WO2005073147A1 - フェライト焼結体の製造方法 - Google Patents

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WO2005073147A1
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sintered body
pulverizing
producing
ferrite sintered
heat treatment
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PCT/JP2005/000508
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Yoshihiko Minachi
Junichi Nagaoka
Taku Murase
Noboru Ito
Syunsuke Kurasawa
Hidenobu Umeda
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Tdk Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a method for manufacturing a ferrite sintered body, and more particularly to a method for manufacturing a W-type sintered body that can obtain high magnetic properties.
  • Patent Literature 1 discloses that n having a composition formula of SrO '2 (FeO) -n (FeO)
  • W-shaped ferrite can be easily and inexpensively provided by pulverizing into a magnetic field and sintering in a non-oxidizing atmosphere in a magnetic field.
  • Patent Document 1 discloses that if the average particle size of the finely pulverized powder before molding exceeds 0.06 ⁇ m, the coercive force decreases, and if the average particle size becomes too small, the residual magnetic flux density decreases. It is disclosed. Therefore, Patent Document 1 proposes that the average particle size of the finely pulverized powder before molding is preferably 0.04 to 0.06 m. It is disclosed that a ball mill and an attritor are suitable for the pulverization.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Application Laid-Open No. 9-260124
  • the average particle size of the finely pulverized powder be in the range of 0.04 to 0.6 ⁇ m, although it is preferable from the viewpoint of magnetic properties, Inconvenience was observed in the process.
  • the average particle size is in the range of 0.04-0.06 m, the particles are too fine, and when wet molding is performed in a magnetic field, water leakage is poor, and molding cannot be performed, or the molded product is cracked. It was found that a problem of cracking occurred.
  • the average particle size can be controlled to the above-mentioned range of 0.04 to 0.06 m. Particles are generated In this case, poor drainage due to wet molding becomes remarkable.
  • the present invention has been made based on such technical problems, and a method for producing a W-shaped ferrite having high magnetic properties by reducing molding defects during wet molding caused by particles being too fine.
  • the purpose is to provide.
  • the present inventors have found that ultrafine particles having a particle size of, for example, 0.04 ⁇ m or less, which are generated by pulverization, are reacted with fine particles having a particle size of more than 0.04 m to obtain ultrafine particles. It was considered that the ultrafine particles were eliminated by growing the fine particles or the amount of the ultrafine particles was reduced.
  • the reaction between the ultrafine particles and the like can be realized by performing a heat treatment for maintaining the finely pulverized powder at a predetermined temperature.
  • W-type ferrite it is necessary to maintain Fe 2+ generated by calcination even after the heat treatment.
  • the present invention provides a method for producing a ferrite sintered body having a main composition represented by the following formula (1): a calcining step of obtaining a calcined body from a raw material composition; and grinding the calcined body to a predetermined particle size.
  • a first pulverization step a heat treatment step of holding the fine powder obtained in the first pulverization step in an atmosphere having an oxygen concentration of 10 vol% or less within a predetermined temperature range for a predetermined time, and A second pulverizing step of pulverizing to a particle size, a step of wet forming the fine powder having undergone the second pulverizing step in a magnetic field, and a firing step of firing the compact obtained by wet molding.
  • the W-type ferrite sintered body obtained according to the present invention is not limited to a single-phase W phase, but also includes a phase containing 50% or more of a W phase in a molar ratio.
  • the heat treatment step it is preferable to maintain the temperature in a range of 600 to 1200 ° C for a predetermined time.
  • the grinding conditions shall be less than those in the first grinding step. Is preferred.
  • the fine powder that has passed through the first pulverizing step and the fine powder that has passed through the second pulverizing step have an average particle diameter of 0.08-0.8 m.
  • This average particle size is more preferably 0.1-0.2 m.
  • a carbon-containing composition for example, carbon powder, after the calcination step and before the second pulverization step.
  • the gist of the present invention is to grow ultrafine powder without losing Fe2 + generated in the calcining step.
  • the present invention includes a first pulverization step of pulverizing the calcined body containing Fe 2+ and Fe 3+ in the pulverized powder having an average particle size of 0. 08-0. 8 m, the Fe 2+ and Fe 3+ A particle growth step in which particles are grown while reacting some of the particles constituting the pulverized powder while maintaining the pulverized powder, and a second pulverization in which the pulverized powder that has passed through the particle growth step is pulverized to an average particle size of 0.08-0.8. And a pulverizing step.
  • the grain growth step in the present invention be performed in a non-oxidizing atmosphere in order to maintain Fe 2+ and Fe 3+ .
  • the present invention is directed to a ferrite sintered body, particularly a W-shaped ferrite sintered body.
  • a ferrite sintered body particularly a W-shaped ferrite sintered body.
  • known compositions can be widely applied, but it is preferable to have a main composition represented by the following formula (1).
  • A is preferably at least one of Sr, Ba and Pb.
  • a and b each represent a molar ratio.
  • a indicating the proportion of Fe 2+ is set to 1.5 ⁇ a ⁇ 2.1.
  • the saturation magnetic phase (4 ⁇ Is) is lower than that of the W phase, and the M phase and FeO (hematite) phase are formed.
  • a + b indicating the ratio of Fe 2+ and Fe 3+ is in the range of 14 ⁇ a + b ⁇ 18.5. If the a + b force is less than S14, a spinel phase is generated and the coercive force (HcJ) decreases. On the other hand, when a + b exceeds 18.5, an M phase and FeO (hematite) phase are formed, and the saturation magnetization (4 ⁇ Is) decreases.
  • a + b is in the range of 14 ⁇ a + b ⁇ 18.5.
  • the preferred range of a + b is 14
  • ⁇ a + b ⁇ 18 more preferred range is 14 ⁇ a + b ⁇ 17.
  • composition of the ferrite sintered body can be measured by fluorescent X-ray quantitative analysis or the like. Further, the present invention does not exclude the content of elements other than element A (at least one element selected from Sr, Ba and Pb) and Fe.
  • the ferrite sintered body according to the present invention can be produced through a compounding step, a calcining step, a coarse pulverizing step, a fine pulverizing step, a molding step in a magnetic field, and a firing step.
  • the pulverizing step of the present invention is characterized in that the pulverizing step is divided into a first pulverizing step and a second pulverizing step, and a heat treatment step is performed between the first pulverizing step and the second pulverizing step.
  • a heat treatment step is performed between the first pulverizing step and the second pulverizing step.
  • the raw material powder After weighing each raw material, mix and pulverize it for about 13 hours using a wet attritor.
  • the raw material powder an oxide or a compound which becomes an oxidized product by sintering can be used.
  • SrCO powder, BaCo powder and Fe 2 O 3 (hematite) powder will be described.
  • the element A can be added as an oxidizing agent in addition to the form in which it is added as a carbonate.
  • Fe can be added as a compound other than Fe 2 O.
