JP2009164401A

JP2009164401A - 圧粉磁心の製造方法

Info

Publication number: JP2009164401A
Application number: JP2008001376A
Authority: JP
Inventors: Hiroshi Sato; 啓佐藤; Masaharu Edo; 雅晴江戸; Takayuki Hirose; 隆之広瀬
Original assignee: Fuji Electric Device Technology Co Ltd
Current assignee: Fuji Electric Co Ltd
Priority date: 2008-01-08
Filing date: 2008-01-08
Publication date: 2009-07-23

Abstract

【課題】高透磁率で、かつ、良好な直流重畳特性を有する圧粉磁心を提供する。
【解決手段】金属磁性粒子を圧縮成形する圧粉磁心の製造方法において、前記金属磁性粒子が材質および平均粒径が互いに異なる２種類の金属磁性粒子Ａ、Ｂからなり、前記２種類の金属磁性粒子の平均粒径の比が１：０．１５〜１：０．２２であり、金属磁性粒子Ａの降伏応力が金属磁性粒子Ｂの降伏応力より大きいことを特徴とする圧粉磁心の製造方法。
【選択図】図５

Description

本発明は、圧粉磁心の製造方法に関する。この製造方法で得られる圧粉磁心はスイッチング電源などに搭載される高周波用トランス、リアクトル、インダクタなどに用いる磁気部品として有用である。

近年、各種電子機器は、小形化、軽量化されてきており、なおかつ低消費電力化が求められている。これに伴い電子機器に搭載されているスイッチング電源も小形化の要求が高まっている。特にノート型パソコンや小型携帯機器、薄型ＣＲＴ、フラットパネルディスプレイに用いられるスイッチング電源では、小型化、薄型化が強く求められている。しかしながら、従来のスイッチング電源は、その主要な構成部品であるトランス、リアクトル等の磁気部品が、大きな体積を占め、小型化、薄型化することに限界があった。これら磁気部品の体積を小型、薄型化しない限り、スイッチング電源を小型化、薄型化することは困難となっていた。

従来、このようなスイッチング電源に使用されているトランス、リアクトルなどの磁気部品には、センダストやパーマロイなどの金属磁性材料や、フェライトなどの酸化物磁性材料がコアすなわち圧粉磁心として使用されていた。

金属磁性材料は、一般に高い飽和磁束密度と透磁率を有するが、電気抵抗率が低いため、特に高周波数領域ではヒステリシス損失や渦電流損失が大きくなってしまう。スイッチング電源では、回路を高周波駆動することにより、高効率化および小型化する傾向にあるが、上記の渦電流損失の影響から金属磁性材料をスイッチング電源用の磁気部品に使用することは困難であった。

一方、フェライトに代表される酸化物磁性材料は、金属磁性材料に比べ電気抵抗率が高いため、高周波数領域でも発生する渦電流損失が小さい。しかしながら、トランスやリアクトルを小型化した場合、コイルに流す電流は同じでも磁心にかかる磁場は強くなってしまう。一般に、フェライトの飽和磁束密度は金属磁性材料に比べて小さく、スイッチング電源の磁気部品として使用した場合、上記の理由によりその小型化には限界がある。

このように、従来の磁気部品では、いずれの材料を用いても、スイッチング電源の磁気部品に対して要求される、高周波駆動と小型化の双方を満足させることは困難となっていた。

近年、前述の圧粉磁心材料である飽和磁束密度および透磁率が高い金属磁性材料に関して、トレードオフの関係にある低抵抗率を改善するため、様々な検討がなされており、金属磁性粒子の表面に電気抵抗率の高い酸化物材料の被膜や粒子を形成した粒子を用いた圧粉磁心や、金属磁性粉末と電気絶縁性が高いバインダーとの混合物からなる圧粉磁心が提案されている（例えば、特許文献１〜６参照。）。
これらの手法によると、非磁性絶縁膜の効果により電気抵抗率が上昇することで渦電流を抑制できる。つまり、ＭＨｚ帯域などの高周波帯域でも使用することができるようになる。

即ち、特許文献１では、１〜１０μｍの粒子からなる金属磁性材料の表面をＭ−Ｆｅ_xＯ₄（但しＭ＝Ｎｉ、Ｍｎ、Ｚｎ、ｘ≦２）で表されるスピネル組成の金属酸化物磁性材で被覆してなる高密度焼結磁性体が提案されている。

