Performance de magnétisation uniaxiale de réseaux de nanofils Fe texturés électrodéposés par une technique de dépôt de potentiel pulsé

Contexte

Les réseaux de nanofils à surface spécifique élevée présentent de nouvelles propriétés physiques et sont envisagés pour des applications dans de nombreux domaines industriels tels que la fabrication de dispositifs électroniques et magnétiques. Les processus de préparation comprennent des méthodes sans modèle [1,2,3] et des méthodes basées sur un modèle [4,5,6,7]. La méthode basée sur des modèles utilisant des structures à nanocanaux telles que des feuilles gravées par voie ionique ou des membranes en oxyde d'aluminium [8] est une technique prometteuse pour obtenir des échelles de longueur et de diamètre précises. Dans cette méthode, la forme unidimensionnelle est directement adaptée à la dimension des pores de la membrane en utilisant des techniques d'électrodéposition. En raison des possibilités d'obtenir des porosités élevées et des rapports d'aspect des pores à faible coût, l'oxyde d'aluminium anodique (AAO) présente de nombreux avantages par rapport aux autres matériaux de membrane.

Certains chercheurs ont rapporté que les nanofils de Ni, Co et Fe peuvent être électrodéposés dans le nanocanal des membranes sur les métaux [9, 10]. Hu et al. ont rapporté que les réseaux de nanofils de Fe peuvent être électrodéposés en appliquant la technique d'électrodéposition à courant continu en utilisant un bain de chlorure acide [11]. Dans leur rapport, les effets du diamètre et de l'orientation cristalline des nanofils de Fe sur les propriétés magnétiques à basse température ont été examinés. Ils ont révélé que la force coercitive augmentait jusqu'à env. 2 kOe à 5 K en diminuant le diamètre des nanofils de Fe jusqu'à env. 30 ± 5 nm. Ils ont également constaté que l'équerrage magnétique des nanofils de Fe avec une orientation (200) était plus grande que celle avec une orientation (110). Irfan et al. ont rapporté les effets du post-recuit sur les propriétés magnétiques des nanofils de Fe avec un rapport d'aspect d'env. 80-100, qui sont électrodéposés de manière potentiostatique à − 1,1 V vs SCE [12]. Cornejo et al. ont également signalé que les nanofils de Fe peuvent être préparés par électrodéposition à courant alternatif à une tension de cellule de 15 V. Ils ont révélé que la longueur des nanofils de Fe est d'environ 3 à 5 μm et que le rapport d'aspect est d'environ. 100 [13]. La force magnétique d'un film magnétique permanent augmente avec l'augmentation de la densité de flux magnétique de surface. L'amplitude de la densité de flux magnétique de surface dépend de l'épaisseur d'un film magnétique, tandis que la force coercitive magnétique d'un film magnétique permanent augmente avec la diminution du diamètre des grains de cristal magnétique. Par conséquent, pour une application d'aimant permanent, un rapport d'aspect élevé de nanofils de Fe est requis dans la ligne de production industrielle. Cependant, dans les travaux précédents, le rapport d'aspect des nanofils de Fe n'a pas atteint 1000. Récemment, nous avons signalé que des nanofils de Co avec un rapport d'aspect de plus de 2000 peuvent être électrodéposés par une technique d'électrodéposition potentiostatique utilisant des nanocanaux AAO avec un rapport d'aspect important. [8]. Dans notre étude précédente, pour obtenir les nanofils de Co avec un rapport d'aspect important, la température de la solution électrolytique a été maintenue à plus de 80 °C et la surtension cathodique a été maintenue inférieure à 0,2 V pour améliorer la croissance des nanofils de Co et éviter la formation d'hydroxyde. dans les petits nanocanaux AAO. Cependant, dans le cas de l'électrodéposition de Fe, une solution à haute température accélérera la formation d'hydroxyde dans les nanocanaux AAO et inhibera la croissance des nanofils de Fe. L'électrodéposition potentiostatique dans une petite plage de surtension cathodique à température ambiante entraînera une petite croissance de Fe, tandis que la technique de dépôt de potentiel pulsé, qui permet d'obtenir une grande surtension cathodique, entraînera une croissance importante de nanofils de Fe avec un grand rapport d'aspect. Par conséquent, dans cette étude, nous avons fabriqué des réseaux de nanofils de Fe avec un rapport d'aspect jusqu'à 2000 et examiné l'effet de la surtension de dépôt, qui peut être contrôlée par des techniques de dépôt de potentiel potentiostatique et pulsé, sur l'orientation cristalline et les performances magnétiques des films nanocomposites. avec des nanofils de Fe.

