JP2662810B2 - ロータリートランスコア用Ni―Cu―Zn系酸化物磁性材料およびその製造方法 - Google Patents
ロータリートランスコア用Ni―Cu―Zn系酸化物磁性材料およびその製造方法Info
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- JP2662810B2 JP2662810B2 JP63291800A JP29180088A JP2662810B2 JP 2662810 B2 JP2662810 B2 JP 2662810B2 JP 63291800 A JP63291800 A JP 63291800A JP 29180088 A JP29180088 A JP 29180088A JP 2662810 B2 JP2662810 B2 JP 2662810B2
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Description
【発明の詳細な説明】 イ.発明の目的 〔産業上の利用分野〕 本発明は、主としてVTRに使用するロータリートラン
ス用コア材料で、使用周波数が数MHzで実効比透磁率の
値が400ないし2000の特性の、材料強度を向上したNi−C
u−Zn系酸化物磁性材料に関するものである。
ス用コア材料で、使用周波数が数MHzで実効比透磁率の
値が400ないし2000の特性の、材料強度を向上したNi−C
u−Zn系酸化物磁性材料に関するものである。
ロータリートランス用コアの製品を製造する場合に
は、主成分が酸化亜鉛(以下ZnOと称す)、一酸化ニッ
ケル(以下NiOと称す)、一酸化銅(以下CuOと称す)、
及び残部が酸化第2鉄(以下Fe2O3と称す)の粉末をプ
レスでプレス体として、これを大気中で焼結してNi−Cu
−Zn系酸化物磁性材料の焼結体とし、これを寸法精度を
必要とする部分を研磨加工により整形し製品形状に仕上
げられていた。
は、主成分が酸化亜鉛(以下ZnOと称す)、一酸化ニッ
ケル(以下NiOと称す)、一酸化銅(以下CuOと称す)、
及び残部が酸化第2鉄(以下Fe2O3と称す)の粉末をプ
レスでプレス体として、これを大気中で焼結してNi−Cu
−Zn系酸化物磁性材料の焼結体とし、これを寸法精度を
必要とする部分を研磨加工により整形し製品形状に仕上
げられていた。
従来のVTRに使用するロータリートランス用コアとし
て使用されているNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料は、金属
の磁性材料と比較した時、材料固有の特性として脆く且
つ硬いため、研削加工工程において研削端面にかけや加
工面にひび割れが生じ、又、ロータリートランス用コア
として径が30mmないし、50mmに対し、研削加工面の平行
度が5μm、平面度が10μm以下の値が要求されてお
り、これらの値を満足するためには研削に時間を要し、
安価なしかも寸法精度を満足するロータリートランス用
コアに仕上げることが難しいという問題があった。
て使用されているNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料は、金属
の磁性材料と比較した時、材料固有の特性として脆く且
つ硬いため、研削加工工程において研削端面にかけや加
工面にひび割れが生じ、又、ロータリートランス用コア
として径が30mmないし、50mmに対し、研削加工面の平行
度が5μm、平面度が10μm以下の値が要求されてお
り、これらの値を満足するためには研削に時間を要し、
安価なしかも寸法精度を満足するロータリートランス用
コアに仕上げることが難しいという問題があった。
本発明は必要な磁気特性を満足し、しかも従来の研削
方法によってロータリートランス用コアを研削しても、
加工工程での研削かけ、ひび割れが生じにくく、又要求
寸法に対して加工が容易となる材料を提供することを目
的とする。
方法によってロータリートランス用コアを研削しても、
加工工程での研削かけ、ひび割れが生じにくく、又要求
寸法に対して加工が容易となる材料を提供することを目
