Soutenance mémoire
Les ferrites doux et leurs applications aux radiofréquences
De nombreuses applications dans le domaine des radiofréquences requièrent l’utilisation de matériaux magnétiques. Le choix du matériau est principalement imposé par la gamme de fréquence dans laquelle il est destiné à travailler. Pour des applications en tant que transformateur, le but est d’avoir pour une fréquence donnée la perméabilité magnétique la plus élevée et les pertes les plus faibles possibles. Partant de ce constat, il est possible de présenter de manière simple le matériau magnétique le plus utilisé pour des applications de puissance en fonction de la gamme de fréquence .Cette thèse s’intéresse aux applications en bandes HF (3 à 30 MHz), VHF (30 à 300 MHz) et début de bande UHF (300 à 500 MHz). Dans cette gamme de fréquence, les matériaux les mieux adaptés ont été pendant longtemps les ferrites Ni-Zn. Ces céramiques ont l’avantage de pouvoir conserver une perméabilité élevée jusqu’à quelques centaines de MHz et leur forte résistivité permet de s’affranchir des pertes par courants de Foucault. Ces matériaux sont principalement utilisés pour la réalisation de transformateurs et d’inductance dans les systèmes de radio-télécommunications. On les retrouve aussi dans les filtres hautes fréquences. Enfin, il est également envisageable d’utiliser ces ferrites dans les alimentations à découpage haute fréquence (supérieure à 1 MHz). Pour ces applications, les matériaux doivent conserver une perméabilité magnétique élevée à des fréquences les plus élevées possibles. Une des techniques pour y parvenir est de favoriser les phénomènes physiques régissant la perméabilité à haute fréquence au détriment des contributions basses fréquences. C’est précisément le résultat obtenu lorsque l’on incère du cobalt dans les ferrites Ni-Zn. Dès 1958, Schnettler [Sch] a étudié l’influence du dopage par le cobalt dans les ferrites Ni-Zn. Le cobalt induit une anisotropie qui a pour conséquence une stabilisation des parois de domaines magnétiques. Les mouvements de parois étant le phénomène majoritaire régissant la perméabilité à basse fréquence, cela va entraîner une diminution des parties réelles (µ’) et imaginaires (µ’’) de la perméabilité. La fréquence de résonance des pertes magnétiques (fr, maximum de µ’’) s’en trouve alors augmentée : Le matériau est ainsi mieux adapté aux applications hautes fréquences. A perméabilité égale, les ferrites Ni-Zn-Co conservent un tanδ (µ’’ / µ’) faible jusqu’à des fréquences plus élevées que les ferrites Ni-Zn. En 1975, De Lau a publié une étude complète de ces matériaux [Lau]. Il a notamment regardé le rôle du cobalt sur les propriétés en fonction de la température. Il a alors mis en évidence l’apparition d’une température de compensation de l’anisotropie magnéto-cristalline dépendant du taux de cobalt (voir chapitre 1.3). Cette compensation de l’anisotropie se traduit par un maximum local de perméabilité.Ces ferrites, plus simples à réaliser que les ferrites Mn-Zn et mieux adaptés aux exigences des applications hautes fréquences, ont vite présenté un réel intérêt industriel. Il est aujourd’hui possible de les retrouver dans des applications aussi diverses que les cavités RF des accélérateurs de particules [Gri], les filtres hautes fréquences [Ini] ou comme transformateurs au sein des systèmes de rétro-éclairage des écrans LCD [Zha]. Les ferrites Ni-Zn ne sont pas les seuls matériaux à pouvoir être utilisés dans cette gamme de fréquence. D’autres voies ont également été explorées. Jeong a ainsi étudié la piste des ferrites mixtes de formules MnxNiyZnzFe2O4 (x + z + y = 1) [Jeo], ces ferrites devant êtreun compromis entre les ferrites Mn-Zn et Ni-Zn. Les résultats présentés par l’auteur sont intéressants, avec notamment de faibles pertes en puissance, cependant la forte perméabilité des ces matériaux limite leur emploi à des fréquences situées autour du