JP2005057156A - 磁性体複合材料およびその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】 ＧＨｚ領域で優れた磁気特性を有し、初透磁率および高周波限界の高い磁性体複合材料およびその製造方法を提供する。
【解決手段】 Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトを混合して得た、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（但し、０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）のＺ型六方晶系フェライト粉体に、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体を混合し、それを低温焼結して所望の磁性体複合材料を得る。
【選択図】 図２

Description

本発明は、磁性体複合材料およびその製造方法に関するものである。

デジタル機器の高性能化および高速化に伴い、これらの機器が扱う周波数も高周波化しており、今日では、ＧＨｚ帯のノイズ対策が求められてきている。このノイズ対策用として、従来より使用されているものに、銀（Ａｇ）内部導体と同時焼成できる低温焼結Ｎｉ-Ｃｕ-Ｚｎフェライトを使用した積層型チップ部品がある。

フェライトは、磁壁共鳴と呼ばれる現象により、ある周波数に達すると磁気損失が急増し、高周波領域におけるフェライトの磁気特性に限界が生ずる。上述したＮｉ-Ｃｕ-Ｚｎフェライトの場合、その透磁率（μ）は、「スヌークの限界」で示される制約により、約８００ＭＨｚ以上で急激に低下する。そのため、ＧＨｚ帯域では磁気特性が分散領域に入ってしまう。

六方晶フェライトは、「スヌークの限界」を超える高周波フェライト材料として知られているが、その焼結には、通常、１１００℃以上の温度が必要とされる。また、一般的に六方晶フェライトの低温焼結化は、酸化銅（ＣｕＯ）および酸化ビスマス（Ｂｉ₂Ｏ₃）の添加による手法が知られている（例えば、非特許文献１）。

そこで、低温焼結化したときの初透磁率の低下を小さくするための策の一つとして、粒界層の厚みを薄くして、バルク内を磁束が通過しやすい内部構造にすることが考えられる。この問題は、焼結助剤として融点が低く、かつ液化した際の粘度が低いガラス（例えば、Ｂｉ−Ｂ−Ｇｅ−Ｏ系ガラス等、Ｇｅを含むガラス）を用いることで解決できる（例えば、特許文献１参照）。なお、特許文献１に記載された六方晶フェライトは、低温焼成が可能であるが、ＳｉＯ₂，Ａｌ₂Ｏ₃，ＳｒＯ，ＣａＯ，ＭｇＯ，Ｂ₂Ｏ₃等で低温焼結化させるものである。

一方、低温焼結型六方晶フェライトの初透磁率、および高周波磁気特性を高めるために、六方晶フェライト組成を改良する方法がある。例えば、Ｚ型六方晶フェライトの一般式Ｂａ₃Ｃｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁に対して、Ｂａの一部をＳｒで置換したＢａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁は、スヌーク積の向上によって高周波限界を低下させずに透磁率を向上させることができる。また、Ｃｏの一部をＺｎで置換したＢａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁は、結晶磁気異方性の改善で大幅に初透磁率が向上することが知られている（例えば、非特許文献２，３）。

（社）粉体粉末冶金協会講演概要集（平成１３年度春季大会、７９頁）

中村他「Ｚ型六方晶フェライトの高周波透磁率の制御」（（社）粉体粉末冶金協会、２００１年秋季大会概要集）

T. Nakamura et al.,‘Complex Permeability of Polycrystalline Hexagonal Ferrites’, IEEE Trans. on MAGNETICS, Vol.36, No.5, September 2000

特開２０００−２６０６１５号公報

六方晶フェライトは、上述したように焼結温度が高いため、積層技術に必要なＡｇ内部導体との同時焼成、および低電力コスト化ができないという問題がある。また、六方晶フェライトを低温焼結化した場合、六方晶フェライトが本来的に持つ初透磁率１５程度に対して５以下と著しく低下する。これは、ＣｕＯおよびＢｉ₂Ｏ₃で形成される粒界層が比較的厚く、磁性を持たないために、バルク内を磁束が通過しにくい構造になっていることが原因である。

本発明は、上述した課題に鑑みなされたものであり、その目的とするところは、低温焼結型六方晶フェライトよりも初透磁率、および高周波限界の高い磁性体複合材料およびその製造方法を提供することである。