的とする。
ロ.発明の構成 〔課題を解決するための手段〕 前記課題を解決するために、本発明のロータリートラ
ンス用コア材料においては、Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材
料に、0.03wt%以下の二酸化けい素(以下SiO2と称
す)、0.10wt%以下の一酸化マンガン(以下MnOと称
す)の1種又は2種を含有し、0.07wt%以下の三酸化ビ
スマス(以下Bi2O3と称す)を含有又は添加したもの
に、0.05ないし0.5wt%の範囲で一酸化マグネシウム
(以下MgOと称す)を添加し、大気中の雰囲気で1050℃
ないし1170℃の温度範囲で2時間保持し焼結を行うこと
により、かけやひび割れの少ない材料で、しかも1MHzに
おける実効比透磁率の高いNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料
を提供するものである。
ンス用コア材料においては、Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材
料に、0.03wt%以下の二酸化けい素(以下SiO2と称
す)、0.10wt%以下の一酸化マンガン(以下MnOと称
す)の1種又は2種を含有し、0.07wt%以下の三酸化ビ
スマス(以下Bi2O3と称す)を含有又は添加したもの
に、0.05ないし0.5wt%の範囲で一酸化マグネシウム
(以下MgOと称す)を添加し、大気中の雰囲気で1050℃
ないし1170℃の温度範囲で2時間保持し焼結を行うこと
により、かけやひび割れの少ない材料で、しかも1MHzに
おける実効比透磁率の高いNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料
を提供するものである。
即ち本発明は、 1.30.3〜35.0mol%の酸化亜鉛ZnO、14.0〜18.0mol%の
一酸化ニッケルNiO、3.0〜6.0mol%の一酸化銅CuO、及
び残部酸化第2鉄Fe2O3からなる主成分と、副成分とし
て0.03wt%以下(0.0wt%を含まず)の二酸化けい素SiO
2、0.10wt%以下(0.0wt%を含まず)の一酸化マンガン
MnOの夫々1種又は2種の成分と、0.07wt%以下(0.0wt
%を含まず)の三酸化ビスマスBi2O3、及び0.050wt%〜
0.50wt%の一酸化マグネシウムMgOよりなることを特徴
とする優れた破壊靭性および抗折力を有するロータリー
トランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料。
一酸化ニッケルNiO、3.0〜6.0mol%の一酸化銅CuO、及
び残部酸化第2鉄Fe2O3からなる主成分と、副成分とし
て0.03wt%以下(0.0wt%を含まず)の二酸化けい素SiO
2、0.10wt%以下(0.0wt%を含まず)の一酸化マンガン
MnOの夫々1種又は2種の成分と、0.07wt%以下(0.0wt
%を含まず)の三酸化ビスマスBi2O3、及び0.050wt%〜
0.50wt%の一酸化マグネシウムMgOよりなることを特徴
とする優れた破壊靭性および抗折力を有するロータリー
トランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料。
2.請求項1記載のロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn
系酸化物磁性材料に於て、前記酸化物磁性材料の焼結温
度は1050℃〜1170℃の温度範囲であることを特徴とする
ロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料
の製造方法である。
系酸化物磁性材料に於て、前記酸化物磁性材料の焼結温
度は1050℃〜1170℃の温度範囲であることを特徴とする
ロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料
の製造方法である。
