mặt phẳng (110) của mạng tinh thể Fe giúp giảm năng lượng giao diện cũng như hạ thấp năng lượng kích hoạt cần thiết cho sự kết tủa pha α-Fe. Do đó, chúng ta thường coi các cụm giàu Cu với mật độ cao là một trong những chỉ số quan trọng để đạt được sự phân bố mật độ cao, mịn hơn và đồng đều hơn của các hạt α-Fe. Tuy nhiên, hàm lượng Cu không từ tính cao tất yếu dẫn đến sự giảm tổng thể của điểm bão hòa Ms. Xét rằng các nguyên tử Cu và Fe bị đóng băng trong cấu trúc vô định hình nhờ quá trình làm nguội nhanh, kích thước, mật độ và sự phân bố của các cụm Cu chịu ảnh hưởng trực tiếp từ quá trình ủ. Để tránh hạn chế do hàm lượng Cu cao, quá trình ủ cần được tối ưu hóa và nghiên cứu sâu hơn nhằm đạt được một vi cấu trúc đồng đều và mịn hơn.

Trên thực tế, sự tiến hóa vi cấu trúc của hợp kim nano tinh thể Finemet không chỉ liên quan đến hàm lượng Cu, vốn tận dụng sự phân bố vi mô để thúc đẩy quá trình kết tủa các hạt nhân α-Fe, mà còn phụ thuộc vào quá trình ủ nhằm loại bỏ ứng suất nội dư sinh ra trong quá trình đông đặc nhanh. Do độ hòa tan thấp của Cu trong nền Fe, các nguyên tử Cu tập trung lại thành các cụm có kích thước khoảng 5 nm trước khi kết tinh, điều này tạo thuận lợi cho sự hình thành các tinh thể nano. Sharma và cộng sự đã báo cáo rằng quá trình ủ hai bước giúp điều chỉnh vi cấu trúc liên quan đến tốc độ nucleation và tốc độ tăng trưởng, từ đó đạt được sự kiểm soát các tính chất từ tính. Xét rằng sự tập trung của các nguyên tử giàu Cu và quá trình kết tủa pha α-Fe(Si) rất nhạy cảm với nhiệt độ ủ, việc kiểm soát chính xác các thông số trong quá trình ủ từng bước là một phương pháp hiệu quả để đạt được các cấu trúc nano tinh xảo. Tuy nhiên, bằng cách điều chỉnh kích thước, tỷ lệ thể tích và sự phân bố của các hạt nano trong toàn bộ quá trình ủ, cơ chế ảnh hưởng của xử lý nhiệt kết tinh từng bước lên sự tiến hóa của các cụm Cu và các tính chất từ mềm của chúng vẫn chưa rõ ràng. Trong bài báo này, nhằm làm sáng tỏ mối quan hệ giữa sự tiến hóa vi cấu trúc và các tính chất từ, chúng tôi đã nghiên cứu một cách có hệ thống cơ chế kết tinh, các tính chất từ mềm cũng như đặc tính tần số của hợp kim vô định hình Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 giàu Si do nhiệt độ ủ gây ra.

1. Chi tiết thí nghiệm

Thỏi hợp kim với thành phần hóa học danh định là Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 (Finemet điển hình) được chế tạo bằng phương pháp nấu chảy cảm ứng hỗn hợp nguyên liệu công nghiệp gồm 99,9% khối lượng Fe, 99,98% khối lượng Si, 99,8% khối lượng Cu, hợp kim tiền chế chứa 65,9% khối lượng Nb-Fe và hợp kim tiền chế chứa 17,6% khối lượng B - Fe, trong môi trường khí Ar. Các dải ruy-băng đúc nhanh có chiều rộng khoảng 10 mm và độ dày khoảng 23 μm được chế tạo bằng phương pháp đúc quay một cuộn duy nhất trong không khí. Sau đó, các mẫu dải ruy-băng được cuốn thành lõi từ hình xuyến (kích thước Փ20mm×12mm×8mm) bằng máy cuốn điện đơn giản. Các lõi từ đã ủ được tiến hành theo quy trình hai bước trong lò chân không dạng ống. Đầu tiên, các lõi từ được gia nhiệt đến 480 ℃ trong 15 phút với tốc độ gia nhiệt 10 ℃/phút trong môi trường nitơ lưu thông nhằm đảm bảo nhiệt độ của lõi đồng bộ với nhiệt độ lò nhờ truyền nhiệt bức xạ. Tiếp theo, các mẫu tiếp tục được gia nhiệt đến nhiệt độ ủ cụ thể (Ta ~ 520 ℃ - 570 ℃) trong 60 phút với tốc độ gia nhiệt 1 ℃/phút. Tốc độ gia nhiệt thấp giúp duy trì sự đồng đều giữa nhiệt độ bên trong và bên ngoài lõi từ, từ đó đạt được cấu trúc vi mô đồng nhất hơn. Cuối cùng, các lõi từ được để nguội tự nhiên xuống nhiệt độ phòng.