mégahertz.Les composites lamellaires ont également été regardés. Ces matériaux sont constitués d’une structure lamellaire alternant des couches ferromagnétiques et amagnétiques [Leb1]. Ils possèdent des propriétés dynamiques proches des ferrites Ni-Zn-Co surtout à très haute fréquence (supérieures à 100 MHz). Toutefois, leur réalisation assez délicate, les rendent difficilement industrialisables et peu compétitifs. L’application qui nous intéresse plus particulièrement est celle des transformateurs large bande radiofréquence utilisés dans les amplificateurs de puissance. Ces transformateurs se présentent le plus souvent sous la forme d’un parallélépipède de ferrite Ni-Zn percé de deux trous. Ils sont appelés baluns, nom venant de l’anglais « balanced-unbalanced », à cause du rôle de symétriseur de signal de ces composants. Un exemple de balun bobiné avec un câble coaxial est présenté en Figure 2. Ces composants doivent posséder de faibles pertes en puissance jusqu’à de très hautes fréquences. Ils sont en effet destinés à fonctionner avec des puissances comprises entre 30 et 60 W/cm3 pour de fréquences allant de 30 à 500 MHz. De plus, la température de la carte électronique peut être amenée à dépasser les 70°C. Ces conditions exigeantes posent actuellement un certain nombre de problèmes puisque les ferrites commerciaux utilisés possèdent des pertes très élevées à forte induction (supérieures à 1 W/cm3 à 1,5 MHz et 25 mT à 20°C). Ces pertes dans les composants passifs peuvent donc faire fortement chuter le rendement de l’amplificateur. Dans le paragraphe suivant nous tenterons de regrouper les principaux travaux publiés sur ce sujet car malgré leur utilisation courante, les propriétés en puissance de ces ferrites ont été assez peu étudiées.
Diminution de la température de frittage des ferrites Ni-Zn
Une solution efficace pour améliorer l’intégration des composants passifs est d’utiliser la technologie LTCC (Low Temperature Cofired Ceramics) qui consiste à cofritter en même temps le matériau céramique et les conducteurs en métal. Les conducteurs sont généralement réalisés à partir d’encres d’argent sérigraphiées, ce métal présentant un excellent compromis coût / conductivité électrique. Il a de plus l’avantage d’être chimiquement stable en température contrairement au cuivre qui peut s’oxyder et ainsi perdre ses propriétés de conduction. La température de fusion de l’argent est de l’ordre de 965°C, cependant pour limiter les problèmes de diffusion entre le métal et le matériau céramique, ces encres de sérigraphie sont conçues pour être utilisées vers 850°C. Plusieurs matériaux diélectriques ont alors été optimisés pour densifier à ces températures et être compatibles avec cette technologie. Concernant les matériaux magnétiques, cela est un peu plus complexe à mettre en œuvre. La synthèse des ferrites de nickel-zinc conventionnels est réalisée à des températures supérieures à 1200°C. Ces conditions permettent d’avoir une densité élevée ce qui est un préalable indispensable à l’obtention de propriétés magnétiques satisfaisantes (notamment de faibles pertes). Ces hautes températures ne sont donc pas compatibles avec une utilisation de ces matériaux en technologie LTCC. Pour remédier à ce problème, il est nécessaire de diminuer les températures de frittage de ces ferrites pour les amener à densifier à des températures comprises entre 875 à 900°C. Deux voies différentes peuvent être employées pour diminuer la température de densification d’une céramique :
– L’ajout d’un oxyde fondant afin de réaliser un frittage en phase liquide. Il consiste à adjoindre à la poudre initiale un oxyde à bas point de fusion. Durant le cycle thermique, cet oxyde va fondre et créer un flux facilitant les échanges de matière et donc la densification.
– L’introduction d’un élément chimique permettant d’amorcer les réactions plus rapidement (formation de la phase et densification).