〔作用〕 本発明によるロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn系
酸化物磁性材料において、副成分として含有、又は添加
される0.03wt%以下のSiO2、0.10wt%以下のMnO、0.07w
t%以下のBi2O3は、主成分である30.0〜35.0mol%のZn
O、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol%のCuOの組成
範囲においては、結晶を成長させ、実効比透磁率を高め
る特徴を示すと共に、Bi2O3は0.07wt%以下の範囲にお
いて、特に0.05wt%付近では研削時に発生するかけ、表
面のひび割れの特性に大きく影響する材料機械特性の破
壊靱性値であるKICと、抗折力Fの値が最大値を示す。
酸化物磁性材料において、副成分として含有、又は添加
される0.03wt%以下のSiO2、0.10wt%以下のMnO、0.07w
t%以下のBi2O3は、主成分である30.0〜35.0mol%のZn
O、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol%のCuOの組成
範囲においては、結晶を成長させ、実効比透磁率を高め
る特徴を示すと共に、Bi2O3は0.07wt%以下の範囲にお
いて、特に0.05wt%付近では研削時に発生するかけ、表
面のひび割れの特性に大きく影響する材料機械特性の破
壊靱性値であるKICと、抗折力Fの値が最大値を示す。
本発明ではMgOを0.05〜0.5wt%添加することにより、
実効比透磁率(以下μiacと称す)をそれ程劣化するこ
となく、更に破壊靱性値と抗折力を高めることが出来る
ことを見出した。
実効比透磁率(以下μiacと称す)をそれ程劣化するこ
となく、更に破壊靱性値と抗折力を高めることが出来る
ことを見出した。
即ち、30.0〜35.0mol%のZnO、14.0〜18.0mol%のNi
O、3.0〜6.0mol%のCuOを主成分とし、0.03wt%以下のS
iO2、0.10wt%以下のMnO、0.07wt%以下のBi2O3を含
有、又は添加されたNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料に0.05
wt%ないし0.5wt%のMgOを添加し、1050℃〜1170℃の温
度範囲で2時間保持し焼結した時、MgOの添加量が0.05w
t%添加において破壊靱性値(以下KICと称す)及び抗折
力(以下Fと称す)の値は向上し、添加量が0.10wt%な
いし0.2wt%において最大、又はほぼ一定の値に達し、M
gOの添加量が0wt%の時の値に対しKICの値では約35%、
Fの値では約30%向上した。一方、1MHzにおける実効比
透磁率μiacの値はMgO添加量が0wt%の時に対し約9%
低下している。ロータリートランス用コアに使用する材
料の実効比透磁率μiacの値は対象となる機種によって
も異なるが、1MHzにおいて最低500以上あればよく、10
%内外の低下は特に実用上問題とならない値である。
O、3.0〜6.0mol%のCuOを主成分とし、0.03wt%以下のS
iO2、0.10wt%以下のMnO、0.07wt%以下のBi2O3を含
有、又は添加されたNi−Cu−Zn系酸化物磁性材料に0.05
wt%ないし0.5wt%のMgOを添加し、1050℃〜1170℃の温
度範囲で2時間保持し焼結した時、MgOの添加量が0.05w
t%添加において破壊靱性値(以下KICと称す)及び抗折
力(以下Fと称す)の値は向上し、添加量が0.10wt%な
いし0.2wt%において最大、又はほぼ一定の値に達し、M
gOの添加量が0wt%の時の値に対しKICの値では約35%、
Fの値では約30%向上した。一方、1MHzにおける実効比
透磁率μiacの値はMgO添加量が0wt%の時に対し約9%
低下している。ロータリートランス用コアに使用する材
料の実効比透磁率μiacの値は対象となる機種によって
も異なるが、1MHzにおいて最低500以上あればよく、10
%内外の低下は特に実用上問題とならない値である。