Sự tiến hóa vi cấu trúc của dải băng nguội đúc và ủ được xác định bằng phương pháp nhiễu xạ tia X (XRD, Bruker D8 Advance) với bức xạ Co Kα1, kính hiển vi điện tử truyền qua độ phân giải cao (HRTEM), phổ tán xạ năng lượng (EDS) và hình ảnh HAADF-STEM (TEM, FEI Talos F200X). Các mẫu dùng để quan sát bằng TEM và HAADF-STEM được chuẩn bị bằng phương pháp nghiền ion (Gatan 695). Tính ổn định nhiệt của dải băng được đánh giá bằng phương pháp đo calorimetry quét vi sai (DSC, NETZSCH 449 F3) với tốc độ gia nhiệt 10 ℃/phút. Cấu trúc miền từ được quan sát bằng kính hiển vi hiệu ứng Kerr từ quang (MOKE, Evico), sử dụng chế độ xuyên & phân cực với hướng độ nhạy có thể điều chỉnh dọc theo bề mặt trần không khí của trục dải băng. Từ độ bão hòa Ms và cường độ kháng từ Hc được đo bằng máy đo từ mẫu rung (VSM, PPMS-9) dưới trường tác động tối đa 3000 Oe (≈240 kA/m) và máy ghi vòng từ B-H một chiều (Linkjoin MATS-2010SA) dưới trường tác động 80 A/m, tương ứng. Độ tự cảm (L) và trở kháng của các lõi từ được đo bằng máy phân tích trở kháng (Agilent 4294A) với trường từ xoay chiều 0,6 A/m đặt trong cuộn dây một vòng.

2. Kết quả và Thảo luận

Hình 1(a) thể hiện phổ XRD của dải đúc nhanh giàu Si Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 lấy từ bề mặt tự do. Phổ XRD của dải đúc nhanh chỉ xuất hiện một đỉnh nhiễu xạ khuếch tán rộng tại 2θ ≈ 45° mà không có bất kỳ đỉnh kết tinh rõ rệt nào, điều này cho thấy sự hình thành hoàn toàn cấu trúc vô định hình. Để tiến hành phân tích cấu trúc sâu hơn, phương pháp kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM) đã được thực hiện. Có thể quan sát rõ rằng không có sự tương phản pha rõ rệt trong Hình 1(b), và phổ nhiễu xạ điện tử vùng chọn lọc (SAED) tương ứng cho thấy các vòng nhiễu xạ khuếch tán mà không có bất kỳ chấm nào (Hình 1(c)), điều này thể hiện các đặc trưng nhiễu xạ cổ điển của trạng thái vô định hình với cấu trúc hỗn loạn tầm xa, phù hợp với kết quả phổ XRD. Như thể hiện trong Hình 1(d), đường cong DSC của dải vô định hình Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 đúc nhanh được đo ở tốc độ gia nhiệt 10 ℃/phút. Hai đỉnh tỏa nhiệt rõ rệt được phát hiện trên đường cong, cho thấy quá trình kết tinh của hợp kim vô định hình là một quá trình chuyển tiếp từ pha vô định hình bền năng lượng cao sang pha kết tinh ổn định năng lượng thấp. Theo các báo cáo trước đây, nhiệt độ khởi đầu của hai đỉnh này lần lượt biểu thị sự kết tủa pha α-Fe(Si) và sự kết tinh của pha vô định hình còn lại gắn liền với các hợp chất thứ cấp Fe-(B, P). Điều đáng chú ý là mẫu giàu Si cho thấy sự chênh lệch nhiệt độ ∆T (=Tx2-Tx1) lớn hơn 170 ℃, điều này gợi ý khả năng nhiệt tốt, nghĩa là có nhiều khoảng trống kết tinh hơn để tối ưu hóa cấu trúc vi mô kết tinh cũng như ổn định pha vô định hình còn lại, nhằm đạt được pha α-Fe đơn nhất, đồng đều và mịn mà không có bất kỳ hợp chất nào khác.