  • the mixed powder obtained in the compounding process is calcined at 1100-1350 ° C. This calcined nitrogen
  • a non-oxidizing atmosphere such as gas or argon gas
  • the calcined body is generally in the form of granules, it is preferable to coarsely pulverize the calcined body.
  • coarse pulverization process pulverize using a vibration mill or the like until the average particle size becomes 0.5-10 / z m
  • the coarsely pulverized powder is wet- or dry-pulverized by an attritor, a ball mill, a jet mill, or the like, and has an average particle diameter of 0.08-0., Preferably 0.1-10. More preferably, it is pulverized at 0.1-0.2 m.
  • This first pulverization step is performed for the purpose of eliminating coarse powder and further refining the structure after sintering to improve magnetic properties. It is preferably in the range of 20-25 m 2 Zg.
  • the finely pulverized powder obtained in the first finely pulverizing step contains ultrafine particles having a particle size of 0.05 m or less.
  • the moldability is adversely affected as described later.
  • the specific surface area (according to the BET method) is in the range of 20 to 25 m 2 Zg, ultrafine particles are present in an amount that affects the formability.
  • the treatment may be performed for 60 to 100 hours per 200 g of the coarsely pulverized powder.
  • powder such as CaCO and SiO or further powder such as SrCO, BaCO, Al O, Cr O, etc. should be added to improve coercive force and adjust crystal grain size.
  • the first fine pulverization step generates many ultrafine particles of 0.05 m or less, but the presence of the ultrafine particles may cause problems in the subsequent molding step in a magnetic field. For example, if there is a large amount of ultra-fine powder during wet molding, there is a problem that molding cannot be performed due to poor drainage. Therefore, this implementation
  • heat treatment is performed prior to the forming step in a magnetic field.
  • this heat treatment involves the generation of ultrafine particles having a particle size of 0.05 ⁇ m or less, or of ultrafine particles having a particle size of at least 0.055 ⁇ m (for example, a particle size of 0.08- (0.8 m particles) to eliminate or reduce ultra-fine particles.
  • the finely ground powder in a temperature range of 600 to 1200 ° C. If the temperature is lower than 600 ° C, the reaction between the particles does not sufficiently proceed, and if the temperature is higher than 1200 ° C, the reaction between the particles becomes remarkable and the particles grow more than necessary.
  • the preferred holding temperature is 700-1000 ° C.
  • the holding time may be appropriately selected from the range of 1 second to 100 hours, but a preferable holding time is 1 second to 10 hours, and a more preferable holding time is 1 second to 5 hours.
  • the heat treatment atmosphere at this time is a non-oxidizing atmosphere in order to prevent Fe 2+ generated by calcination from becoming Fe 3+ by oxidation.
  • the non-oxidizing atmosphere in the present invention includes an inert gas atmosphere such as a nitrogen gas and an Ar gas. Further, the non-oxidizing atmosphere of the present invention allows the oxygen content of lOvol% or less. With this level of oxygen content, Fe 2+ oxidation is negligible in maintaining the above temperature!
  • the oxygen content of the heat treatment atmosphere is preferably lvol% or less, more preferably 0.1vol% or less.
  • the heat-treated finely pulverized powder is wet- or dry-pulverized by an attritor, a ball mill, a jet mill, or the like, to 0.8 ⁇ m or less, preferably 0.1-0. Preferably, it is pulverized at 0.1-0.2 m.
  • This second pulverization step is performed for the purpose of adjusting the particle size, removing necking, and improving the dispersibility of additives, and has a specific surface area (by the BET method) of 10 to 20 m 2 Zg, and more preferably 10 to 15 m It is preferably in the range of 2 / g.
  • the specific surface area is adjusted to this range, even if ultrafine particles are present, the amount thereof is small and does not adversely affect the formability.
  • the first pulverizing step, the heat treatment step and the second pulverizing step it is possible to satisfy the requirement that the formability is not adversely affected and the structure after sintering is refined. .
  • the treatment when wet pulverizing with a ball mill, the treatment may be performed for 10 to 40 hours per 200 g of finely pulverized powder.
  • the second milling process is comparable to the first milling process.
  • the second milling step is usually carried out in the first milling step because the ultrafine powder will be generated again under the conditions and the desired particle size has already been almost obtained in the first milling step. It is assumed that the crushing conditions are reduced compared to the fine crushing process of 1.
  • whether or not the force for reducing the grinding conditions may be determined not only based on the grinding time but also based on the mechanical energy input during the grinding.
  • a powder such as CaCO and SiO, or Al 2 O or Cr 2 O may be added before the second pulverization step.
  • Carbon powder exhibiting a reducing effect in the firing step can be added prior to the second pulverizing step.
  • the addition of carbon powder is effective in producing W-type ferrite in a state close to a single phase (or a single phase).
  • the addition amount of carbon powder (hereinafter referred to as “carbon amount”) is in the range of 0.05-0.7 wt% based on the raw material powder. By setting the amount of carbon within this range, the effect of the carbon powder as a reducing agent in the firing step described later can be sufficiently enjoyed, and the saturation magnetization ( ⁇ s ) Can be obtained.
  • the preferred amount of carbon is 0.1-0.6 wt%, and the more preferred amount of carbon is 0.1-0.6 wt%.
  • the carbon powder to be added a known substance such as carbon black can be used.
  • a polyhydric alcohol represented by the general formula C (OH) H in order to suppress the added carbon powder from biasing in the molded body.
  • the number of carbons n is 4 or more.
  • the carbon number n is 3 or less, the effect of suppressing segregation of the carbon powder becomes insufficient.
  • the preferred value of carbon number n is 4-1100, more preferably 4-130, even more preferably 4-120, and even more preferably 412.
  • two or more polyhydric alcohols may be used in combination.
  • other known dispersants may be further used.
  • the above-mentioned general formula is a formula in a case where all the skeletons are chain-type and include unsaturated bonds! /, Na! /.
  • the number of hydroxyl groups and hydrogen in the polyhydric alcohol may be slightly smaller than the number represented by the general formula. In the above general formula, not only a saturated bond but also an unsaturated bond may be contained. Further, the basic skeleton may be a chain type or a cyclic type, but is preferably a chain type. If the number of hydroxyl groups is 50% or more of the number n of carbon atoms, the effect of the present invention is realized.
  • the amount of the polyhydric alcohol added is 0.05 to 5. Owt%, preferably 0.1 to 3. Owt%, and more preferably 0.3 to 2. Owt% based on the powder to be added. And it is sufficient. Most of the added polyhydric alcohol is decomposed and removed in the heat treatment step of the compact after the compacting step in a magnetic field. Polyhydric alcohol remaining without being decomposed and removed in the heat treatment step of the molded article is also decomposed and removed in the subsequent baking step.
  • the molding step in a magnetic field can be carried out even when dry molding or wet molding is performed, but it is preferable to carry out wet molding in order to increase the degree of magnetic orientation. Therefore, in the following, the preparation of the slurry for wet molding will be described, and then the subsequent molding step in a magnetic field will be described.
