MnZn铁氧体关键磁参数和工艺.docx

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MnZn铁氧体关键磁参数和工艺

第一章MnZn铁氧体的关键磁参数

引言

铁氧体磁性即亚铁磁性，来源于被氧离子所分隔的磁性金属离子间的超互换彼此作用，它使处于不同晶格位置上的金属离子磁矩反向排列。

当相反排列的磁矩不相等时，那么表现出强磁性。

很明显，铁氧体的大体特性与应用特性都与晶体结构、化学键及离子散布紧密相关。

本章由MnZn铁氧体的晶体结构研究入手，探讨分析MnZn铁氧体有关的基础理论，对本文所涉及的大体电磁参数如起始磁导率µi、损耗PL、饱和磁感应强度Bs、居里温度Tc等进行了分析，为本文的研究提供理论依据。

MnZn铁氧体的晶体结构及磁性来源

MnZn铁氧体的晶体结构

凡是晶体结构和天然矿石—镁铝尖晶石（MgAl2O4）的结构相似的铁氧体，称为尖晶石型铁氧体。

咱们研究的MnZn铁氧体就属于尖晶石型铁氧体。

尖晶石型铁氧体的晶体结构属于立方晶系，其化学分子式能够MeFe2O4（或AB2O4）表示。

其中，Me为金属离子Mg2+、Mn2+、Ni2+、Zn2+、Fe2+、Li1+等；而Fe为三价离子，也能够被其他三价金属离子Al3+、Cr3+或Fe2+、Ti4+所代替。

总之，只要几个金属离子的化学价总数为8价，能与四个氧离子化学价平稳即可，但也要注意离子的大小及其他一些问题。

尖晶石型结构的一个晶胞共有56个氧离子，相当于8MeFe2O4，其中有24个金属离子，32个氧离子。

由于晶胞中的离子很多，结构较复杂，不易全数画出。

图1-1表示了部份金属离子在晶胞中的散布。

每一个晶胞事实上能够分为8个小立方，这8个小立方体又分为两类，每种各有4个；每两个共边的小立方体是同类的，每两个共面的小立方体分属于不同类型的结构。

在每一个不同类型的小立方体内都有4个氧离子。

在8个小立方体中，氧离子都位于体对角线中点至极点的中心。

由于氧离子比较大，金属离子比较小，而以氧离子作为密堆积结构，金属离子都填充在氧离子密堆积的间隙中。

氧离子之间存在两种间隙：

即八面体间隙和四面体间隙，如图1-2。

八面体间隙被六个氧离子包围，由六个氧离子中心连线组成八个三角形平面，而称八面体，其间隙较大，也称B位。

四面体间隙那么是由四个氧离子包围而成的，四个氧离子中心连线组成四个三角形平面，因此称四面体，其间隙较小，也称为A位。

图1-1尖晶石晶胞的部份结构图1-2四面体间隙（A位置）和八面体间隙（B位置）

在尖晶石晶胞中，氧离子密堆积后组成了64个四面体间隙和32个八面体间隙，因此一个晶胞共有96个间隙。

可是，尖晶石型铁氧体的单位晶胞共有8个MeFe2O4分子，由于化学价平稳的结果，只有8个金属离子Me占A位（也称8a），16个金属离子Fe占B位（也称16d）。

也确实是说只有24个间隙被金属离子Fe填充，而72个间隙是缺位。

这种缺位是由离子间化学价的平稳作用等因素所决定的，但却易用其他金属离子填充和替代，为铁氧体中金属离子扩散及搀杂改性提供了有利条件，也是尖晶石型铁氧体能够制备成具有各类不同性能的软磁、矩磁、旋磁及压磁材料，取得极为普遍应用的结构基础。