C’est cette seconde voie qui donne les meilleurs résultats en substituant le nickel et le zinc par du cuivre. La formation de la phase spinelle peut alors être réalisée autour de 800°C et le frittage vers 950°C. Les premiers articles traitant de ces matériaux paraissent en 1989 [Xu] [Kum]. La diminution de la température de frittage n’y est pas encore abordée car les matériaux sont frittés entre 1000°C et 1200°C. Or au-dessus de 1035°C, les ions Cu2+ se réduisent en Cu+ ce qui entraîne une chute de la résistivité et donc une dégradation des propriétés du matériau. Il faut attendre 1992 pour voir apparaître les premières publications sur l’intégration des composants passifs magnétiques. Lors de la sixième conférence internationale sur les ferrites, des chercheurs de TDK ont présenté la fabrication de micro-inductances cofrittées. Les composants ont été réalisés à partir de ferrite Ni-Zn-Cu et d’électrodes d’argent frittés ensemble à 870°C. Les études ont toutefois plus porté sur les problèmes de contraintes [Nom] [Ono] et de diffusion du métal [Mom] que sur l’étude du ferrite en lui-même. En 1994, Nakamura a examiné l’influence du cuivre sur la synthèse et les propriétés d’un ferrite Ni0.23Zn0.52Cu0.25Fe1.97O4 [Nak]. L’auteur est arrivé à la conclusion que le cuivre permettait bien une densification vers 900°C, cependant les mesures de perméabilité magnétique ont révélé la présence de pertes magnétiques anormalement élevées à basse fréquence. Aucune explication n’a été donnée sur leur origine. En 1999, Jérome Ageron a consacré son travail de thèse à l’étude des ferrites Ni-Zn-Cu pour la réalisation de composants V-UHF intégrés [Age]. Il y a regardé l’influence du cuivre sur les propriétés physico-chimiques et magnétiques. Pour cela il a étudié la formation des différents ferrites mixtes Cu-Ni et Cu-Zn. Il a démontré que le vrai rôle du cuivre était de faire réagir plus tôt l’oxyde de nickel avec le fer. Dans la formation du ferrite de nickel-zinc, l’oxyde de fer réagit d’abord avec l’oxyde de zinc puis ensuite avec le l’oxyde de nickel. Grâce à l’oxyde de cuivre, la formation de la phase spinelle du ferrite Ni-Zn-Cu est alors possible à plus basse température (entre 750°C et 800°C pour un taux molaire de cuivre égal à 0,2). La poudre obtenue est plus fine et plus réactive, il est alors possible de densifier le matériau vers 950°C. Bien que la substitution par le cuivre abaisse la température de frittage, cela dégrade légèrement les propriétés magnétiques (diminution de l’aimantation à saturation et de la température de Curie, voir chapitre 1.2.2). Mieux vaut donc travailler avec des taux de cuivre les plus faibles possibles. La poudre obtenue sera cependant moins réactive. Pour remédier à ce problème et gagner les quelques degrés manquant pour obtenir un matériau dense à 900°C, on peut combiner ajout et substitution. Ainsi, plusieurs études se sont intéressées aux ajouts de fondants dans les ferrites Ni-Zn-Cu. En 1994, Hsu a étudié deux types de fondants, l’oxyde de bismuth (Tfusion = 825°C) et un verre à base de PbO [Hsu1]. Les taux ajoutés furent assez élevés, allant de 1 à 4% en poids. Il est parvenu à obtenir grâce à l’oxyde de bismuth des masses volumiques de 5,20 g/cm3 à 875°C (soit plus de 98% de la masse volumique théorique). Cependant, lors des essais de cofrittage avec l’argent, il a pu constater une diffusion du métal dans le ferrite certainement due aux forts taux de Bi2O3 employés. En 1995, Hsu a regardé cette fois l’influence de l’oxyde de vanadium (Tfusion = 690°C) [Hsu2]. Des ajouts de V2O5 ont été réalisés après chamottage pour des taux compris entre 0,076% et 0,76% en poids. De bonnes densifications ont été obtenues à 875°C pour des taux supérieurs à 0,5%. Les mesures magnétiques ont néanmoins montré une dégradation despropriétés. Les analyses chimiques ont alors révélé la présence d’une phase secondaire riche en vanadium aux joints de grains. La piste de l‘ajout de V2O5 peut d’ailleurs être totalement abandonnée. En effet, lors de sa thèse, Sonia Duguey [Dug] a montré que ces matériaux n’étaient pas compatibles avec les encres d’argent. Le vanadium réagit à haute température avec l’argent en faisant disparaître les métallisations. Ces ajouts peuvent par conséquent avoir un effet bénéfique sur la densification à condition de rester dans de faibles quantités. D’autres paramètres sont aussi importants à contrôler comme la granulométrie de la poudre qui influence directement la réactivité du ferrite. C’est ce type d’étude qu’a mené Töpfer en 2005 [Töp]. Il a montré la nécessité de partir d’un ferrite Ni-Zn-Cu possédant une plus grande surface spécifique afin d’y ajouter de plus faibles quantités de fondants. Il est ainsi parvenu à densifier à 900°C des ferrites avec 0,75% en poids de Bi2O3 (ρ = 5,15 g/cm3). Cependant, les forts taux de Bi2O3 ont entraîné une sur-croissance des grains comme le montre la Figure 4.b. Dans cette étude l’auteur a juste observé une augmentation de la perméabilité, mais cela peut s’avérer néfaste pour d’autres propriétés magnétiques et en particulier sur les pertes totales.