Hình 1. (a) Phổ nhiễu xạ tia X, (b) hình ảnh trường sáng điển hình thu được bằng kính hiển vi điện tử truyền qua (TEM), (c) phổ nhiễu xạ điện tử khu vực chọn lọc (SAED) tương ứng, và (d) đường cong DSC cho dải băng hợp kim Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 được đúc nguội nhanh.

Sau đó, sự biến đổi vi cấu trúc của mẫu sau một loạt quá trình ủ ở nhiệt độ từ 520 đến 570 ℃ được nghiên cứu một cách có hệ thống. Các phổ XRD của dải ủ theo quy trình hai bước được thể hiện trong Hình 2(a). Khi ủ ở nhiệt độ thấp hơn (~520 ℃ gần Tx1), một số đỉnh sắc nét cường độ thấp được phát hiện, cho thấy mẫu bắt đầu kết tinh và một lượng nhỏ pha α-Fe(Si) đã kết tủa khỏi nền vô định hình. Rõ ràng, cường độ của các đỉnh, đặc biệt tại 2θ ≈ 45°, 65° và 82°, tăng dần theo nhiệt độ ủ Ta, dẫn đến tỷ lệ thể tích cao của pha kết tinh. Cần lưu ý rằng trong quá trình ủ, chỉ tồn tại duy nhất pha α-Fe(Si) trong nền vô định hình, tạo thành cấu trúc hai pha với sự đồng tồn tại của pha nền vô định hình và pha nano kết tinh. Do đó, vi cấu trúc của dải ủ chỉ bị ảnh hưởng bởi kích thước hạt và tỷ lệ thể tích của pha α-Fe(Si), vốn phụ thuộc trực tiếp vào quá trình tạo mầm, kết tủa và tăng trưởng hạt. Theo đó, các ảnh TEM trường sáng, các phổ SAED tương ứng và phân bố kích thước hạt trung bình của dải ủ điển hình đã được quan sát thêm. Rõ ràng, vùng vô định hình sau khi ủ ở nhiệt độ điển hình này gần như không còn nhìn thấy được, nghĩa là các hạt α-Fe(Si) đã kết tủa hoàn toàn. Như được thể hiện trong Hình 2(b)-(c), khi mẫu được ủ ở 560 ℃, tỷ lệ thể tích cao hơn và các hạt nano mịn hơn được phân bố đồng đều trong nền vô định hình; những hạt này có thể xác định là pha α-Fe(Si) tương ứng với các mặt (110), (200), (211) và (220) trong các phổ (Hình 2(b1)), tương tự như dải ủ ở 570 ℃ (Hình 2(d)-(e)). Sự khác biệt nằm ở chỗ nhiệt độ ủ Ta cao hơn làm cho các hạt α-Fe(Si) phát triển quá mức, dẫn đến kích thước hạt trung bình lớn hơn khoảng 14,2 nm (Hình 2(d2)), gây ra hiện tượng thô hóa cấu trúc nano. Đặc biệt, so với dải ủ ở nhiệt độ Ta cao hơn, mẫu ủ ở 560 ℃ thể hiện vi cấu trúc đồng đều hơn với phân bố hạt hẹp hơn nhiều, từ 7 đến 17 nm (Hình 2(b2)), nhờ đó đạt được sự tinh chế và đồng nhất hóa cấu trúc nano.

Hình 2. Sự tiến hóa cấu trúc vi mô của dải hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 được ủ ở các nhiệt độ khác nhau bằng quy trình ủ hai bước. (a) Các phổ XRD, (b)-(c) Hình ảnh TEM trường sáng: (b1) các phổ SAED tương ứng và (b2) phân bố kích thước hạt khi ủ ở 560 ℃, (d)-(e) Hình ảnh TEM trường sáng: (d1) các phổ SAED tương ứng và (d2) phân bố kích thước hạt khi ủ ở 570 ℃.