さらに、特許文献２では、表面に超音波励起フェライトめっきによって形成されたフェライト層の被覆を有する金属または金属間化合物の強磁性体微粒子粉末が圧縮成形され、前記フェライト層を介して前記強磁性体粒子問に磁路を形成するものであることを特徴とする複合磁性材料が提案されている。

また、特許文献３では、高密度で、かつ、比抵抗が高い軟磁性成形体を得る方法として、軟磁性の金属粒子と、その表面に被覆された高抵抗物質と、該高抵抗物質の表面に被覆されたリン酸系化成処理被膜とよりなることを特徴とする軟磁性粒子が提案されている。

特許文献４では、軟磁性金属粒子の表面に絶縁性の高い酸化物粉末（チタニア、シリカ、アルミナなど）をまぶした粉末を用いる方法や、そのような粉末に圧縮・せん断作用を機械的に反復負荷する表面融合処理した粉末を用いる方法や、軟磁性金属粒子と酸化物粉末とを混合して表面融合処理した粉末を用いる方法が提案されている。

また、スイッチング電源回路には、直流重畳特性に優れていることが必要とされているが、特許文献７には、金属磁性材料を用いた良好な直流重畳特性を示す圧粉磁心の製造方法が提案されている。即ち、センダスト（Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系）合金粒子を扁平化し、形状異方性を発現させ、粒子における磁化困難軸を扁平な粒子の面に垂直な方向に生じさせ、磁場により配向させながら圧縮成形し、磁心の磁路方向の反磁界形数が高い圧粉磁心を得るとしている。これにより、直流励磁に対し、磁束密度の飽和を抑制し、飽和に至らせず、透磁率を低下させないことで直流重畳特性に優れた圧粉磁心を提供し、コイル電流の大電流化に対応する狙いがある。

また、特許文献８、９には、磁性粒子の充填率を向上させるため、圧粉磁心における磁性粒子が最密充填されるように粒径分布を変えた磁性粒子を用いた圧粉磁心の製造方法が提案されている。即ち、Ｆｅ−Ｃｏ系金属磁性粒子の表面をフェライト被覆したりＳｉＯ２微粒子で被覆したりして電気抵抗を向上させ、かつ、磁性粒子自体に互いに異なる２つの粒径分布を持たせることで、圧粉磁心中の磁性粒子の充填率を高める手法が提案されている。

特許文献１０には降伏応力が１．５倍以上異なる２種類以上の磁性粉末を混合して２００ＭＰａ以上で成形することにより、降伏応力が小さい粉末が塑性変形して圧粉密度を上げることのできるインダクタが開示されている。

特開昭５６−３８４０２号公報国際公開第０３／０１５１０９号パンフレット特開２００１−８５２１１号公報特開２００３−３３２１１６号公報特開２００３−３０３７１１号公報特開２００１−３０７９１４号公報特開２００１−６８３６５号公報特開２００３−３０６７０３号公報特開２００５−１６７０９７号公報特開２００６−２９４７３３号公報粉体工学概論三輪茂雄著初版（日刊工業新聞社発行）ｐ３９−４２

しかし、前述した特許文献１、２に開示された圧粉磁心の製造方法では、透磁率向上と電気抵抗率向上がトレードオフの関係にあり、透磁率が大きな材料は抵抗率が低いため高周波では使用できず、抵抗率の高い材料は透磁率が数１０〜８０程度であり、高透磁率が得られないという問題がある。

また、特許文献３〜６に開示されている圧粉磁心の製造方法は、燐酸系化成処理被膜を用いたものや、ＳｉＯ₂微粒子を含む懸濁液、絶縁性の高いシリカ系バインダーなどと磁性粒子を混合する際に、スラリー状の処理液を用いて被膜を形成する湿式の絶縁被膜形成法を用いたものである。この絶縁被膜形成法では、圧粉磁心の高電気抵抗化は図れるが、耐熱性に劣り、粒子の成形歪を除去するに必要な程度に高い温度での熱処理を行うことができず、透磁率を向上させることができない。また、粒子混合液中の不純物との化学反応や、磁性粒子の腐食が生じるおそれもあり、強度が低い、生産コストが高いなどの欠点もある。このため、得られる圧粉磁心は磁気部品への適用が困難といえる。