CONCLUSION GENERALE
Cette thèse avait pour but l’étude de ferrites Ni-Zn-Cu pour des applications de puissance fonctionnant entre 1 et 600 MHz (bandes H-V-UHF). Un des principaux objectifs était notamment d’optimiser ces matériaux pour un fonctionnement à haute température (supérieures à 80°C). Les études réalisées précédemment au laboratoire avaient mis en avant le gain apporté par l’introduction de cobalt sur la diminution des pertes totales. Les matériaux développés au début de cette étude présentaient alors des pertes totales de l’ordre de 600 mW/cm3 à 80°C (pour des mesures à 1,5 MHz et 25 mT). Le rôle du cobalt sur la tenue en puissance à haute température n’était alors pas encore compris. Les travaux menés pendant ces trois années ont permis de mieux comprendre les mécanismes régissant les pertes totales des ferrites Ni-Zn-Cu-Co. L’ajout de cobalt en faible quantité conduit à la compensation de l’anisotropie magnéto-cristalline à une température dépendant du rapport Ni / Zn, du taux de cuivre et du taux de cobalt. Nous avons alors mis en évidence que les pertes totales du matériau passaient par un minimum autour de cette compensation. C’est la première fois que ce genre de résultat est observé pour les ferrites NiZn-Co et Ni-Zn-Cu-Co. L’anisotropie induite par les ions cobalt a pour conséquence de piéger les parois de domaines et de favoriser les mécanismes d’aimantation par rotation. Ce minimum des pertes totales a été interprété comme étant dû à la fois à une compensation de l’anisotropie magnéto-cristalline mais également à une stabilisation des parois de domaines. Le matériau présente par conséquent une évolution plus linéaire des pertes totales jusqu’à un champ critique correspondant au début du décrochage des parois. Ce champ critique est d’autant plus élevé que le taux de cobalt est élevé. Il est également dépendant de la température, les champs critiques les plus importants étant obtenus autour de la compensation. L’étude du rapport Ni / Zn a montré que l’augmentation de la constante d’anisotropie magnéto-cristalline du premier ordre du cristal hôte permettait d’augmenter la température de compensation. Le minimum des pertes a ainsi pu être déplacé vers des températures proches de 50°C pour des matériaux de formulation Ni / Zn = 3 et Co = 0,035 mole. L’influence du cuivre a également été étudiée. Le fait de diminuer la proportion de cuivre a permis d’augmenter la gamme de température dans laquelle a lieu la compensation de l’anisotropie, sans pour autant augmenter la température de frittage. Il en résulte une plus grande stabilité des pertes totales en fonction de la température. Les ferrites les plus performants développés à la fin de cette étude présentent de pertes totales de 250 mW/cm3 à 80°C (matériau de formule (Ni0.365Zn0.56Cu0.075)0.979Co0.021Fe1.96±δO4±γ). Ceci représente donc un gain de plus d’un facteur 2 par rapport au début de l’étude. Les résultats obtenus sur l’optimisation des pertes totales du matériau massif se sont donc révélés très positifs. La large gamme de perméabilités étudiée permet d’envisager une utilisation de ces ferrites dans diverses applications telles que les alimentations à découpage hautes fréquences ou les amplificateurs de puissance fonctionnant en bandes HF et V-UHF. Concernant les applications très hautes fréquences, les premiers résultats obtenus ont permis de valider l’utilisation de ces matériaux. Les ferrites développés lors de cette étude ont pu être incorporés dans une maquette d’amplificateur de puissance nouvelle génération mise au point par Thales Communications. La maquette est en cours d’évaluation. Les premières observations sont très encourageantes puisque des échauffements limités ont été constatés pour une puissance nominale. La seconde partie de cette thèse portait sur l’étude du cofrittage des ferrites Ni-Zn-CuCo. Le premier objectif était de diminuer la température de frittage afin de développer