本発明の他の目的は、Ａｇ内部導体との同時焼成ができ、部品の小型化が可能な磁性体複合材料およびその製造方法を提供することである。

かかる目的を達成し、上述した課題を解決する一手段として、例えば、以下の構成を備える。すなわち、本発明に係る磁性体複合材料は、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第１の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第２の六方晶フェライトとを混合して、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（但し、０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）を持つＺ型六方晶系フェライト粉体を含むことを特徴とする。

例えば、上記第１および第２の六方晶フェライトを混合してなる上記Ｚ型六方晶系フェライト粉体ａ重量％（６０≦ａ≦９０）と、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体ｂ重量％（１０≦ｂ≦４０）とを混合した混合粉体を８８０℃乃至９２０℃で焼結することを特徴とする。

例えば、スヌークの限界線よりも高周波側に透磁率の自己共鳴ピークを持つことを特徴とする。また、例えば、抵抗率を１０⁸Ω・ｃｍ以上に保つとともに、初透磁率を１．９乃至８．１に保持することを特徴とする。

上述した課題を解決する他の手段として、例えば、以下の構成を備える。すなわち、本発明に係る磁性体複合材料の製造方法は、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第１の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第２の六方晶フェライトとを混合する第１の混合ステップと、上記第１および第２の六方晶フェライトを混合してなる、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（但し、０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）を持つＺ型六方晶系フェライト粉体ａ重量％（６０≦ａ≦９０）と、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体ｂ重量％（１０≦ｂ≦４０）とを混合する第２の混合ステップと、上記第２の混合ステップで得られた混合粉体を８８０℃乃至９２０℃で焼結するステップとを備えることを特徴とする。

本発明によれば、初透磁率、および高周波限界の高い磁性体複合材料を作製することができる。

また、本発明によれば、内部導体との同時焼成が可能となるため、磁性体複合材料を使用した部品の小型化が可能になる。

以下、添付図面および表を参照して、本発明に係る実施の形態例を詳細に説明する。本実施の形態例では、以下に詳述する工程によって得られた六方晶系フェライト粉体等により作製した磁性体複合材料の特性について説明する。

最初に、本実施の形態例に係る磁性体複合材料の製造に使用する六方晶系フェライト粉体の作製手順について説明する。図１は、六方晶フェライト粉体の製造工程を示すフローチャートである。図１のステップＳ１１において、酸化第二鉄（Ｆｅ₂Ｏ₃）、炭酸バリウム（ＢａＣＯ₃）、酸化コバルト（Ｃｏ₃Ｏ₄）、炭酸ストロンチウム（ＳｒＣＯ₃）、酸化亜鉛（ＺｎＯ）を、表１等に示す組成となるように秤量し、続くステップＳ１２において、ボールミルを用いた混合を行う。具体的には、秤量した組成物を、鉄球メディアを入れた鉄製ボールミルに入れ、一定時間、純水でボールミル混合する。

ステップＳ１３では、ボールミル混合された材料を乾燥し、次のステップＳ１４において、それをメッシュ（例えば、目開き３００μｍの篩）による整粒を行って匣鉢に入れ、Ｔ＝１２５０℃でｔ＝３時間、仮焼する。そして、ステップＳ１５において、仮焼粉を、鉄球メディアを入れた鉄製ボールミルに入れ、一定時間、純水とともに粉砕する。

ステップＳ１６では、粉砕した材料を乾燥して、例えば、目開き３００μｍの篩を通して整粒し、六方晶フェライト粉体を得る。なお、六方晶フェライトは、Ｚ型（Ｂａ₃Ｃｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁）を主成分とするが、ここでは、これに限定せず、Ｙ型（Ｂａ₂Ｃｏ₂Ｆｅ₁₂Ｏ₂₂）を含む場合もある。また、得られた粉体は、粉末Ｘ線回折（ＸＲＤ）によって六方晶フェライトであることが確認できた。

次に、本実施の形態例に係る磁性体複合材料の製造工程について説明する。図２は、本実施の形態例に係る磁性体複合材料の製造工程を示すフローチャートである。図２のステップＳ３１において、上述した、図１に示す工程で得られた六方晶フェライト粉体、およびＢｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体を、後述する配合比（表１等を参照）に従って秤量する。すなわち、表１等に示すように、六方晶フェライト粉体、およびＢｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体について、重量パーセント（ｗｔ％）で示す配合比で秤量する。

ステップＳ３２において、ボールミルを用いた混合を行う。つまり、上記のステップで秤量した材料を、鉄球メディアを入れた鉄製ボールミルに入れ、一定時間、純水でボールミル混合し、粉砕する。その後、ステップＳ３３で、ボールミル混合した材料を乾燥し、平均粒径２〜３μｍの粉体を得る。

