JPH02137767A - 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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- JPH02137767A JPH02137767A JP63291800A JP29180088A JPH02137767A JP H02137767 A JPH02137767 A JP H02137767A JP 63291800 A JP63291800 A JP 63291800A JP 29180088 A JP29180088 A JP 29180088A JP H02137767 A JPH02137767 A JP H02137767A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
イ０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−Ｃｕ−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−Ｃｕ−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、
主成分が酸化亜鉛く以下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。
主成分が酸化亜鉛く以下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３０＋＋ｕｅないし５０■■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３０＋＋ｕｅないし５０■■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。
［発明が解決しようとする課題〕
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。
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。
口１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ｃ以下Ｓ
ｉＯ２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、０．０
７ｗｔ％以下の二酸化ビスマス（以下Ｂｉ２Ｏ，と称す
）を含有又は添加したものに、０．０５ないし０．５ｗ
ｔ％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Ｉ ＭＨｚ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。
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ｃ以下Ｓ
ｉＯ２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、０．０
７ｗｔ％以下の二酸化ビスマス（以下Ｂｉ２Ｏ，と称す
）を含有又は添加したものに、０．０５ないし０．５ｗ
ｔ％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Ｉ ＭＨｚ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 、３０．０〜３５．０ｍｏｌ％の酸化亜鉛ＺｎＯ１
１４，０〜１８．０鳳ｏ１％の一酸化ニッケルＮｉＯ、
３．０〜６． ０〜３５．０ｍｏｌ％の一酸化銅ＣｕＯ
１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ＳｉＯ２，０，１０冑ｔ％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、０．０７冑ｔ％以下（０，０ｗｔ％
を含まず）の三酸化ビスマスＢｉ２Ｏ：＋、及び０．５
０ｗｔ％以下（０，０ｗｔ％を含まず）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材料強度
を有するＮｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料。
１４，０〜１８．０鳳ｏ１％の一酸化ニッケルＮｉＯ、
３．０〜６． ０〜３５．０ｍｏｌ％の一酸化銅ＣｕＯ
１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ＳｉＯ２，０，１０冑ｔ％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、０．０７冑ｔ％以下（０，０ｗｔ％
を含まず）の三酸化ビスマスＢｉ２Ｏ：＋、及び０．５
０ｗｔ％以下（０，０ｗｔ％を含まず）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材料強度
を有するＮｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料。
２、請求項１記載の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Ｎｉ−Ｃ
ｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料の製造方法である。
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Ｎｉ−Ｃ
ｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料の製造方法である。
本発明による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Ｍｎ０１０．
０７ｗｔ％以下のＢｉ２Ｏ３は、主成分である３０．０
〜３５．０ｍｏｌ％のＺｎＯ１１４、０〜１８．０１０
１％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、Ｂｉ２Ｏ：＋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靭性値であるＫＩＣと、抗折力Ｆ
の値が最大値を示す。
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Ｍｎ０１０．
０７ｗｔ％以下のＢｉ２Ｏ３は、主成分である３０．０
〜３５．０ｍｏｌ％のＺｎＯ１１４、０〜１８．０１０
１％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、Ｂｉ２Ｏ：＋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靭性値である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、更に破壊靭性値と抗折力を高める
ことが出来ることを見出した。
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、更に破壊靭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ＺｎＯ１１４，０