un matériau faibles pertes compatible avec la technologie multicouche. Nous avons montré qu’en utilisant un oxyde de fer plus fin et en procédant à l’ajout de faibles quantités de Bi2O3, il était possible de densifier ces ferrites vers 880°C. Les analyses chimiques et magnétiques ont montré que la pollution par l’oxyde de bismuth était extrêmement limitée, le ferrite fritté à basse température présentant des propriétés comparables au ferrite sans fondant. Ce ferrite a alors pu être cofritté à 900°C avec une encre d’argent commerciale. Le matériau résultant présente des propriétés très proches du ferrite seul. Une légère modification de la microstructure a cependant été constatée, entraînant une légère diminution des performances. Ce problème pourra néanmoins être résolu en adaptant mieux les températures de cofrittage. Le développement d’un ferrite faibles pertes cofrittable est également un résultat nouveau. Très peu de travaux sont publiés dans ce domaine, les quelques résultats présentés faisant état de pertes relativement élevées. Ce ferrite a également pu être cofritté avec des matériaux diélectriques. Les meilleurs résultats ont été obtenus pour les cofrittages réalisés avec un diélectrique du laboratoire. Nous sommes alors parvenus à réaliser des transformateurs présentant des rapports de transformations 1:1. Différentes configurations ont été réalisées afin d’étudier l’influence de la structure sur le couplage électromagnétique. Un coefficient de couplage de 97% a pu être obtenu pour la configuration la plus favorable (proche de la structure planar). Cela représente un excellent résultat puisque qu’il est identique au couplage obtenu sur des composants massifs bobinés. Le matériau diélectrique utilisé présente malheureusement une constante diélectrique trop élevée (ε’ = 400), le rendant ainsi inadapté pour les structures propagatives de type triplaque utilisées en radiofréquence. Les cofrittages avec les bandes coulées de diélectriques commerciales se sont révélées assez compliqués. Les fortes proportions en phase vitreuse confèrent à ces diélectriques de faibles coefficients de dilatation thermique. Cela entraîne alors des délaminages ainsi que des fissures lors du cofrittage.
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Table des matières
INTRODUCTION GENERALE
ETAT DE L’ART
CHAPITRE 1 : PROPRIÉTÉS DES FERRITES SPINELLES Ni-Zn ET Ni-Zn-Cu
1. Composition chimique et structure cristallographique
2. Propriétés magnétiques
2.1. Structure magnétique
2.2. Aimantation à saturation
2.3. Anisotropie magnétique
3. Mécanismes d’aimantation
3.1. Domaines magnétiques
3.2. Cycle d’hystérésis
3.3. Perméabilité initiale complexe en fonction de la fréquence
3.4. Mécanismes d’aimantation par déplacements des parois
3.5. Mécanismes d’aimantation par rotation des moments magnétiques
3.6. Perméabilité d’amplitude
3.7. Perméabilité initiale en fonction de la température
4. Pertes ferromagnétiques
4.1. Pertes quasi-statiques dites par hystérésis
4.2. Pertes par courants de Foucault
4.3. Pertes supplémentaires par résonance de parois
5. Propriétés diélectriques
5.1. Résistivité électrique
5.2. Permittivité diélectrique
RÉFÉRENCES
CHAPITRE 2 : OPTIMISATION DU MATÉRIAU MAGNETIQUE MASSIF
1. INFLUENCE DE L’OXYDE DE FER
1.1. Comparaison entre les oxydes de fer « TPC » et « Temex Ceramics »
1.1.1. Oxydes précurseurs
1.1.2. Synthèse des compositions
1.1.3 Densification et perméabilité initiale statique
1.1.4 Pertes totales
1.2. Influence de la température de chamottage
1.2.1. Formation de la phase
1.2.2. Densification et perméabilité initiale statique
1.2.3. Pertes totales
1.3. Influence de la stœchiométrie en fer
1.3.1. Densification et perméabilité initiale statique
1.3.2 Pertes totales
1.4. Conclusion sur l’influence de l’oxyde de fer
2. INFLUENCE DU TAUX DE COBALT
2.1. Synthèse des matériaux
2.1.1. Compositions étudiées
2.1.2. Procédé de synthèse
2.2. Caractérisations physico-chimiques et magnétiques