例えば、Ｆｅ−Ｎｉ系金属粒子（未処理状態のもの。以下ベア粒子と呼ぶ）を、充填率９５％以上でプレスした場合、プレス後の状態では透磁率は１００程度である。本材料を熱処理することで、透磁率は１０００程度まで向上させることができるが、ベア粒子では粒子同士の界面での拡散結合で、ほぼ金属結晶レベルまで抵抗率が低下してしまい、数１０ｋＨｚレベルまでの周波数帯域でしか使用できない。

そこで、ベア粒子に水ガラス法を用いたＳｉＯ₂被覆を形成した粒子を用いると、プレス後の抵抗率は１〜１００Ωｃｍと大きな抵抗率を示すが、透磁率は３０〜７０程度であり、高い透磁率が得られない。プレス時に軟磁性金属粒子に生じた歪みを解放し透磁率を増加させるために６００〜１０００℃の熱処理を実施すると、透磁率は大きくなるが、絶縁被膜の破壊によって抵抗率が低下し、周波数特性が悪化してしまう欠点がある。これは、金属磁性粒子と絶縁被膜が相互拡散し、絶縁被膜の絶縁性が著しく低下することによるものである。逆に、相互拡散しなければ、透磁率は高くならないということになる。

また、特許文献７に開示されている圧粉磁心の製造方法では、粒子加工、圧縮成形時におけるコスト、形状制御性に課題があり、生産上好ましくない。また、センダスト系合金粒子は一般に硬く、粒子自体の変形性が乏しく、多量のバインダーを用いなければ、圧粉自身の成形性が悪いため、充填率が悪化し、磁気特性の向上は困難である。

また、特許文献８、９に開示されている圧粉磁心の製造方法では、粒径が異なる粒子が同じ組成からなる。即ち、全粒子が同じ硬さなので、成形時に最密充填が得られるまで加圧すると、力の逃げようがないので全粒子に大きな応力がかかり、この応力のため発生する成形歪み解消のため高温での熱処理が必要となる。また、金属磁性粒子がその表面に絶縁被膜を有するものであっても、前記応力のため、その絶縁被膜は破壊され易いという問題を有している。

前記熱処理を１，０００℃程度の温度で行えば高透磁率は得られるが、高周波数特性は悪く、インダクタ等の高周波デバイスには適用困難である。また、造粒工程、成形工程が複雑で、生産性に劣り、生産コストも高くなるという問題がある。

上述のように、上記いずれの方法でも、透磁率向上と電気抵抗率向上がトレードオフの関係にある。これは用いられる絶縁被覆磁性粒子として、一般的には球状の粒子が用いられていることにも関係する。つまり、磁性粒子が球形であると、粒子間の反磁界および粒子間の空隙率が大きいため、透磁率が上がらない、もしくは、反磁界を低減させるために熱処理を実施して絶縁被覆と磁性粒子を相互拡散させると抵抗率が低下してしまう。

一方、磁性粒子として扁平粒子を用いた場合、反磁界は扁平面に垂直な方向に大きくなり、水平な方向に小さくなるために、相互拡散をさせなくても透磁率を大きくできる可能性はある。しかし、これらの扁平粒子は、型に入れた状態ではその扁平方向は様々な方向を向いている。これをそのままプレスした場合、扁平面を磁場の方向に水平にしたり垂直にしたりなど全粒子の方向を完全に制御することができず、結局は球状粒子を用いた場合とほぼ同じレベルの特性しか得られない。

また、特許文献１０に開示されている圧粉磁心の製造方法では、２種類の磁性粉末の粒径比と混合比について、実施例に関する数値は挙げられているものの、適切な粒径比と混合比をどのように求めればよいかについては示されていない。粒径比や混合比が適当でないと、以下の不具合が生じてしまう。（なお、混合比に関しては、非特許文献１の表２．４に２種類の球に関するＨｕｄｓｏｎ充填の空隙率が示されている。）

すなわち、降伏応力の小さい粒子が少ないと、降伏応力の大きい粒子を塑性変形させないと充填率が上がらない。降伏応力の小さい粒子が多すぎると、余計な分の降伏応力小の粒子まで塑性変形させなくてはいけない。粒径比が不適当だと、加圧前の充填率が低いため、降伏応力の大きい粒子間の隙間でないところに多くの降伏応力小の粒子を置いておく必要があり、加圧時にその粒子を隙間にもっていくのに余計な圧力がかかる、もしくは隙間に行き着かない粒子が出て最終的な充填率を上げることができない、といった課題が生じる。