图1-3尖晶石晶胞参数a及u

在理想的最紧密堆积情形下，A位置与B位置具有必然大小，rA≈，rB≈。

进入A、B位置的金属离子半径一样在～之间，因此实际的晶体尺寸要膨胀一些，依照图1-3几何关系可得A位置与B位置上可容纳的金属离子的半径别离为：

式中ro为氧离子半径，ro≈；a为晶格常数，理想情形下的晶格常数a≈；u为氧离子参数，理想的面心立方中u＝3/8＝。

在锰锌铁氧体中，由于金属阳离子的半径老是大于rA或rB，故当A位置或B位置被阳离子占据时，四面体体积将略微膨胀，可是仍然维持正四面体对称。

八面体的体积将相应缩小，再也不维持八面体的对称，使得氧离子参数u稍大于3/8，锰铁氧体MnFe2O4和锌铁氧体ZnFe2O4的氧离子参数u均为，MnFe2O4和ZnFe2O4的晶格常数别离为，。

MnZn铁氧体中的金属离子散布

在尖晶石铁氧体中，填充A位置的金属离子组成的晶格称为A次晶格；同理，填充B位置的金属离子组成的晶格称为B次晶格。

一样来讲，每种金属离子都有可能占据A位置或B位置，其离子散布式可写为：

（Mex2+Fe1-X3+）[Me1-x2+Fe1+x3+]O4

上式中以（）表示A位，以[]表示B位，脚标x表示Me2+离子占A位的分数。

①当x＝1时，表示所有A位都被Me2+离子占据，而B位置都被Fe3+占据，这种散布和尖晶石结构相同，称为正型尖晶石结构的铁氧体；②当x＝0时，表示所有A位都被Fe3+离子占据，而B位置别离被Fe3+和Me2+各占据一半，这种散布正好和尖晶石结构相反，称为反型尖晶石结构的铁氧体；③当0＜x＜1时，表示在A位置和B位置上两种金属离子都有，称为混合型尖晶石结构的铁氧体。

锌铁氧体ZnFe2O4为正型尖晶石结构的铁氧体（Zn）[Fe2]O4；锰铁氧体MnFe2O4为混合型尖晶石结构的铁氧体（Mnx2+Fe1-X3+）[Mn1-x2+Fe1+x3+]O4，锰锌铁氧体也为混合型尖晶石结构的铁氧体（Znx2+Fe1-X3+）[Mn1-x2+Fe1+x3+]O4。

由此可见，锰锌铁氧体中金属离子的散布比较复杂，金属离子的散布规律一样与离子半径、电子层结构、离子价键平稳等因素有关。

一样情形下，金属离子占A位置和B位置的偏向为：

A位B位

Zn2+，Cd2+，Mn2+，Fe3+，V5+，Co2+，Fe2+，Li1+，Al3+，Mn3+，Ti4+，Sn4+

关于锰锌铁氧体来讲，Zn2+通常占据A位置，Mn2+，Fe3+偏向于混合型散布。

MnZn铁氧体的磁性来源

MnZn铁氧体是一种亚铁磁性材料，亚铁磁性是未被抵消的反铁磁性。

铁氧体的磁性来源于两种没有抵消的反向磁矩，因此，MnZn铁氧体的分子磁矩为A、B两次晶格中离子的自旋反平行耦合的净磁矩。

铁氧体是由多种金属原子和氧原子所组成的化合物，在铁氧体的晶格中，最相邻的A位和B位上的金属离子Me2+（rMe＝～）被离子半径较大的非磁性氧离子O2-（rO≈）隔开，金属离子Me2+间的距离实在太大，以至于电子不可能有直接的互换作用，而只能通过中间非磁性氧离子间接进行。

因此在铁氧体互换作用中，必需有氧离子的价电子参加，关于这种通过隔在中间的非磁性氧离子为媒介来实现的互换作用称为间接互换作用或超互换作用。

反铁磁性和亚铁磁性（即铁氧体磁性）都是由这种超互换作用而形成的，如图1-4。

图1-4超互换作用示用意

前面说过铁氧体的磁性来源于四面体中金属离子（A位为Me1）和八面体中金属离子（B位为Me2）的磁矩之差，什么缘故金属离子Me1和Me2的磁矩是反向排列的呢下面以MnO为例来讲明。