MgOの他の副成分であるSiO2、MnO、Bi2O3の内、Si
O2、MnO、Bi2O3は原料中に含まれるか、前記のように結
晶成長によるμiacと破壊靱性の向上を目的として添加
されるが、SiO2は0.03wt%を越えると材料の結晶粒の粗
大化が進み材料が脆くなること、又MnOもSiO2と同様0.1
0wt%を越えると材料の結晶粒は粗大化し材料は脆くな
る。Bi2O3は前記したように添加量が増加した時μiacの
値は大きくなり、又0.05wt%でKICとFの値は最大とな
るが、添加量がさらに増えると結晶粒の粗大化が進み、
かえってKICとFの値は低下し、本発明では添加量は0.0
7wt%に限定した。
O2、MnO、Bi2O3は原料中に含まれるか、前記のように結
晶成長によるμiacと破壊靱性の向上を目的として添加
されるが、SiO2は0.03wt%を越えると材料の結晶粒の粗
大化が進み材料が脆くなること、又MnOもSiO2と同様0.1
0wt%を越えると材料の結晶粒は粗大化し材料は脆くな
る。Bi2O3は前記したように添加量が増加した時μiacの
値は大きくなり、又0.05wt%でKICとFの値は最大とな
るが、添加量がさらに増えると結晶粒の粗大化が進み、
かえってKICとFの値は低下し、本発明では添加量は0.0
7wt%に限定した。
主成分であるNiO、CuO,ZnO,Fe2O3の組成範囲は、本発
明においてMgOが無添加の時μiacは2100〜500値となる
が、NiO+CuOの値が17.0mol%以下、ZnOの値が30.0〜3
5.0mol%以下、残Fe2O3の組成域では磁気変態点を示す
キューリー温度は100℃以下となり実用出来ない組成領
域となり、NiO+CuOの値が17.0mol%以下、Fe2O3の値が
55mol%以上、残ZnOの組成領域では材料固有抵抗の値が
106Ω‐cm以下となり、材料固有抵抗が低く実用出来な
い組成領域となる。
明においてMgOが無添加の時μiacは2100〜500値となる
が、NiO+CuOの値が17.0mol%以下、ZnOの値が30.0〜3
5.0mol%以下、残Fe2O3の組成域では磁気変態点を示す
キューリー温度は100℃以下となり実用出来ない組成領
域となり、NiO+CuOの値が17.0mol%以下、Fe2O3の値が
55mol%以上、残ZnOの組成領域では材料固有抵抗の値が
106Ω‐cm以下となり、材料固有抵抗が低く実用出来な
い組成領域となる。
一方、ZnOが30.0mol%〜35.0mol%、CuOが6mol%、Ni
Oが18.0mol%の範囲を越える時は実効比透磁率μiacの
値は500以下となり、ロータリートランス用コアとして
実用出来ない。
Oが18.0mol%の範囲を越える時は実効比透磁率μiacの
値は500以下となり、ロータリートランス用コアとして
実用出来ない。
本発明において、MgO及びSiO2、MnO、Bi2O3の添加に
よる複合効果により、破断面の観察においてMgOの添加
量の増加により粒界破断を示すことから、MgOの添加に
より主成分からなる結晶の粒界間に介在する応力緩和層
を存在させ、外部からの応力に対しクッションの如き効
果を発揮し、結果としてクラックの進行の蛇行化がはか
られ材料強度を向上するものと考えられる。
よる複合効果により、破断面の観察においてMgOの添加
量の増加により粒界破断を示すことから、MgOの添加に
より主成分からなる結晶の粒界間に介在する応力緩和層
を存在させ、外部からの応力に対しクッションの如き効
果を発揮し、結果としてクラックの進行の蛇行化がはか
られ材料強度を向上するものと考えられる。
次に本発明の実施例につき説明する。
実施例−1 32.0mol%のZnO、14.0mol%のNiO、6.0mol%のCuO、
及び残部Fe2O3を含む主成分に、副成分として0.02wt%
のSiO2、0.10wt%のMnO、及び0.05wt%のBi2O3をすでに
含有、又は添加している粉末に、MgOを0.0、0.05、0.1
0、0.20、0.50wt%の5水準添加し、ボールミルにて粉
砕、混合後、スプレードライヤーで造粒し、この粉末を