〜１８． Ｏｎ＋ｏ１％のＮｉＯ、３．０〜６．０ｍｏ
ｌ％のＣｕＯを主成分とし、０．０３ｗｔ％以下のＳｉ
Ｏ２，０，１０ｗｔ％以下のＭｎ０１０．０７ｗｔ％以
下のＢｉ２Ｏ３を含有、又は添加されたＮｉ−Ｃｕ−Ｚ
ｎ系酸化物磁性材料に（１０５ｗｔ％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０．０
５ｗｔ％添加において破壊靭性値（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
．１０冑ｔ％ないし０．２ｗｔ％において最大、又はほ
ぼ一定の値に達し、ＭｇＯの添加量が０ｗｔ％の時の値
に対しに１Ｃの値では約３５％、Ｆの値では約３０％向
上した。一方、Ｉ ＭＨｚにおける実効比透磁率μｉａ
ｃ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、Ｉ ＭＨｚ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。
〜１８． Ｏｎ＋ｏ１％のＮｉＯ、３．０〜６．０ｍｏ
ｌ％のＣｕＯを主成分とし、０．０３ｗｔ％以下のＳｉ
Ｏ２，０，１０ｗｔ％以下のＭｎ０１０．０７ｗｔ％以
下のＢｉ２Ｏ３を含有、又は添加されたＮｉ−Ｃｕ−Ｚ
ｎ系酸化物磁性材料に（１０５ｗｔ％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０．０
５ｗｔ％添加において破壊靭性値（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
．１０冑ｔ％ないし０．２ｗｔ％において最大、又はほ
ぼ一定の値に達し、ＭｇＯの添加量が０ｗｔ％の時の値
に対しに１Ｃの値では約３５％、Ｆの値では約３０％向
上した。一方、Ｉ ＭＨｚにおける実効比透磁率μｉａ
ｃ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、Ｉ ＭＨｚ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の使の副成分である５ｉ０２、ＭｎＯ，Ｂｉ２０
ｚの内、ＳｉＯ□、ＭｎＯ，Ｂｉ２０ｉは原料中に含ま
れるか、前記のように結晶成長によるμｉａｃと破壊靭
性の向上を目的として添加されるが、ＳｉＯ２は０．０
３ｗｔ％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ＳｉＯ□と同様０．１０ｗｔ
％を越えると材料の結晶粒は粗大化し材料は脆くなる。
ｚの内、ＳｉＯ□、ＭｎＯ，Ｂｉ２０ｉは原料中に含ま
れるか、前記のように結晶成長によるμｉａｃと破壊靭
性の向上を目的として添加されるが、ＳｉＯ２は０．０
３ｗｔ％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ＳｉＯ□と同様０．１０ｗｔ
％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μｉａ
ｃの値は大きくなり、又０．０５ｗｔ％でに１ｃ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、かえってに１ｏとＦの値は低下し、本発明
では添加量は０．０７ｗｔ％に限定した。
ｃの値は大きくなり、又０．０５ｗｔ％でに１ｃ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、かえってに１ｏとＦの値は低下し、本発明
では添加量は０．０７ｗｔ％に限定した。
主成分であるＮｉｐ、 Ｃｕｂ、 ＺｎＯ，Ｆｅ２Ｏ，
の組成範囲は、本発明においてＭｇＯが無添加の時μｉ
ａｃは２１００〜５００の値となるが、ＮｉＯ＋Ｃｕ０
Ｏ値が１７．０＋ｓｏ１％以下、ＺｎＯの値が３０．０
〜３５．０ｍｏｌ％以上、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５５ｍｏ１％以上
、残ＺｎＯの組成領域では材料固有抵抗の値が１０６Ω
−ＣＩ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。
の組成範囲は、本発明においてＭｇＯが無添加の時μｉ
ａｃは２１００〜５００の値となるが、ＮｉＯ＋Ｃｕ０
Ｏ値が１７．０＋ｓｏ１％以下、ＺｎＯの値が３０．０
〜３５．０ｍｏｌ％以上、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５５ｍｏ１％以上
、残ＺｎＯの組成領域では材料固有抵抗の値が１０６Ω
−ＣＩ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． ０〜３５．
０ｍｏｌ％、ＣｕＯが６ｍｏ１％、ＮｉＯが１８．０ｍ
ｏｌ％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。
０ｍｏｌ％、ＣｕＯが６ｍｏ１％、ＮｉＯが１８．０ｍ
ｏｌ％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，Ｂｉ２
Ｏ３の添加による複合効果により、破断面の観察におい
てＭｇＯの添加量の添加により粒界融断を示すことから
、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
ツ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。
Ｏ３の添加による複合効果により、破断面の観察におい
てＭｇＯの添加量の添加により粒界融断を示すことから
、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
ツ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ＺｎＯ１１４，０〜３５．０ｍｏｌ
％のＮｉＯ、６．０１１０１％のＣｕＯ１及び残部Ｆｅ
２Ｏ３を含む主成分に、副成分として０．０２ｗｔ％の
５ｉ０２．０．１０ｗｔ％のＭｎ０１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０．０．０．０５．０．１０．０．２０．０
．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６
０ｍｍ Ｘ幅１７１１１１Ｘ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Ｋｌｏを第１図に、抗折力Ｆを第２図
に示し、又Ｉ ＭＨｚにおける実効比透磁率μｉａｃの
値を第３図に示す。
％のＮｉＯ、６．０１１０１％のＣｕＯ１及び残部Ｆｅ
２Ｏ３を含む主成分に、副成分として０．０２ｗｔ％の
５ｉ０２．０．１０ｗｔ％のＭｎ０１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０．０．０．０５．０．１０．０．２０．０
．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６
０ｍｍ Ｘ幅１７１１１１Ｘ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Ｋｌｏを第１図に、抗折力Ｆを第２図