Expérimental

Les membranes AAO ont été fabriquées par anodisation d'une tige d'aluminium pur (99,99%) d'un diamètre de 10 mm. Tout d'abord, une section transversale d'une tige d'aluminium a été polie mécaniquement puis électrochimiquement dans une solution d'éthanol contenant 20 % d'acide perchlorique tout en appliquant une densité de courant anodique de 3,0 A cm ⁻² pendant 120 s. Ensuite, l'anodisation a été réalisée dans 0,3 mol L ⁻¹ acide oxalique à 12 °C pendant 22 h dans un processus en une seule étape en appliquant une tension de cellule constante de 30 V. Pendant l'anodisation, la solution électrolytique a été agitée par un agitateur magnétique à une vitesse d'agitation de 250 rpm. La membrane a été obtenue en plongeant la tige dans un mélange éthanol/acide perchlorique et en appliquant une tension de 40 V pendant 3 s [14]. Enfin, comme le montre la figure 1a, un modèle de nanocanaux AAO a été préparé par séparation d'une tige en aluminium. Avant l'électrodéposition, une fine couche d'or (environ 200 nm d'épaisseur) a été déposée par pulvérisation sur un côté de la membrane dans un dispositif de pulvérisation ionique, JFC-1600 (JEOL, Tokyo, Japon), en appliquant un courant de 10 mA pendant 900 s. L'électrode a ensuite été préparée en fixant le côté or de la feuille AAO à une plaque de cuivre avec de la pâte d'argent. Le dépôt de fer a été réalisé dans un 0,05 mol L ⁻¹ solution de sulfate de fer heptahydraté (pH 2) à une température de 30°C. Un fil d'or mince a servi de contre-électrode et Ag/AgCl d'électrode de référence. Lorsqu'un dépôt potentiostatique devait être utilisé, un potentiel de cathode de - 1,2 V par rapport à Ag/AgCl a été appliqué. En revanche, le dépôt de potentiel pulsé rectangulaire a été effectué à - 1,5 V (ou - 1,8 V) pendant l'impulsion de temps d'activation (t _sur = 0,1 s) et à − 1,0 V pendant l'impulsion d'arrêt (t _désactivé = 1,0 s).

Processus de fabrication d'un réseau de nanofils métalliques autonome. un Gabarit de nanocanaux en oxyde d'aluminium anodisé, b film métallique déposé par pulvérisation, c nanofils métalliques électrodéposés, et d réseau de nanofils métalliques autonome

Après l'électrodéposition, les membranes AAO ont été dissoutes en immergeant les échantillons dans 5 mol L ⁻¹ Solution aqueuse de NaOH pour obtenir des nanofils de Fe. Dans la solution alcaline, aucune alternance de morphologie ou d'orientation cristalline des nanofils de Fe n'a été observée. La structure et l'orientation cristallographique des réseaux de nanofils de Fe ont été caractérisées par microscopie électronique à balayage à émission de champ (JEOL-JSM-7500FA, tension d'accélération 5 kV) et par microscopie électronique à transmission (JEOL-JEM-ARM200F, tension d'accélération 200 kV) ainsi que par X- diffraction des rayons (XRD :Rigaku-SmartLab, Cu K_α la source). Les propriétés magnétiques des réseaux de nanofils de Fe ont été étudiées à l'aide d'un magnétomètre à échantillonnage vibrant (VSM) à température ambiante. Les boucles d'hystérésis ont été obtenues dans le champ magnétique qui a été appliqué le long des directions perpendiculaire et dans le plan avec les champs magnétiques externes jusqu'à 10 kOe. La direction perpendiculaire correspond au grand axe des nanofils de Fe, qui est perpendiculaire au plan d'un film membranaire, tandis que la direction dans le plan correspond au petit axe des nanofils de Fe, qui est dans le plan avec un film membranaire.

