WO2006054749A1 - 低損失Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源 - Google Patents

低損失Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源 Download PDF

Info

Publication number
WO2006054749A1
WO2006054749A1 PCT/JP2005/021385 JP2005021385W WO2006054749A1 WO 2006054749 A1 WO2006054749 A1 WO 2006054749A1 JP 2005021385 W JP2005021385 W JP 2005021385W WO 2006054749 A1 WO2006054749 A1 WO 2006054749A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
loss
terms
ferrite
low
ppm
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/021385
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Masao Ishiwaki
Katsuyuki Shiroguchi
Original Assignee
Hitachi Metals, Ltd.
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Hitachi Metals, Ltd. filed Critical Hitachi Metals, Ltd.
Priority to JP2006545197A priority Critical patent/JPWO2006054749A1/ja
Priority to US11/718,792 priority patent/US7790053B2/en
Priority to EP05809433A priority patent/EP1816111A4/en
Publication of WO2006054749A1 publication Critical patent/WO2006054749A1/ja

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F3/00—Cores, Yokes, or armatures
    • H01F3/08—Cores, Yokes, or armatures made from powder
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/26—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on ferrites
    • C04B35/2658—Other ferrites containing manganese or zinc, e.g. Mn-Zn ferrites
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/62605—Treating the starting powders individually or as mixtures
    • C04B35/62645—Thermal treatment of powders or mixtures thereof other than sintering
    • C04B35/62655—Drying, e.g. freeze-drying, spray-drying, microwave or supercritical drying
    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01F—MAGNETS; INDUCTANCES; TRANSFORMERS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR MAGNETIC PROPERTIES
    • H01F1/00—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties
    • H01F1/01—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials
    • H01F1/03—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity
    • H01F1/12—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials
    • H01F1/34—Magnets or magnetic bodies characterised by the magnetic materials therefor; Selection of materials for their magnetic properties of inorganic materials characterised by their coercivity of soft-magnetic materials non-metallic substances, e.g. ferrites
    • H01F1/342—Oxides
    • H01F1/344—Ferrites, e.g. having a cubic spinel structure (X2+O)(Y23+O3), e.g. magnetite Fe3O4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3208—Calcium oxide or oxide-forming salts thereof, e.g. lime
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3232—Titanium oxides or titanates, e.g. rutile or anatase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3239—Vanadium oxides, vanadates or oxide forming salts thereof, e.g. magnesium vanadate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3251—Niobium oxides, niobates, tantalum oxides, tantalates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3262—Manganese oxides, manganates, rhenium oxides or oxide-forming salts thereof, e.g. MnO
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3262—Manganese oxides, manganates, rhenium oxides or oxide-forming salts thereof, e.g. MnO
    • C04B2235/3263—Mn3O4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/327—Iron group oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3275—Cobalt oxides, cobaltates or cobaltites or oxide forming salts thereof, e.g. bismuth cobaltate, zinc cobaltite
    • C04B2235/3277—Co3O4
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3293—Tin oxides, stannates or oxide forming salts thereof, e.g. indium tin oxide [ITO]
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/34—Non-metal oxides, non-metal mixed oxides, or salts thereof that form the non-metal oxides upon heating, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3418—Silicon oxide, silicic acids, or oxide forming salts thereof, e.g. silica sol, fused silica, silica fume, cristobalite, quartz or flint
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/50—Constituents or additives of the starting mixture chosen for their shape or used because of their shape or their physical appearance
    • C04B2235/54—Particle size related information
    • C04B2235/5418—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof
    • C04B2235/5445—Particle size related information expressed by the size of the particles or aggregates thereof submicron sized, i.e. from 0,1 to 1 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6565—Cooling rate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/658—Atmosphere during thermal treatment
    • C04B2235/6583—Oxygen containing atmosphere, e.g. with changing oxygen pressures
    • C04B2235/6584—Oxygen containing atmosphere, e.g. with changing oxygen pressures at an oxygen percentage below that of air
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/724—Halogenide content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/726—Sulfur content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/72—Products characterised by the absence or the low content of specific components, e.g. alkali metal free alumina ceramics
    • C04B2235/727—Phosphorus or phosphorus compound content
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/78—Grain sizes and shapes, product microstructures, e.g. acicular grains, equiaxed grains, platelet-structures
    • C04B2235/786—Micrometer sized grains, i.e. from 1 to 100 micron
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/80—Phases present in the sintered or melt-cast ceramic products other than the main phase
    • C04B2235/85—Intergranular or grain boundary phases
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/96—Properties of ceramic products, e.g. mechanical properties such as strength, toughness, wear resistance