Hình 3 hiển thị hình ảnh quét TEM trường tối vòng góc cao (HADDF-STEM) và hình ảnh phân bố các nguyên tố của dải hợp kim Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 giàu Si được ủ ở 560 ℃ và 570 ℃. Hàm lượng thấp của nguyên tố nhẹ B khó được phát hiện bằng phương pháp HADDF-STEM. Phân bố các nguyên tố liên quan trong mẫu ủ ở 560 ℃ dường như tương tự như trong mẫu ủ ở 570 ℃. Do độ hòa tan thấp của Cu trong mạng tinh thể Fe, các cụm giàu Cu được hình thành từ một số lượng lớn nguyên tử Cu sẽ kết tủa khỏi nền vô định hình và phân bố tập trung tại các vùng giàu Fe. Các mẫu ủ cho thấy sự phân bố đồng đều tương ứng với nguyên tố Si và Nb (Hình 3d1-e1 và d2-e2), đồng thời xuất hiện sự không đồng nhất cục bộ gắn liền với vùng giàu Fe và vùng thiếu Fe. Như có thể thấy từ Hình 3(c), có sự khác biệt đáng kể về nồng độ trong các vòng tròn, điều này cho thấy các vùng giàu Fe, trùng khớp với vị trí của các hạt nano tinh thể xác định từ hình ảnh HADDF-STEM (Hình 3a1 và a2). Đáng chú ý, các vùng thiếu Fe dường như được chiếm giữ bởi các cụm Cu, trong khi nguyên tố Fe bao quanh các cụm Cu để tạo nên vùng giàu Fe; điều này cho thấy các cụm Cu vẫn nằm tại ranh giới α-Fe(Si)/vô định hình và tiếp xúc trực tiếp với các hạt α-Fe(Si). Hiện tượng này phù hợp với lý thuyết tiêu biểu về quá trình tạo nano hóa đối với hợp kim Finemet do Hono et al. [18] công bố, theo đó họ chỉ ra rằng sự tích tụ Cu gây ra biến động về nồng độ nguyên tử Fe giữa các cụm giàu Cu, dẫn đến sự không đồng nhất cục bộ của các nguyên tố Fe với hàm lượng cao. Thực tế, sự biến động này tạo ra nhiều vị trí mầm hơn cho sự kết tủa pha α-Fe(Si), góp phần tạo nên cấu trúc nano hai pha đồng nhất hơn với sự đồng tồn tại của pha nano tinh thể và nền vô định hình.

Ngoài ra, chúng ta biết rằng sự hình thành cấu trúc nano tinh thể có thể được quy cho các cụm Cu trong ma trận vô định hình. Để hiểu một cách toàn diện về hình thái của các cụm Cu trong ma trận vô định hình, các ảnh TEM trường sáng, phổ SAED, ảnh TEM độ phân giải cao và các profile tia X phân tán năng lượng tương ứng của hợp kim đã được nung nóng ở 560 ℃ đã được ghi nhận và trình bày trong Hình 4. Cấu trúc vi mô của mẫu nung nóng chỉ bao gồm pha α-Fe(Si), pha ma trận vô định hình còn lại và các cụm Cu. Như ta có thể thấy, trong Hình 4(a) và (b), các cụm Cu dường như được bao quanh bởi các hạt α-Fe(Si). Ngoài ra, các cụm có kích thước hạt khoảng 10 nm (Hình 4c) với cấu trúc FCC (Hình 4d) được gắn vào ma trận vô định hình; điều này tương tự như quá trình tạo mầm của các hạt α-Fe(Si) xảy ra trên các cụm Cu. Dữ liệu phân tích EDX được trình bày trong Hình 4(e)-(g), thu được từ cụm Cu cấu trúc FCC, ma trận vô định hình còn lại và pha α-Fe(Si) cấu trúc BCC lần lượt, cho thấy rằng các cụm Cu cung cấp các vị trí tạo mầm trong ma trận vô định hình để kết tủa và phát triển các hạt α-Fe(Si). Theo lý thuyết về sự tạo mầm không đồng nhất [30], sự khớp nối phù hợp giữa mặt phẳng (111) của cụm Cu cấu trúc FCC và mặt phẳng (110) của mạng Fe cấu trúc BCC làm giảm năng lượng bề mặt và tổng năng lượng tự do cho quá trình kết tủa các hạt α-Fe(Si). Đồng thời, do enthalpy hỗn hợp dương lớn giữa các nguyên tố Cu và Fe, các nguyên tử Fe bị đẩy ra khỏi vùng giàu Cu và tập trung tại ranh giới giữa Cu và ma trận vô định hình, điều này thúc đẩy sự tạo mầm của các hạt α-Fe(Si) trên các vùng giàu Cu hoặc tại ranh giới giữa cụm Cu và ma trận vô định hình, từ đó gây ra hiện tượng tạo mầm không đồng nhất. Kết hợp với Hình 3, chúng ta có thể suy ra rằng các cụm Cu đóng vai trò then chốt trong việc hình thành các hạt nano tinh thể; chúng không chỉ gây ra sự dao động nồng độ nguyên tố Fe giữa các cụm Cu mà còn đóng vai trò là các vị trí tạo mầm cho các hạt α-Fe(Si), giúp thúc đẩy quá trình tạo mầm không đồng nhất. Do đó, các kết quả này chỉ ra rằng cơ chế tạo nano tinh thể của các hợp kim vô định hình Finemet có thể được quy cho tác động lẫn nhau giữa sự dao động nồng độ nguyên tố và quá trình tạo mầm không đồng nhất.