  • the second fine pulverizing step is performed by a wet method, and the obtained slurry is concentrated to prepare a slurry for wet molding. Concentration may be performed by centrifugation, a filter press, or the like. At this time, the ferrite magnet powder preferably accounts for 30 to 80% by weight of the slurry for wet compaction. It is preferable to add a surfactant such as dalconic acid (salt) and sorbitol to water as a dispersion medium.
  • a surfactant such as dalconic acid (salt) and sorbitol
  • molding in a magnetic field is performed using a slurry for wet molding.
  • the molding pressure may be about 0.1-0.5 tonZcm 2 and the applied magnetic field may be about 5-15 kOe.
  • the dispersion medium is not limited to water, and may be a non-aqueous dispersion medium.
  • a non-aqueous dispersion medium an organic solvent such as toluene-xylene can be used.
  • a surfactant such as oleic acid.
  • the formed body is 1100-1270. C, more preferably 1160-1240. Bake at a temperature of C for 0.5-3 hours. The firing is performed in a non-oxidizing atmosphere for the same reason as in the calcining step. In this step, the carbon powder added prior to the second pulverization step disappears.
  • the W-type ferrite sintered body of the present invention can be obtained. According to this W-shaped ferrite sintered body, it is possible to obtain a residual magnetic flux density (Br) of 4500G or more, and even 4600G or more. In addition, the coercive force (H cj) can be obtained.
  • the pulverization is performed separately in the first pulverization step and the second pulverization step, and the heat treatment step is performed between the first pulverization step and the second pulverization step.
  • Fe O powder primary particle diameter: 0.3 m
  • SrCO powder primary particle
  • the test was performed under the condition of holding for 1 hour in two atmospheres.
  • the heating and holding temperature was 1300 ° C, and the rate of temperature rise to and from the heating and holding temperature was 5 ° CZ.
  • the next pulverization was performed in two stages by a ball mill.
  • the pulverized powder is placed in an N gas atmosphere at 700, 800, 900 and 1000
  • the heat treatment was performed at 2 ° C for 10 minutes (0.167 hours), 1 hour and 6 hours.
  • the rate of temperature rise to the heating holding temperature and the rate of temperature drop of the heating holding temperature were 5 ° CZ minutes.
  • a second fine pulverization was performed by wet pulverization using a ball mill to obtain a slurry for wet molding.
  • the conditions of the second pulverization were adjusted so that the specific surface area (by the BET method) of the finely pulverized powder after the second pulverization was in the range of 13 to 14 m 2 Zg.
  • the first pulverized powder and the finely pulverized powder subjected to the heat treatment are subjected to SiO powder (primary particle diameter: 0.0).
  • the slurry obtained by performing the second pulverization was concentrated by a centrifugal separator, and was molded in a magnetic field using the concentrated slurry for wet molding.
  • the applied magnetic field (longitudinal magnetic field) was 12 kOe (100 OkAZm), and the compact was a cylindrical shape with a diameter of 30 mm and a height of 15 mm. No problems occurred in any of the moldings.
  • the molded body was heat-treated in the air at 300 ° C. for 3 hours, and then fired in nitrogen at a heating rate of 5 ° C. for 1 hour at a maximum temperature of 1190 ° C. to obtain a sintered body.
  • the composition analysis was performed using a fluorescent X-ray quantitative analyzer SIMULTIX3550 manufactured by Rigaku Denki Co., Ltd.
  • HkZHcJ was measured.
  • the coercive force (HcJ) and residual magnetic flux density (Br) were evaluated using a B-H tracer with a maximum applied magnetic field of 25 kOe after the upper and lower surfaces of the obtained sintered body were cut.
  • Hk is the external magnetic field strength when the magnetic flux density becomes 90% of the residual magnetic flux density (Br) in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop. If Hk is low, a high maximum energy product cannot be obtained.
  • HkZHcJ is an index of the magnet performance, and represents the degree of squareness 1 in the second quadrant of the magnetic hysteresis loop.
  • FIG. 1 shows the results.
  • FIG. 1 shows a sintered body obtained in the same manner as above except that the fine pulverization step is not divided into the first and second pulverization steps, and the heat treatment between the first and second fine pulverization is performed in the air.
  • the results obtained by measuring the sintered body obtained in the same manner as described above except that the measurement was performed in the medium (oxygen concentration: 20 vol%) are also shown.
  • the reason why the average particle diameters are different is that the pulverization time in No. 2-14 in the first pulverization is longer.
  • the coercive force (HcJ) is less than 3000 Oe unless heat treatment is performed between the first pulverization and the second pulverization. This is because when the heat treatment is not performed between the first and second pulverization, the specific surface area (by the BET method) of the powder after the second pulverization is equivalent to that of the heat-treated powder. However, this is because the average particle size is large.
  • the atmosphere of the heat treatment is air ( When the oxygen content is 20 vol%), the coercive force (HcJ) and the squareness ratio (HkZHcJ) are significantly lower than in the case where no heat treatment is performed between the first and second pulverization. I understand. This is because Fe 2+ was oxidized to Fe 3+ by the heat treatment, and the existence ratio of the W phase contained in the sintered body was reduced.
  • the phase states of some of the above sintered bodies were identified using an X-ray diffractometer.
  • the results shown in Fig. 1 show that the sintered body obtained by heat treatment in the force atmosphere has a lower W phase abundance ratio than other sintered bodies.
  • the X-ray diffraction conditions are as follows.
  • the molar ratio in the present embodiment was calculated by mixing powder samples of W-type ferrite, M-type ferrite, hematite, and spinel at a predetermined ratio, and performing comparative calculation from their X-ray diffraction intensities.
  • a sintered body was produced under the same conditions as in Sample No. 8 except that the oxygen concentration during the heat treatment was set as shown in FIG. 2 (Sample Nos. 15 to 20).
  • the oxygen concentration during the heat treatment was varied by mixing atmospheric gas and nitrogen gas.
  • the coercive force (HcJ), residual magnetic flux density (Br) and squareness ratio (HkZHcJ) of the obtained sintered body were measured under the same conditions as in Example 1, and each sintered body was measured using an X-ray diffractometer.
  • the phase state of the body was identified.
  • Figure 2 shows the results.
  • Fig. 2 also shows the magnetic properties and W-phase molar ratio of Sample No. 2 (oxygen concentration during heat treatment: 20 vol%) that was heat-treated in air.
  • a sintered body was produced under the same conditions as in Example 1 except that the mixing ratio of the raw material powders was changed.
  • the composition of the obtained sintered body was as follows.
  • Composition X
  • FIG. 1 is a chart showing a relationship between heat treatment conditions and magnetic properties of a sintered body produced in Example 1.
  • FIG. 2 is a chart showing the relationship between the oxygen concentration and the magnetic properties during heat treatment of the sintered body produced in Example 2.