Definitions

  • the present invention relates to an Mn-Zn flight used for electronic components such as transformers and choke coils such as switching power supplies, and in particular, has low power loss at a high frequency of 1 MHz or more, and power loss (core loss) has temperature dependency.
  • the present invention relates to a small Mn-Zn ferrite, an electronic component having a strong Mn-Zn ferrite, and a switching power supply.
  • Switching power supplies are used in various circuits that require power supply.
  • a DC-DC converter is mounted next to a DSP (Digital Signal Processor), MPU (Micro-Processing Unit), etc. Yes.
  • DSP Digital Signal Processor
  • MPU Micro-Processing Unit
  • LSIs Large-scale Integration
  • DC-DC converters have been responding to lower output voltages and higher currents. Since a drop in operating voltage leads to unstable operation of the LSI against fluctuations in output voltage (ripple), measures are taken to increase the switching frequency of the DC-DC converter.
  • Inductive elements such as transformers and choke coils are used in switching power supply circuits. Higher switching frequency reduces the number of wires in the ferrite core that make up the inductance element. Therefore, the power of reducing the switching power supply circuit size and reducing copper loss is also preferred. From this point of view, the switching frequency is expected to be higher.
  • Switching power supply circuits are used in various environments such as mounted on EVs (electric vehicles), HEVs (hybrid electric vehicles), etc., and mounted on mobile communication devices such as mobile phones.
  • the environmental temperature and the load state change variously.
  • the switching power supply circuit may reach nearly 100 ° C due to the heat generated by other peripheral circuits and the ambient temperature.
  • the switching power supply circuit has a high frequency and various environments. Therefore, the ferrite core in the core is also required to have a low power loss at a high frequency, a wide temperature range and an operating magnetic flux density range, and to be hard to be magnetically saturated to a high current value.
  • Freight power loss includes eddy current loss, hysteresis loss, and residual loss.
  • Eddy current loss occurs due to the electromotive force generated by the eddy current generated by electromagnetic induction, and increases in proportion to the square of the frequency.
  • Hysteresis loss is caused by DC hysteresis and increases in proportion to the frequency.
  • Residual loss is the remaining loss, which is caused by domain wall resonance, natural resonance, diffusion resonance, and the like. It is well known that power loss behaves in a quadratic curve with respect to temperature and is usually minimized when the magnetocrystalline anisotropy constant K is zero.
  • K is 0
  • the temperature at which 1 1 is reached is also the temperature at which the initial permeability i is maximized, and is also called the secondary peak of the initial permeability / zi.
  • An Mn-Zn ferrite core having a high saturation magnetic flux density is used in the switching power supply circuit so as to have low power loss under various environments.
  • Fe 0 exceeds 50 mol%
  • the Mn-Zn ferrite has a significantly lower volume resistivity than the Ni-Zn ferrite due to the presence of Fe 2+ in the spinel. As the switching frequency increases, the power loss due to eddy current loss increases. Therefore, there is a problem that the efficiency of the switching power supply circuit having Mn-Zn ferrite decreases as the frequency increases.
  • the Mn-Zn flight has been reduced to some extent by a low power loss. Since the efficiency of the switching power supply is greatly influenced by the power loss of the ferrite core, to further increase the efficiency of the switching power supply, the low power loss key of the ferrite core is required.
  • the switching frequency of switching power supplies has been increased from 1 MHz to 2 MHz, and even higher frequencies of about 4 MHz have been proposed. At present, the switching frequency is high and the loss is low over a wide temperature range.
  • An Mn-Zn ferrite that satisfies the requirements for high saturation magnetic flux density is desired.
  • the conventional Mn-Zn ferrite cannot satisfy these requirements.
  • the object of the present invention is to achieve low power loss over a wide temperature range and operating magnetic flux density and high saturation magnetic flux density even at a high frequency of 1 MHz or higher, particularly 2 MHz or higher.
  • Another object of the present invention is to provide an electronic component such as a transformer coil using such a low-loss Mn-Zn ferrite.
  • Yet another object of the present invention is to provide a switching power supply having such an electronic component.
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention includes at least one of Fe, Mn, and Zn as main components, Co, Ca, and Si as first subcomponents, and a Va group metal as a second subcomponent. Containing, before The total amount of the main components is 100 mol%, 53 to 56 mol% in terms of Fe force Fe 0, Zn is converted to ZnO
  • the quantity ratio is 2 or more in terms of CaCO and SiO, respectively, and Ta is Ta 0
  • the Va group metal is at least one selected from the group force consisting of Ta, Nb, and V, and the total amount of the Va group metal is Ta 0, Nb 0 on a mass basis with respect to the total amount of the main components.
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention contains at least one kind selected from the group force consisting of Zr, Hf, Sn and Ti as a third subcomponent, and is based on the total amount of the main components.
  • Zr is converted to 1500 ppm or less in terms of ZrO
  • Sn is converted to SnO
  • Ti 2 2 2 2 is preferably 10000 ppm or less, and Ti is preferably 10000 ppm or less in terms of soot.
  • the low loss Mn-Zn flight of the present invention preferably has an initial permeability ⁇ i at 100 kHz and 20 ° C. of 400 or more and a saturation magnetic flux density Bm at 100 ° C. of 400 mT or more. .
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention has 54 to 55 mol of Fe as the main component in terms of Fe 0.
  • Ta is 500-2000 ppm in terms of Ta 0, frequency 2 MHz and magnetic flux density
  • power loss Pcv at 20 m to 120 ° C. at 50 mT is 1500 kW / m 3 or less.
  • Si is 40 ppm or more in terms of SiO, Ca force CaCO
  • SiO and CaCO is preferably 750 ppm or more.
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention preferably contains at least one kind of Group I metal oxide together with Si and Ca in the grain boundary layer. It is also preferable that at least one of Zr, Hf, Sn and Ti be dissolved in the crystal grains! /.
  • the average crystal grain size is preferably 1.0 ⁇ m to 3.0 ⁇ m. In order to achieve low loss even at a high operating magnetic flux density (50 mT), the average crystal grain size is preferably 1.2 m to 3.0 ⁇ m.
  • the electronic component of the present invention is characterized in that the low-loss Mn-Zn ferrite is used as a magnetic core, and a winding is applied to the magnetic core.
  • the switching power supply according to the present invention is characterized in that the electronic component is used as a transformer and Z or a choke coil.
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention has a low power loss over a wide temperature range and operating magnetic flux density, and a high saturation magnetic flux density even at a high frequency of 1 MHz or higher, particularly 2 MHz. For this reason, the switching power supply having electronic components such as a transformer and a choke coil using the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention can operate with high efficiency, and the mounted electronic device can be reduced in size and reduced in consumption. It can be electric power.
  • FIG. 1 is a TEM photograph showing a crystal structure of Mn—Zn ferrite according to an example of the present invention.
  • FIG. 2 is a perspective view showing a U-type magnetic core using Mn—Zn ferrite according to one embodiment of the present invention.
  • FIG. 3 is a perspective view showing a transformer in which a U-type magnetic core using Mn-Zn ferrite according to an embodiment of the present invention is wire-bonded and combined with an I-type magnetic core.
  • FIG. 4 is a block diagram showing a circuit of a DC-DC converter having the transformer shown in FIG. BEST MODE FOR CARRYING OUT THE INVENTION
  • power loss Pcv is given by the following formula (1):
  • Hysteresis loss Ph is determined solely by the saturation magnetism and coercivity of Mn-Zn ferrite, and increases in proportion to the frequency.
  • Eddy current loss Pe is proportional to the square of crystal grain size Z2 and the square of frequency, and inversely proportional to volume resistivity. Residual loss Pr becomes apparent at frequencies above 500 kHz.
  • Hysteresis loss Ph, eddy current loss Pe, and residual loss Pr vary depending on the frequency used, and the ratio of each loss in the total power loss varies depending on the frequency band. Therefore, in order to reduce power loss, it is necessary to reduce power loss according to the frequency used as well as reducing each loss.
  • a suitable composition and microstructure that is wide even at high frequencies of 1 MHz or higher, especially 2 MHz or higher, has low power loss in the temperature range, and has high saturation magnetic flux density.
  • the amount of metal ion exhibiting 1 and the metal ion exhibiting negative magnetocrystalline anisotropy constant ⁇ are appropriately determined.
  • the temperature at which the power loss of ferrite is minimized varies depending on the composition of metal ions in the ferrite.
  • the total amount of crystal magnetic anisotropy constant K of metal ions is determined by the composition of metal ions.
  • the total amount of ⁇ determines the magnetic anisotropy of the entire ferrite.
  • Fe 2+ and other metal ions increase or decrease.
  • ferrite for electronic components such as choke coils and transformers has a magnetocrystalline anisotropy constant K ⁇ 0 on the low temperature side in the temperature range to be used.
  • the composition has a temperature at which the power loss is minimized.
  • Co 2+ has a larger magnetocrystalline anisotropy constant and magnetostriction constant than other metal ions.
  • the composition of the Mn-Zn ferrite of the present invention is 100 mole 0/0, respectively Fe 0, Mn 0 and terms of ZnO Fe, the total amount of Mn and Zn as main components , Fe 5
  • the mass ratio of Ca and Si is 2 or more in terms of CaCO and SiO, respectively, and
  • Ta was 250 ppm or more in terms of Ta 0.
  • the magnetocrystalline anisotropy constant K is low.
  • the temperature dependence was improved by reducing 2 5 1.
  • the power loss Pcv from 0 ° C to 120 ° C was 350 kW / m 3 or less at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 25 mT.
  • the average crystal grain size is less than 3.2 ⁇ m, especially 1.2 ⁇ m to 3 ⁇ m
  • the volume resistivity p is 1 ⁇ 'm or more
  • the initial permeability i at 100 kHz and 20 ° C is 400 or more
  • the saturation magnetic flux density Bm at ° C is preferably 400 mT or more
  • the Curie temperature Tc is preferably 200 ° C or more.
  • the resonance frequency of the initial permeability is set higher than the operating frequency of the switching power supply.
  • the operating frequency power of the switching power supply is 3 ⁇ 4 MHz. Therefore, the composition and permeability of the flight are selected so that the resonance frequency is 4 MHz or more and the domain wall resonance frequency is 8 MHz or more.
  • the Mn-Zn ferrite of the present invention contains a first subcomponent consisting of Co, Ca, and Si.
  • Si and Ca are impurities contained in the raw material.
  • Si and Ca contained in the Mn-Zn ferrite are within a predetermined range, and Si and Ca are contained in the ferrite sintered body.
  • the volume resistivity P is increased by making it exist at the grain boundary and insulating the crystal grains.
  • Si and Ca are iron oxide and low melting point complex oxide (2FeO SiO,
  • the amount of addition can inhibit densification of the ferrite sintered body, increase the crystal grain size, and broaden the distribution.
  • the formation of a low-melting-point composite oxide can be prevented by a composite additive with Ta or the like.
  • Ca also helps prevent low melting point metals from evaporating during sintering.
  • Si is 40 ppm or more in terms of SiO and Ca is 3000 ppm or less in terms of CaCO.
  • the total of SiO and CaCO is 750 ppm or more, and the mass ratio of CaCO and SiO is 2 or more.
  • the crystal grain boundary is very thin and its crystal state is difficult to confirm.
  • CaCO / Mn-Zn Ferri with a total of SiO and CaCO of 750 ppm or more.
  • SiO and CaCO are more than the above range, abnormal sintering such as abnormal growth of crystal grains may occur.
  • Mn-Zn ferrite that is easy to occur and low loss and / or low loss is difficult to obtain.
  • volume resistivity p decreases due to the occurrence of a typical defect.
  • Si is difficult to dissolve in the spinel phase, and is ubiquitous exclusively at grain boundaries and triple points.
  • Ca is also segregated at the grain boundaries and triple points. Ca is dissolved in the spinel phase during the firing process, and part of the Ca is dissolved and remains in the crystal grains after firing. When the amount of Ca dissolved in the spinel phase increases, naturally the Ca in the grain boundary layer decreases, and in some cases it is insufficient. On the other hand, Ca dissolved in the spinel phase causes a decrease in Fe 2+ in the spinel. Since Fe 2+ decreases as the amount of Ca dissolved increases, volume resistivity p can be increased by increasing the resistance in the crystal grains.
  • Ca is dissolved in the spinel phase to reduce Fe 2+ and Ca dissolved in the spinel phase. It is effective to adjust so that the amount of Ca segregated at the crystal grain boundary increases to increase the resistance within the crystal grain and to form a high-resistance crystal grain boundary.