Hình 3. Hình ảnh HAADF-STEM (a1, a2) và bản đồ phân bố các nguyên tố Cu, Fe, Si, Nb (b1-e1, b2-e2) của dải hợp kim Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 giàu Si được ủ ở các nhiệt độ điển hình: (a1-e1) Ta~560 ℃, (a2-e2) Ta~570 ℃.

Hình 4. Cấu trúc vi mô của hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 sau khi ủ ở 560 ℃. (a) Hình ảnh TEM trường sáng; (b) Hình ảnh HRTEM của vùng phóng đại trong hộp; (c) Vùng phóng đại của khu vực A như được chỉ ra trong (b), kèm theo (d) phổ FFT; (e)-(g) Các đường biểu diễn phổ EDX lấy từ (b) khu vực A, khu vực B và khu vực C tương ứng.

Ngoài ra, quá trình ủ không chỉ ảnh hưởng đến cấu trúc vi mô mà còn làm thay đổi cấu trúc miền từ, vốn liên quan chặt chẽ đến các đặc tính từ. Hình 5 thể hiện sự biến đổi của cấu trúc miền từ đối với dải hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 sau khi ủ ở nhiệt độ từ 520 đến 570 ℃ trong trường từ bằng không. Khi ủ dưới 540 ℃, các mẫu thể hiện dạng miền từ sọc đều đặn với định hướng ưu tiên. Như được minh họa trong Hình 5(a) và (b), các vách miền có hình dạng đường thẳng với các vách 180°, khoảng cách giữa các vách miền liền kề tương đối đồng đều và nhỏ, điều này cho thấy mẫu có cấu trúc miền từ phân bố đồng nhất. Ngoài ra, từ Hình 5(c) có thể thấy rằng sự di chuyển của vách miền từ do nhiệt độ gây ra làm tăng chiều rộng của miền từ và tạo thành các miền từ zích zắc song song với mật độ nhánh cao, thể hiện hiệu ứng ghìm từ mạnh hơn. Sau khi ủ ở 560 ℃, cấu trúc từ của mẫu thay đổi từ các miền đa sọc mật độ cao khoảng 3 μm sang các miền sọc mở rộng trên 50 μm với nhiều điểm ghìm từ (trong Hình 5(d)); điều này cho thấy sự thay đổi về cấu trúc miền sau khi ủ có liên quan trực tiếp đến ứng suất nội tại. Đáng chú ý là, khi tiếp tục tăng nhiệt độ ủ, các điểm ghìm từ dần biến mất, và chỉ còn lại hai miền sọc đều đặn, rộng và thẳng, xen kẽ sáng tối, như minh họa trong Hình 5(e), điều này cho thấy hiệu ứng ghìm từ giảm đi và năng lượng vách miền thấp hơn. Cần lưu ý rằng sự hình thành các miền từ là kết quả tất yếu của các loại năng lượng khác nhau trong nam châm, bao gồm năng lượng trao đổi, khử từ, dị hướng từ tinh thể và năng lượng vách miền, tuân theo nguyên lý năng lượng thấp nhất. Trong số đó, năng lượng cực thấp của trường khử từ chính là nguyên nhân cốt lõi dẫn đến sự hình thành các miền từ, thúc đẩy nam châm phân chia thành rất nhiều miền nhỏ. Thực tế, do sự định hướng không đồng nhất của các mômen từ trong các vách miền từ, việc tăng cường năng lượng vách miền do sự xuất hiện của nhiều miền từ làm gia tăng năng lượng trao đổi và dị hướng từ tinh thể, từ đó tác động đến các đặc tính từ. Do đó, chúng ta có thể kết luận rằng nhiệt độ ủ đã thúc đẩy sự tiến hóa của cấu trúc từ, cân bằng năng lượng trường khử từ và năng lượng vách miền, đồng thời làm giảm hiệu ứng ghìm từ, dẫn đến dị hướng từ thấp và kiểm soát hiệu quả các miền từ, nhờ đó đạt được các đặc tính từ mềm tổng hợp vượt trội hơn.

