CN104387050B - 一种高导磁率锰锌系铁氧体及其制备方法 - Google Patents

Abstract

本发明公开了一种高导磁率锰锌系铁氧体及其制备方法，属于高磁导率锰锌系铁氧体领域。本发明的高导磁率锰锌系铁氧体包括铁氧体预烧料、辅助成份、粘结剂、分散剂和消泡剂；所述铁氧体预烧料的组分为：Fe₂O₃52.0-53.0mol％；ZnO？20.0-22.0mol％；MnO？25.0-28.0mol％。本发明所制备的高导磁率锰锌系铁氧体可生产Ф25×Ф15×10锰锌铁氧体磁环，达到以下优良效果：25℃，B≤0.25mT，10kHz条件下，μi≥14000；150kHz，μi≥10000；居里温度Tc≥130℃；50Hz，1194A/m条件下25℃的Bs≥440mT，100℃的Bs≥250mT。

Description

一种高导磁率锰锌系铁氧体及其制备方法

技术领域

本发明属于高磁导率锰锌系铁氧体领域，具体涉及一种高导磁率锰锌系铁氧体及其制备方法。

背景技术

随着数字通信技术和光纤通信技术的快速发展，传统的模拟通信设备不断地更新淘汰。在电子电路宽带变压器，综合业务数据网、局域网、广域网、背景照明等领域的脉冲变压器和光伏逆变器中共模滤波电感用的高磁导率Mn-Zn铁氧体磁芯，由于变压器等朝着小型化发展，因此对锰锌铁氧体的磁特性提出了更高要求。磁导率的提高有利于器件朝着小型化发展，因此，不断提高磁性材料中的初始磁导率，一直是从事该专业的工程技术人员和生产厂商的追求。器件小型化造成物理尺寸的减小，更容易导致热流密度增加，温升过快过高，从而使器件在高工作温度下工作。这就对应用在这些电子器件中材料的高温特性要求越来越高，尤其是用在汽车和新能源领域的元器件，经常在室外环境中应用，对居里温度的要求就更高。同时有些器件中还有大的直流电流通过，为了保证大直流电流通过后磁芯的电感不受到太大的影响，就要求这些磁芯具有高饱和磁通密度Bs。

按照μi&Ms²/(K₁+3/2σλs)之间的关系，提高初始磁导率μi的主要方法来自于提高饱和磁化强度Ms，降低磁晶各向异性常数K₁与饱和磁滞伸缩系数λs，K₁与λs占据主要贡献。Zn²⁺离子喜欢占据A位，增加Zn²⁺离子含量，可以使A、B位上的磁矩增加，Ms提高。由于Zn²⁺离子是非磁性离子，在配方中加入一定量的Zn离子，可以起冲淡耦合作用，一般是Zn含量越高冲淡作用越强，K₁与λs降低越多。实验和文献证明，在一定范围内随着Zn含量增加，Ms增加，K₁和λs减少，材料的μi值增大。按照一定组分范围内的居里温度Tc经验公式：Tc＝a(X-2Z/3)-b可知(式中的X和Z分别表示Fe₂O₃和ZnO的百分比含量，a＝12.8℃/％，b＝354℃)，每降低百分之一的Fe₂O₃会使居里温度下降12.8℃，或者每增加百分之一的ZnO会使居里温度下降8.5℃。当Fe₂O₃的含量在52-53mol％时，如果ZnO的含量超过23mol％时，居里温度通常低于125℃。如果ZnO的含量进一步提高，超过25mol％时，居里温度通常低于110℃。提高Bs主要从提高材料的Bs(0)、ρ和Tc三方面入手，Bs(0)为绝对零度材料的饱和磁感应强度。Bs和Tc是锰锌铁氧体的本征特性，由材料的组成决定。从提高Bs考虑，主要是Fe₂O₃含量要高，ZnO含量要低。因此Fe₂O₃含量的下降或者ZnO含量的增加也会降低饱和磁通密度Bs。而常规的高初始磁导率锰锌铁氧体材料，都是通过添加高含量的ZnO来达到提升初始磁导率μi，从而牺牲了高居里温度Tc和高饱和磁通密度Bs特性，即初始磁导率和居里温度Tc及饱和磁通密度Bs之间存在着一定的矛盾。国内外现有技术涉及的具有高居里温度和高饱和磁通密度Bs的材料主要在于磁导率10000上的应用，如CN101696107A(高初始磁导率高居里温度的Mn-Zn铁氧体材料及其制备方法)。在初始磁导率为15000的锰锌铁氧体材料尚未见到兼具高居里温度和高饱和磁通密度Bs特性，和本发明的初始磁导率为15000，兼具高居里温度和高饱和磁通密度的锰锌铁氧体材料在应用上不同。现有技术提供的15000锰锌铁氧体材料通常采用降低Fe₂O₃、提高ZnO比例，牺牲居里温度Tc和饱和磁通密度Bs特性来补偿，这在国内外知名铁氧体公司公开的产品目录上可以见到。例如TDK的H5C3初始磁导率虽然达到15000，但居里温度为105℃。EPCOS的T66初始磁导率在13000左右，居里温度为100℃。中国江门磁粉的JPH-15牌号材料初始磁导率15000，居里温度105℃，25℃Bs在380mT。中国海宁天通公司的TL15牌号材料初始磁导率15000，居里温度110℃，25℃Bs在360mT。Ferroxcube的3E7初始磁导率在15000左右，居里温度为130℃，但10kHz，1200A/m条件下25℃的Bs在390mT左右，100℃的Bs在200mT左右。EPCOS的T46初始磁导率在15000左右，居里温度130℃，但25℃的Bs在400mT，100℃的Bs在200mT。Ferroxcube新推出的3E12材料，是行业中最好的兼顾高居里温度和高饱和磁通密度Bs的高磁导率材料，居里温度Tc为130℃，25℃的Bs在470mT，100℃的Bs在290mT，但室温下的初始磁导率在12000左右。中国专利申请公开CN1219159A，描述了MnZn铁氧体常温磁导率虽然高达15000甚至更高，但居里温度Tc≤110℃。这类材料不能满足汽车电子、网络通信和航天航空等对高工作温度、饱和磁通滤波与电子器件小型化或更高磁导率要求的应用。在评估铁氧体材料磁导率时，常用不同规格的圆形磁环来评测，如Ф10×6×4和Ф25×15×10等。当初始磁导率要求大于12000时，尤其是当磁导率要求达到15000时，磁环规格越大，磁环磁导率越不容易达到，且频率特性更差。也就是说Ф10×6×4磁环比Ф25×15×10更容易获得15000磁导率和优异的频率特性，所以各公司在给出材料特性时，都指定磁环规格。当前各公司公布的15000磁导率的锰锌铁氧体材料基本都是以小于Ф25×15×10规格来评测。目前尚未见到25℃时饱和磁通密度Bs≥440mT，100℃时Bs≥250mT，10kHz初始磁导率μi≥14000，居里温度Tc≥130℃的高磁导率锰锌铁氧体。

由于以上原因，需要开发一种高居里温度Tc≥130℃、高饱和磁通密度25℃Bs≥440mT和初始磁导率为15000左右的锰锌铁氧体。

发明内容

现有专利或文献中对于25℃，B≤0.25mT，10kHz时初始磁导率μi≥14000的锰锌铁氧体，存在其居里温度Tc≤130℃或者25℃饱和磁通密度Bs<440mT，100℃Bs<250mT的缺点；本发明的首要目的在于提供一种高导磁率锰锌系铁氧体，其具有具有高磁导率、高居里温度和高饱和磁通密度的特性；所述的高导磁率锰锌系铁氧体在25℃，B≤0.25mT，10kHz时能同时满足初始磁导率μi≥14000，Tc≥130℃，且在50Hz，1194A/m条件下25℃Bs≥440mT，100℃Bs≥250mT。

本发明的另一目的在于提供上述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，使其保证在25℃，B≤0.25mT，10kHz初始磁导率μi≥14000，150kHz的μi≥10000。