本実施の形態例では、さらに、上記のステップＳ３３で得られた粉体にＰＶＡ水溶液とポリプロピレングリコール水溶液を加えて造粒し（ステップＳ３５）、続くステップＳ３６において成形する。なお、ここでの成形圧として、例えば、１９６ＭＰａの圧力を使用して、所定形状（例えば、ディスク型）の成形品を得た。

また、図２のステップＳ３７において、上記の成形品を脱脂し、その後、ステップＳ３８では、脱脂した成形品を焼成する。ここでは、成形品を一定の割合で昇温させ、表１等に示す焼成温度（最高温度）で２時間保持した後、一定の割合で降温して、焼成品を得た。

次に、本実施の形態例に係る磁性体複合材料の材料組成と、得られた焼結体の特性について説明する。表1〜表３は、本実施の形態例に係る磁性体複合材料の具体的な材料組成と、得られた焼結体の特性を示している。本実施の形態例に係る磁性体複合材料は、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトを混合した、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）のＺ型六方晶系フェライト粉体を含んでいる。

また、本実施の形態例では、上記のＺ型六方晶系フェライト粉体（Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁）６０〜９０重量％に、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体を１０〜４０重量％混合したものを、表１等に示す焼成温度（１２５０℃，９６０℃，９２０℃，９００℃，８９０℃，８８０℃）で焼結した。

ここでの透磁率の周波数特性測定用試料は、焼成品をトロイダルコア形状に加工したものを使用した。また、抵抗率測定用の試料は、焼結品の両端面にＡｇペーストを塗布して、６００℃で３０分、焼き付けて得たものを使用した。

一方、透磁率の周波数特性は、ネットワークアナライザを使用して、５０ＭＨｚ〜５ＧＨｚまで測定した。抵抗率は、絶縁抵抗計を用いて抵抗値を測定し、試料の寸法に基づいて算出した。また、表1〜表３の「備考」欄には、得られた焼結体の積層部品向け高周波磁性材料としての可否（○印（可）、×印（否））を示した。

表１に示す試料番号^*１〜^*１２は、高温焼成（１２５０℃）して得た焼結体の試験結果である。この場合、すべての焼結体のサンプルについて、その「備考」欄が×印となっており、高焼成温度による焼結体の抵抗率が低いことを示している。

表２における試料番号^*１３〜^*１７の焼結体は、ガラスの添加量が少なく、焼結温度が９２０℃以下にならなかった例を示している。この場合も、表１の場合と同様、すべてのサンプルについて「備考」欄が×印となっており、焼結体の積層部品向け高周波磁性材料として「否」と評価された。すなわち、焼結体の抵抗率は上昇したが、抵抗率が漏れ電流の影響が非常に小さいと考えられる値（１０⁸Ω・ｍ）を超えなかったため、その評価を×（否）とした。

表３は、試料番号１８〜３７の焼結体の試験結果である。これらのサンプルについては、９２０℃以下で焼結し、かつ、高い絶縁抵抗を有することから、焼結体の積層部品向け高周波磁性材料として好適であることから、「備考」欄には、すべて○印（適）が付されている。また、磁性を有し、高周波特性も良好であることが判明した。

図３〜図５は、磁性体複合材料として得られた、表３の試料番号１８〜２１（図では、実施例１８〜２１として表記されている）の低温焼結型六方晶フェライトについて、その透磁率の周波数特性を示している。すなわち、図３〜図５は、上述したＺ型六方晶系フェライト粉体（Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁（０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２））に、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラスを１０ｗｔ％添加したときの透磁率の周波数スペクトルである。

図３は、試料番号１８〜２１の複素透磁率の周波数スペクトルであり、図４は、その実数部について、点線で示すスヌークの限界線（Ｎｉ-Ｃｕ-Ｚｎフェライト）との関係を示している。また、図５は、試料番号１８〜２１についての複素透磁率の周波数スペクトルのうち、虚数部の特性を示している。

試料番号１８は、表３に示すようにｘ＝０，ｙ＝０、すなわち、基本組成のＺ型六方晶系フェライト（Ｂａ₃Ｃｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁）を用いた低温焼結型六方晶フェライトである。そこで、基本組成のＺ型六方晶系フェライトの透磁率特性と他の試料の特性を比較すると、例えば、試料番号２０のフェライトの場合、ｘ＝１．５０，ｙ＝０であるから、その組成は、Ｂａ_1.5Ｓｒ_1,5Ｃｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁となり、図３〜図５において三角印（△，▲）で示すように、試料番号１８の特性に比べて高周波限界を損ねることなく透磁率が向上している。

