JP4129917B2 - Ferrite material and manufacturing method thereof - Google Patents
Ferrite material and manufacturing method thereof Download PDFInfo
- Publication number
- JP4129917B2 JP4129917B2 JP2003005059A JP2003005059A JP4129917B2 JP 4129917 B2 JP4129917 B2 JP 4129917B2 JP 2003005059 A JP2003005059 A JP 2003005059A JP 2003005059 A JP2003005059 A JP 2003005059A JP 4129917 B2 JP4129917 B2 JP 4129917B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mol
- less
- ppm
- core loss
- caco
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Magnetic Ceramics (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、１００℃近傍の温度域における飽和磁束密度が高いとともに、低損失でかつ損失の劣化が小さいフェライト材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電子機器の小型化、高出力化が進んでいる。それに伴い各種部品の高集積化、高速処理化が進み、電力を供給する電源ラインの大電流化が要求されている。また、ＣＰＵをはじめとする部品などからの発熱、あるいは自動車用電子回路のように使用環境温度の高い条件下など、高温域においても所定の性能を保つ電源ラインが要求されている。したがって、電源ラインに用いられるトランスやリアクタにも、高温下において大電流で使用されることが求められる。
これらトランスやリアクタに使用される材料としては、軟磁性金属材料とフェライト材料がある。フェライト材料はＭｎＺｎ系フェライトとＮｉ系フェライトに分類される。
軟磁性金属材料はフェライトに比べて飽和磁束密度が高いため、より大きな電流を流しても磁気飽和を起さない。しかしながら、軟磁性金属材料は、一般的に損失が高い、値段が高い、比重が高い、防錆性に劣るといった問題がある。
一方、フェライトはコストパフォーマンスに優れ、数１０ｋＨｚから数１００ｋＨｚの周波数帯域において損失が低いという利点がある。また、Ｎｉ系フェライトより飽和磁束密度が高いＭｎＺｎ系フェライトが一般的に大電流用のトランスおよびチョークコイルに使用されている。しかしながら、近年の仕様要求の高度化に対しては、ＭｎＺｎ系フェライトであっても１００℃近傍の温度域（以下、単に高温域という）で飽和磁束密度が不十分であった。
【０００３】
そこで、高温域における飽和磁束密度を向上するための検討が種々行われている。その中で例えば、特開２０００−１５９５２３号公報には、酸化鉄の含有量が６０〜７５ｍｏｌ％と多く含み、酸化亜鉛の含有量が０〜２０ｍｏｌ％（ただし、０を含まず）および残部が酸化マンガンからなり、１００℃での飽和磁束密度が４５０ｍＴ以上であり、かつ５０ｋＨｚ、１５０ｍＴでのコア損失の最小値が１５００ｋＷ／ｍ3以下であるフェライト焼結体が開示されている。
一方で、ＭｎＺｎ系フェライトの低損失化についても種々の提案がなされている。例えば、特公昭６３−５９２４１号公報、特開平６−３１０３２１号公報、同１１−３８１３号公報等である。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−１５９５２３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特公昭６３−５９２４１号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特開平６−３１０３２１号（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開平１１−３８１３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開２００２−２５５５５９号公報（第３頁）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
以上のように、ＭｎＺｎ系フェライトの高飽和磁束密度化、低損失化についての検討がなされている一方で、コア損失が上記高温域での使用により劣化が少ないこと、つまり信頼性が要求されている。コア損失の信頼性を確保する一手法は、特開２００２−２５５５５９号公報に開示されている。特開２００２−２５５５５９号公報では、Ｆｅ2Ｏ3：５５．０〜５９．０ｍｏｌ％、ＺｎＯ：０〜１５．０ｍｏｌ％、ＮｉＯ：２．０〜１０．０ｍｏｌ％、残部実質的にＭｎＯを主成分とするＭｎ−Ｎｉ−Ｚｎ系フェライトにおいて、焼成雰囲気を低酸素分圧とする。さらに、所定温度における保持後の降温過程において、所定温度以下では窒素雰囲気に切り替えるとともにその冷却速度をそれ以前よりも大きくすることを提案している。
【０００６】
ところが、特開２００２−２５５５５９号公報の提案は、コア損失の信頼性確保については有効であるが、酸化鉄の含有量が５５．０〜５９．０ｍｏｌ％と低い材料を対象としているために、高温度域における飽和磁束密度が特開２０００−１５９５２３号公報で開示する１００℃で４７０ｍＴ以上という値には到達していない。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、高温域における飽和磁束密度が高いとともに、低コア損失であってかつコア損失の信頼性が高いフェライト材料およびその製造方法の提供を課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
かかる目的のもと、本発明者は高飽和磁束密度を得ることのできる酸化鉄量が６０ｍｏｌ％を超えるＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトについて前記課題を解決するための検討を行ったところ、以下のような知見を得た。
高い飽和磁束密度を得るにはＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトは有利であるが、その一方で陽イオン欠陥が生成しやすいことに起因してコア損失の信頼性劣化が見過ごせなくなる。
陽イオン欠陥生成を抑制するためには、焼成時の雰囲気を低酸素分圧（例えば、酸素分圧１％未満）に制御すればよい。低酸素分圧による焼成は陽イオン欠陥生成の抑制、還元すればコア損失の信頼性確保に有効であるが、コア損失自体が劣化してしまう。
【０００８】
以上の背景のもと、本発明者は、低酸素分圧で焼成されたＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトについて、コア損失および渦電流損失と体積抵抗率の関係を検討した。その結果、コア損失および渦電流損失が高い値を示すＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトは、体積抵抗率が低い値を示すことを確認した。この体積抵抗率は、Ｍｎ−Ｚｎ系フェライトに副成分として添加されるＣａＯ等の存在形態によって左右されると解される。つまり、ＣａＯ等の副成分がＭｎ−Ｚｎ系フェライトの結晶粒界に適切量偏析していると所定の体積抵抗率を得ることができるのである。
【０００９】
本発明者等は、低酸素分圧で焼成されたＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトは、ＣａＯ等の副成分が結晶粒内に多く存在するために体積抵抗率が低いものと推測し、結晶粒内に存在するＣａＯ等の副成分を結晶粒界に適切量偏析させる手法を企てた。
ここで、ＣａＯ等の副成分は焼成工程の高温域では結晶粒内に存在するが、結晶粒内に存在する形態は不安定なために所定温度保持後の降温過程で結晶粒界に偏析する。ところが、低酸素分圧の雰囲気だとＣａＯ等の副成分が結晶粒内に留まりやすいために、結晶粒界への偏析が抑制され体積抵抗率が低くなるものと解される。そこで、ＣａＯ等の副成分を結晶粒界へ適切量偏析させるべく、ＣａＯ等の副成分を従来よりも多く添加し、あるいは焼成工程の降温過程の冷却速度を遅くした。そうして得られたＦｅリッチなＭｎ−Ｚｎ系フェライトは体積抵抗率の向上が確認された。
【００１０】
本発明は以上の技術的思想に基づくものであって、Ｆｅ２Ｏ３：６２〜６８ｍｏｌ％、ＺｎＯ：１２〜２０ｍｏｌ％、ＮｉＯ：１．５〜５ｍｏｌ％、残部実質的にＭｎＯを主成分とする焼結体からなり、１００℃における飽和磁束密度が４７０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、室温における体積抵抗率が０．１３Ω・ｍ以上であることを特徴とするフェライト材料である。
本発明のフェライト材料は、コア損失が１４００ｋＷ／ｍ３以下（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）かつ、コア損失の変化率が１０％以下（コア損失の変化率＝（Ｐｃｖ１−Ｐｃｖ２）／Ｐｃｖ１×１００、Ｐｃｖ１：高温貯蔵前のコア損失、Ｐｃｖ２：高温貯蔵後のコア損失、高温貯蔵：１５０℃×２０００時間保持）の特性を得ることができる。なお、本発明の規定において、単にコア損失という場合、コア損失の最小値を言う。
【００１１】
本発明のフェライト材料は、第１副成分として、ＳｉおよびＣａをＳｉＯ2およびＣａＣＯ3換算で、ＳｉＯ2／ＣａＣＯ3＝０．０５５〜０．３０の条件のもとで９００〜３０００ｐｐｍ含有することが望ましい。また本発明のフェライト材料において、下記のフェライトの組成式（１）におけるδ値（陽イオン欠陥量）が０．００３３以下であることが望ましい。さらに、本発明では、後述する第２副成分、第３副成分を含むことが有効である。
（Zna 2+，Nib 2+，Mnc 2+，Mnd 3+，Fee 2+，Fef 3+）Ｏ4+δ…（１）
ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝３、δ＝ａ＋ｂ＋ｃ＋（３／２）ｄ＋ｅ＋（３／２）ｆ−４
【００１２】
前述のように所定量の第１副成分を含む場合、高温域における飽和磁束密度が高いとともに、低コア損失であってかつコア損失の信頼性が高いフェライト材料を得ることができる。具体的には、副成分として、ＳｉおよびＣａをＳｉＯ2およびＣａＣＯ3換算で、ＳｉＯ2／ＣａＣＯ3＝０．０５５〜０．１９の条件のもとで１７００〜３０００ｐｐｍ含むことが重要である。なお、高飽和磁束密度を有するためには、Ｆｅ2Ｏ3：６２〜６８ｍｏｌ％、ＺｎＯ：１２〜２０ｍｏｌ％、ＮｉＯ：５ｍｏｌ％以下（ただし、０％を含む）、残部実質的にＭｎＯを主成分とすることが必要である。
【００１３】
以上のように副成分としてのＳｉＯ２およびＣａＣＯ３を所定の条件で含むか、または焼成の降温過程で除冷帯域を設けることにより、これら副成分は結晶粒界に適切量偏析する。したがって本発明は、Ｆｅ２Ｏ３：６２〜６８ｍｏｌ％、ＺｎＯ：１２〜２０ｍｏｌ％、ＮｉＯ：１．５〜５ｍｏｌ％、残部実質的にＭｎＯを主成分とする焼結体からなり、副成分としてＳｉＯ２およびＣａＣＯ３を含み、前記副成分が前記焼結体の結晶粒界中に適切量偏析しているフェライト材料を提供することができる。
【００１４】