  • Fig. 3 is a chart showing the relationship between heat treatment conditions and magnetic properties of the sintered body produced in Example 3.

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Abstract

　湿式成形時の成形不良を低減することにより、磁気特性の高いＷ型フェライトを製造する方法を提供する。 　下記式（１）の主組成を有するフェライト焼結体の製造方法であって、原料組成物から仮焼き体を得る仮焼き工程と、仮焼き体を所定粒度まで粉砕する第１の粉砕工程と、第１の粉砕工程により得られた微粉末を、酸素濃度が１０ｖｏｌ％以下の雰囲気において所定温度範囲で所定時間保持する熱処理工程と、熱処理工程を経た微粉末を所定粒度まで粉砕する第２の粉砕工程と、第２の粉砕工程を経た微粉末を磁場中で湿式成形する工程と、湿式成形で得られた成形体を焼成する焼成工程と、を備えるようにした。 　ＡＦｅ2+ aＦｅ3+ bＯ27・・・式（１） （ただし、１．５≦ａ≦２．１、１４≦ａ＋ｂ≦１８．５である。また、Ａは、Ｓｒ、Ｂａ及びＰｂから選択される少なくとも１種の元素）                                                                               

Description

明 細 書
フェライト焼結体の製造方法
技術分野
[0001] 本発明は、フェライト焼結体の製造方法に関し、特に高い磁気特性を得ることがで きる W型フ ライト焼結体の製造方法に関するものである。
背景技術
[0002] M型フェライト磁石を凌駕する磁気特性を示す可能性をもつ W型フェライト磁石が 注目されている。例えば、特許文献 1には、組成式が SrO' 2 (FeO) -n(Fe O )の n
2 3 を 7· 2-7. 7となるように SrCOと Fe Oを混合した原料粉末に C (カーボン）を添カロ
3 2 3
、仮焼き後に CaO、 SiO、 C (カーボン）をそれぞれ添カ卩し、平均粒径 0. 06 μ m以下
2
に粉砕して磁場中で成形、非酸ィ匕性雰囲気で焼結することにより、 W型フェライトを 容易にかつ安価に提供できることが開示されて 、る。
[0003] 特許文献 1には、成形前の微粉砕粉末の平均粒径が 0. 06 μ mを超えると保磁力 が低下し、逆に平均粒径が小さくなりすぎると残留磁束密度が低下することが開示さ れている。そのため特許文献 1は、成形前の微粉砕粉末の平均粒径は 0. 04-0. 0 6 mであることが好ましいことを提案している。なお、この微粉砕にはボールミル、ァ トライタが適して 、ることが開示されて 、る。
[0004] 特許文献 1：特開平 9 260124号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0005] 本発明者等の検討によれば、微粉砕粉末の平均粒径が 0. 04-0. 06 μ mの範囲 とすることは、磁気特性の観点力もすると好ましいことではあるものの、製造工程上で 不都合が観察された。つまり、平均粒径が 0. 04-0. 06 mという範囲は粒子が微 細すぎて、磁場中成形を湿式で行う場合に水抜けが悪くなり、成形ができない、ある いは成形体にひび、割れが生じるという問題が発生することが判明した。また、ボー ルミル、アトライタを用いて微粉砕を行うと、その平均粒径を上述の 0. 04-0. 06 mの範囲に制御することはできる力 現実には 0. 04 m未満の粒径の粒子が生成 されてしまい、湿式成形による水抜け不良が顕著となる。
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、粒子が微細すぎるた めに生ずる湿式成形時の成形不良を低減することにより、磁気特性の高い W型フエ ライトを製造する方法を提供することを目的とする。
課題を解決するための手段
[0006] 本発明者らは、微粉砕によって生じる例えば 0. 04 μ m以下の粒径の超微粒子同 士又は超微粒子と 0. 04 mを超える粒径の微粒子とを反応させることにより、超微 粒子を成長させることにより超微粒子を消失させるか又は超微粒子の量を低減するこ とを考えた。超微粒子同士等の反応は、微粉砕された粉末を所定温度で保持する熱 処理を行うことにより実現することができる。ただし、 W型フェライトの場合に注意を要 するのは、当該熱処理を経ても仮焼きで生成させた Fe2+を維持させる必要があること である。つまり、当該熱処理を酸ィ匕性雰囲気で行うと Fe2+が消失又は減少してしまい 、得られる W型フェライト焼結体の磁気特性は劣ることになる。そこで本発明は、下記 式（1)の主組成を有するフェライト焼結体の製造方法であって、原料組成物から仮焼 き体を得る仮焼き工程と、仮焼き体を所定粒度まで粉砕する第 1の粉砕工程と、第 1 の粉砕工程により得られた微粉末を、酸素濃度が 10vol%以下の雰囲気において所 定温度範囲で所定時間保持する熱処理工程と、熱処理工程を経た微粉末を所定粒 度まで粉砕する第 2の粉砕工程と、第 2の粉砕工程を経た微粉末を磁場中で湿式成 形する工程と、湿式成形で得られた成形体を焼成する焼成工程と、を備えることを特 徴とするフェライト焼結体の製造方法である。
AFe2+ Fe3+ 0 · · ·式（1)
a b 27
H 1. 5≤a≤2. 1、 14≤a+b≤18. 5である。また、 Αίま、 Sr、 Ba及び Pb力ら 選択される少なくとも 1種の元素）
なお、本発明により得られる W型フェライト焼結体は、 W相の単相からなる場合に限ら ず、モル比で W相を 50%以上含有するものも包含する。
[0007] 上記熱処理工程においては、 600— 1200°Cの範囲で所定時間保持することが好 ましい。
また、第 2の粉砕工程は、第 1の粉砕工程よりも粉砕条件が軽減されたものとするこ とが好ましい。
さらに本発明において、第 1の粉砕工程を経た微粉末及び第2の粉砕工程を経た 微粉末は、その平均粒径が 0. 08-0. 8 mであることが好ましい。この平均粒径は 、0. 1-0. 2 mであることがより好ましい。
本発明にお 、て、仮焼き工程を実施した後から前記第 2の粉砕工程を実施する前 に、炭素含有組成物、例えばカーボン粉末を添加することが好ましい。
