【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、トランス、リアクタ、チョークコイル等の電子部品に好適に用いられるフェライト材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、電子機器の小型化、高出力化が進んでいる。それに伴い各種部品の高集積化、高速処理化が進み、電力を供給する電源ラインの大電流化が要求されている。
また、高温下においても所定の性能を保つ電源ラインが要求されている。これは、電源ラインが、部品（例えばＣＰＵ）などからの発熱にさらされる場合があるためである。また、電源ラインは、自動車用電子回路のように使用環境温度の高い条件においても、所定の性能を保つ必要がある。
したがって、電源ラインに用いられるトランスやリアクタにも、高温下において大電流で使用できるものが求められる。
これらトランスやリアクタに使用される材料としては、軟磁性金属材料とフェライト材料がある。さらに、フェライト材料は、ＭｎＺｎ系フェライトとＮｉ系フェライトに分類される。
軟磁性金属材料はフェライトに比べて飽和磁束密度が高いため、より大きな電流を流しても磁気飽和をおこさない。しかしながら、軟磁性金属材料は、一般的に損失が高い、値段が高い、比重が高い、防錆性に劣るといった問題がある。
一方、フェライトはコストパフォーマンスに優れ、数１０ｋＨｚから数１００ｋＨｚの周波数帯域において損失が低いという利点がある。また、ＭｎＺｎ系フェライトは、Ｎｉ系フェライトよりも飽和磁束密度が高い。このため、大電流用のトランスおよびチョークコイル（以下、両者を総称して、「トランス等」ということがある）には、ＭｎＺｎ系フェライトが一般的に使用されている。しかしながら、近年、より高温度域、具体的には１００℃近傍で使用される場合にも、高い飽和磁束密度を示すフェライト材料が求められている。上述のように、ＭｎＺｎ系フェライトはＮｉ系フェライトよりも高い飽和磁束密度を示すものの、１００℃近傍の高温域（以下、単に高温域という）では飽和磁束密度が不十分であった。
【０００３】
そこで、高温域における飽和磁束密度を向上するための検討が種々行われている。その中で例えば、特開２０００−１５９５２３号公報（特許文献１）には、酸化鉄の含有量が６０〜７５ｍｏｌ％、酸化亜鉛の含有量が０〜２０ｍｏｌ％（但し、０を含まず）および残部が酸化マンガンからなり、１００℃での飽和磁束密度が４５０ｍＴ以上であり、かつ５０ｋＨｚ、１５０ｍＴでのコア損失の最小値が１５００ｋＷ／ｍ３以下であるフェライト焼結体が開示されている。
また、特公昭６３−５９２４１号公報（特許文献２）には、酸化マンガンの含有量が１３〜５０ｍｏｌ％、酸化亜鉛の含有量が０〜２０ｍｏｌ％（但し、０を含まず）、酸化ニッケル、酸化マグネシウム、酸化リチウムのうち少なくとも一種を０〜２６ｍｏｌ％、残部が酸化鉄４５ｍｏｌ％以上からなる基本組成を有する５００Ｇ以上の磁界中にて高温下駆動されるフェライト磁心が開示されている。
【０００４】
【特許文献１】
特開２０００−１５９５２３号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特公昭６３−５９２４１号公報（特許請求の範囲）
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
特開２０００−１５９５２３号公報に開示されたフェライト焼結体は、ＭｎＺｎ系フェライトの鉄量を増加することにより、高温度域で高飽和磁束密度を実現しているが、より高い飽和磁束密度を示すフェライト材料が求められている。また、特開２０００−１５９５２３号公報に開示された材料のうちで比較的損失が低い材料は、損失値が最小を示す温度（本明細書中でボトム温度という）が２０℃近傍にある。この材料は、一般的なトランス、リアクタ用コアが使用される温度帯域である６０〜１３０℃において、損失の温度依存性が正の傾きになり、自己発熱による熱暴走の危険性を含んでいる。
【０００６】
前述した特公昭６３−５９２４１号公報に開示されたフェライト磁心は、１５０℃以上の温度域での低損失化を図っているが、飽和磁束密度に関する考慮はなされていない。また、ボトム温度が１５０℃以上であるため一般的なトランス等が使用される温度帯域（６０〜１３０℃）では、損失、初透磁率の劣化を招く。
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、一般的なトランス等が使用される温度帯域における飽和磁束密度が高く、かつ損失が低いフェライト材料の提供を課題とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、上記課題を解決するために種々様々な検討を行った。その結果、フェライト材料を構成する成分として、所定量のＬｉを含有させることにより、高温域における飽和磁束密度が向上することを知見した。すなわち、本発明は、Ｆｅ２Ｏ３：６２〜６８ｍｏｌ％、ＺｎＯ：１２〜２０ｍｏｌ％、ＬｉＯ０．５：４ｍｏｌ％未満（但し、０を含まず）、残部実質的にＭｎＯを主成分とする焼結体からなることを特徴とするフェライト材料を提供する。本発明者の検討によると、Ｌｉを含有させることで、室温における飽和磁束密度は低下する。ところが、驚くべきことに、本発明が推奨する範囲内でのＬｉの含有は、高温域における飽和磁束密度を向上させるのである。なお、Ｌｉ酸化物は、Ｌｉ２Ｏと表記されるが、Ｌｉ換算にて組成を計算するために、本発明ではＬｉ酸化物を「ＬｉＯ０．５」と表記する。
本発明のフェライト材料は、１００℃における飽和磁束密度が４９０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）であるという優れた特性を備えることができる。
また、本発明のフェライト材料は、コア損失が最小値を示す温度であるボトム温度が６０〜１３０℃の範囲に存在する。つまり、本発明のフェライト材料は、一般的なトランス等が使用される温度帯域にボトム温度を設定することができる。
【０００８】
本発明のフェライト材料において、焼結体中のＬｉＯ０．５量が０．２〜３ｍｏｌ％であることが望ましい。ＬｉＯ０．５量を０．２〜３ｍｏｌ％の範囲とすることで、高温域における飽和磁束密度をより一層向上させることができる。
また、本発明のフェライト材料は、コア損失の最小値が１２００ｋＷ／ｍ３以下（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）という特性を備えることができる。
つまり、ＬｉＯ０．５を４ｍｏｌ％未満で含有することを特徴とする本発明のフェライト材料によれば、高温域における高飽和磁束密度という特性と、低損失という特性を兼備することができる。
【０００９】
本発明のフェライト材料において、第１副成分として、ＳｉをＳｉＯ２換算で２５０ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）およびＣａをＣａＣＯ３換算で２５００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）を含むことが望ましい。ここで、第１副成分として、ＳｉおよびＣａを含有させる場合には、Ｓｉ、ＣａをそれぞれＳｉＯ２換算、ＣａＣＯ３換算でＳｉＯ２／ＣａＣＯ３（重量比）が０．０４〜０．２５になるように設定することが有効である。
【００１０】
上述した本発明のフェライト材料において、さらに、第２副成分として、Ｎｂ２Ｏ５：４００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＺｒＯ２：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｔａ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｉｎ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｇａ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種以上を含むことが望ましい。
さらにまた、第３副成分として、ＳｎＯ２：１００００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）およびＴｉＯ２：１００００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種を含むことができる。
【００１１】
ところで、フェライト材料において高い飽和磁束密度を得るためには、主組成中のＦｅ量を増加させることが有効である。その一方で、Ｆｅ量の増加に伴い、焼結が進みにくくなるため、Ｆｅ−ｒｉｃｈ組成を選択した場合には、焼成温度を上昇させる必要がある。ところが、焼成温度を上昇させると、Ｚｎ成分が蒸発してしまい、コア損失が大きくなってしまう。さらに、焼成温度を上昇させることは、使用エネルギーの増大、使用炉材のコスト上昇等を招き、工業的にデメリットとなりうる。こうしたデメリットを排除しつつ、高温域における飽和磁束密度が高く、かつ低損失のフェライト材料を得るため、本発明者は様々な検討を行った。その結果、以下に述べる第４副成分が、低温焼成に有効に寄与することを知見した。
