1.3.3饱和磁感应强度Bs
在前面阐述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位的占位密切相关了，哪种离子占A位，哪种离子占B位？本章第一部分中已经涉及，在此不作重复介绍，主要分析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。对于锌铁氧体而言，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，所以 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，因而产生了自发磁化。下面我们将根据 A 位和 B 位离子磁矩反向平行的假定，我们可以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 ZnO.Fe2O3
次晶格 A 位 B 位 氧离子 离子分布式 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 MnO.Fe2O3
锰铁氧体 MnO.Fe2O3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况，其饱和磁化强度不依赖于离子在晶格中的位置分布，因此，锰铁氧体 MnO.Fe2O3的分子饱和磁矩为：
次晶格 A 位 B 位 氧离子 离子分布式 （Mn2+0.8，Fe3+0.2） [Mn2+0.2，Fe3+1.8] 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
离子分布式 （Zn2+x，Fe3+0.2(1-x)，Mn2+0.8(1-x)） [Mn2+0.2(1-x)，Fe3+1.8+0.2x] 4O2- 磁矩方向 ← →→
离子磁矩取向 -0.2(1-x)MFe3+-0.8(1-x)MMn2++0.2（1-x）MMn2++(1.8+0.2x)MFe3+ 分子磁矩 M＝-0.6（1-x）MMn2+ +(1.6+0.4x)MFe3+
＝5（1+x）[μB]
从上面的分析可知，我们可以通过调节x值来改变铁氧体的磁化强度，此外还可以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控制，通常可以采用离子取代来实现，特别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 三种主成分的含量比例决定。
当非磁性 Zn2+离子加入后，由于 Zn2+离子有进入A位的趋势，强占了A位，有部分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。但是，当Zn2+离子加入过多，更多的A位被 Zn2+离子占据，A位上的磁性离子过分减少就会严重削弱A－B两次晶格之间的超交换作用，使得某个 B位磁性离子的 B－B交换作用相对增强，而这个B位离子的磁矩与多数B位离子的磁矩是反向平行的，结果每一个这样的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，所以Zn2+离子的过多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。
1.3.4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，无退磁场的影响，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，而保持一稳定的磁化强度，定义为剩余磁化强度，用Mr（或剩余磁感应强度Br，Br＝μ0Mr）表示。由于剩磁Br比较容易用实验方法测得，实用意义较大，所以习惯地以Br表示剩磁大小。
就高频MnZn功率铁氧体而言，我们需要大的△B＝Bs-Br，由上式可知，要获得较大的△B，可以从两方面入手：一方面，提高材料的Bs，但这一本征特性主要由主配方控制，主配方选取后通常很难对Bs作出的较大的改变，所以选取高Bs的主配方式关键；另一方面，减小材料的Br，这主要可从可材料的内部结构中来理解。
当铁磁体被技术磁化到饱和，再把磁场强度单调地减小到零，然后沿与原来
磁场相反的方向增加磁场强度，使铁磁体的磁感应强度B逐渐减小到零，这时所对应的磁场强度称为矫顽力，以Hc表示。一般只标其绝对值，但应理解为反向磁场强度。
矫顽力的大小表征了材料被磁化的难易程度。其主要来源于不可逆的磁化过程，这种不可逆磁化过程的主要机理是各种磁各向异性，材料内部所包含的杂质、气孔、应力和其它缺陷。磁各向异性主要包括磁晶各向异性、磁应力各向异性、感生磁各向异性以及单畴颗粒磁形状各向异性等。就高频MnZn功率铁氧体而言，属软磁铁氧体材料，因此要求矫顽力Hc越低越好。软磁材料的Hc为0.1A.m-1～102A.m-1的数量级，这样的数量级显然不会是单畴颗粒材料。软磁材料的反磁化过程是通过畴壁位移来进行的，因此要降低软磁材料的Hc，从原则上讲，应该降低内应力起伏、杂质浓度含量以及其它缺陷分布。
对于内应力不易消除的材料，则应注意降低?s；对于杂质较多的材料，应该注意降低K1值。由此可见，软磁材料降低Hc(Br)的方法与提高?i的方法是一致的。因此，在软磁材料中降低对磁化的阻滞影响，还可以达到降低矫顽力Hc(Br)和提高起始磁导率?i的效果。
1.3.5居里温度Tc
铁氧体的居里点是指铁氧体材料从亚铁磁性状态转变为顺磁性状态的临界温度[6]。其物理本质是当温度升高到居里点时，热骚动能大到足以破坏超交换作用，使离子磁矩处于混乱状态，Ms＝0。因此，铁氧体居里点的高低取决于超交换作用的强弱，其影响因素如下：
1.磁性离子与氧离子间的距离和夹角
超交换力的大小与离子间的距离和夹角有关，因此居里点也必然与此有关。但尖晶石铁氧体虽具有不同的离子，其点阵常数与离子间夹角都很接近，故这一因素在一般情况下并不突出。
2.磁性离子对键数目MeA～O～MeB的影响
如将非磁性的锌铁氧体ZnFe2O4固溶于其它单元铁氧体中，由于A位中磁性离子数目减少，因此A～B超交换作用下降，使Tc的下降与ZnFe2O4的加入量近似成线性关系。
3.磁性离子种类与居里温点的关系
图1-6 MnZn铁氧体的居里点Tc 图1-7 ZnxMn1-xFe2O4中居里点Tc与Zn含量x的关系
磁性离子种类对Tc的影响很大，一般有下列规律：Fe3+—O—Fe3+超交换力最强，如单元铁氧体中Li0.5Fe2.5O4的Tc最高。Mn2+与Fe3+虽都为3d5离子，其Mn2+—O—Fe3+的超交换力比Fe3+—O—Fe3+的弱的多，如MnFe2O4的Tc较低；其它不含Fe3+的材料其超交换能力均很弱，因此一般常用铁氧体均含有Fe3+。图1-6所示为常用MnZn铁氧体的居里点随Fe3O4含量的变化情况，图1-7所示为正分比MnZn铁氧体的Tc随Zn含量的变化。从图中可知，并非纯ZnFe2O4才是非磁性的，在含Mn量较少的组分中，磁性排列就被破坏了。其原因是当B离子的6个近邻A，有4个以上为非磁性离子，则AB位间产生了去耦合作用。图1-8所示为MnZn铁氧体的居里温度的等值线，这些等值线形成一组等距离平行直线网。其中，上述
2配方区内的Tc值与X?Z所形成的直线关系，符合经验公式：
32TC?a(X?Z)?b (1-7)
3式中，X和Z分别为Fe2O3与ZnO的摩尔百分比，a＝12.8℃/％，b＝354℃。a表示每增加1％（mol）的Fe2O3使居里温度升高的度数；而ZnO每增加1％（mol），就会使Tc下降8.5K。
图1-8 MnZn铁氧体居里温度的等值线