以上の本発明によるフェライト材料は、Ｆｅ２Ｏ３：６２〜６８ｍｏｌ％、ＺｎＯ：１２〜２０ｍｏｌ％、ＮｉＯ：１．５〜５ｍｏｌ％、残部実質的にＭｎＯを主成分とするフェライト材料の製造方法であって、前記主成分を含む粉末を用いて成形体を得る成形工程と、前記成形工程で得られた前記成形体を焼成する焼成工程と、を有し、前記焼成工程は、所定温度域で保持する保持過程および前記保持過程の後に窒素雰囲気下で行われる降温過程とを含み、前記降温過程に冷却速度が１００℃／ｈｒ以下の除冷帯域を設けることを特徴とするフェライト材料の製造方法によって得ることができる。この除冷帯域は、１０００〜９００℃の範囲を含むことが望ましい。
【００１５】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明における成分の限定理由を説明する。
Ｆｅ2Ｏ3の量を増加すると高温域における飽和磁束密度が向上する一方、コア損失が劣化する傾向にある。Ｆｅ2Ｏ3が６２ｍｏｌ％より少ないと高温域における飽和磁束密度が低下する。一方、Ｆｅ2Ｏ3が６８ｍｏｌ％を超えるとコア損失の増大が顕著となる。したがって、本発明ではＦｅ2Ｏ3を６２〜６８ｍｏｌ％とする。望ましいＦｅ2Ｏ3の量は６３〜６７ｍｏｌ％、さらに望ましいＦｅ2Ｏ3の量は６３〜６６ｍｏｌ％である。
【００１６】
ＺｎＯの量も飽和磁束密度およびコア損失に影響を与える。ＺｎＯが１２ｍｏｌ％より少ないと飽和磁束密度が低下するとともに、損失が大きくなる。また、ＺｎＯが２０ｍｏｌ％を超えても飽和磁束密度が低下するとともに、損失が大きくなる。したがって本発明ではＺｎＯを１２〜２０ｍｏｌ％とする。この範囲では、ＺｎＯ量の増加に伴ってボトム温度（コア損失が最小値を示す温度）は高温側へシフトする。望ましいＺｎＯの量は１３〜１９ｍｏｌ％、さらに望ましいＺｎＯの量は１４〜１８ｍｏｌ％である。
【００１７】
さらに本発明は、１．５〜５ｍｏｌ％のＮｉＯを含有する。ＮｉＯは、キュリー温度の上昇に伴い飽和磁束密度を向上するのに有効である。その効果を十分享受するために、本発明では１．５ｍｏｌ％以上含有する。しかし、５ｍｏｌ％を超えて含有せしめると、損失が大きくなる。したがって本発明では、ＮｉＯの量を１．５〜５ｍｏｌ％、望ましいＮｉＯの量は１．５〜４ｍｏｌ％、さらに望ましいＮｉＯの量は１．５〜３ｍｏｌ％である。
本発明のフェライト材料は主成分として、上記以外に実質的な残部としてＭｎＯを含む。
【００１８】
つぎに、副成分の限定理由について説明する。
本発明のフェライト材料は、第１副成分としてＳｉ、ＣａをＳｉＯ2、ＣａＣＯ3換算して（以下、単にＳｉＯ2、ＣａＣＯ3と記すことがある）含有することができる。ＳｉＯ2およびＣａＣＯ3は、結晶粒界に偏析して高抵抗層を形成して低損失に寄与するとともに焼結助剤として焼結密度を向上する効果を有する。ここで、本発明のフェライト材料は、焼成の降温過程で除冷帯域を設ける場合と設けない場合の両者を包含している。除冷帯域を設けない場合には、副成分として、ＳｉＯ2およびＣａＣＯ3を、合計で１７００〜３０００ｐｐｍを含み、かつＳｉＯ2／ＣａＣＯ3が０．０５５以上とすることが望まれる。また、除冷帯域を設ける場合には、より少ないＳｉＯ2およびＣａＣＯ3量で足りる。具体的には、ＳｉＯ2／ＣａＣＯ3＝０．０５５〜０．３０の条件のもとで９００〜３０００ｐｐｍ含有することが望まれる。
以上の条件の前提として、ＳｉＯ2およびＣａＣＯ3は、各々、ＳｉＯ2：３００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）およびＣａＣＯ3：２７００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）を含むことができる。ＳｉＯ2が３００ｐｐｍを超え、あるいはＣａＣＯ3が２７００ｐｐｍを超えると、不連続異常粒成長による損失の劣化が大きい。そこで本発明では、ＳｉＯ2：３００ｐｐｍ以下、ＣａＣＯ3：２７００ｐｐｍ以下とすべきである。望ましいＳｉＯ2およびＣａＣＯ3の量はＳｉＯ2：１００〜２５０ｐｐｍ、ＣａＣＯ3：１３００〜２５００ｐｐｍ、より望ましいＳｉＯ2およびＣａＣＯ3の量はＳｉＯ2：１５０〜２００ｐｐｍ、ＣａＣＯ3：１５００〜２５００ｐｐｍである。
【００１９】
本発明は第２副成分として、Ｎｂ2Ｏ5：４００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、ＺｒＯ2：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、Ｔａ2Ｏ5：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、Ｖ2Ｏ5：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、ＧｅＯ2：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、Ｉｎ2Ｏ5：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、Ｇａ2Ｏ5：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）、ＭｏＯ3：１０００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）の一種または二種以上を含むことができる。その効果を十分に享受するためには、Ｎｂ2Ｏ5，ＭｏＯ3は５０ｐｐｍ以上、ＺｒＯ2，Ｔａ2Ｏ5，Ｖ2Ｏ5，ＧｅＯ2，Ｉｎ2Ｏ5，Ｇａ2Ｏ5は１００ｐｐｍ以上添加することが望ましい。さらに望ましい範囲は、Ｎｂ2Ｏ5：８０〜３００ｐｐｍ、ＺｒＯ2，Ｔａ2Ｏ5，Ｖ2Ｏ5，ＧｅＯ2，Ｉｎ2Ｏ5，Ｇａ2Ｏ5：２００〜８００ｐｐｍ，ＭｏＯ3：５０〜８００ｐｐｍである。なお、第２副成分を複合して添加する場合、添加量の合計は１０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００２０】
本発明は第３副成分として、ＳｎＯ2：１００００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）およびＴｉＯ2：１００００ｐｐｍ以下（ただし、０を含まず）の一種または二種を含むことができる。ＳｎＯ2およびＴｉＯ2は、結晶粒内、結晶粒界に存在し損失低減の効果がある。１００００ｐｐｍを超えると、不連続異常粒成長による損失の劣化や飽和磁束密度の低下を招く。そのために本発明では、ＳｎＯ2およびＴｉＯ2の上限値を各々１００００ｐｐｍとする。一方、以上の効果を十分享受するためには、第３副成分５００ｐｐｍ以上添加することが望ましい。さらに望ましいＳｎＯ2およびＴｉＯ2の量は１０００〜８０００ｐｐｍ、より望ましいＳｎＯ2およびＴｉＯ2の範囲は１０００〜７０００ｐｐｍである。なお、第３副成分を複合して添加する場合、添加量の合計は１００００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００２１】
次に、本発明によるフェライト材料にとって好適な製造方法を説明する。
主成分の原料としては、酸化物または加熱により酸化物となる化合物の粉末を用いる。具体的には、Ｆｅ2Ｏ3粉末、Ｍｎ3Ｏ4粉末、ＺｎＯ粉末およびＮｉＯ粉末等を用いることができる。用意する各原料粉末の平均粒径は０．１〜３．０μｍの範囲で適宜選択すればよい。
主成分の原料粉末を湿式混合した後、仮焼きを行う。仮焼きの温度は８００〜１０００℃の範囲内での所定温度で、また雰囲気はＮ2〜空気の間で行えばよい。仮焼き後、仮焼き体を例えば、平均粒径０．５〜２．０μｍ程度まで粉砕する。仮焼きの安定時間は０．５〜５．０時間の範囲で適宜選択すればよい。なお、本発明では、上述の主成分の原料に限らず、２種以上の金属を含む複合酸化物の粉末を主成分の原料としてもよい。例えば、塩化鉄、塩化マンガンを含有する水溶液を酸化培焼することによりＦｅ、Ｍｎを含む複合酸化物の粉末が得られる。この粉末とＺｎＯ粉末を混合して主成分原料としてもよい。このような場合には、仮焼きは不要である。
【００２２】
同様に副成分の原料として、酸化物または加熱により酸化物となる化合物の粉末を用いることもできる。具体的には、ＳｉＯ2、ＣａＣＯ3、Ｎｂ2Ｏ5、ＺｒＯ2、Ｔａ2Ｏ5、Ｖ2Ｏ5、ＧｅＯ2、Ｉｎ2Ｏ5、Ｇａ2Ｏ5、ＳｎＯ2、ＴｉＯ2等を用いることができる。これら副成分の原料粉末は、仮焼き後に粉砕された主成分の粉末と混合される。ただし、主成分の原料粉末と混合した後に、主成分とともに仮焼きに供することもできる。
【００２３】
主成分および副成分からなる混合粉末は、後の成形工程を円滑に実行するために顆粒に造粒される。造粒は例えばスプレードライヤを用いて行うことができる。混合粉末に適当な結合材、例えばポリビニルアルコール（ＰＶＡ）を少量添加し、これをスプレードライヤで噴霧、乾燥する。得られる顆粒の粒径は８０〜２００μｍ程度とすることが望ましい。
【００２４】
得られた顆粒は、例えば所定形状の金型を有するプレスを用いて所望の形状に成形され、この成形体は焼成工程に供される。
焼成工程は、図１（ｄ）に示すように、所定の温度まで昇温する昇温過程Ｉ、昇温過程に続く所定温度に所定時間保持する保持過程IIと、保持過程IIの後に行われる降温過程IIIを含んでいる。保持過程IIにおける保持温度を本願明細書では焼成温度と呼ぶことにする。
焼成温度は１２５０〜１４５０℃の範囲から適宜選択することができるが、本発明のフェライト材料の効果を十分引き出すには、１３００〜１４００℃の範囲で焼成することが望ましい。また本発明では、このときの雰囲気（焼成雰囲気）の酸素分圧を１％未満、望ましくは０．２％以下、さらに望ましくは０．０５％以下とする。焼成雰囲気をこのように低酸素分圧とするのは、本発明が対象とするＦｅリッチな組成で発生傾向にある陽イオン欠陥を抑制するためである。
【００２５】
焼成雰囲気の酸素分圧（ＰＯ2）を変化させたときの室温における体積抵抗率（以下、単に体積抵抗率といい、ρと表記することがある）、１００ｋＨｚ、２００ｍＴにおけるコア損失の最小値（以下単にコア損失といい、Ｐｃｖと表記することがある）、渦電流損失の最小値（以下単に渦電流損失といい、Ｐｅｖと表記することがある）コア損失の変化率（以下、Ｐｃｖ変化率と表記することがある）および前述したδ値の変動を測定した。その結果を表１に示す。測定用のサンプルの組成は以下のとおりであり、焼成温度は１３５０℃とした。なお、サンプルの具体的な製造方法は、後述する実施例に準じている。
主成分：Ｆｅ2Ｏ3；６４．０ｍｏｌ％、ＭｎＯ；１７．５ｍｏｌ％、ＺｎＯ；１６．５ｍｏｌ％、ＮｉＯ；２．０ｍｏｌ％
副成分：ＳｉＯ2；１００ｐｐｍ、ＣａＣＯ3；１５００ｐｐｍ、Ｎｂ2Ｏ5；２００ｐｐｍ
【００２６】
【表１】
表１に示すように、焼成雰囲気の酸素分圧が低くなるとコア損失の変化率は小さくなるが、逆にコア損失および渦電流損失の値は大きくなりコア損失自体が劣化することがわかる。また、コア損失の変化率とδ値は関連しており、コア損失の変化率を１０％以下にするためには、δ値が０．００３４でコア損失の変化率が１５％程度であるから、δ値を０．００３３以下に規制すべきであることがわかる。
本発明は低酸素分圧下での焼成によるコア損失の劣化を抑制するために降温過程に除冷帯域を設ける点に特徴がある。そこで、除冷帯域について図１（ａ）〜（ｃ）を参照しつつ説明する。
図１（ａ）において、保持過程IIに続く降温過程IIIが、IIIａ、IIIｂおよびIIIｃから構成される。このIIIｂの部分が除冷帯域である。この除冷帯域IIIｂは、他の領域IIIａおよびIIIｃよりも冷却速度が遅い。具体的には、この除冷帯域IIIｂは、１００℃／ｈｒ以下、望ましくは５０℃／ｈｒ以下、さらに望ましくは３０℃／ｈｒ以下の冷却速度とする。