すなわち、本発明のＭｎＺｎＬｉ系フェライト材料において、第４副成分として、Ｐ換算でのＰの化合物：３５ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＭｏＯ３：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｖ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＧｅＯ２：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｂｉ２Ｏ３：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｓｂ２Ｏ３：３０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種以上を含むことが望ましい。これらの第４副成分を含有させることで、１３５０℃以下、さらには１３００℃近傍という比較的低温での焼成が可能となる。詳しくは後述するが、第４副成分を本発明が推奨する範囲で含有させることによって、１３５０℃以下で焼成した場合にも、高温域における飽和磁束密度が高く、かつ低損失のフェライト材料を得ることが可能となる。
【００１２】
【発明の実施の形態】
はじめに、本発明における成分の限定理由を説明する。Ｆｅ２Ｏ３の量を増加すると高温域における飽和磁束密度が向上する一方、コア損失が劣化する傾向にある。Ｆｅ２Ｏ３が６２ｍｏｌ％より少ないと高温域における飽和磁束密度が低下する。一方、Ｆｅ２Ｏ３が６８ｍｏｌ％を超えるとコア損失の増大が顕著となる。したがって、本発明ではＦｅ２Ｏ３を６２〜６８ｍｏｌ％とする。この範囲では、Ｆｅ２Ｏ３量の増加に伴ってボトム温度は高温側へシフトするが、Ｆｅ２Ｏ３量が６２〜６８ｍｏｌ％の範囲内にある場合には、ボトム温度を６０〜１３０℃の範囲に設定することができる。望ましいＦｅ２Ｏ３の量は６３〜６７ｍｏｌ％、さらに望ましいＦｅ２Ｏ３の量は６３〜６６ｍｏｌ％である。
【００１３】
ＺｎＯの量も飽和磁束密度およびコア損失に影響を与える。ＺｎＯが１２ｍｏｌ％より少ないと飽和磁束密度が低下するとともに、損失が大きくなる。また、ＺｎＯが２０ｍｏｌ％を超えても飽和磁束密度が低下するとともに、損失が大きくなる。したがって本発明ではＺｎＯを１２〜２０ｍｏｌ％とする。ＺｎＯ量の増加に伴ってボトム温度は高温側へシフトするが、ＺｎＯ量が１２〜２０ｍｏｌ％の範囲内にある場合には、ボトム温度を６０〜１３０℃の範囲に設定することができる。望ましいＺｎＯの量は１３〜１９ｍｏｌ％、さらに望ましいＺｎＯの量は１４〜１８ｍｏｌ％である。
【００１４】
ＬｉＯ０．５は、１００℃における飽和磁束密度を向上させるのに有効である。
但し、４ｍｏｌ％以上を超えて含有させると、損失が大きくなるとともに、１００℃における飽和磁束密度が添加前と同等以下のレベルまで低下してしまう。したがって本発明では、ＬｉＯ０．５の量を４ｍｏｌ％未満とする。望ましいＬｉＯ０．５の量は０．２〜３．５ｍｏｌ％、さらに望ましいＬｉＯ０．５の量は０．５〜３ｍｏｌ％である。
本発明のフェライト材料は主成分として、上記以外に実質的な残部としてＭｎＯを含む。
【００１５】
つぎに、副成分の限定理由について説明する。
本発明のフェライト材料は、第１副成分としてＳｉをＳｉＯ２換算で２５０ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）およびＣａをＣａＣＯ３換算で２５００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の範囲内で含むことができる。ＳｉおよびＣａは、結晶粒界に偏析して高抵抗層を形成して低損失に寄与するとともに焼結助剤として焼結密度を向上する効果を有する。ＳｉがＳｉＯ２換算で２５０ｐｐｍを超え、あるいはＣａがＣａＣＯ３換算で２５００ｐｐｍを超えると、不連続異常粒成長による損失の劣化が大きい。そこで本発明では、ＳｉをＳｉＯ２換算で２５０ｐｐｍ以下、ＣａをＣａＣＯ３換算で２５００ｐｐｍ以下とする。一方、ＳｉがＳｉＯ２換算で８０ｐｐｍ未満、あるいはＣａがＣａＣＯ３換算で８００ｐｐｍ未満では上記効果を十分に得ることができないため、ＳｉはＳｉＯ２換算で８０ｐｐｍ以上、ＣａはＣａＣＯ３換算で８００ｐｐｍ以上、含有させることが望ましい。
さらに望ましいＳｉおよびＣａの含有量はＳｉはＳｉＯ２換算で８０〜２００ｐｐｍ、ＣａはＣａＣＯ３換算で１０００〜１８００ｐｐｍ、より望ましいＳｉおよびＣａの含有量はＳｉはＳｉＯ２換算で８０〜１５０ｐｐｍ、ＣａはＣａＣＯ３換算で１２００〜１７００ｐｐｍである。
低損失に寄与し、かつ焼結助剤として焼結密度を向上する効果を有するとともに、所定量のＳｉおよびＣａの含有は、高温域における飽和磁束密度の向上にも有効に寄与する。
【００１６】
また、ＳｉとＣａを複合添加する場合には、Ｓｉ、ＣａをそれぞれＳｉＯ２換算、ＣａＣＯ３換算でＳｉＯ２／ＣａＣＯ３（重量比）が０．０４〜０．２５、より望ましくは０．０５〜０．２の範囲になるように設定することが有効である。
【００１７】
本発明は第２副成分として、Ｎｂ２Ｏ５：４００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＺｒＯ２：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｔａ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｉｎ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｇａ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種以上を含むことができる。これらの第２副成分を含有することによって、飽和磁束密度の向上および／または損失低減という効果を得ることができる。その効果を十分に享受するためには、Ｎｂ２Ｏ５，ＺｒＯ２，Ｔａ２Ｏ５，Ｉｎ２Ｏ５，Ｇａ２Ｏ５は５０ｐｐｍ以上含有させることが望ましい。さらに望ましい含有量は、Ｎｂ２Ｏ５：８０〜３００ｐｐｍ、ＺｒＯ２，Ｔａ２Ｏ５，Ｉｎ２Ｏ５，Ｇａ２Ｏ５は２００〜８００ｐｐｍである。なお、第２副成分を複合して添加する場合、添加量の合計は１０００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００１８】
本発明は第３副成分として、ＳｎＯ２：１００００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）およびＴｉＯ２：１００００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種を含むことができる。ＳｎＯ２およびＴｉＯ２は、結晶粒内、結晶粒界に存在し損失低減の効果がある。１００００ｐｐｍを超えると、不連続異常粒成長による損失の劣化や飽和磁束密度の低下を招く。そのために本発明では、ＳｎＯ２およびＴｉＯ２の上限値を各々１００００ｐｐｍとする。一方、以上の効果を十分享受するためには、第３副成分を５００ｐｐｍ以上含有させることが望ましい。さらに望ましいＳｎＯ２およびＴｉＯ２の量は１０００〜８０００ｐｐｍ、より望ましいＳｎＯ２およびＴｉＯ２の含有量は１０００〜７０００ｐｐｍである。なお、第３副成分を複合して添加する場合、添加量の合計は１００００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００１９】
本発明は第４副成分として、Ｐ換算でのＰの化合物：３５ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＭｏＯ３：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｖ２Ｏ５：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、ＧｅＯ２：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｂｉ２Ｏ３：１０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）、Ｓｂ２Ｏ３：３０００ｐｐｍ以下（但し、０を含まず）の一種または二種以上を含むことができる。第４副成分は、焼結助剤として焼結密度を向上させる効果を有するとともに、低温焼成に寄与する。具体的には、第４副成分を本発明が推奨する範囲内で含めることにより、１３４０℃以下、さらには約１３００℃という比較的低温で焼成を行った場合にも、９５％以上の相対密度、４８０ｍＴ以上の飽和磁束密度（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、かつコア損失の最小値を１２００ｋＷ／ｍ３以下（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）とすることが可能となる。その効果を十分に享受するためには、ＭｏＯ３，Ｖ２Ｏ５，ＧｅＯ２，Ｂｉ２Ｏ３，Ｓｂ２Ｏ３は５０ｐｐｍ以上、Ｐ換算でのＰの化合物は５ｐｐｍ以上含有されることが望ましい。
【００２０】
より望ましい含有量は、ＭｏＯ３，Ｖ２Ｏ５については７００ｐｐｍ以下、ＧｅＯ２，Ｂｉ２Ｏ３については６００ｐｐｍ以下である。ＭｏＯ３，Ｖ２Ｏ５のさらに望ましい含有量は１００〜６００ｐｐｍ、ＧｅＯ２，Ｂｉ２Ｏ３のさらに望ましい含有量は１００〜６００ｐｐｍである。また、Ｐ換算でのＰの化合物の望ましい含有量は２５ｐｐｍ以下、さらに望ましい含有量は５〜２０ｐｐｍである。Ｓｂ２Ｏ３についての望ましい含有量は２５００ｐｐｍ以下、さらに望ましい含有量は２００〜２０００ｐｐｍである。なお、第４副成分を複合して添加する場合、添加量の合計は２５００ｐｐｍ以下とすることが望ましい。
【００２１】
本発明のフェライト材料は、上述した組成を適宜選択することにより、１００℃における飽和磁束密度を４８０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、かつコア損失が最小値を示す温度であるボトム温度を６０〜１３０℃の範囲に存在させることができる。さらに、１００℃における飽和磁束密度を４９０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、かつコア損失の最小値を１２００ｋＷ／ｍ３以下（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）とすることができる。特に、望ましい組成を選択することにより、１００℃における飽和磁束密度を４９０ｍＴ以上（測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、コア損失の最小値を１１００ｋＷ／ｍ３以下（測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）という従来では得ることのできなかった特性を得ることができる。
【００２２】
本発明のフェライト材料は、以上の特性に加えて、ボトム温度を６０〜１３０℃、さらには７０〜１２０℃、望ましくは８０〜１２０℃の範囲に設定することができる。したがって、本発明のフェライト材料を用いたフェライト部品は、その実用的な使用温度帯域にボトム温度が存在することになる。しかも本発明のフェライト材料は、室温における初透磁率が６００、さらには７００以上という高い値を有している。
【００２３】
次に、本発明によるフェライト材料にとって好適な製造方法を説明する。
主成分の原料としては、酸化物または加熱により酸化物となる化合物の粉末を用いる。具体的には、Ｆｅ２Ｏ３粉末、Ｍｎ３Ｏ４粉末、ＺｎＯ粉末およびＬｉ２ＣＯ３粉末等を用いることができる。各原料粉末の平均粒径は０．１〜３．０μｍの範囲で適宜選択すればよい。
主成分の原料粉末を湿式混合した後、仮焼きを行う。仮焼きの温度は８００〜１０００℃の範囲内での所定温度で、また雰囲気はＮ２または大気とすればよい。仮焼きの安定時間は０．５〜５．０時間の範囲で適宜選択すればよい。仮焼き後、仮焼き体を例えば、平均粒径０．５〜２．０μｍ程度まで粉砕する。なお、本発明では、上述の主成分の原料に限らず、２種以上の金属を含む複合酸化物の粉末を主成分の原料としてもよい。例えば、塩化鉄、塩化マンガンを含有する水溶液を酸化培焼することによりＦｅ、Ｍｎを含む複合酸化物の粉末が得られる。この粉末とＺｎＯ粉末を混合して主成分原料としてもよい。このような場合には、仮焼きは不要である。
【００２４】
同様に副成分の原料として、酸化物または加熱により酸化物となる化合物の粉末を用いることもできる。具体的には、ＳｉＯ２、ＣａＣＯ３、Ｎｂ２Ｏ５、ＺｒＯ２、Ｔａ２Ｏ５、Ｉｎ２Ｏ５、Ｇａ２Ｏ５、ＳｎＯ２、ＴｉＯ２、ＭｏＯ３、Ｖ２Ｏ５、ＧｅＯ２、Ｂｉ２Ｏ３、Ｓｂ２Ｏ３等を用いることができる。また、第４副成分としてＰ化合物を選択する場合には、加熱によりＰ化合物が得られる粉末、例えば（Ｃａ３（ＰＯ４）２）等を用いることができる。これら副成分の原料粉末は、仮焼き後に粉砕された主成分の粉末と混合される。但し、主成分の原料粉末と混合した後に、主成分とともに仮焼きに供することもできる。
【００２５】
主成分および副成分からなる混合粉末は、後の成形工程を円滑に実行するために顆粒に造粒される。造粒は例えばスプレードライヤを用いて行うことができる。混合粉末に適当な結合材、例えばポリビニルアルコール（ＰＶＡ）を少量添加し、これをスプレードライヤで噴霧、乾燥する。得られる顆粒の粒径は８０〜２００μｍ程度とすることが望ましい。
【００２６】
得られた顆粒は、例えば所定形状の金型を有するプレスを用いて所望の形状に成形され、この成形体は焼成工程に供される。
焼成工程においては、焼成温度と焼成雰囲気を制御する必要がある。
焼成温度は１２５０〜１４５０℃の範囲から適宜選択することができるが、本発明のフェライト材料の効果を十分引き出すには、１３００〜１４００℃の範囲で焼成することが望ましい。
【００２７】
本発明によるフェライト材料は、９３％以上、さらに望ましくは９５％以上の相対密度を得ることができる。
本発明によるフェライト材料は、平均結晶粒径は５〜３０μｍの範囲とすることが望ましい。結晶粒径が小さいとヒステリシス損失が大きくなり、一方結晶粒径が大きいと渦電流損失が大きくなるからである。望ましい平均結晶粒径は８〜２５、より望ましい平均結晶粒径は１０〜２０μｍである。
【００２８】
【実施例】
以下、本発明を具体的な実施例に基づいて説明する。
（第１実施例）
表１に示す組成を有するフェライトコアを作製した。
主成分の原料には、Ｆｅ２Ｏ３粉末、ＭｎＯ粉末、ＺｎＯ粉末およびＬｉ２ＣＯ３粉末を用い、これらを湿式混合した後、９００℃で２時間仮焼した。
次いで、主成分の原料の仮焼物と副成分の原料とを混合した。副成分の原料には、ＳｉＯ２粉末、ＣａＣＯ３粉末、Ｎｂ２Ｏ５粉末を用いた。主成分原料の仮焼物に副成分の原料を添加して、粉砕しながら混合した。粉砕は、仮焼物の平均粒径が約１．５μｍとなるまで行った。得られた混合物にバインダを加え、顆粒化した後、成形してトロイダル形状の成形体を得た。
【００２９】
得られた成形体を酸素分圧制御下において、温度１３５０℃（安定部５時間、安定部酸素分圧１％）で焼成することにより、フェライトコアを得た。
また、このフェライトコアを用いて、室温および１００℃における飽和磁束密度（Ｂｓ，測定磁界：１１９４Ａ／ｍ）、コア損失の最小値（Ｐｃｖ，測定条件：１００ｋＨｚ、２００ｍＴ）、ボトム温度（Ｂ．Ｔｅｍｐ．）、初透磁率（μｉ，測定温度：２５℃、測定周波数１００ｋＨｚ）を測定した。その結果を表１に併せて示す。また、ＬｉＯ０．５量と１００℃における飽和磁束密度との関係を図１に示す。
【００３０】
【表１】
【００３１】
まず、１００℃における飽和磁束密度に着目する。
表１および図１に示すように、ＬｉＯ０．５量（以下、単に「Ｌｉ量」という場合がある）が増加するにつれて、１００℃における飽和磁束密度が徐々に向上し、Ｌｉ量が１ｍｏｌ％以上になると、５００ｍＴ以上の飽和磁束密度を示す。但し、Ｌｉ量１〜２ｍｏｌ％をピークとして、飽和磁束密度は徐々に低下し、Ｌｉ量が４ｍｏｌ％になると、Ｌｉ含有なしの場合と同じ値を示す。
以上の結果から、ＬｉＯ０．５量を４ｍｏｌ％未満の範囲内で含有させることで、１００℃における飽和磁束密度を４９０ｍＴ以上、さらには５００ｍＴ以上とすることができることが確認された。望ましいＬｉＯ０．５量は０．２〜３．５ｍｏｌ％、さらに望ましいＬｉＯ０．５量は０．５〜３ｍｏｌ％である。
【００３２】
ここで、表１には、１００℃における飽和磁束密度とともに、室温における飽和磁束密度も示している。
表１に示すように、室温では、Ｌｉ含有なしの場合が最も高い飽和磁束密度を示し、Ｌｉ量が増加するにつれて飽和磁束密度が徐々に低下する。つまり、Ｌｉの含有に伴う、室温における飽和磁束密度の変動は、上述した１００℃における場合と異なる傾向を示す。
室温における飽和磁束密度と、１００℃における飽和磁束密度の比較から、所定量のＬｉ含有による飽和磁束密度の向上という効果は、高温域で得られる特異な効果であることが確認された。
【００３３】
次に、表１のコア損失の最小値（Ｐｃｖ）およびボトム温度（Ｂ．Ｔｅｍｐ．）に着目する。
表１に示すように、Ｌｉの含有により、ボトム温度が高温側にシフトする。そして、Ｌｉを所定量含有する本発明によるフェライト材料によれば、ボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定することができること、その温度範囲におけるコア損失の最小値を１２００ｋＷ／ｍ３以下にすることができることが確認された。
Ｌｉを含有しない場合には、ボトム温度が４０℃と低い。一方、Ｌｉ量が４ｍｏｌ％になると、ボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定することは可能であるが、コア損失が１８００ｋＷ／ｍ３以上と大きくなってしまう。
【００３４】
表１の初透磁率（μｉ）に着目すると、本発明による試料Ｎｏ．１、２は、７００以上という高い初透磁率を得ていることがわかる。
【００３５】
以上の結果から、フェライト焼結体にＬｉＯ０．５を４ｍｏｌ％未満の範囲内で含有させることで、１００℃における飽和磁束密度を向上させることができることがわかった。また、所定量のＬｉの含有は、ボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定すること、およびこの温度範囲におけるコア損失の最小値を１２００ｋＷ／ｍ３以下とする上でも有効であることがわかった。
【００３６】
（第２実施例）
第１実施例と同様の工程により、表２に示す組成を有するフェライトコアを作製するとともに、実施例１と同様に特性等を測定した。その結果を表２に併せて示す。
また、表２中、従来例１〜４は、特開２０００−１５９５２３号公報に開示されたＭｎＺｎ系フェライト材料の特性等を示している。
【００３７】
【表２】
【００３８】
表２に示すように、本発明によるフェライト材料は、いずれもボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定することが可能であるとともに、従来例１〜３よりも高い４８０ｍＴ以上の飽和磁束密度を有している。その上、本発明によるフェライト材料は、コア損失が１２００ｋＷ／ｍ３以下となっており、従来例対比、コア損失が相当程度低減されていることがわかる。
従来例４は５０３ｍＴという高い飽和磁束密度を得ているものの、コア損失が１８００ｋＷ／ｍ３以上と大きく、また初透磁率も５００未満の値を示す。これに対し、本発明によるフェライト材料によれば、４８０ｍＴ以上の飽和磁束密度および１２００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失、６００以上の初透磁率を兼備することが可能である。
【００３９】
比較例３，試料Ｎｏ．３，試料Ｎｏ．２，試料Ｎｏ．４および比較例４は、この順にＦｅ２Ｏ３が増加している。その中で、Ｆｅ２Ｏ３が６０．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より少ない場合、および７０．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より多い場合に飽和磁束密度が低くかつコア損失が大きいことがわかる。
次に、比較例５，試料Ｎｏ．５，試料Ｎｏ．６および比較例６は、この順にＺｎＯが増加している。その中で、ＺｎＯが１１．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より少ない場合に、コア損失が大きいことがわかる。一方、ＺｎＯが２１．０ｍｏｌ％と本発明の範囲より多い場合には、ボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定することができない。
以上の結果より、ボトム温度を８０〜１２０℃の範囲内に設定しつつ、高飽和磁束密度および低コア損失という効果を享受するためには、Ｆｅ２Ｏ３を６２〜６８ｍｏｌ％の範囲、ＺｎＯを１２〜２０ｍｏｌ％の範囲に設定することが重要であることが確認された。また、初透磁率（μｉ）についても、本発明による試料はいずれも７００以上という高い値を示す。
【００４０】
（第３実施例）
第１実施例と同様の工程により、表３に示す組成を有するフェライトコアを作製するとともに、第１実施例と同様に特性等を測定した。その結果を表３に併せて示す。
【００４１】
【表３】
【００４２】
表３から、第１副成分としてのＳｉおよびＣａの添加量の変動に伴い、飽和磁束密度、コア損失および初透磁率が変動することがわかる。
試料Ｎｏ．７，８は、Ｓｉの添加量が異なる点を除けば、フェライト焼結体における組成は等しい。ところが、ＳｉＯ２換算でＳｉを２００ｐｐｍ含有する試料Ｎｏ．７の方が、ＳｉＯ２換算でＳｉを１００ｐｐｍ含有する試料Ｎｏ．８よりも高い飽和磁束密度を示す。この結果から、Ｓｉは、飽和磁束密度を向上させる上で有効な添加物であるといえる。
また、試料Ｎｏ．７と試料Ｎｏ．９の特性を比較すると、ＳｉおよびＣａの添加量がいずれも試料Ｎｏ．９よりも少ない試料Ｎｏ．７の方が、高い飽和磁束密度および低いコア損失を示すことから、ＳｉおよびＣａを複合添加する場合にも適切な添加量があると推察される。
【００４３】
（第４実施例）
第１実施例と同様の工程により、表４に示す組成を有するフェライトコアを作製するとともに、第１実施例と同様に特性等を測定した。その結果を表４に併せて示す。
【００４４】
【表４】
【００４５】
表４に示すように、第２副成分（Ｎｂ２Ｏ５，ＺｒＯ２，Ｔａ２Ｏ５，Ｉｎ２Ｏ５，Ｇａ２Ｏ５）、第３副成分（ＳｎＯ２，ＴｉＯ２）または第４副成分（ＧｅＯ２，Ｖ２Ｏ５）を添加しても、４８０ｍＴ以上の飽和磁束密度および１２００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失（Ｐｃｖ）を兼備することができることがわかった。特に、第２副成分としてのＮｂ２Ｏ５，ＺｒＯ２，Ｔａ２Ｏ５を添加した場合には、５００ｍＴ近傍の飽和磁束密度および９００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失（Ｐｃｖ）を兼備することができる。また、第４副成分としてのＶ２Ｏ５を添加した場合には、５１０ｍＴという非常に高い飽和磁束密度を得ることができる。
そして、第２副成分（Ｎｂ２Ｏ５，ＺｒＯ２，Ｔａ２Ｏ５，Ｉｎ２Ｏ５，Ｇａ２Ｏ５）、第３副成分（ＳｎＯ２，ＴｉＯ２）または第４副成分（ＧｅＯ２，Ｖ２Ｏ５）を添加しても、ボトム温度を所望の範囲内に設定することができることがわかった。
【００４６】
（第５実施例）
焼成温度を１３００℃とし、かつ第４副成分（Ｐ換算でのＰの化合物、ＭｏＯ３，ＧｅＯ２，Ｂｉ２Ｏ３，Ｓｂ２Ｏ３，Ｖ２Ｏ５）を添加した以外は第１実施例と同様の工程により、表５に示す組成を有するフェライトコアを作製した。第１実施例と同様に特性等を測定した結果を表５に併せて示す。なお、Ｐを除く第４副成分は酸化物として、Ｐについてはリン酸カルシウムとして添加した。表５中、ＰについてはＰ換算での添加量を示している。また、焼成温度を１３００℃とするが第４副成分を添加していないフェライトコアの特性、第４実施例で作製したＶ２Ｏ５を添加した試料Ｎｏ．１８（焼成温度を１３５０℃）の特性も、比較の便宜のために表５に併せて示す。なお、表５中に示した試料の焼成時間はいずれも５時間、焼成時の酸素分圧は０．５％である。
【００４７】
【表５】
【００４８】
試料Ｎｏ．１９と試料Ｎｏ．２０〜２５を比較すると、第４副成分を添加することによって、飽和磁束密度（Ｂｓ）が向上した。しかも、第４副成分を添加した試料Ｎｏ．２０〜２５はいずれも１１００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失（Ｐｃｖ）を得ている。よって、第４副成分の添加は、コア損失（Ｐｃｖ）の上昇を抑えつつ、飽和磁束密度（Ｂｓ）を向上させる上で有効であるといえる。特に、ＭｏＯ３を２００ｐｐｍ添加した試料Ｎｏ．２１、Ｓｂ２Ｏ３を１０００ｐｐｍ添加した試料Ｎｏ．２４については、１３００℃という比較的低温な焼成温度においても、５００ｍＴ近傍の高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を示しつつ、１０００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失（Ｐｃｖ）を得ている。
また、ボトム温度（Ｂ．Ｔｅｍｐ．）に着目すると、第４副成分を添加した場合も、ボトム温度を８０℃という所望の範囲内の温度に設定することができることがわかる。さらに、初透磁率（μｉ）についても、本発明による実施例は、従来例と同等の値を得ていることがわかる。
【００４９】
次に、試料Ｎｏ．２５と試料Ｎｏ．１８との比較を行う。両者は、焼成条件が異なる以外は同一の条件で作製されたものである。１３５０℃で焼成された試料Ｎｏ．１８の方が、高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を得ていることを鑑みると、焼成温度を高くすることは飽和磁束密度（Ｂｓ）を向上させる上では有利であるいえる。その一方で、焼成温度が高くなると、コア損失（Ｐｃｖ）が大きく、また初透磁率（μｉ）が低下する傾向があると伺えることから、低損失、高飽和磁束密度（Ｂｓ）および高い初透磁率（μｉ）という特性を兼備したフェライト材料を得るためには、比較的低い温度で焼成された場合にも、高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を示すことが重要である。
ここで、表５に示したように、第４副成分を添加した試料Ｎｏ．２０〜２５はいずれも１３００℃という比較的低温な焼成温度においても、４９０ｍＴ以上という高い飽和磁束密度（Ｂｓ）を得ていることから、第４副成分はいずれも焼結助剤として有効に機能することがわかった。
以上の結果から、第４副成分は焼結助剤として有効であり、第４副成分を添加することによって、焼成温度が１３００℃の場合であっても、９５％以上の相対密度、４９０ｍＴ以上の飽和磁束密度（Ｂｓ）および１１００ｋＷ／ｍ３以下のコア損失（Ｐｃｖ）を達成することができることがわかった。また、第４副成分を添加した場合にも、ボトム温度（Ｂ．Ｔｅｍｐ．）を所望の温度範囲内（６０〜１３０℃）に設定することができることも確認できた。
【００５０】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、一般的なトランス等が使用される温度帯域における飽和磁束密度が高く、かつ損失が低いフェライト材料を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｌｉ量と１００℃における飽和磁束密度との関係を示すグラフである。[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a ferrite material suitably used for electronic components such as a transformer, a reactor, and a choke coil.
[0002]
[Prior art]
In recent years, downsizing and higher output of electronic devices are progressing. Along with this, various components have been highly integrated and high-speed processing has progressed, and there has been a demand for increasing the current of the power supply line for supplying power.
Further, there is a demand for a power supply line that maintains a predetermined performance even at high temperatures. This is because the power supply line may be exposed to heat generated from a component (for example, CPU). In addition, the power supply line needs to maintain a predetermined performance even under conditions where the operating environment temperature is high like an automobile electronic circuit.
Therefore, transformers and reactors used for power lines are also required to be usable with a large current at high temperatures.
Materials used for these transformers and reactors include soft magnetic metal materials and ferrite materials. Further, the ferrite material is classified into MnZn ferrite and Ni ferrite.
Since the soft magnetic metal material has a higher saturation magnetic flux density than ferrite, magnetic saturation does not occur even when a larger current flows. However, soft magnetic metal materials generally have problems such as high loss, high price, high specific gravity, and poor rust prevention.
On the other hand, ferrite is excellent in cost performance and has an advantage that loss is low in a frequency band of several tens kHz to several hundreds kHz. Further, the MnZn-based ferrite has a higher saturation magnetic flux density than the Ni-based ferrite. For this reason, MnZn-based ferrite is generally used for transformers and choke coils for large currents (hereinafter, both may be collectively referred to as “transformers”). However, in recent years, there has been a demand for a ferrite material exhibiting a high saturation magnetic flux density even when used in a higher temperature range, specifically around 100 ° C. As described above, although the MnZn-based ferrite shows a higher saturation magnetic flux density than the Ni-based ferrite, the saturation magnetic flux density is insufficient in a high temperature region near 100 ° C. (hereinafter simply referred to as a high temperature region).
[0003]
Therefore, various studies for improving the saturation magnetic flux density in the high temperature range have been made. Among them, for example, in JP 2000-159523 A (Patent Document 1), the content of iron oxide is 60 to 75 mol%, the content of zinc oxide is 0 to 20 mol% (however, not including 0) and The balance is made of manganese oxide, the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 450 mT or more, and the minimum core loss at 50 kHz and 150 mT is 1500 kW / m. 3 The following ferrite sintered body is disclosed.
In Japanese Patent Publication No. 63-59241 (Patent Document 2), the content of manganese oxide is 13 to 50 mol%, the content of zinc oxide is 0 to 20 mol% (however, not including 0), nickel oxide, A ferrite core that is driven at a high temperature in a magnetic field of 500 G or more having a basic composition of at least one of magnesium oxide and lithium oxide consisting of 0 to 26 mol% and the balance of 45 mol% or more of iron oxide is disclosed.
[0004]
[Patent Document 1]
JP 2000-159523 A (Claims)
[Patent Document 2]
Japanese Patent Publication No. 63-59241 (Claims)
[0005]
[Problems to be solved by the invention]
The ferrite sintered body disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-159523 achieves a high saturation magnetic flux density at a high temperature range by increasing the amount of iron of the MnZn-based ferrite. There is a need for ferrite materials that are shown. Further, among materials disclosed in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2000-159523, a material having a relatively low loss has a temperature at which the loss value is minimum (referred to as a bottom temperature in this specification) in the vicinity of 20 ° C. This material has a risk of thermal runaway due to self-heating when the temperature dependence of loss becomes a positive slope in a temperature range of 60 to 130 ° C. in which a general transformer and reactor core are used. .
[0006]
The ferrite core disclosed in the aforementioned Japanese Examined Patent Publication No. 63-59241 is intended to reduce the loss in the temperature range of 150 ° C. or higher, but no consideration is given to the saturation magnetic flux density. Further, since the bottom temperature is 150 ° C. or higher, loss and deterioration of initial magnetic permeability are caused in a temperature band (60 to 130 ° C.) where a general transformer or the like is used.
The present invention has been made based on such a technical problem, and an object of the present invention is to provide a ferrite material having a high saturation magnetic flux density and a low loss in a temperature band in which a general transformer or the like is used.
[0007]
[Means for Solving the Problems]
The present inventor has conducted various studies in order to solve the above problems. As a result, it has been found that the saturation magnetic flux density in the high temperature region is improved by containing a predetermined amount of Li as a component constituting the ferrite material. That is, the present invention relates to Fe 2 O 3 : 62-68 mol%, ZnO: 12-20 mol%, LiO 0.5 : Ferrite material characterized by comprising a sintered body of less than 4 mol% (excluding 0), the balance being essentially composed of MnO. According to the study of the present inventor, the saturation magnetic flux density at room temperature is reduced by containing Li. However, surprisingly, the inclusion of Li within the range recommended by the present invention improves the saturation magnetic flux density in the high temperature range. Li oxide is Li 2 Although expressed as O, in order to calculate the composition in terms of Li, in the present invention, Li oxide is referred to as “LiO”. 0.5 ".
The ferrite material of the present invention can have an excellent characteristic that the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 490 mT or more (measurement magnetic field: 1194 A / m).
In addition, the ferrite material of the present invention has a bottom temperature in the range of 60 to 130 ° C., which is a temperature at which the core loss has a minimum value. That is, the ferrite material of the present invention can set the bottom temperature in a temperature range where a general transformer or the like is used.
[0008]
In the ferrite material of the present invention, LiO in the sintered body 0.5 The amount is desirably 0.2 to 3 mol%. LiO 0.5 By setting the amount in the range of 0.2 to 3 mol%, the saturation magnetic flux density in the high temperature region can be further improved.
The ferrite material of the present invention has a minimum core loss of 1200 kW / m. 3 The following characteristics (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT) can be provided.
That is, LiO 0.5 According to the ferrite material of the present invention, which is characterized by containing less than 4 mol%, it is possible to combine the characteristics of high saturation magnetic flux density at high temperatures and the characteristics of low loss.
[0009]
In the ferrite material of the present invention, Si is SiO as the first subcomponent. 2 Converted to 250 ppm or less (excluding 0) and Ca to CaCO 3 It is desirable that it contains 2500 ppm or less (excluding 0) in terms of conversion. Here, when Si and Ca are contained as the first subcomponent, Si and Ca are changed to SiO. 2 Conversion, CaCO 3 SiO in conversion 2 / CaCO 3 It is effective to set (weight ratio) to be 0.04 to 0.25.
[0010]
In the ferrite material of the present invention described above, Nb is further added as the second subcomponent. 2 O 5 : 400 ppm or less (excluding 0), ZrO 2 : 1000 ppm or less (excluding 0), Ta 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), In 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), Ga 2 O 5 : 1000 ppm or less (however, not including 0), it is desirable to include one or more.
Furthermore, as the third subcomponent, SnO 2 : 10000 ppm or less (excluding 0) and TiO 2 : 10000 ppm or less (however, not including 0) can be included.
[0011]
By the way, in order to obtain a high saturation magnetic flux density in the ferrite material, it is effective to increase the amount of Fe in the main composition. On the other hand, as the amount of Fe increases, sintering becomes difficult to proceed. Therefore, when the Fe-rich composition is selected, it is necessary to raise the firing temperature. However, when the firing temperature is raised, the Zn component evaporates and the core loss increases. Furthermore, raising the firing temperature leads to an increase in energy used, an increase in the cost of the furnace material used, and the like, which can be industrially disadvantageous. In order to obtain a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a high temperature range and a low loss while eliminating such disadvantages, the present inventor has made various studies. As a result, it was found that the fourth subcomponent described below contributes effectively to low-temperature firing.
That is, in the MnZnLi ferrite material of the present invention, as the fourth subcomponent, the P compound in terms of P: 35 ppm or less (however, not including 0), MoO 3 : 1000 ppm or less (excluding 0), V 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), GeO 2 : 1000 ppm or less (excluding 0), Bi 2 O 3 : 1000 ppm or less (excluding 0), Sb 2 O 3 : It is desirable to contain one or more of 3000 ppm or less (excluding 0). By including these fourth subcomponents, firing at a relatively low temperature of 1350 ° C. or lower, and further around 1300 ° C. is possible. As will be described in detail later, by including the fourth subcomponent within the range recommended by the present invention, a ferrite material having a high saturation magnetic flux density in a high temperature range and a low loss can be obtained even when fired at 1350 ° C. or lower. It becomes possible.
[0012]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
First, the reasons for limiting the components in the present invention will be described. Fe 2 O 3 Increasing the amount tends to improve the saturation magnetic flux density in the high temperature region, while decreasing the core loss. Fe 2 O 3 If it is less than 62 mol%, the saturation magnetic flux density in the high temperature range decreases. On the other hand, Fe 2 O 3 When it exceeds 68 mol%, the increase in core loss becomes remarkable. Therefore, in the present invention, Fe 2 O 3 Is 62 to 68 mol%. In this range, Fe 2 O 3 As the amount increases, the bottom temperature shifts to the higher temperature side. 2 O 3 When the amount is in the range of 62 to 68 mol%, the bottom temperature can be set in the range of 60 to 130 ° C. Desirable Fe 2 O 3 The amount of Fe is 63 to 67 mol%, more desirable Fe 2 O 3 Is 63-66 mol%.
[0013]
The amount of ZnO also affects the saturation magnetic flux density and core loss. When ZnO is less than 12 mol%, the saturation magnetic flux density is lowered and the loss is increased. Moreover, even if ZnO exceeds 20 mol%, the saturation magnetic flux density decreases and the loss increases. Therefore, in the present invention, ZnO is set to 12 to 20 mol%. The bottom temperature shifts to the high temperature side as the ZnO amount increases, but when the ZnO amount is in the range of 12 to 20 mol%, the bottom temperature can be set in the range of 60 to 130 ° C. A desirable amount of ZnO is 13 to 19 mol%, and a more desirable amount of ZnO is 14 to 18 mol%.
[0014]
LiO 0.5 Is effective in improving the saturation magnetic flux density at 100 ° C.
However, if the content exceeds 4 mol%, the loss increases and the saturation magnetic flux density at 100 ° C. decreases to a level equal to or lower than that before addition. Therefore, in the present invention, LiO 0.5 Is less than 4 mol%. Desirable LiO 0.5 The amount of LiO is 0.2-3.5 mol%, more desirable LiO 0.5 The amount of is 0.5-3 mol%.
In addition to the above, the ferrite material of the present invention contains MnO as a substantial remainder.
[0015]
Next, the reasons for limiting the subcomponents will be described.
The ferrite material of the present invention uses Si as SiO as the first subcomponent. 2 Converted to 250 ppm or less (excluding 0) and Ca to CaCO 3 It can be contained within a range of 2500 ppm or less (excluding 0) in terms of conversion. Si and Ca are segregated at the grain boundaries to form a high resistance layer and contribute to low loss, and have the effect of improving the sintering density as a sintering aid. Si is SiO 2 More than 250ppm in conversion, or Ca is CaCO 3 When it exceeds 2500 ppm in terms of conversion, loss deterioration due to discontinuous abnormal grain growth is large. Therefore, in the present invention, Si is changed to SiO. 2 Converted to 250ppm or less, Ca to CaCO 3 It shall be 2500 ppm or less in terms of conversion. On the other hand, Si is SiO. 2 Less than 80ppm in terms of conversion, or Ca is CaCO 3 If the conversion is less than 800 ppm, the above effect cannot be obtained sufficiently, so Si is SiO. 2 More than 80ppm in conversion, Ca is CaCO 3 It is desirable to contain 800 ppm or more in terms of conversion.
Further desirable Si and Ca contents are as follows. 2 80-200ppm in conversion, Ca is CaCO 3 1000 to 1800 ppm in terms of conversion, and the more desirable Si and Ca contents are Si. 2 80 to 150 ppm in terms of conversion, Ca is CaCO 3 It is 1200-1700 ppm in conversion.
It contributes to low loss and has the effect of improving the sintering density as a sintering aid, and the inclusion of a predetermined amount of Si and Ca also contributes effectively to the improvement of the saturation magnetic flux density in the high temperature range.
[0016]
When Si and Ca are added in combination, Si and Ca are added to SiO. 2 Conversion, CaCO 3 SiO in conversion 2 / CaCO 3 It is effective to set (weight ratio) to be in the range of 0.04 to 0.25, more desirably 0.05 to 0.2.
[0017]
The present invention uses Nb as the second subcomponent. 2 O 5 : 400 ppm or less (excluding 0), ZrO 2 : 1000 ppm or less (excluding 0), Ta 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), In 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), Ga 2 O 5 : 1000 ppm or less (however, 0 is not included) can be included. By containing these second subcomponents, the effect of improving the saturation magnetic flux density and / or reducing the loss can be obtained. In order to fully enjoy the effect, Nb 2 O 5 , ZrO 2 , Ta 2 O 5 , In 2 O 5 , Ga 2 O 5 It is desirable to contain 50 ppm or more. Further desirable content is Nb 2 O 5 : 80-300 ppm, ZrO 2 , Ta 2 O 5 , In 2 O 5 , Ga 2 O 5 Is 200-800 ppm. In addition, when adding a 2nd subcomponent in combination, it is desirable for the sum total of addition amount to be 1000 ppm or less.
[0018]
The present invention provides SnO as the third subcomponent. 2 : 10000 ppm or less (excluding 0) and TiO 2 : 10000 ppm or less (however, not including 0) can be included. SnO 2 And TiO 2 Exists in the crystal grains and at the crystal grain boundaries and has an effect of reducing loss. If it exceeds 10,000 ppm, the loss due to the discontinuous abnormal grain growth and the saturation magnetic flux density are reduced. Therefore, in the present invention, SnO 2 And TiO 2 Each upper limit value is 10000 ppm. On the other hand, in order to fully enjoy the above effects, it is desirable to contain the third subcomponent at 500 ppm or more. More desirable SnO 2 And TiO 2 The amount of SnO is 1000-8000 ppm, more desirable SnO 2 And TiO 2 The content of is 1000 to 7000 ppm. In addition, when adding a 3rd subcomponent combining, it is desirable for the sum total of addition amount to be 10000 ppm or less.
[0019]
In the present invention, as the fourth subcomponent, the compound of P in terms of P: 35 ppm or less (excluding 0), MoO 3 : 1000 ppm or less (excluding 0), V 2 O 5 : 1000 ppm or less (excluding 0), GeO 2 : 1000 ppm or less (excluding 0), Bi 2 O 3 : 1000 ppm or less (excluding 0), Sb 2 O 3 : One or more of 3000 ppm or less (excluding 0) can be contained. The fourth subcomponent has an effect of improving the sintering density as a sintering aid and contributes to low-temperature firing. Specifically, by including the fourth subcomponent within the range recommended by the present invention, a relative density of 95% or more is obtained even when firing at a relatively low temperature of 1340 ° C. or lower, or about 1300 ° C. 480 mT or higher saturation magnetic flux density (measured magnetic field: 1194 A / m), and minimum core loss of 1200 kW / m 3 The following (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT) can be achieved. In order to fully enjoy the effect, MoO 3 , V 2 O 5 , GeO 2 , Bi 2 O 3 , Sb 2 O 3 Is preferably 50 ppm or more, and the P compound in terms of P is preferably contained at 5 ppm or more.
[0020]
A more desirable content is MoO. 3 , V 2 O 5 About 700ppm or less, GeO 2 , Bi 2 O 3 Is 600 ppm or less. MoO 3 , V 2 O 5 The more desirable content of is 100 to 600 ppm, GeO 2 , Bi 2 O 3 The more desirable content of is 100 to 600 ppm. Further, the desirable content of the P compound in terms of P is 25 ppm or less, and the more desirable content is 5 to 20 ppm. Sb 2 O 3 The desirable content of is not more than 2500 ppm, and the more desirable content is 200 to 2000 ppm. In addition, when adding a 4th subcomponent combining, it is desirable that the sum total of addition amount shall be 2500 ppm or less.
