JP4226817B2 - Magnetic core having magnetic bias magnet and inductance component using the same - Google Patents

Description

【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、チョークコイルやトランス等のインダクタンス部品の磁気コアに関するものであり、特に、磁気バイアス用の永久磁石を備えた磁気コア（以下、単に「コア」とも呼ぶ）に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
従来から、例えばスイッチング電源などに用いられるチョークコイル及びトランスにおいては、通常、交流は直流に重畳して印加される。したがって、これらチョークコイルやトランスに用いる磁気コアは、この直流重畳に対して磁気飽和しない透磁率特性（この特性を「直流重畳特性」と呼ぶ）の良好なことが求められている。
【０００３】
高周波用の磁気コアとしてはフェライト磁気コアや圧粉磁気コアが使用されているが、フェライト磁気コアは初透磁率が高く飽和磁束密度が小さく、圧粉磁気コアは初透磁率が低く飽和磁束密度が高い、という材料物性に由来した特徴がある。従って、圧粉磁気コアはトロイダル形状で用いられることが多い。他方、フェライト磁気コアの場合には、例えばＥ型コアの中足（中芯）に磁気空隙（磁気ギャップ）を形成して直流重畳により磁気飽和することを避けることが行われている。
【０００４】
しかし、近年の電子機器の小型化要請に伴う電子部品の小型化の要求により、磁気コアの磁気ギャップも小さくせざるを得ず、直流重畳に対してより高い透磁率の磁気コアが強く求められている。
【０００５】
この要求に対しては、一般に、飽和磁化の高い磁気コアを選択する事、つまり高磁界で磁気飽和しない磁気コアの選択が必須とされている。しかし、飽和磁化は材料の組成で必然的に決まるものであり、無限に高く出来るものではない。
【０００６】
その解決手段として、磁気コアの磁路に設けた磁気ギャップに永久磁石を配置し、直流重畳による直流磁界を打ち消す事、すなわち、磁気コアに磁気バイアスを与えることが古くから提案されている。
【０００７】
この永久磁石を用いた磁気バイアス方法は、直流重畳特性を向上させるには優れた方法であるが、一方で金属焼結磁石を用いると磁気コアのコアロスの増大が著しく、またフェライト磁石を用いると重畳特性が安定しないなどとても実用に耐え得るものではなかった。
【０００８】
これらを解決する手段として、例えば特開昭５０−１３３４５３は、磁気バイアス用永久磁石として保磁力の高い希土類磁石粉末とバインダーとを混合し圧縮成形したボンド磁石を用いること、これにより、直流重畳特性およびコアの温度上昇が改善されたことを開示している。
【０００９】
しかし近年、電源に対する電力変換効率向上の要求はますます厳しくなっており、チョークコイル用及びトランス用の磁気コアについても単にコア温度を測定するだけでは優劣が判断不能なレベルとなっている。そのため、コアロス測定装置による測定結果の判断が不可欠であり、実際本発明者等が検討を行った結果、特開昭５０―１３３４５３に示された抵抗率の値ではコアロス特性が劣化する事が明らかになった。
【００１０】
また近年、表面実装タイプのコイルが所望されているが、表面実装のためにはコイルはリフローはんだ処理に付される。このリフローはんだ処理で、コイルの磁気コアの特性が劣化しない事が望まれる。また、耐酸化性の希土類磁石が必須である。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の課題は、磁路の少なくとも１箇所以上にギャップを有する磁気コアに、該ギャップ両端から磁気バイアスを供給するために、該ギャップ近傍に永久磁石を配してなる磁気バイアス用磁石を有する磁気コアにおいて、上記問題点を考慮して、優れた磁気特性及びコアロス特性を有する磁気コアを提供することである。
【００１２】
また、本発明の目的は、リフローハンダ処理条件下でも、優れた磁気特性及びコアロス特性を有する磁気コアを提供することである。
【００１３】
さらに、本発明の目的は、優れた直流重畳特性とコアロス特性を有する磁気コアを用いたインダクタンス部品を提供することである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、前記課題を解決するべく、磁気コアのギャップに挿入される永久磁石について検討を重ねた結果、永久磁石の比抵抗が０．１Ωｃｍ以上で固有保磁力ｉＨｃが５ＫＯｅ以上の永久磁石を使用した時に優れた直流重畳特性が得られ、しかもコアロス特性の劣化が生じない磁気コアを形成できる事を見出した。これは、優れた直流重畳特性を得るのに必要な磁石特性が、エネルギー積よりもむしろ固有保磁力であることを意味する。従って、本発明は、比抵抗が高く固有保磁力が高い永久磁石を、インダクタンス部品の磁気コアの磁気バイアス用磁石として用いることによって、充分に高い直流重畳特性が得られる事を見出したことによる。
【００１５】
比抵抗が高くしかも固有保磁力が高い磁石は、一般的には固有保磁力ｉＨｃが５ＫＯｅ以上の希土類磁石粉末をバインダーとともに混合して成形した希土類ボンド磁石で得られる。しかしながら、磁石粉末としては、希土類磁石に限らず、固有保磁力ｉＨｃが５ＫＯｅ以上の保磁力の高い磁石粉末であればどのような組成のものでもよい。希土類磁石粉末の種類は、ＳｍＣｏ系、ＮｄＦｅ系、ＳｍＦｅＮ系などある。使用時の熱減磁を考慮すると、磁石粉末としては、キュリー点Ｔｃが３００℃以上、固有保磁力ｉＨｃが５ＫＯｅ以上である必要である。
【００１６】
さらに、リフロー温度を考慮すると、リフロー時の熱減時を避けるために、使用する磁石粉末としては、比抵抗が１Ωｃｍ以上、Ｔｃが５００℃以上、保磁力が１０ＫＯｅ以上の物を用いる必要があり、現状ではＳｍ_２Ｃｏ_１７系磁石に限定される。
【００１７】
なお、永久磁石の固有保磁力が５ＫＯｅより小さいと、磁心に印可される直流磁界によってその保磁力は消失する。従って、永久磁石には、５ＫＯｅ以上の固有保磁力が必要である。また、永久磁石の比抵抗は大きいほど良いが、０．１Ωｃｍ以上であればコアロス劣化の大きな要因にはならない。
【００１８】
また、永久磁石を構成する磁石粉末の平均粒径が５０μｍを超えるとコアロス特性が劣化するので、粉末の平均粒径は５０μｍ以下である事が望ましく、平均粒径が２．５μｍを下回ると粉末熱処理時及びリフロー処理時に粉末の酸化による磁化の減少が顕著になるため、２．５μｍ以上の平均粒径が必要で有る。
【００１９】
さらに発明者等は、種々検討を重ねた結果、ボンド磁石の残留磁化（残留磁束密度）Ｂｒが４０００Ｇ以下のとき熱減磁の影響が少ないということを見出した。これは、パーミアンスが低いボンド磁石ではＢｒが４０００Ｇを超える場合、Ｂ−Ｈカーブの保磁力ｂＨｃが、そのクニック点より下に位置することにより、不可逆減磁領域に入り、一方、Ｂｒが４０００Ｇ以下の場合、Ｂ−ＨカーブのｂＨｃがそのクニック点より上にあり、可逆減磁の領域内に入り熱減磁の影響が少なくなるためである。このように、ボンド磁石のＢｒが４０００Ｇ以下の場合に、（リフロー処理後も）熱減磁の影響が少なく高い信頼性の良好な直流重畳特性を得られる。
【００２０】
一方、チョークコイル用及びトランス用磁気コアとしては軟磁気特性を有する材料であればどの様なものでも有効である。一般的にはＭｎＺｎ系又はＮｉＺｎ系フェライト、圧粉磁心、珪素鋼板、アモルファス等が用いられる。また、磁気コアの形状についても特に制限があるわけではなく、トロイダルコア、ＥＥコア、ＥＩコア等あらゆる形状の磁気コアを用いることができる。これらコアの磁路の少なくとも１箇所にギャップを設け、そのギャップに永久磁石を挿入配置する。ギャップ長には、特に制限はないが、ギャップ長が短すぎる（ギャップが狭すぎる）と直流重畳特性が劣化し、またギャップ長が長すぎる（ギャップが広すぎる）と透磁率が低下しすぎるので、おのずからギャップ長は決まってくる。
【００２１】
以上のことから、本発明によれば、磁路の少なくとも１箇所以上にギャップを有する磁気コアに、該ギャップ両端から磁気バイアスを供給するために、該ギャップ近傍に永久磁石を配してなる磁気バイアス用磁石を有する磁気コアにおいて、前記永久磁石が、５ＫＯｅ（＝５×１０^６／４π［Ａ／ｍ］）以上の固有保磁力、３００℃以上のキュリー温度Ｔｃ、０．１Ωｃｍ（＝１×１０^−３［Ωｍ］）以上の比抵抗、１０００乃至４０００Ｇ（＝０．１〜０．４［Ｔ］）の残留磁化Ｂｒ、及び０．９ＫＯｅ（＝９×１０^５／４π［Ａ／ｍ］）以上の保磁力ｂＨｃを持つ、粉末粒径が２．５〜５０μｍの希土類磁石粉末と、１０ｗｔ％以上２０ｗｔ％未満の樹脂とからなるボンド磁石であることを特徴とする磁気バイアス用磁石を有する磁気コアが得られる。
【００２２】
また、本発明によれば、前記個有保磁力が１０ＫＯｅ（＝１×１０^７／４π［Ａ／ｍ］）以上、前記キュリー温度Ｔｃが５００℃以上、かつ前記比抵抗が１Ωｃｍ（＝１×１０^−２［Ωｍ］）以上であることを特徴とする磁気バイアス用磁石を有する前記磁気コアが得られる。
【００２３】
さらに、本発明によれば、上記磁気コアに少なくとも１ターン以上の巻線を施したことを特徴とするインダクタンス部品が得られる。
【００２４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の実施例について説明する。
【００２５】
（実施例１）
固有保磁力が５ＫＯｅ以上、キュリー温度Ｔｃが３００℃以上の磁石粉末を得るために、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７合金を粗粉砕した後、有機溶媒中でボールミルにより微粉砕し、平均粒径５μmの粉末を得た。その粉末に窒化処理をすることにより、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ_３粉末を得た。次に、バインダー量の異なる６種のボンド磁石を作製するため、得られた磁石粉末にバインダーとしてそれぞれエポキシ樹脂を１ｗｔ％、３ｗｔ％、５ｗｔ％、１０ｗｔ％、１５ｗｔ％、及び２０ｗｔ％混合し、無磁場中で金型成形を行った。こうして得られた６種のボンド磁石の磁気特性を表１に示す。
【００２６】
【表１】