に示し、又Ｉ ＭＨｚにおける実効比透磁率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
添加の時に比べてに１ｃは３５％増となり、その後減少
する値を示す。又抗折力Ｆは、ＭｇＯの添加と共に増加
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、Ｉ ＭＨｚにおける実効比透
磁率μｉａｃは、ＭｇＯ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。
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
添加の時に比べてに１ｃは３５％増となり、その後減少
する値を示す。又抗折力Ｆは、ＭｇＯの添加と共に増加
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、Ｉ ＭＨｚにおける実効比透
磁率μｉａｃは、ＭｇＯ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。
％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。
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、５０冑ｔ％
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、ＫｌｃとＦを向上する結果が得ら
れた。
主成分とした粉末に、実験の範囲である０、５０冑ｔ％
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、Ｋｌｃ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。
する。
ｖｉＬ壊靭性値Ｋ１０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Ｉｎｄｅｎｔａｔｉ
ｏｎ Ｍｉｃｒｏｆｒａｃｔｕｒｅ ： Ｉ Ｍ法（微
小圧子圧入破壊法）を用いてＫｌｃの測定を行った。
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Ｉｎｄｅｎｔａｔｉ
ｏｎ Ｍｉｃｒｏｆｒａｃｔｕｒｅ ： Ｉ Ｍ法（微
小圧子圧入破壊法）を用いてＫｌｃの測定を行った。
参考文献；新原皓−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。
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。
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。
・砿壊状態二粒界破断（界）、粒内破断（内）。
実施例−２
Ｎｉｐ、 ＣｕＯ１ＺｎＯ，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０．５０
ｗｔ％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
の粉末を長さ６０＋＋ｕａＸ幅１７ｍｍＸ厚さ５１１ｍ
１の形状にプレスし成形し、大気中に於て１０００℃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ｌ ＭＨｚにおける実効比透磁率μｉａ
ｃの値を求めた。
成分が第１表に示す組成に、ＭｇＯが０ないし０．５０
ｗｔ％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
の粉末を長さ６０＋＋ｕａＸ幅１７ｍｍＸ厚さ５１１ｍ
１の形状にプレスし成形し、大気中に於て１０００℃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ｌ ＭＨｚにおける実効比透磁率μｉａ
ｃ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Ｏ
ｌｏ、０５．０．１．０．２．０．５ｗｔ％の時の機械
特性のに＋ｃ、Ｆ及びμｉａｃの値を第２表ないし第６
表に示す。
ｌｏ、０５．０．１．０．２．０．５ｗｔ％の時の機械
特性のに＋ｃ、Ｆ及びμｉａｃの値を第２表ないし第６
表に示す。
以下余白
第２表
第３表
第４表
第６表
第５表
実施例−１、実施例−２の結果から、主成分が３０、０
〜３５．０ｍｏｌ％のＺｎＯ１１４，０〜１８． ０〜
３５．０ｍｏｌ％のＮｉＯ、３．０〜６．抛ｏ１％のＣ
ｕＯ１及び残部がＦｅ２Ｏ３で副成分に０、０２ｗｔ％
のＳｉＯ２，０，１０ｗｔ％のＭｎ０，０．０７ｗｔ％
のＢｉ２Ｏ：＋を含むＮｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材
料に、ＭｎＯ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゜２
宵ｔ％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。
〜３５．０ｍｏｌ％のＺｎＯ１１４，０〜１８． ０〜
３５．０ｍｏｌ％のＮｉＯ、３．０〜６．抛ｏ１％のＣ
ｕＯ１及び残部がＦｅ２Ｏ３で副成分に０、０２ｗｔ％
のＳｉＯ２，０，１０ｗｔ％のＭｎ０，０．０７ｗｔ％
のＢｉ２Ｏ：＋を含むＮｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材
料に、ＭｎＯ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゜２
宵ｔ％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、Ｏ，１ｗｔ％添加迄急激に上昇し
、後ｏ、 ５ｗｔ％迄ゆるやかに値が向上する。
、後ｏ、 ５ｗｔ％迄ゆるやかに値が向上する。
一方、Ｉ ＭＨｚにおける実効比透磁率の値を示すμｉ
ａｃはＭｇＯの添加により低下し、試料Ｎｏ２、試料Ｎ
ｏ３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． ０〜３５．０ｍｏｌ
％のＺｎＯ１１４，０〜１８、０ｍｏｌ％のＮｉＯ、３
．０〜８． Ｏｎ＋ｏ１％のＣｕＯ１及び残部がＦｅ２
Ｏ：＋からなる主成分の組成に副成分として０．０３ｗ
ｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＳｉＯ２，０，１０ｗ
ｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＭｎＯの夫々１種又は
２種に、０、０７ｗｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＢ
ｉ２Ｏ３、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５００
以上の値を満足する。
ａｃはＭｇＯの添加により低下し、試料Ｎｏ２、試料Ｎ
ｏ３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． ０〜３５．０ｍｏｌ
％のＺｎＯ１１４，０〜１８、０ｍｏｌ％のＮｉＯ、３
．０〜８． Ｏｎ＋ｏ１％のＣｕＯ１及び残部がＦｅ２
Ｏ：＋からなる主成分の組成に副成分として０．０３ｗ
ｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＳｉＯ２，０，１０ｗ
ｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＭｎＯの夫々１種又は
２種に、０、０７ｗｔ％以下（０ｗｔ％を含まず）のＢ
ｉ２Ｏ３、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５００
以上の値を満足する。
実施例−３
主成分においてＮｉＯが３２．５ｍｏ１％、ＣｕＯが６
．０ｍｏｌ％、ＺｎＯが１４．５ｍｏ１％、残Ｆｅ２Ｏ
：＋の組成に、副成分として５ｉ０２が０．０２ｗｔ％
、ＭｎＯが０．１ｗｔ％、Ｂｉｚ０３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６０ｍｍＸ幅１７Ｉ！罵×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時間焼結して機械特性を測定する試片とした。
．０ｍｏｌ％、ＺｎＯが１４．５ｍｏ１％、残Ｆｅ２Ｏ
：＋の組成に、副成分として５ｉ０２が０．０２ｗｔ％
、ＭｎＯが０．１ｗｔ％、Ｂｉｚ０３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６０ｍｍＸ幅１７Ｉ！罵×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時間焼結して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Ｉ ＭＨｚに
おける実効比透磁率μｉａｃの値を求めた。
ＫＩＣと、抗折力Ｆを、又磁気特性としてＩ ＭＨｚ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。
第７表
特に焼結温度１０５０℃２時間において、μｉａｃの値
は７４０、Ｋｌｃは１．７７ＭＮ／ｍ””’、Ｆは１７
．２Ｋｇ／ａｍ２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。
は７４０、Ｋｌｃは１．７７ＭＮ／ｍ””’、Ｆは１７
．２Ｋｇ／ａｍ２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。
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。
ハ０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Ｍｇ
Ｏ１０、０３ｗｔ％以下の５ｔＯ２，０，１０ｗｔ％以
下のＭｎ０１及び０．０７ｗｔ％以下のＢｉ２Ｏ３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。又本発明によるＮｉ
−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料は、ビスコア等機械加工
を必要とする他のコア材にも使用出来、従って新規なＮ
ｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料を提供することが出来
るようになった。
系酸化物磁性材料の主成分に０．５０ｗｔ％以下のＭｇ
Ｏ１０、０３ｗｔ％以下の５ｔＯ２，０，１０ｗｔ％以
下のＭｎ０１及び０．０７ｗｔ％以下のＢｉ２Ｏ３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。又本発明によるＮｉ
−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料は、ビスコア等機械加工
を必要とする他のコア材にも使用出来、従って新規なＮ
ｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料を提供することが出来
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ＫＩ、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。
性値ＫＩ、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)
- １．３０．０〜３５．０ｍｏｌ％の酸化亜鉛ＺｎＯ、１
４．０〜１８．０ｍｏｌ％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Ｆｅ＿２Ｏ＿３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Ｂｉ＿２Ｏ＿３、及び０．５０ｗｔ
％以下（０．０ｗｔ％を含まず）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材料強度を有す
るＮｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系酸化物磁性材料。 - ２．請求項１記載の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Ｎｉ−Ｃ
ｕ−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 true JPH02137767A (ja) | 1990-05-28 |
| JP2662810B2 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) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5711893A (en) * | 1995-05-31 | 1998-01-27 | Samsung Corning Co., Ltd. | Ni-Cu-Zn ferrite |
| WO2024125042A1 (zh) * | 2022-12-13 | 2024-06-20 | 横店集团东磁股份有限公司 | 镍镁锌铜铁氧体及其制备方法和应用 |
Citations (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
Patent Citations (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 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US5711893A (en) * | 1995-05-31 | 1998-01-27 | Samsung Corning Co., Ltd. | Ni-Cu-Zn ferrite |
| WO2024125042A1 (zh) * | 2022-12-13 | 2024-06-20 | 横店集团东磁股份有限公司 | 镍镁锌铜铁氧体及其制备方法和应用 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2662810B2 (ja) | 1997-10-15 |
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|---|---|---|---|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |