李柱柏，張雪峰,2，李永峰,2，劉艷麗,2，趙　倩,2

(1. 內蒙古科技大學 白云鄂博礦多金屬資源綜合利用重點實驗室，內蒙古 包頭 014010;

2. 內蒙古科技大學 數理與生物工程學院，內蒙古 包頭 014010)

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納米復合磁體的界面結構、交換耦合和反磁化的研究進展*

李柱柏1，張雪峰1,2，李永峰1,2，劉艷麗1,2，趙倩1,2

(1. 內蒙古科技大學 白云鄂博礦多金屬資源綜合利用重點實驗室，內蒙古 包頭 014010;

2. 內蒙古科技大學 數理與生物工程學院，內蒙古 包頭 014010)

摘要：納米復合磁體的磁能積能得到大幅度提高，前提是晶粒之間存在良好的交換耦合作用，而交換耦合作用與軟、硬磁相之間的界面密切相關。對Nd2Fe(14)B、Sm-Co、FePt基納米復合磁體界面交換耦合和反磁化的研究展開論述。在不同的條件下，界面結構的匹配性、界面原子擴散、晶間的非晶相、界面非磁性層、界面晶格弛豫等可能有利于改善界面的結構、增強交換耦合作用，進而對反磁化過程產生影響。反磁化的不可逆過程主要發(fā)生在硬磁相內，但與軟、硬磁相界面特性密切相關。不可逆反磁化在一定程度上決定了磁體的矯頑力，它可通過改善界面結構進行調控。本文旨在對納米復合磁體界面的作用深入理解并期望能對磁體磁性能的優(yōu)化提供參考。

關鍵詞：納米復合磁體；界面結構；交換耦合；原子擴散；反磁化

0引言

納米復合磁體可將軟、硬磁相的磁性通過晶間交換耦合作用結合在一起[1-6]，其中硬磁相具有高磁晶各向異性，軟磁相提供高飽和磁化強度。交換耦合作用可阻止軟磁相的反磁化，使兩相的反磁化過程趨于一致[7-9]，這樣磁體磁能積可大幅度提高。但是交換耦合作用很復雜，它不僅與晶粒尺寸相關，還與磁體的交換常數、磁晶各向異性、界面特性等密切相關。一般認為軟磁相晶粒尺寸不超過硬磁相磁疇壁厚度的兩倍，兩相才能良好耦合，反磁化過程才可能趨于一致[7]。

實際上，軟、硬磁相晶粒的交換耦合作用是通過晶間界面來實現的[10-12]，理論上認為界面原子共格兩相的耦合作用和磁性能才能達到最佳[7,13]。因為(NdPr)2Fe14B/α-Fe、Sm-Co/α-Fe、FePt/α-Fe、FePt/Fe3Pt軟、硬磁相復合磁體可獲得高的磁性能，它們的界面結構以及界面交換耦合作用得到廣泛研究。但是由于晶間界面非常復雜，界面結構的微小變化可能會導致耦合作用和反磁化過程顯著改變，晶間結構的調控以及界面交換耦合作用成為非常關鍵的科學問題。本文針對(NdPr)2Fe14B/α-Fe、Sm-Co、FePt基復合磁體的界面結構、交換耦合和反磁化過程的研究近況展開論述，期望有助于深入理解交換耦合作用和反磁化機理，為進一步調控界面結構和提高磁性能提供參考。

1界面結構和交換耦合作用

1.1Nd2Fe14B基納米復合磁體

一般認為界面原子共格兩相的耦合作用才能達到最佳，但很多實驗研究發(fā)現在(NdPr)2Fe14B基納米復合磁體中晶間適量的非晶相可提高兩相的耦合作用和磁性能[14-16]。S. D. Li等[17]研究認為與完全晶化的快淬薄帶相比，晶間有少量非晶相的磁性能要好一些。采用甩帶的方法制備非晶薄帶，然后通過退火可使非晶晶化。圖1為BR1、FR1、BR2和FR2的反磁化曲線，BR1和BR2分別為Nd4.5Fe77B18.5薄帶在632 ℃退火3和10 min所得Nd2Fe14B/Fe3B復合磁體。

圖1　BR1、FR1、BR2和FR2的反磁化曲線[17]

Fig 1 Demagnetization curves of BR1, BR2, FR1, and FR2[17]