長さ60mm×幅17mm×厚さ5mmの形状にプレスで成形した
後、1100℃の温度で2時間保持し焼結をしたものを試片
とした。これらの試片の材料強度の測定結果の破壊靭性
値KICを第1図に、抗折力Fを第2図に示し、又1MHzに
おける実行比透磁率μiacの値を第3図に示す。
及び残部Fe2O3を含む主成分に、副成分として0.02wt%
のSiO2、0.10wt%のMnO、及び0.05wt%のBi2O3をすでに
含有、又は添加している粉末に、MgOを0.0、0.05、0.1
0、0.20、0.50wt%の5水準添加し、ボールミルにて粉
砕、混合後、スプレードライヤーで造粒し、この粉末を
長さ60mm×幅17mm×厚さ5mmの形状にプレスで成形した
後、1100℃の温度で2時間保持し焼結をしたものを試片
とした。これらの試片の材料強度の測定結果の破壊靭性
値KICを第1図に、抗折力Fを第2図に示し、又1MHzに
おける実行比透磁率μiacの値を第3図に示す。
第1図ないし第3図に示す測定の結果では、前記主成
分の粉末にMgOの添加量を増加していくと、破壊が急激
に進展を開始するときの臨界値を示すKICの値は増加
し、MgOが0.10wt%で最大となり、MgOが無添加の時に比
べてKICは35%増となり、その後減少する値を示す。又
抗折力Fは、MgOの添加と共に増化する傾向を示すが、
特に0.10wt%迄は急激に増加し約30%向上する。又、1M
Hzにおける実効比透磁率μiacは、MgCの添加量が増加す
ると共に劣化する傾向を示すが、0.10wt%において9%
劣化、0.20wt%で約15%劣化している。
分の粉末にMgOの添加量を増加していくと、破壊が急激
に進展を開始するときの臨界値を示すKICの値は増加
し、MgOが0.10wt%で最大となり、MgOが無添加の時に比
べてKICは35%増となり、その後減少する値を示す。又
抗折力Fは、MgOの添加と共に増化する傾向を示すが、
特に0.10wt%迄は急激に増加し約30%向上する。又、1M
Hzにおける実効比透磁率μiacは、MgCの添加量が増加す
ると共に劣化する傾向を示すが、0.10wt%において9%
劣化、0.20wt%で約15%劣化している。
これらの結果は、MgOを0.05ないし0.50wt%迄段階的
に添加することにより結晶組織が結晶肥大を有する組織
から正常な組織になり、且つ結晶粒径は小さくなり、又
電子顕微鏡を用いた破断面観察ではMgO無添加の水準を
除くすべての実験水準において粒界で破断していた。
に添加することにより結晶組織が結晶肥大を有する組織
から正常な組織になり、且つ結晶粒径は小さくなり、又
電子顕微鏡を用いた破断面観察ではMgO無添加の水準を
除くすべての実験水準において粒界で破断していた。
以上の結果から、Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料を主成
分とした粉末に、実験の範囲である0.50wt%以下のMgO
を添加し1050℃ないし1170℃の範囲で焼結することによ
り、実効比透磁率のμiacの値を劣化することなく、KIC
とFを向上する結果が得られた。
分とした粉末に、実験の範囲である0.50wt%以下のMgO
を添加し1050℃ないし1170℃の範囲で焼結することによ
り、実効比透磁率のμiacの値を劣化することなく、KIC
とFを向上する結果が得られた。
尚、本実施例で用いた試験方法について以下に補足説
明する。
明する。
破壊靭性値KICは破壊が急激に進展を開始するときの
臨界値を意味するが、測定については数種の方法が提案
されている。ここではその中のIndentation Microfract
ure:IM法(微小圧子圧入破壊法)を用いてKICの測定を
行った。
臨界値を意味するが、測定については数種の方法が提案
されている。ここではその中のIndentation Microfract
ure:IM法(微小圧子圧入破壊法)を用いてKICの測定を
行った。
参考文献;新原皓一著、「特集/セラミックスの力学
的特性評価」、セラミックス、No20、P12〜18(1985) 又、抗折力Fの測定については3点曲げ試験を用い