[0008] 本発明は、前述したように、仮焼き工程により生成された Fe2+を消失させないで超 微粉を成長させることを要旨とするものである。したがって本発明は、 Fe2+及び Fe3+を 含む仮焼き体を平均粒径 0. 08-0. 8 mの粉砕粉末に粉砕する第 1の粉砕工程と 、Fe2+及び Fe3+を維持しつつ粉砕粉末を構成する一部の粒子同士を反応させて粒 子を成長させる粒子成長工程と、粒子成長工程を経た粉砕粉末を平均粒径 0. 08— 0. 8 に粉砕する第 2の粉砕工程と、を備えることを特徴とするフェライト焼結体の 製造方法を提供する。
本発明における粒子成長工程は、 Fe2+及び Fe3+を維持するために非酸化性雰囲 気にて行なうことが望まれる。
発明の効果
[0009] 本発明によれば、湿式成形時の成形不良を低減しかつ磁気特性の高!ヽ W型フェラ イトを製造することができる。
発明を実施するための最良の形態
[0010] 以下、実施の形態に基づいてこの発明を詳細に説明する。
<組成>
本発明はフェライト焼結体、特に W型フェライト焼結体を対象とする。この焼結体の 組成としては、公知の組成を広く適用することができるが、下記式（1)の主組成を有 することが好ましい。
AFe2+ Fe3+ 0 · · ·式（1)
a b 27
ただ、し、 1. 5≤a≤2. 1、 14≤a+b≤18. 5である。また、 Aとしては、 Sr、 Ba及び Pbの少なくとも 1種が好ましい。なお、上記式（1)において a及び bはそれぞれモル比 を表す。 [0011] 上記式（1)において、 Fe2+の割合を示す aは、 1. 5≤a≤2. 1とする。 aが 1. 5未満 になると、 W相よりも飽和磁ィ匕 (4 π Is)が低 、M相、 Fe O (へマタイト）相が生成して
2 3
、飽和磁ィ匕 (4 π Is)が低下してしまう。一方、 aが 2. 1を超えると、スピネル相が生成し て、保磁力（HcJ)が低下してしまう。よって、 aを 1. 5≤a≤2. 1の範囲とする。 aの好 ましい範囲は 1. 6≤a≤2. 1、より好ましい範囲は 1. 6≤a≤2. 0である。
また、 Fe2+及び Fe3+の割合を示す a + bは、 14≤a + b≤18. 5の範囲とする。 a + b 力 S 14未満になると、スピネル相が生成して保磁力（HcJ)が低下する。一方、 a + bが 1 8. 5を超えると、 M相、 Fe O (へマタイト）相が生成して、飽和磁化（4 π Is)が低下し
2 3
てしまう。よって、 a + bを 14≤a + b≤18. 5の範囲とする。 a + bの好ましい範囲は 14
≤a + b≤18,より好ましい範囲は 14≤a + b≤17である。
[0012] フェライト焼結体の組成は、蛍光 X線定量分析などにより測定することができる。ま た、本発明は、 A元素（Sr、 Ba及び Pbから選択される少なくとも 1種の元素）、 Fe以 外の元素の含有を排除するものではな 、。
[0013] 本発明によるフェライト焼結体は、配合工程、仮焼き工程、粗粉砕工程、微粉砕ェ 程、磁場中成形工程、及び焼成工程を経ることにより製造することができる。
ここで、微粉砕工程は、第 1の微粉砕工程と第 2の微粉砕工程に分かれ、かつ第 1 の微粉砕工程と第 2の微粉砕工程の間に熱処理工程を行う点に本発明の特徴があ る。
以下、各工程について説明する。
[0014] <配合工程 >
各原料を秤量後、湿式アトライタ等で 1一 3時間程度混合、粉砕処理する。原料粉 末としては酸化物、または焼結により酸ィ匕物となる化合物を用いることができる。なお 、ここでは SrCO粉末、 BaCo粉末及び Fe O (へマタイト）粉末を用いる例を説明す
3 3 2 3
る力 A元素は炭酸塩として添加する形態のほかに酸ィ匕物として添加することもでき る。 Feについても同様で Fe O以外の化合物として添加することもできる。さらに、 A
2 3
元素と Feを含む化合物を用いることも可能である。
[0015] <仮焼き工程 >
配合工程で得られた混合粉末を 1100— 1350°Cで仮焼きする。この仮焼きを窒素 ガスやアルゴンガスなどの非酸ィ匕性雰囲気中で行うことにより、 Fe O粉末中の Fe3+
2 3
が還元されて Fe2+が生成して W型フェライトが構成される。この段階で Fe2+の量を十 分に確保できなければ、 W相の他に M相または H相が存在することになる。なお、 W 相単相のフェライトを得るためには、酸素分圧を調整することが有効である。酸素分 圧を下げると、 Fe3+が還元されて Fe2+が生成するからである。
[0016] く粗粉砕工程 >
仮焼き体は一般に顆粒状なので、これを解砕するために粗粉砕することが好ま ヽ 。粗粉砕工程では、振動ミル等により平均粒径が 0. 5— 10 /z mになるまで粉砕する
[0017] く第 1の微粉砕工程 >
第 1の微粉砕工程では粗粉砕粉末をアトライタやボールミル、或 、はジェットミルな どによって、湿式或いは乾式粉砕して平均粒径で 0. 08-0. 、好ましくは 0. 1 一 0. 、より好ましくは 0. 1-0. 2 m〖こ粉砕する。この第 1の微粉砕工程は、 粗粉をなくすこと、さらには磁気特性向上のために焼結後の組織を微細にすることを 目的として行うものであり、比表面積 (BET法による）としては 20— 25m2Zgの範囲と するのが好ましい。ここで、第 1の微粉砕工程で得られた微粉砕粉末には、粒径が 0 . 05 m以下の超微粒子が含まれる。この超微粒子の量が多くなると、後述するよう に成形性に悪影響を与える。比表面積 (BET法による）が 20— 25m2Zgの範囲にあ ると、成形性に影響を与える程度の量の超微粒子が存在する。
粉砕方法にもよるが、粗粉砕粉末をボールミルで湿式粉砕する場合には、粗粉砕 粉末 200gあたり 60— 100時間処理すればよい。
なお、保磁力の向上や結晶粒径の調整のために、第 1の微粉砕工程に先立って C aCOと SiO、或いはさらに SrCO、 BaCO、 Al O、 Cr O等の粉末を添カ卩すること
3 2 3 3 2 3 2 3
ができる。
[0018] <熱処理工程 >
第 1の微粉砕工程により 0. 05 m以下の超微粒子が多く生じるが、超微粒子が存 在すると後続の磁場中成形工程で不具合が生じることがある。例えば、湿式成形時 に超微粉が多いと水抜けが悪く成形できない等の不具合が生じる。そこで、本実施 の形態では磁場中成形工程に先立ち熱処理を行う。つまり、この熱処理は、第 1の微 粉砕工程で生じた粒径が 0. 05 μ m以下の超微粒子同士又は超微粒子と超微粒子 以上の粒径を有する微粒子（例えば、粒径 0. 08-0. 8 mの粒子）と反応させて超 微粒子を消失又は減少させることを目的として行うものである。
熱処理工程では、微粉砕粉末を 600— 1200°Cの温度範囲に保持することが好ま しい。 600°C未満では粒子同士の反応が十分に進行せず、また 1200°Cを超えると 粒子同士の反応が顕著となり必要以上に粒子の成長が生じてしまうからである。好ま しい保持温度は 700— 1000°Cである。また、保持時間は 1秒一 100時間の範囲から 適宜選択すればよいが、好ましい保持時間は 1秒一 10時間、より好ましい保持時間 は 1秒一 5時間である。