  • the mass ratio of Ca and Si must be 2 or more in terms of CaCO and SiO, respectively.
  • the power loss Pcv at 0 to 120 ° C at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 25 mT is set to 350 kW / m 3 or less, and further at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 50 mT at 20 to 120 ° C.
  • Co is preferably 1000 to 5000 ppm in terms of Co 0, more preferably 2000 to 5000 ppm.
  • Ca is preferably 500 to 3000 ppm in terms of CaCO. 600 to 2500 ppm
  • Si is preferably 40-700 ppm in terms of SiO 50-600 pp
  • the total of SiO and CaCO is preferably 1000 ppm or more.
  • CaCO 3 / SiO is preferably 10 or more.
  • the Mn-Zn ferrite of the present invention contains at least one group Va metal as a second subcomponent.
  • Va group metal is at least one selected from the group power consisting of Ta, Nb and V.
  • the Va group metal enters the grain boundary layer together with Si and Ca, and reduces the power loss by increasing the resistance of the grain boundary layer.
  • Ta is preferable because it has a higher melting point than Nb and V, and can effectively prevent lowering of the melting point due to oxides of Ca and Si and Fe.
  • the total of Ta, Nb and V is preferably 250 to 2000 ppm in terms of Ta 0, Nb 0 and V 0 on a mass basis, respectively 500 to 2000 pp
  • the total amount of Ta, Nb and V exceeds 2000 ppm, power loss Increases, and the initial permeability / zi decreases, which is not preferable. If the total amount of Ta, Nb and V is less than 250 ppm, the effect of reducing power loss cannot be exhibited effectively.
  • the Ta oxide has a higher melting point than the Nb oxide, it is effective in forming a grain boundary layer.
  • Ta and Nb have a uniform crystal structure by suppressing the growth of crystal grains, and are effective in reducing power loss.
  • V is effective in improving the workability of the sintered body and suppressing the occurrence of chipping and the like.
  • V oxide has a melting point and a lower melting point than those of Ta and Nb oxides, and has the function of promoting the growth of crystal grains. For this reason, V is preferably 300 ppm or less in terms of V0.
  • Ta is preferably 250 ppm or more in terms of Ta 0, more preferably 500 to 2000 ppm.
  • Nb and V are preferably 300 ppm or less in terms of Nb 0 and V 0, respectively.
  • the Mn-Zn ferrite of the present invention may further contain at least one selected from the group force consisting of Zr, Hf, Sn and Ti as a third subcomponent.
  • Zr, Hf, Sn, and Ti become tetravalent stable metal ions in the ferrite and dissolve together with Ca in the crystal grains to increase volume resistivity and reduce power loss Pcv.
  • at least one additive of Zr, Hf, Sn, and Ti changes Mn 3+ in the spinel to Mn 2+ and improves the initial permeability / zi.
  • at least one of Zr, Hf, Sn, and Ti may have a part of the force that exists exclusively in the crystal grains.
  • Zr, Hf, Sn and Ti are masses in terms of ZrO, HfO, SnO and TiO, respectively.
  • the standard is preferably 1500 ppm or less, 1500 ppm or less, 10000 ppm or less, and 10000 ppm or less, more preferably 1000 ppm or less, 1000 ppm or less, 5000 ppm or less, and 5000 ppm or less. If the contents of Zr, Hf, Sn and Ti exceed the above upper limits, abnormal grain growth is likely to occur, and power loss is deteriorated and saturation magnetic flux density is lowered.
  • Raw materials constituting the flight include impurities such as sulfur S, chlorine Cl, phosphorus P, and boron B. By reducing these impurities, power loss can be reduced and magnetic permeability can be improved.
  • S forms a compound with Ca and prays as a foreign substance at the grain boundary, which may decrease volume resistivity p and increase eddy current loss. Therefore, to further reduce power loss, S is 300 ppm or less, C1 is 100 ppm or less, P is 10 ppm or less on a mass basis, And B is preferably 1 ppm or less.
  • the Mn-Zn ferrite of the present invention when the average crystal grain size is reduced to less than 3.2 ⁇ m and the crystal grain size is made uniform, the eddy current loss is reduced and the refinement of crystal grains is reduced. As a result, the domain wall is reduced, and the residual loss due to domain wall resonance is reduced.
  • the calcined fluff powder to be fired is refined to an average crystal grain size of less than 1 ⁇ m and fired with the desired subcomponent composition and conditions. Do it.
  • the ferrite calcined powder is refined, the ferrite can be densified even at a low firing temperature (for example, less than 1200 ° C), so that the crystal grain size in the obtained ferrite sintered body becomes small and uniform.
  • Mn-Zn ferrite according to an embodiment of the present invention, 54-55 mole 0/0 of Fe (Fe 0 conversion
  • a first subcomponent consisting of ppm Ca (CaCO equivalent) Ca and 40-700 ppm (SiO equivalent) Si
  • Power loss Pcv is less than 1500 kW / m 3 at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 50 mT, and a large operating magnetic field. Even if given, the loss is low.
  • the volume resistivity p is 1 ⁇ 'm or more, preferably 2 ⁇ 'm or more, and the initial permeability / at 100 kHz and 20 ° C zi is preferably 500 or more, and the saturation magnetic flux density Bm at 100 ° C. is preferably 400 mT or more.
  • the power loss Pcv at 0 ° C to 120 ° C at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 25 mT is preferably 300 kW / m 3 or less, and 20 ° C to 120 ° at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 50 mT.
  • the power loss Pcv in C is preferably 1200 kW / m 3 or less, more preferably 1000 kW / m 3 or less.
  • a preferable firing step is, for example, raising the temperature in the atmosphere to a room temperature of 900 ° C, replacing the air in the furnace with an inert gas such as N at 900 ° C, and raising the temperature to 1150 ° C. With a holding process of 1150 ° C
  • the oxygen concentration in the inert gas in the holding step is preferably 0.3 to 1.5%. Note that the above temperatures are merely examples and do not limit the present invention.
  • the rate of temperature decrease from the holding temperature to 600 ° C. is preferably selected as appropriate depending on the composition within the range of 150 to 500 ° C./hr, although it depends on the content ratio of subcomponents such as Ca and Si.
  • polybure alcohol was added as a binder and granulated with a spray dryer.
  • the granules were formed into a predetermined shape and then fired to obtain a toroidal magnetic core having an outer diameter of 14 mm, an inner diameter of 7 mm, and a thickness of 5 mm.
  • Firing was performed in the following two patterns.
  • firing pattern A the temperature is raised from room temperature to 900 ° C in the atmosphere, the atmosphere in the firing furnace is replaced with N at 900 ° C, and the temperature is raised to 1150 ° C in N.
  • the oxygen concentration in the N atmosphere was set at 0.5% and held at 1150 ° C. for 4 hours. Then 1150
  • the temperature is lowered at an equilibrium oxygen partial pressure at a cooling rate of 100 ° C / hr, and below 900 ° C is N
  • Firing pattern B was the same as Firing pattern A except that the oxygen concentration in the N atmosphere in the holding process was 0.1%.
  • Table 1 shows the contents of main components and subcomponents and firing patterns of each sample. Sample 1 -4, 7, 9-11 are within the scope of the present invention, and samples 5, 6, 8, and 12-15 (with * after the sample number) are outside the scope of the present invention.
  • Measurement was performed using a multimeter.
  • Etch the sample with concentrated hydrochloric acid take a scanning electron microscope (SEM) photograph (3000 times) of the surface, draw five straight lines with a length equivalent to 30 m on the photograph, and It was determined by averaging the particle size.
  • SEM scanning electron microscope
  • Table 2 shows the measurement results for each characteristic.
  • FIG. 1 is a TEM photograph showing the structure of grain boundary triple points and grain boundaries of Sample 10 within the scope of the present invention.
  • 1 and 2 indicate the main layer
  • 3 indicates the grain boundary triple point.
  • a grain boundary layer with a uniform thickness of about 2 to 3 nm wrapped the crystal grains.
  • Sample 10 had very low power loss.
  • Sample 13 outside the scope of the present invention with a small amount of added Ca and Si was observed by TEM, and the grain boundary layer was clearly recognized.
  • the volume resistivity of sample 12 was 0.7 ⁇ ⁇ ⁇ , and the power loss was much lower than 350 kW / m 3 at all measured temperatures from 0 to 140 ° C.
  • Samples 1 to 4, 7, and 9 to 11 within the scope of the present invention had an average crystal grain size of 1.9 to 2.9 ⁇ m.
  • Sample 8 containing a large amount of Ca had an average crystal grain size of 3.2 m. As the particle size increased, eddy current loss and residual loss increased, and power loss increased.
  • Samples 1 to 4, 7, and 9 to 11 within the scope of the present invention are compared with Samples 5, 6, 8, and 12 to 15 outside the scope of the present invention in a temperature range of 0 to 120 ° C.
  • Samples 3 and 10 had low power loss Pcv at 253 kW / m 3 and 257 kW / m 3 at 140 MHz.
  • Such low power loss at high temperatures and reduction of the temperature dependence of power loss Pcv are suitable for electronic components (for example, for automobiles) exposed to various temperatures from low to high.
  • Other samples within the scope of the present invention also had a temperature between 20-100 ° C where power loss was minimized.
  • the Mn-Zn flight within the scope of the present invention had low power loss in a wider temperature range than that outside the scope of the present invention.
  • the Mn-Zn ferrite within the scope of the present invention had a saturation magnetic flux density of more than 400 mT at 100 ° C.
  • Table 3 shows the saturation magnetic flux density, residual magnetic flux density, and holding force of Sample 9.
  • the Mn-Zn ferrite of the present invention has a high saturation magnetic flux density even at high temperatures, so it does not easily magnetically saturate even at high temperatures and has excellent DC superposition characteristics when used in a choke coil. can get.
  • Mn-Zn ferrite toroidal cores having the compositions shown in Table 4 were produced in the same manner as in Example 1. Baking followed pattern A. [0074] Table 4
  • the power loss Pcv, initial permeability ⁇ i, loss coefficient tan h / ix density, volume resistivity p, and average crystal grain size were measured in the same manner as in Example 1.
  • the measurement conditions for power loss Pcv were 1 MHz and 50 mT, and 2 MHz and 50 mT, respectively, and the measurement temperatures were 20 ° C, 60 ° C, 80 ° C, 100 ° C, and 120 ° C. .
  • Table 5 shows the measurement results.
  • each sample consisted of an amorphous phase.
  • the thickness of the grain boundary layer was several nm.
  • the grain boundary triple point and grain boundary layer contained Ta and V together with Ca and Si.
  • the volume resistivity p of each sample was 1 ⁇ 'm or more.
  • Co is added to the main components (Fe, Mn and Zn).
  • Samples 17 to 28 containing 2000 to 5000 ppm in terms of O have a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 50.
  • power loss Pcv from 20 ° C to 120 ° C was significantly lower than 1500 kW / m 3 .
  • the power loss was sufficiently low even at a frequency of 1 MHz and a magnetic flux density of 50 mT.
  • the power loss was large between ° C and 120 ° C, and the power loss Pcv above 100 ° C was more than 1500 kW / m 3 .
  • the average crystal grain size was 1.1 ⁇ m.
  • the average crystal grain size should not be too small.
  • the power loss at a frequency of 2 MHz and a magnetic flux density of 25 mT may not be sufficiently low.
  • the average crystal grain size is preferably 1.0 ⁇ m to 3 ⁇ m. More preferably, it is 1.2 ⁇ m to ⁇ 3 ⁇ m ".
  • a toroidal magnetic core of Mn—Zn ferrite having the composition shown in Table 6 was produced in the same manner as in Example 1. Baking followed pattern A.
  • the grain boundary triple point was formed from an amorphous phase.
  • the thickness of the grain boundary layer was several nm. All samples contained Ta and V together with Ca and Si at the grain boundary triple point and at the grain boundary.
  • the volume resistivity of each sample is 1 ⁇ 'm or more, the loss factor tan ⁇ / ⁇ i is 5.0 X 10 _6 or less, and the density ds is 4.80 X 10 3 kg / m 3 or more. Except for 24, the average crystal grain size was 1.4 to 1.6 / zm.
  • the power loss at 1 MHz and 50 mT was less than 350 kW / m 3 at all temperatures from 20 to 120 ° C.
  • Sample 29 with Fe 0 force less than 4.0 mol% has a frequency of 2 MHz and In addition, the power loss at 20 ° C to 120 ° C was large at a magnetic flux density of 50 mT, and the power loss Pcv at 100 ° C or higher was more than 1500 kW / m 3 . Sample 29 has an average crystal grain size of 1.1 ⁇ m.
  • a toroidal magnetic core of Mn—Zn ferrite having the composition shown in Table 8 was produced in the same manner as in Example 1. Baking followed pattern A.
  • the loss was well over 1500 kW / m 3 .
  • FIG. 2 shows a U core 1 made of the Mn-Zn ferrite of the present invention and having outer dimensions of a width of 3.8 mm, a length of 5.0 mm, and a height of 4.5 mm.
  • the low-loss Mn-Zn ferrite of the present invention has a low power loss over a wide temperature range, a wide operating magnetic flux density, and a high saturation magnetic flux density even at a frequency of 1 MHz or higher, particularly 2 MHz.
  • Is suitable for magnetic cores of electronic parts such as transformers and choke coils. Switching power supplies with electronic parts having such Mn-Zn ferrite magnetic cores can operate with high efficiency, and the mounted electronic devices can be made compact. Power consumption can be reduced.

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Power Engineering (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Dispersion Chemistry (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)
  • Magnetic Ceramics (AREA)
  • Dc-Dc Converters (AREA)

Abstract

　主成分としてFe、Mn及びZn、第一の副成分としてCo，Ca及びSi、及び第二の副成分としてVa族金属の少なくとも一種を含有し、前記主成分の総量を100モル％として、FeがFe2O3換算で53～56モル％、ZnがZnO換算で1～9モル％、及び残部がMnであり、前記主成分の総量に対して質量基準で、CoがCo3O4換算で500～5000 ppm、CaがCaCO3換算で3000 ppm以下、CaとSiとの質量比がそれぞれCaCO3及びSiO2換算で2以上、かつ前記Va族金属のうちTaがTa2O5換算で250 ppm以上であり、3.2μm未満の平均結晶粒径及び1Ω・m以上の体積抵抗率ρを有し、周波数2 MHz及び磁束密度25 mTで0°C～120°Cにおける電力損失Pcvが350 kW/m3以下であることを特徴とする低損失Mn-Znフェライト。

Description

明 細 書
低損失 Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電 源
技術分野
[0001] 本発明はスイッチング電源等のトランス、チョークコイル等の電子部品に用いる Mn- Znフ ライトに関し、特に 1 MHz以上の高周波において低電力損失であり、電力損失 (コアロス）の温度依存性が小さい Mn-Znフェライト、及び力かる Mn-Znフェライトを有 する電子部品並びにスイッチング電源に関する。
背景技術
[0002] 近年の電子機器の小型軽量化、及び携帯型機器の普及に伴！ヽ、スイッチング電源 の小型化及び高性能化が進められている。スイッチング電源は電源供給が必要な様 々な回路で用いられ、例えばパーソナルコンピュータ（PC)では、 DSP (Digital Signal Processor)、 MPU (Micro- processing Unit)等の傍に DC- DCコンバータが実装されて いる。 DSP及び MPUを構成する LSI (Large- scale Integration)の動作電圧の低電圧化 に伴 ヽ、 DC-DCコンバータの低出力電圧化及び大電流化への対応が行われて 、る 。動作電圧の低下は出力電圧の変動（リップル）に対する LSIの不安定動作を招くの で、 DC-DCコンバータのスイッチング周波数を高めると 、う対策が行われて 、る。
[0003] スイッチング電源回路には、トランスやチョークコイル等のインダクタンス素子が用い られる。スイッチング周波数の高周波化は、インダクタンス素子を構成するフェライトコ ァの卷線数を減少させるので、スイッチング電源回路の小型化及び銅損低減の観点 力も好ま 、。このような観点からもスイッチング周波数は更なる高周波化が見込まれ る。
[0004] スイッチング電源回路は、 EV (電気自動車)、 HEV (ハイブリッド電気自動車)等に搭 載されたり、携帯電話等の移動体通信機器に搭載されたりして、種々の環境で使用 されるので、環境温度や負荷状態が様々に変化する。そのため、スイッチング電源回 路は、自分自身の発熱だけでなぐ他の周辺回路の発熱や環境温度により、 100°C 近くに達することがある。このようにスイッチング電源回路は高周波数で様々な環境 で用いられるため、その中のフェライトコアも、高い周波数で、かつ広い温度範囲及 び動作磁束密度範囲で低電力損失であり、高い電流値まで磁気飽和しにくいことが 要求される。
[0005] フ ライトの電力損失には、渦電流損失、ヒステリシス損失及び残留損失がある。渦 電流損失は電磁誘導作用により生じた渦電流よつて発生する起電力により起こり、周 波数の二乗に比例して増加する。ヒステリシス損失は直流ヒステリシスにより起こり、周 波数に比例して増加する。残留損失は残りの損失であって、磁壁共鳴、自然共鳴、 拡散共鳴等が要因である。電力損失は温度に対して二次曲線的に振る舞い、通常 結晶磁気異方性定数 Kが 0となる点で最小となることは良く知られている。なお Kが 0
1 1 となる温度は、初透磁率 iが最大となる温度でもあり、初透磁率/ z iのセカンダリーピ ークとも呼ばれる。
[0006] 種々の環境下で低電力損失であるように、スイッチング電源回路には飽和磁束密 度が高い Mn-Znフェライトコアが用いられている。しかしながら、 Fe 0が 50 mol%を超
2 3
える Mn- Znフェライトは、スピネル中の Fe2+の存在により Ni- Znフェライトより著しく小さ い体積抵抗率を有し、もってスイッチング周波数が高くなると渦電流損失による電力 損失が大きくなる。そのため、 Mn-Znフェライトを有するスイッチング電源回路の効率 は高周波化とともに低下すると 、う問題がある。
[0007] フェライトの電力損失の低減方法として、これまで様々な手法が提案されて 、る。高 周波数の場合に電力損失を低減するには、例えば、フェライトの結晶粒径を小さくし 、かつ高抵抗の Si及び Caを含有する粒界相を設けて、粒界相で絶縁するのが有効 である。このような手法として、「Mn-Znフェライトの低損失ィ匕」、松尾他、日本応用磁 気学会誌、 Vol. 20, No. 2, 1996、第 429頁〜第 432頁は、アルカリ金属の塩化物の添 加により粒界における Ca濃度を増加させ、交流抵抗率を高くして高周波数における 電力損失を低減することを提案して!/ヽる。
[0008] 「SnOを添カ卩した Mn-Znフェライトの電力損失について」、皆川他、日本応用磁気
2
学会誌 Vol. 20, No. 2, 1996、第 497頁〜第 500頁は、一部の Feを Snで置換することに より Fe2+と Fe3+との間の電子の移動を抑制し、結晶粒内の抵抗を高くして渦電流損失 を低減することを提案して 、る。 [0009] 「超低損失フェライト材料」、松谷他、粉体及び粉末冶金、第 41卷第 1号は、 500 kH zを超える周波数における電力損失は残留損失が支配的であるとし、結晶粒組織を 微細化 (3〜5 μ m)することにより磁壁を少なくし、磁壁共鳴が生じな 、ようにして残留 損失を低減することを提案して 、る。
[0010] 特公平 08-001844号は、 Mn-Znフ ライトに、正の結晶磁気異方性定数を有する Co を加えることにより電力損失の温度依存性を小さくするとともに、 Si, Ca及び Taを添カロ することにより渦電流損失を低減し、もって 500 kHz以上の高周波数において 20°C〜 120°Cと広!、温度範囲で低電力損失の Mn-Znフェライトを得ることを提案して 、る。
[0011] 上記のような様々な提案により Mn-Znフ ライトはある程度低電力損失ィ匕された。ス イッチング電源の効率はフェライトコアの電力損失に大きく影響されるので、スィッチ ング電源を高効率ィ匕するには、さらなるフェライトコアの低電力損失ィ匕が必要である。 特にスイッチング電源のスイッチング周波数が 1 MHz力ら 2 MHzまで進み、さらに 4 M Hz程度の高周波化まで提案されて 、る現在、このように高 、スイッチング周波数でも 広 ヽ温度範囲で低損失で、かつ高飽和磁束密度であると ヽぅ要求を満たす Mn-Znフ エライトが望まれている。し力しながら、上記従来の Mn-Znフェライトはこのような要求 を満たすことができない。
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0012] 従って本発明の目的は、 1 MHz以上、特に 2 MHz以上と高い周波数でも、広い温 度範囲及び動作磁束密度で低電力損失であり、かつ高飽和磁束密度である低損失
Mn-Znフェライトを提供することである。
[0013] 本発明のもう一つの目的は、このような低損失 Mn-Znフェライトを用いたトランスゃチ ヨークコイル等の電子部品を提供することである。
[0014] 本発明のさらにもう一つの目的は、このような電子部品を有するスイッチング電源を 提供することである。
課題を解決するための手段
[0015] 本発明の低損失 Mn-Znフェライトは、主成分として Fe、 Mn及び Zn、第一の副成分と して Co, Ca及び Si、及び第二の副成分として Va族金属の少なくとも一種を含有し、前 記主成分の総量を 100モル％として、 Fe力Fe 0換算で 53〜56モル％、 Znが ZnO換
2 3
算で 1〜9モル％、及び残部が Mnであり、前記主成分の総量に対して質量基準で、 C 0が Co 0換算で 500〜5000 ppm、 Ca力 SCaCO換算で 3000 ppm以下、 Caと Siとの質
3 4 3
量比がそれぞれ CaCO及び SiO換算で 2以上、かつ前記 Va族金属のうち Taが Ta 0
3 2 2 5 換算で 250 ppm以上であり、 3.2 μ m未満の平均結晶粒径及び 1 Ω ' m以上の体積抵 抗率 Pを有し、周波数 2 MHz及び磁束密度 25 mTで 0°C〜120°Cにおける電力損失 P cvが 350 kW/m3以下であることを特徴とする。
[0016] 前記 Va族金属は Ta、 Nb及び Vからなる群力も選ばれた少なくとも一種であり、前記 主成分の総量に対して質量基準で、前記 Va族金属の総量はそれぞれ Ta 0、 Nb 0
2 5 2 5 及び V 0換算で 250〜2000 ppmであるのが好ましい。
2 5
[0017] 本発明の低損失 Mn-Znフェライトは、第三の副成分として Zr, Hf, Sn及び Tiからなる 群力 選ばれた少なくとも一種を含有し、前記主成分の総量に対して質量基準で、 Z rが換算 ZrO換算で 1500 ppm以下、 Ηί¾¾ίΌ換算で 1500 ppm以下、 Snが SnO換算
2 2 2 で 10000 ppm以下、及び Tiが ΉΟ換算で 10000 ppm以下であるのが好ましい。
2
[0018] 本発明の低損失 Mn-Znフ ライトは、 100 kHz及び 20°Cにおける初透磁率 μ iが 400 以上であり、 100°Cにおける飽和磁束密度 Bmが 400 mT以上であるのが好ましい。
[0019] 本発明の低損失 Mn-Znフェライトは、前記主成分として Feを Fe 0換算で 54〜55モ
2 3
ル％、 Znを ZnO換算で 1.5〜7モル％、及び残部 Mnを含有し、前記主成分の総量に 対して質量基準で、 Co力 SCo 0換算で 1000〜4000 ppm、 Ca力 SCaCO換算で 500〜3
3 4 3
000 ppm,かつ Taが Ta 0換算で 500〜2000 ppmであり、周波数 2 MHz及び磁束密度
2 5
50 mTで 20°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 1500 kW/m3以下であるのが好ましい [0020] 前記主成分の総量に対して質量基準で、 Siが SiO換算で 40 ppm以上、 Ca力CaCO
2
換算で 500〜3000 ppmであり、 SiOと CaCOの合計は 750 ppm以上であるのが好まし
3 2 3
い。
[0021] 本発明の低損失 Mn-Znフェライトは、粒界層に Si及び Caとともに、 Va族金属の酸ィ匕 物の少なくとも一種を含有するのが好ましい。また結晶粒内に Caの他に Zr, Hf, Sn及 び Tiの少なくとも一種が固溶して!/、るのが好まし！/、。 [0022] 本発明の Mn-Znフェライトにおいて、平均結晶粒径は 1.0 μ m〜3.0 μ mであるのが 好ましい。高い動作磁束密度 (50mT)でも低損損失なものとするには、さらに平均結 晶粒径を、 1.2 m〜3.0 μ mとするのが好ましい。
[0023] 本発明の電子部品は、上記低損失 Mn-Znフェライトを磁心とし、前記磁心に卷線を 施してなることを特徴とする。
[0024] 本発明のスイッチング電源は、上記電子部品をトランス及び Z又はチョークコイルと して用いることを特徴とする。
発明の効果
[0025] 本発明の低損失 Mn-Znフェライトは、 1 MHz以上、特に 2 MHzと高い周波数でも、 広 、温度範囲及び動作磁束密度で低電力損失であり、かつ高飽和磁束密度である 。このため、本発明の低損失 Mn-Znフェライトを用いたトランスやチョークコイル等の 電子部品を有するスイッチング電源は高効率で動作可能であり、搭載される電子機 器を小型化できるとともに、低消費電力とすることができる。
図面の簡単な説明
[0026] [図 1]本発明の一実施例に係る Mn-Znフェライトの結晶組織を示す TEM写真である。
[図 2]本発明の一実施例に係る Mn-Znフェライトを用いた U型磁心を示す斜視図であ る。
[図 3]本発明の一実施例に係る Mn-Znフェライトを用いた U型磁心に卷線を施し、 I型 磁心と組み合わせてなるトランスを示す斜視図である。
[図 4]図 3に示すトランスを有する DC- DCコンバータの回路を示すブロック図である。 発明を実施するための最良の形態
[0027] [1] Mn- Znフェライトの組成及び特性
一般に電力損失 Pcvは次式 (1)：
Pcv = Ph + Pe + Pr
= Kh x Bm3 x f + (Ke x m2 x f x d2)/ p + Pr - " (1)
(Phはヒステリシス損失であり、 Peは渦電流損失であり、 Prは残留損失であり、 Bmは測 定磁束密度であり、 fは測定周波数であり、 は体積抵抗率であり、 dは渦電流半径（ 結晶粒径 Z2で近似）であり、 Kh及び Keは定数である。 )〖こより表される。 [0028] ヒステリシス損失 Phは専ら Mn-Znフェライトの飽和磁ィ匕及び保磁力により決まり、周 波数に比例して増加する。渦電流損失 Peは結晶粒径 Z2の二乗及び周波数の二乗 に比例し、体積抵抗率に反比例する。残留損失 Prは 500 kHz以上の周波数で顕在 化する。
[0029] ヒステリシス損失 Ph、渦電流損失 Pe及び残留損失 Prは使用周波数により変化し、ま た周波数帯により全体の電力損失に占める各損失の割合も異なる。従って、低電力 損失化のためには、各損失の低減はもとより、使用される周波数に応じた低電力損 失化が必要となる。鋭意研究の結果、 1 MHz以上、特に 2 MHz以上と高い周波数で も広 、温度範囲で低電力損失であり、かつ高飽和磁束密度となる好適な組成及び 微細組織を見出した。
[0030] Mn-Znフ ライトの結晶磁気異方性定数 Kに着目すると、結晶磁気異方性定数 K
1 1 及び磁歪定数え sが 0の組成を有するフェライトは、大きな初透磁率/ z i及び小さな電 力損失 Pcvを示すことが知られている。従って、大きな初透磁率/ z iで電力損失 Pcvを 低減するには、フェライトを構成する金属イオンのうち、正の結晶磁気異方性定数 K
1 を示す金属イオン、及び負の結晶磁気異方性定数 κを示す金属イオンの量を適宜
1
調整する必要がある。正の を示す金属イオンとして Fe2+があり、負の を示す金属
1 1
イオンとして Fe3+、 Zn2+及び Mn2+がある。それぞれの金属イオンの結晶磁気異方性定 数 は、キュリー温度 Tcに向力つて温度が上昇するに従い漸次 0に近づく。
1
[0031] フェライトの電力損失が最小となる温度はフェライト中の金属イオンの組成に応じて 変化する。金属イオンの組成により金属イオンの結晶磁気異方性定数 Kの総量が決
1 まり、 κの総量によりフェライト全体の磁気異方性が決まる。金属イオンの組成につい
1
ては、 Fe 0や ZnO等の量を変化させると、 Fe2+や他の金属イオンが増減する。
2 3
[0032] 通常チョークコイルやトランス等の電子部品用のフェライトでは、用いられる温度範 囲において、低温側で結晶磁気異方性定数 K < 0であり、温度が高くなるとともに K
1 1 は増加して、高温では K >0となり、キュリー温度 Tcに至るまでに K =0となる温度（電
1 1
力損失が最小となる温度)を有するような組成とする。
[0033] フェライト組成の調整により結晶磁気異方性定数 K =0となる温度を変化させるのは
1
容易ではあるが、飽和磁束密度、キュリー温度、初透磁率等の磁気特性の要求を満 たす必要があるので、実際には組成選択の自由度は少ない。特に Fe +の増加はフエ ライトの体積抵抗率 Pを低下させるため、渦電流損失の増加を招くので好ましくない
[0034] また Fe2+、 Fe3+、 Zn2+及び Mn2+の金属イオンの組成を調整することにより電力損失 Pc Vが最小となる温度は変化するが、温度により電力損失 Pcvが増加又は減少するとい う温度依存性を改善するのは困難である。
[0035] 以上の事情に鑑み、本発明の Mn-Znフェライトでは、 Fe2+、 Fe3+、 Zn2+及び Mn2+の金 属イオンの他に、正の結晶磁気異方性定数 Kを有する金属イオンとして Co2+を導入
1
することにより、電力損失が最小となる温度を調整するとともに、電力損失の温度依 存性を改善した。 Co2+は他の金属イオンより大きな結晶磁気異方性定数及び磁歪定 数を有するため、電力損失が最小となる温度を変化させずに電力損失の温度依存 性を改善するには、 Coの添カ卩量に応じて Fe 0量を減らせばよい。 Fe 0量を減じれ
2 3 2 3
ば、 Fe2+の量も減少するので、体積抵抗率 pの増加が期待できるとともに、渦電流損 失を低減できるので好ましい。なお Coを過剰に添加すると、低温側で磁気異方性定 数が正の側に大きくなりすぎ、急激に電力損失が増加することがある。
[0036] 以上の知見に基づき、本発明の Mn-Znフェライトの組成を、主成分としての Fe、 Mn 及び Znの総量をそれぞれ Fe 0、 Mn 0及び ZnO換算で 100モル0 /0としたとき、 Feを 5
2 3 3 4
3〜56モル％、 Znを 1〜9モル％、残部を Mnとし、前記主成分の総量に対して質量基 準で Coを Co 0換算で 500 ppm〜5000 ppmとし、 Caを CaCO換算で 3000 ppm以下と
3 4 3
し、 Caと Siとの質量比をそれぞれ CaCO及び SiO換算で 2以上とし、かつ Va族金属の
3 2
うち Taを Ta 0換算で 250 ppm以上とした。これにより、結晶磁気異方性定数 Kは低
2 5 1 減されてその温度依存性も改善された。具体的には、周波数 2 MHz及び磁束密度 25 mTで 0°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 350 kW/m3以下となった。その上、平均結 晶粒径は 3.2 μ m未満、特に 1.2 μ m〜3 μ m、体積抵抗率 pは 1 Ω 'm以上、 100 kHz 及び 20°Cにおける初透磁率 iは 400以上、 100°Cにおける飽和磁束密度 Bmは 400 mT以上、及びキュリー温度 Tcは 200°C以上であるのが好ましい。
[0037] 勿論残留損失を低減するために、初透磁率の共鳴周波数をスイッチング電源の使 用周波数より高く設定している。例えばスイッチング電源の使用周波数力 ¾ MHzであ れば、 4 MHz以上の共鳴周波数及び 8 MHz以上の磁壁共鳴周波数となるように、フ ライトの組成及び透磁率を選択する。
[0038] 本発明の Mn-Znフェライトは、前記主成分の他に、 Co, Ca及び Siからなる第一の副 成分を含有する。 Si及び Caは原料中に含まれる不純物であるが、本発明の Mn-Znフ エライトでは、 Mn-Znフェライト中に含まれる Si及び Caを所定の範囲とし、フェライト焼 結体において Si及び Caを粒界に多く存在させて、結晶粒を絶縁することにより、体積 抵抗率 Pを高くしている。
[0039] 適正な条件での焼結にお!、て Si及び Caを添加し、体積抵抗率 pを高め、相対損失 係数 tan δ Z iを小さくする。 Si及び Caは酸化鉄と低融点複合酸化物（2FeO SiO、
2
FeO 'CaO等)を形成しやすぐその添加量によりフェライト焼結体の緻密化を阻害し たり、結晶粒径を大きくしたり、またその分布を広くすることできる。しかし、後述するよ うに Ta等との複合添カ卩により、低融点複合酸ィ匕物の生成を防ぐことができる。また Ca は低融点金属が焼結時に蒸散するのを防ぐのにも寄与する。
[0040] 鋭意研究の結果、 Siを SiO換算で 40 ppm以上、 Caを CaCO換算で 3000 ppm以下
2 3
含み、 SiOと CaCOの合計を 750 ppm以上とし、 CaCOと SiOの質量比を 2以上とした
2 3 3 2
場合に、結晶粒の周囲に数 nmの均一厚さの粒界層が形成され、 Ca及び Siの複合効 果が発揮されることが分った。
[0041] 結晶粒界は極めて薄いためその結晶状態を確認するのは困難である力 3つの結 晶粒の合わさった結晶粒界 (粒界三重点）をスポット電子線回折により分析した結果 、 CaCO /SiO力 ^以上で、 SiOと CaCOの合計が 750 ppm以上である Mn- Znフェライ
3 2 2 3
ト焼結体には、粒界三重点に体積抵抗率の大きな非晶質相が形成されて ヽることが 確認された。
[0042] SiOと CaCOの合計が 750 ppm未満であると、低損失な Mn-Znフェライトが得にくい
2 3
。また SiO及び CaCOが前記範囲より多いと結晶粒が異常成長する等の異常焼結が
2 3
起こり易ぐまた少な!/、と低損失な Mn-Znフェライトが得にくい。
[0043] CaCO /SiO力^未満であると、電力損失 Pcvが著しく大きい。電力損失 Pcvの増加
3 2
は、結晶粒界層に SiO、 CaO又はこれらの化合物の結晶が現れ、結晶粒界層に部分
2
的な欠陥が生じることにより、体積抵抗率 pが低下するためであると推察できる。 [0044] Siはスピネル相に固溶しにくぐ専ら結晶粒界及びその三重点に遍在する。 Caも専 ら結晶粒界及びその三重点に偏析する力 焼成工程で Caはスピネル相に固溶し、 焼成後も一部が固溶し結晶粒内に残留する。スピネル相に固溶する Caが多くなると 、当然粒界層の Caが減少し、場合により不足する。一方、スピネル相に固溶する Ca はスピネル中の Fe2+の減少をもたらす。 Caの固溶量が多!、ほど Fe2+は減少するため、 結晶粒内の抵抗を高めて体積抵抗率 pを増加させることができる。
[0045] 従って、高 ヽ体積抵抗率 p及び低電力損失の Mn-Znフェライトを得るには、スピネ ル相に Caを固溶させて Fe2+を低減するとともに、スピネル相に固溶する Caより結晶粒 界に偏析する Caが多くなるように調整し、結晶粒内抵抗を高くするとともに、高抵抗 の結晶粒界を形成することが有効である。このためには、 Caと Siとの質量比がそれぞ れ CaCO及び SiO換算で 2以上とする必要がある。
3 2
[0046] 周波数 2 MHz及び磁束密度 25 mTで 0°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvを 350 kW/ m3以下とし、さらに周波数 2 MHz及び磁束密度 50 mTで 20°C〜120°Cにおける電力 損失 Pcvを 1500 kW/m3以下とするには、以下の組成条件を満たすのが好ましい。す なわち、主成分については、 Feは Fe 0換算で 54〜55モル0 /0であるのが好ましぐ Zn
2 3
は ZnO換算で 1.5〜7モル0 /0であるのが好ましい。また第一の副成分については、 Co は Co 0換算で 1000〜5000 ppmであるのが好ましぐ 2000〜5000 ppmであるのがより
3 4
好ましい。 Caは CaCO換算で 500〜3000 ppmであるのが好ましぐ 600〜2500 ppmで
3
あるのがより好ましい。 Siは SiO換算で 40〜700 ppmであるのが好ましぐ 50〜600 pp
2
mであるのがより好ましい。 SiOと CaCOの合計は 1000 ppm以上であるのが好ましい。
2 3
CaCO /SiOは 10以上であるのが好ましい。
3 2
[0047] 本発明の Mn-Znフェライトは、第二の副成分として Va族金属の少なくとも一種を含 む。 Va族金属は Ta、 Nb及び Vからなる群力も選ばれた少なくとも一種である。 Va族金 属は Si及び Caとともに結晶粒界層に入り、粒界層を高抵抗ィ匕することにより電力損失 を低減させる。特に Taは Nb及び Vより高融点であり、 Ca及び Siと Feとの酸ィ匕物による 低融点化を有効に阻止できるので好ましい。 Ta, Nb及び Vの合計は、質量基準でそ れぞれ Ta 0、 Nb 0、 V 0換算で 250〜2000 ppmであるのが好ましぐ 500〜2000 pp
2 5 2 5 2 5
mであるのがより好ましい。 Ta, Nb及び Vの合計量が 2000 ppmを超えると、電力損失 が増加に転じ、また初透磁率/ z iが減少するので好ましくない。 Ta, Nb及び Vの合計 量が 250 ppm未満であると、電力損失の低減効果を有効に発揮することができない。
[0048] Taの酸ィ匕物は Nbの酸ィ匕物より融点が高いので、粒界層の形成に有効である。 Ta及 び Nbは結晶粒の成長を抑制して均一な結晶組織とし、電力損失の低減に有効であ る。 Vは焼結体の加工性を向上し、欠け等の発生を抑制するのに有効である。 Vの酸 化物は Ta及び Nbの酸化物より融点が著し低 ヽので、結晶粒の成長促進機能を有す る。このため、 Vは V 0換算で 300 ppm以下とするのが好ましい。
2 5
[0049] Taは Ta 0換算で 250 ppm以上であるのが好ましぐ 500〜2000 ppmであるのがより
2 5
好ましい。 Nb及び Vはそれぞれ Nb 0及び V 0換算で 300 ppm以下であるのが好まし
2 5 2 5
い。
[0050] 本発明の Mn-Znフェライトは、さらに第三の副成分として Zr, Hf, Sn及び Tiからなる 群力も選ばれた少なくとも一種を含むことができる。 Zr, Hf, Sn及び Tiはフェライト中で 4価の安定な金属イオンとなり、結晶粒内に Caとともに固溶して体積抵抗率を増加さ せ、電力損失 Pcvを低減させる。また Zr, Hf, Sn及び Tiの少なくとも一種の添カ卩により 、スピネル中の Mn3+が Mn2+へ変化し、初透磁率/ z iが向上する。なお Zr, Hf, Sn及び T iの少なくとも一種は専ら結晶粒内に存在する力 一部が結晶粒界に存在することも ある。
[0051] Zr, Hf, Sn及び Tiの含有量は、それぞれ ZrO、 HfO、 SnO及び TiO換算で、質量
2 2 2 2
基準で 1500 ppm以下、 1500 ppm以下、 10000 ppm以下、及び 10000 ppm以下である のが好ましぐ 1000 ppm以下、 1000 ppm以下、 5000 ppm以下、及び 5000 ppm以下で あるのがより好ましい。 Zr, Hf, Sn及び Tiの含有量がそれぞれ上記上限を超えると、 異常粒成長が起こり易ぐ電力損失の劣化や飽和磁束密度の低下を招くので好まし くない。
[0052] フ ライトを構成する原料には、硫黄 S、塩素 Cl、リン P、ホウ素 B等の不純物が含ま れる。これらの不純物を減じることにより電力損失の低減及び透磁率の向上が得られ る。特に Sは、 Caと化合物を形成して結晶粒界に異物として偏祈し、体積抵抗率 pを 低下させるとともに渦電流損失を増加させることがある。このため、電力損失の更なる 低減のためには、質量基準で Sを 300 ppm以下、 C1を 100 ppm以下、 Pを 10 ppm以下、 及び Bを 1 ppm以下とするのが好ましい。
[0053] 本発明の Mn-Znフェライトにおいて、平均結晶粒径を 3. 2 μ m未満と小さくし、また 結晶粒径を均一化すると、渦電流損失が低減するだけでなぐ結晶粒の微細化によ り磁壁が少なくなるために、磁壁共鳴による残留損失が低減する。フェライト焼結体に おける平均結晶粒径を 3.2 m未満にするには、焼成に供するフ ライト仮焼粉を平 均結晶粒径 1 μ m未満に微細化し、所望の副成分組成及び条件で焼成すれば良い 。フェライト仮焼粉を微細化すると、低い焼成温度 (例えば 1200°C未満)でもフ ライト を緻密化させることができるので、得られるフェライト焼結体中の結晶粒径は小さぐ 均一となる。
[0054] 本発明の好ましい一実施例による Mn-Znフェライトは、 54〜55モル0 /0の Fe (Fe 0換
2 3 算）、 1.5〜7モル％の Zn (ZnO換算）、及び残部 Mn (Mn 0換算）からなる主成分と、
3 4
前記主成分に対する質量基準で、 1000〜4000 ppm (Co O換算）の Co、 500〜3000
3 4
ppm (CaCO換算）の Ca、及び 40〜700 ppm (SiO換算）の Siからなる第一の副成分と
3 2
、 500〜2000 ppm (Ta 0換算）の Ta及び 300 ppm (V 0換算）以下の Vからなる第二
2 5 2 5
の副成分（総量が 500〜2000 ppm)とを含有し、周波数 2 MHz及び磁束密度 50 mTで 20°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 1500 kW/m3以下であり、大きな動作磁界を与 えても低損失である。
[0055] 上記組成を有する本発明の Mn-Znフェライトでは、体積抵抗率 pは 1 Ω 'm以上、好 ましくは 2 Ω 'm以上であり、 100 kHz及び 20°Cにおける初透磁率 /z iは好ましくは 500 以上であり、 100°Cにおける飽和磁束密度 Bmは好ましくは 400 mT以上である。また周 波数 2 MHz及び磁束密度 25 mTで 0°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvは好ましくは 30 0 kW/m3以下であり、周波数 2 MHz及び磁束密度 50 mTで 20°C〜120°Cにおける電 力損失 Pcvは好ましくは 1200 kW/m3以下であり、より好ましくは 1000 kW/m3以下であ る。
[0056] [2] Mn- Znフ ライトの製造方法
予め所定量に秤量した Fe 0、 Mn 0及び ZnOを仮焼成し、粉砕した後、 Co 0、 Si
2 3 3 4 3 4
O、 CaCO、その他の副成分を適宜添加し、造粒、成形の後、焼成する。焼成工程
2 3
は、所定温度までの昇温工程と、所定温度に保持する工程と、降温工程とを含む。 好ましい焼成工程は、例えば室温力 900°Cに至るまで大気中で昇温し、 900°Cで炉 内空気を N等の不活性ガスで置換し、 1150°Cまで昇温する。 1150°Cの保持工程で
2
は不活性ガス中の酸素濃度を 0.2〜2%に制御し、平衡酸素分圧又は不活性ガス雰 囲気で降温する。 Caは、酸素濃度が高いほど結晶粒界に偏祈し、 1100°C超の高温 では低酸素分圧乃至不活性ガス雰囲気中でスピネル相に固溶する。そこで酸素分 圧を例えば 0.2〜2%に調整することにより Caを粒界に偏祈させるとともに、結晶粒内 に固溶する Caを適宜制御する。保持工程での不活性ガス中の酸素濃度は 0.3〜 1.5 %であるのが好ましい。なお上記各温度は例示であり、本発明を限定するものではな い。
[0057] 結晶粒界を非晶質相とするために、フェライト焼結体を焼結保持温度から急冷する のが好ましい。保持温度から 600°Cまでの降温速度は、 Ca, Si等の副成分の含有割 合にもよるが、 150〜500°C/hrの範囲内で組成に応じて適宜選択するのが好ましい。
[0058] 本発明を以下の実施例により更に詳細に説明するが、本発明はそれらに限定され るものではない。
[0059] 実飾 II
主成分の原料 (Fe 0、 Mn 0及び ZnO)を湿式混合した後乾燥させ、 900°Cで 2時
2 3 3 4
間仮焼成した。ボールミルに仮焼粉と、副成分の原料 (Co 0、 SiO、 CaCO及び Ta
3 4 2 3 2
O )を投入し、平均粒径が 0.75〜0.9 mとなるまで粉砕'混合した。得られた混合物
5
にバインダとしてポリビュルアルコールをカ卩え、スプレードライヤーにより顆粒化した。 顆粒を所定形状に成形した後焼成することにより、外径 14 mm,内径 7 mm及び厚さ 5 mmのトロイダル磁心を得た。
[0060] 焼成は以下の 2パターンで行った。焼成パターン Aでは、室温から 900°Cまでの昇温 を大気中で行い、 900°Cで焼成炉内の大気を Nで置換し、 N中で 1150°Cまで昇温し
2 2
た後、 N雰囲気中の酸素濃度を 0.5%として 1150°Cに 4時間保持した。その後、 1150
2
°Cから 900°Cの間は平衡酸素分圧で 100°C/hrの冷却速度で降温し、 900°C以下は N
2 雰囲気として 200°C/hrの冷却速度で降温した。焼成パターン Bは、保持工程におけ る N雰囲気中の酸素濃度を 0.1%とした以外、焼成パターン Aと同じであった。
2
[0061] 表 1に各試料の主成分及び副成分の含有量及び焼成パターンを示す。なお試料 1 〜4、 7、 9〜11は本発明の範囲内であり、試料 5、 6、 8及び 12〜15 (試料番号の後に *を有する）は本発明の範囲外である。
[0062] 表 1
Figure imgf000015_0001
[0063] 各試料にっ 、て以下の特性を測定した。
(1)電力損失 Pcvの温度依存性
岩崎通信機株式会社製の B-Hアナライザ (SY-8232)を用い、それぞれ 1 MHz及び 25 mTの条件、並びに 2 MHz及び 25 mTの条件で正弦波交流磁界を印加し、 0°C、 20 。C、 40°C、 60°C、 80°C、 100°C、 120°C及び 140°Cの各温度における電力損失 Pcvを測 定し、電力損失 Pcvの温度依存性を評価した。
(2)初透磁率 μ i及び相対損失係数 tan δ / μ ϊ ヒユーレッドパッカード製 HP-4284Aを用いて、 100 kHz及び 20°Cにおける初透磁率 μ i及び相対損失係数 tan δ / μ iを測定した。
(3)体積抵抗率 P
マルチメータを用いて測定した。
(4)密度 ds
アルキメデス法により測定した。
(5)平均結晶粒径
試料を濃塩酸でエッチングし、その表面の走査型電子顕微鏡 (SEM)写真 (3000倍 )を撮り、写真上に 30 mに相当する長さの直線を 5本引き、各直線上の結晶粒の粒 径を平均することにより求めた。
各特性の測定結果を表 2に示す。
表 2
Figure imgf000017_0001
注:（1)測定せず。
表 2 (続き）
Figure imgf000018_0001
注:（1)測定せず。
[0066] 表 2 (続き)
Figure imgf000019_0001
[0067] 試料 1〜4、 7、 9〜11について、粒界三重点を透過電子顕微鏡 (ΤΕΜ)により観察し たところ、いずれも非晶質相力 なることが確認された。結晶粒界層の厚さはいずれ も数 nmであった。また粒界三重点及び粒界の 、ずれも Ca及び Siとともに Taを含有し て 、た。図 1は本発明の範囲内の試料 10の粒界三重点及び結晶粒界の組織を示す TEM写真である。 TEM写真中、 1及び 2は主層を示し、 3は粒界三重点を示す。その 微細構造では、約 2〜3 nmの均一な厚さの粒界層が結晶粒を包んでいた。試料 10は 極めて低電力損失であった。
[0068] Ca及び Siの添カ卩量が少ない本発明の範囲外の試料 13を TEM観察したところ、粒界 層が明確に認められな力つた。試料 12の体積抵抗率は 0.7 Ω ·ΓΠと低ぐ電力損失は 0 〜140°Cの全ての測定温度で 350 kW/m3を大きく超えて 、た。 [0069] 本発明の範囲内の試料 1〜4、 7、 9〜11の平均結晶粒径は 1.9〜2.9 μ mであった。 一方、 Caを多く含む試料 8は 3.2 mの平均結晶粒径を有していた。粒径の増大によ り、渦電流損失及び残留損失が増加し、電力損失も大きくなつた。
[0070] 本発明の範囲内の試料 1〜4、 7、 9〜11は、本発明の範囲外の試料 5、 6、 8、 12〜15 と比べて、 0〜120°Cの温度範囲で低電力損失であり、特に試料 3及び 10は 140°Cでも 2 MHzにおける電力損失 Pcvが 253 kW/m3及び 257 kW/m3と低かった。このような高 温域での低電力損失化、及び電力損失 Pcvの温度依存性の低減は、低温から高温 の様々の温度に晒される電子部品（例えば自動車用等）に好適である。本発明の範 囲内の他の試料も、電力損失が最小となる温度は 20〜100°Cの間にあった。
[0071] 周波数 1 MHz及び磁束密度 25 mTの測定条件でも、本発明の範囲内の Mn-Znフ ライトは本発明の範囲外のものより広い温度範囲で低電力損失であった。また本発 明の範囲内の Mn-Znフェライトは、 100°Cにおける飽和磁束密度が 400 mT超であつ た。一例として、試料 9の飽和磁束密度、残留磁束密度及び保持力を表 3に示す。表 3から明らかなように本発明の Mn-Znフェライトは高温下でも高い飽和磁束密度を有 するので、高温環境下でも容易に磁気飽和せず、チョークコイルに用いたとき優れた 直流重畳特性が得られる。
[0072] ¾ 3
Figure imgf000020_0001
例 2
表 4に示す組成を有する Mn-Znフェライトのトロイダル磁心を実施例 1と同様の方法 で作製した。焼成はパターン Aに従った。 [0074] 表 4
Figure imgf000021_0001
[0075] 各試料にっ ヽて、実施例 1と同じ方法で電力損失 Pcv、初透磁率 μ i、損失係数 tan h / ix 密度 、体積抵抗率 p及び平均結晶粒径を測定した。なお電力損失 Pcv の測定条件は、それぞれ 1 MHz及び 50 mT、並びに 2 MHz及び 50 mTであり、測定 温度は 20°C、 60°C、 80°C、 100°C及び 120°Cであった。測定結果を表 5に示す。
表 5 斗 Pcv (kW/m3) at 1 MHz, 50 mT Pcv (kW/m3) at 2 MHz, 50 mT
No.
20°C 60。C 80°C 100°C 120°C 20°C 60°C 80°C 100。C 120。C
16 206 161 200 259 359 837 727 1095 1626 2474
17 363 254 194 198 221 980 766 640 684 841
18 155 153 132 152 173 440 424 438 515 640
19 90 96 114 119 148 226 281 359 427 534
20 62 80 103 118 153 181 234 338 401 517
21 67 79 102 116 157 158 243 341 425 562
22 378 220 158 165 194 1154 762 610 680 898
23 305 238 188 186 220 840 693 635 690 848
24 214 195 165 177 199 636 593 575 857 785
25 342 249 182 185 217 911 701 609 671 871
26 74 85 105 127 159 189 261 357 431 574
27 68 108 101 118 164 197 269 360 435 537
28 78 82 129 125 158 218 242 369 439 572
[0077] 表 5 (続き)
Figure imgf000023_0001
[0078] 各試料について、粒界三重点を TEMにより観察したところ、いずれも非晶質相から なっていることが確認された。またいずれの試料も粒界層の厚さは数 nmであった。ま た粒界三重点及び粒界層は、 Ca及び Siとともに Ta及び Vを含有していた。各試料の 体積抵抗率 pは 1 Ω 'm以上であった。また主成分 (Fe、 Mn及び Zn)に対して Coを Co
3
O換算で 2000〜5000 ppm含有する試料 17〜28は、周波数 2 MHz及び磁束密度 50
4
mTで、 20°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 1500 kW/m3以下と著しく低かった。また 周波数 1 MHz及び磁束密度 50 mTの条件でも、十分に低電力損失であった。
[0079] 試料 17〜28の Mn- Znフェライトの平均結晶粒径は 2.4〜2.8 μ mであった。一方、
Fe 0力 mol%未満である試料 16では、周波数 2 MHz及び磁束密度 50 mTで 20
2 3
°C〜120°Cにおける電力損失が大きく特に 100°C以上における電力損失 Pcvが 1500 k W/m3超であった。また、その平均結晶粒径は 1.1 μ mであった。
[0080] 低損失ィ匕には、印加磁界が大きくなるほど磁壁の移動距離を確保することが必要と なる。この点力も平均結晶粒径は小さすぎてはいけない。一方、平均結晶粒径が大 きすぎると周波数 2 MHz及び磁束密度 25 mTでの電力損失が十分に低くないことが ある。従って、平均結晶粒径は 1.0 μ m〜3 μ mであるのが好ましい。より好ましくは 1.2 μ m〜《3 μ m" ある。
[0081] 実施例 3
表 6に示す組成を有する Mn-Znフェライトのトロイダル磁心を実施例 1と同様の方法 で作製した。焼成はパターン Aに従った。
[0082] 表 6
Figure imgf000024_0001
各試料について、実施例 2と同じ方法で電力損失 Pcv、初透磁率/ z i、損失係数 tan δ / μ [,密度 、体積抵抗率 p及び平均結晶粒径を測定した。なお電力損失 Pcv の測定条件は、それぞれ 1 MHz及び 50 mT、並びに 2 MHz及び 50 mTであり、測定 温度は 20°C、 40°C、 60°C、 80°C、 100°C及び 120°Cであった。測定結果を表 7に示す。 [0084] 表 7
Figure imgf000025_0001
[0085] 表 7 (続き）
Figure imgf000025_0002
[0086] いずれの試料も粒界三重点は非晶質相から形成されていることが確認された。また いずれの試料も粒界層の厚さは数 nmであった。またいずれの試料も、粒界三重点及 び粒界の 、ずれにも Ca及び Siとともに Ta及び Vを含有して 、た。
[0087] 各試料の体積抵抗率は 1 Ω 'm以上であり、損失係数 tan δ / μ iは 5.0 X 10_6以下で あり、密度 dsは 4.80 X 103kg/m3以上であり、試料 24を除き平均結晶粒径は 1.4〜1.6 /z mであった。 1 MHz及び 50 mTにおける電力損失は、 20〜120°Cの全ての温度で 35 0 kW/m3未満であった。 Fe 0力 4.0 mol%未満である試料 29では、周波数 2 MHz及 び磁束密度 50 mTで 20°C〜120°Cにおける電力損失が大きく特に 100°C以上におけ る電力損失 Pcvが 1500 kW/m3超であった。また試料 29の平均結晶粒径は 1.1 μ mで めつに。
[0088] 実施例 4
表 8に示す組成を有する Mn-Znフェライトのトロイダル磁心を実施例 1と同様の方法 で作製した。焼成はパターン Aに従った。
[0089] 表 8
Figure imgf000026_0001
注：試料 No.における *は本発明の範囲外の試料であることを示す。
[0090] 得られた各試料につ!ヽて、実施例 1と同じ方法で電力損失 Pcv、初透磁率 μ i、損失 係数 tan δ / μ ΐ,密度 、体積抵抗率 p及び平均結晶粒径を測定した。なお電力損 失 Pcvの測定条件は、 2 MHz, 50 mT及び 100°Cの温度であった。測定結果を表 9に 示す。
[0091] 表 9
Figure imgf000027_0001
注：試料 No.における *は本発明の範囲外の試料であることを示す。
[0092] 本発明の範囲内である試料 32〜37ではいずれも、粒界三重点が非晶質相からなる ことが確認された。また試料 32〜37の粒界層の厚さはいずれも数 nmであった。また試 料 37〜42粒界三重点及び粒界の 、ずれも Ca及び Siとともに Taを含有して 、た。試料 37〜42の体積抵抗率は 1 Ω ' m以上であり、損失係数 tan δ / μ iは 5.0 X 10— 6以下で あり、密度 dsは 4.8 X 103 kg/m3以上であり、平均結晶粒径は 1.2〜1.7 /z mであった。 2 MHz, 50 mT及び 100°Cにおける電力損失は試料 37〜42のいずれも 1500kW/m3以下 であった。 Ta 0を含まない試料 36では、 2 MHz, 50 mT及び 100°Cにおける電力損
2 5
失は 1500 kW/m3を大きく超えていた。
[0093] 実施例 5
図 2は、本発明の Mn-Znフェライトからなる幅 3.8 mm、長さ 5.0 mm及び高さ 4.5 mmの 外形寸法を有する Uコア 1を示す。 Uコア 1の 2つの脚部 la, lbにそれぞれ一次卷線 3a 及び二次卷線 3bを施した後、脚部 la, lbに Iコア 2を当接させ、図 3に示すトランスを構 成した。得られたトランスを図 4に示す DC-DCコンバータの負荷に対する絶縁と電圧 変換を行う VTM (Voltage Transformation Module)のトランス部に用いた。その結果、 DC-DCコンバータの効率を著しく向上させることができた。
産業上の利用可能性
[0094] 1 MHz以上、特に 2 MHzと高い周波数でも、広い温度範囲で、かつ広い動作磁束 密度で低電力損失であり、かつ高飽和磁束密度である本発明の低損失 Mn-Znフェラ イトは、トランスやチョークコイル等の電子部品の磁心に好適であり、かかる Mn-Znフ エライト磁心を有する電子部品を有するスイッチング電源は高効率で動作することが でき、搭載される電子機器を小型化、低消費電力化することができる。

Claims

請求の範囲
[1] 主成分として Fe、 Mn及び Zn、第一の副成分として Co, Ca及び Si、及び第二の副成 分として Va族金属の少なくとも一種を含有し、前記主成分の総量を 100モル％として 、 Fe力 Fe 0換算で 53〜56モル％、 Znが ZnO換算で 1〜9モル％、及び残部が Mnで
2 3
あり、前記主成分の総量に対して質量基準で、 Coが Co 0換算で 500〜5000 ppm、 C
3 4
aが CaCO換算で 3000 ppm以下、 Caと Siとの質量比がそれぞれ CaCO及び SiO換算
3 3 2 で 2以上、かつ前記 Va族金属のうち Taが Ta 0換算で 250 ppm以上であり、 3.2 μ m未
2 5
満の平均結晶粒径及び 1 Ω 'm以上の体積抵抗率 pを有し、周波数 2 MHz及び磁束 密度 25 mTで 0°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 350 kW/m3以下であることを特徴 とする低損失 Mn-Znフ ライト。
[2] 請求項 1に記載の低損失 Mn-Znフェライトにぉ 、て、前記 Va族金属が Ta、 Nb及び V 力 なる群力 選ばれた少なくとも一種であり、前記主成分の総量に対して質量基準 で、前記 Va族金属の総量がそれぞれ Ta 0、 Nb 0及び V 0換算で 250〜2000 ppm
2 5 2 5 2 5
であることを特徴とする低損失 Mn-Znフェライト。
[3] 請求項 1又は 2に記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、第三の副成分として Zr, Hf, Sn及び Tiカゝらなる群カゝら選ばれた少なくとも一種を含有し、前記主成分の総量に 対して質量基準で、 Zrが換算 ZrO換算で 1500 ppm以下、 Hi¾¾fO換算で 1500 ppm
2 2
以下、 Snが SnO換算で 10000 ppm以下、及び Tiが ΉΟ換算で 10000 ppm以下である
2 2
ことを特徴とする低損失 Mn-Znフェライト。
[4] 請求項 1〜3のいずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、 100 kHz及び 2
0°Cにおける初透磁率/ z iが 400以上であり、 100°Cにおける飽和磁束密度 Bmが 400 m
T以上であることを特徴とする低損失 Mn-Znフェライト。
[5] 請求項 1〜4のいずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、前記主成分と して Fe力Fe 0換算で 54〜55モル％、 Znが ZnO換算で 1.5〜7モル％、及び残部が M
2 3
nであり、前記主成分の総量に対して質量基準で、 Coが Co 0換算で 1000〜5000 pp
3 4
m、 Caが CaCO換算で 500〜3000 ppm、力つ Ta力Ta 0換算で 500〜2000 ppmであり
3 2 5
、周波数 2 MHz及び磁束密度 50 mTで 20°C〜120°Cにおける電力損失 Pcvが 1500 k W/m3以下であることを特徴とする低損失 Mn-Znフェライト。
[6] 請求項 1〜5のいずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、前記主成分の 総量に対して質量基準で、 Siが SiO換算で 40 ppm以上、 Ca力 SCaCO換算で 500〜30
2 3
00 ppmであり、 SiOと CaCOの合計が 750 ppm以上であることを特徴とする低損失 Mn
2 3
- Znフェライト。
[7] 請求項 1〜6の 、ずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにぉ 、て、粒界層に Si及 び Caとともに、 Va族金属の酸ィ匕物の少なくとも一種を含有することを特徴とする低損 失 Mn- Znフェライト。
[8] 請求項 1〜7のいずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、結晶粒内に Ca の他に Zr, Hf, Sn及び Tiの少なくとも一種が固溶していること特徴とする低損失 Mn-Z nフェライト。
[9] 請求項 1〜8のいずれかに記載の低損失 Mn-Znフェライトにおいて、前記平均結晶 粒径力 l.2〜3 μ mであることを特徴とする低損失 Μη-Ζηフェライト。
[10] 請求項 1〜9のいずれかに記載の低損失 Μη-Ζηフェライトを磁心とし、前記磁心に 卷線を施してなることを特徴とする電子部品。
[11] 請求項 10に記載の電子部品をトランス及び Ζ又はチョークコイルとして有することを 特徴とするスイッチング電源。
PCT/JP2005/021385 2004-11-19 2005-11-21 低損失Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源 WO2006054749A1 (ja)