本発明はこのような問題に鑑みてなされたもので、その目的とするところは、高透磁率で、かつ、良好な直流重畳特性を有する圧粉磁心を提供することにある。

即ち、本発明の圧粉磁心の製造方法は、金属磁性粒子を圧縮成形する圧粉磁心の製造方法において、前記金属磁性粒子が材質および平均粒径が互いに異なる２種類の金属磁性粒子Ａ、Ｂからなり、前記２種類の金属磁性粒子の平均粒径の比が１：０．１５〜１：０．２２であり、平均粒径の大きい金属磁性粒子Ａの降伏応力が平均粒径の小さい金属磁性粒子Ｂの降伏応力より大きいことを特徴とする。

本発明によれば、磁性粒子の充填率を高度に高めた圧粉磁心を得ることができ、高い透磁率を有し、特に高周波帯域における高透磁率を維持でき、直流重畳特性に優れた圧粉磁心を提供できる。

本発明の圧粉磁心の製造方法は、２種類の金属磁性粒子Ａ、Ｂを用いる。この金属磁性粒子としては、純鉄、Ｆｅ−Ｓｉ系合金、Ｆｅ−Ｓｉ−Ａｌ系合金（センダストなど）、Ｆｅ−Ｎｉ系合金（パーマロイ、スーパーマロイなど）、Ｆｅ−Ｃｏ系合金などの軟質強磁性体を挙げることができる。本発明においては、これらの中から降伏応力の異なる２種の軟質強磁性体を選択し、降伏応力の大きい方の金属磁性粒子（Ａ）の平均粒子径を他方の金属磁性粒子（Ｂ）のそれより大きいものとする。降伏応力の差は、それぞれの金属粒子を単独でプレス成型したときの成型体の粒子充填率を測定することにより、金属粒子の塑性変形のしにくさの大小、即ち降伏応力の大小を判別することができる。

前記金属磁性粒子Ａ、Ｂの平均粒径の比は１：０．１５〜１：０．２２になるようにする。平均粒径の比をこのようにすることによって、加圧前（塑性変形前）でも粒子Ｂが、粒子Ａ間の隙間に入り込み、粒子Ａ間の隙間でないところに存在する粒子Ｂの量を減らすことができ、圧粉成形時の圧力を下げることや、加圧後の充填率を高くすることが可能になる。

これらの金属磁性粒子Ａ，Ｂをできるだけ均一になるように混合し、この混合物を用いて圧縮成形し、圧粉磁心を成型する。金属磁性粒子Ａ，Ｂの混合比は、１：０．３５あるいは金属磁性粒子Ｂの量がこれより多めにすることが好ましい。これは、同じ粒径の粒子だけを用いて最密充填させたときの空隙率は０．２５９５であることが知られていることから、金属磁性粒子Ａの最密充填時に形成された空隙を金属磁性粒子Ｂで埋めることを意図して、ＡとＢの体積比を（１−０．２５９５）：０．２５９５≒１：０．３５とするよう、あるいは金属磁性粒子Ｂの量がこれより多めにするようにしたものである。

圧縮成形方法としては、金型を用いて、例えば上下方向から加圧圧縮する単軸圧縮成形、圧縮圧延成形、電気絶縁性非磁性被膜を有する軟磁性粒子をゴム型などにつめて全方向から加圧圧縮する静圧圧縮成形、これらを温間で行う温間単軸圧縮成形、温間静圧圧縮成形（ＷＩＰ）、熱間で行う熱間単軸圧縮成形および熱間静圧圧縮成形（ＨＩＰ）など通常、酸化物被覆金属磁性粒子の圧縮成形に採用される圧縮成形法であればいずれも採用できる。

本発明においては、得られた圧粉成形体を熱処理することが好ましい。熱処理することにより成型加工された圧粉磁心の成型加工歪が消失すると共に、透磁率が向上し、透磁率が高く（μ’（透磁率の実部）が大きく）、損失の小さい（μ”（透磁率の虚部）が小さい）成形体を得ることができる。熱処理の最高到達温度は４００〜７００℃であることが好ましい。熱処理の最高到達温度が高ければ粒子の歪を除去することができ、μ’を上げることができる。ただし、粒子間の拡散で抵抗率も低下することから、μ’とρ（抵抗率）の必要数値から最適な温度を設定すればよい。