Résultats et discussions

Électrodéposition de réseaux de nanofils de fer

La figure 2a montre une courbe de polarisation cathodique balayée linéairement de − 0,2 V à − 1,0 V à une vitesse de 30 mV s ⁻¹ et à une température de solution de 30°C. La densité de courant a été calculée en utilisant la surface de la membrane entière (environ 0,28 cm ² ), qui était en contact avec la solution électrolytique. Petites densités de courant constantes d'environ 4,5 × 10 ⁻⁴ A cm ⁻² ont été mesurés de − 0,2 à − 0,5 V, alors qu'une forte augmentation a été observée à − 0,55 V. Potentiel d'équilibre de Fe/Fe ²⁺ dans les conditions expérimentales peut être estimée à ca. − 0.68 V vs Ag/AgCl selon l'équation de Nernst (E ^éq = E ⁰ + RT /nF × lnM ⁿ⁺ /Mn ⁰ , où E ⁰ = − 0,64 V vs Ag/AgCl, R = 8.3 J K ⁻¹ mol ⁻¹ , T = 303 K, n = 2, F = 96 485 C mol ⁻¹ , et M ⁿ⁺ /Mn ⁰ = 0,05). Par conséquent, l'augmentation de pente observée sur la figure 2a est principalement attribuée au dégagement d'hydrogène, qui se produit généralement sous forme de réaction compétitive avec les dépôts de métaux en solution aqueuse [15, 16]. Le pore peut ne pas être entièrement rempli d'hydrogène gazeux permettant la pénétration des ions Fe dans le pore. Par conséquent, l'hydrogène gazeux temporairement piégé sera poussé vers l'extérieur des pores par la croissance de dépôts métalliques. Comme le montre la figure 2a, dans la région d'environ − 0,70 V, la pente de la courbe i-V a légèrement augmenté, ce qui implique le début du dépôt de Fe. La figure 2b montre un tracé de Tafel, qui a été obtenu en traçant de manière logarithmique le courant de la figure 2a dans le potentiel allant de -0,5 à - 2,0 V. Comme le montre la figure 2b, la pente de la courbe diminue avec l'augmentation du surpotentiel cathodique. Dans la plage de potentiel inférieure à − 1,4 V, la pente atteint une constante. Ce phénomène a été causé par le mécanisme de migration électrophorétique des cations métalliques dans le pore. Il est bien connu que le potentiel de dépôt optimal pour la croissance des nanofils peut être déterminé par une courbe de polarisation cathodique obtenue dans un large régime de potentiel cathodique [17]. Habituellement, le potentiel de dépôt optimal doit être choisi dans une région de potentiel qui est plus noble que celle contrôlée par migration électrophorétique. Compte tenu des résultats obtenus à partir de la figure 2, le potentiel de cathode optimal pour la croissance de nanofils de Fe à l'intérieur des pores des membranes AAO a été déterminé à − 1,2 V pour le dépôt potentiostatique. En revanche, dans le dépôt de potentiel à impulsions rectangulaires, le potentiel de cathode pendant l'impulsion d'activation a été ajusté à - 1,5 ou - 1,8 V pour obtenir une surtension importante pendant une courte période, tandis que le potentiel de cathode pendant l'impulsion d'arrêt a été fixé à − 1.2 V pour éviter la dissolution du Fe déposé.

un Courbe de polarisation cathodique à partir d'un 0,05 mol L ⁻¹ FeSO₄ électrolyte à 30 °C et b Tracé de Tafel de la courbe de polarisation. La vitesse de balayage a été fixée à 30 mV/s

La figure 3 illustre un exemple de dépôt potentiostatique de nanofils de Fe à − 1,2 V. Au stade initial, la diminution de la densité de courant était due à la diminution de la concentration de cations tels que Fe ²⁺ et H ⁺ dans les pores. Par la suite, la densité de courant a montré une valeur presque stable en raison de l'apport stable de cations de la majeure partie de la solution aux pores [18]. En général, la fin de la croissance des nanofils se traduit par une augmentation rapide de la densité de courant du fait d'une croissance de calotte au sommet de la membrane. Ceci s'accompagne simultanément d'une augmentation continue de la surface des électrodes [19]. Dans nos expériences, nous avons utilisé une épaisseur de membrane d'env. 60 ± 5 μm soit la même longueur que les nanofils de Fe. Avec un temps de remplissage (différence de temps entre le début et l'augmentation soudaine de la densité de courant selon la Fig. 3) de 300 s, le taux de croissance a été estimé à env. 200 nm s ⁻¹ .

