出典: 江蘇レーザー連盟
はじめに：本論文では、LPBF 技術によって Ni-Fe-Mo 合金を作製し、広範囲のレーザーパラメータを使用して Hc 値を最適化しました。
この研究では、超高感度量子システム向けに最大の磁気シールド性能を備えた 3D プロトタイプを作成するために、レーザー粉末床溶融処理された Ni-Fe-Mo の冶金特性と磁気特性を相関させる詳細な分析を紹介します。この研究では、熱処理（HT）および熱間静水圧プレス（HIP）後処理プロセスを適用する前に、微細構造密度を制御し、磁気異方性を制御することで磁気特性を最適化しました。これにより、効果的な機械的特性も得られると考えられます。レーザーパラメータの研究を通じて磁気特性を最適化することにより、レーザーエネルギー密度 E=4.68 J/mm2 で製造されたサンプルは、欠陥が最も少なく、最良の軟磁気効果と機械的効果が得られることがわかりました。
しかし、この合金では磁化困難軸 <100> と平行な (001) に富んだ結晶配向のため、得られた磁気特性は依然として劣っています。構築方向に対して 45° と 35° の傾斜を持つ最適化された構築時 (AF) 状態の結晶配向により、これらの角度がそれぞれ磁化容易軸 <110> と <111> に対応し、粒子が同じ方向に配向されるため、軟磁気特性が向上することがわかりました。 HT および HIP 後処理の適用により、磁気特性がさらに向上します。同じ最適化条件を使用して製造された中空チューブの磁気シールドの結果は、バルク試料の磁気挙動を確認し、市販の磁気シールドの 83% を達成しました。
1. はじめに<br /> 磁気シールドは、地球の磁場（50 μT）によって容易に乱される冷原子センサーや量子重力センサーなどの超高感度量子システムに適した磁気環境を提供する重要な技術です。この論文では、受動磁気シールド材料としていくつかの磁性材料を研究しています。しかし、Ni80Fe15Mo5 は、低い保磁力と高い透磁率という、有望なパッシブ磁気シールドにとって最も重要な特性を備えているため、最も効果的な候補材料であることが判明しました。付加製造法を使用して磁気シールドを 3D プリントする取り組みは、従来の処理方法によって制限されてきました。 Ni80Fe20（パーマロイ-80）およびミューメタル材料を、レーザー粉末床溶融結合（LPBF）積層造形技術を使用して調査しました。
CoFeB ドメイン壁ダイナミクスの電界制御。 (a) MgO/TiO2複合誘電体バリアを含む電界-磁界デバイスの概略図。 (b) 磁場が2.6mT、ゲート電圧がそれぞれ1、0、+0.8Vのときの磁壁変位の微分カー像。
電場と磁場の複合作用下で、アニールされたTa(5 nm)/Co40Fe40B20(1 nm)/MgO(2 nm)/TiO2(20nm)/ITOの磁壁速度を磁気光学カー顕微鏡法を使用して測定した(Lin et al., 2014)。下部 Ta/CoFeB と上部 ITO 電極の間に上部ゲート電圧 VG を印加することにより (図に示すように)、CoFeB/MgO 界面で電子を蓄積または枯渇させることができます。
LPBF 処理された材料の結晶異方性は、レーザーエネルギー入力に依存する要因であり、複数の研究により、その方向が LPBF 処理されたニッケルベース合金の好ましい粒子配向/テクスチャであることが確認されています。 LPBF 中の冷却速度が速いと、残留応力、微細粒子、構造欠陥 (亀裂、空隙、転位など) が発生し、ドメイン壁のピンニングによって合金の磁気特性が阻害されます。
100AF 条件 (a、b、c)、HIP (d、e、f)、HT (g、h、i)、および HIP + HT (j、k、l) 条件のさまざまな条件の代表的な SEM 顕微鏡写真と EBSD パターン。
そのため、公開されている研究のほとんどは、高品質の高密度サンプルのレーザー処理パラメータの最適化にのみ焦点を当てていますが、一部の研究ではテクスチャと粒子の配向の制御が報告されています。しかし、Vovrosh らと Mohamed らは、LPBF 処理されたミューメタル磁気シールド部品について優れた結果を報告しており、これは積層造形による磁気シールド技術のベンチマークとして役立つ可能性があります。本研究では、LPBF ミューメタルの微細構造特性と磁気特性を結び付けて、最高性能の 3D プリント磁気シールド プロトタイプを作成する分析を紹介します。これに続いて、レーザーパラメトリック研究、最適化された条件下での磁気異方性の結晶配向の制御された変化、後処理の適用、実際のプロトタイプでのテスト、および磁気シールド効果の測定を通じて、バルククーポンの磁気特性を最適化するためのシーケンスプログラムが続きました。これにより、効果的な機械的特性も得られると考えられます。