【００２７】
次に、作製したボンド磁石をそれぞれ７．０×１０．０×１．５ｍｍの大きさを持つ形状に加工し、厚さ方向に４Ｔでパルス着磁を行い、試料とした。そして、ＴＯＥＩ製ＴＤＦ−５ Digital Fluxmeterを用い、常温（２５℃）で各試料のフラックスを測定した。それから、測定を終えた試料を、恒温槽に導入し、５０℃に加熱して１時間保持した。尚、このときボンド磁石の粉末酸化による永久減磁の影響を排除するため、ボンド磁石の加熱は不活性ガスであるＡｒ（アルゴン）ガス中で行った。この後、加熱したボンド磁石を常温にまで冷却し、さらに２時間放置した。次に、上記と同様にDigital Fluxmeterで、各磁石のフラックスを測定した。また、恒温槽での温度を、７５℃〜２００℃（２５℃おき）とした場合のフラックスを、上記と同様にして測定した。その結果を図１に示す。
【００２８】
図１から、バインダー量が５ｗｔ％以上であれば、５０℃から２００℃の何れの温度でも熱減磁が少なく、信頼性の面からも良好であるといえる。
【００２９】
熱減磁率が少なくなる原因は、バインダー量が５ｗｔ％よりも少ない場合は、図２（ａ）に示すように、Ｂ−Ｈカーブの保磁力ｂＨｃがクニック点の下側に位置するが、バインダー量が５ｗｔ％以上の場合には、図２（ｂ）に示すように、ｂＨｃはＢ−Ｈカーブのクニック点より上に位置し、可逆減磁の範囲にあるからである。これは、パーミアンスが低いボンド磁石の場合、バインダー量が増えるとＢｒが低くなるからである。このように、ボンド゛磁石は、Ｂｒが低い方が、熱減磁の影響が少ない。この結果から、ボンド磁石のＢｒは、４０００Ｇ以下であることが望ましいことがわかった。
【００３０】
次に、図３（ａ）に示すような磁気コアを作製するために、一般的なＭｎＺｎ系フェライト材で作成された磁路長７．５ｃｍ、実効断面積０．７４ｃｍのＥＥコア（フェライトコア）２の中芯に１．５ｍｍのギャップ加工をした。また、このＥＥコア２のギャップに挿入されるボンド磁石１を、熱減磁が少なかったバインダー量が５ｗｔ％以上の４種のボンド磁石を用いて作製した。即ち、バインダー量が５ｗｔ％、１０ｗｔ％、１５ｗｔ％、および２０ｗｔ％のボンド磁石をそれぞれ、上記ＥＥコアの中心断面形状と同形状で、厚み１．５ｍｍの形状に加工し、パルス着磁機を用いて、厚み方向に４Ｔの磁場を印加して着磁を行った。こうして作製したボンド磁石１を、それぞれＥＥコア２のギャップに挿入し、さらに巻線部３に１ターン以上の巻線を施して、図３（ｂ）に示すようなインダクタンス部品とした。完成したインダクタンス部品に対して、ＬＣＲメーターを用いて直流重畳特性を５回繰り返して測定し、コア定数と巻線数から透磁率μを計算した。その結果を図４に示す。図４において、横軸は、直流重畳磁界Ｈｍである。なお、図４には、ＥＥコアのギャップ部に何も挿入していない試料に対して上記と同様に測定を行った結果も、比較例として示してある。
【００３１】
図４を見ると、ボンド磁石のバインダー量が増えるに従い、その特性は、ギャップに何も挿入していない場合の特性に近づくことが分かる。これは、バインダー量が増えると、Ｂｒが減少するからである。そして、バインダー量が２０ｗｔ％になると、ギャップ部に何も挿入しない場合に比べて、大きな特性向上はみられなくなる。この結果と表１の結果とから、Ｂｒは、１０００Ｇ以上必要であることが分かる。
【００３２】
以上の結果から、熱減磁特性及び直流重畳特性の両特性を考慮すると、ボンド磁石は、Ｂｒが１０００〜４０００Ｇであることが望ましい。
【００３３】
また、他の実験によれば、ｂＨｃが０．９ｋＯｅ以上のときに、熱処理後の直流重畳特性が良好であった。
【００３４】
さらに、粉末酸化による永久減磁の影響が無いことを確認するため、熱処理後にボンド磁石を再びパルス着磁してその特性測定した結果、ボンド磁石は、熱処理前の特性とほぼ等しい特性を示し、粉末酸化による永久減磁の影響が無かったことを確認することができた。また、他の実験により、粉末粒径が２．５μｍ以上のとき粉末酸化による永久減磁がなく、５０μｍ以下の場合に、コアロス特性の劣化ががないことが確認できた。
【００３５】
以上説明したように、固有保磁力が５ＫＯｅ以上、Ｔｃが３００℃以上の粉末粒径が２．５〜５０μmの希土類磁石粉末で残留磁化Ｂｒが１０００〜４０００Ｇで保磁力ｂＨｃが０．９ＫＯｅ以上、比抵抗が０．１Ωｃｍ以上のボンド磁石を、ＥＥコアの中芯に形成されたギャップに挿入することにより、熱減磁が少ない優れた直流重畳特性を有する磁気コア及びインダクタンス部品が得られる。
【００３６】
（実施例２）
固有保磁力が１０ＫＯｅ以上、キュリー温度Ｔｃが５００℃以上の磁石粉末を得るために、Ｓｍ_２Ｃｏ_１７系でかつエネルギー積が約２８ＭＧＯｅの焼結磁石を粗粉砕した後、有機溶媒中でボールミルにより微粉砕し、平均粒径１０μmの磁石粉末を得た。次に、バインダー量の異なる６種のボンド磁石を作製するため、得られた磁石粉末にバインダーとしてエポキシ樹脂をそれぞれ１ｗｔ％、３ｗｔ％、５ｗｔ％、１０ｗｔ％、１５ｗｔ％、及び２０ｗｔ％混合し、無磁場中で金型成形した。こうして得られた６種のボンド磁石の磁気特性を表２に示す。
【００３７】
【表２】

【００３８】
次に、作製したボンド磁石をそれぞれ７．０×１０．０×１．５ｍｍの大きさを持つ形状に加工し、厚さ方向に４Ｔでパルス着磁を行い、試料とした。そして、実施例１の場合と同様に、ＴＯＥＩ製ＴＤＦ−５ Digital Fluxmeterを用いて常温（２５℃）で各試料のフラックスを測定した。それから、測定を終えた試料を、恒温槽に導入し、リフロー処理条件に等しい２７０℃に加熱して１時間保持した。尚、このときボンド磁石の粉末酸化による永久減磁の影響を排除するため、ボンド磁石の加熱は不活性ガスであるＡｒ（アルゴン）ガス中で行った。この後、加熱したボンド磁石を常温にまで冷却し、さらに２時間放置した。次に、上記と同様にDigital Fluxmeterで、各磁石のフラックスを測定し、リフロー処理前からリフロー処理後のフラックスの減少率（減磁率）を求めた。その結果を表３に示す。
【００３９】
【表３】

【００４０】
表３から、バインダー量が５ｗｔ％以上であれば、リフロー処理後であっても、熱減磁率が小さく、信頼性の面からも良好であるといえる。
【００４１】
熱減磁率が少なくなる原因は、実施例１に関して図２（ａ）及び（ｂ）を参照して説明した通りで、ボンド゛磁石は、Ｂｒが低い方が、熱減磁の影響が少ない。従って、この結果からも、ボンド磁石のＢｒは、４０００Ｇ以下であることが望ましいといえる。
【００４２】
次に、実施例１の場合と同様に、図３に示すような磁気コアを作製するために、一般的なＭｎＺｎ系フェライト材で作成された磁路長７．５ｃｍ、実効断面積０．７４ｃｍのＥＥコア（フェライトコア）２の中芯に１．５ｍｍのギャップ加工をした。また、このＥＥコア２のギャップに挿入されるボンド磁石１を、リフロー処理によるフラックスの減少率（熱減磁率）が少なかったバインダー量が５ｗｔ％以上の４種のボンド磁石を用いて作製した。即ち、バインダー量が５ｗｔ％、１０ｗｔ％、１５ｗｔ％、および２０ｗｔ％のボンド磁石をそれぞれ、上記ＥＥコアの中心断面形状と同形状で、厚み１．５ｍｍの形状に加工し、パルス着磁機を用いて、厚み方向に４Ｔの磁場を印加して着磁を行った。こうして作製したボンド磁石１を、それぞれＥＥコア２のギャップに挿入し、さらに巻線部３に１ターン以上の巻線を施して、インダクタンス部品とした。完成したインダクタンス部品に対して、ＬＣＲメーターを用いて直流重畳特性を測定し、コア定数と巻線数から透磁率を計算した。その結果を図５に示す。この後、直流重畳特性の測定が終わった試料を、恒温槽内に導入し、Ａｒガス雰囲気中で、２７０℃に加熱して１時間保持した後、常温まで冷却してさらに２時間放置した後、再びＬＣＲメーターを用いて直流重畳特性を測定した。その結果を図５に重ねて示す。なお、図５には、ＥＥコアのギャップ部に何も挿入していない試料に対して上記と同様に測定を行った結果も、比較例として示してある。
【００４３】
図５を見ると、その特性は、図４のものと同様であって、ボンド磁石のバインダー量が増えるに従い、ギャップに何も挿入していない場合の特性に近づいている。これは、実施例１でも説明したように、バインダー量が増えると、Ｂｒが減少するからである。そして、バインダー量が２０ｗｔ％になると、ギャップ部に何も挿入しない場合に比べて、大きな特性向上はみられない。この結果と表２の結果とからも、Ｂｒは、１０００Ｇ以上必要であることが分かる。
【００４４】
以上の結果から、熱減磁特性及び直流重畳特性の両特性を考慮すると、ボンド磁石は、Ｂｒが１０００〜４０００Ｇであることが望ましい。
【００４５】
また、他の実験によれば、ｂＨｃが０．９ｋＯｅ以上のときに、リフロー処理後の直流重畳特性が良好であった。
【００４６】
さらに、粉末酸化による永久減磁の影響が無いことを確認するため、リフロー処理後にボンド磁石を再びパルス着磁してその特性測定した結果、ボンド磁石は、リフロー処理前の特性とほぼ等しい特性を示し、粉末酸化による永久減磁の影響が無かったことを確認することができた。また、他の実験により、粉末粒径が２．５μｍ以上のとき粉末酸化による永久減磁がなく、５０μｍ以下の場合に、コアロス特性の劣化ががないことが確認できた。
【００４７】
以上説明したように、固有保磁力が１０ＫＯｅ以上、Ｔｃが５００℃以上の粉末粒径が２．５〜５０μmの希土類磁石粉末で残留磁化Ｂｒが１０００〜４０００Ｇで保磁力ｂＨｃが０．９ＫＯｅ以上、比抵抗が１Ωｃｍ以上のボンド磁石を、ＥＥコアの中芯に形成されたギャップに挿入することにより、リフロー処理後であっても熱減磁が少ない優れた直流重畳特性を有する磁気コア及びインダクタンス部品が得られる。
【００４８】
（実施例３）
各種磁石粉末と各種樹脂とを各々下記の表４に示す組成で、以下の記載した方法で混練、成形、加工して厚さ０．５ｍｍの試料（薄板磁石）を作製した。ここでＳｍ_２Ｃｏ_１７系紛末とフェライト紛末は焼結体の粉砕粉末であり、Ｓｍ_２Ｆｅ_１７Ｎ紛末は還元拡散法で作製したＳｍ_２Ｆｅ_１７紛末を窒化処理した紛末であり、各粉末は平均粒径で約５μｍであった。芳香族系ポリアミド樹脂（６Ｔナイロン）とポリプロピレン樹脂はラボプラストミルを用いてＡｒ中３００℃（ポリアミド）、２５０℃（ポリプロピレン）で熱混練後、熱プレス機で成形し試料を作成した。可溶性ポリイミド樹脂は溶剤としてγ−ブチロラクトンを加えて遠心脱泡機で５分間攪拌してペーストを作製後、ドクターブレード法により出来あがりが５００μｍになるようにグリーンシートを作製し、乾燥後、熱プレスによって試料を作製した。エポキシ樹脂はビーカーで攪拌混合後金型成形し適当なキュア条件により試料を作製した。これら試料の比抵抗は全て０．１Ωｃｍ以上であった。
【００４９】
この薄板磁石を、実施例１及び実施例２と同様、図３に示す様な磁気コアを作成するため、その中芯断面形状に切断した。コアは一般的なＭｎＺｎ系フェライト材で作成された磁路長５．９ｃｍ、実効断面積０．７４ｃｍのＥＥコアであり、中芯には０．５ｍｍのギャップ加工をした。そのギャップ部に上記作製した薄板磁石を挿入し、図３に示すように配置した。
【００５０】
次にパルス着磁機で磁路方向に着磁後、ＬＣＲメーター（Hewlett Packard製ＨＰ−４２８４Ａ）で直流重畳特性を交流磁場周波数１００ＫＨｚ、直流重畳磁場３５Ｏｅの実効透磁率を測定した。ここで、直流バイアス磁界の向きは、挿入時に着磁した磁石の磁化の向きとは逆になるように重畳電流を印可するのはもちろんのことである。
【００５１】
次にこれらコアを２７０℃のリフロー炉で３０分間保持した後、再び直流重畳特性を全く同じ条件で測定した。また、比較例として、ギャップに磁石を挿入しないものについても同様に測定し、これはリフロー前後で特性の変化はなく、実効透磁率μｅは７０であった。これらの結果を表４に、また結果の１例として図６に試料▲２▼と▲４▼と比較例との直流重畳特性を示す。なお、ポリプロピレン樹脂の薄板磁石を挿入したコアは、磁石が著しく変形したため測定出来なかった。
【００５２】
【表４】