【００２８】
除冷帯域IIIｂは図１（ａ）に示したように連続して設ける場合に限らず、図１（ｂ）に示すように断続的に設けても良い。さらに、本発明における除冷帯域IIIｂは、降温する場合に限らず図１（ｃ）に示すように所定温度に所定時間保持する形態をも包含する概念である。前述したように、除冷帯域IIIｂを設けるのは、結晶粒内に固溶しているＣａＯ等の副成分を結晶粒界中に偏析させることを目的としており、この目的は所定温度に所定時間保持する形態であっても達成されると解されるからである。
【００２９】
本発明において除冷帯域IIIｂを設ける温度範囲を限定するものではないが、後述するように１０００〜９００℃の温度範囲で除冷することによる効果が大きい。したがって、除冷帯域IIIｂは、降温過程IIIの１０００〜９００℃の温度範囲に設けることが望ましい。この根拠となる実験結果を表２に示す。
【００３０】
【表２】
測定用のサンプルの組成は上記と同様で、焼成温度１３５０℃、焼成時の酸素分圧を０．０２％とした。表２に示すように、除冷帯域IIIｂの温度が１０００〜９００℃の場合に体積抵抗率（ρ）が最も高く、かつコア損失（Ｐｃｖ）および渦電流損失（Ｐｅｖ）が最も低減されていることがわかる。１０００〜９００℃の温度域を除冷することにより、除冷帯域IIIｂを設けない場合に比べてコア損失は１／２以下に低減できる。
なお、以上の説明では、低酸素分圧下で行われる保持過程IIの直後に降温過程IIIを行う例を示したが、保持過程IIと降温過程IIIとの間に低酸素分圧下で焼成温度から降温させる過程を設けることもできる。
【００３２】
以下、本発明を実施例に基づいて説明する。
（実施例１）
主成分の原料として、Ｆｅ2Ｏ3粉末：６４．０ｍｏｌ％、ＭｎＯ粉末：１７．５ｍｏｌ％、ＺｎＯ粉末：１６．５ｍｏｌ％およびＮｉＯ粉末：２．０ｍｏｌ％を用意し、湿式混合した後、８５０℃で３時間仮焼した。
次いで、主成分の原料の仮焼物と副成分の原料とを混合した。副成分の原料には、ＳｉＯ2粉末、ＣａＣＯ3粉末、Ｎｂ2Ｏ5粉末を用いた。主成分原料の仮焼物に副成分の原料を添加して、粉砕しながら混合した。粉砕は、仮焼物の平均粒径が約１．５μｍとなるまで行った。得られた混合物にバインダを加え、顆粒化した後、成形してトロイダル形状の成形体を得た。
なお、主成分および副成分のうちＮｂ2Ｏ5粉末の配合比率は下記のとおりである。
Ｆｅ2Ｏ3：６４．０ｍｏｌ％、ＭｎＯ：１７．５ｍｏｌ％
ＺｎＯ：１６．５ｍｏｌ％、ＮｉＯ：２．０ｍｏｌ％
Ｎｂ2Ｏ5：２００ｐｐｍ
また、副成分のうちでＳｉＯ2粉末およびＣａＣＯ3粉末の配合比率を、表３に示すように種々変えた。
【００３３】
得られた成形体を酸素分圧制御下において、温度１３５０℃（保持過程５時間、保持過程酸素分圧（ＰＯ2）：０．０２％，１％）で焼成することにより、フェライトコアを得た。
また、このフェライトコアを用いて、１００℃、測定磁界：１１９４Ａ／ｍにおける飽和磁束密度（以下、Ｂｓと表記することがある）、コア損失（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）、体積抵抗率、コア損失の変化率を測定した。その結果を表３に併せて示す。なお、コア損失の変化率は以下により求めた。
コア損失の変化率＝（Ｐｃｖ１−Ｐｃｖ２）／Ｐｃｖ１×１００、
Ｐｃｖ１：高温貯蔵前のコア損失、Ｐｃｖ２：高温貯蔵後のコア損失、高温貯蔵：１５０℃×２０００時間保持
【００３４】
【表３】
本発明は、前述したように高飽和磁束密度を前提とし、低コア損失かつコア損失の信頼性の高いフェライト材料を提供することを目的としている。表３において、Ｎｏ．１〜１１の何れの材料も４５０ｍＴ以上、あるいは４７０ｍＴ以上、さらには５００ｍＴ以上の高い飽和磁束密度を有している。ところが、コア損失およびコア損失の変化率については、両者ともに優れた特性を有している例は限られている。例えば、Ｎｏ．１−１（保持過程の酸素分圧が０．０２％）と１−２（保持過程の酸素分圧が１．０％）とを比較すると、前者はコア損失の変化率が２．７％と低い値を示し、コア損失は３５００ｋＷ／ｍ3を超えているのに対し、後者はコア損失が１５００ｋＷ／ｍ3以下という値を示し、コア損失の変化率は１５．４％と悪い。こうした傾向は、Ｎｏ．２−１と２−２等についても同様である。以上の相違は、前述したように、焼成時の保持過程における酸素分圧に起因している。
【００３６】
一方で、Ｎｏ．４−１あるいはＮｏ．７〜９、１１は、低コア損失でかつコア損失の変化率も低い。これらの材料と、その他の材料を比較すると、副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量およびその比（ＳｉＯ2／ＣａＣＯ3、表中ではＳｉ／Ｃａと表記）の値が相違している。つまり、低コア損失でかつコア損失の変化率も低い材料は、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量が多いかまたはその比が高い。例えば、Ｎｏ．１−１とＮｏ．８とを比較すると、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量は１００ｐｐｍしか差異がないが、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の比は、Ｎｏ．１−１が０．０５０であるのに対してＮｏ．８は０．１００と高い。また、Ｎｏ．３−１とＮｏ．４−１とを比較すると、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の比はＮｏ．３−１の方が高いが、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量は２６５０ｐｐｍとＮｏ．４−１の方が高い。
【００３７】
以上より、高飽和磁束密度を前提とする低酸素分圧で焼成したＦｅリッチなフェライト材料において、低コア損失とコア損失の安定性を確保する要素として、副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量および／またはその比を制御することが掲げられる。具体的には、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の比は０．０５５を超えることが望ましい。また、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量は１７００ｐｐｍ以上とすることが望ましい。この範囲内において、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の比が低い場合にはＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量を多くすることが望ましく、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の比が高い場合にはＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量を低くすることができる。
【００３８】
以上のように副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量およびその比を制御することにより低コア損失とコア損失の安定性を確保することができるが、この効果は焼成工程における降温過程において除冷帯域を設けることにより顕著となる。以下、表４に基づいて除冷帯域を設けることによる効果について説明する。
【００３９】
【表４】
表４は、表３に示した材料と同様の組成、製造方法により得られた材料の飽和磁束密度等の特性を示している。ただし、表４に示した材料は、降温過程において、１０００〜９００℃の温度域を３０℃／ｈｒで冷却する除冷帯域を設けて製造した点で表３とは相違する。なお、除冷帯域以外の冷却速度は、３００℃／ｈｒである。参考のために表４の「対応」の欄には表３において同一組成の材料のＮｏ．を記載している。
表３のＮｏ．３−１および６は、１５００ｋＷ／ｍ3あるいは２０００ｋＷ／ｍ3を超えるコア損失を示していたが、除冷帯域を設けることによりコア損失は１５００ｋＷ／ｍ3以下となった。体積抵抗率についてみても、０．１Ω・ｍ以下であったものが、０．２Ω・ｍあるいは０．４Ω・ｃｍを超える値となっている。
【００４１】
以上説明したように、副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量およびその比を制御することにより低コア損失とコア損失の安定性に有効であり、さらにこの効果は焼成工程の降温過程に除冷帯域を設けることにより顕著となる。降温過程に除冷帯域を設けることにより、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量が９００ｐｐｍ程度であっても低コア損失とコア損失の安定性を確保することができる。
このような効果が得られる原因を確認したところ、副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量およびその比が大きい材料は、結晶粒界にＳｉＯ2とＣａＣＯ3の偏析が確認されたとともに、除冷帯域を設けることにより偏析の程度が顕著となることが確認された。これに対して副成分であるＳｉＯ2とＣａＣＯ3の総量が少ないかまたはその比が小さい材料は、ＳｉＯ2とＣａＣＯ3の結晶粒界への偏析を確認することができなかった。
【００４２】
（実施例２）
表５に示す組成を有するフェライトコアを実施例１と同様にして作製した。なお、焼成工程（酸素分圧：０．０２％）の降温過程において、１０００〜９００℃の温度域を３０℃／ｈｒで冷却する除冷帯域を設けた。このフェライトコアを用いて飽和磁束密度等の特性を実施例１と同様に測定した。その結果を表５に併せて示す。
【００４３】
【表５】
Ｎｏ．２６、２７、２８、２９および３０は、この順にＦｅ2Ｏ3が増加している。その中で、Ｆｅ2Ｏ3が６０．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より少ない場合、および７０．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より多い場合に飽和磁束密度が低くかつコア損失が大きいことがわかる。
次に、Ｎｏ．３１、３２、３３および３４は、この順にＺｎＯが増加している。その中で、ＺｎＯが１０．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より少ない場合、および２１．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より多い場合に飽和磁束密度が低くコア損失が大きいことがわかる。
以上の結果より、高飽和磁束密度、かつ低コア損失を確保するために、Ｆｅ2Ｏ3を６２〜６８ｍｏｌ％の範囲、ＺｎＯを１２〜２０ｍｏｌ％の範囲に設定することが重要であることがわかる。
Ｎｏ．３５、３６、３７および３８は、この順にＮｉＯが増加している。表５を見ると、ＮｉＯの添加によりコア損失や飽和磁束密度が変動していることがわかる。
ＮｉＯの添加により飽和磁束密度が向上すること、６．０ｍｏｌ％添加した例のコア損失が１４００ｋＷ／ｍ3を超えることを考慮してＮｉＯの添加量を設定する必要がある。ＮｉＯの添加量は０．５〜４．０ｍｏｌ％の範囲とすることが望ましい。
【００４５】
（実施例３）
表６に示す組成を有するフェライトコアを実施例１と同様にして作製した。なお、副成分としてはＳｉＯ2、ＣａＣＯ3およびＮｂ2Ｏ5の他に、表６中に記載の副成分を各々添加している。また、焼成工程（酸素分圧：０．０２％）の降温過程において、１０００〜９００℃の温度域を３０℃／ｈｒで冷却する除冷帯域を設けた。このフェライトコアを用いて飽和磁束密度等の特性を実施例１と同様に測定した。その結果を表６に併せて示す。