2. 実験と方法
ミューメタルプレアロイ粉末（ASTM A753 合金 4）の化学組成は表 1 に示されており、Erasteal から提供されたものです。粒子サイズ分布はレーザー Sympatec 粒子サイズ分析装置を使用して分析され、図 1a に示すように、体積最大径 (VMD) 値は 25.7 μm であることが示されました。図 1b、c に示す走査型電子顕微鏡 (SEM) 写真は、それぞれ粉末の形態と研磨された粒子の断面図です。粒子は球形で、上部に少数の衛星粒子があり (図 1b を参照)、図 1c に示すように、ガスを閉じ込める細孔の兆候がなく、完全に高密度でした (噴霧プロセス中)。原料粉末は、Concept Laser M2cuusing システムを使用した LPBF テクノロジーによって処理されます。
表1 未処理プレアロイ粉末、AFおよびHTバルクサンプルの化学組成（重量％）、E = 4.68 J/mm2。 図1 (a) 元のプレアロイ粉末の粒度分布、(b、c) 元のプレアロイ粉末のSEM顕微鏡写真と研磨後の粒子の断面画像。
レーザーパラメータの研究は、150～300°の処理ウィンドウパラメータ、構築方向（YZ）に対するレーザー出力（P）0˚W（100°方向）、スキャン速度（v）800～3500 mm/s、レーザーハッチ間隔（h）0.03～0.09 mm、およびNi基板上の一定層厚30 μmを使用して、未溶融の10x10mm3バルク試料に対して実施されました。プロセスパラメータの組み合わせはエネルギー密度モデル (E) によって表され、式 E = P/vh で表されます。
図2 AF 100、110、および111バルク（a）試験片と（b）中空チューブのサンプル構築方向。
最適化された条件を使用して、図 2 に示すように、構築方向に対して 45° および 35° の傾斜した結晶方位を持つ試験片と中空チューブを製造しました。 AF 100 サンプルは、構築方向に沿って強い (100) テクスチャを持つため、45° および 35° 傾斜したタブ (図 2a に示す) は、容易磁化方向に傾斜したテクスチャ配向を持つと予想されます。すべての主要な微細構造および磁気最適化研究はバルクチューブで実行され、その結果は磁気シールド測定用に特別に設計された中空チューブ (外径 = 30 mm、長さ = 140 mm、厚さ = 1 mm) に適用されました。 AF100、110、111 配向のクーポンとチューブの 4 つのグループに、HT と HIP の後処理の組み合わせが適用されました。最初のグループは水素雰囲気中で 1150°C で 4 時間処理されました。 2 番目のグループは、1230˚C および 120°C で 3 時間負荷をかけられました (圧力と温度は同時に適用され、温度は 5˚C/分で上昇および下降しました)。 3 番目のグループは最初に熱処理を行い、その後に熱処理（熱処理 + 熱処理）を行い、4 番目のグループは最初に熱処理を行い、その後に熱処理（熱処理 + 熱処理）を行いました。
サンプルは電気放電加工機 (EDM) を使用して基板から切り出され、次に AF 100 試験片が構築方向に沿って切断され、報告されたプロトコルに従って微細構造特性評価のために準備されました。研磨面の微細構造は、ブルネル光学顕微鏡、日立 TM3000 走査型電子顕微鏡 (SEM)、および電子後方散乱回折 (EBSD) を備えたフィリップス XL30 SEM を使用して特性評価されました。多孔率は、Image J ソフトウェアを使用した光学顕微鏡画像解析によって推定され、各多孔率データは 9 枚の画像解析の平均でした。結晶構造は、室温（Kα線、λ = 1.79 Å）でCo管を備えたBragg-Brentano配置でX線回折（XRD）技術（Panalytical Empyrean）を使用して調べられました。