【００５３】
保磁力が４ＫＯｅしかないＢａフェライトの薄板磁石を挿入したコアでは、リフロー後、直流重畳特性が大きく劣化することがわかる。またＳｍ_２Ｆｅ_１７Ｎの薄板磁石を挿入したコアでもリフロー後、直流重畳特性が大きく劣化することがわかる。逆に、保磁力が１０ＫＯｅ以上でＴｃが７７０℃と高いＳｍ_２Ｃｏ_１７の薄板磁石を挿入したコアは、特性の劣化が認められず、非常に安定した特性を示すことが分かる。
【００５４】
これらの結果よりＢａフェライト薄板磁石は保磁力が小さいために、薄板磁石に印可される逆向きの磁界によって減磁、または磁化の反転が起こり、直流重畳特性が劣化したものと推測できる。またＳｍＦｅＮ磁石は保磁力が高いもののＴｃが４７０℃と低いために熱減磁が生じ、それに逆向きの磁界による減磁の相乗効果により特性が劣化したと推測される。従って、この結果からも、コアに挿入する薄板磁石は保磁力が１０ＫＯｅ以上でＴｃが５００℃以上の薄板磁石において優れた直流重畳特性を示すことが分かった。
【００５５】
本実施例では示さなかったが、本実施例以外の組み合わせ、例えば、ポニフェニレンサルファイト樹脂、シリコン樹脂、ポリエステル樹脂、液晶ポリマーから選択された樹脂を用いて作製された薄板磁石を用いた場合も、同様の効果が得られることが確認された。
【００５６】
（実施例４）
実施例３と全く同じＳｍ_２Ｃｏ_１７系磁石粉末（ｉＨｃ＝１５ｋＯｅ）と可溶性ポリアミドイミド樹脂（東洋紡バイロマックス）を加圧ニーダーで混練後、プラネタリーミキサーで希釈混練したものを遠心脱泡機で５分間攪拌してペーストを作製した。ペーストはドクターブレード法により乾燥後の厚みが約５００μｍになるようにグリーンシートを作製し、乾燥後、熱プレス、次に厚さ０．５ｍｍに加工し、薄板磁石試料とした。ここでポリアミドイミド樹脂の樹脂量は、比抵抗が各々０．０６、０．１、０．２、０．５、１．０Ω・ｃｍとなるように表５のとおりに調製した。これらの薄板磁石を実施例１と全く同じコアの中芯断面形状に切断し、測定試料とした。
【００５７】
次に、実施例３と全く同じ０．５ｍｍのギャップ長を有するＥＥコアに上記作製した薄板磁石を挿入し、パルス着磁機で磁石を着磁した。これらのコアについて、交流ＢＨトレーサー（岩崎通信機製ＳＹ−８２３２）を用いて３００ＫＨｚ、０．１Ｔにおけるコアロス特性を室温で測定した。ここで測定に使用したフェライトコアは同一のものであり、比抵抗の異なる磁石だけを交換、挿入し再びパルス着磁機で着磁後コアロス特性を測定した。その結果を同じく表５に示す。
【００５８】
【表５】