Dépendance temporelle de la densité de courant pendant la croissance des nanofils de Fe à − 1,2 V. Le début du processus de dépôt est également indiqué dans l'encart

La figure 4 montre des exemples représentatifs de modèles de potentiel appliqués (côté gauche) et la réponse de densité de courant observée (côté droit) sur une période de 4 s. Dans le cas du dépôt potentiostatique (Fig. 4a), une diminution initiale de la densité de courant a été observée, et le courant a atteint une valeur constante inférieure à 2,5 × 10 ⁻² A cm ⁻² dans le régime de croissance contrôlé par migration électrophorétique linéaire pendant le remplissage homogène des canaux des pores. En revanche, dans le cas du dépôt de potentiel pulsé rectangulaire, une légère différence a été observée sur les réponses de densité de courant pour l'impulsion de temps lorsque le potentiel était fixé à - 1,5 V (Fig. 4b) ou - 1,8 V (Fig. 4c ) pendant 0,1 s. Selon la Fig. 4b, c, les réponses de densité de courant pendant l'impulsion d'activation ont révélé presque la même valeur. Cependant, pendant l'impulsion de temps d'arrêt, un schéma clairement différent a été observé. La figure 4b montre que le courant anodique a été observé pendant l'impulsion d'arrêt et que le courant cathodique a atteint une valeur constante d'environ − 6,2 × 10 ⁻³ A cm ⁻² . En revanche, selon la Fig. 4c, une densité de courant constante de − 1,8 × 10 ⁻² A cm ⁻² a été observée au cours de l'impulsion de temps d'arrêt. Pour les deux échantillons, la croissance des nanofils a été principalement favorisée pendant l'impulsion de temps, ce qui a conduit à un comportement de cristallisation différent par rapport au dépôt potentiostatique. En particulier, le temps d'impulsion et l'amplitude sont des caractéristiques cruciales pour les comportements de cristallisation. Par conséquent, ces paramètres d'impulsion influenceront fortement les propriétés physiques des nanofils de Fe électrodéposés. En général, les processus de cristallisation se produisent en compétition de deux voies dans lesquelles s'effectue soit l'assemblage d'anciens cristaux, soit la formation de nouveaux. Ces processus sont principalement influencés par les taux de diffusion de surface, c'est-à-dire le mouvement des ad-atomes vers les étapes de croissance [20]. Dans cette étude, des réseaux de nanofils de Fe sont préparés à des densités de courant élevées pendant l'impulsion de temps en utilisant la technique de dépôt de potentiel pulsé. En revanche, à − 1,0 V pendant l'impulsion d'arrêt, Fe ²⁺ la concentration en ions à la surface sera récupérée par une diminution du taux de réduction de Fe ²⁺ ions. Lorsque le potentiel passe à − 1,5/− 1,8 V à t _sur , récupéré Fe ²⁺ la concentration fournit un courant cathodique (dépôt) suffisamment important, comme le montre la figure 4 [17].

Dépendance temporelle des potentiels appliqués (côté gauche) avec la densité de courant observée (côté droit) pendant le dépôt de nanofils de fer. un Dépôt potentiostatique à − 1,2 V, b dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel d'activation de − 1,5 V, et c dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel d'activation de − 1,8 V

Structure et orientation cristallographique des réseaux de nanofils Fe

La figure 5 montre une image en coupe SEM de nanofils de Fe en réseau séparés d'une membrane AAO. Les structures unidimensionnelles étaient densément emballées, et chaque nanofil se trouvait dans une direction parallèle. La figure 6 montre les images MET en champ clair de nanofils de Fe séparés d'une membrane AAO. Ces échantillons ont été préparés par dépôt potentiostatique à - 1,2 V (Fig. 6a), dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel de - 1,5 V (Fig. 6b) et dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel de - 1,8 V (Fig. 6c). Le diamètre des nanofils de Fe a également été estimé à env. 30 ± 5 nm par une image MET sur la Fig. 6. Dans les conditions d'anodisation décrites précédemment (30 V, 12 °C et 22 h), la membrane présentait également un diamètre moyen des pores d'env. 30 ± 5 nm [8]. Considérant une épaisseur de membrane d'env. 60 ± 5 μm, un rapport hauteur/largeur ultra-élevé de 2000 a été atteint dans notre expérience. Les images MET des échantillons, qui ont été préparées par dépôt de potentiel pulsé (Fig. 6b, c), ont révélé que certains défauts cristallins existaient dans la structure. Ces défauts cristallins peuvent être causés par la contrainte de traction interne, qui provient de la surtension importante pour le dépôt de Fe pendant l'impulsion de temps d'activation.