この熱処理時の雰囲気は、粒子の酸化を防ぐため、窒素、アルゴンなどの不活性ガス雰囲気下、あるいは真空下で行うことが好ましい。

高周波特性を良好にするという観点からは、前記金属磁性粒子の表面には絶縁被膜が形成されていることが好ましい。この絶縁被膜は金属酸化物からなることが好ましい。被膜を設けるとその分磁性体の占有率が低下し、透磁率が低下するので、この絶縁被膜は薄いほうが好ましい。高周波特性と透磁率の兼ね合いから、この絶縁被膜の厚さは５〜３０ｎｍであることが好ましい。この絶縁被膜は均一に金属磁性粒子表面に付着していることが好ましい。

この絶縁被膜は湿式成膜法でも形成できるが、乾式成膜法で形成された被膜（乾式絶縁被膜）であってもよい。乾式成膜法によれば、湿式法におけるように被膜材料をスラリー状にしないため、不純物の混入、不均一性、組成変化、ハロゲンイオンによる腐食を防ぐことができる。

乾式成膜法としては、蒸着法、スパッタ法、アブレーション法、メカノフュージョン法などを挙げることができ、いずれの手法も用いることができる。

＜実施例１＞
図１〜５に本実施例の工程の概略を示す。まず、図１に示すように、水アトマイズ法で形成したＦｅ−Ｃｏ系合金であるコバルト鉄（Ｆｅ−Ｃｏ合金、重量比５０：５０）からなるほぼ球状の金属磁性粒子１１をふるい掛けにより分級し、平均粒径８μｍの粒子（金属磁性粒子Ａ）のみを抽出した。次に、水アトマイズ法で形成したＦｅ−Ｎｉ系合金であるスーパーマロイ（Ｆｅ−Ｎｉ−Ｍｏ合金、重量比１７：７８：５）からなるほぼ球状の金属磁性粒子１２をふるい掛けにより分級し、平均粒径１．４μｍの粒子（金属磁性粒子Ｂ）のみを抽出した。ここで、金属磁性粒子Ｂの降伏応力は、金属磁性粒子Ａの降伏応力より小さく、金属磁性粒子Ｂの方が塑性変形し易いものになっている。

１．４μｍ／８μｍ＝０．１７５であることから、金属磁性粒子Ａと金属磁性粒子Ｂの粒径比率８μｍ：０．１４μｍは１：０．１７１６に近いものになっている。これは、理想モデルに対する理論式から算出した、粒子を最密充填するための粒径比率になるようにしたものである。非特許文献１に示されているＨｕｄｓｏｎの計算結果（２次粒子まで考慮）によると、１：０．１７１６の比率のときが最も充填嵩密度が高くなり、９０％に近い値が得られるからである。しかし、充填率８５％以上（空隙率１５％以下）であれば良好な磁気特性が得られることを考慮すれば、非特許文献１の表２．４で空隙率１５％以下が得られる１：０．１５〜１：０．２２の範囲の粒径比率であればよい。

次に、図２に示すように、平均粒径の異なる金属磁性粒子Ａ１１と金属磁性粒子Ｂ１２とを混合機で混合攪拌する。本実施例では、自動乳鉢１３を用い、２０分間攪拌／混合した。金属磁性粒子Ａ１１と金属磁性粒子Ｂ１２との混合比（容積比）は１：０．３５より金属磁性粒子Ｂの粒子が若干多目になるようにし、各粒子の密度を考慮して所定量を計量した。
混合時間については、長すぎると混合粉体が分離したり、塑性変形したりする可能性があるため数十分にとどめておいた。

次に、図３に示すように、上記混合粒子をリングコア成形用の金型１４に入れ、混合粒子を入れた金型に振動を与えることにより、金属磁性粒子Ａ１１同士の間の空隙に金属磁性粒子Ｂ１２が存在するように充填した。