(A) 365 nmおよび492 nm励起下でのRbBaScSi3O9:Eu2+蛍光体のフォトルミネッセンス（PL）励起および発光スペクトル。 (B) 365 nm励起および濃度消光下でのRbBaScSi3O9:xEu2+ (x = 0.2, 0.5, 2,5,7)蛍光体の発光スペクトル。
RayらはRbBaScSi3O9:xEu2+ (x = 0.2, 0.5, 2,5,7)蛍光体を合成し、XRDパターンで検証することに成功した。リートベルト解析も実行され、合成された蛍光体の結晶形態が単一相であることが示されました。 RbBaScSi3O9:Eu2+ 蛍光体は、P21/n 空間群を持つ単斜晶相を持っています。合成された蛍光体の発光特性を詳細に研究した。 PL励起スペクトルと発光スペクトルはパネルAとBに示されています。
結晶構造解析は、FullProf ソフトウェアを使用した Rietveld 法によって実行されました。 XRD は、AF 100 配向試験片の最適化の最初のラウンド中に XY 方向で実行され、次に図 2a に示すように、傾斜試験片の赤で強調表示された面で実行されました。マイクロ硬度測定は、Wilson VH1102-1202 マイクロ硬度試験機を使用して BD に沿って実行され、各データ ポイントは 16 回の読み取りの平均です。ヒステリシス ループは、減磁係数と、構築方向に平行な印加磁場を考慮して、室温で LakeShore 7300 振動サンプル磁力計を使用して測定されました。使用された磁場ステップサイズは、原点付近（-0.21792×105 A/mから0.21333×105 A/m）のみで≈160 A/mでした。磁化依存温度測定は、0.05 T の磁場下で室温から 600 °C まで実施しました。磁気シールド測定は、ヘルムホルツ コイルを備えた Bardington Mag-13 MC 磁気プローブを使用して、外部から印加された磁束密度 50 μT の中空チューブで実施しました。磁気シールド測定は、印加磁場を管軸に平行にして、また印加磁場を管軸に垂直にして、2 つの方向で実行されました (図 2b を参照)。磁気シールド係数（SF）は、外部から印加される磁束密度（Bout）とビン（シールド部分）内部の磁束密度の比として、SF = Bout/Bin の式に従って推定されます。その中で、ミュー金属の商業的に達成された最大のSFは約600です（magneticshielding limited 2019、個人的なコミュニケーション、2019年10月3日）。
3. 結果と考察
3.1. AF100構造に対するプロセスパラメータの影響
3.1.1. 微細構造 図3aは、調査した範囲全体をカバーする、さまざまなEで処理されたいくつかの選択されたAF100サンプルのXRDパターンを示しています。 XRDパターンのリートベルト解析により、Fm3m対称性を持つすべてのサンプルが立方構造であり、適合度係数（χ2）の解析値は1.05 ≤ χ2 ≤ 2.15であることが示され、粉末の解析プロファイルは図3bに示されています。図2aの粉末XRDパターンは、より高い（111）ピーク強度（I111）を示しています。ここで、（111）は、ミュー金属の容易軸磁化の優先方向です。 E が増加すると、固化サンプルの I111 ピークは消滅し、代わりにサンプルは強い (100) テクスチャを示します。これは固化中の優先配向であり、構築方向と平行です。ピーク強度の変化は、結晶異方性が E に強く依存していることを示しています。 E の増加は内部残留応力につながります。これは、LPBF プロセスでは構築プロセス中の局所的な温度勾配が高いためによく見られ、格子セル パラメーターの拡大につながります (図 3c を参照)。
図 3 (a) AF100 の LPBF により異なるエネルギー密度で処理された Ni-Fe-Mo の XRD スペクトル、(b) 粉末のリートベルト解析スペクトル図 4a の AF100 サンプルの光学顕微鏡写真は、組織密度 (多孔度の関数として) が E の増加とともに増加することを示しています。 E が凝固挙動に及ぼす影響は、Ni 超合金および NiFe ベース合金に関して以前に発表された結果と一致しています。図 4a は、E による欠陥レベルの変化だけでなく、欠陥タイプの変化も示しています。この研究の E 範囲内では、融合欠陥の欠如/細孔内に閉じ込められた未溶融粒子、微小亀裂、およびキーホールという 3 種類の E 依存欠陥が観察されました。この材料から作られたサンプルでは融合欠陥が発生しました。