Hình 5. Cấu trúc miền từ của dải hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 được ủ ở (a) 520 ℃, (b) 540 ℃, (c) 550 ℃, (d) 560 ℃ và (e) 570 ℃.

Để xem xét thêm mối quan hệ giữa các tính chất, cấu trúc vi mô và sự tiến hóa của cấu trúc từ, các tính chất từ tĩnh và động của mẫu đã được ủ được đo đạc. Hình 6(a) thể hiện các vòng từ hồi quy điển hình của hợp kim nano tinh thể Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 được ủ ở nhiệt độ từ 520 đến 570 ℃. Như được phóng đại trong hình phụ (b), không có sự thay đổi rõ rệt nào trong các vòng từ của mẫu ở các nhiệt độ ủ khác nhau, và Ms của nó dao động trong khoảng từ 124,8 đến 135,9 emu/g. Ngoài ra, Ms của dải băng tăng lên khi nhiệt độ ủ tăng, sau đó giữ nguyên tại 560 ℃. Đối với các hợp kim nano tinh thể, Ms của hợp kim tỷ lệ thuận với hàm lượng Fe, điều này liên quan chặt chẽ đến phần thể tích của pha vô định hình (Vam) và pha nano tinh thể (Vcr). Có thể biểu diễn Ms theo phương trình sau:

                                         (1)

trong đó Mscr và Msam lần lượt là từ hóa bão hòa của pha tinh thể và pha vô định hình. Ngoài ra, pha vô định hình giữa các tinh thể có Ms thấp hơn, vào khoảng 1,5 T, do hàm lượng lớn các nguyên tố phi kim, thấp hơn nhiều so với pha α-Fe(Si) [31]. Theo Hình 2(a), một lượng lớn các tinh thể nano α-Fe kết tủa từ nền vô định hình khi tiến hành ủ ở nhiệt độ cao, điều này làm tăng đáng kể phân số thể tích của pha α-Fe(Si). Mật độ số lượng lớn của pha nano thúc đẩy sự tương tác trao đổi mạnh mẽ giữa các hạt α-Fe(Si), nhờ đó làm tăng giá trị Ms. Tuy nhiên, khi nhiệt độ ủ tăng lên đến 570 ℃, quá trình ủ ở nhiệt độ cao gây ra sự phát triển quá mức của pha α-Fe(Si), dẫn đến cấu trúc vi mô không đồng nhất, phù hợp với Hình 2(d)-(e). Sự lớn dần của các hạt tinh thể làm giảm tương tác trao đổi giữa các tinh thể, từ đó làm suy giảm các tính chất từ của vật liệu.

Hình 7(a) thể hiện sự biến đổi của từ kháng (Hc) theo nhiệt độ ủ đối với hợp kim nano tinh thể Fe73.5Si15.5B7Cu1Nb3 giàu Si, trong khi hình phụ lục (b) trình bày các vòng từ trễ điển hình tại một số nhiệt độ ủ nhất định. Hợp kim sau khi ủ ở nhiệt độ thấp hơn có Hc cực thấp, dao động từ 520 đến 560 ℃, và người ta quan sát thấy Hc giảm từ 0,88 xuống 0,56 A/m. Tuy nhiên, việc ủ ở nhiệt độ cao hơn dẫn đến suy giảm các tính chất từ của dải băng, và Hc tăng lên tới 2,73 A/m khi nhiệt độ ủ tiếp tục tăng. Ngoài ra, quá trình ủ ở nhiệt độ cao còn làm thay đổi hình dạng của các vòng từ trễ, dẫn đến hiện tượng từ dư thấp. Nhìn chung, Hc không chỉ liên quan đến thành phần hóa học của vật liệu mà còn phụ thuộc vào kích thước hạt, tỷ lệ thể tích và mức độ đồng đều của pha nano tinh thể, vốn chịu ảnh hưởng chủ yếu bởi quá trình ủ. Rõ ràng, nhiệt độ ủ tối ưu sẽ thúc đẩy sự hình thành cấu trúc vi mô đồng đều và mịn, từ đó giúp đạt được các tính chất từ mềm tuyệt vời.

