JPH0125214B2 - - Google Patents
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- JPH0125214B2 JPH0125214B2 JP54054697A JP5469779A JPH0125214B2 JP H0125214 B2 JPH0125214 B2 JP H0125214B2 JP 54054697 A JP54054697 A JP 54054697A JP 5469779 A JP5469779 A JP 5469779A JP H0125214 B2 JPH0125214 B2 JP H0125214B2
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- bismuth
- powder
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- resistivity
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-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/26—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on ferrites
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
- C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
- C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
- C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
- C04B35/26—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on ferrites
- C04B35/2608—Compositions containing one or more ferrites of the group comprising manganese, zinc, nickel, copper or cobalt and one or more ferrites of the group comprising rare earth metals, alkali metals, alkaline earth metals or lead
- C04B35/2616—Compositions containing one or more ferrites of the group comprising manganese, zinc, nickel, copper or cobalt and one or more ferrites of the group comprising rare earth metals, alkali metals, alkaline earth metals or lead containing lithium
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- Ceramic Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Manufacturing & Machinery (AREA)
- Structural Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Magnetic Ceramics (AREA)
- Soft Magnetic Materials (AREA)
- Compounds Of Iron (AREA)
Description
本発明は、500KHz以下の周波数で用いられ殊
に電磁デフレクタ、例えばテレビジヨン受像機用
の偏向ヨークの製造に使用できる軟質フエライト
の製法に関する。このような装置において軟質フ
エライトは電磁コイルのコア及び／又はケーシン
グ材料を形成する。 この種の材料に必要な性質は次の如くである： 20℃における初比透磁率：300以上、好ましく
は500以上； 100ボルトの電圧下の20℃における抵抗率：
107ohm−cm以上、好ましくは109ohm−cm以上； 100℃において５エルステツドの磁界における
誘導；1500以上、好ましくは2000以上； キユリー点：150℃以上。 さらに、できるだけ低い温度で、そして適度の
コストで96％を超えない純度を有する出発物質か
ら製造できることが材料にとつて望ましい。 従来製造された材料は前記の要求に関して不利
又は不十分である。 従つて、低コストで高い初透磁率のマンガン結
合フエライトは不十分な電気抵抗率（1000ohm−
cm程度）を有し、それはコイルの製造中に絶縁材
を添加しなければならないことを意味し、従つて
全体のコストが増加する。 ニツケル−亜鉛フエライトは105ohm−cm程度
の抵抗率を得ることができるけれども、著しく高
いコストを有し、それに加えてその磁歪が著しく
テレビジヨン受像機において寄生ハムを生ずる。 マンガン及び銅の少量置換したマグネシウム−
亜鉛フエライトは106ohm−cm程度の抵抗率を得
ることができるが、しかし1250℃以下の温度で製
造できない。 本発明の目的はこれらの不利益を除くことであ
る。 本発明によれば、予め粉砕し、圧縮した粉体を
焼結することにより得られる多結晶性材料と同種
で、出発混合物中の種々の陽イオンの割合を示す
が、しかし強熱減量及び鉄の回復が考慮されてい
ない次の一般式 LiaTitZnzMnnFebO4 ＋βBi／mole (1) に相当する軟質リチウム−チタン−亜鉛フエライ
トが提供される。 なおBiは主結晶性相中に入らないが、第２の
焼結段階で導入されるドーピング剤であり、ま