FR1和FR2分別為Nd9Fe85B6Zr0.5薄帶在620 ℃退火3和10 min獲得的Nd2Fe14B/α-Fe復合磁體。BR1和FR1樣品由于退火時間短只是部分晶化，但它們的反磁化曲線的方形度比完全晶化的BR2、FR2要好。D. T. Ngo等[18]在680 ℃退火15 min獲得的Pr2Fe14B/α-FeCo快淬薄帶磁性能最佳，高分辨透射電鏡(HRTEM)研究發(fā)現在晶粒邊界存在少量的非晶相(見圖2)，研究認為少量的非晶相可提高軟、硬磁相晶粒之間的交換耦合作用。X. Y. Zhang等[19]運用正電子湮沒壽命譜研究認為在Nd2Fe14B/α-Fe納米復合磁體的晶間界面可存在兩種結構，一種是界面的非晶結構；另一種是晶間松散的原子結構，其中的空位大于1～2個Fe原子的體積。這種界面松散的結構源于退火溫度過高，造成原子間距過大，界面原子交換作用減弱。從上述的研究來看，由于交換耦合源于原子核外電子之間的作用，應與晶格常數密切相關。由于兩相的結構差異很大，如果兩相原子在界面直接匹配，原子間距可能過大或過小，所以界面之間的非晶結構可使原子間距適宜，交換常數趨于最大，從而使兩相晶間交換耦合作用達到最佳。研究認為，晶間結構馳豫可使相與相之間、晶粒之間的結晶學相關性提高，結構缺陷得以部分消除，從而晶間耦合作用增大，磁性能能適度提高[20]。

圖2Pr2Fe14B/α-FeCo快淬薄帶(680 ℃退火15 min)的高分辨透射電鏡圖，插圖為晶間非晶相的衍射環(huán)[18]

Fig 2 HRTEM bright-field micrographs at different areas (optimal annealing at 680 ℃ for 15 min). The inset shows the nanodiffraction in the remaining amorphous phase at grain boundary[18]

通過磁控濺射方法可將硬磁相和軟磁相分別沉積到基片上，制備出各向異性的Nd2Fe14B/α-Fe納米復合磁體，但是由于原子在界面擴散硬磁相的結構和取向被破壞，磁體矯頑力降低[21]。在軟、硬磁相界面之間沉積2 nm的Mo層可抑制富Nd相和α-Fe之間的擴散[22-23]，HRTEM顯示軟、硬界面微結構不一致連貫，但磁滯回線方形度很好。研究發(fā)現，交換耦合作用對界面非磁性層的厚度比較敏感，隨著Mo層厚度的增加，交換耦合長度減小，但界面Mo層厚度在4～6 nm區(qū)間交換耦合長度變化并不顯著[24]，這說明這種多層膜的交換耦合是間接和長程的，交換耦合和靜磁耦合同時存在，通過沉積適宜的非磁性層厚度調控這兩種耦合作用，復合磁體磁性能可得到增強[25]。采用此方法在界面沉積Ta制備的[Nd2Fe14B/Ta/Fe67Co33]N多層膜[26]，矯頑力達到1.38 T，剩磁(1.61±0.05) T，磁能積可達到(486±15) kJ/m3。

上述研究證明通過非磁性材料作為媒介，軟、硬磁相也可產生良好的耦合作用。與上述不同的是，在復合磁體Nd2Fe14B/Fe中添加Co，根據磁性和TEM分析，Co的添加可促進Co/Fe原子在界面擴散，改善界面特性，使Nd2(FeCo)14B相和α-(FeCo)相的磁性在界面過渡更加平緩，從而顯著提高磁體磁性能[27]。作者認為，Nd2(FeCo)14B和α-(FeCo)分別比Nd2Fe14B、α-Fe的交換常數大，因此Co元素添加和擴散可增加交換耦合作用，這也是磁性能增強的原因之一。

1.2Sm-Co基納米復合磁體

Sm-Co基復合磁體的界面以及耦合作用也得到大量研究。SmCo5具有高的磁晶各向異性，但SmCo5和Fe層兩相容易混合形成Sm(Fe,Co)5，導致磁晶各向異性大大降低、磁性能下降。實驗證明在兩相界面間沉積Cu可阻止Fe原子向Sm-Co層中擴散[28]，這是因為Cu和Fe之間不互融。當然，Cu會融于Sm-Co相，但少量的Cu取代Co不會使磁晶各向異性大幅度降低。圖3為通過能量過濾透射電子顯微鏡(EFTEM)獲得的元素分布圖譜，可以清晰地看見軟磁相(Fe層)和硬磁相層(Sm層)，根據元素分布，強度譜Cu因為不融于Fe而分布在SmCo5層，當界面Cu層為0.5 nm磁能積最佳達到254.7 kJ/m3，比單相磁體理論極限2 292.5 kJ/m3要高。F. Shahzad等[29]通過在SmCo5和Fe層界面加0.3 nm的Mo層，磁能積也提高了45%。

但是，一些研究認為在SmCo5/α-Fe納米復合磁體中界面原子的擴散有利于提高磁性能[30-35]。采用高能球磨方法制備的SmCo5/α-Fe納米復合磁體，通過化學分析發(fā)現α-Fe(Co)納米晶嵌入在硬磁相Sm-(Co,Fe)晶內，形成梯度性的界面，蒙特卡洛模擬證實Fe/Co原子相互擴散使軟、硬磁相界面處的各向異性線性變化，從而使矯頑力提高[36]。通過第一性原理密度泛函計算表明，從能量的角度來說兩相還是在一定程度上趨于混合的[37-38]，而且Fe-Co原子對之間的交換能比Sm(Co,Fe)5和α-(Fe,Co)中Fe-Fe之間和Co-Co之間的都要強[38]，根據這些研究，Fe/Co在界面的混合是交換耦合作用和磁性能增強的重要原因。

圖3Sm-Co(9 nm)/Cu(0.5 nm)/Fe(5 nm)薄膜在500 ℃退火30 min的Sm、Fe、Co、Cu 能量損失譜和元素含量分布圖[28]

Fig 3 Electron energy loss spectroscopy (EELS) maps of Sm, Fe, Co and Cu of Sm-Co(9 nm)/Cu(0.5 nm)/Fe(5 nm) multilayer film annealed at 500 ℃ for 30 min and the intensity profile of the elements obtained from the EELS maps[28]

Sm2Co7相也具有較高的各向異性，通過磁控濺射外延生長的各向異性Sm2Co7/Fe薄膜的界面結構和磁性能得到廣泛研究[39-41]，當Fe層在較低溫度100 ℃沉積時，軟、硬磁相界面銳利而且參差不齊，當在高溫沉積時或經過400 ℃退火會促進界面原子相互擴散和混合，因而形成梯度界面，從而增強磁能積[42]。Co/Fe之間的相互擴散源于化學反應驅動，20% Fe取代Co從熱力學來說是穩(wěn)定的[43]。Fe原子擴散進入Sm-Co層, 會在界面形成Sm(Co,Fe)5混合區(qū)[44]，還可觀察到外延共格的界面[45]，這種界面降低了晶格缺陷，從而增強了磁性能[44]。

1.3FePt基納米復合磁體

因為FePt具有高的磁晶各向異性，通過和高飽和磁化強度的α-Fe或Fe3Pt耦合磁能積能得到提高[46-52]。采用在軟、硬磁相界面加TaC、Cu、C或Si3N4層，通過退火使FePt層有序化成L10結構時可防止界面的合金化，從而使磁能積得到提高[48-50]。由于兩相的結構不同，在界面可能出現晶格弛豫的現象，采用第一性原理計算了Fe/FePt/Fe三層膜晶格弛豫的影響[51]。對在界面沒有產生晶格弛豫的磁體來說，二維晶格常數不匹配，界面處的各向異性能降低了，但軟磁相Fe層的交換常數保持不變；對存在結構弛豫的界面來說，由于原子層間間距發(fā)生了變化，交換常數在Fe層變化較大，造成界面交換耦合作用減弱，因此反磁化過程變得不一致。

在FePt/Fe3Pt納米復合磁體中，L10結構的FePt相具有面心四方fct結構，晶格常數a=0.3861 nm，c=0.3788 nm，Fe3Pt相為無序的面心立方fcc結構或有序的L12結構，晶格常數a=0.3730 nm。通過自組裝的方法可獲得FePt/Fe3Pt各向同性納米復合磁體[52]，磁能積達到1 592 kJ/m3，比單相磁體磁能積高50%。圖4為FePt/Fe3Pt界面的HRTEM圖，其中圖4(a)插圖為放大倍數更高的HRTEM圖、FePt (L10)在[001]方向的投影、Fe3Pt (L12)在〈001〉方向投影示意圖, 圖4(b)為顆粒內部FePt相c軸取向不同，插圖為[100]或[010]方向的L10結構投影[52]。軟磁相Fe3Pt納米晶與硬磁相FePt納米晶直接接觸，它們之間或者通過界面結合在一起，或者共存于一個晶粒之內。如圖4(b)所示，即使在一個顆粒內部，FePt相的易軸c軸的取向可能是隨機不同的，但是FePt和Fe3Pt相有相同的取向，從HRTEM 圖可觀察到FePt/Fe3Pt之間的界面完全共格，沒有錯配和位錯，研究認為這種微結構是獲得良好磁性能的原因[52]。需要說明的是，FePt和Fe3Pt的結構并不完全相同，采用在界面插入非磁性層的方法調控兩相耦合作用也可能獲得良好的磁性能。

上述研究主要針對界面成分、結構對交換作用和磁性能的影響。其實界面成分、結構是和反磁化過程聯系在一起的，而反磁化過程反映了軟磁相和硬磁相的反磁化行為的一致性，對其機理應進一步研究，以期能更深入理解界面、交換耦合和矯頑力的關系。

圖4　FePt/Fe3Pt界面的HRTEM圖

Fig 4 HRTEM images showing nanometer-scale FePt/Fe3Pt interfaces

2反磁化機理和界面的作用

由于實際磁體的矯頑力遠小于理論值，一般認為這是晶粒邊界存在缺陷使晶粒表層的磁晶各向異性降低造成的[53]。反磁化過程通常從晶粒邊界形核開始，矯頑力和形核場緊密相關，在較低的外磁場下晶粒邊界開始形成反磁化核，所以矯頑力遠小于理論值。但同時晶粒邊界及界面對疇壁的移動存在阻礙作用，應該對磁疇的形核和矯頑力有不可忽視的影響[54]。在納米復合磁體中，由于兩相的磁晶各向異性相差很大，晶粒處于納米級，存在大量的界面，界面存在交換耦合作用，因此與傳統(tǒng)單相磁體相比反磁化過程和矯頑力機理更加復雜[55-58]。