【００４６】
【表６】
表６に示すように、副成分としてＭｏＯ3、Ｖ2Ｏ5およびＧｅＯ2を添加することにより、飽和磁束密度（Ｂｓ）が５００ｍＴを超えており、これら副成分が飽和磁束密度向上に効果があることがわかる。また、この効果は焼成工程の降温過程において除冷帯域を設けた場合にも有効であることがわかる。
【００４８】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、高温域における飽和磁束密度が高いとともに、低コア損失であってかつコア損失の信頼性が高いフェライト材料が提供される。
【図面の簡単な説明】
【図１】 本発明の除冷帯域を説明するための図である。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a temperature range near 100 ° C., low loss, and small loss deterioration.
[0002]
[Prior art]
In recent years, downsizing and higher output of electronic devices are progressing. Along with this, various components have been highly integrated and high-speed processing has progressed, and there has been a demand for increasing the current of the power supply line for supplying power. Further, there is a demand for a power supply line that maintains a predetermined performance even in a high temperature range, such as heat generated from components such as a CPU, or a high operating environment temperature such as an electronic circuit for an automobile. Therefore, transformers and reactors used for power lines are also required to be used with a large current at high temperatures.
Materials used for these transformers and reactors include soft magnetic metal materials and ferrite materials. Ferrite materials are classified into MnZn ferrite and Ni ferrite.
Since the soft magnetic metal material has a higher saturation magnetic flux density than ferrite, magnetic saturation does not occur even when a larger current is passed. However, soft magnetic metal materials generally have problems such as high loss, high price, high specific gravity, and poor rust prevention.
On the other hand, ferrite is excellent in cost performance and has an advantage that loss is low in a frequency band of several tens of kHz to several hundreds of kHz. In addition, MnZn ferrite having a higher saturation magnetic flux density than Ni ferrite is generally used for transformers and choke coils for large currents. However, for the recent advancement of specification requirements, even with MnZn-based ferrite, the saturation magnetic flux density was insufficient in the temperature range near 100 ° C. (hereinafter simply referred to as the high temperature range).
[0003]
Therefore, various studies for improving the saturation magnetic flux density in the high temperature range have been made. Among them, for example, JP 2000-159523 A contains a large amount of iron oxide as 60 to 75 mol%, a zinc oxide content of 0 to 20 mol% (however, not including 0) and the balance. Made of manganese oxide, the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 450 mT or more, and the minimum core loss at 50 kHz and 150 mT is 1500 kW / m.ThreeThe following ferrite sintered body is disclosed.
On the other hand, various proposals have been made for reducing the loss of MnZn-based ferrite. For example, JP-B-63-59241, JP-A-6-310321, and JP-A-11-3813.
[0004]
[Patent Document 1]
JP 2000-159523 A (Claims)
[Patent Document 2]
Japanese Patent Publication No. 63-59241 (Claims)
[Patent Document 3]
JP-A-6-310321 (Claims)
[Patent Document 4]
JP-A-11-3813 (Claims)
[Patent Document 5]
JP 2002-255559 A (page 3)
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
As described above, high saturation magnetic flux density and low loss of MnZn-based ferrite have been studied. On the other hand, the core loss is less deteriorated by use in the high temperature range, that is, reliability is required. Yes. One method for ensuring the reliability of core loss is disclosed in Japanese Patent Laid-Open No. 2002-255559. In JP-A-2002-255559, Fe2OThree: 55.0 to 59.0 mol%, ZnO: 0 to 15.0 mol%, NiO: 2.0 to 10.0 mol%, the balance being sintered in a Mn-Ni-Zn-based ferrite substantially containing MnO as a main component The atmosphere is low oxygen partial pressure. Furthermore, in the temperature lowering process after holding at a predetermined temperature, it is proposed to switch to a nitrogen atmosphere below the predetermined temperature and to increase the cooling rate than before.
[0006]
However, the proposal of Japanese Patent Application Laid-Open No. 2002-255559 is effective for ensuring the reliability of the core loss. However, since the iron oxide content is as low as 55.0 to 59.0 mol%, The saturation magnetic flux density in the high temperature region does not reach the value of 470 mT or more at 100 ° C. disclosed in JP-A No. 2000-159523.
The present invention has been made based on such a technical problem, and provides a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a high temperature region, a low core loss and a high core loss reliability, and a method for manufacturing the same. Is an issue.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
Under such an object, the present inventor conducted an investigation to solve the above-described problems with respect to Fe-rich Mn—Zn-based ferrite in which the amount of iron oxide capable of obtaining a high saturation magnetic flux density exceeds 60 mol%. The following knowledge was obtained.