た。測定の設定条件は荷重速度を0.01mm/分、支点間距
離を30mmとして測定を行った。一方試料の結晶粒の破断
状態は、電子顕微鏡により観察し、結果を下記のように
区別し、第1図ないし第3図に示した。
的特性評価」、セラミックス、No20、P12〜18(1985) 又、抗折力Fの測定については3点曲げ試験を用い
た。測定の設定条件は荷重速度を0.01mm/分、支点間距
離を30mmとして測定を行った。一方試料の結晶粒の破断
状態は、電子顕微鏡により観察し、結果を下記のように
区別し、第1図ないし第3図に示した。
・結晶粒、正常結晶粒、異常結晶粒の時結晶粒肥大につ
いてはGGと表示。
いてはGGと表示。
・破壊状態:粒界破断(界)、粒内破断(内)。
実施例−2 NiO、CuO、ZnO、Fe2O3の主成分及び副成分が第1表に
示す組成に、MgOが0ないし0.50wt%のNi−Cu−Zn系酸
化物磁性材料を作り、実施例−1と同様な手順で、各酸
化物の粉末を混合し、ボールミルを用い粉砕後スプレー
ドライヤーで造粒し、この粉末の長さ60mm×幅17mm×厚
さ5mmの形状にプレスし成形し、大気中に於て1100℃の
温度で2時間保持し焼結したものを機械特性を測定する
ための試片とした。機械特性は実施例−1と同様に破壊
靭性値KIC、抗折力F、及び磁気特性として最も重要な
特性値である1MHzにおける実効比透磁率μiacの値を求
めた。
示す組成に、MgOが0ないし0.50wt%のNi−Cu−Zn系酸
化物磁性材料を作り、実施例−1と同様な手順で、各酸
化物の粉末を混合し、ボールミルを用い粉砕後スプレー
ドライヤーで造粒し、この粉末の長さ60mm×幅17mm×厚
さ5mmの形状にプレスし成形し、大気中に於て1100℃の
温度で2時間保持し焼結したものを機械特性を測定する
ための試片とした。機械特性は実施例−1と同様に破壊
靭性値KIC、抗折力F、及び磁気特性として最も重要な
特性値である1MHzにおける実効比透磁率μiacの値を求
めた。
第1表に示す各試料No.におけるMgOの添加量が0、0.
05、0.1、0.2、0.5wt%の時の機械特性のKIC、F及びμ
iacの値を第2表ないし第6表に示す。
05、0.1、0.2、0.5wt%の時の機械特性のKIC、F及びμ
iacの値を第2表ないし第6表に示す。
実施例−1、実施例−2の結果から、主成分が30.0〜
35.0mol%のZnO、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol
%のCuO、及び残部がFe2O3で副成分に0.02wt%のSiO2、
0.10wt%のMnO、0.07wt%のBi2O3を含むNi−Cu−Zn系酸
化物磁性材料に、MgOを0.05〜0.5wt%添加した時、いず
れの組成においても材料を研削加工する際のかけ、ひび
割れの目安となる破壊靭性値KICの値はMgOの添加により
向上し、添加量が0.10wt%ないし0.2wt%で最大を示
し、無添加の場合に比べて30%ないし60%向上する。
又、抗折力Fの値は、0.1wt%添加迄急激に上昇し、後
0.5wt%迄ゆるやかに値が向上する。
35.0mol%のZnO、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol
%のCuO、及び残部がFe2O3で副成分に0.02wt%のSiO2、
0.10wt%のMnO、0.07wt%のBi2O3を含むNi−Cu−Zn系酸
化物磁性材料に、MgOを0.05〜0.5wt%添加した時、いず
れの組成においても材料を研削加工する際のかけ、ひび
割れの目安となる破壊靭性値KICの値はMgOの添加により
向上し、添加量が0.10wt%ないし0.2wt%で最大を示
し、無添加の場合に比べて30%ないし60%向上する。
又、抗折力Fの値は、0.1wt%添加迄急激に上昇し、後
0.5wt%迄ゆるやかに値が向上する。
一方、1MHzにおける実効比透磁率の値を示すμiacはM
gOの添加により低下し、試料No2、試料No3の組成では0.
1wt%の添加により実用上必要なμiacの値は500以下と
なっているが、本発明の請求の範囲である30.0〜35.0mo
l%のZnO、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol%のCu
O、及び残部がFe2O3からなる主成分の組成に副成分とし
て0.03wt%以下(0wt%を含まず)のSiO2、0.10wt%以
下(0wt%を含まず)のMnOの夫々1種又は2種に、0.07
wt%以下(0wt%を含まず)のBi2O3、及び0.5wt%以下
(0wt%を含まず)のMgOから成るNi−Cu−Zn系酸化物磁
性材料である本発明の主成分範囲ではμiacの値はほぼ5
00以上の値を満足する。
gOの添加により低下し、試料No2、試料No3の組成では0.
1wt%の添加により実用上必要なμiacの値は500以下と
なっているが、本発明の請求の範囲である30.0〜35.0mo
l%のZnO、14.0〜18.0mol%のNiO、3.0〜6.0mol%のCu
O、及び残部がFe2O3からなる主成分の組成に副成分とし
て0.03wt%以下(0wt%を含まず)のSiO2、0.10wt%以
下(0wt%を含まず)のMnOの夫々1種又は2種に、0.07
wt%以下(0wt%を含まず)のBi2O3、及び0.5wt%以下
(0wt%を含まず)のMgOから成るNi−Cu−Zn系酸化物磁
性材料である本発明の主成分範囲ではμiacの値はほぼ5
00以上の値を満足する。
実施例−3 主成分においてZnOが32.5mol%、CuOが6.0mol%、NiO
が14.5mol%、残Fe2O3の組成に、副成分としてSiO2が0.
02wt%、MnOが0.1wt%、Bi2O3が0.05wt%、MgOが0.2wt
%添加し、実施例−1、実施例−2と同様な手順によ
り、各酸化物の粉末を混合し、ボールミルを用い粉砕
後、スプレードライヤーで造粒し、長さが60mm×幅17mm
×厚さ5mmの形状にプレス成形し、1000〜1200℃の温度
範囲で大気中で2時間焼結した機械特性を測定する試片
とした。
が14.5mol%、残Fe2O3の組成に、副成分としてSiO2が0.
02wt%、MnOが0.1wt%、Bi2O3が0.05wt%、MgOが0.2wt
%添加し、実施例−1、実施例−2と同様な手順によ
り、各酸化物の粉末を混合し、ボールミルを用い粉砕
後、スプレードライヤーで造粒し、長さが60mm×幅17mm
×厚さ5mmの形状にプレス成形し、1000〜1200℃の温度
範囲で大気中で2時間焼結した機械特性を測定する試片
とした。
機械特性は実施例−1、実施例−2と同様に破壊靭性
値KICと、抗折力Fを、又磁気特性として1MHzにおける
実効比透磁率μiacの値を求めた。
値KICと、抗折力Fを、又磁気特性として1MHzにおける
実効比透磁率μiacの値を求めた。
各焼結温度に対する値を第7表に示す。
特に焼結温度1050℃2時間において、μiacの値は74
0、KICは1.77MN/m3/2、Fは17.2Kg/mm2と、充分実用出
来る特性を示している。焼結温度は焼結炉及び炉材の寿
命、電力費の低減からより低温での焼結が好ましく、高
温側での焼結温度は炉材の寿命から1170℃迄が好適であ
り、焼結温度範囲は保持時間を2時間とする時1050℃な
いし1170℃の範囲が適当である。
0、KICは1.77MN/m3/2、Fは17.2Kg/mm2と、充分実用出
来る特性を示している。焼結温度は焼結炉及び炉材の寿
命、電力費の低減からより低温での焼結が好ましく、高
温側での焼結温度は炉材の寿命から1170℃迄が好適であ
り、焼結温度範囲は保持時間を2時間とする時1050℃な
いし1170℃の範囲が適当である。
尚、低温側温度は1050℃に限定したが、焼結の保持時
間を2時間以上に長くする時は、焼結温度を1050℃以下
に出来る事は当然である。
間を2時間以上に長くする時は、焼結温度を1050℃以下
に出来る事は当然である。
ハ.発明の効果 以上の説明の通り、本発明によれば、Ni−Cu−Zn系酸
化物磁性材料の主成分に0.50wt%以下のMgO、0.03wt%
以下のSiO2、0.10wt%以下のMnO、及び0.07wt%以下のB
i2O3を複合添加し、1050℃〜1170℃で大気中の焼結を行
うことにより、材料強度の高い破壊靭性値と抗折力を持
ち、又高い実効比透磁率特性を持つロータリートランス
用コアが提供出来るようになった。
化物磁性材料の主成分に0.50wt%以下のMgO、0.03wt%
以下のSiO2、0.10wt%以下のMnO、及び0.07wt%以下のB