【００５９】
比較例として、全く同じギャップ付のＥＥコアの、同じ測定条件でのコアロス特性は５２０（ＫＷ／ｍ^３）であった。表５から、比抵抗０．１Ωｃｍ以上の磁気コアで良好なコアロス特性を示している。これは薄板磁石の比抵抗をあげると渦電流損失を抑制できるためと推測される。
【００６０】
【発明の効果】
本発明によれば、磁気コアのギャップに挿入される永久磁石として、固有保磁力が５ＫＯｅ以上、キュリー温度Ｔｃが３００℃以上、比抵抗が０．１Ωｃｍ以上、残留磁化Ｂｒが１０００乃至４０００ＧＢｒ、及び保磁力ｂＨｃが０．９ＫＯｅ以上の、粉末粒径が２．５〜５０μｍの希土類磁石粉末と、樹脂からなるボンド磁石を用いるようにしたことで、永久磁石の熱減磁が少なく、優れた直流重畳特性を有するインダクタンス部品が得られる。
【００６１】
特に、固有保磁力が１０ＫＯｅ以上、キュリー温度Ｔｃが５００℃以上の希土類磁石粉末と、樹脂からなるボンド磁石を用いることにより、リフロー処理による永久磁石の熱減磁が少なく、優れた直流重畳特性を有する磁気コア及びインダクタンス部品が得られる。
【図面の簡単な説明】
【図１】本発明の実施例１の磁気コアに使用される永久磁石の熱処理温度とフラックスとの関係を示すグラフである。
【図２】本発明の実施例１の磁気コアに使用される永久磁石の特性を説明するためのＢ−Ｈカーブを示すグラフである。
【図３】本発明の実施例１の（ａ）磁気コア及び（ｂ）それを用いたインダクタンス部品を示す模式図である。
【図４】図３の磁気コアを用いたインダクタンス部品の直流重畳特性を示すグラフである。
【図５】本発明の実施例２の磁気コアを用いたインダクタンス部品の直流重畳特性を示すグラフである。
【図６】実施例３における試料２及び４からなる薄板磁石を用いた場合と、薄板磁石を用いない場合について、リフロー前後における直流重畳特性を示すグラフである。
【符号の説明】
１ ボンド磁石
２ ＥＥコア
３ 巻線部[0001]
BACKGROUND OF THE INVENTION
The present invention relates to a magnetic core of an inductance component such as a choke coil or a transformer, and more particularly to a magnetic core (hereinafter also simply referred to as “core”) provided with a permanent magnet for magnetic bias.
[0002]
[Prior art]
Conventionally, for example, in a choke coil and a transformer used for a switching power supply or the like, an alternating current is usually applied by being superimposed on a direct current. Therefore, magnetic cores used for these choke coils and transformers are required to have good permeability characteristics (this characteristic is referred to as “DC superposition characteristics”) that does not magnetically saturate with respect to this DC superposition.
[0003]
Ferrite magnetic cores and dust magnetic cores are used as high-frequency magnetic cores, but ferrite magnetic cores have high initial permeability and low saturation magnetic flux density, and powder magnetic cores have low initial magnetic permeability and saturation magnetic flux density. There is a feature derived from the material properties of high. Therefore, the dust core is often used in a toroidal shape. On the other hand, in the case of a ferrite magnetic core, for example, a magnetic air gap (magnetic gap) is formed in the middle leg (central core) of the E-type core to avoid magnetic saturation due to DC superposition.
[0004]
However, due to the demand for downsizing of electronic components in response to the downsizing of electronic devices in recent years, the magnetic gap of the magnetic core has to be reduced, and a magnetic core with higher permeability against DC superposition is strongly demanded. ing.
[0005]
In order to meet this requirement, it is generally essential to select a magnetic core having a high saturation magnetization, that is, a magnetic core that is not magnetically saturated with a high magnetic field. However, the saturation magnetization is inevitably determined by the composition of the material and cannot be made infinitely high.
[0006]
As a solution to this problem, it has long been proposed to dispose a permanent magnet in a magnetic gap provided in a magnetic path of a magnetic core and cancel a DC magnetic field due to DC superposition, that is, to give a magnetic bias to the magnetic core.
[0007]
This magnetic bias method using a permanent magnet is an excellent method for improving the DC superposition characteristics. On the other hand, if a sintered metal magnet is used, the core loss of the magnetic core is remarkably increased, and if a ferrite magnet is used. The superimposition characteristics were not stable, so it was not very practical.
[0008]
As a means for solving these problems, for example, Japanese Patent Laid-Open No. 50-133453 uses a bonded magnet obtained by mixing and molding a rare earth magnet powder having a high coercive force and a binder as a permanent magnet for magnetic bias. And that the temperature rise of the core has been improved.
[0009]
However, in recent years, demands for improving the power conversion efficiency for power supplies have become increasingly severe, and the magnetic cores for choke coils and transformers are at a level that cannot be determined by simply measuring the core temperature. Therefore, it is indispensable to judge the measurement result by the core loss measuring device, and as a result of actual examination by the present inventors, it is clear that the core loss characteristic deteriorates at the resistivity value shown in Japanese Patent Laid-Open No. 50-133453. Became.
[0010]
In recent years, a surface mount type coil has been desired, but for surface mounting, the coil is subjected to reflow soldering. It is desired that the characteristics of the magnetic core of the coil do not deteriorate by this reflow soldering process. In addition, an oxidation-resistant rare earth magnet is essential.
[0011]
[Problems to be solved by the invention]
An object of the present invention is to have a magnetic bias magnet in which a permanent magnet is disposed in the vicinity of a gap in order to supply a magnetic bias from both ends of the gap to a magnetic core having a gap in at least one location of a magnetic path. In view of the above problems, a magnetic core has a magnetic core having excellent magnetic characteristics and core loss characteristics.
[0012]
Another object of the present invention is to provide a magnetic core having excellent magnetic characteristics and core loss characteristics even under reflow soldering conditions.
[0013]
Furthermore, an object of the present invention is to provide an inductance component using a magnetic core having excellent DC superposition characteristics and core loss characteristics.
[0014]
[Means for Solving the Problems]
In order to solve the above problems, the present inventors have studied a permanent magnet inserted into the gap of the magnetic core. As a result, the permanent magnet has a specific resistance of 0.1 Ωcm or more and an intrinsic coercive force iHc of 5 KOe or more. It has been found that when a magnet is used, an excellent DC superposition characteristic can be obtained and a magnetic core that does not cause deterioration of the core loss characteristic can be formed. This means that the magnet characteristic required to obtain excellent DC superposition characteristics is an intrinsic coercive force rather than an energy product. Therefore, the present invention has found that sufficiently high DC superposition characteristics can be obtained by using a permanent magnet having a high specific resistance and a high intrinsic coercive force as a magnetic bias magnet for the magnetic core of the inductance component.
[0015]
A magnet having a high specific resistance and a high intrinsic coercive force is generally obtained as a rare earth bonded magnet formed by mixing rare earth magnet powder having an intrinsic coercive force iHc of 5 KOe or more with a binder. However, the magnet powder is not limited to a rare earth magnet, and may have any composition as long as it has a high coercive force with an intrinsic coercive force iHc of 5 KOe or more. The kind of rare earth magnet powder includes SmCo, NdFe, and SmFeN. In consideration of thermal demagnetization during use, the magnet powder needs to have a Curie point Tc of 300 ° C. or higher and an intrinsic coercive force iHc of 5 KOe or higher.
[0016]
Furthermore, in consideration of the reflow temperature, in order to avoid heat loss during reflow, it is necessary to use a magnet powder having a specific resistance of 1 Ωcm or more, a Tc of 500 ° C. or more, and a coercive force of 10 KOe or more. Currently, Sm ₂ Co ₁₇ Limited to system magnets.
[0017]
If the intrinsic coercive force of the permanent magnet is smaller than 5 KOe, the coercive force disappears due to the DC magnetic field applied to the magnetic core. Therefore, the permanent magnet needs an intrinsic coercive force of 5 KOe or more. Also, the larger the specific resistance of the permanent magnet, the better. However, if it is 0.1 Ωcm or more, it will not be a major cause of core loss deterioration.
[0018]
In addition, since the core loss characteristics deteriorate when the average particle size of the magnet powder constituting the permanent magnet exceeds 50 μm, the average particle size of the powder is desirably 50 μm or less, and when the average particle size is less than 2.5 μm, the powder Since the decrease in magnetization due to the oxidation of the powder becomes remarkable during heat treatment and reflow treatment, an average particle size of 2.5 μm or more is necessary.
[0019]
Further, as a result of various studies, the inventors have found that the effect of thermal demagnetization is small when the residual magnetization (residual magnetic flux density) Br of the bonded magnet is 4000 G or less. This is because, in the case of a bonded magnet with low permeance, when Br exceeds 4000G, the coercive force bHc of the BH curve enters the irreversible demagnetization region by being positioned below the nick point, while Br is 4000G or less. In this case, the bHc of the BH curve is above the knick point and enters the reversible demagnetization region, so that the influence of thermal demagnetization is reduced. As described above, when the Br of the bonded magnet is 4000 G or less, it is possible to obtain a highly reliable and excellent DC superposition characteristic with little influence of thermal demagnetization (after reflow processing).
[0020]
On the other hand, any material having a soft magnetic characteristic is effective as the magnetic core for the choke coil and the transformer. In general, MnZn-based or NiZn-based ferrite, a dust core, a silicon steel plate, amorphous, or the like is used. Further, the shape of the magnetic core is not particularly limited, and any shape of magnetic core such as a toroidal core, an EE core, and an EI core can be used. A gap is provided in at least one of the magnetic paths of these cores, and a permanent magnet is inserted into the gap. There is no particular limitation on the gap length, but if the gap length is too short (the gap is too narrow), the DC superimposition characteristics deteriorate, and if the gap length is too long (the gap is too wide), the permeability is too low. Naturally, the gap length is determined.
[0021]
From the above, according to the present invention, a magnetic core having a permanent magnet disposed in the vicinity of the gap in order to supply a magnetic bias from both ends of the gap to a magnetic core having a gap in at least one part of the magnetic path. In the magnetic core having a bias magnet, the permanent magnet is 5 KOe (= 5 × 10 ⁶ / 4π [A / m]) or higher, Curie temperature Tc of 300 ° C. or higher, 0.1 Ωcm (= 1 × 10 ^-3 [Ωm]) or more, 1000 to 4000 G (= 0.1 to 0.4 [T]) residual magnetization Br, and 0.9 KOe (= 9 × 10 ⁵ / 4π [A / m]) or more of the rare earth magnet powder having a coercive force bHc of 2.5 to 50 μm, and 10 wt% Thus, a magnetic core having a magnetic bias magnet, which is a bonded magnet made of a resin of less than 20 wt%, can be obtained.
[0022]
According to the present invention, the coercive force is 10 KOe (= 1 × 10 ⁷ / 4π [A / m]) or more, the Curie temperature Tc is 500 ° C. or more, and the specific resistance is 1 Ωcm (= 1 × 10 ^-2 [Ωm]) or more, the magnetic core having the magnetic bias magnet is obtained.
[0023]
Furthermore, according to the present invention, an inductance component is obtained in which the magnetic core is wound with at least one turn.
[0024]
DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
Examples of the present invention will be described below.
[0025]
(Example 1)
In order to obtain a magnet powder having an intrinsic coercive force of 5 KOe or more and a Curie temperature Tc of 300 ° C. or more, Sm ₂ Fe ₁₇ The alloy was coarsely pulverized and then finely pulverized with a ball mill in an organic solvent to obtain a powder having an average particle diameter of 5 μm. By nitriding the powder, Sm ₂ Fe ₁₇ N ₃ A powder was obtained. Next, in order to produce six types of bonded magnets with different binder amounts, the obtained magnet powder was mixed with 1 wt%, 3 wt%, 5 wt%, 10 wt%, 15 wt%, and 20 wt% of an epoxy resin as a binder, Molding was performed in the absence of a magnetic field. Table 1 shows the magnetic properties of the six types of bonded magnets thus obtained.
[0026]
[Table 1]