本发明的目的通过下述技术方案实现：一种高导磁率锰锌系铁氧体，包括铁氧体预烧料、辅助成份、粘结剂、分散剂和消泡剂；

所述的铁氧体预烧料由以下摩尔百分含量的物质组成：

Fe₂O₃52.0-53.0mol％；

ZnO20.0-22.0mol％；

MnO25.0-28.0mol％；

并且ZnO的摩尔百分含量与Fe₂O₃的摩尔百分含量之比为0.384-0.420；

所述的辅助成份按铁氧体预烧料总重量计的物质组成：

所述的粘结剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的PVA粘结剂；

所述的分散剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的分散剂1-甲基戊醇；

所述的消泡剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.2wt％的消泡剂硅氧烷。

所述的铁氧体预烧料优选为由以下摩尔百分含量的物质组成：

Fe₂O₃52.3-52.8mol％；

ZnO20.5-21.5mol％；

MnO25.7-27.2mol％；

并且ZnO的摩尔百分含量与Fe₂O₃的摩尔百分含量之比为0.384-0.420。

从所述的铁氧体预烧料的物质组成看，当Fe₂O₃的含量低于52mol％，则由于氧化铁含量太低，磁导率低于14000，同时Bs低于440mT；Fe₂O₃的含量高于53mol％，则由于氧化铁含量较高，易导致初始磁导率低于14000；当ZnO的含量低于20mol％，则由于氧化锌含量太低，初始磁导率低于14000；ZnO的含量高于22mol％，则由于氧化锌含量较高，居里温度Tc易低于130℃，且Bs低于440mT。当ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比低于0.384，由于其中的氧化铁含量和氧化锌含量都较低，易导致初始磁导率不足14000，或者居里温度低于130℃，常温Bs小于440mT。当ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比高于0.42，由于氧化铁含量较高，易导致磁导率低于14000或者由于氧化锌含量较高，导致居里温度低于130℃，常温Bs小于440mT。

从所述的辅助成份的物质组成看，当CaO>250ppm，易在晶界析出，10kHz磁导率低于14000。Bi₂O₃<100ppm，在高温下不易形成低熔点化合物，磁导率低于14000；Bi₂O₃>700ppm极易形成低熔点液相化合物，从而形成大晶粒聚集的巨晶态，磁导率低于14000。MoO₃<100ppm在高温下不易形成低熔点化合物，磁导率低于14000；MoO₃>500ppm极易形成低熔点液相化合物，从而形成大晶粒，甚至巨晶，频率特性较差，150kHz磁导率低于10000。Nb₂O₅>300ppm，10kHz磁导率低于14000，同时损耗增大，不利于频率特性改善，150kHz磁导率低于10000。Ti₂O₅>400ppm，磁导率急剧降低，10kHz磁导率低于14000。

上述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，具体包括以下步骤：

1)取52.0-53.0mol％的Fe₂O₃、20.0-22.0mol％的ZnO和25.0-28.0mol％的MnO，进行湿式混合20-40min，喷雾，获得一次颗粒料；

2)将一次颗粒料在700-900℃下预烧2-3小时，得到铁氧体预烧料；

3)根据铁氧体预烧料的总重量，向预烧料中加入辅助成份0-250ppmCaO、100-700ppmBi₂O₃、100-500ppmMoO₃、0-300ppmNb₂O₅和0-400ppmTi₂O₅，进行二次湿式砂磨；控制二次湿磨浆料粒度至SMD＝1.05～1.40μm(Sautermeandiameter索泰尔平均粒径)，得到铁氧体料浆；

4)向铁氧体料浆中加入按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的PVA粘结剂，0.5wt％的分散剂1-甲基戊醇和0.2wt％的消泡剂硅氧烷进行喷雾造粒；造粒后的粉料进行成型得毛坯，毛坯密度控制在2.90-3.05g/cm³；

5)将成型后的毛坯在气氛钟罩炉中进行装烧；烧结的具体操作为：首先，在室温的空气中升至950℃的升温速率为≤4℃/分钟；然后，从950℃升至1200℃的升温速率为0.5-3.0℃/分钟，氧分压控制在0.01-0.001％O₂范围中；从1200℃升至最高保温温度1330-1420℃的升温速率为3.0-5.0℃/分钟，氧分压控制在0.01％-0.001％O₂范围中；最高保温温度1330-1420℃的保温时间为5hr-10hr，氧分压控制在18-21％O₂范围内；从最高保温温度1330-1420℃降至1200℃的降温速率为0.5-3.0℃/分钟，氧分压控制在1.0-2.5％O₂范围中；从1200℃降至900℃的降温速率为≤3.0℃/分钟，氧分压控制在≤0.01％O₂范围中；从900℃降至100℃的降温速率为≤4.0℃/分钟，氧分压控制在≤0.01％O₂中范围中；得到锰锌系铁氧体产品。

步骤5)所述的烧结的设备为能严格控制气氛的钟罩炉。

本发明中的制粉与成型工艺采用二次湿法磨料和二次喷雾工艺，其中二次磨料烘干粉料(不是喷雾料)的粒度为SMD(Sautermeandiameter索泰尔平均粒径)＝1.05～1.40μm，优选为1.15～1.30μm，成型密度为2.90～3.05g/cm³。如果不采用二次湿法工艺，则10kHz初始磁导率虽然可以达到14000左右，但150kHz则低于10000，频率特性非常差；如果粒度低于1.05μm，则在研磨时由于粒度太细，会使粉料过细从而进入超顺磁状态，使比饱和磁化强度下降，不利于初始磁导率的改善。粉料太细在烧结时容易产生细小晶粒和过多晶界，也不利于初始磁导率改善，导致初始磁导率无法达到14000。同时，粉料太细，松装密度过低，易导致成型密度无法达到2.9g/cm³，造成烧结磁环的密度下降，Bs性能降低。由于初始磁导率10000以上的锰锌铁氧体晶粒通常大于20μm，因此当平均粒度超出1.40μm，晶粒生长极易不均匀，形成大尺寸晶粒甚至巨晶，频率特性变差，150kHz的初始磁导率低于10000。

本发明中烧结工艺中的温度参数如下：

(1)升温速度

从室温升温到950℃：升温速率为≤4℃/分钟，优选为2.0-3.5℃/分钟；升温速率过快，高于4℃/分钟，磁环易开裂，导致磁导率低下。升温速率过慢，则增加能耗，浪费生产成本。。

从950℃升温到1200℃：升温速率为0.5-3.0℃/分钟，优选为1.0-2.0℃/分钟；此升温区为晶体化开始和完善期，温升过快，易形成大尺寸晶粒或者大结晶，不能得到优异的磁特性。

从1200℃升温到最高保温温度段：升温速率为3.0-5.0℃/分钟，优选为3.0-4.0℃/分钟；此升温区为铁氧体致密化过程，如果升温速率过快(高于5.0℃/分钟)，或过慢(低于3.0℃/分钟)，则铁氧体内部气孔中的气体来不及排出，容易在晶界或晶粒内部处形成较多气孔，导致磁导率低下和频率特性较差。

(2)最高温度保温工序

最高保温温度为1330-1420℃，优选为1360-1390℃；

最高保温温度的保温时间为5hr-10hr，优选为8hr-10hr。

(3)降温速度

从最高保温温度降至1200℃的降温速度为0.5-3.0℃/分钟，优选为1.0-2.0℃/分钟；降温速度过快，高于3.0℃/分钟，磁环内部微观区域氧分压和温度不一致，表面氧分压低于内部氧分压，表面温度低于内部温度，导致相结构不一致，应力大，频率特性差。如果降温速度过慢，低于0.5℃/分钟，在高温区低氧分压下滞留时间太长，则由于此温度段的化学反应对氧分压非常敏感，易导致Fe³⁺形成Fe²⁺。Fe²⁺离子增多，有利于磁导率提高，但不利于频率特性改善。

从1200℃降温至900℃的降温速率为≤3.0℃/分钟；

从900℃降温至100℃的降温速率为≤4.0℃/分钟。

本发明的烧结工艺中的气氛参数如下：

在平衡氧分压气氛中进行烧结：

(1)升温时

950℃以前温度段：在21％O₂氧分压下烧结，优选在空气中进行烧结。

从950℃升温至最高保温温度段：氧分压范围是0.01％-0.001％。

(2)最高保温温度段

此时氧分压范围：18-21％O₂，优选21％O₂。当氧分压低于18％时，形成的锰锌铁氧体晶相不够充分，晶粒较小，导致10kHz初始磁导率低于14000。

(3)降温区

最高保温温度降温至1200℃氧分压：当温度达到1200℃时，此时氧分压必须降至1.0-2.50％O₂。低于1.0％O₂，可提高10kHz初始磁导率，但150kHz磁导率较低，小于10000，频率特性差；氧分压高于3.0％O₂，10kHz初始磁导率≤14000。

从1200℃降温至900℃氧分压：当温度达到900℃时，此时氧分压必须降至≤0.01％O₂。氧分压高于0.01％O₂，锰锌铁氧体中的锰或铁会发生氧化还原反应，生成杂质，不利于初始磁导率的改善，易导致10kHz磁导率≤14000。低于900℃氧分压：≤0.03％O₂中进行。

低于900℃氧分压：≤0.01％O₂中进行。

本发明相对于现有技术具有如下的优点及效果：

本发明所制备的高导磁率锰锌系铁氧体产品可为Ф25×Ф15×10(外径25mm，内径15mm，高10mm)锰锌铁氧体磁环，可以达到以下优良效果：性能参数为：25℃，B≤0.25mT，10kHz条件下，μi≥14000；150kHz，μi≥10000；居里温度Tc≥130℃；50Hz，1194A/m条件下25℃的Bs≥440mT，100℃的Bs≥250mT。

具体实施方式

下面结合实施例对本发明作进一步详细的描述，但本发明的实施方式不限于此。

实施例1～11

一种锰锌系铁氧体(Ф25×Ф15×10锰锌R15k产品)的制备方法，具体包括以下步骤：

1)将主成分Fe₂O₃、ZnO和MnO按照表1中的配方组成加入，进行湿式混合30min左右，喷雾，得到一次颗粒料；

2)将一次颗粒料在700-900℃下预烧2～3小时，得到预烧料；

3)根据主要组分的重量，向预烧料中加入辅助组分100ppmCaO、300ppmBi₂O₃、200ppmMoO₃、200ppmNb₂O₅和100ppmTi₂O₅，进行二次湿式砂磨；控制二次湿磨浆料粒度至SMD＝1.20μm，得到铁氧体料浆；

4)向铁氧体料浆中加入按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的PVA粘结剂，0.5wt％的分散剂1-甲基戊醇和0.2wt％的消泡剂硅氧烷进行喷雾造粒；造粒后的粉料进行成型得毛坯，毛坯密度控制在2.90-3.05g/cm³；

5)烧结的具体操作为：首先，在空气中以3℃/分钟的速率升至950℃；然后，以1.5℃/分钟的速率升至1200℃，氧分压控制在0.001％O₂；以3.5℃/分钟的速率从1200℃升至恒温温度1370℃点时，氧分压控制在0.001％O₂；此时在1370℃和21％O₂条件下进行恒温9小时。然后以2.0℃/分钟的速率从1370℃降至1200℃，氧分压随之降为2.0％O₂。1200℃后以3.0℃/分钟的速率降至900℃，氧分压随之降为0.005％O₂。900℃后在氧分压0.005％O₂条件下以3.5℃/分钟的速率降至100℃，得到Ф25×Ф15×10锰锌铁氧体样品。

常温25±2℃，B≤0.25mT条件下测试不同频率下的电感，转换成磁导率；在50Hz，1194A/m条件下测试25℃和100℃的Bs；在10kHz，B≤0.25mT条件下测试不同温度的电感，获得居里温度Tc。

表1实施例1～11中配方组成和检测结果

比较例7与实施例1比较：

Fe₂O₃含量低于52.0％，10kHz磁导率低于14000，150kHz低于10000，25℃Bs低于440mT；

比较例8与实施例2比较：

ZnO含量低于20.0％，且ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比低于0.384，10kHz磁导率低于14000,150kHz低于10000；

比较例9与实施例4比较：

虽然Fe₂O₃和ZnO含量都在主配方规定范围内，但ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比高于0.42，导致10kHz磁导率和150kHz磁导率较高，但居里温度和Bs都较低；

比较例10与实施例5比较：

ZnO含量高于22mol％，且ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比高于0.42，虽然10kHz磁导率和150kHz磁导率较高，但居里温度低于130℃和25℃Bs低于440mT；

比较例11与实施例6比较：

虽然Fe₂O₃和ZnO含量都在主配方规定范围内，但ZnO/Fe₂O₃的摩尔百分含量之比低于0.384。主成分中Fe₂O₃含量相对过高，ZnO含量相对过低，导致10kHz磁导率和150kHz磁导率较差；

实施例12～21

选择实施例4的主配方成分：Fe₂O₃为52.8mol％、ZnO为26.0mol％、MnO为21.5mol％，然后按照表2改变辅助组分的含量，按照实施例4的工艺进行制造，经测试得到如下数据：

表2实施例4，12～21的辅料配方和检测结果

比较例17与实施例4比较：

CaO含量高于300ppm，10kHz磁导率低于14000；

比较例18与实施例12比较：

Bi₂O₃含量低于100ppm，MoO₃含量高于500ppm，10kHz磁导率低于14000，150kHz磁导率低于10000；

比较例19与实施例13比较：

Bi₂O₃含量高于600ppm，10kHz磁导率高于14000，但150kHz磁导率低于10000；

比较例20与实施例14比较：

Nb₂O₅含量高于300ppm，10kHz磁导率低于14000，150kHz磁导率低于10000；

比较例21与实施例16比较：

TiO₂含量高于400ppm，10kHz磁导率低于14000，150kHz磁导率低于10000；

实施例22～25

选择实施例4的主配方成分和辅助组分的含量，然后按照表3改变二次湿法磨料粒度SMD，然后按照实施例4中的工艺进行制造，经测试得到如下数据：

表3实施例4，22～25的SMD大小及检测结果

比较例24与实施例22比较：

二次砂磨粒度SMD低于1.05μm，10kHz磁导率低于14000，25℃Bs低于440mT；

比较例25与实施例23比较：

二次砂磨粒度SMD高于1.40μm，虽然10kHz磁导率高于14000，但150kHz磁导率低于10000。

实施例26～33

选择实施例4的主配方成分和辅助组分的含量，并按照实施例4中的工艺进行制造，只是对烧结温度曲线按照表4进行改变，经测试得到表5数据：

表4为实施例4，26～33对烧结温度情况

表5为实施例4，26～33的检测结果

比较例30与实施例26比较：

当高温恒温温度高于1420℃，恒温时间少于5h，10kHz和150kHz磁导率均低于本发明水平；

比较例31与实施例26比较：

当950℃之前的升温速率偏离本发明之外，10kHz和150kHz磁导率显著低于本发明水平。

比较例32与实施例27比较：

当高温恒温温度低于1330℃，即使增加恒温时间，多于12h，10kHz和150kHz磁导率均低于本发明水平；

比较例33与实施例28比较：

当高温恒温温度降至1200℃及900℃偏离本发明之外，150kHz磁导率低于本发明水平。

实施例34～42

选择实施例4的主配方和辅助组分含量，并按照实施例4中的工艺进行制造，只是对烧结气氛参数按照表6进行改变，经测试得到表7数据：

表6为实施例4、34～42的烧结气氛参数情况

表7为实施例4、34～42的检测结果

比较例38与实施例4比较：

当950℃～最高恒温温度区的氧分压偏离本发明之外，低于0.001％O₂，10kHz磁导率显著低于本发明水平。

比较例39与实施例34比较：

当最高恒温温度段的氧分压偏离本发明之外，低于18％O₂，10kHz和150kHz磁导率均显著低于本发明水平。

比较例40与实施例35比较：

当最高恒温温度～1200℃降温区的氧分压偏离本发明之外，高于2.5％O₂，10kHz和150kHz磁导率均显著低于本发明水平。10kHz和150kHz磁导率均低于本发明水平。

比较例41与实施例36比较：

当最高恒温温度～1200℃降温区的氧分压偏离本发明之外，高于2.5％O₂，且1200℃～900℃降温区的氧分压偏离本发明之外，高于0.01％O₂，150kHz磁导率低于本发明水平

比较例42与实施例37比较：

当950℃～最高恒温温度区的氧分压偏离本发明之外，高于0.01％O₂，10kHz磁导率低于本发明水平。

上述实施例为本发明较佳的实施方式，但本发明的实施方式并不受上述实施例的限制，其他的任何未背离本发明的精神实质与原理下所作的改变、修饰、替代、组合、简化，均应为等效的置换方式，都包含在本发明的保护范围之内。

Claims (8)