Hình 6. (a) Các vòng trễ từ và (b) phần mở rộng của độ từ hóa bão hòa Ms theo nhiệt độ ủ Ta đối với dải hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3.

Hình 7. (a) Từ trường kháng Hc và (b) đường hysteresis M-H theo nhiệt độ ủ Ta đối với dải hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3.

Hệ số tự cảm được coi là một trong những chỉ tiêu quan trọng để đo đạc các đặc tính từ của vật liệu, đặc biệt là ở tần số cao, nơi nó đóng vai trò lọc và giảm nhiễu. Hình 8(a) thể hiện sự thay đổi của hệ số tự cảm (L) theo tần số từ 1 kHz đến 1 MHz ở các nhiệt độ ủ khác nhau. Tất cả các mẫu ủ đều cho thấy xu hướng tương tự, tức là L tỷ lệ nghịch với tần số. Như minh họa trong Hình 8(b), có ba vùng đặc biệt rõ rệt trong sự biến thiên của L do ảnh hưởng của nhiệt độ ủ, chia thành các dải tần số thấp, trung bình và cao. Trong dải tần số thấp dưới 20 kHz, L trước tiên tăng dần khi nhiệt độ ủ tăng lên đến 560 ℃, sau đó giảm nhanh chóng khi ủ tiếp lên đến 570 ℃. Điều thú vị là L của mẫu ủ ở 550 ℃ giảm chậm trong dải tần số khoảng 20-60 kHz, trong khi mẫu ủ ở 570 ℃ lại có giá trị L cao hơn ở trên 60 kHz. Người ta đã công nhận rằng các đặc tính từ bên ngoài của vật liệu từ mềm vi kết tinh, chẳng hạn như L và Hc, phụ thuộc vào độ dị hướng từ tinh thể, vốn chủ yếu phụ thuộc vào cấu trúc vi mô. Theo mô hình dị hướng ngẫu nhiên [10], khác với cơ chế từ hóa của các vật liệu từ mềm truyền thống, sự liên kết sắt từ mạnh giữa các hạt cỡ nano cùng với định hướng ngẫu nhiên của nhiều từ trường trung bình làm trung hòa độ dị hướng từ tinh thể của từng hạt đơn tinh thể, tạo nên một hằng số dị hướng từ hiệu dụng nhỏ, chính là nguyên nhân cơ bản giúp đạt được các đặc tính từ mềm tuyệt vời. Trong quá trình kết tinh do ủ ở nhiệt độ thấp, phần thể tích nhỏ của pha vi kết tinh dẫn đến khoảng cách giữa các hạt lớn hơn, làm giảm sự tương tác trao đổi giữa các hạt tinh thể, tức là hiệu ứng làm suy yếu do nền vô định hình gây ra. Đồng thời, ứng suất nội tại tồn tại tại ranh giới giữa các hạt vi kết tinh kết tủa và nền vô định hình dẫn đến năng lượng dị hướng từ lớn, làm tăng Hc và giảm L. Việc tăng nhiệt độ ủ thúc đẩy sự hình thành cấu trúc vi kết tinh với mật độ cao, hạt α-Fe phân bố mịn và đồng đều, điều này góp phần tạo nên các đặc tính từ mềm tuyệt vời. Xét đến mối tương quan giữa các đặc tính từ mềm và kích thước hạt, việc ủ ở nhiệt độ cao làm hạt to ra dẫn đến tăng Hc và giảm L. Điều đáng lưu ý là độ dị hướng do sự to hạt gây ra sẽ hạn chế chuyển động và xoay của các vách miền, ảnh hưởng đến các đặc tính tần số cao. Do đó, việc điều chỉnh quá trình ủ nhằm tạo ra độ dị hướng phù hợp giúp kiểm soát hệ số tự cảm và đường trễ từ, từ đó cải thiện hiệu quả các đặc tính tần số cao, qua đó cung cấp hướng dẫn cho các ứng dụng của hợp kim từ mềm vi kết tinh ở các tần số khác nhau.