對于理想的納米復合磁體，軟磁相和硬磁相的反磁化過程同時發(fā)生，所以矯頑力是軟、硬磁相磁晶各向異性的有效平均值[7]。但是實際上反磁化并不同步，反磁化核的形成從軟磁相內部開始，所以矯頑力遠小于理論值[53]。采用微磁學計算表明反磁化過程分為3步[59]：在過渡區(qū)反磁化疇的形核；磁疇壁在界面附近的位移；最后是從軟磁相到硬磁相磁疇壁的不可逆位移。V. Russier等[60]也提出磁疇壁在軟、硬磁相界面的收縮。這種磁反轉的行為一般為大多數交換耦合復合磁體反磁化的主要模式，稱為自釘扎模式[59]。這種釘扎場可表示為HP=a×2 K/MS[61]，其中2 K/MS為硬磁相的各向異性場，a由軟、硬磁相的內秉磁性決定，文中認為界面的磁性平緩過渡會降低矯頑力。

根據上述分析，軟、硬磁復合磁體的反磁化過程可分為可逆過程和不可逆過程，不可逆過程實際上就是磁疇壁的去釘扎過程，它決定了磁體的矯頑力[62]。O. Hellwig等[63]研究了Fe55Pt45/Ni80Fe20軟、硬磁薄膜的反磁化行為，通過對特定元素的Kerr回線分析認為，雖然對軟磁相的磁反轉存在釘扎作用，但這個釘扎作用并不是嚴格地處于軟、硬磁相界面而是擴展到硬磁相晶粒的內部。在一些實驗研究中，如在FePt/Fe3Pt薄膜和Pr2Fe14B/α-Fe快淬薄帶中也獲得了相似的實驗結果[64-67]。根據這些實驗現象和理論分析，可逆的反磁化過程不僅存在于軟磁相內，也存在于硬磁相內，但不可逆反磁化在硬磁相晶粒內發(fā)生。因此可以認為，硬磁相內的不可逆反磁化，即磁疇壁的去釘扎過程源于磁疇從軟磁相到硬磁相邊界或表面的形核過程，因此磁疇壁的釘扎和磁疇的形核并不矛盾[54]，它們在反磁化過程中是相輔相成、統(tǒng)一的。P. N. Loxley等[68]通過熱激活研究了磁疇從軟磁相到硬磁相的形核過程，證實在形核過程中磁疇壁從軟磁相到硬磁相其尺寸會減小。

一些研究認為，復合磁體反磁化可逆和不可逆過程與軟、硬磁相在界面的混合程度及厚度密切相關[69]。圖5為室溫Sm-Co/Fe薄膜的反磁化曲線，插圖為樣品的層間結構構造示意圖。界面過渡層為在400 ℃沉積0.2 nm厚度的Fe和0.2 nm厚度的Sm-Co。過渡層的Fe和Sm-Co可重復交替沉積，每個樣品重復交替沉積次數分別為0，4，8，12和25次，因而中間過渡層的厚度分別為0，1.6，3.2，4.8和10 nm, 標示為M0、M16、M32、M48、M100。界面混合區(qū)的厚度增加，軟磁相內的形核場HN增加，但是硬磁相內的不可逆反轉場Hirr會降低。文中認為形核場HN的增加源于軟、硬磁相交換耦合強度增加。通過磁控濺射制備的FeAu/FePt軟、硬磁雙層膜，較高的溫度退火可促使Au原子擴散進入硬磁相FePt的邊界形成各向異性的梯度界面，研究認為這會使矯頑力降低[70]。

圖5室溫Sm-Co/Fe薄膜的反磁化曲線。插圖為樣品的層間結構構造示意圖。界面過渡層為在400 ℃交替沉積0.2 nm厚度Fe和0.2 nm厚度Sm-Co，x代表重復交替沉積次數[69]

Fig 5 The demagnetization curves in easy axis direction at room temperature. The inset shows the illustration of the layer structure, andxdenotes the repeating units of a Fe sublayer and a Sm-Co sublayer (x=0, 4, 8, 12, and 25)[69]

上述研究表明界面兩相磁性過渡平緩雖可提高形核場，但釘扎作用減弱了，不可逆反轉場降低。通過調控界面特性可改善復合磁體的不可逆反磁化過程。對Nd2Fe14B/α-Fe薄帶通過嚴重塑性變形(SPD)處理[71]，與常規(guī)退火的樣品相比，嚴重塑性變形可使Nb、B非磁性原子富集于界面，這些非磁性原子可降低晶粒之間的交換耦合作用，增加釘扎作用，從而抑制磁疇壁的位移，因此復合磁體矯頑力從366.16 kA/m升高到573.12 kA/m。這和Nd2Fe14B/FeCo納米復合磁體多層膜在界面加Ta層類似，Ta層不但可防止軟磁相原子向硬磁相中擴散，而且界面對反磁化的釘扎作用增強了，復合磁體的磁能積能大幅度提高[24]。