Image en coupe SEM de nanofils de Fe en réseau séparés d'une membrane AAO

Images MET à fond clair de nanofils de Fe séparés d'une membrane AAO. un Dépôt potentiostatique à − 1,2 V, b dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel d'activation de − 1,5 V, et c dépôt de potentiel pulsé avec un potentiel d'activation de − 1,8 V

La figure 7a montre les diagrammes de diffraction des rayons X de réseaux de nanofils de fer bcc. Les résultats confirment que l'orientation cristallographique est très sensible à la variation des paramètres de dépôt. Parmi les plans cristallins bcc, (110) est principalement peuplé d'atomes et l'énergie de surface est minimale. Par conséquent, dans l'électrodéposition avec une faible surtension, l'orientation (110) se produira préférentiellement [21]. Le dépôt potentiostatique a conduit à une émergence nettement améliorée du pic (110). En comparaison, la technique de dépôt pulsé, qui peut réaliser un potentiel de cathode inférieur à -1,8 V, a donné une orientation préférée (200). Le pic (200) augmentait avec l'augmentation du potentiel de dépôt pendant l'impulsion d'activation. Le pic (110) a presque disparu pour les réseaux de nanofils de Fe préparés avec le potentiel d'impulsion à temps de - 1,8 V. La figure 7a a également révélé un décalage du pic (110) et un épaulement du pic (200) pour les nanofils de Fe déposés par dépôt pulsé par rapport à ceux cultivés par dépôt potentiostatique. Le décalage du pic et l'épaulement peuvent avoir été causés par la contrainte de traction interne qui entraîne l'apparition de défauts cristallins dans la structure, comme illustré à la Fig. 6b, c. Par conséquent, le décalage de crête et l'épaulement provenaient de la grande surtension pour le dépôt de Fe pendant l'impulsion de temps d'activation.

Orientation cristalline et morphologie des réseaux de nanofils de Fe. un Diagrammes de diffraction des rayons X. b Coefficients de texture calculés par dépendance potentielle dans le temps à partir des modèles de diffraction des rayons X

Le coefficient de texture (TC) est calculé à l'aide de la formule de Harris [22].

L'équation (1) décrit l'analyse des intensités de pic relatives en fonction de I(h _i k _i l _i ) , c'est-à-dire les intensités observées à partir de h _i k _i l _i plans du réseau de l'échantillon, et I ₀ (h _i k _i l _i ) désigne les intensités d'une poudre de Fe standard. N est le nombre de plans de diffraction pris en compte pour la détermination de TC. La figure 7b montre la relation entre les TC calculés pour les plans (200) et (110) et le potentiel d'électrodéposition du nanofil de fer. Le dépôt potentiostatique a conduit à une orientation préférée (110) avec TC₁₁₀ de 1.52. Dans ce cas, le grand axe du nanofil était <110>. En revanche, le dépôt pulsé avec un potentiel d'impulsion en temps réel de - 1,5 V a donné des TC de près de 1 pour les plans (110) et (200) indiquant des cristaux orientés de manière aléatoire dans le dépôt. De plus, les nanofils de Fe préparés avec le potentiel d'impulsion à temps de − 1,8 V ont clairement montré (200) l'orientation avec TC₂₀₀ de 1.9.

Magnétisation perpendiculaire des réseaux de nanofils Fe

La figure 8 montre les courbes de magnétisation des réseaux de nanofils de Fe. Aucune correction des contributions paramagnétiques ou diamagnétiques n'a été effectuée pour les boucles d'hystérésis présentées. Selon la figure 8a, toutes les structures présentaient une anisotropie magnétique prononcée, qui était reflétée par différentes formes d'onde potentielles pour différentes directions de mesure (direction perpendiculaire :ligne continue et direction dans le plan :ligne pointillée). Les échantillons préparés par dépôt potentiostatique ainsi que par dépôt pulsé avec un potentiel d'impulsion en temps réel de - 1,5 V avaient presque la même coercivité perpendiculaire de 1,3 kOe. Une coercivité légèrement augmentée de 1,4 kOe a été mesurée pour les réseaux de nanofils de Fe fabriqués par le potentiel d'impulsion à temps de − 1,8 V. ₂₀₀ . La courbe d'hystérésis a clairement changé d'une forme d'onde aplatie à une forme d'onde carrée. De même, comme le montre la figure 8b, une augmentation de l'équerrage de 0,65 à 0,95 a été obtenue.