[0027]
Next, each of the produced bonded magnets was processed into a shape having a size of 7.0 × 10.0 × 1.5 mm, and pulse magnetization was performed at 4T in the thickness direction to prepare a sample. And the flux of each sample was measured at normal temperature (25 degreeC) using TEI-5 TDF-5 Digital Fluxmeter. Then, the sample after measurement was introduced into a thermostatic bath, heated to 50 ° C. and held for 1 hour. At this time, in order to eliminate the influence of permanent demagnetization due to powder oxidation of the bonded magnet, the bonded magnet was heated in Ar (argon) gas which is an inert gas. Thereafter, the heated bonded magnet was cooled to room temperature and left for another 2 hours. Next, the flux of each magnet was measured with a Digital Fluxmeter in the same manner as described above. Moreover, the flux at the time of setting the temperature in a thermostat to 75 degreeC-200 degreeC (every 25 degreeC) was measured like the above. The result is shown in FIG.
[0028]
From FIG. 1, it can be said that if the amount of the binder is 5 wt% or more, thermal demagnetization is small at any temperature from 50 ° C. to 200 ° C., which is favorable in terms of reliability.
[0029]
The cause of the decrease in the thermal demagnetization factor is that when the binder amount is less than 5 wt%, the coercive force bHc of the BH curve is located below the knick point as shown in FIG. This is because when the amount is 5 wt% or more, as shown in FIG. 2B, bHc is located above the nick point of the BH curve and is in the range of reversible demagnetization. This is because in the case of a bonded magnet with low permeance, Br decreases as the amount of binder increases. Thus, the bond magnet is less affected by thermal demagnetization when Br is lower. From this result, it was found that the Br of the bonded magnet is desirably 4000 G or less.
[0030]
Next, in order to produce a magnetic core as shown in FIG. 3 (a), an EE core (ferrite core) having a magnetic path length of 7.5 cm and an effective area of 0.74 cm made of a general MnZn ferrite material. ) A 1.5 mm gap was machined in the center of 2. Further, the bonded magnet 1 inserted into the gap of the EE core 2 was manufactured using four types of bonded magnets with a binder amount of 5 wt% or more with little thermal demagnetization. That is, each of the bonded magnets having a binder amount of 5 wt%, 10 wt%, 15 wt%, and 20 wt% is processed into a shape having a thickness of 1.5 mm in the same shape as the central cross-sectional shape of the EE core. Using this, magnetization was performed by applying a 4T magnetic field in the thickness direction. Each of the bonded magnets 1 thus produced was inserted into the gap of the EE core 2, and further, the winding portion 3 was wound with one or more turns to obtain an inductance component as shown in FIG. With respect to the completed inductance component, the DC superposition characteristics were measured five times using an LCR meter, and the magnetic permeability μ was calculated from the core constant and the number of windings. The result is shown in FIG. In FIG. 4, the horizontal axis represents the DC superimposed magnetic field Hm. FIG. 4 also shows, as a comparative example, the results of measurement performed on a sample in which nothing is inserted in the gap portion of the EE core in the same manner as described above.
[0031]
Referring to FIG. 4, it can be seen that as the amount of the binder of the bonded magnet increases, the characteristic approaches that when nothing is inserted in the gap. This is because Br decreases as the amount of binder increases. When the amount of the binder is 20 wt%, no significant improvement in characteristics is observed as compared with the case where nothing is inserted into the gap portion. From this result and the result of Table 1, it can be seen that Br needs to be 1000 G or more.
[0032]
From the above results, considering both the thermal demagnetization characteristics and the direct current superimposition characteristics, it is desirable that the bond magnet has a Br of 1000 to 4000 G.
[0033]
Further, according to other experiments, when bHc is 0.9 kOe or more, the DC superposition characteristics after the heat treatment are good.
[0034]
Furthermore, in order to confirm that there is no influence of permanent demagnetization due to powder oxidation, as a result of pulse magnetizing the bond magnet again after the heat treatment and measuring its characteristics, the bond magnet exhibits characteristics almost equal to those before the heat treatment, It was confirmed that there was no effect of permanent demagnetization due to powder oxidation. Further, other experiments confirmed that there was no permanent demagnetization due to powder oxidation when the powder particle size was 2.5 μm or more, and that there was no deterioration of core loss characteristics when the particle size was 50 μm or less.
[0035]
As described above, the rare earth magnet powder having an intrinsic coercive force of 5 KOe or more, Tc of 300 ° C. or more and a powder particle diameter of 2.5 to 50 μm, a residual magnetization Br of 1000 to 4000 G, a coercive force bHc of 0.9 KOe or more, By inserting a bonded magnet having a specific resistance of 0.1 Ωcm or more into a gap formed in the core of the EE core, a magnetic core and an inductance component having excellent DC superposition characteristics with little thermal demagnetization can be obtained.
[0036]
(Example 2)
In order to obtain a magnet powder having an intrinsic coercive force of 10 KOe or more and a Curie temperature Tc of 500 ° C. or more, Sm ₂ Co ₁₇ A sintered magnet having an energy product of about 28 MGOe was coarsely pulverized and then finely pulverized by a ball mill in an organic solvent to obtain a magnet powder having an average particle diameter of 10 μm. Next, in order to fabricate 6 types of bonded magnets with different binder amounts, the obtained magnetic powder was mixed with 1 wt%, 3 wt%, 5 wt%, 10 wt%, 15 wt% and 20 wt% of epoxy resin as a binder, Molding was performed in the absence of a magnetic field. Table 2 shows the magnetic properties of the six types of bonded magnets thus obtained.
[0037]
[Table 2]