3結論

雖然軟、硬磁相納米復合磁體得到廣泛的研究，但其磁性能離理論預測相差很遠，其原因不僅在于軟磁相會降低矯頑力，更關鍵的是對界面結構、磁性和交換作用的調控在一定程度上存在很大的難度。交換作用源于原子間電子的行為，因此復合磁體的交換耦合作用與界面元素成分和結構密切相關。在Nd2Fe14B、Sm-Co和FePt基納米復合磁體中，由于原子在界面擴散、邊界的晶格弛豫、兩相結構不同等因素，界面結構非常復雜，關于復合磁體界面特性的研究還需進一步深入，以期能更清晰地理解交換耦合、反磁化和磁性增強的機理。

在材料科學領域樣品制備和分析測試技術不斷發(fā)展，這為調控和改善界面結構提供了更先進的方法，在此基礎上進一步優(yōu)化易軸的取向，降低界面的晶格缺陷，可期望能進一步提高納米復合磁體的磁能積。采用一些新的方法如熱激活、中子衍射研究硬磁相界面附近的反磁化過程以及磁結構，反之利用反磁化特性可進一步探究界面的耦合作用，這些除了能對提高磁體的磁能積有幫助外，還有助于對原子間電子交換作用等基本的物理機制深入理解。

參考文獻：

[1]Poudyal N, Xia W, Yue M, et al. Morphology and magnetic properties of SmCo3/a-Fe nanocomposite magnets prepared via severe plastic deformation [J]. J Appl Phys, 2014, 115(17): 17A715.

[2]Jin C X, Zeng X R, Sheng H C. Effects of P on preferential orientation and grain size of Nd-Fe-B nanocomposite magnets [J]. Journal of Functional Materials, 2013, 44(15): 2232-2238.

靳朝相，曾燮榕，盛洪超.磷對釹鐵硼納米復合永磁材料晶粒取向和尺寸的影響[J]. 功能材料, 2013, 44(15): 2232-2238.

[3]Hu D W, Yue M, Zuo J H, et al. Structure and magnetic properties of bulk anisotropic SmCo5/α-Fe nanocomposite permanent magnets prepared via a bottom up approach [J]. J Alloys Compd, 2012, 538: 173-176.

[4]Jones N. The pull of stronger magnets [J]. Nature, 2011, 472(7341): 22-23.

[5]Han G B, Su H, Yu L L, et al.Characterization of inter-phase exchange coupling in nanocomposite permanent materials [J]. Journal of Functional Materials, 2013, 44(20): 2990-2995.

韓廣兵，蘇浩，余麗莉，等.納米復合永磁材料中軟硬磁性相間交換耦合作用的表征[J]. 功能材料, 2013, 44(20): 2990-2995.

[6]Yang L P, Tan X H, Xu H, et al. Study on the magnetic properties and temperature coefficients of nanocomposite Nd9.5Fe76Co5Zr3-xNbxB6.5(x=0-3.0) magnets [J]. Journal of Functional Materials, 2012, 43(9): 1102-1105.

楊麗萍,譚曉華,徐暉，等. 納米晶復合Nd9.5Fe76Co5Zr3-xNbxB6.5(x=0-3.0)粘結磁體的磁性能和溫度系數的研究[J]. 功能材料, 2012, 43(9): 1102-1105.

[7]Skomski R, Coey J M D. Giant energy product in nanostructured two-phase magnets [J]. Phys Rev B, 1993, 48(21): 15812-15816.

[8]Li Z B, Zhang M, Shen B G, et al. Non-uniform magnetization reversal in nanocomposite magnets [J]. Appl Phys Lett, 2013, 102(10): 102405.

[9]Kneller E F, Hawig R. The exchange-spring magnet: a new material principle for permanent magnets [J]. IEEE Trans Magn, 1991, 27(4): 3588-3600.

[10]Toga Y, Moriya H, Tsuchiura H, et al. First principles study on interfacial electronic structures in exchange-spring magnets [J]. J Phys C, 2011, 266(1): 12046.

[11]Wang Y, Huang Y, Wang Q. Preparation and magnetic properties of BaFe12O19/Ni0.8Zn0.2Fe2O4nanocomposite ferrite [J]. J Magn Magn Mater, 2012, 324(19): 3024-3028.

[12]Ortega A L, Estrader M, Alvarez G S, et al. Strongly exchange coupled inverse ferrimagnetic soft/hard, MnxFe3-xO4/FexMn3-xO4, core/shell heterostructured nanoparticles [J]. Nanoscale, 2012, 16(4): 5138-5147.

[13]Fischer R,Kronmüller H. Importance of ideal grain boundaries of high remanent composite permanent magnets [J]. J Appl Phys, 1998, 83(6): 3271-3275.

[14]Li W, Li L, Li X H, et al.Enhanced coercivity in α-(Fe,Co)/(Nd,Pr)2Fe14B nanocomposite magnets via interfacial modification [J]. J Phys D Appl Phys, 2008; 41(15): 155003.

[15]Kim E C, Kim S J, Baek J K, et al. M?ssbauer study of intergranular phase in Nd8Fe86-xNbxB6(x=0,1,2,3) nanocomposite magnet [J]. Hyperfine Interact, 2008, 183(1): 55-60.