MnO具有面心立方结构，它的晶格是由相互交叉排列的Mn2+和O2-组成的，Mn2+离子的最近邻为6个氧离子O2-，而氧离子O2-的最近邻为6个锰离子Mn2+。

由于Mn2+被O2-距离，因此Mn2+的互换作用是通过O2-间接互换的。

基态时，Mn2+离子的未满电子壳层组态为3d5，5个电子自旋彼此平行取向；O2-的最外层电子组态为2p6，其自旋角动量和轨道角动量都是彼此抵消的，无净自旋磁矩。

在这种情形下，Mn2+与O2-的电子波函数在成180°键角方向时可能有较大的交叠，只是O2-离子无磁性，不可能致使自发磁化。

可是，由于有交叠，提供了2p电子迁移到Mn2+的3d轨道内的机遇，使体系完全有可能变成Mn2+和O1-的激发态。

当MnO处于激发态时，由于O1-中具有自旋磁矩，那个未配对的2p电子受激后跑到Mn2+离子的3d轨道后成为d′电子，依照洪德规那么，p电子进入Mn2+离子的3d轨道后，为保证系统的能量最低而作反向排列，其磁矩取向与d电子磁矩取向相反；而另一个p电子那么与另一个Mn2+离子发生直接互换作用，磁矩取向也彼此相反。

结果，致使O2-双侧成180°键角耦合的Mn2+离子的自旋必然为反平行排列，两个Mn2+离子的磁矩取向必然相反，这确实是超互换作用大体原理。

关于铁氧体来讲，金属离子散布在A位和B位，他们的最近邻都是氧离子，因此金属离子存在三种超互换作用类型，即A－A，B－B和A－B三种。

三种类型的超互换作用的强弱取决于两个要紧因素：

①两离子间的距离，和金属离子之间通过氧离子所组成的键角；②金属离子3d电子数量及其轨道组态。

依照金属离子之间通过中间氧离子所组成的键角不同，离子组态能够分为如图2-5所示的五种情形。

图中ψ1＝125°9′，ψ2＝150°34′，ψ3＝90°，ψ4＝125°2′，ψ5＝79°38′。

依照超互换作用原理和图示五种相对位置能够得出A－B型的超互换作用最强，B－B型的超互换作用次之，而A－A型的超互换作用最弱。

在铁氧体中，A位和B位上的离子磁矩取向是反平行排列，因此A位上的离子磁矩只能是平行排列，B位的亦然，若是A、B位上的磁矩不等，就有了亚铁磁性。

因此，A－B型的超互换作用致使了铁氧体的亚铁磁性。

图1-5超互换作用离子组态示用意

MnZn铁氧体的重要电磁参数

起始磁导率µi、损耗PL、饱和磁感应强度Bs、剩余磁感应强度Br、矫顽力Hc、居里温度Tc等都是MnZn铁氧体电磁特性的要紧参数，对其理论的明白得把握和在材料制备进程中参数的操纵对咱们最终制备的材料具有重要的指导意义。

起始磁导率μi

起始磁导率的概念及磁化机制

磁导率是软磁铁氧体的重要参数，从利用要求看，主若是起始磁导率µi。

它是材料预先退磁后在弱场（△H→0）磁化进程中的一个宏观特性表示量，概念为：

（1-1）

它的微观机制是可逆磁畴转动和可逆畴壁位移。

起始磁导率是这两个磁化进程的叠加，即：

µi＝µ转+µ位

关于具体材料，有的以壁移为主，µi≈µ位；有的以畴转为主，µi≈µ转。

一样烧结铁氧体样品假设内部气孔多，密度低，那么畴壁移出气孔需消耗较大能量，故在弱场下磁化机制主若是可逆畴转；假设样品晶粒大，密度高，气孔少，畴壁位移十分容易，磁化就以可逆壁移为主了。