図4 (a) 異なるE条件下での構築方向に沿ったaf100サンプルの光学顕微鏡写真、(b) 埋め込まれた微小亀裂を通るEDSラインスキャン。
E < 1.J/mm2（図4a参照）は、通常、Eが不十分なために微細構造密度が低くなる原因となります。 E 値が増加すると、溶融欠陥の数は徐々に減少し、矢印で示すマイクロクラックが現れ、E = 4.16 J/mm2 で少量のボイドが現れます。これらはいずれも高 E 欠陥です。亀裂は構築方向に沿って縦方向に伝播しました。これは LPBF ニッケルベース合金でよく見られる現象で、高い冷却速度によって生じた残留応力と延性の低下が原因です。亀裂は、粒界での元素の偏析によって発生し、粒子を破壊してその場所の化学組成を中断し (図 4b を参照)、材料の強度を弱める可能性があります。 E レベルが高い場合 (E > 4.68 J/mm2)、溶融プール内の蒸発速度が速いため、ボイド/キーホールが優勢になり、ビルディング ブロック内に多孔性が生じます。 E = 4.68 J/mm2 の af100 試験片は、気孔と亀裂が最も小さく、後処理で簡単に除去できます。
3.1.2 磁気特性図5aは、異なるE条件下でのaf100配向サンプルの室温ヒステリシスループを示しています。化学組成が同じであるため、サンプルの飽和磁化 (Ms) はあまり変化しません。同時に、図は E による初期磁化勾配の変化を示しています。つまり、E による磁気異方性の変化を反映して、異なる磁場値で磁化が飽和に達します。 Hc はヒステリシス ループから決定され、E に対するその動作は図 5b に示されています。 Hc 値は E の増加とともに減少し、最小値は 242 a/m で、E に比例しており、これは Mu 金属の LPBF 処理の研究結果と一致しています。 Hc の E 依存性は、組織特性の変化によって説明できます。
図 5 (a) 異なる E 条件下で選択された af100 サンプルのヒステリシス ループ。挿入図は正の四分位原点付近の高レートを表します。(b) 異なる E 条件下で構築された af100 サンプルの保磁力の変化。
LPBF プロセス中に生成される構造欠陥 (細孔、亀裂、未溶融粒子) は、内部磁壁の自由な動きに影響を与え、それによって磁性材料の保磁力を生成します。これは、磁化および消磁中のドメインの動きを妨げるドメイン壁の固定によって実現されます。 E = 4.68 J/mm2のとき、Hc値は最小になり、欠陥も最小になります。事前合金化されたミューメタル粉末のLPBFに関するこれまでの研究結果と比較すると、本研究のHc値は、Liらによって報告されたNi78.8Fe15.35Mo4.5のHc値（198a/m）に近い。しかし、Zouらはより低いHc（76 A/m）を報告しており、これは出発ミューメタル粉末（Ni77.33Fe16.43Mo5.94）中のFeとOの含有量が高かったためである可能性がある。
しかし、これらは、レーザーエンジニアリングネットシェーピングとLPBF技術を使用したNi30Fe70およびNi80Fe20合金についてMiklerらおよびZhangらが報告した値（それぞれ2387 A/mおよび390 A/m）よりも大幅に低いものです。 Refs 値との差は大きく、これは出発原料のプレアロイ粉末と異なる化学組成によるもので、均一性が向上し、欠陥が少なくなるため、磁気特性が向上します。注目すべきは、鋳造パーマロイ80は、冷却速度が低いためHc値が低く（0.39A/mと2.3A/m）[26]、LPBFプロセスと比較して欠陥が少なく、結晶粒が大きいことである。
3.1.3 微小硬度
図6は、af100サンプルのEの微小硬度ビッカース（HV）依存性の平均値を示しています。 HV値はEの増加とともに単調に増加します。E≥2.30J/mm2の場合、平均HVは230HVであり、これはFe-Ni-SiおよびA357AlのLPBF処理の研究結果と一致しています。組織密度の増加により、硬度は E に大きく依存します。つまり、E が増加すると溶融池のサイズが大きくなり、気孔形成の傾向が減少します。 AF 試験片の最大マイクロ硬度値は、LPBF 処理されたミューメタル (228 HV) および 316L ステンレス鋼 (239 HV) の値と一致しており、冷間圧延された Ni48Fe52 合金 (100 HV) の値よりも大幅に高くなっています。