次に図４に示すように、１１７７ＭＰａ（１２ｔｏｎ／ｃｍ²）の一軸プレスにより内径３ｍｍφ、外形８ｍｍφ、高さ約３ｍｍのリングコア形状に成型した。
得られたリングコアを図５（ａ）に示し、その粒子充填状況を図５（ｂ）に示す。図５（ｂ）に見られるように成形体中の粒子充填率は単一の粒径の粒子を用いて成形した場合の９０％程度よりも格段に向上している。

次に、このリングコア成形体を電気マッフル炉に入れて、最高到達温度５００℃、熱処理時間（最高到達温度での保持時間）２時間の条件で熱処理した。なお、粒子の酸化を防ぐために、雰囲気は真空とした（真空度０．００１Ｐａ）。

このリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図６の２１に示し、その直流重畳特性を図７の２５に示す。

＜比較例１＞
金属磁性粒子として金属磁性粒子Ａ１１のみを用いた以外は実施例１と同様にして同様のリングコアを成形し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図６の２２に示し、その直流重畳特性を図７の２６に示す。

＜比較例２＞
金属磁性粒子として金属磁性粒子Ｂ１２のみを用いた以外は実施例１と同様にして同様のリングコアを成形し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図６の２３に示し、その直流重畳特性を図７の２７に示す。

＜比較例３＞
コバルト鉄からなる金属磁性粒子１１およびスーパーマロイからなる金属磁性粒子１２の平均粒径を同一の８μｍとした以外は実施例１と同様にして混合粒子を得、これを用いてリングコアを形成し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図６の２４に示し、その直流重畳特性を図７の２８に示す。

図６から明らかなように、比較例１のリングコアの初期透磁率は８０程度、比較例３のリングコアの初期透磁率は１６０程度と低い。比較例２のリングコアの初期透磁率は２２０程度である。比較例１，２では透磁率が２０ｋＨｚ程度から低下し始める。直流重畳特性に関しては、図７に見られるように、比較例１のリングコアは、Ｆｅ−Ｃｏ系合金の飽和磁束密度が大きいことから２０００Ａ/ｍ程度までは初期値を維持しているが、透磁率は８０程度と低い。比較例２のリングコアでは透磁率の初期値は高いが、飽和磁束密度が小さいため、重畳磁場の増加につれて透磁率が急激に減少する。比較例３のリングコアは、直流重畳特性に優れるが、透磁率は十分高いといえるほどではない。これに対して、実施例１のリングコアは充填率が向上しており、そのため、透磁率の初期値は１８０程度まで向上しており、かつ、直流重畳特性に優れたものとなっている。

＜実施例２＞
実施例１と同様の金属磁性粒子Ａ１１及び金属磁性粒子Ｂ１２を得た。本実施例では金属磁性粒子Ａ１１及び金属磁性粒子Ｂ１２の双方の表面に、水ガラス法を用いてＳｉＯ₂被膜を平均被膜厚さが１０ｎｍになるように形成した。即ち、Ｎａ₂Ｏ・ｘＳｉＯ₂・ｎＨ₂Ｏ（ｘ＝２〜４）の組成の水ガラス（この水ガラスの水溶液はアルカリ性を示す）を水に溶かした水溶液に軟磁性金属粒子を入れ、塩酸を溶液に加え、ｐＨをコントロールして加水分解してゲル状の珪酸（Ｈ₂ＳｉＯ₃）を軟磁性金属粒子表面に付着させた。この後、この軟磁性金属粒子を乾燥させることでＳｉＯ₂被膜を形成した。水ガラス水溶液の濃度を調節することで、ＳｉＯ₂被膜の膜厚を２０ｎｍに制御した。

金属磁性粒子Ａ，Ｂとしてこれらの粒子を用いた以外は実施例１と同様にしてリングコアを成形し、熱処理を施した。このときの抵抗率は１０Ωｃｍであった。

このリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図８の３１に示す。

＜比較例４＞
金属磁性粒子として金属磁性粒子Ａ１１のみを用いた以外は実施例２と同様にして表面に絶縁被膜を形成し、絶縁被膜を形成したこの金属磁性粒子を用いた以外は実施例２と同様にしてリングコアを成形し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図８の３２に示す。

＜比較例５＞
金属磁性粒子として金属磁性粒子Ｂ１２のみを用いた以外は実施例２と同様にして表面に絶縁被膜を形成し、絶縁被膜を形成したこの金属磁性粒子を用いた以外は実施例２と同様にしてリングコアを成形し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図８の３３に示す。