[16]Zhang Y, Li W, Li H, et al. Coercivity mechanism of α-Fe/Nd2Fe14B nanocomposite magnets with an intergranular amorphous phase [J]. J Phys D Appl Phys, 2014, 47(1): 015002.

[17]Li S D, Gu B X, Bi H, et al. Role of amorphous grain boundaries in nanocomposite NdFeB permanent magnets [J]. J Appl Phys, 2002, 92(12): 7514-7518.

[18]Ngo D T, Duong H G, Nguyen H H, et al. The microstructure, high performance magnetic hardness and magnetic after-effect of an α-FeCo/Pr2Fe14B nanocomposite magnet with low Pr concentration [J]. Nanotechnology, 2009, 20(16): 165707.

[19]Zhang X Y, Guan Y, Zhang J W. Study of interface structure of α-Fe/Nd2Fe14B nanocomposite magnets [J]. Appl Phys Lett, 2002, 80(11): 1966-1968.

[20]Ji Q, Tian Z, Gu B, et al. Structure relaxation in Nd2Fe14B/α-Fe/Nd2Fe14B amorphous Nd-Fe-B tri-phase exchange coupling magnets [J]. Acta Metall Sin, 2001, 37(5): 463-466.

計齊根，田宗軍，顧本喜，等. Nd2Fe14B/α-Fe/非晶Nd2Fe14B三相納米交換耦合磁體中的結構弛豫[J]. 金屬學報, 2001, 37(5): 463-466.

[21]Yang F, Liu W, Cui W B, et al. Magnetic properties of anisotropic Pr-Fe-B/Fe/Pr-Fe-B films [J]. J Supercond Nov Magn, 2012, 25(6): 2059-2062.

[22]Cui W B, Zheng S J, Liu W, et al. Anisotropic behavior of exchange coupling in textured Nd2Fe14B/α-Fe multilayer films [J]. J Appl Phys, 2008, 104(5): 053903.

[23]Liu W, Liu X H, Cui W B, et al. Exchange couplings in magnetic films [J]. Chin Phys B, 2013; 22(2): 027104.

[24]Cui W B, Liu W, Gong W J, et al. Exchange coupling in hard/soft-magnetic multilayer films with non-magnetic spacer layers [J]. J Appl Phys, 2012, 111(7): 07B503.

[25]Cui W B, Sepehri-Amin H, Takahashi Y K, et al.Hard magnetic properties of spacer-layer-tuned NdFeB/Ta/Fe nanocomposite films [J]. Acta Mater, 2015, 84: 405-412.

[26]Cui W B, Takahashi Y K, Hono K. Nd2Fe14B/FeCo anisotropic nanocomposite films with a large maximum energy product [J]. Adv Mater, 2012, 24(48): 6530-6535.

[27]Rong C B, Wang D, Vuong V N, et al. Effect of selective Co addition on magnetic properties of Nd2(FeCo)14B/α-Fe nanocomposite magnets [J]. J Phys D Appl Phys, 2013, 46(4): 045001.

[28]Zhang J, Takahashi Y K, Gopalan R, et al. Sm(Co,Cu)5/Fe exchange spring multilayer films with high energy product [J]. Appl Phys Lett, 2005, 86(12): 122509.

[29]Shahzad F, Siddiqi S A, Yan S S, et al. Effect of Mo interlayer on magnetic properties of exchange coupled Sm-Co/Fe bilayers [J].Braz J Phys, 2010, 40(2): 201-203.

[30]Breton J M L, Lardé R, Chiron H, et al. A structural investigation of SmCo5/Fe nanostructured alloys obtained by high-energy ball milling and subsequent annealing [J]. J Phys D Appl Phys, 2010, 43(8): 085001.

[31]Shen Y, Leontsev S O, Turgut Z, et al. Effect of soft phase on magnetic properties of bulk Sm-Co/α-Fe nanocomposite magnets [J]. IEEE Trans Magn, 2013, 49(7): 3244-3247.

[32]Xiong X Y, Rong C B, Rubanov S, et al. Atom probe study on the bulk nanocomposite SmCo/Fe permanent magnet produced by ball-milling and warm compaction [J]. J Magn Magn Mater, 2011, 323(22): 2855-2858.

[33]Shen Y, Huang M Q, Turgut Z, et al. Effect of milling time on magnetic properties and structures of bulk Sm-Co/α-(Fe,Co) nanocomposite magnets [J]. J Appl Phys, 2012, 111(7): 07B512.

[34]Saravanan P, Hsu J H, Reddy G L N, et al. Annealing induced compositional changes in SmCo5/Fe/SmCo5exchange spring trilayers and its impact on magnetic properties [J]. J Alloys Compd, 2013, 574: 191-195.

[35]Saravanan P, Hsu J H, Gayen A, et al. Effect of Fe layer thickness and Fe/Co intermixing on the magnetic properties of Sm-Co/Fe bilayer exchange-spring magnets [J]. J Phys D Appl Phys, 2013, 46(15): 155002.