図6 af100サンプルの構築方向に沿った平均マイクロ硬度とEの関係。
ただし、この値は、鍛造および LPBF 処理されたニッケル超合金 (323 HV) の値よりも低くなります。
3.2 結晶異方性と後処理が微細構造と磁気特性に与える影響
3.2.1 テクスチャ
E = 4.68 J/mm2 のサンプルはすべて有効な磁気特性と機械特性を示しており、今後の調査に使用されます。図7aはaf100、110、および111配向パッチの正規化されたXRDパターンを示しています。図 7b、c、d に示すように、すべてのビルド方向において、I111 は HIP および HT 後処理によってさらに改善されます。これは熱処理による構造の改善によるものです。 HT は LPBF プロセス中に生成される残留応力、転位密度、介在物を低減し、HIP は残留微小亀裂/気孔を破壊して材料の耐摩耗性を向上させます。
図7. (a) AF 100、110、111サンプルの正規化XRD、(b、c、d) 後処理した100、110、111サンプル。
微細構造密度（図8a、b参照）は、AF試験片の欠陥がHIP処理後に閉じているが、HT処理後には欠陥が再び開かないことを示しています（図8c参照）。さらに、HIPおよびHT処理後、AFサンプルの粒成長は柱状から等軸状へと発達します（図8d、e、f）。注目すべきは、図7に示すように、110および111試験片の(111)集合組織がHIPおよびHT後処理後も保存され、図9の集合組織係数(I200/I111)を計算することでさらに強化されることである。
図8. (a、b、c) E = 4.68 J/mm2での100個のサンプルのAF、HIP、およびHIP + HT条件のSEM顕微鏡写真、および(d、E、f)それぞれのEBSDパターン。
図9 AFおよび後処理した100、110、111配向サンプルのテクスチャ係数（I200/I111）。
3.2.2 磁気特性図 10a は、af100 サンプル = 4.68 J/mm2 の角度依存ヒステリシス ループを示しています。これらの測定は、印加磁場の方向とサンプル構築方向 (BD) 軸の間の角度 θ を変化させて実行されました (図 10b を参照)。図10aは、初期磁化曲線の傾きがθによってどのように変化するかを示しています（挿入図を参照）。つまり、θが増加すると飽和磁場が減少します。これは、磁気異方性がテクスチャの方向に依存していることを確認します。さらに、Hc は θ の増加とともにわずかに減少します。ヒステリシス ループの角度依存性と、ヒステリシス ループの磁気異方性の粒子配向による変化。
図10 (a) E = 4.68 J/mm2で構築されたaf100サンプルのヒステリシスループの角度依存性、(b) 印加磁場と構築方向BD間の角度を示す概略図、(c) E = 4.68 J/mm2のaf100サンプルの測定された保磁力の角度依存性。
図11 E = 4.68 J/mm2のサンプル：（a）100、110、111方向のAFサンプル、（b、c、d）後処理された100、110、111サンプル。
図11aはaf100、110、111配向サンプルのヒステリシスループを示しています。 AF100 サンプルの磁化は、AF 110 および 111 配向サンプル (それぞれ 0.82 × 105 A/m および 0.8 × 105 A/m) と比較して、より高い印加磁場 (1.55 × 105 A/m) で飽和に達します (図 11a を参照)。 af100サンプルのHc値は242 A/mから230 A/mと228 A/mに減少し、結晶方位はそれぞれ[110]と[111]方向に傾斜しています。飽和磁場と Hc の値が減少し、結晶方位が変化したことから、強い磁気異方性と、結晶方位の変化に起因するより優れた軟磁気特性が明らかになりました。さらに、HTおよびHIP後処理中に軟強磁性挙動が改善され（図11b、c、dおよび表2を参照）、HIPおよびHT後にMsが増加し、Hcが減少しました。これは、文献の結果と一致しています。
表2 E = 4.68 J/mm2のAFおよび後処理HTおよびHIPサンプルのさまざまな方向の飽和磁化と保磁力。