Propriétés magnétiques des réseaux de nanofils de Fe. un Boucles d'hystérésis magnétique avec le champ magnétique dans la direction perpendiculaire (ligne continue) et dans le plan (ligne pointillée). b Relation entre l'équerrage et TC₂₀₀ et TC₁₁₀

Il est bien connu que l'orientation cristalline peut être modifiée par des conditions de dépôt telles que le choix du dépôt de potentiel potentiostatique et pulsé [23]. En particulier, le dépôt pulsé est une technique puissante pour améliorer la croissance uniforme en évitant la formation de cristallites de grande taille et orientées de manière aléatoire [23]. De plus, le faible pH de l'électrolyte doit être pris en compte. Comme discuté ci-dessus, la fabrication de nanofils de Fe est précédée par la réduction simultanée des ions hydronium, ce qui entraîne des changements de pH locaux à l'intérieur des pores de la membrane AAO [24]. De plus, l'hydrogène peut être facilement absorbé dans le dépôt, influençant significativement sa cristallinité [25]. Dans ce cas, la vitesse de dépôt du fer métallique pourrait être considérablement réduite. Il est bien connu que l'axe dur pour l'aimantation de bcc Fe est dans la direction <110>, ce qui entraîne une réduction de l'équerrage de l'aimantation. Ce comportement de magnétisation uniaxiale des réseaux de nanofils de Fe a été confirmé dans cette étude. Yang et al. ont rapporté que les nanofils de Fe, qui ont été fabriqués par électrodéposition potentiostatique à une tension de cellule constante de 1,5 V, avaient une orientation aléatoire sans texture [11]. Irfan et al. ont également rapporté que les nanofils de Fe, qui ont été électrodéposés de manière potentiostatique à - 1,1 V par rapport à SCE, présentaient une orientation non texturée et une force coercitive d'environ. 0,5 kOe [12]. Cornejo et al. ont également signalé que les nanofils de Fe, qui ont été préparés en utilisant une électrodéposition AC à une tension de cellule de 15 V, avaient une orientation aléatoire sans texture et une équerrage d'env. 0,5 [13]. Dans la présente étude, les nanofils de Fe avec un rapport d'aspect de 2000, qui ont été électrodéposés à l'aide d'une technique de dépôt de potentiel rectangulaire pulsé pour contrôler l'orientation du cristal, avaient une forte texture avec une orientation (200). Les nanofils de Fe texturés présentaient une force coercitive d'env. 1,4 kOe et l'équerrage d'env. 0,95. Par conséquent, nous avons démontré que la technique de dépôt de potentiel pulsé rectangulaire peut contrôler l'orientation cristalline et le rapport d'aspect des nanofils de Fe, conduisant à d'excellentes propriétés magnétiques.

Conclusion

Le degré de surtension pendant le dépôt de potentiel potentiostatique et pulsé a considérablement affecté l'orientation des cristaux et les performances de magnétisation des réseaux de nanofils de Fe à rapport d'aspect élevé. Selon la détermination des coefficients de texture, le dépôt potentiostatique à un potentiel cathodique de - 1,2 V a conduit à une orientation préférée (110), tandis que les techniques pulsées ont abouti soit à des cristallites orientés au hasard, soit à une orientation (200) en appliquant des potentiels de - 1,5 et - 1,8 V, respectivement. Les boucles d'hystérésis magnétique dans les directions perpendiculaires et dans le plan à la surface de la membrane ont montré une forte anisotropie magnétique en raison des rapports d'aspect élevés (environ 2000) de tous les réseaux de nanofils de Fe considérés. Par conséquent, l'orientation cristalline et l'anisotropie de forme sont les facteurs les plus importants contrôlant les propriétés magnétiques. La coercivité obtenue dans le champ magnétique pour la direction de l'axe long des réseaux de nanofils de Fe avec une orientation préférée (110) était de 1,3 kOe. Cette valeur a légèrement augmenté à 1,4 kOe pour les nanofils à forte orientation (200). En revanche, l'équerrage obtenu à partir de réseaux de nanofils de Fe avec une orientation préférée (200) a augmenté de manière significative jusqu'à 0,95 à partir de 0,65 avec une augmentation de TC₂₀₀ . Cette étude illustre la faisabilité d'améliorer les propriétés magnétiques des réseaux de nanofils de Fe en contrôlant le degré de surtension pendant l'électrodéposition.