[36]Lardé R, Breton J M L, Matre A, et al. Atomic-scale investigation of SmCo5/α-Fe nanocomposites: influence of Fe/Co interdiffusion on the magnetic properties [J]. J Phys Chem C, 2013, 117(15): 7801-7810.

[37]Liu X B, Altounian Z. Magnetic moments and exchange interaction in Sm(Co,Fe)5from first-principles [J]. Comp Mater Sci, 2011, 50(3): 841-846.

[38]Liu X B, Altounian Z. The mixing of Fe/Co and its effect on the exchange interaction in SmCo5/α-Fe nanocomposites: a first-principles study [J]. J Appl Phys, 2012, 111(7): 07B526.

[39]Zhang Y, Kramer M J, Rong C, et al.Microstructure and intergranular diffusion in exchange-coupled Sm-Co/Fe nanocomposites [J]. Appl Phys Lett, 2010, 97(3): 032506.

[40]Liu Y, Velthuis S G E T, Jiang J S, et al. Magnetic structure in Fe/Sm-Co exchange spring bilayers with intermixed interfaces [J]. Phys Rev B, 2011, 83(17): 174418.

[41]Choi Y, Jiang J S, Ding Y, et al. Role of diffused Co atoms in improving effective exchange coupling in Sm-Co/Fe spring magnets [J]. Phys Rev B, 2007, 75(10): 104432.

[42]Jiang J S, Pearson J E, Liu Z Y, et al. Improving exchange-spring nanocomposite permanent magnets [J]. Appl Phys Lett, 2004, 85(22): 5293-5295.

[43]Zhang Y, Kramer M J, Banerjee D, et al.Transmission electron microscopy study on Co/Fe interdiffusion in SmCo5/Fe and Sm2Co7/Fe/Sm2Co7thin films [J]. J Appl Phys, 2011, 110(5): 053914.

[44]Liu Y, Wu Y Q, Kramer M J, et al.Microstructure analysis of a SmCo/Fe exchange spring bilayer [J]. Appl Phys Lett, 2008, 93(19): 192502.

[45]Yu M H, Simpers J H, Takeuchi I, et al. Interphase exchange coupling in Fe/Sm-Co bilayers with gradient Fe thickness [J]. J Appl Phys, 2005, 98(6): 063908.

[46]Casoli F, Albertini F, Nasi L, et al. Role of interface morphology in the exchange-spring behavior of FePt/Fe perpendicular bilayers [J]. Acta Mater, 2010, 58(10): 3594-3601.

[47]Casoli F, Albertini F, Nasi L, et al.Strong coercivity reduction in perpendicular FePt/Fe bilayers due to hard/soft coupling [J]. Appl Phys Lett, 2008, 92(14): 142506.

[48]Rheem Y, Saito H, Ishio S. Fabrication of FePt/FeCo/FePt exchange-spring trilayer with very thin FeCo layer for high-resolution MFM tips [J]. IEEE Trans Magn, 2005, 41(10): 3793-3795.

[49]Cui W B, Gong W J, Zhao X G, et al. Beneficial effects of Si3N4buffer/spacer layers on the magnetic properties of exchange-coupled PtFe/Fe composite films [J]. IEEE Trans Magn, 2013, 49(7): 3656-3659.

[50]Gayen A, Biswas B, Singh AK, et al. High temperature magnetic properties of indirect exchange spring FePt/M(Cu,C)/Fe trilayer thin films [J]. Journal of Nanomaterials, 2013, 8(3):3437-3446.

[51]Aas C J, Hasnip P J, Cuadrado R, et al. Exchange coupling and magnetic anisotropy at Fe/FePt interfaces [J]. Phys Rev B, 2013, 88(17): 174409.

[52]Li J, Wang Z L, Zeng H, et al.Interface structures in FePt/Fe3Pt hard-soft exchange-coupled magnetic nanocomposites [J]. Appl Phys Lett, 2003, 82(21): 3743-3745.

[53]Bauer J, Seeger M, Zern A, et al. Nanocrystalline FeNdB permanent magnets with enhanced remanence [J]. J Appl Phys, 1996, 80(3): 1667-1673.

[54]Li Z B, Shen B G, Niu E, et al.Nucleation of reversed domain and pinning effect on domain wall motion in nanocomposite magnets [J]. Appl Phys Lett, 2013, 103(6): 062405.

[55]Saharan L, Morrison C, Miles J J, et al. Modelling interfacial coupling in thin film magnetic exchange springs at finite temperature [J].J Appl Phys, 2013, 114(5): 153908.

[56]Sebt S A, Bakhshayeshi A, Abolhassani M R. Magnetic properties of core/shell nanoparticles with magnetic or nonmagnetic shells [J]. J Stat Mech-Theory E, 2012, 2012(09): P09006.

[57]Zhao G P, Deng Y, Zhang H W, et al. Accurate calculation of the nucleation field and hysteresis loops in hard-soft multilayers [J]. J Appl Phys, 2011, 109(7): 07D340.

[58]Li Z B, Liu X C, Pan J, et al. Research progress of coercivity and coercivity mechanism of Nd-Fe-B based nanocomposite permanent magnets [J]. Rare Metal Mat Eng, 2010, 39(10): 1868-1874.

李柱柏，劉新才，潘晶，等. Nd-Fe-B 基納米復合永磁材料矯頑力及其機制的研究進展[J].稀有金屬材料與工程, 2010, 39(10): 1868-1874.

[59]Zhao G P, Zhao M G, Lim H S, et al. From nucleation to coercivity [J]. Appl Phys Lett, 2005, 87(16): 162513.

[60]Russier V, Younsi K, Bessais L. Nanostructured exchange coupled hard/soft composites: from the local magnetization profile to an extended 3d simple model [J]. J Magn Magn Mater, 2012, 324(6): 1122-1128.

[61]Zhao G P, Wang X L, Yang C, et al. Self-pinning: dominant coercivity mechanism in exchange-coupled permanent/composite magnets [J]. J Appl Phys, 2007, 101(9): 09K102.

[62]Li Z B, Shen B G, Zhang M, et al. Irreversible magnetization and self-interaction investigated by thermal activation in Pr2Fe14B magnets[J]. Appl Phys Lett, 2015, 106(4): 042403.

[63]Hellwig O, Kortright J B, Takano K, et al. Switching behavior of Fe-Pt/Ni-Fe exchange-spring films studied by resonant soft-x-ray magneto-optical Kerr effect [J]. Phys Rev B, 2000, 62(17): 11694-11698.

[64]O’Donovan K V, Borchers J A, Majkrzak C F, et al. Pinpointing chiral structures with front-back polarized neutron reflectometry [J]. Phys Rev Lett, 2002, 88(6): 067201.

[65]Choi Y, Jiang J S, Pearson J E, et al. Origin of recoil hysteresis loops in Sm-Co/Fe exchange-spring magnets [J]. Appl Phys Lett, 2007, 91(2): 022502.

[66]Li Z B, Shen B G, Sun J R. Origin of recoil hysteresis in nanocomposite Pr8Fe87B5magnets [J]. J Appl Phys, 2013, 113(1): 013902.

[67]Li Z B, Zhang M, Wang L C, et al. Investigation on intergranular exchange coupling effect in Pr9Fe85.5B5.5ribbons [J]. Appl Phys Lett, 2014, 104(5): 052406.

[68]Loxley P N, Stamps R L. Theory for nucleation at an interface and magnetization reversal of a two-layer nanowire [J]. Phys Rev B, 2006, 73(2): 024420.

[69]Choi Y, Jiang J S, Pearson J E, et al. Controlled interface profile in Sm-Co/Fe exchange-spring magnets [J]. Appl Phys Lett, 2007, 91(7): 022502.

[70]Wang F, Xu X, Liang Y, et al.FeAu/FePt exchange-spring media fabricated by magnetron sputtering and postannealing [J]. Appl Phys Lett, 2009, 95(2): 022516.

[71]Li H, Lou L, Hou F, et al.Simultaneously increasing the magnetization and coercivity of bulk nanocomposite magnets via severe plastic deformation [J]. Appl Phys Lett, 2013, 103(14): 142406.

Research progress on the interface structure, exchange coupling and magnetization reversal in nanocomposite magnets

LI Zhubai1, ZHANG Xuefeng1,2, LI Yongfeng1,2, LIU Yanli1,2, ZHAO Qian1,2

(1. Key Laboratory of Integrated Exploitation of Bayan Obo Multi-Metal Resources,Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou 014010, China2. School of Mathematics, Physics and Biological Engineering,Inner Mongolia University of Science and Technology, Baotou 014010, China)

Abstract:The energy product could be improved largely in nanostructure magnets owing to the interfacial exchange coupling that is strongly dependent on the interface structure between soft and hard magnetic phases. In this paper, the interface structure, interfacial exchange coupling and magnetization reversal are reviewed in Nd2Fe(14)B, Sm-Co and FePt based nanocomposite magnets. The atomically coherence, atomic interdiffusion, amorphous phase, nonmagnetic layer and lattice relaxation at the interface are possibly beneficial to modify the interface structure, improve the exchange coupling in different conditions and further affect the magnetization reversal process. The irreversible magnetization reversal, strongly depending on the nature of interface between hard/soft phases, occurs mainly in hard phases and determines the coercivity, which could be manipulated by modifying the interface structure. It is expected that this review is helpful for understanding fully the effect of interface and for improving the magnetic properties in nanocomposite magnets.

Key words:nanocomposite magnets; interface structure; exchange coupling; atomic interdiffusion; magnetization reversal

DOI:10.3969/j.issn.1001-9731.2016.02.006

文獻標識碼：A

中圖分類號：TM273; O763

作者簡介：李柱柏(1975-)，男，四川通江人，講師，博士，從事納米晶復合永磁材料研究

基金項目：國家自然科學基金資助項目(51461033)；內蒙古科技大學創(chuàng)新基金資助項目(2014QDL041)

文章編號：1001-9731(2016)02-02024-07

收到初稿日期：2015-01-22 收到修改稿日期：2015-07-31 通訊作者：張雪峰，E-mail: xuefeng056@163.com