Fe-rich Mn—Zn ferrite is advantageous for obtaining a high saturation magnetic flux density, but on the other hand, reliability deterioration of core loss cannot be overlooked due to the easy generation of cation defects.
In order to suppress the generation of cation defects, the atmosphere during firing may be controlled to a low oxygen partial pressure (for example, less than 1% oxygen partial pressure). Firing with a low oxygen partial pressure is effective in suppressing the generation of cation defects and reducing the core loss, but the core loss itself is deteriorated.
[0008]
Based on the above background, the present inventor examined the relationship between core loss and eddy current loss and volume resistivity of Fe-rich Mn—Zn ferrite sintered at a low oxygen partial pressure. As a result, it was confirmed that the Fe-rich Mn—Zn-based ferrite showing high values of core loss and eddy current loss showed a low volume resistivity. It is understood that this volume resistivity depends on the existence form of CaO or the like added as an auxiliary component to the Mn—Zn ferrite. That is, a predetermined volume resistivity can be obtained when an appropriate amount of subcomponents such as CaO is segregated at the crystal grain boundaries of Mn—Zn ferrite.
[0009]
The present inventors presumed that the Fe-rich Mn—Zn-based ferrite fired at a low oxygen partial pressure has a low volume resistivity due to the presence of many subcomponents such as CaO in the crystal grains. An attempt was made to segregate an appropriate amount of subcomponents such as CaO present in the grains to the grain boundaries.
Here, subcomponents such as CaO are present in the crystal grains in the high temperature region of the firing step, but the form existing in the crystal grains is unstable, and thus segregates at the grain boundaries during the temperature lowering process after maintaining a predetermined temperature. . However, it is understood that in a low oxygen partial pressure atmosphere, subcomponents such as CaO tend to stay in the crystal grains, so that segregation to the crystal grain boundaries is suppressed and the volume resistivity is lowered. Therefore, in order to segregate an appropriate amount of subcomponents such as CaO to the grain boundaries, subcomponents such as CaO were added more than before, or the cooling rate in the temperature lowering process of the firing step was slowed. The Fe-rich Mn—Zn ferrite thus obtained was confirmed to have an improved volume resistivity.
[0010]
The present invention is based on the above technical idea, and Fe2O3: 62-68 mol%, ZnO: 12-20 mol%, NiO:1.5˜5 mol%, the balance being substantially composed of a sintered body mainly composed of MnO, a saturation magnetic flux density at 100 ° C. of 470 mT or more (measuring magnetic field: 1194 A / m), and a volume resistivity at room temperature of 0.13 Ω · m or more It is a ferrite material characterized by being.
The ferrite material of the present invention has a core loss of 1400 kW / m3Below (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT) and change rate of core loss is 10% or less (change rate of core loss = (Pcv1-Pcv2) / Pcv1 × 100, Pcv1: core loss before high-temperature storage, Pcv2: high-temperature storage The following characteristics can be obtained: core loss, high-temperature storage: 150 ° C. × 2000 hours holding. In the definition of the present invention, when simply referred to as core loss, it means the minimum value of core loss.
[0011]
The ferrite material of the present invention uses Si and Ca as SiO as the first subcomponent.2And CaCOThreeIn terms of SiO2/ CaCOThreeIt is desirable to contain 900 to 3000 ppm under the condition of 0.055 to 0.30. In the ferrite material of the present invention, it is desirable that the δ value (cation defect amount) in the following composition formula (1) of ferrite is 0.0033 or less. Furthermore, in the present invention, it is effective to include a second subcomponent and a third subcomponent which will be described later.
(Zna 2+, Nib 2+, Mnc 2+, Mnd 3+, Fee 2+, Fef 3+) O4+δ (1)
However, a + b + c + d + e + f = 3, δ = a + b + c + (3/2) d + e + (3/2) f-4
[0012]
As described above, when a predetermined amount of the first subcomponent is included, it is possible to obtain a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a high temperature region, a low core loss, and a high core loss reliability. Specifically, Si and Ca as SiO are added as subcomponents.2And CaCOThreeIn terms of SiO2/ CaCOThreeIt is important to contain 1700 to 3000 ppm under the condition of 0.055 to 0.19. In order to have a high saturation magnetic flux density, Fe2OThree: 62-68 mol%, ZnO: 12-20 mol%, NiO: 5 mol% or less (however, including 0%), the balance is required to be substantially composed mainly of MnO.
[0013]
As described above, SiO as an auxiliary component2And CaCO3Is added under predetermined conditions, or a subcooling zone is provided in the temperature lowering process of firing, so that these subcomponents are segregated in an appropriate amount at the grain boundaries. Accordingly, the present invention provides Fe2O3: 62-68 mol%, ZnO: 12-20 mol%, NiO:1.5˜5 mol%, the balance being substantially composed of a sintered body mainly composed of MnO, with SiO 2 as a minor component2And CaCO3And a ferrite material in which the subcomponent is segregated in an appropriate amount in the grain boundary of the sintered body.
[0014]
The ferrite material according to the present invention described above is Fe2O3: 62-68 mol%, ZnO: 12-20 mol%, NiO:1.5A method for producing a ferrite material mainly comprising MnO as a main component, with the remainder being substantially 5% by mol, a molding step using a powder containing the main component, and a molding obtained in the molding step A firing step for firing the substrate, and the firing step includes a holding process for holding in a predetermined temperature range, and a temperature lowering process performed in a nitrogen atmosphere after the holding process. It can be obtained by a method for producing a ferrite material characterized by providing a cooling zone of not more than ° C./hr. The cooling zone desirably includes a range of 1000 to 900 ° C.
[0015]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reasons for limiting the components in the present invention will be described.
Fe2OThreeIncreasing the amount tends to improve the saturation magnetic flux density in the high temperature region, while decreasing the core loss. Fe2OThreeIf it is less than 62 mol%, the saturation magnetic flux density in the high temperature range decreases. On the other hand, Fe2OThreeWhen it exceeds 68 mol%, the increase in core loss becomes remarkable. Therefore, in the present invention, Fe2OThreeIs 62 to 68 mol%. Desirable Fe2OThreeThe amount of Fe is 63 to 67 mol%, more desirable Fe2OThreeIs 63-66 mol%.
[0016]
The amount of ZnO also affects the saturation magnetic flux density and core loss. When ZnO is less than 12 mol%, the saturation magnetic flux density is lowered and the loss is increased. Moreover, even if ZnO exceeds 20 mol%, the saturation magnetic flux density is lowered and the loss is increased. Therefore, in this invention, ZnO shall be 12-20 mol%. In this range, the bottom temperature (the temperature at which the core loss shows the minimum value) shifts to the high temperature side as the ZnO amount increases. A desirable amount of ZnO is 13 to 19 mol%, and a more desirable amount of ZnO is 14 to 18 mol%.
[0017]
Furthermore, the present invention provides1.5~ 5 mol%ofContains NiOTheNiO is effective in improving the saturation magnetic flux density as the Curie temperature increases. In order to fully enjoy the effect,1.5Contains at least mol%. However, if the content exceeds 5 mol%, the loss increases. Therefore, in the present invention, the amount of NiO is reduced.1.5~ 5mol%, the desired amount of NiO is1.5~ 4mol%, more desirable amount of NiO1.5˜3 mol%.
In addition to the above, the ferrite material of the present invention contains MnO as a substantial remainder.
[0018]
Next, the reasons for limiting the subcomponents will be described.
The ferrite material of the present invention uses Si and Ca as SiO as the first subcomponent.2, CaCOThreeConverted (hereinafter simply referred to as SiO2, CaCOThreeMay be included). SiO2And CaCOThreeHas the effect of improving the sintering density as a sintering aid while segregating at the grain boundaries to form a high resistance layer and contributing to low loss. Here, the ferrite material of the present invention includes both a case where a cooling zone is provided and a case where a cooling zone is not provided in the temperature lowering process of firing. In the case where no cooling zone is provided, the subcomponent is SiO.2And CaCOThreeIncluding 1700 to 3000 ppm in total and SiO2/ CaCOThreeIs desired to be 0.055 or more. Also, when providing a cooling zone, less SiO2And CaCOThreeThe amount is enough. Specifically, SiO2/ CaCOThreeIt is desirable to contain 900 to 3000 ppm under the condition of = 0.055 to 0.30.
As a premise of the above conditions, SiO2And CaCOThreeAre respectively SiO2: 300 ppm or less (excluding 0) and CaCOThree: 2700 ppm or less (however, not including 0) can be included. SiO2Exceeds 300 ppm, or CaCOThreeIf it exceeds 2700 ppm, the deterioration of loss due to discontinuous abnormal grain growth is large. Therefore, in the present invention, SiO2: 300 ppm or less, CaCOThree: Should be 2700 ppm or less. Desirable SiO2And CaCOThreeThe amount of SiO2: 100-250 ppm, CaCOThree: 1300-2500 ppm, more desirable SiO2And CaCOThreeThe amount of SiO2: 150-200 ppm, CaCOThree: 1500-2500 ppm.