通常二者均存在，它们各自所占比例随材料微观结构而异。

铁磁学理论研究说明，关于壁移机制所决定的起始磁导率：

（1-2）

关于畴转机制所决定的起始磁导率：

（1-3）

关于由气孔和晶界退磁场所决定的起始磁导率：

（1-4）

式中：

—含杂浓度；P—气孔率；d—杂质直径；D—平均晶粒尺寸；t—晶界有效厚度；

—畴壁厚度；a、b为≥1的比例常数；

—晶界磁导率；

有退磁场时的起始磁导率（表观磁导率）。

因此，材料磁化的难易程度决定于磁化动力（正比于MsH）与阻滞之比。

磁化易，那么µi高。

畴壁可逆位移的阻滞要紧来源于气孔、不均匀内应力、异相杂质，还包括晶界退磁场、壁面积扩大引发的畴壁能增加。

磁畴可逆转动的阻滞要紧来源于磁晶各向异性、内应力，还包括由气孔、另相在晶界处引发的退磁场，此退磁场使等效各向异性K增大。

提高起始磁导率的方式

（1）提高材料的饱和磁化强度Ms

如前面讲到的磁导率的各类磁化机制，不论是畴壁位移仍是磁畴转动机制，材料的

都与Ms的平方成正比，因此提高Ms值是提高

值的有效途径之一。

但因铁氧体属亚铁磁性，各类单元铁氧体的Ms并非高，故常采纳复合铁氧体。

复合铁氧体的Ms决定于金属阳离子在A、B位的散布，假设A、B位的磁矩差大，那么Ms高。

因此，高频MnZn功率铁氧体选用Ms较高的单元铁氧体MnFe2O4作为大体成份，再加入适量的ZnFe2O4铁氧体组成固溶体。

提高Ms并非是要ZnFe2O4的含量专门大，而是需操纵在必然的范围，假设过量那么由于Zn2+特喜占A位，如此A位上的磁性离子数就会减少，致使A～B间超互换作用减弱，与此同时，B～B间超互换作用相对增强，致使B位磁性离子的磁矩反平行排列，使总的分子磁矩减小，造成Ms降低，最终