このときの熱処理雰囲気は、仮焼きで生成した Fe2+が酸ィ匕により Fe3+となることを避 けるために、非酸化性雰囲気とする。本発明における非酸化性雰囲気とは、窒素ガ ス、 Arガス等の不活性ガス雰囲気を含む。また本発明の非酸ィ匕性雰囲気は、 lOvol %以下の酸素の含有を許容する。この程度の酸素の含有であれば、上記温度での 保持にお!、て Fe2+の酸ィ匕は無視できる程度である。熱処理雰囲気の酸素含有量は、 lvol%以下、さらには 0. lvol%以下であることが望ましい。
く第 2の微粉砕工程 >
続く第 2の微粉砕工程では熱処理された微粉砕粉末をアトライタやボールミル、或 いはジェットミルなどによって、湿式或いは乾式粉砕して 0. 8 μ m以下、好ましくは 0 . 1-0. 、より好ましくは 0. 1-0. 2 m〖こ粉砕する。この第 2の微粉砕工程は 、粒度調整やネッキングの除去、添加物の分散性向上を目的として行うものであり、 比表面積（BET法による）としては 10— 20m2Zg、さらには 10— 15m2/gの範囲と するのが好ましい。この範囲に比表面積が調整されると、超微粒子が存在していたと してもその量は少なぐ成形性に悪影響を与えない。つまり、第 1の微粉砕工程、熱 処理工程及び第 2の微粉砕工程を経ることにより、成形性に悪影響を与えることなぐ かつ焼結後の組織を微細化するという要求を満足することができる。
粉砕方法にもよるが、ボールミルで湿式粉砕する場合には、微粉砕粉末 200gあた り 10— 40時間処理すればよい。第 2の微粉砕工程を第 1の微粉砕工程と同程度の 条件で行うと超微粉が再度生成されることになることと、第 1の微粉砕工程ですでに 所望する粒径がほとんど得られていることから、第 2の微粉砕工程は、通常、第 1の微 粉砕工程よりも粉砕条件が軽減されたものとする。ここで、粉砕条件が軽減されてい る力否かは、粉砕時間に限らず、粉砕時に投入される機械的なエネルギを基準にし て判断すればよい。
なお、保磁力の向上や結晶粒径の調整のために、第 2の微粉砕工程に先立って C aCOと SiO、或いはさらに Al Oや Cr O等の粉末を添カ卩してもよい。
3 2 2 3 2 3
[0020] 焼成工程において還元効果を発揮するカーボン粉末は、この第 2の微粉砕工程に 先立って添加することができる。カーボン粉末の添カ卩は、 W型フェライトを単相に近い 状態 (または単相）で生成させる上で有効である。ここで、カーボン粉末の添加量 (以 下、「カーボン量」という）は原料粉末に対して 0. 05-0. 7wt%の範囲とする。カー ボン量をこの範囲とすることで、後述する焼成工程におけるカーボン粉末の還元剤と しての効果を十分に享受することができるとともに、カーボン粉末添加なしの場合より も高い飽和磁化（ σ s)を得ることができる。本発明における好ましいカーボン量は 0. 1-0. 65wt%、より好ましいカーボン量は 0. 15-0. 6wt%である。なお、添加する カーボン粉末としては、カーボンブラック等の公知の物質を用いることができる。
[0021] 本発明においては、添加されたカーボン粉末が成形体中で偏祈するのを抑制する ために、一般式 C (OH) H で表される多価アルコールを添加することが好ましい。
n n n+2
ここで、上記一般式において、炭素数 nは 4以上とする。炭素数 nが 3以下であると、 カーボン粉末の偏析抑制効果が不十分となる。炭素数 nの好ましい値は 4一 100、よ り好ましくは 4一 30、さらに好ましくは 4一 20、より一層好ましくは 4一 12である。なお、 多価アルコールは 2種以上を併用してもよい。また、本発明で用いる多価アルコール に加えて、他の公知の分散剤をさらに使用してもよい。
[0022] 上記した一般式は、骨格がすべて鎖式であってかつ不飽和結合を含んで!/、な!/、場 合の式である。多価アルコール中の水酸基数、水素数は一般式で表される数よりも 多少少なくてもよい。上記一般式において、飽和結合に限らず不飽和結合を含んで いてもよい。また基本骨格は鎖式であっても環式であってもよいが、鎖式であることが 好ましい。また水酸基数が炭素数 nの 50%以上であれば、本発明の効果は実現する iS 水酸基数は多いほうが好ましぐ水酸基数と炭素数とがー致することが最も好まし い。この多価アルコールの添カ卩量としては、添加される粉末に対して 0. 05—5. Owt %、好ましくは 0. 1-3. Owt%、より好ましくは 0. 3— 2. Owt%とすればよい。なお、 添加した多価アルコールのほとんどは磁場中成形工程後に行われる成形体熱処理 工程で分解除去される。成形体熱処理工程にお!ヽて分解除去されずに残存した多 価アルコールについても、続く焼成工程で分解除去される。
[0023] <磁場中成形工程 >
磁場中成形工程は乾式成形又は湿式成形の ヽずれでも行うことができるが、磁気 的配向度を高くするためには、湿式成形で行うことが好ましい。よって、以下では湿 式成形用スラリの調製について説明した上で、続く磁場中成形工程の説明を行う。
[0024] 湿式成形を採用する場合は、第 2の微粉砕工程を湿式で行 ヽ、得られたスラリを濃 縮して湿式成形用スラリを調製する。濃縮は、遠心分離やフィルタープレス等によつ て行えばよい。この際、フェライト磁石粉末が湿式成形用スラリ中の 30— 80wt%を 占めることが好ましい。また、分散媒としての水には、ダルコン酸 (塩）、ソルビトール 等の界面活性剤を添加することが好ましい。次いで、湿式成形用スラリを用いて磁場 中成形を行う。成形圧力は 0. 1-0. 5tonZcm2程度、印加磁場は 5— 15kOe程度 とすればよい。なお、分散媒は水に限らず、非水系のものでもよい。非水系の分散媒 を用いる場合には、トルエンゃキシレン等の有機溶媒を用いることができる。非水系 の分散媒として、トルエンまたはキシレンを用いる場合には、ォレイン酸等の界面活 性剤を添加することが好まし ヽ。
[0025] <焼成工程 >
続く焼成工程では、成形体を 1100— 1270。C、より好ましくは 1160— 1240。Cの温 度で 0. 5— 3時間保持して焼成する。焼成雰囲気は、仮焼き工程と同様の理由によ り、非酸化性雰囲気中にて行う。また、本工程において、第 2の微粉砕工程に先立つ て添加したカーボン粉末が消失する。
[0026] 以上の工程を経ることにより、本発明の W型フェライト焼結体を得ることができる。こ の W型フェライト焼結体によれば、 4500G以上、さらには 4600G以上の残留磁束密 度（Br)を得ることができる。また、 3000Oe以上、さらには 3600Oe以上の保磁力（H cj)を得ることができる。