Priority Applications (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006545197A JPWO2006054749A1 (ja) 2004-11-19 2005-11-21 低損失Ｍｎ−Ｚｎフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源
US11/718,792 US7790053B2 (en) 2004-11-19 2005-11-21 Loss-loss Mn-Zn ferrite and electronic part made thereof and switching power supply
EP05809433A EP1816111A4 (en) 2004-11-19 2005-11-21 LOSS-RELIABLE MN-ZN-FERRITE AND THIS USE ELECTRONIC COMPONENT, ELECTRONIC COMPONENT AND SWITCHGEAR

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004335530 2004-11-19
JP2004-335530 2004-11-19

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006054749A1 true WO2006054749A1 (ja) 2006-05-26

Family

ID=36407282

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/021385 WO2006054749A1 (ja) 2004-11-19 2005-11-21 低損失Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源

Country Status (6)

Country Link
US (1) US7790053B2 (ja)
EP (1) EP1816111A4 (ja)
JP (1) JPWO2006054749A1 (ja)
KR (1) KR20070084472A (ja)
CN (1) CN100528802C (ja)
WO (1) WO2006054749A1 (ja)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011021263A1 (ja) * 2009-08-17 2011-02-24 トヨタ自動車株式会社 燃料電池システム
JP2016113329A (ja) * 2014-12-16 2016-06-23 Tdk株式会社 フェライトコア、電子部品、及び、電源装置
WO2016104593A1 (ja) * 2014-12-25 2016-06-30 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライトの製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト
WO2017164351A1 (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライト磁心の製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト磁心
CN110494408A (zh) * 2017-03-28 2019-11-22 日立金属株式会社 MnZn系铁氧体烧结体
US20210035717A1 (en) * 2018-02-01 2021-02-04 Lg Innotek Co., Ltd. Ferrite core and coil component comprising same
CN112707723A (zh) * 2020-12-25 2021-04-27 上海宝钢磁业有限公司 一种宽温超低功耗锰锌铁氧体材料及其制备方法
CN114269709A (zh) * 2020-07-14 2022-04-01 杰富意化学株式会社 MnCoZn类铁素体

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101857427B (zh) * 2009-04-08 2012-10-10 广东江粉磁材股份有限公司 一种高频低损耗MnZn铁氧体材料及其制造方法
CN102194561B (zh) * 2010-03-17 2013-08-14 无锡斯贝尔磁性材料有限公司 一种软磁铁氧体材料及其制备工艺
JP5853381B2 (ja) * 2011-03-09 2016-02-09 Tdk株式会社 アンテナ用磁性材料、並びに、アンテナ及び無線通信機器
CN102503397B (zh) * 2011-11-29 2014-03-12 无锡斯贝尔磁性材料有限公司 一种掺杂四氧化三锰的锰锌铁氧体及其制备方法
CN103073277A (zh) * 2012-12-14 2013-05-01 常熟市众盈电子有限公司 高频MnZn功率铁氧体材料的烧结工艺
CN103342554A (zh) * 2013-07-05 2013-10-09 无锡斯贝尔磁性材料有限公司 一种宽频低损耗锰锌铁氧体磁性材料及其制备工艺
CN103396111B (zh) * 2013-08-12 2016-01-13 江苏省晶石磁性材料与器件工程技术研究有限公司 一种高频宽温低损耗锰锌铁氧体及其制造工艺
KR101685947B1 (ko) * 2014-02-27 2016-12-13 티디케이가부시기가이샤 페라이트 소결체 및 이것을 사용한 전자 부품, 및 전원 장치
KR101685951B1 (ko) * 2014-02-27 2016-12-13 티디케이가부시기가이샤 페라이트 소결체 및 이것을 사용한 전자 부품, 및 전원 장치
JP6551057B2 (ja) * 2015-08-26 2019-07-31 Tdk株式会社 フェライトコア、電子部品、及び、電源装置
CN105244134A (zh) * 2015-11-12 2016-01-13 薛亚红 一种磁性材料及制备方法
CN105244133A (zh) * 2015-11-12 2016-01-13 薛亚红 一种磁性材料制备方法
US10919809B2 (en) 2016-03-25 2021-02-16 Hitachi Metals, Ltd. MnZn ferrite and its production method
CN106007698A (zh) * 2016-05-13 2016-10-12 泰州茂翔电子器材有限公司 一种宽温高频低损耗磁性材料及其制备工艺
KR101822299B1 (ko) * 2016-10-05 2018-01-26 현대자동차주식회사 페라이트 자성체 및 그 제조방법
CN106830913B (zh) * 2017-03-22 2020-01-10 天通控股股份有限公司 一种高频低损耗高饱和磁通密度软磁铁氧体材料及其制备方法
CN109553407B (zh) * 2018-12-29 2022-01-11 乳源东阳光磁性材料有限公司 一种高频低频兼容的锰锌功率材料及其制备方法和应用
CN111116189A (zh) * 2019-12-30 2020-05-08 苏州冠达磁业有限公司 高频率高阻抗锰锌铁氧体及其制备方法
CN114959610B (zh) * 2022-05-30 2023-08-22 陕西工业职业技术学院 一种平行臂式三自由协同驱动型薄膜掠射角溅射平台
CN116377407B (zh) * 2023-04-03 2023-08-29 之江实验室 一种低应力NbN超导薄膜及其制备方法和应用
CN117902891B (zh) * 2024-03-15 2024-05-28 天通控股股份有限公司 一种单畴结构高频高工作磁密锰锌软磁铁氧体及制备方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06290925A (ja) * 1992-08-08 1994-10-18 Hitachi Ferrite Ltd 電源用高周波低損失フェライト
JPH06310320A (ja) * 1993-04-22 1994-11-04 Matsushita Electric Ind Co Ltd 酸化物磁性体材料
JP2001080952A (ja) * 1999-09-09 2001-03-27 Tdk Corp 磁性フェライト材料
JP2004292303A (ja) * 2002-09-02 2004-10-21 Tdk Corp Ｍｎ−Ｚｎ系フェライト、トランス用磁心およびトランス

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3917325B2 (ja) * 1999-05-25 2007-05-23 Ｊｆｅケミカル株式会社 フェライト
JP2002179461A (ja) * 2000-12-11 2002-06-26 Tdk Corp ＭｎＺｎ系フェライト
TWI228729B (en) * 2002-09-02 2005-03-01 Tdk Corp Mn-Zn ferrite, transformer magnetic core and transformer

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH06290925A (ja) * 1992-08-08 1994-10-18 Hitachi Ferrite Ltd 電源用高周波低損失フェライト
JPH06310320A (ja) * 1993-04-22 1994-11-04 Matsushita Electric Ind Co Ltd 酸化物磁性体材料
JP2001080952A (ja) * 1999-09-09 2001-03-27 Tdk Corp 磁性フェライト材料
JP2004292303A (ja) * 2002-09-02 2004-10-21 Tdk Corp Ｍｎ−Ｚｎ系フェライト、トランス用磁心およびトランス

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP1816111A4 *

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2011021263A1 (ja) * 2009-08-17 2011-02-24 トヨタ自動車株式会社 燃料電池システム
JP2016113329A (ja) * 2014-12-16 2016-06-23 Tdk株式会社 フェライトコア、電子部品、及び、電源装置
US10937579B2 (en) 2014-12-25 2021-03-02 Hitachi Metals, Ltd. MnZn-ferrite and its production method
KR20170098841A (ko) * 2014-12-25 2017-08-30 히타치 긴조쿠 가부시키가이샤 MnZn계 페라이트의 제조 방법 및 MnZn계 페라이트
JPWO2016104593A1 (ja) * 2014-12-25 2017-11-02 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライトの製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト
WO2016104593A1 (ja) * 2014-12-25 2016-06-30 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライトの製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト
KR102558229B1 (ko) 2014-12-25 2023-07-20 가부시키가이샤 프로테리아루 MnZn계 페라이트의 제조 방법 및 MnZn계 페라이트
WO2017164351A1 (ja) * 2016-03-25 2017-09-28 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライト磁心の製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト磁心
JPWO2017164351A1 (ja) * 2016-03-25 2019-02-14 日立金属株式会社 ＭｎＺｎ系フェライト磁心の製造方法及びＭｎＺｎ系フェライト磁心
US10950375B2 (en) 2016-03-25 2021-03-16 Hitachi Metals. Ltd. MnZn ferrite core and its production method
CN110494408A (zh) * 2017-03-28 2019-11-22 日立金属株式会社 MnZn系铁氧体烧结体
CN110494408B (zh) * 2017-03-28 2022-05-13 日立金属株式会社 MnZn系铁氧体烧结体
US11398328B2 (en) 2017-03-28 2022-07-26 Hitachi Metals, Ltd. Sintered MnZn ferrite body
US20210035717A1 (en) * 2018-02-01 2021-02-04 Lg Innotek Co., Ltd. Ferrite core and coil component comprising same
US12002606B2 (en) * 2018-02-01 2024-06-04 Lg Innotek Co., Ltd. Ferrite core and coil component comprising same
CN114269709A (zh) * 2020-07-14 2022-04-01 杰富意化学株式会社 MnCoZn类铁素体
CN112707723A (zh) * 2020-12-25 2021-04-27 上海宝钢磁业有限公司 一种宽温超低功耗锰锌铁氧体材料及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN101061080A (zh) 2007-10-24
CN100528802C (zh) 2009-08-19
US20080007377A1 (en) 2008-01-10
US7790053B2 (en) 2010-09-07
EP1816111A1 (en) 2007-08-08
EP1816111A4 (en) 2011-12-28
JPWO2006054749A1 (ja) 2008-06-05
KR20070084472A (ko) 2007-08-24

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2006054749A1 (ja) 低損失Mn-Znフェライト及びこれを用いた電子部品並びにスイッチング電源
TWI699789B (zh) 錳鋅系鐵氧體磁心的製造方法及錳鋅系鐵氧體磁心
JP6451742B2 (ja) ＭｎＺｎ系フェライトおよびその製造方法
JP7248172B2 (ja) インダクタ
CN107001150B (zh) MnZn系铁氧体的制造方法以及MnZn系铁氧体
JP2007051052A (ja) 低損失ＭｎＺｎＮｉ系フェライト及びこれを用いた電子部品、スイッチング電源
CN110494408B (zh) MnZn系铁氧体烧结体
JP2917706B2 (ja) 酸化物磁性体材料
JP4436509B2 (ja) 低損失フェライト材料及びこれを用いたフェライトコア
US11242288B2 (en) Sintered Ni ferrite body, coil device, and method for producing sintered Ni ferrite body
JP4303443B2 (ja) フェライト材料の製造方法
JP2023134386A (ja) ＭｎＺｎ系フェライト焼結体及びＭｎＺｎ系フェライトの製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KM KN KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV LY MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006545197

Country of ref document: JP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2005809433

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 11718792

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200580039630.9

Country of ref document: CN

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020077011632

Country of ref document: KR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2005809433

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 11718792

Country of ref document: US