降低。

（2）降低材料的磁晶各向异性常数K1及磁致伸缩系数

提高Ms不是提高

的最有效方式，因为铁氧体的MS转变范围不是专门大。

提高

的要紧途径是从配方和工艺上力求K1→0，

→0。

依照K1（

）来源于自旋-轨道耦合的机制，第一从配方上选用无轨道矩[L＝0，K1（

）很小]或轨道矩猝灭的的大体铁氧体，如MnFe2O4。

然后采纳正负K1（

）补偿或加入非磁性金属离子冲淡磁性离子间的耦合作用。

具体方法如下：

1.加Zn2+形成固溶体

Zn2+为非磁性离子，虽有可能提高Ms值，但更重要的是降低K1（

），从而提高μi值。

若是调整Zn含量使材料的工作温度低于并接近于居里温度Tc时，K1（

）要比Ms降的快，μi达到最大值，但此范围内的μi-T曲线转变大，有效性小。

如再增加Zn含量，Ms超级接近于居里Tc时下降专门快，反会使μi下降。

而且Zn含量过量时，由于非磁性离子数量多，居里温度Tc低，温度稳固性差，不适合应用。

一样选取ZnO含量为6～18mol%。

2.加适量的Fe3O4形成固溶体

上面已明白，加Zn会降低居里温度，过量还有其它缺点。

为进一步降低K1（

）以提高μi，常采纳的方法是在配方时使Fe2O3>50mol%，使生成适量的Fe3O4固溶于复合铁氧体中。

Fe3O4有一个突出的优势是具有正

值，而其它尖晶石铁氧体的

均为负。

因此，含少量Fe2+可起补偿作用使

→0。

另外，当MnZn配方中Fe2O3>50mol%时，生成的Fe3O4起正K1作用，随成份（或温度）转变还会显现K1由负过零变正的成效。

因此，MnZn铁氧体的μi值除在Tc周围显现极大值外，在低温K1=0（以至

＝0）处也显现极大。

假设调整成份并严格操纵工艺，使K1=0同时

＝0处于室温周围，那么在室温可取得很高μi值。

但应注意，Fe3O4的电阻率很低，必要时还应采纳其他方法提高电阻率。

3.加入少量CoO起补偿作用

由于生成的CoFe2O4的K1、K2均为正，在MnZn铁氧体中可起正负K值的补偿作用，使其K1值随成份（或温度）由负过零变正。

同时，CoFe2O4的λ111>0，故在铁氧体中加入CoO亦能够实现

→0，使μi增高。

加入CoO的补偿作用，要紧的目的在于提高软磁材料的温度稳固性和利用频率及降低损耗。

4.加入少量Ti4+（Sn4+）于MnZn铁氧体中

当Ti4+离子进入晶格时，在B位显现2Fe3+

Fe2++Ti4+的转化，从而增多了Fe2+离子（起正K1作用），实现磁晶各向异性的补偿。

但如加入过量，那么由于Ti4+离子的半径和Fe2+离子的半径均比Fe3+大，从而改变晶体的晶场特性，使磁晶各向异性K1更大，反而使μi下降。

功率损耗PL

磁性元件在交变磁场中工作都会发烧，这种发烧确实是磁性材料在功率的传输和转换进程中的能量损耗。

铁氧体材料的总功率损耗由涡流损耗Pe、磁滞损耗Ph和剩余损耗Pr（也称后效损耗）三部份组成，即：

PL＝Pe+Ph+Pr（1-5）

在磁感应强度B较高或频率f较高时，各类损耗相互阻碍，很难分开。

涡流损耗

（1）损耗产生缘故：

涡流是由电磁感应引发的一种感应电流，由于它的流线呈旋涡状而得名。

涡流不能由导线向外输送，只能使磁芯发烧而产生功率损耗。

这种由涡流而引发的损耗就称为涡流损耗。

实验证明，涡流损耗与材料的晶粒尺寸d2和频率f2成正比，而与电阻率ρ成反比，即Pe∝f2d2/ρ。

可见，降低涡流损耗的关键在于细化晶粒d，提高电阻率ρ。

（2）降低方式

降低涡流损耗的有效方式是提高材料的电阻率。

对多晶铁氧体材料而言，电阻率包括晶粒内部和晶粒边界的电阻率两部份。

因此，提高电阻率也需从两方面入手。

1.提高晶粒内部电阻率

在单元铁氧体中，一样ρ值均在10Ω.m以上，唯有Fe3O4的ρ值约为10-4Ω.m。

当配方中Fe2O3>50mol％时，Fe3O4就会固溶于复合铁氧体中；乃至在正分派方时，假设烧结气氛稍有缺氧也可显现Fe2+。

当有Fe2+存在时，导电机制主若是Fe2+

Fe3++e的电子扩散，在八面体上就显现不同价的电子导电，激活能最低，因此具有强导电性。

为了提高晶粒内部电阻率，必要时需避免Fe2+显现。

2.提高晶界电阻率

关于MnZn铁氧体，要求含有必然量的Fe3O4以操纵K1和

降至零从而提高

，且烧结温度较高，晶粒较大，气孔少，晶粒内部的ρ值必然不高。

因此，只能通过选用添加剂使在晶界形成高阻层，从而提高晶界电阻率ρ，使高频下涡流损耗下降。

这种添加剂经常使用的有CaO、ZrO2、SiO2、GeO2及它们的组合形式，如CaO与SiO2在烧结进程中反映生成CaSiO3，在晶界形成高阻层，使电阻率提高，损耗降低。