HIPおよびHT後処理中のHc値の減少は、粒径の増加に加えて、ドメイン壁のピン止めの主な原因である応力緩和、欠陥閉鎖、転位および介在物の除去などの微細構造欠陥の改善を指します（図8d、e、fを参照）。図11aのAF100、110、および111サンプルはほぼ一定のMs値を示していることは注目に値します（表2を参照）。これは、Ms が化学組成によってのみ影響を受ける固有の特性 (磁化は単位体積あたりの原子磁気モーメントの数) であり、図 11a のすべてのサンプルが同じ合金でできており、同じレーザー パラメータを使用して処理されたためです。一方、HIP および HT 処理後の Ms 値の向上は、合金の化学組成の変化によるものと考えられます。
化学分析の結果、表 1 に示すように、AF-LPBF-Ni-Fe-Mo には酸化物が存在することが示されています。これらの酸化物は LPBF プロセス中に形成され、トンネル電子顕微鏡 (TEM) によるこの合金の以前の研究で説明したように、Mo、Si、および Fe の酸化物として特定されていますが、XRD では検出できないほど小さいです。これらの酸化物は水素中の高温処理中に徐々に還元され、Fe と Mo は固溶体マトリックスに戻り、金属ミュー (Ni80Fe15Mo5) の最適な化学組成に近づきます。これは、図 12 に示すように、E = 4.68 J/mm2 サンプル (100 方向) の AF および HIP+HT 条件での磁化測定の熱依存性によって確認されます。
図12 E = 4.68 J/mm2のAFおよびHIP+HT条件下におけるサンプル（100配向）の0.05 Tでの磁化の熱依存性。
AF 条件では、最大磁化 (M) とキュリー温度 (Tc) の値はそれぞれ 1.2 倍、105 A/m、425°C を示し、その後の HIP+HT 後処理により、それぞれ 1.42 倍、105 A/m、480°C に増加しました。 M と Tc は固有の磁気特性であり、HIP 後および HT 処理によるそれらの改善は、Fe と Mo がホスト マトリックスに移動することによる粒径と化学組成の改善に起因します。 HIP ではなく HT による後処理の方が、より優れた軟磁性特性が得られることは特筆に値します (表 2 を参照)。これは、HIP では応力が完全に緩和されないことがあるのに対し、水素雰囲気での HT 処理では酸化物が減少し、応力が緩和されるためです。
3.2.3 磁気シールド性能図13は、AF、HIP、HT処理後の110および111配向チューブの軸方向および横方向の磁気シールド性能を示しています。磁気シールドは磁性材料の特性である磁束シャント効果によって発生します。 AF 110 および 111 サンプルの最大軸方向/横方向 SF 値 (SFmax) に大きな差はありません。これは、透磁率 (μr) を弱める微細構造の欠陥によるものです。 HIP および HT 後処理後、SFmax は両方向で大幅に向上しました。しかし、この研究では、HIP と HT を組み合わせた後処理は、どちらか一方の後処理のみよりも、軸方向と横方向の両方で SFmax を改善するのに効果的であることがわかりました (図 13 を参照)。ここで、HIP+HT ルートは、110 および 111 サンプル方向の両方で平均軸方向 SFmax 値 124 を達成します。これは、AF 条件の 10 倍です。
図13 異なるHTおよびHIP後処理条件下での110および111方向の軸方向および横方向の遮蔽係数の距離による変化。
しかし、横方向のSFmax値は比較的高く、110方向と111方向でそれぞれ502と350に達し、これは現在市販されているMu金属Ni80Fe15Mo5の83%と53%であり、SFは600です。横方向の SFmax 値が高いほど、横方向の測定における渦電流成分が大きくなり、外部磁場に対抗します。 HIP および HT 後処理後の磁気シールド性能の向上は、転位密度、介在物、応力の減少と粒径の増大による透磁率 (μr) の向上によって説明できます。粒径が渦電流に与える影響は磁気シールドにおいて重要な役割を果たしており、粒径が大きくなると渦電流が減少し、磁気シールド効果が弱まることが知られています。これは、HIP + HT条件下で110サンプルの横方向SFmax値が111サンプルの値よりも高い理由を説明できるかもしれません。HIP + HT 110サンプルは横方向の粒径が小さく、渦電流減衰の程度が小さいため、磁気シールド効果が高くなります（図14を参照）。一方、軸方向の 2 つのサンプルの粒径はほぼ同じであり、結果として軸方向の SFmax 値も同様になります。磁気シールド異方性に対する粒子形態の影響をさらに研究しました。