[0019]
The present invention uses Nb as the second subcomponent.2OFive: 400 ppm or less (excluding 0), ZrO2: 1000 ppm or less (excluding 0), Ta2OFive: 1000 ppm or less (excluding 0), V2OFive: 1000 ppm or less (excluding 0), GeO2: 1000 ppm or less (excluding 0), In2OFive: 1000 ppm or less (excluding 0), Ga2OFive: 1000 ppm or less (excluding 0), MoOThree: 1000 ppm or less (however, 0 is not included) can be included. In order to fully enjoy the effect, Nb2OFive, MoOThreeIs more than 50ppm, ZrO2, Ta2OFive, V2OFive, GeO2, In2OFive, Ga2OFiveIt is desirable to add 100 ppm or more. A more desirable range is Nb2OFive: 80-300 ppm, ZrO2, Ta2OFive, V2OFive, GeO2, In2OFive, Ga2OFive: 200 to 800 ppm, MoOThree: 50 to 800 ppm. In addition, when adding a 2nd subcomponent in combination, it is desirable for the sum total of addition amount to be 1000 ppm or less.
[0020]
The present invention provides SnO as the third subcomponent.2: 10000 ppm or less (excluding 0) and TiO2: 10000 ppm or less (however, not including 0) can be included. SnO2And TiO2Exists in the crystal grains and at the crystal grain boundaries, and has an effect of reducing loss. If it exceeds 10,000 ppm, the loss due to the discontinuous abnormal grain growth and the saturation magnetic flux density are reduced. Therefore, in the present invention, SnO2And TiO2Each upper limit value is 10000 ppm. On the other hand, in order to fully enjoy the above effects, it is desirable to add 500 ppm or more of the third subcomponent. More desirable SnO2And TiO2The amount of SnO is 1000-8000 ppm, more desirable SnO2And TiO2The range is 1000 to 7000 ppm. In addition, when adding a 3rd subcomponent combining, it is desirable for the sum total of addition amount to be 10000 ppm or less.
[0021]
Next, a manufacturing method suitable for the ferrite material according to the present invention will be described.
As a raw material for the main component, an oxide or a powder of a compound that becomes an oxide by heating is used. Specifically, Fe2OThreePowder, MnThreeOFourPowder, ZnO powder, NiO powder and the like can be used. What is necessary is just to select suitably the average particle diameter of each raw material powder to prepare in the range of 0.1-3.0 micrometers.
The raw material powder of the main component is wet mixed and then calcined. The calcining temperature is a predetermined temperature in the range of 800 to 1000 ° C., and the atmosphere is N2~ What to do between the air. After the calcination, the calcined body is pulverized, for example, to an average particle size of about 0.5 to 2.0 μm. What is necessary is just to select the stable time of calcination suitably in the range of 0.5 to 5.0 hours. In the present invention, not only the above-mentioned main component materials, but also a composite oxide powder containing two or more metals may be used as the main component materials. For example, a complex oxide powder containing Fe and Mn can be obtained by oxidizing and baking an aqueous solution containing iron chloride and manganese chloride. This powder and ZnO powder may be mixed and used as a main component material. In such a case, calcining is unnecessary.
[0022]
Similarly, an oxide or a powder of a compound that becomes an oxide by heating can also be used as a raw material for the accessory component. Specifically, SiO2, CaCOThree, Nb2OFive, ZrO2, Ta2OFive, V2OFive, GeO2, In2OFive, Ga2OFive, SnO2TiO2Etc. can be used. The raw material powders of these subcomponents are mixed with the main component powder pulverized after calcining. However, after mixing with the raw material powder of the main component, it can be subjected to calcining together with the main component.
[0023]
The mixed powder composed of the main component and the subcomponent is granulated into a granule in order to smoothly execute the subsequent molding process. Granulation can be performed using, for example, a spray dryer. A small amount of a suitable binder such as polyvinyl alcohol (PVA) is added to the mixed powder, and this is sprayed and dried with a spray dryer. The particle size of the resulting granule is desirably about 80 to 200 μm.
[0024]
The obtained granule is formed into a desired shape using, for example, a press having a mold having a predetermined shape, and this formed body is subjected to a firing step.
As shown in FIG. 1 (d), the firing process is performed after a temperature raising process I for raising the temperature to a predetermined temperature, a holding process II for holding a predetermined temperature following the temperature raising process, and a holding process II. It includes the cooling process III. The holding temperature in the holding process II will be referred to as a firing temperature in the present specification.
The firing temperature can be appropriately selected from the range of 1250 to 1450 ° C., but it is desirable to fire in the range of 1300 to 1400 ° C. in order to sufficiently bring out the effect of the ferrite material of the present invention. In the present invention, the oxygen partial pressure of the atmosphere (firing atmosphere) at this time is less than 1%, desirably 0.2% or less, and more desirably 0.05% or less. The reason why the firing atmosphere is set to such a low oxygen partial pressure is to suppress cation defects that tend to occur with the Fe-rich composition targeted by the present invention.
[0025]
Oxygen partial pressure (PO2) Volume resistivity at room temperature (hereinafter simply referred to as volume resistivity, sometimes referred to as ρ), minimum value of core loss at 100 kHz and 200 mT (hereinafter simply referred to as core loss, Pcv) ), Minimum value of eddy current loss (hereinafter simply referred to as eddy current loss, sometimes referred to as Pev), rate of change in core loss (hereinafter also referred to as Pcv rate of change), and the aforementioned The variation of the δ value was measured. The results are shown in Table 1. The composition of the sample for measurement was as follows, and the firing temperature was 1350 ° C. In addition, the specific manufacturing method of a sample is based on the Example mentioned later.
Main component: Fe2OThree64.0 mol%, MnO; 17.5 mol%, ZnO; 16.5 mol%, NiO; 2.0 mol%
Subcomponent: SiO2; 100 ppm, CaCOThree1500 ppm, Nb2OFive200 ppm
[0026]
[Table 1]
As shown in Table 1, when the oxygen partial pressure in the firing atmosphere is lowered, the change rate of the core loss is reduced, but conversely, the values of the core loss and the eddy current loss are increased and the core loss itself is deteriorated. Also, the change rate of the core loss and the δ value are related, and in order to make the change rate of the core loss 10% or less, the δ value is 0.0034 and the change rate of the core loss is about 15%. Δ value should be regulated to 0.0033 or less.
The present invention is characterized in that a cooling zone is provided in the temperature lowering process in order to suppress deterioration of the core loss due to firing under a low oxygen partial pressure. Therefore, the cooling zone will be described with reference to FIGS.
In FIG. 1A, the temperature lowering process III subsequent to the holding process II is composed of IIIa, IIIb and IIIc. This portion IIIb is a cooling zone. The cooling zone IIIb has a slower cooling rate than the other regions IIIa and IIIc. Specifically, the cooling zone IIIb has a cooling rate of 100 ° C./hr or less, desirably 50 ° C./hr or less, and more desirably 30 ° C./hr or less.
[0028]
The cooling zone IIIb is not limited to being continuously provided as shown in FIG. 1A, but may be provided intermittently as shown in FIG. Furthermore, the cooling zone IIIb in the present invention is not limited to the case where the temperature is lowered, but is a concept including a form in which the temperature is kept at a predetermined temperature for a predetermined time as shown in FIG. As described above, the provision of the cooling zone IIIb is intended to segregate subcomponents such as CaO dissolved in the crystal grains in the crystal grain boundaries, and this purpose is performed at a predetermined temperature for a predetermined time. It is because it is understood that even if it is the form to hold | maintain, it will be achieved.
[0029]
Although the temperature range in which the cooling zone IIIb is provided in the present invention is not limited, the effect obtained by cooling in the temperature range of 1000 to 900 ° C. is great as will be described later. Therefore, it is desirable to provide the cooling zone IIIb in the temperature range of 1000 to 900 ° C. in the temperature lowering process III. The experimental results that serve as the basis for this are shown in Table 2.
[0030]
[Table 2]
The composition of the measurement sample was the same as above, the firing temperature was 1350 ° C., and the oxygen partial pressure during firing was 0.02%. As shown in Table 2, when the temperature of the cooling zone IIIb is 1000 to 900 ° C., the volume resistivity (ρ) is the highest, and the core loss (Pcv) and eddy current loss (Pev) are reduced most. I understand that. By removing the temperature range of 1000 to 900 ° C., the core loss can be reduced to ½ or less compared to the case where the removal zone IIIb is not provided.
In the above description, an example in which the temperature lowering process III is performed immediately after the holding process II performed under a low oxygen partial pressure is shown, but from the firing temperature under a low oxygen partial pressure between the holding process II and the temperature lowering process III. A process of lowering the temperature can also be provided.
[0032]
Hereinafter, the present invention will be described based on examples.
Example 1
As raw material of main component, Fe2OThreePowder: 64.0 mol%, MnO powder: 17.5 mol%, ZnO powder: 16.5 mol%, and NiO powder: 2.0 mol% were prepared, wet mixed, and then calcined at 850 ° C for 3 hours.
Next, the calcined product of the main component material and the subcomponent material were mixed. The raw material of the accessory component is SiO2Powder, CaCOThreePowder, Nb2OFivePowder was used. The auxiliary component raw material was added to the calcined material of the main component raw material and mixed while being pulverized. The pulverization was performed until the average particle size of the calcined product was about 1.5 μm. A binder was added to the resulting mixture, granulated, and then molded to obtain a toroidal shaped molded body.
Of the main components and subcomponents, Nb2OFiveThe blending ratio of the powder is as follows.
Fe2OThree: 64.0 mol%, MnO: 17.5 mol%
ZnO: 16.5 mol%, NiO: 2.0 mol%
Nb2OFive: 200ppm
Of the subcomponents, SiO2Powder and CaCOThreeThe blending ratio of the powder was variously changed as shown in Table 3.
[0033]
The obtained compact was subjected to a temperature of 1350 ° C. (holding process 5 hours, holding process oxygen partial pressure (PO) under oxygen partial pressure control.2): 0.02%, 1%) to obtain a ferrite core.