另外，ZrO2与SiO2、CaO与Bi2O3和CaO与TiO2、BaO与SiO、V2O5与SiO2等组合物都可提高电阻率。

但应注意：

若是MnZn铁氧体大体成份中含Si量偏高，就不能再加SiO2了，不然在烧结中易造成不持续晶粒生长，降低磁性能。

另外，Nb2O5、Na2O、TaO2、PbO等可降低烧结温度，促使晶粒细化，提高电阻率。

加入SnO2也可提高电阻率，其缘故在于Sn4+使Fe2+限制在局部。

在MnZn铁氧体工艺中，降低烧结温度也可提高晶界电阻率。

这是因为烧结温度与晶粒生长紧密相关，温度越高，晶粒越大，晶界越薄，电阻率越低，涡流损耗就越大。

另外，烧结气氛中氧含量也对电阻率有较大阻碍。

磁滞损耗

（1）损耗产生缘故：

由磁滞现象致使磁芯发烧而造成的功率损耗称为磁滞损耗。

在交变磁场中，每磁化一周的磁滞损耗值就等于磁滞回线的面积。

一样情形下，B和H之间具有比较复杂的非线性的函数关系。

但在弱磁场时（瑞利区范围内），磁滞损耗与材料的工作磁感应强度Bm成正比，而与起始磁导率µi3成反比，即Ph∝Bm/

3。

可见，降低磁滞损耗的关键在于缩小磁滞回线面积，也确实是减小材料的矫顽力Hc。

这确实是说，只有晶粒形状完整、晶粒大小均匀、气孔较少、各向异性较小的铁氧体材料，才具有较低的磁滞损耗。

（2）降低方式

关于工作于高频较强磁场下的MnZn功率铁氧体材料，要降低强场下的磁滞损耗，采纳限制不可逆壁移的方式已不可能了，因此必需采纳加速畴壁不可逆位移在较低磁场下发生并终止的方式。

要达到此目的，就要使畴壁能及退磁能均很小。

如此，材料的磁滞回线很窄，Hc、Br均小。

其配方原那么是使K1≈0，

≈0，工艺原那么是做到高密度、大晶粒、均匀、完整、另相少、内应力低、晶界薄而整齐、气孔少。

对原材料的要求是纯度高、活性好，因为异相搀杂会引发较大的内应力。

剩余损耗

（1）损耗产生缘故：

剩余损耗是磁性材料除涡流损耗和磁滞损耗之外的其它损耗。

在较高频率下，剩余损耗要紧包括畴壁共振损耗和自然共振损耗等。

畴壁共振是指当畴壁来回移动的固有频率与外加频率一致时发生μ′迅速下降，μ″大大增加的现象。

而自然共振那么是指磁性材料在只有交变场而无外加磁场的情形下，在材料的磁晶各向异性能和磁畴结构产生的退磁场作用下所产生的磁共振现象。

磁畴转动致使的自然共振和畴壁位移的驰豫与共振，决定了软磁材料的截至频率fr。

依照Snock公式，关于立方晶系的材料存在着如此的规律：

fr（μsi-1）＝3Ms2/βD（1－6）

式中:

μsi－静态初始磁导率，β－阻尼系数，D－晶粒尺寸。

（2）降低方式

关于工作于较强磁场下的高频功率铁氧体材料，要降低剩余损耗，也确实是要减少因畴壁共振和自然共振所带来的阻碍。

而减少这一阻碍的最好方式是提高材料的截止频率fr。

因此，为了减小材料的剩余损耗，在配方上要尽可能地提高Ms值，选用可起到细化晶粒作用的添加剂；在工艺上，尽可能地降低烧结温度，减小晶粒尺寸。

饱和磁感应强度Bs

在前面论述MnZn铁氧体磁性来源的时候提到，铁氧体磁性起源于A位与B位的磁矩之差。

因此标志铁氧体磁性的Bs很自然地就与A位与B位的占位紧密相关了，哪一种离子占A位，哪一种离子占B位本章第一部份中已经涉及，在此不作重复介绍，要紧分析MnZn铁氧体的饱和磁矩。