Hình 8. (a) Biến thiên của độ tự cảm (L) theo nhiệt độ ủ trong dải tần từ 1 kHz đến 1 MHz đối với dải băng hợp kim Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3. (b) Phần chú thích phóng đại một phần của L trong các dải tần nhất định.

Hình 9(a) thể hiện trở kháng (Z) của các mẫu đã được tôi luyện ở các nhiệt độ khác nhau như một hàm của tần số. Rõ ràng là xu hướng biến đổi của Z phù hợp với sự thay đổi của L đối với các dải băng đã được tôi luyện. Như được thể hiện trong Hình 9(b), ở tần số dưới 35 kHz, Z của các mẫu đã được tôi luyện tăng lên khi nhiệt độ tôi luyện tăng, sau đó giảm nhanh chóng tại 570 ℃. Điều thú vị là Z của các dải băng đã được tôi luyện ở 550 ℃ có giá trị cao hơn trong dải tần số từ 35 kHz đến 120 kHz, trong khi Z của các mẫu được tôi luyện ở 570 ℃ chiếm ưu thế ở tần số trên 120 kHz. Theo các phương trình Maxwell và Laudau-Lifshitz, trở kháng Z của dải nano kết tinh có thể được biểu diễn như sau:

δm là độ sâu da liên quan đến từ tính, J0 và J1 là các hàm Bessel, Le là hệ số tự cảm của dải băng, μΦ là độ thẩm thấu của các lõi từ, l là chiều dài của dải băng, a là bán kính của dải băng, và RDC là điện trở một chiều. Kết quả cho thấy rằng Z của vật liệu từ mềm vi kết tinh chủ yếu phụ thuộc vào độ thẩm thấu gắn liền với L, vốn bị ảnh hưởng bởi cấu trúc vi mô và sự dị hướng từ [32-34]. Do đó, ở tần số thấp, cấu trúc vi mô chủ yếu tác động đến cơ chế từ hóa của vật liệu từ mềm vi kết tinh; nhiệt độ ủ tối ưu dẫn đến các hạt nano nhỏ mịn và phân bố đồng đều giúp đạt được Z cao. Khi tần số tăng lên, sự dị hướng từ do ủ nhiệt độ cao tạo ra dần chiếm ưu thế trong quá trình từ hóa, dẫn đến giá trị Z cao hơn.

Hình 9. (a) Trở kháng (Z) là hàm của nhiệt độ ủ đối với hợp kim dải băng Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 trong dải tần từ 1 kHz đến 1 MHz. (b) Phần chú thích về Z được khuếch đại một phần trong các dải tần nhất định.

3. Kết luận

Trong công trình này, cấu trúc vi mô, sự tiến hóa của cấu trúc từ và các đặc tính từ của hợp kim Finemet giàu Si đã được nghiên cứu một cách có hệ thống. Hợp kim phi tinh thể Fe73,5Si15,5B7Cu1Nb3 thể hiện khả năng hình thành pha phi tinh thể cao và độ ổn định nhiệt tốt. Cơ chế kết tinh nano của hợp kim phi tinh thể Finemet sau khi ủ ở nhiệt độ tối ưu được quy cho tác động lẫn nhau giữa dao động nồng độ hóa học và quá trình tạo mầm không đồng nhất, điều này thúc đẩy sự hình thành cấu trúc tinh thể nano với tỷ lệ thể tích cao, nhỏ gọn và phân bố đồng đều, nhờ đó mang lại các đặc tính từ tốt, bao gồm Ms cao 135,4 emu/g và Hc thấp 0,56 A/m, cùng với các đặc tính tần số thấp tuyệt vời. Ngoài ra, quá trình thư giãn cảm ứng tối ưu tạo nên các miền từ quy luật rộng và thẳng, giúp giảm thiểu hiệu ứng ghim từ. Hơn nữa, việc ủ ở nhiệt độ cao làm xuất hiện độ dị hướng thích hợp, ảnh hưởng đến quá trình từ hóa và thay đổi hình dạng của các vòng từ trễ, từ đó cải thiện hiệu quả các đặc tính tần số cao. Những phát hiện của chúng tôi cung cấp hướng dẫn cho việc chế tạo các vật liệu từ mềm nano tinh thể hóa hiệu suất cao thông qua các quá trình ủ cụ thể ở các tần số khác nhau.

Vui lòng lưu ý rằng bài viết này đã được xuất bản trên Science Direct. Bạn không được sử dụng nội dung mà không có sự cho phép.