[0027] 以上説明したように、微粉砕を第 1の微粉砕工程と第 2の微粉砕工程に分けて行う とともに、第 1の微粉砕工程と第 2の微粉砕工程との間に熱処理工程を実施すること で、高 、磁気特性を示す W型フェライト焼結体を得ることができる。
実施例 1
[0028] 以下、本発明を具体的実施例に基づいて説明する。
まず、原料粉末として、 Fe O粉末（1次粒子径: 0. 3 m)、 SrCO粉末（1次粒子
2 3 3
径： 2 m)及び BaCO粉末（ 1次粒子径： 0. 05 m)を準備した。この原料粉末を秤
3
量した後、湿式アトライタで 2時間混合、粉砕した。
次いで、仮焼きを行った。仮焼きは管状炉を用い、 Nガス
2 雰囲気中で 1時間保持す る条件で行った。なお、加熱保持温度は、 1300°Cとし、加熱保持温度までの昇温及 び加熱保持温度からの降温の速度は 5°CZ分とした。
次いで、振動ミルにより粗粉砕を行った。振動ミルにより粗粉砕は、仮焼き体 220g につ!/、て 10分間処理すると!/、うものであった。
[0029] 次の微粉砕はボールミルにより 2段階で行った。第 1の微粉砕は粗粉砕粉末 210g に対して水 400mlを添加して 88時間処理するというものである。ただし、図 1の No. 1に示す例については 40時間とした (比表面積 (BET法による） = 13. 5m2Zg)。こ の段階での平均粒径 ίま No. 1力 SO. 65 ^ m, No. 2— 14力 0. 18 /z mであった。 第 1の微粉砕後に、微粉砕粉末を Nガス雰囲気中、 700、 800、 900及び 1000
2 °C で 10分 (0. 167時間）、 1時間及び 6時間保持する条件で熱処理を行った。なお、加 熱保持温度までの昇温及び加熱保持温度力 の降温の速度は 5°CZ分とした。続、 て、ボールミルを用いて湿式粉砕する第 2の微粉砕を行い、湿式成形用スラリを得た 。なお、第 2の微粉砕は、第 2の微粉砕後の微粉砕粉末の比表面積 (BET法による） が 13— 14m2Zgの範囲になるように条件を調整した。また、第 2の微粉砕時に、第 1 の微粉砕及び上記熱処理がなされた微粉砕粉末に対し SiO粉末（1次粒子径: 0. 0
2
l /z m)を 0. 6wt%、CaCO粉末（1次粒子径： l /z m)を 0· 7wt%、 SrCO粉末（1
3 3 次粒子径： 2 ;z m)を 0· 35wt%、 BaCO粉末（1次粒子径： 0. 05 111)を1. 4wt%
3
、カーボン粉末（1次粒子径: 0. 05 m)を 0. 4wt%それぞれ添加するとともに、多 価アルコールとしてソルビトール（1次粒子径： 10 m)を 1. 2wt%添カ卩した。
[0030] 第 2の微粉砕を施して得られたスラリを遠心分離器で濃縮し、濃縮された湿式成形 用スラリを用いて磁場中成形を行った。なお、印加した磁界 (縦磁場）は 12kOe (100 OkAZm)であり、成形体は直径 30mm、高さ 15mmの円柱状である。なお、いずれ の成形にお 、ても不具合が生じなかった。この成形体を大気中にて 300°Cで 3時間 熱処理した後、窒素中で昇温速度 5°CZ分、最高温度 1190°Cで 1時間焼成して焼 結体を得た。得られた焼結体の組成は、上記組成式（1)において、 Sr: Ba = 0. 66 : 0. 34、a= l. 7及び a+b = 15. 52であった。なお、組成分析は理学電機 (株）の蛍 光 X線定量分析装置 SIMULTIX3550を用 、て行つた。
[0031] 次 、で、得られた焼結体につ!、て、保磁力（HcJ)、残留磁束密度 (Br)及び角型比
(HkZHcJ)を測定した。なお、保磁力（HcJ)及び残留磁束密度 (Br)は、得られた 焼結体の上下面をカ卩ェした後、最大印加磁場 25kOeの B— Hトレーサを用いて評価 した。また、 Hkは、磁気ヒステリシスループの第 2象限において磁束密度が残留磁束 密度（Br)の 90%になるときの外部磁界強度である。 Hkが低いと、高い最大エネル ギ積が得られない。 HkZHcJは、磁石性能の指標となるものであり、磁気ヒステリシス ループの第 2象限における角張りの度合 1、表す。
[0032] その結果を図 1に示す。なお、図 1には、微粉砕工程を第 1及び第 2と分けない以外 は上記と同様にして得た焼結体、及び第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間の熱処理を 大気中（酸素濃度: 20vol%)で行った以外は上記と同様にして得た焼結体について 測定した結果も合わせて示している。なお、以上の例は、第 2の微粉砕後の比表面 積（BET値 = 13— 14m2Zg)がー致するようにしており、平均粒径は No. 1力^). 29 3 /ζ πι、Νο. 2— 14力 SO. 1-0. であった。このように、平均粒径が相違するの は、第 1の微粉砕における粉砕時間が No. 2— 14の方が長いからである。
[0033] 図 1に示すように、第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間に熱処理を行わないと保磁力（ HcJ)が 3000Oeに満たないことがわかる。これは、第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間 に熱処理を行わな力つた場合には第 2の微粉砕後の粉末の比表面積 (BET法による )が熱処理を行った粉末と同等であるものの、平均粒径が大きいためである。また、第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間に熱処理を行ったとしても、熱処理の雰囲気が大気（ 酸素含有量が 20vol%)であると、第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間に熱処理を行わ な 、場合よりも、保磁力（HcJ)及び角型比 (HkZHcJ)が著しく低下することがわ力る 。これは、当該熱処理により Fe2+が Fe3+に酸ィ匕されて焼結体内に含まれる W相の存 在比率が低下したためである。
以上に対して、第 1の微粉砕と第 2の微粉砕の間に窒素ガス雰囲気中で熱処理す ると、 3000Oe以上の保磁力（HcJ)、 4500G以上の残留磁束密度（Br)、 85%以上 の角型比 (HkZHcJ)と優れた磁気特性の W型フェライト焼結体を得ることができる。 熱処理の温度についてみると、 800°C及び 900°Cの場合の磁気特性が優れる。また 、熱処理時間は、 1時間保持した焼結体と 6時間保持した焼結体の磁気特性が同等 であることから、 1時間程度で足りる。
[0034] 以上のいくつかの焼結体について、 X線回折装置を用いて相状態を同定した。そ の結果を図 1に示す力 大気中で熱処理して得られた焼結体は、 W相の存在比率が 他の焼結体よりも低いことが確認された。なお、 X線回折の条件は以下の通りである。 また本実施の形態におけるモル比は、 W型フェライト、 M型フェライト、へマタイト、ス ピネルそれぞれの粉末試料を所定比率で混合し、それらの X線回折強度から比較算 定することにより算出した。
[0035] X線発生装置： 3kW
管電圧: 45kV
管電流： 40mA
サンプリング幅： 0. 02deg
走査速度： 4. OOdeg/min
発散スリット： 1. OOdeg
散乱スリット： 1. OOdeg
受光スリット： 0. 30mm
実施例 2
[0036] 熱処理時の酸素濃度を図 2に示すように設定した以外は、試料 No. 8と同様の条 件で焼結体を作製した (試料 No. 15— 20)。なお、熱処理時の酸素濃度は、大気ガ スと窒素ガスとを混合することにより変動させた。 得られた焼結体について、実施例 1と同様の条件で保磁力 (HcJ)、残留磁束密度 ( Br)及び角型比 (HkZHcJ)を測定するとともに、 X線回折装置を用いて各焼結体の 相状態を同定した。その結果を図 2に示す。比較の便宜のために、大気中で熱処理 を行った試料 No. 2 (熱処理時の酸素濃度： 20vol%)の磁気特性及び W相モル比 も図 2に示す。
[0037] 図 2に示すように、酸素濃度が低くなるにつれて W相の比率が高くなり、高い磁気 特性を得ることができた。特に、酸素濃度が 10vol%以下の試料 No. 15— 19によれ ば、 3000Oe以上の保磁力（HcJ)、 4500G以上の残留磁束密度（Br)、 85%以上 の角型比 (HkZHcJ)を兼備することができる。
実施例 3
[0038] 原料粉末の配合比を変動させた以外は、実施例 1と同様の条件で焼結体を作製し た。得られた焼結体の組成は、以下の通りであった。
組成 X：
上記糸且成式（1)【こお ヽて、 Sr: Ba = 0. 60 : 0. 40、a= l. 6及び a+b = 14. 1 組成 Y:
上記糸且成式（1)【こお ヽて、 Sr: Ba = 0. 70 : 0. 30、a = 2. 0及び a+b = 18. 4 組成 Z :
上記糸且成式（1)【こお ヽて、 Sr: Ba= l. 00 : 0、 a= l. 7及び a+b= 16. 4 [0039] 得られた焼結体について、実施例 1と同様の条件で保磁力（HcJ)、残留磁束密度 ( Br)及び角型比 (HkZHcJ)を測定するとともに、 X線回折装置を用いて各焼結体の 相状態を同定した。その結果を図 3に示す。
図 3に示すように、本発明が推奨する範囲内で組成を変動させた場合にも、実施例 1と同様の傾向が確認できた。
図面の簡単な説明
[0040] [図 1]実施例 1で作製した焼結体について、熱処理条件と磁気特性との関係を示す 図表である。
[図 2]実施例 2で作製した焼結体について、熱処理時の酸素濃度と磁気特性との関 係を示す図表である。 圆 3]実施例 3で作製した焼結体にっ 、て、熱処理条件と磁気特性との関係を示す 図表である。

Claims

請求の範囲
[1] 下記式（1)の主組成を有するフェライト焼結体の製造方法であって、
原料組成物から仮焼き体を得る仮焼き工程と、
前記仮焼き体を所定粒度まで粉砕する第 1の粉砕工程と、
前記第 1の粉砕工程により得られた微粉末を、酸素濃度が 10vol%以下の雰囲気 において所定温度範囲で所定時間保持する熱処理工程と、
前記熱処理工程を経た前記微粉末を所定粒度まで粉砕する第 2の粉砕工程と、 前記第 2の粉砕工程を経た前記微粉末を磁場中で湿式成形する工程と、 前記湿式成形で得られた成形体を焼成する焼成工程と、
を備えることを特徴とするフェライト焼結体の製造方法。
AFe2+ Fe3+ 0 · · ·式（1)
a b 27
H 1. 5≤a≤2. 1、 14≤a+b≤18. 5である。また、 Αίま、 Sr、 Ba及び Pb力ら 選択される少なくとも 1種の元素）
[2] 前記熱処理工程は、 600— 1200°Cの範囲で行われることを特徴とする請求項 1に 記載のフ ライト焼結体の製造方法。
[3] 前記熱処理工程は、 700— 1000°Cの範囲で行われることを特徴とする請求項 1に 記載のフ ライト焼結体の製造方法。
[4] 前記所定時間は、 1秒一 10時間であることを特徴とする請求項 1に記載のフ ライト 焼結体の製造方法。
[5] 前記酸素濃度が lvol%以下であることを特徴とする請求項 1に記載のフェライト焼 結体の製造方法。
[6] 前記雰囲気は窒素ガス雰囲気であることを特徴とする請求項 1に記載のフ ライト 焼結体の製造方法。
[7] 前記第 2の粉砕工程は、前記第 1の粉砕工程よりも粉砕条件が軽減されたものであ ることを特徴とする請求項 1に記載のフェライト焼結体の製造方法。
[8] 前記第 1の粉砕工程を経た前記微粉末及び第 2の粉砕工程を経た前記微粉末は、 その平均粒径が 0. 08-0. 8 /z mであることを特徴とする請求項 1に記載のフェライト 焼結体の製造方法。
[9] 前記平均粒径は、 0. 1-0. 2 mであることを特徴とする請求項 8に記載のフェラ イト焼結体の製造方法。
[10] 前記仮焼き工程を実施した後から前記湿式成形を行う前に、炭素含有組成物を添 加することを特徴とする請求項 1に記載のフェライト焼結体の製造方法。
[11] 前記熱処理工程において、 0. 05 μ m以下の超微粒子が消失又は減少することを 特徴とする請求項 1に記載のフェライト焼結体の製造方法。
[12] Fe2+及び Fe3+が生成された仮焼き体を平均粒径 0. 08-0. 8 μ mの粉砕粉末に粉 砕する第 1の粉砕工程と、
前記 Fe2+及び前記 Fe3+を維持しつつ前記粉砕粉末を構成する一部の粒子同士を 反応させて前記粒子を成長させる粒子成長工程と、
前記粒子成長工程を経た前記粉砕粉末を平均粒径 0. 08-0. 8 mに粉砕する 第2の粉砕工程と、
を備えることを特徴とするフェライト焼結体の製造方法。
[13] 前記粒子成長工程は、非酸ィ匕性雰囲気にて行われることを特徴とする請求項 12に 記載のフ ライト焼結体の製造方法。
[14] 前記フェライト焼結体は、 W型フェライト焼結体であることを特徴とする請求項 1また は 12に記載のフ ライト焼結体の製造方法。
[15] 前記フェライト焼結体は、モル比で W相を 50%以上含有することを特徴とする請求 項 14に記載のフェライト焼結体の製造方法。
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