1.一种高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于具体包括以下步骤：

1)取52.0-53.0mol％的Fe₂O₃、20.0-22.0mol％的ZnO和25.0-28.0mol％的MnO，进行湿式混合20-40min，喷雾，获得一次颗粒料；其中，ZnO的摩尔百分含量与Fe₂O₃的摩尔百分含量之比为0.384-0.420；

2)将一次颗粒料在700-900℃下预烧2-3小时，得到铁氧体预烧料；

3)根据铁氧体预烧料的总重量，向预烧料中加入辅助成份0-250ppmCaO、100-700ppmBi₂O₃、100-500ppmMoO₃、0-300ppmNb₂O₅和0-400ppmTi₂O₅，进行二次湿式砂磨；控制二次湿磨浆料粒度至1.05～1.40μm，得到铁氧体料浆；

4)向铁氧体料浆中加入按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的PVA粘结剂，0.5wt％的分散剂1-甲基戊醇和0.2wt％的消泡剂硅氧烷进行喷雾造粒；造粒后的粉料进行成型得毛坯，毛坯密度控制在2.90-3.05g/cm³；

5)将成型后的毛坯在气氛钟罩炉中进行装烧；烧结的具体操作为：首先，在室温的空气中升至950℃的升温速率为≤4℃/分钟；然后，从950℃升至1200℃的升温速率为0.5-3.0℃/分钟，氧分压控制在0.01-0.001％O₂范围中；从1200℃升至最高保温温度1330-1420℃的升温速率为3.0-5.0℃/分钟，氧分压控制在0.01％-0.001％O₂范围中；最高保温温度1330-1420℃的保温时间为5hr-10hr，氧分压控制在18-21％O₂范围内；从最高保温温度1330-1420℃降至1200℃的降温速率为0.5-3.0℃/分钟，氧分压控制在1.0-2.5％O₂范围中；从1200℃降至900℃的降温速率为≤3.0℃/分钟，氧分压控制在≤0.01％O₂范围中；从900℃降至100℃的降温速率为≤4.0℃/分钟，氧分压控制在≤0.01％O₂中范围中；得到锰锌系铁氧体产品。

2.根据权利要求1所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于：步骤3)中所述的控制二次湿磨浆料粒度至1.15～1.30μm。

3.根据权利要求1所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于：步骤5)中在室温的空气中升至950℃的升温速率为2.0-3.5℃/分钟；

从950℃升至1200℃的升温速率为1.0-2.0℃/分钟；

从1200℃升至最高保温温度1330-1420℃的升温速率为3.0-4.0℃/分钟。

4.根据权利要求1所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于：步骤5)中最高保温温度为1360-1390℃；最高保温温度的保温时间为8hr-10hr。

5.根据权利要求1所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于：步骤5)中从最高保温温度1330-1420℃降至1200℃的降温速率为1.0-2.0℃/分钟。

6.根据权利要求1所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法，其特征在于：步骤5)中最高保温温度1330-1420℃的氧分压控制在21％O₂。

7.根据权利要求1～6任一项所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法得到的高导磁率锰锌系铁氧体，其特征在于包括铁氧体预烧料、辅助成份、粘结剂、分散剂和消泡剂；

所述的铁氧体预烧料由以下摩尔百分含量的物质组成：

Fe₂O₃52.0-53.0mol％；

ZnO20.0-22.0mol％；

MnO25.0-28.0mol％；

并且ZnO的摩尔百分含量与Fe₂O₃的摩尔百分含量之比为0.384-0.420；

所述的辅助成份按铁氧体预烧料总重量计的物质组成：

所述的粘结剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的PVA粘结剂；

所述的分散剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.5wt％的分散剂1-甲基戊醇；

所述的消泡剂为按铁氧体预烧料重量计算的0.2wt％的消泡剂硅氧烷。

8.根据权利要求7所述的高导磁率锰锌系铁氧体的制备方法得到的高导磁率锰锌系铁氧体，其特征在于：所述的铁氧体预烧料为由以下摩尔百分含量的物质组成：

Fe₂O₃52.3-52.8mol％；

ZnO20.5-21.5mol％；

MnO25.7-27.2mol％；

并且ZnO的摩尔百分含量与Fe₂O₃的摩尔百分含量之比为0.384-0.420。