Also, using this ferrite core, saturation magnetic flux density (hereinafter sometimes referred to as Bs) at 100 ° C., measurement magnetic field: 1194 A / m, core loss (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT), volume resistivity, core The rate of change of loss was measured. The results are also shown in Table 3. The rate of change in core loss was determined as follows.
Change rate of core loss = (Pcv1-Pcv2) / Pcv1 × 100,
Pcv1: Core loss before high-temperature storage, Pcv2: Core loss after high-temperature storage, high-temperature storage: 150 ° C x 2000 hours hold
[0034]
[Table 3]
An object of the present invention is to provide a ferrite material having a low core loss and high core loss reliability on the premise of a high saturation magnetic flux density as described above. In Table 3, no. Any of the materials 1 to 11 has a high saturation magnetic flux density of 450 mT or more, 470 mT or more, and further 500 mT or more. However, with respect to the core loss and the rate of change of the core loss, there are limited examples in which both have excellent characteristics. For example, no. Comparing 1-1 (oxygen partial pressure in the holding process is 0.02%) and 1-2 (oxygen partial pressure in the holding process is 1.0%), the former has a core loss change rate of 2.7%. The core loss is 3500 kW / mThreeWhile the latter has a core loss of 1500 kW / mThreeThe following values are shown, and the rate of change of core loss is as bad as 15.4%. Such a tendency is The same applies to 2-1 and 2-2. As described above, the above difference is caused by the oxygen partial pressure in the holding process during firing.
[0036]
On the other hand, no. 4-1 or No. 7 to 9 and 11 have a low core loss and a low change rate of the core loss. When these materials are compared with other materials, the subcomponent SiO2And CaCOThreeAnd its ratio (SiO2/ CaCOThreeIn the table, the value of Si / Ca is different. That is, a material having a low core loss and a low change rate of the core loss is SiO 22And CaCOThreeThe total amount is high or the ratio is high. For example, no. 1-1 and No.1. Compared with 82And CaCOThreeThe total amount of Si is only 100 ppm, but SiO2And CaCOThreeThe ratio of No. 1-1 is 0.050, whereas No. 1-1. 8 is as high as 0.100. No. 3-1. 4-1 and SiO2And CaCOThreeThe ratio of No. 3-1 is higher, but SiO2And CaCOThreeNo. 2 was 2650 ppm in total. 4-1 is higher.
[0037]
As described above, in the Fe-rich ferrite material fired at a low oxygen partial pressure on the premise of a high saturation magnetic flux density, as an element for ensuring low core loss and stability of the core loss, the subsidiary component SiO2And CaCOThreeTo control the total amount and / or ratio thereof. Specifically, SiO2And CaCOThreeThe ratio is preferably more than 0.055. In addition, SiO2And CaCOThreeThe total amount of is desirably 1700 ppm or more. Within this range, SiO2And CaCOThreeWhen the ratio is low, SiO2And CaCOThreeIt is desirable to increase the total amount of SiO,2And CaCOThreeWhen the ratio is high, SiO2And CaCOThreeThe total amount of can be reduced.
[0038]
As described above, the subsidiary component SiO2And CaCOThreeBy controlling the total amount and the ratio thereof, low core loss and stability of the core loss can be secured, but this effect becomes remarkable by providing a cooling zone in the temperature lowering process in the firing process. Hereinafter, the effect by providing a cooling zone based on Table 4 is demonstrated.
[0039]
[Table 4]
Table 4 shows characteristics such as the saturation magnetic flux density of the material obtained by the same composition and manufacturing method as the material shown in Table 3. However, the material shown in Table 4 is different from Table 3 in that it is manufactured by providing a cooling zone in which the temperature range of 1000 to 900 ° C. is cooled at 30 ° C./hr in the temperature lowering process. The cooling rate other than the cooling zone is 300 ° C./hr. For reference, in the column “Correspondence” in Table 4, the material Nos. Is described.
No. in Table 3 3-1 and 6 are 1500 kW / mThreeOr 2000kW / mThreeThe core loss exceeded 1500 kW / m by providing a cooling zone.ThreeIt became the following. The volume resistivity is 0.1Ω · m or less, but is more than 0.2Ω · m or 0.4Ω · cm.
[0041]
As described above, the subsidiary component SiO2And CaCOThreeBy controlling the total amount and the ratio thereof, it is effective for the stability of the low core loss and the core loss, and this effect becomes remarkable by providing a cooling zone in the temperature lowering process of the firing process. By providing a cooling zone in the cooling process, SiO2And CaCOThreeEven if the total amount is about 900 ppm, low core loss and stability of core loss can be secured.
As a result of confirming the cause of such an effect, it is SiO that is a subsidiary component.2And CaCOThreeA material having a large total amount and a ratio thereof is SiO at the grain boundary.2And CaCOThreeIn addition, it was confirmed that the degree of segregation becomes significant by providing a cooling zone. In contrast, SiO, which is a subsidiary component2And CaCOThreeA material with a small total amount or a small ratio is SiO 22And CaCOThreeSegregation to the crystal grain boundary could not be confirmed.
[0042]
(Example 2)
Ferrite cores having the compositions shown in Table 5 were produced in the same manner as in Example 1. In the temperature lowering process of the firing step (oxygen partial pressure: 0.02%), a cooling zone for cooling the temperature range of 1000 to 900 ° C. at 30 ° C./hr was provided. Using this ferrite core, characteristics such as saturation magnetic flux density were measured in the same manner as in Example 1. The results are also shown in Table 5.
[0043]
[Table 5]
No. 26, 27, 28, 29 and 30 are Fe in this order.2OThreeHas increased. Among them, Fe2OThreeIs 60.0 mol%, less than the range of the present invention, and 70.0 mol%, more than the range of the present invention, it is understood that the saturation magnetic flux density is low and the core loss is large.
Next, no. In 31, 32, 33 and 34, ZnO increases in this order. Among them, it can be seen that the saturation magnetic flux density is low and the core loss is large when ZnO is 10.0 mol%, which is less than the range of the present invention, and when 2O mol% is more than the range of the present invention.
From the above results, in order to ensure high saturation magnetic flux density and low core loss, Fe2OThreeIt is understood that it is important to set the range of 62 to 68 mol% and the range of ZnO to 12 to 20 mol%.
No. In 35, 36, 37 and 38, NiO increases in this order. When Table 5 is seen, it turns out that core loss and saturation magnetic flux density are fluctuate | varied by addition of NiO.
The saturation magnetic flux density is improved by the addition of NiO, and the core loss of the example in which 6.0 mol% is added is 1400 kW / m.ThreeIt is necessary to set the addition amount of NiO in consideration of exceeding. The amount of NiO added is desirably in the range of 0.5 to 4.0 mol%.
[0045]
(Example 3)
Ferrite cores having the compositions shown in Table 6 were produced in the same manner as in Example 1. As a secondary component, SiO2, CaCOThreeAnd Nb2OFiveIn addition, the subcomponents listed in Table 6 are added. Further, in the temperature lowering process of the firing step (oxygen partial pressure: 0.02%), a cooling zone for cooling the temperature range of 1000 to 900 ° C. at 30 ° C./hr was provided. Using this ferrite core, characteristics such as saturation magnetic flux density were measured in the same manner as in Example 1. The results are also shown in Table 6.
[0046]
[Table 6]
As shown in Table 6, MoO is used as a secondary component.Three, V2OFiveAnd GeO2Is added, the saturation magnetic flux density (Bs) exceeds 500 mT, and it can be seen that these subcomponents are effective in improving the saturation magnetic flux density. It can also be seen that this effect is also effective when a cooling zone is provided in the temperature lowering process of the firing process.
[0048]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a high temperature region, a low core loss, and a high core loss reliability is provided.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a diagram for explaining a cooling zone according to the present invention.
Claims (8)
１００℃における飽和磁束密度が４７０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、室温における体積抵抗率が０．１３Ω・ｍ以上であることを特徴とするフェライト材料。Fe 2 O 3 : 62 to 68 mol%, ZnO: 12 to 20 mol%, NiO: 1.5 to 5 mol%, and the balance substantially consists of a sintered body mainly containing MnO,
A ferrite material having a saturation magnetic flux density at 100 ° C. of 470 mT or more (measured magnetic field: 1194 A / m) and a volume resistivity at room temperature of 0.13 Ω · m or more.
（Ｚｎａ ２＋，Ｎｉｂ ２＋，Ｍｎｃ ２＋，Ｍｎｄ ３＋，Ｆｅｅ ２＋，Ｆｅｆ ３＋）Ｏ４＋δ…（１）
ただし、ａ＋ｂ＋ｃ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＝３、δ＝ａ＋ｂ＋ｃ＋（３／２）ｄ＋ｅ＋（３／２）ｆ−４The ferrite material according to any one of claims 1 to 3, wherein a δ value (amount of cation defects) in the composition formula (1) of the following ferrite is 0.0033 or less.
(Zn a 2+, Ni b 2+ , Mn c 2+, Mn d 3+, Fe e 2+, Fe f 3+) O 4+ δ ... (1)
However, a + b + c + d + e + f = 3, δ = a + b + c + (3/2) d + e + (3/2) f-4
副成分として、Ｓｉ、ＣａをＳｉＯ２、ＣａＣＯ３換算で、ＳｉＯ２／ＣａＣＯ３＝０．０５５〜０．１９の条件のもとで１７００〜３０００ｐｐｍ含むことを特徴とするフェライト材料。Fe 2 O 3 : 62 to 68 mol%, ZnO: 12 to 20 mol%, NiO: 1.5 to 5 mol%, and the balance substantially consists of a sintered body mainly containing MnO,
As an auxiliary component, Si, Ca in the SiO 2, CaCO 3 conversion, ferrite material, characterized in that it comprises 1700~3000ppm under conditions of SiO 2 / CaCO 3 = 0.055~0.19.