[0021]
The ferrite material of the present invention has a bottom temperature which is a temperature at which the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 480 mT or more (measured magnetic field: 1194 A / m) and the core loss is a minimum value by appropriately selecting the above-described composition. It can exist in the range of -130 degreeC. Furthermore, the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 490 mT or more (measured magnetic field: 1194 A / m), and the minimum core loss is 1200 kW / m. 3 Below (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT). In particular, by selecting a desired composition, the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is 490 mT or more (measured magnetic field: 1194 A / m), and the minimum core loss is 1100 kW / m. 3 The following characteristics (measurement conditions: 100 kHz, 200 mT) that could not be obtained conventionally can be obtained.
[0022]
In addition to the above characteristics, the ferrite material of the present invention can set the bottom temperature in the range of 60 to 130 ° C., further 70 to 120 ° C., and desirably 80 to 120 ° C. Therefore, the ferrite part using the ferrite material of the present invention has a bottom temperature in the practical use temperature range. Moreover, the ferrite material of the present invention has a high initial permeability at room temperature of 600, and more than 700.
[0023]
Next, a manufacturing method suitable for the ferrite material according to the present invention will be described.
As a raw material for the main component, an oxide or a powder of a compound that becomes an oxide by heating is used. Specifically, Fe 2 O 3 Powder, Mn 3 O 4 Powder, ZnO powder and Li 2 CO 3 Powder or the like can be used. What is necessary is just to select suitably the average particle diameter of each raw material powder in the range of 0.1-3.0 micrometers.
The raw material powder of the main component is wet mixed and then calcined. The calcining temperature is a predetermined temperature in the range of 800 to 1000 ° C., and the atmosphere is N 2 Or just the atmosphere. What is necessary is just to select the stable time of calcination suitably in the range of 0.5 to 5.0 hours. After the calcination, the calcined body is pulverized, for example, to an average particle size of about 0.5 to 2.0 μm. In the present invention, not only the above-mentioned main component materials, but also a composite oxide powder containing two or more metals may be used as the main component materials. For example, a complex oxide powder containing Fe and Mn can be obtained by oxidizing and baking an aqueous solution containing iron chloride and manganese chloride. This powder and ZnO powder may be mixed and used as a main component raw material. In such a case, calcining is unnecessary.
[0024]
Similarly, an oxide or a powder of a compound that becomes an oxide by heating can also be used as a raw material for the accessory component. Specifically, SiO 2 , CaCO 3 , Nb 2 O 5 , ZrO 2 , Ta 2 O 5 , In 2 O 5 , Ga 2 O 5 , SnO 2 TiO 2 , MoO 3 , V 2 O 5 , GeO 2 , Bi 2 O 3 , Sb 2 O 3 Etc. can be used. When a P compound is selected as the fourth subcomponent, a powder from which the P compound is obtained by heating, such as (Ca 3 (PO 4 ) 2 ) Etc. can be used. The raw material powders of these subcomponents are mixed with the main component powder pulverized after calcining. However, after mixing with the raw material powder of the main component, it can be subjected to calcining together with the main component.
[0025]
The mixed powder composed of the main component and the subcomponent is granulated into a granule in order to smoothly execute the subsequent molding process. Granulation can be performed using, for example, a spray dryer. A small amount of a suitable binder such as polyvinyl alcohol (PVA) is added to the mixed powder, and this is sprayed and dried with a spray dryer. The particle size of the obtained granules is preferably about 80 to 200 μm.
[0026]
The obtained granule is formed into a desired shape using, for example, a press having a mold having a predetermined shape, and this formed body is subjected to a firing step.
In the firing step, it is necessary to control the firing temperature and firing atmosphere.
The firing temperature can be appropriately selected from the range of 1250 to 1450 ° C., but it is desirable to fire in the range of 1300 to 1400 ° C. in order to sufficiently bring out the effect of the ferrite material of the present invention.
[0027]
The ferrite material according to the present invention can obtain a relative density of 93% or more, more desirably 95% or more.
The ferrite material according to the present invention preferably has an average crystal grain size in the range of 5 to 30 μm. This is because hysteresis loss increases when the crystal grain size is small, and eddy current loss increases when the crystal grain size is large. A desirable average crystal grain size is 8 to 25, and a more desirable average crystal grain size is 10 to 20 μm.
[0028]
【Example】
Hereinafter, the present invention will be described based on specific examples.
(First embodiment)
Ferrite cores having the compositions shown in Table 1 were produced.
The main ingredient is Fe 2 O 3 Powder, MnO powder, ZnO powder and Li 2 CO 3 These powders were wet mixed and then calcined at 900 ° C. for 2 hours.
Next, the calcined product of the main component material and the subcomponent material were mixed. The raw material of the accessory component is SiO 2 Powder, CaCO 3 Powder, Nb 2 O 5 Powder was used. The auxiliary component raw material was added to the calcined material of the main component raw material and mixed while being pulverized. The pulverization was performed until the average particle size of the calcined product was about 1.5 μm. A binder was added to the resulting mixture, granulated, and then molded to obtain a toroidal shaped body.
[0029]
The obtained molded body was fired at a temperature of 1350 ° C. (stable part 5 hours, stable part oxygen partial pressure 1%) under oxygen partial pressure control to obtain a ferrite core.
Also, using this ferrite core, saturation magnetic flux density (Bs, measurement magnetic field: 1194 A / m) at room temperature and 100 ° C., minimum value of core loss (Pcv, measurement conditions: 100 kHz, 200 mT), bottom temperature (B. Temp) .), Initial permeability (μi, measurement temperature: 25 ° C., measurement frequency 100 kHz) was measured. The results are also shown in Table 1. LiO 0.5 The relationship between the amount and the saturation magnetic flux density at 100 ° C. is shown in FIG.
[0030]
[Table 1]
[0031]
First, attention is focused on the saturation magnetic flux density at 100 ° C.
As shown in Table 1 and FIG. 0.5 As the amount (hereinafter, sometimes simply referred to as “Li amount”) increases, the saturation magnetic flux density at 100 ° C. gradually improves, and when the Li amount becomes 1 mol% or more, a saturation magnetic flux density of 500 mT or more is exhibited. However, the saturation magnetic flux density gradually decreases with a Li content of 1 to 2 mol% as a peak, and when the Li content reaches 4 mol%, the same value as in the case of no Li content is shown.
From the above results, LiO 0.5 It was confirmed that the saturation magnetic flux density at 100 ° C. can be set to 490 mT or more, further 500 mT or more by containing the amount within a range of less than 4 mol%. Desirable LiO 0.5 The amount is 0.2-3.5 mol%, more desirable LiO 0.5 The amount is 0.5-3 mol%.
[0032]
Here, Table 1 shows the saturation magnetic flux density at 100 ° C. and the saturation magnetic flux density at room temperature.
As shown in Table 1, at room temperature, the case without Li content shows the highest saturation magnetic flux density, and the saturation magnetic flux density gradually decreases as the amount of Li increases. That is, the change in saturation magnetic flux density at room temperature due to the inclusion of Li shows a tendency different from that at 100 ° C. described above.
From the comparison between the saturation magnetic flux density at room temperature and the saturation magnetic flux density at 100 ° C., it was confirmed that the effect of improving the saturation magnetic flux density by containing a predetermined amount of Li is a unique effect obtained in a high temperature range.
[0033]
Next, attention is focused on the minimum core loss (Pcv) and bottom temperature (B. Temp.) In Table 1.
As shown in Table 1, the bottom temperature shifts to the high temperature side due to the inclusion of Li. And according to the ferrite material according to the present invention containing a predetermined amount of Li, the bottom temperature can be set within a range of 80 to 120 ° C., and the minimum core loss in the temperature range is set to 1200 kW / m. 3 It was confirmed that the following can be made.
When Li is not contained, the bottom temperature is as low as 40 ° C. On the other hand, when the Li amount is 4 mol%, the bottom temperature can be set within the range of 80 to 120 ° C., but the core loss is 1800 kW / m. 3 It will be bigger than above.
[0034]
When attention is paid to the initial magnetic permeability (μi) in Table 1, sample No. 1 and 2 have a high initial permeability of 700 or more.
[0035]
From the above results, it was confirmed that the ferrite sintered body has LiO 0.5 It has been found that the saturation magnetic flux density at 100 ° C. can be improved by containing within a range of less than 4 mol%. In addition, when a predetermined amount of Li is contained, the bottom temperature is set within a range of 80 to 120 ° C., and the minimum value of the core loss in this temperature range is 1200 kW / m 2. 3 It was found to be effective for the following.
[0036]
(Second embodiment)
The ferrite core having the composition shown in Table 2 was produced by the same process as in the first example, and the characteristics and the like were measured in the same manner as in the first example. The results are also shown in Table 2.
In Table 2, Conventional Examples 1 to 4 show the characteristics and the like of the MnZn-based ferrite material disclosed in Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-159523.
[0037]
[Table 2]
[0038]
As shown in Table 2, all of the ferrite materials according to the present invention can set the bottom temperature in the range of 80 to 120 ° C. and have a saturation magnetic flux density of 480 mT or higher which is higher than those of the conventional examples 1 to 3. have. Moreover, the ferrite material according to the present invention has a core loss of 1200 kW / m. 3 It can be seen that the core loss is considerably reduced as compared with the conventional example.
Conventional Example 4 has a high saturation magnetic flux density of 503 mT, but the core loss is 1800 kW / m. 3 The initial permeability is less than 500. In contrast, according to the ferrite material of the present invention, a saturation magnetic flux density of 480 mT or more and 1200 kW / m 3 It is possible to combine the following core loss and initial permeability of 600 or more.
[0039]
Comparative Example 3, Sample No. 3, Sample No. 2, sample no. 4 and Comparative Example 4 were Fe in this order. 2 O 3 Has increased. Among them, Fe 2 O 3 Is 60.0 mol%, less than the range of the present invention, and 70.0 mol%, more than the range of the present invention, it is understood that the saturation magnetic flux density is low and the core loss is large.
Next, Comparative Example 5, Sample No. 5, Sample No. 6 and Comparative Example 6 increase ZnO in this order. Among them, it can be seen that the core loss is large when ZnO is 11.0 mol%, which is less than the range of the present invention. On the other hand, when ZnO is more than 21.0 mol% in the range of the present invention, the bottom temperature cannot be set in the range of 80 to 120 ° C.
From the above results, in order to enjoy the effects of high saturation magnetic flux density and low core loss while setting the bottom temperature within the range of 80 to 120 ° C., Fe 2 O 3 It was confirmed that it is important to set the range of 62 to 68 mol% and the range of ZnO to 12 to 20 mol%. Moreover, also about the initial permeability (micro | micron | mu), all the samples by this invention show the high value of 700 or more.
[0040]
(Third embodiment)
A ferrite core having the composition shown in Table 3 was prepared by the same process as in the first example, and the characteristics and the like were measured in the same manner as in the first example. The results are also shown in Table 3.
[0041]
[Table 3]
[0042]
From Table 3, it can be seen that the saturation magnetic flux density, the core loss, and the initial permeability vary with the variation of the addition amount of Si and Ca as the first subcomponent.
Sample No. 7 and 8 have the same composition in the ferrite sintered body except that the addition amount of Si is different. However, SiO 2 Sample No. containing 200 ppm of Si in terms of conversion. 7 is SiO 2 Sample No. containing 100 ppm of Si in terms of conversion. A saturation magnetic flux density higher than 8 is shown. From this result, it can be said that Si is an effective additive in improving the saturation magnetic flux density.
Sample No. 7 and sample no. When the characteristics of No. 9 are compared, the amounts of Si and Ca added are the same as in Sample No. Sample no. 7 shows a high saturation magnetic flux density and a low core loss. Therefore, it is presumed that there is an appropriate addition amount even when Si and Ca are added together.
[0043]
(Fourth embodiment)
A ferrite core having the composition shown in Table 4 was prepared by the same process as in the first example, and the characteristics and the like were measured in the same manner as in the first example. The results are also shown in Table 4.
[0044]
[Table 4]
[0045]
As shown in Table 4, the second subcomponent (Nb 2 O 5 , ZrO 2 , Ta 2 O 5 , In 2 O 5 , Ga 2 O 5 ), Third subcomponent (SnO 2 , TiO 2 ) Or fourth subcomponent (GeO 2 , V 2 O 5 ), A saturation magnetic flux density of 480 mT or more and 1200 kW / m 3 It was found that the following core loss (Pcv) can be combined. In particular, Nb as the second subcomponent 2 O 5 , ZrO 2 , Ta 2 O 5 Is added, the saturation magnetic flux density near 500 mT and 900 kW / m 3 The following core loss (Pcv) can be combined. Also, V as the fourth subcomponent 2 O 5 Is added, a very high saturation magnetic flux density of 510 mT can be obtained.
The second subcomponent (Nb 2 O 5 , ZrO 2 , Ta 2 O 5 , In 2 O 5 , Ga 2 O 5 ), Third subcomponent (SnO 2 , TiO 2 ) Or fourth subcomponent (GeO 2 , V 2 O 5 It has been found that the bottom temperature can be set within a desired range even when () is added.
[0046]
(5th Example)
The firing temperature is 1300 ° C., and the fourth subcomponent (P compound in terms of P, MoO) 3 , GeO 2 , Bi 2 O 3 , Sb 2 O 3 , V 2 O 5 A ferrite core having the composition shown in Table 5 was produced by the same process as in the first example except for the addition of The results of measuring characteristics and the like in the same manner as in the first example are also shown in Table 5. The fourth subcomponent excluding P was added as an oxide, and P was added as calcium phosphate. In Table 5, P indicates the amount added in terms of P. Further, the characteristics of the ferrite core in which the firing temperature is 1300 ° C. but the fourth subcomponent is not added, V manufactured in the fourth example 2 O 5 Sample No. to which The characteristic of 18 (calcination temperature is 1350 ° C.) is also shown in Table 5 for convenience of comparison. Note that the firing times of the samples shown in Table 5 are all 5 hours, and the oxygen partial pressure during firing is 0.5%.
[0047]
[Table 5]
[0048]
Sample No. 19 and sample no. When comparing 20 to 25, the saturation magnetic flux density (Bs) was improved by adding the fourth subcomponent. Moreover, sample No. 4 to which the fourth subcomponent was added. 20-25 are all 1100 kW / m 3 The following core loss (Pcv) is obtained. Therefore, it can be said that the addition of the fourth subcomponent is effective in improving the saturation magnetic flux density (Bs) while suppressing an increase in the core loss (Pcv). In particular, MoO 3 Sample No. with 200 ppm added. 21, Sb 2 O 3 Sample No. with 1000 ppm added. No. 24 is 1000 kW / m while showing a high saturation magnetic flux density (Bs) near 500 mT even at a relatively low firing temperature of 1300 ° C. 3 The following core loss (Pcv) is obtained.
Further, when attention is paid to the bottom temperature (B. Temp.), It is understood that the bottom temperature can be set to a temperature within a desired range of 80 ° C. even when the fourth subcomponent is added. Furthermore, also with respect to the initial magnetic permeability (μi), it can be seen that the example according to the present invention has the same value as the conventional example.
[0049]
Next, sample No. 25 and sample no. 18 is compared. Both were produced under the same conditions except that the firing conditions were different. Sample No. baked at 1350 ° C. In view of the fact that No. 18 obtains a high saturation magnetic flux density (Bs), it can be said that increasing the firing temperature is advantageous in improving the saturation magnetic flux density (Bs). On the other hand, as the firing temperature increases, the core loss (Pcv) increases and the initial permeability (μi) tends to decrease. Therefore, low loss, high saturation magnetic flux density (Bs), and high initial permeability. In order to obtain a ferrite material having the property of magnetic susceptibility (μi), it is important to show a high saturation magnetic flux density (Bs) even when fired at a relatively low temperature.
Here, as shown in Table 5, sample No. 4 to which the fourth subcomponent was added was added. Since all of Nos. 20 to 25 have a high saturation magnetic flux density (Bs) of 490 mT or higher even at a relatively low firing temperature of 1300 ° C., all the fourth subcomponents function effectively as sintering aids. I found out that
From the above results, the fourth subcomponent is effective as a sintering aid, and by adding the fourth subcomponent, the relative density of 95% or higher, 490 mT or higher, even when the firing temperature is 1300 ° C. Saturation flux density (Bs) and 1100 kW / m 3 It has been found that the following core loss (Pcv) can be achieved. It was also confirmed that the bottom temperature (B. Temp.) Can be set within a desired temperature range (60 to 130 ° C.) even when the fourth subcomponent is added.
[0050]
【The invention's effect】
As described above, according to the present invention, it is possible to obtain a ferrite material having a high saturation magnetic flux density and a low loss in a temperature band in which a general transformer or the like is used.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the amount of Li and the saturation magnetic flux density at 100 ° C. FIG.