[0038]
Next, each of the produced bonded magnets was processed into a shape having a size of 7.0 × 10.0 × 1.5 mm, and pulse magnetization was performed at 4T in the thickness direction to prepare a sample. In the same manner as in Example 1, the flux of each sample was measured at room temperature (25 ° C.) using a TEI-5 TDF-5 Digital Fluxmeter. Then, the sample for which the measurement was completed was introduced into a thermostatic bath, heated to 270 ° C. which is equal to the reflow treatment conditions, and held for 1 hour. At this time, in order to eliminate the influence of permanent demagnetization due to powder oxidation of the bonded magnet, the bonded magnet was heated in Ar (argon) gas which is an inert gas. Thereafter, the heated bonded magnet was cooled to room temperature and left for another 2 hours. Next, the flux of each magnet was measured with the Digital Fluxmeter in the same manner as described above, and the flux reduction rate (demagnetization factor) after the reflow treatment was obtained before the reflow treatment. The results are shown in Table 3.
[0039]
[Table 3]

[0040]
From Table 3, it can be said that if the amount of the binder is 5 wt% or more, the thermal demagnetization rate is small even after the reflow treatment, and the reliability is good.
[0041]
The reason for the decrease in the thermal demagnetization factor is as described with reference to FIGS. 2A and 2B with respect to the first embodiment, and the bond magnet has a lower effect of thermal demagnetization when Br is lower. Therefore, it can be said from this result that Br of the bonded magnet is desirably 4000 G or less.
[0042]
Next, in the same manner as in Example 1, to produce a magnetic core as shown in FIG. 3, a magnetic path length of 7.5 cm and an effective cross-sectional area of 0.74 cm made of a general MnZn-based ferrite material were used. The EE core (ferrite core) 2 was processed with a gap of 1.5 mm. Moreover, the bonded magnet 1 inserted into the gap of the EE core 2 was manufactured using four types of bonded magnets having a binder amount of 5 wt% or more with a small flux reduction rate (thermal demagnetization rate) due to reflow treatment. That is, bond magnets with binder amounts of 5 wt%, 10 wt%, 15 wt%, and 20 wt% are respectively processed into a shape having a thickness of 1.5 mm in the same shape as the central cross-sectional shape of the EE core. Using this, magnetization was performed by applying a 4T magnetic field in the thickness direction. Each of the bonded magnets 1 thus produced was inserted into the gap of the EE core 2, and the winding part 3 was wound with one or more turns to obtain an inductance component. For the completed inductance component, the DC superposition characteristics were measured using an LCR meter, and the magnetic permeability was calculated from the core constant and the number of windings. The result is shown in FIG. After this, the sample for which the DC superposition characteristics were measured was introduced into a thermostat, heated to 270 ° C. in an Ar gas atmosphere, held for 1 hour, cooled to room temperature, and left for another 2 hours. The DC superposition characteristics were again measured using an LCR meter. The results are shown in FIG. Note that FIG. 5 also shows the result of measurement as described above for a sample in which nothing is inserted in the gap portion of the EE core, as a comparative example.
[0043]
When FIG. 5 is seen, the characteristic is the same as that of FIG. 4, and it approaches the characteristic when nothing is inserted into the gap as the binder amount of the bonded magnet increases. This is because, as described in Example 1, as the binder amount increases, Br decreases. When the binder amount is 20 wt%, no significant improvement in characteristics is observed compared to the case where nothing is inserted into the gap portion. From this result and the results in Table 2, it can be seen that Br needs to be 1000 G or more.
[0044]
From the above results, in consideration of both the thermal demagnetization characteristics and the direct current superposition characteristics, it is desirable that the bond magnet has a Br of 1000 to 4000 G.
[0045]
Further, according to other experiments, when bHc is 0.9 kOe or more, the DC superposition characteristics after the reflow process are good.
[0046]
Furthermore, in order to confirm that there is no effect of permanent demagnetization due to powder oxidation, after the reflow process, the bond magnet was pulse-magnetized again and its characteristics were measured. As a result, the bond magnet had characteristics almost equal to those before the reflow process. It was confirmed that there was no influence of permanent demagnetization by powder oxidation. Further, other experiments confirmed that there was no permanent demagnetization due to powder oxidation when the powder particle size was 2.5 μm or more, and that there was no deterioration of core loss characteristics when the particle size was 50 μm or less.
[0047]
As described above, the rare earth magnet powder having an intrinsic coercive force of 10 KOe or more, a Tc of 500 ° C. or more and a powder particle diameter of 2.5 to 50 μm, a residual magnetization Br of 1000 to 4000 G, a coercive force bHc of 0.9 KOe or more, Magnetic core and inductance component having excellent DC superposition characteristics with little thermal demagnetization even after reflow treatment by inserting a bond magnet with a specific resistance of 1 Ωcm or more into the gap formed in the core of the EE core Is obtained.
[0048]
(Example 3)
Various magnet powders and various resins were each kneaded, molded, and processed with the compositions shown in Table 4 below to produce a sample (thin plate magnet) having a thickness of 0.5 mm. Where Sm ₂ Co ₁₇ The system powder and ferrite powder are pulverized powders of sintered body, Sm ₂ Fe ₁₇ N powder is Sm produced by the reduction diffusion method ₂ Fe ₁₇ The powder was obtained by nitriding the powder, and each powder had an average particle size of about 5 μm. Aromatic polyamide resin (6T nylon) and polypropylene resin were heat-kneaded at 300 ° C. (polyamide) and 250 ° C. (polypropylene) in Ar using a lab plast mill, and then molded with a hot press to prepare a sample. For soluble polyimide resin, add γ-butyrolactone as a solvent and stir with a centrifugal defoamer for 5 minutes to prepare a paste, then prepare a green sheet by doctor blade method so that the finished product is 500 μm, dry, and heat press A sample was prepared. The epoxy resin was stirred and mixed in a beaker and then molded into a mold, and a sample was prepared under appropriate curing conditions. The specific resistances of these samples were all 0.1 Ωcm or more.
[0049]
This thin plate magnet was cut into a core cross-sectional shape in order to produce a magnetic core as shown in FIG. The core was an EE core made of a general MnZn-based ferrite material and having a magnetic path length of 5.9 cm and an effective cross-sectional area of 0.74 cm. The thin magnet produced as described above was inserted into the gap portion and arranged as shown in FIG.
[0050]
Next, after magnetizing in the magnetic path direction with a pulse magnetizer, the DC permeability was measured with an LCR meter (HP-4284A manufactured by Hewlett Packard), and the effective magnetic permeability of the AC magnetic field frequency of 100 KHz and the DC superimposed magnetic field of 35 Oe was measured. Here, as a matter of course, the superimposed current is applied so that the direction of the DC bias magnetic field is opposite to the direction of magnetization of the magnet magnetized at the time of insertion.
[0051]
Next, these cores were held in a reflow furnace at 270 ° C. for 30 minutes, and then the DC superposition characteristics were measured again under exactly the same conditions. Further, as a comparative example, the same measurement was performed for a case where no magnet was inserted into the gap, and there was no change in characteristics before and after the reflow, and the effective permeability μe was 70. These results are shown in Table 4, and as an example of the results, FIG. 6 shows the DC superposition characteristics of the samples (2) and (4) and the comparative example. In addition, the core into which the thin plate magnet of polypropylene resin was inserted could not be measured because the magnet was significantly deformed.
[0052]
[Table 4]