前記主成分を含む粉末を用いて成形体を得る成形工程と、
前記成形工程で得られた前記成形体を焼成する焼成工程と、を有し、
前記焼成工程は、
所定温度域で保持する保持過程および前記保持過程の後に窒素雰囲気下で行われる降温過程とを含み、
前記降温過程に冷却速度が１００℃／ｈｒ以下の除冷帯域を設けることを特徴とするフェライト材料の製造方法。Fe 2 O 3 : 62 to 68 mol%, ZnO: 12 to 20 mol%, NiO: 1.5 to 5 mol%, the balance is a method for producing a ferrite material mainly comprising MnO,
A molding step of obtaining a molded body using the powder containing the main component;
A firing step of firing the molded body obtained in the molding step,
The firing step includes
A holding process for holding in a predetermined temperature range and a temperature lowering process performed in a nitrogen atmosphere after the holding process,
A method for producing a ferrite material, wherein a cooling zone having a cooling rate of 100 ° C./hr or less is provided in the temperature lowering process.
Priority Applications (6)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003005059A JP4129917B2 (en) | 2003-01-10 | 2003-01-10 | Ferrite material and manufacturing method thereof |
| KR1020057004542A KR100687179B1 (en) | 2003-01-10 | 2003-12-26 | Method for producing ferrite material and ferrite material |
| PCT/JP2003/016999 WO2004063117A1 (en) | 2003-01-10 | 2003-12-26 | Method for producing ferrite material and ferrite material |
| CNB2003801007277A CN100334035C (en) | 2003-01-10 | 2003-12-26 | Ferrite material and method of manufacturing the same |
| US10/529,333 US7481946B2 (en) | 2003-01-10 | 2003-12-26 | Method for producing ferrite material and ferrite material |
| TW093100440A TWI268518B (en) | 2003-01-10 | 2004-01-08 | Method for manufacturing ferrite material and ferrite material ferrite material with low wearing loss and increased saturated magnetic flux density near 100 DEG C |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003005059A JP4129917B2 (en) | 2003-01-10 | 2003-01-10 | Ferrite material and manufacturing method thereof |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2004217452A JP2004217452A (en) | 2004-08-05 |
| JP4129917B2 true JP4129917B2 (en) | 2008-08-06 |
Family
ID=32895825
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003005059A Expired - Lifetime JP4129917B2 (en) | 2003-01-10 | 2003-01-10 | Ferrite material and manufacturing method thereof |
Country Status (2)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4129917B2 (en) |
| CN (1) | CN100334035C (en) |
Families Citing this family (19)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4623183B2 (en) * | 2008-09-25 | 2011-02-02 | Ｔｄｋ株式会社 | MnZnLi ferrite |
| CN102146213B (en) * | 2010-05-21 | 2013-03-20 | 张家港市义立电子制造有限责任公司 | High magnetic conduction additive beneficial for environment protection and recycling and preparation method thereof |
| CN102219488A (en) * | 2011-04-16 | 2011-10-19 | 江门安磁电子有限公司 | High-temperature high-Bs low-loss MnZn ferrite material and preparation method thereof |
| CN102795851B (en) * | 2011-05-23 | 2016-04-13 | Tdk株式会社 | ferrite composition and electronic component |
| JP5786454B2 (en) * | 2011-05-23 | 2015-09-30 | Tdk株式会社 | Ferrite core and electronic components |
| CN102299257B (en) * | 2011-06-22 | 2014-06-04 | 泉州师范学院 | Method for preparing zinc-oxide-doped-iron room-temperature magnetic semiconductor |
| CN102690106A (en) * | 2011-11-23 | 2012-09-26 | 横店集团东磁股份有限公司 | High-saturation-flux-density MnZn ferrite material and preparation method thereof |
| CN103214233B (en) * | 2013-01-31 | 2014-10-15 | 电子科技大学 | High TcWide temperature range and super high BsMnZn ferrite material and preparation method thereof |
| CN104064309A (en) * | 2013-03-22 | 2014-09-24 | 上海美星电子有限公司 | Magnetic material for high-power LED and LLC converters as well as preparation method of magnetic material |
| JP2015006972A (en) * | 2013-05-28 | 2015-01-15 | Tdk株式会社 | Ferrite and transformer |
| CN103588471B (en) * | 2013-06-27 | 2015-09-16 | 横店集团东磁股份有限公司 | A kind of Wide-temperature high-initial-permeabsofty softy magnetic ferrite |
| CN103342562B (en) * | 2013-07-04 | 2015-02-04 | 江苏省晶石磁性材料与器件工程技术研究有限公司 | Sintering process of magnesium-iron ferrite small magnetic core |
| CN105788797A (en) * | 2014-12-25 | 2016-07-20 | 上海康顺磁性元件厂有限公司 | Low-temperature high-permeability soft magnetic manganese-zinc ferrite material and preparation method thereof |
| JP5958571B1 (en) * | 2015-01-29 | 2016-08-02 | Tdk株式会社 | Soft magnetic metal dust core |
| JP2017061402A (en) * | 2015-09-25 | 2017-03-30 | Tdk株式会社 | MnZnLiNi-BASED FERRITE, MAGNETIC CORE AND TRANSFORMER |
| TWI722151B (en) * | 2016-03-25 | 2021-03-21 | 日商日立金屬股份有限公司 | Manufacturing method of manganese-zinc ferrite and manganese-zinc ferrite |
| KR102419883B1 (en) * | 2018-02-01 | 2022-07-12 | 엘지이노텍 주식회사 | Ferrite core and coil component comprising the same |
| JP7247773B2 (en) * | 2019-06-13 | 2023-03-29 | 株式会社プロテリアル | Method for producing MnZn ferrite powder |
| CN116606129A (en) * | 2022-02-08 | 2023-08-18 | 淮安市昊天磁业有限公司 | Preparation method of ferrite magnetic material with high magnetic conductivity |
Family Cites Families (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6287459A (en) * | 1985-10-09 | 1987-04-21 | 日本碍子株式会社 | High density ferrite and manufacture |
| JPH04149027A (en) * | 1990-10-12 | 1992-05-22 | Nippon Steel Corp | Production of low-loss soft ferrite |
| JPH0570219A (en) * | 1991-09-11 | 1993-03-23 | Fuji Elelctrochem Co Ltd | Sintering method for manganese-zinc base ferrite ring core |
| EP0551907B1 (en) * | 1992-01-14 | 1997-04-09 | Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. | An oxide magnetic material |
| JPH08169756A (en) * | 1994-12-19 | 1996-07-02 | Kawasaki Steel Corp | Low loss manganese-zinc ferrite core and its production |
| JPH08301652A (en) * | 1995-04-28 | 1996-11-19 | Kawasaki Steel Corp | Production of manganese-zinc ferrite forming |
-
2003
- 2003-01-10 JP JP2003005059A patent/JP4129917B2/en not_active Expired - Lifetime
- 2003-12-26 CN CNB2003801007277A patent/CN100334035C/en not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2004217452A (en) | 2004-08-05 |
| CN1692089A (en) | 2005-11-02 |
| CN100334035C (en) | 2007-08-29 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4129917B2 (en) | Ferrite material and manufacturing method thereof | |
| JP4244193B2 (en) | Method for producing MnZn ferrite and MnZn ferrite | |
| JP2007238429A (en) | Ferrite material | |
| JP2007070209A (en) | METHOD FOR PRODUCING Mn-Zn-BASED FERRITE | |
| KR100627117B1 (en) | Ferrite Material | |
| JP5181175B2 (en) | Mn-Zn-Co ferrite | |
| JP4279995B2 (en) | MnZn ferrite | |
| JP2007112695A (en) | METHOD FOR PRODUCING Mn FERRITE | |
| JP4281990B2 (en) | Ferrite material | |
| US7481946B2 (en) | Method for producing ferrite material and ferrite material | |
| JP2008127230A (en) | MnZnNi FERRITE | |
| JP2007204349A (en) | Manufacturing method of low-loss oxide magnetic material | |
| JP4656949B2 (en) | High saturation magnetic flux density Mn-Zn-Ni ferrite | |
| JP3597673B2 (en) | Ferrite material | |
| JP2007031240A (en) | METHOD FOR MANUFACTURING MnZn FERRITE AND MnZn FERRITE | |
| JP4089970B2 (en) | Ferrite material manufacturing method | |
| JP2007311387A (en) | Oxide magnetic material | |
| JP6416808B2 (en) | MnZnCo ferrite | |
| JP2005075653A (en) | Method for producing ferrite material and method for firing ferrite material | |
| JP5458298B2 (en) | Mn-Zn ferrite material | |
| JP5952236B2 (en) | Mn-Zn-Ni ferrite and method for producing the same | |
| JP2005029416A (en) | Ferrite material | |
| JP2017061402A (en) | MnZnLiNi-BASED FERRITE, MAGNETIC CORE AND TRANSFORMER | |
| JP2005029417A (en) | Ferrite material | |
| JP6454309B2 (en) | MnZnCo ferrite |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040423 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20071128 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080122 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080220 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080417 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080514 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080515 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4129917 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110530 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130530 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140530 Year of fee payment: 6 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |