具有极低矫正性的机械强和延性软磁铁

　　图3a，B显示了MCA的磁性。所有合金均显示典型的软铁磁行为。M-MCA表现出极低的矫正（HC）的出色组合，为78±3 A M-1（小于1 OE），中度饱和磁化（MS）为100.2±0.2 A m2 kg-1。我们确定了具有较大平均粒径的合金变体的较高MS（请参见图3A中的插图）。其原因是固有磁性行为的变化，如热磁曲线所示的较高的居里温度（TC）所示（扩展数据图4A）。在S-MCA中观察到斜坡的两个不同的变化，表明两个铁磁相。相比之下，在M-MCA和L-MCA材料中仅观察到一幅急剧下降，表明仅存在一个铁磁相。通过测量高温下MCA的磁性行为进一步证实（扩展数据图4B）。考虑到FCC和L12阶段都包含高浓度的铁磁元素，我们通过将这两个阶段铸造为单独的大量样品，研究了他们的个体磁反应，其各自从APT分析中获得的相应的名义组成（有关详细信息，请参见方法）。结果表明L12散装相是顺磁性的，而FCC矩阵在M-MCA中是铁磁性（扩展数据图4C）。由于不同的分配，L12相的磁行为从S-MCA材料变体中的铁磁变为M-MCA和L-MCA材料中的顺磁性。这种过渡背后的机制是内在的自旋比对的变化，这与化学成分的变化有关（扩展数据图5）和退火过程中的顺序。MCA的饱和磁化的总体增加是粒子粗化的函数归因于由于元素分配而变化的FCC基质组成（扩展数据图5），即，即，即特别是FCC基质中所得更高浓度（Fe+CO）。这种效果增强了每个配方单元的总平均磁矩，并导致更高的MS 。　　为了进一步了解M-MCA磁反应背后的机制，我们在不同的施加磁场强度下使用磁光光学效应（MOKE）显微镜（图3C）研究了域结构。从AC消灭状态到40 ka M -1的应用场开始，磁域的成核均匀地分布在晶粒内。进一步增加了应用场（155 ka M -1）导致域壁的运动和能量有利的域的生长。这些结构域在谷物内部不受影响，但会阻碍晶粒和双边界（扩展数据图6）。图3D总结了不同退火状态下所有MCA样品的固定平均粒径分布。如图7所示，通过制定自动处理协议来获取数据。该强制性首先从763 A A M-1（S-MCA，平均粒径24 nm）降低到每M-1（M-MCA ，平均粒径91 nm），然后增加，然后增加，然后增加1,745 A m-1 A m-1（L-MCA ，L-MCA，平均粒径255 nm）。随着退火时间的增加，平均粒径和晶粒尺寸单调增加（扩展数据表1）。由于MCAS材料的晶粒尺寸高于关键的单域大小，因此其矫正性随着晶粒变色而降低，遵循固执依赖性为HC 1/D的晶粒尺寸依赖性（其中D是晶粒尺寸）13 。然而，与实验观察到的值相比，由于晶粒的结晶而导致的施加性降低的大小可忽略不计：根据S-MCA和M-MCA材料变体之间的模型计算，差异为2 a m-1，但实验观察到的差异为775 a m-1。因此，晶粒内域壁不可逆位移所需的能量是极低的顽固性的确定效果。　　因此，在早期颗粒变形阶段（91 nm）处的可训练的显着降低归因于矩阵和颗粒之间的整体相干应力的逐渐减小，这是由于它们的平均大小增加。更具体地说，特定表面积×集成晶格失配的值从S-MCA材料中的1.09×106 M-1降低到M-MCA材料中的4.08×105 m-1 。当将退火时间从1小时增加到5小时时，基质中的位错密度从S-MCA材料中的1.50×1014 M-2降低到M-MCA材料中的9.32×1013 M-2（请参阅方法）。位错密度的降低降低了可以固定域壁的相关弹性失真场。尽管弹性失真和位错密度随着颗粒的变形而降低，但L-MCA材料的固定性增加。提出了两种主要机制来解释这一点。首先，L-MCA中的平均粒径和相关的应变场变得大于域壁宽度（ΔW），从而导致域壁固定。L-MCA的ΔW为117 nm，平均粒径更大，为255 nm ，而M-MCA的平均粒径为91 nm，低于其ΔW的112 nm（请参阅方法）。其次，与顺磁颗粒相关的磁静态能（ES）增加会导致每个粒子对域壁运动的固定效应更强。更具体地说，L-MCA的ES估计比M-MCA大23倍（请参阅方法）。当仅考虑粒径时，应注意的是，对于M-MCA ，沿晶界分布的相干颗粒的平均尺寸（160 nm）高于ΔW（112 nm）（112 nm），对域壁的固定效果比晶粒内部（91 Nm）（91 Nm）具有更强的固定作用。但是，这些较粗糙的颗粒仅占据一小部分（M-MCA的1.2±0.2％），因此对域壁运动的影响可忽略不计。　　这些考虑因素表明，必须仔细控制颗粒的纳米级尺寸分布，以最大程度地减少其对域壁运动的固定作用，这决定了合金的固定性。这是通过在结构缺陷的释放（例如，界面弹性失真，位错密度）之间达到最佳平衡来实现的，直到保持磁静态能量高的机械强度和固定效应的增加所需的水平，同时在颗粒块状过程中保持颗粒尺寸以下粒径以下。

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