[0053]
It can be seen that in a core in which a Ba ferrite thin plate magnet having a coercive force of only 4 KOe is inserted, the DC superposition characteristics are greatly degraded after reflow. Sm ₂ Fe ₁₇ It can be seen that the DC superposition characteristic is greatly deteriorated after reflowing even in the core in which the N thin plate magnet is inserted. Conversely, the coercive force is 10 KOe or more and Tc is as high as 770 ° C ₂ Co ₁₇ It can be seen that the core in which the thin plate magnet is inserted shows no very deteriorated characteristics and exhibits very stable characteristics.
[0054]
From these results, it can be estimated that the Ba ferrite thin plate magnet has a small coercive force, so that the reverse magnetic field applied to the thin plate magnet causes demagnetization or magnetization reversal, and the direct current superposition characteristics deteriorate. In addition, although the SmFeN magnet has a high coercive force, Tc is as low as 470 ° C., so thermal demagnetization occurs, and it is presumed that the characteristics have deteriorated due to a synergistic effect of demagnetization by a magnetic field in the opposite direction. Therefore, also from this result, it was found that the thin plate magnet inserted into the core exhibits excellent DC superposition characteristics in the thin plate magnet having a coercive force of 10 KOe or more and Tc of 500 ° C. or more.
[0055]
Although not shown in the present embodiment, a combination other than the present embodiment, for example, a case where a thin plate magnet made using a resin selected from poniphenylene sulfite resin, silicon resin, polyester resin, and liquid crystal polymer is also used. It was confirmed that the same effect was obtained.
[0056]
(Example 4)
Same Sm as Example 3 ₂ Co ₁₇ A system magnet powder (iHc = 15 kOe) and a soluble polyamideimide resin (Toyobo Viromax) were kneaded with a pressure kneader, then diluted and kneaded with a planetary mixer, and stirred for 5 minutes with a centrifugal defoamer to prepare a paste. The paste was prepared by a doctor blade method so that a green sheet was prepared so that the thickness after drying was about 500 μm, dried, hot-pressed, and then processed to a thickness of 0.5 mm to obtain a thin plate magnet sample. Here, the resin amount of the polyamideimide resin was prepared as shown in Table 5 so that the specific resistances were 0.06, 0.1, 0.2, 0.5, and 1.0 Ω · cm, respectively. These thin plate magnets were cut into the same core cross-sectional shape as the core in Example 1, and used as measurement samples.
[0057]
Next, the thin plate magnet produced as described above was inserted into an EE core having the same gap length of 0.5 mm as in Example 3, and the magnet was magnetized with a pulse magnetizer. About these cores, the core loss characteristic in 300KHz and 0.1T was measured at room temperature using AC BH tracer (SY-8232 by Iwasaki Tsushinki). Here, the ferrite core used for the measurement was the same, and only the magnets having different specific resistances were replaced and inserted, and the core loss characteristics were measured again after magnetization with a pulse magnetizer. The results are also shown in Table 5.
[0058]
[Table 5]

[0059]
As a comparative example, the core loss characteristic of an EE core with exactly the same gap under the same measurement conditions is 520 (KW / m ³ )Met. Table 5 shows good core loss characteristics with a magnetic core having a specific resistance of 0.1 Ωcm or more. This is presumably because eddy current loss can be suppressed by increasing the specific resistance of the thin plate magnet.
[0060]
【The invention's effect】
According to the present invention, the permanent magnet inserted into the gap of the magnetic core has an intrinsic coercive force of 5 KOe or more, a Curie temperature Tc of 300 ° C. or more, a specific resistance of 0.1 Ωcm or more, a residual magnetization Br of 1000 to 4000 GBr, and By using a rare earth magnet powder with a coercive force bHc of 0.9 KOe or more and a powder particle size of 2.5 to 50 μm and a bond magnet made of resin, the permanent magnet has less thermal demagnetization and has excellent direct current. An inductance component having superposition characteristics can be obtained.
[0061]
In particular, by using a rare earth magnet powder having an intrinsic coercive force of 10 KOe or more and a Curie temperature Tc of 500 ° C. or more and a bond magnet made of resin, there is less thermal demagnetization of the permanent magnet due to reflow treatment, and excellent DC superposition characteristics. The magnetic core and the inductance component are obtained.
[Brief description of the drawings]
FIG. 1 is a graph showing the relationship between the heat treatment temperature and flux of a permanent magnet used in a magnetic core of Example 1 of the present invention.
FIG. 2 is a graph showing a BH curve for explaining the characteristics of the permanent magnet used in the magnetic core of Example 1 of the present invention.
FIG. 3 is a schematic diagram showing (a) a magnetic core and (b) an inductance component using the same according to Example 1 of the present invention.
4 is a graph showing DC superposition characteristics of an inductance component using the magnetic core of FIG.
FIG. 5 is a graph showing DC superposition characteristics of an inductance component using a magnetic core according to Example 2 of the present invention.
FIG. 6 is a graph showing DC superposition characteristics before and after reflow when a thin plate magnet made of samples 2 and 4 in Example 3 is used and when a thin plate magnet is not used.
[Explanation of symbols]
1 Bond magnet
2 EE core
3 Winding part

Claims (3)

磁路の少なくとも１箇所以上にギャップを有する磁気コアに、該ギャップ両端から磁気バイアスを供給するために、該ギャップ近傍に永久磁石を配してなる磁気バイアス用磁石を有する磁気コアにおいて、前記永久磁石が、５ＫＯｅ以上の固有保磁力、３００℃以上のキュリー温度Ｔｃ、０．１Ωｃｍ以上の比抵抗、１０００乃至４０００Ｇの残留磁化Ｂｒ、及び０．９ＫＯｅ以上のＢ−Ｈ曲線の保磁力ｂＨｃを持つ、粉末粒径が２．５〜５０μｍの希土類磁石粉末と、１０ｗｔ％以上２０ｗｔ％未満の樹脂とからなるボンド磁石であることを特徴とする磁気バイアス用磁石を有する磁気コア。In the magnetic core having a magnetic bias magnet in which a permanent magnet is disposed in the vicinity of the gap in order to supply a magnetic bias from both ends of the gap to a magnetic core having a gap in at least one position of the magnetic path. The magnet has an intrinsic coercive force of 5 KOe or more, a Curie temperature Tc of 300 ° C. or more, a specific resistance of 0.1 Ωcm or more, a residual magnetization Br of 1000 to 4000 G, and a coercive force bHc of a BH curve of 0.9 KOe or more. A magnetic core having a magnet for magnetic bias, wherein the magnetic core is a bonded magnet comprising a rare earth magnet powder having a powder particle size of 2.5 to 50 μm and a resin of 10 wt% or more and less than 20 wt% . 前記個有保磁力が１０ＫＯｅ以上、前記キュリー温度Ｔｃが５００℃以上、かつ前記比抵抗が１Ωｃｍ以上であることを特徴とする請求項１記載の磁気バイアス用磁石を有する磁気コア。  2. The magnetic core having a magnetic bias magnet according to claim 1, wherein the coercive force is 10 KOe or more, the Curie temperature Tc is 500 ° C. or more, and the specific resistance is 1 Ωcm or more. 請求項１又は２記載の磁気コアに少なくとも１ターン以上の巻線を施したことを特徴とするインダクタンス部品。  An inductance component, wherein the magnetic core according to claim 1 or 2 is wound with at least one turn.

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