在MnZn铁氧体中，处于四面体（A位）和八面体（B位）的自旋磁矩的取向是反向平行排列的。

关于锌铁氧体而言，它是纯粹的正尖晶石结构，由于Zn2+离子的最外层电子组态为3d10，因此Zn2+离子的轨道磁矩和自旋磁矩都为零。

由于Fe3+离子、Mn2+离子的最外层电子组态为3d5，其轨道磁矩L＝0。

但在MnZn铁氧体中，由于A位和B位的磁性离子组成的两个次晶格的磁矩方向相反而且强度不等，因此产生了自发磁化。

下面咱们将依照A位和B位离子磁矩反向平行的假定，咱们能够先计算出锌铁氧体和锰铁氧体的分子最大磁矩即饱和磁矩，然后推得MnZn铁氧体得分子饱和磁矩。

1.锌铁氧体

次晶格A位B位氧离子

离子散布式Zn2+[2Fe3+]4O2-

磁矩方向→←

离子磁矩取向MFe3+－MFe3+

分子磁矩M＝MFe3+－MFe3+＝0

2.锰铁氧体

锰铁氧体为混合型尖晶石结构的铁氧体，二价锰离子Mn2+具有和三价铁离子Fe3+相同的自旋磁矩，即各有5个玻尔磁子，因此锰铁氧体为一种特殊情形，其饱和磁化强度不依托于离子在晶格中的位置散布，因此，锰铁氧体的分子饱和磁矩为：

次晶格A位B位氧离子

离子散布式（Mn2+，Fe3+）[Mn2+，Fe3+]4O2-

磁矩方向←→→

离子磁矩取向

分子磁矩M＝5[μB]（μB为玻尔磁子）

3.锰锌铁氧体

次晶格A位B位氧离子

离子散布式（Zn2+x，Fe3+（1-x），Mn2+（1-x））[Mn2+（1-x），Fe3++]4O2-

磁矩方向←→→

离子磁矩取向（1-x）MFe3+（1-x）MMn2++（1-x）MMn2+++MFe3+

分子磁矩M＝（1-x）MMn2+++MFe3+

＝5（1+x）[μB]

从上面的分析可知，咱们能够通过调剂x值来改变铁氧体的磁化强度，另外还能够通过选择二价金属离子Me2+的种类来实现。

为了在给定的Me2+系统中实现磁化强度的操纵，通常能够采纳离子取代来实现，专门是非磁性离子取代法。

由此可知，在MnZn铁氧体中，铁氧体材料的饱和磁化强度由Fe2O3、MnO和ZnO三种主成份的含量比例决定。

当非磁性Zn2+离子加入后，由于Zn2+离子有进入A位的趋势，侵占了A位，有部份Fe3+离子被赶到B位，使得A位内磁矩下降，B位内磁矩增加，结果使得铁氧体饱和磁矩大大增加。

可是，当Zn2+离子加入过量，更多的A位被Zn2+离子占据，A位上的磁性离子过度减少就会严峻减弱A－B两次晶格之间的超互换作用，使得某个B位磁性离子的B－B互换作用相对增强，而那个B位离子的磁矩与多数B位离子的磁矩是反向平行的，结果每一个如此的B位离子将减少两个离子磁矩，这相当于B位的磁矩数下降，因此Zn2+离子的过量加入反而对提高饱和磁矩不利，即对提高材料的饱和磁感应强度Bs不利。

剩余磁感应强度Br和矫顽力Hc

铁磁体在磁场作用下磁化到饱和，再将磁场单调地减小到零，并假定磁路闭合，无退磁场的阻碍，由于磁滞现象的存在，铁磁体的磁化状态不能恢复到磁中性状态，而维持一稳固的磁化强度，概念为剩余磁化强度，用Mr（或剩余磁感应强度Br，Br＝μ0Mr）表示。

由于剩磁Br比较容易用实验方式测得，有效意义较大，因此适应地以Br表示剩磁大小。

就高频MnZn功率铁氧体而言，咱们需要大的△B＝Bs-Br，由上式可知，要取得较大的△B，能够从两方面入手：

一方面，提高材料的Bs，但这一本征特性要紧由主配方