2.2.1. Densification et microstructure
2.2.2. Propriétés magnétiques
2.2.3. Pertes totales
2.3. Conclusion sur l’influence du cobalt sur les pertes totales volumiques
3. INFLUENCE DU RAPPORT Ni / Zn
3.1. Compositions étudiées
3.2. Densification
3.3. Propriétés magnétiques
3.3.1. Propriétés magnétiques à température ambiante
3.3.2. Aimantation à saturation en fonction de la température
3.3.3. Perméabilité initiale statique en fonction de la température
3.4. Pertes totales
3.4.1. Pertes totales à température ambiante
3.4.2. Pertes totales en fonction de la température
3.5. Caractérisations large-bande
3.5.1. Préparation des échantillons
3.5.2. Matériaux étudiés
3.5.3. Mesures des pertes en puissance
3.5.4. Utilisation des ferrites TRT dans une maquette d’amplificateur large bande
3.6. Conclusion sur l’influence du rapport Ni / Zn
4. INFLUENCE DU TAUX DE CUIVRE
4.1. Compositions étudiées
4.2. Propriétés physico-chimiques
4.2.1. Formation de la phase ferrimagnétique
4.2.2. Densification
4.2.3. Etudes microstructurales
4.3. Propriétés magnétiques
4.3.1 Perméabilité initiale statique à température ambiante
4.3.2 Perméabilité initiale statique en fonction de la température
4.3.3 Pertes totales en fonction de la température
4.4. Conclusion sur l’influence du cuivre dans les ferrites Ni-Zn-Cu
5. PERMÉABILITÉ INITIALE DES FERRITES Ni-Zn-Cu-Co EN FONCTION DE LA FRÉQUENCE
5.1. Perméabilité initiale complexe en fonction de la température
5.2. Comparaison avec les modèles de perméabilité
5.2.1. Mécanismes par déplacements de parois : Application du modèle de Globus aux ferrites Ni-Zn-Cu-Co
5.2.2. Mécanismes par rotation de l’aimantation : Application du modèle de Snoek aux ferrites Ni-Zn-Cu-Co
5.3. Modélisation de la perméabilité initiale complexe des ferrites Ni-Zn-Cu-Co
5.4. Conclusion sur l’évolution de la perméabilité initiale complexe
RÉFÉRENCES
CHAPITRE 3 : COFRITTAGE DES FERRITES Ni-Zn-Cu-Co
1. ETUDE DE LA DIMINUTION DE LA TEMPÉRATURE DE FRITTAGE PAR AJOUT DE Bi2O3
1.1. Ferrites préparés à partir de l’oxyde de fer TPC
1.1.1. Densification
1.1.2. Perméabilité initiale statique
1.1.3. Pertes totales
1.2. Ferrites préparés à partir de l’oxyde de fer Temex Ceramics
1.2.1 Compositions étudiées
1.2.2. Masses volumiques et pertes totales
1.2.3. Pertes totales en fonction de la température
1.3. Conclusion sur l’ajout de Bi2O3
2. ETUDE DU COFRITTAGE DES FERRITES Ni-Zn-Cu
2.1. Cofrittage des ferrites Ni-Zn-Cu avec l’argent
2.1.1. Réalisation de pastilles cofrittées
2.1.2. Mesures diélectriques des pièces cofrittées
2.1.3. Mesures magnétiques des pièces cofrittées
2.1.4. Analyses physico-chimiques des ferrites Ni-Zn-Cu cofrittés avec l’argent
2.2. Réalisation des bandes coulées de ferrite Ni-Zn-Cu
2.2.1. Principe du coulage en bande
2.2.2. Elaboration des bandes coulées de ferrite Ni-Zn-Cu
2.2.3. Caractérisations des bandes coulées de ferrite Ni-Zn-Cu
2.3. Cofrittage des bandes coulées de ferrite Ni-Zn-Cu avec des bandes coulées de diélectriques
2.3.1. Cofrittage ferrite Ni-Zn-Cu / DuPont 951
2.3.2. Cofrittage ferrite Ni-Zn-Cu / ESL 41110
2.3.3. Cofrittage ferrite Ni-Zn-Cu / ANT
2.4. Conclusion sur le cofrittage des ferrites Ni-Zn-Cu
3. RÉALISATION DE COMPOSANTS COFRITTÉS
3.1. Inductances cofrittées
3.1.1. Structure des inductances cofrittées
3.1.2. Caractérisations magnétiques des inductances cofrittées
3.1.3. Simulation par éléments finis de l’inductance cofrittée
3.2. Transformateurs cofrittés
3.2.1. Structure des transformateurs cofrittés
3.2.2 Fabrication des transformateurs cofrittés
3.2.3 Caractérisations magnétiques des transformateurs cofrittés
3.3. Transformateurs large bande cofrittés
3.3.1. Structure des transformateurs large bande cofrittés
3.3.2 Réalisation des transformateurs large bande cofrittés
3.4. Conclusion sur la réalisation de composants cofrittés
RÉFÉRENCES
CONCLUSION GÉNÉRALE
ANNEXES
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