i2O3を複合添加し、1050℃〜1170℃で大気中の焼結を行
うことにより、材料強度の高い破壊靭性値と抗折力を持
ち、又高い実効比透磁率特性を持つロータリートランス
用コアが提供出来るようになった。
第1図は、本発明の実施例に係るMgO添加量と破壊靭性
値KICとの相関図。 第2図は、本発明の実施例に係るMgO添加量と抗折力F
との相関図。 第3図は、本発明の実施例に係るMgO添加量と実効比透
磁率μiacの相関図。
値KICとの相関図。 第2図は、本発明の実施例に係るMgO添加量と抗折力F
との相関図。 第3図は、本発明の実施例に係るMgO添加量と実効比透
磁率μiacの相関図。
Claims (2)
- 【請求項1】30.0〜35.0mol%の酸化亜鉛ZnO、14.0〜1
8.0mol%の一酸化ニッケルNiO、3.0〜6.0mol%の一酸化
銅CuO、及び残部酸化第2鉄Fe2O3からなる主成分と、副
成分として0.03wt%以下(0.0wt%を含まず)の二酸化
けい素SiO2、0.10mol%以下(0.0wt%を含まず)の一酸
化マンガンMnOの夫々1種又は2種の成分と、0.07wt%
以下(0.0wt%を含まず)の三酸化ビスマスBi2O3、及び
0.050wt%〜0.50wt%の一酸化マグネシウムMgOよりなる
ことを特徴とする優れた破壊靭性および抗折力を有する
ロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材
料。 - 【請求項2】請求項1記載のロータリートランスコア用
Ni−Cu−Zn系酸化物磁性材料に於て、前記酸化物磁性材
料の焼結温度は1050℃〜1170℃の温度範囲であることを
特徴とするロータリートランスコア用Ni−Cu−Zn系酸化
物磁性材料の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63291800A JP2662810B2 (ja) | 1988-11-17 | 1988-11-17 | ロータリートランスコア用Ni―Cu―Zn系酸化物磁性材料およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP63291800A JP2662810B2 (ja) | 1988-11-17 | 1988-11-17 | ロータリートランスコア用Ni―Cu―Zn系酸化物磁性材料およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH02137767A JPH02137767A (ja) | 1990-05-28 |
JP2662810B2 true JP2662810B2 (ja) | 1997-10-15 |
Family
ID=17773591
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP63291800A Expired - Fee Related JP2662810B2 (ja) | 1988-11-17 | 1988-11-17 | ロータリートランスコア用Ni―Cu―Zn系酸化物磁性材料およびその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2662810B2 (ja) |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR0131840B1 (ko) * | 1995-05-31 | 1998-04-13 | 김익명 | Ni-Cu-Zn계 산화물 자성재료 |
Family Cites Families (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH01103953A (ja) * | 1987-10-14 | 1989-04-21 | Nippon Ferrite Ltd | 耐熱衝撃フェライト材料 |
-
1988
- 1988-11-17 JP JP63291800A patent/JP2662810B2/ja not_active Expired - Fee Related
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Publication number | Publication date |
---|---|
JPH02137767A (ja) | 1990-05-28 |
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