＜比較例６＞
コバルト鉄からなる金属磁性粒子１１およびスーパーマロイからなる金属磁性粒子１２の平均粒径を同一の８μｍとした以外は実施例１と同様にして混合粒子を得、これを用いてリングコアを形成し、熱処理した。得られたリングコアに１次および２次巻線をそれぞれ５ターン巻回し、Ｂ−Ｈアナライザにて１ｋＨｚ〜１０ＭＨｚの周波数領域で測定した複素透磁率μ＝μ’＋ｉμ”の実効透磁率μ’を図８の３４に示す。

絶縁被膜を有する金属磁性粒子を用いた圧粉磁心である、実施例２、比較例４〜６のリングコアはいずれも高周波側で低下することがないので高周波特性に優れるが、比較例４、５のリングコアでは透磁率が３０程度、５０程度、比較例６のリングコアでは４５程度と低いのに対し、実施例２のリングコアの透磁率は約９０であり、高周波帯域まで高い透磁率を維持できるリングコアが本実施例により得られたことがわかる。

以上の結果から明らかなように、本発明によれば、互いに粒径と降伏応力の異なる金属磁性粒子を混合して用いることにより、磁性粒子を高い充填率で充填することができ、確実に圧粉磁心の高透磁率化と高周波率特性および直流重畳特性を向上させることができる。また、金属磁性粒子に絶縁被覆を設ければ、一層、高抵抗率を示す圧粉磁心を得ることができる。

本発明の圧粉磁心は、インダクタやトランスのコア材に用いることができ、従来のフェライトのコア材に比較して、同じインダクタンスを得るのに、体積が小さくて済み、小型化、薄型化が可能になる。これにより、ノート型パソコン、小型携帯機器、薄型ＣＲＴ、テレビ等の電源として、従来にない小型、薄型のインダクタやトランス及びそれらを用いたスイッチング電源を作ることが可能になる。

実施例１の工程模式図のうち、分級により所定粒径の粒子を得る工程を示す図である。実施例１の工程模式図のうち、平均粒径の異なる金属磁性粒子Ａ１１と金属磁性粒子Ｂ１２とを混合機で混合攪拌する工程を示す図である。実施例１の工程模式図のうち、上記混合粒子を金型１４に入れた状態を示す図である。実施例１の工程模式図のうち、圧縮工程を示す図である。実施例１の工程模式図のうち、成形された圧粉磁心（ａ）とその粒子充填状況（ｂ）を示す図である。実施例１、比較例１〜３で得られたリングコアの透磁率の周波数特性を示す図である。実施例１、比較例１〜３で得られたリングコアの透磁率の直流重畳特性を示す図である。実施例２、比較例４〜６で得られたリングコアの透磁率の周波数特性を示す図である。

符号の説明

１１金属磁性粒子Ａ
１２金属磁性粒子Ｂ
１３自動乳鉢
１４金型
２１実施例１のリングコアの透磁率−周波数曲線
２２比較例１のリングコアの透磁率−周波数曲線
２３比較例２のリングコアの透磁率−周波数曲線
２４比較例３のリングコアの透磁率−周波数曲線
２５実施例１のリングコアの透磁率−直流磁場曲線
２６比較例１のリングコアの透磁率−直流磁場曲線
２７比較例２のリングコアの透磁率−直流磁場曲線
２８比較例３のリングコアの透磁率−直流磁場曲線
３１実施例２のリングコアの透磁率−周波数曲線
３２比較例４のリングコアの透磁率−周波数曲線
３３比較例５のリングコアの透磁率−周波数曲線
３４比較例６のリングコアの透磁率−周波数曲線

Claims

金属磁性粒子を圧縮成形する圧粉磁心の製造方法において、前記金属磁性粒子が材質および平均粒径が互いに異なる２種類の金属磁性粒子Ａ、Ｂからなり、前記２種類の金属磁性粒子の平均粒径の比が１：０．１５〜１：０．２２であり、平均粒径の大きい金属磁性粒子Ａの降伏応力が平均粒径の小さい金属磁性粒子Ｂの降伏応力より大きいことを特徴とする圧粉磁心の製造方法。
前記金属磁性粒子Ａの表面に絶縁被膜が形成されていることを特徴とする請求項１記載の圧粉磁心の製造方法。