図14 HIP+HT条件下での110および111チューブのSEM顕微鏡写真は結晶粒構造を示しています。ここで、(a、b)は軸方向に沿った結晶粒構造を示し、(c、d)は横方向に沿った結晶粒構造を示しています。
4. 結論<br /> Ni-Fe-Mo合金はLPBF技術によって製造されました。 Hc 値は、広範囲のレーザーパラメータを使用して最適化されました。 E = 4.68 J/mm2 の AF 試験片は、硬度が最低 242 A/m で、微小硬度は 230 HV です。磁気異方性を制御するために、このサンプルの結晶配向は構築方向に対して 45° と 35° でした。結果は、容易軸磁化中の粒成長の解放により、傾斜磁化条件下で合金の磁気特性が向上し、HIP および HT 後処理によって合金の磁気特性がさらに向上することを示しています。 [110] HIP+HTサンプルのHc値は194A/m、Ms値は5.51×105A/m、SF値は502であり、これは市販の磁気シールドの83%であり、積層造形により高品質の磁気シールドを提供できることが確認された。ただし、商業的なニーズに合わせるにはさらなる調査が必要です。
出典: 積層造形された Ni-Fe-Mo 軟磁性合金における製造直後および後処理後の微細構造磁気シールドの発達、Journal of Alloys and Compounds、https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2021.161112
参考文献: J. Vovrosh、Ge Voulazeris、PG Petrov、J. Zou、Y. Gaber、L. Benn、D. Woolger、MM Attallah、V. Boyer、K.Bongs、M. Holynski、「冷原子センサー用磁気シールドおよび超高真空フランジの付加製造」、Sci. Rep.、8 (2018)、p. 2023
|
合金、金属、特性 |
<<: バイオプリンティング+凍結: 印刷された生物組織細胞は低温で長期間保存可能
>>: 800年も受け継がれてきた精巧な磁器芸術と3Dプリントが融合し、美しさと効率性が両立しました。
推薦する
2018年初頭、アンタークティック・ベアは、ブガッティがドイツの3Dプリント会社レーザー・ツェント...
出典: MFマテリアル5G通信や新エネルギー車などのハイエンド市場分野の急速な発展により、信号伝送と...
クールな 3D プリント可能なモデルを探しているなら、上の写真のディーゼルパンク スタイルのタンクが...
出典：陝西日報記者は2021年8月13日、中国航空宇宙科学技術公司第六科学院7103工場から、同工場...
この投稿は、Little Soft Bear によって 2017-8-22 16:48 に最後に編集...
出典：人民日報オンライン彼は中国工程院の院士であり、西安交通大学の教授であり、工場で10年以上働いて...
米国マサチューセッツ州ケンブリッジにあるハーバード大学は、世界的に有名な私立研究大学であり、有名なア...
この投稿は Coco Bear によって 2024-5-14 21:43 に最後に編集されました。 ...
これまでに、多くの障害を持つ動物が3Dプリントされた義肢の助けを借りて、再び普通の生活を送ることがで...
INTAMSYS は、統合された産業グレードの FDM 3D 印刷ソリューションを提供するハイテク...
近年、さまざまな業界で金属 3D プリント技術が深く発展するにつれて、産業分野における金属 3D プ...
2024年8月14日、アンタークティック・ベアは、オーストラリアの金属積層造形企業SPEE3Dが、...
IDC中国が発表した最新の「中国ウェアラブルデバイス市場四半期追跡レポート」によると、2024年第...
2017年6月、アンタークティックベアは武漢の天宇智能製造有限公司を訪問し、3,000平方メートル...
この投稿は Little Soft Bear によって 2017-5-31 13:54 に最後に編集...
|