試料番号１９（Ｂａ₃Ｃｏ_0.8Ｚｎ_1.2Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁）についての透磁率の周波数特性は、試料番号１８の特性に比べて透磁率が大幅に向上しているが、高周波限界は低下している。一方、試料番号２１のフェライトについては、ｘ＝１．５０，ｙ＝１．２０であるから、その組成は、Ｂａ_1.5Ｓｒ_1.5Ｃｏ_0.8Ｚｎ_1.2Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁となり、図３〜図５において菱形印（◇，◆）で示す特性から分るように、試料番号１８の特性に比べて透磁率も高周波限界も向上している。これは、試料番号２１のフェライトが、六方晶フェライトＢａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁と六方晶フェライトＢａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁の両方の性質を相乗的に引き出した結果と考えることができる。

図６は、試料番号４，１６，２１，２６，３１，３６（ｘ＝１．５０，ｙ＝１．２０）について、ガラスの添加量に対するＢａ_1.5Ｓｒ_1.5Ｃｏ_0.8Ｚｎ_1.2Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁の収縮率変化を示す曲線である。図６に示すように、試料番号４を除き、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラスの添加によって９２０℃以下の低温焼結化を実現できることが分る。これは、Ａｇとの同時焼成が可能であることを意味している。

以上説明したように、本実施の形態例によれば、Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成の六方晶フェライトを混合して得た、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成のＺ型六方晶系フェライト粉体に、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体を混合して、それを低温焼結することで、得られた磁性体複合材料がＧＨｚ領域で優れた磁気特性を有し、初透磁率および高周波限界の高い磁性体複合材料を作製できる。

また、焼成温度が低温であることから、積層技術に必要なＡｇ内部導体との同時焼成が可能になるとともに、フェライトを使用したノイズ除去対策用部品を小型化できる。

本発明の実施の形態例に係る磁性体複合材料の組成材としての六方晶フェライト粉体の製造工程を示すフローチャートである。 実施の形態例に係る磁性体複合材料の製造工程を示すフローチャートである。 試料番号１８〜２１（実施例１８〜２１）の低温焼結型六方晶フェライトの複素透磁率の周波数特性を示す図である。 試料番号１８〜２１の低温焼結型六方晶フェライトの複素透磁率（実部）の周波数特性を示す図である。 試料番号１８〜２１の低温焼結型六方晶フェライトの複素透磁率（虚部）の周波数特性を示す図である。 ガラスの添加量に対する低温焼結型六方晶フェライトの収縮率変化曲線を示す図である。

Claims (5)

1. 一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第１の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第２の六方晶フェライトとを混合して、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（但し、０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）を持つＺ型六方晶系フェライト粉体を含むことを特徴とする磁性体複合材料。
2. 前記第１および第２の六方晶フェライトを混合してなる前記Ｚ型六方晶系フェライト粉体ａ重量％（６０≦ａ≦９０）と、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体ｂ重量％（１０≦ｂ≦４０）とを混合した混合粉体を８８０℃乃至９２０℃で焼結することを特徴とする請求項１記載の磁性体複合材料。
3. スヌークの限界線よりも高周波側に透磁率の自己共鳴ピークを持つことを特徴とする請求項２記載の磁性体複合材料。
4. 抵抗率を１０⁸Ω・ｃｍ以上に保つとともに、初透磁率を１．９乃至８．１に保持することを特徴とする請求項３記載の磁性体複合材料。
5. 一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ₂Ｆｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第１の六方晶フェライトと、一般式Ｂａ₃Ｃｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成を有する第２の六方晶フェライトとを混合する第１の混合ステップと、
   前記第１および第２の六方晶フェライトを混合してなる、一般式Ｂａ_3-xＳｒ_xＣｏ_2-yＺｎ_yＦｅ₂₄Ｏ₄₁で表される組成（但し、０≦ｘ≦１．５，０≦ｙ≦１．２）を持つＺ型六方晶系フェライト粉体ａ重量％（６０≦ａ≦９０）と、Ｂｉ-Ｂ−Ｇｅ-Ｏ系ガラス粉体ｂ重量％（１０≦ｂ≦４０）とを混合する第２の混合ステップと、
   前記第２の混合ステップで得られた混合粉体を８８０℃乃至９２０℃で焼結するステップとを備えることを特徴とする磁性体複合材料の製造方法。

Images