た、 ａ＝0.5（１＋ｔ−ｚ） ｂ＝0.5（５−３ｔ−ｚ−２ｍ−5ε で、 ０ ＜ｔ0.08 0.50 ｚ0.60 0.005 ｍ0.035 0.02 ε0.065 0.0015β0.05 である。 本発明は以下の添付図面に関連した記載からよ
り良く理解され、他の特徴が明らかになろう。 第１図は本発明による材料の亜鉛及びチタン含
量を示すグラフである。 第２図は連続側定磁界に置いた本発明による材
料の種々の例の試料に対する初透磁率を示すグラ
フである。 次に例として記載した本発明による材料の製造
は、例えば次の粉体表面積を有する粉末形態の出
発物質から実施される。
に電磁デフレクタ、例えばテレビジヨン受像機用
の偏向ヨークの製造に使用できる軟質フエライト
の製法に関する。このような装置において軟質フ
エライトは電磁コイルのコア及び／又はケーシン
グ材料を形成する。 この種の材料に必要な性質は次の如くである： 20℃における初比透磁率：300以上、好ましく
は500以上； 100ボルトの電圧下の20℃における抵抗率：
107ohm−cm以上、好ましくは109ohm−cm以上； 100℃において５エルステツドの磁界における
誘導；1500以上、好ましくは2000以上； キユリー点：150℃以上。 さらに、できるだけ低い温度で、そして適度の
コストで96％を超えない純度を有する出発物質か
ら製造できることが材料にとつて望ましい。 従来製造された材料は前記の要求に関して不利
又は不十分である。 従つて、低コストで高い初透磁率のマンガン結
合フエライトは不十分な電気抵抗率（1000ohm−
cm程度）を有し、それはコイルの製造中に絶縁材
を添加しなければならないことを意味し、従つて
全体のコストが増加する。 ニツケル−亜鉛フエライトは105ohm−cm程度
の抵抗率を得ることができるけれども、著しく高
いコストを有し、それに加えてその磁歪が著しく
テレビジヨン受像機において寄生ハムを生ずる。 マンガン及び銅の少量置換したマグネシウム−
亜鉛フエライトは106ohm−cm程度の抵抗率を得
ることができるが、しかし1250℃以下の温度で製
造できない。 本発明の目的はこれらの不利益を除くことであ
る。 本発明によれば、予め粉砕し、圧縮した粉体を
焼結することにより得られる多結晶性材料と同種
で、出発混合物中の種々の陽イオンの割合を示す
が、しかし強熱減量及び鉄の回復が考慮されてい
ない次の一般式 LiaTitZnzMnnFebO4 ＋βBi／mole (1) に相当する軟質リチウム−チタン−亜鉛フエライ
トが提供される。 なおBiは主結晶性相中に入らないが、第２の
焼結段階で導入されるドーピング剤であり、ま
た、 ａ＝0.5（１＋ｔ−ｚ） ｂ＝0.5（５−３ｔ−ｚ−２ｍ−5ε で、 ０ ＜ｔ0.08 0.50 ｚ0.60 0.005 ｍ0.035 0.02 ε0.065 0.0015β0.05 である。 本発明は以下の添付図面に関連した記載からよ
り良く理解され、他の特徴が明らかになろう。 第１図は本発明による材料の亜鉛及びチタン含
量を示すグラフである。 第２図は連続側定磁界に置いた本発明による材
料の種々の例の試料に対する初透磁率を示すグラ
フである。 次に例として記載した本発明による材料の製造
は、例えば次の粉体表面積を有する粉末形態の出
発物質から実施される。
【表】
前記の表面積の値は決して強制的なものではな
く、粉体が、しばしば大きい表面積を有すること
の別の表わし方である非常に細かく非常に反応性
であればより速やかに又はより低温で終る焼成作
業から観察できるように経験上粉末形態出発物質
の大きい表面積により製造が促進されることが示
された。 合計５％まで容易に容認できる炭素、ケイ素、
カルシウム、マグネシウム及びアルミニウムのよ
うな厄介でない不純物を度外視して、出発物質の
純度は少くとも臨界的物質の原子で96％になる。 製造した材料の例において行なつたように、製
法に含まれる種々の段階が次に記載される。 第一段階 大きい表面積の均一な粉体混合物の形成 強熱減量及び粉砕作業中に導入される鉄の量を
考慮して式(1)に示される割合で１・10-4の相対精
度で出発物質を計量する。仕上げた材料中の鉄の
不足ε′に対し粉体の計量は鉄の回復を考慮した鉄
不足εを基礎にする。鉄回復自体は用いたミルの
種類及び粉砕時間に左右され、用いるボール
（鋼）及び容器の性質だけでなく粉砕すべき粉末
の性質及び粒度範囲により異なる。ε1が鉄の回復
に相当するパラメータであれば ε＝ε′＋ε1・である。 特性が後に示される例１〜15に対して用いたミ
ルは液体媒質中で運転するアトリシヨンミルであ
つた。炭酸リチウムの水による部分溶解を避ける
ために、次に乾燥により排除されるアルコールを
使用することができる。実際には脱イオン水を使
用し、乾燥後注意深くこの粉砕生成物をふるいに
かける。30分間粉砕し、次に乾燥し、ふるいにか
け、そして適宜再混合（この場合は乾燥）するこ
とにより前記出発物質から５ｍ2／ｇの表面積を
有し、かなり規則的な粒度（平均粒径0.1マイク
ロメートル）で狭い粒度分布範囲の粒体を得るこ
とができる。 第二段階 フエライト相の形成及び焼成する素子の造形この
段階は次の如くである。 ａ 焼成 第一段階の終りに得られた粉体を雰囲気空気中
で700℃において２時間焼成する。焼成はできる
だけ粉体を圧縮しないで炉中に導入して行なう。 粉体の脱炭酸は約400℃で最大であるが、フエ
ライト相の形成速度は約600℃で最大である。95
％以上のフエライト相が焼成の終るまでに形成さ
れる。 この段階においてビスマスが存在しないことが
700℃を超えない温度におけるフエライト相の速
やかな形成に有利で、粒子の粗くなるのがかなり
少くその後の段階の円滑な作業に有利であり、ま
た同時に最終結果の品質に寄与することが認めら
れた。 ｂ ビスマスとの粉砕 式(1)により第一段階において計量した炭酸ビス
マス粉を前段階において得た焼成生成物に加え
る。粉砕は第一段階と同様の条件下に30分間行な
われる。 ｃ ふるいわけ及び造形 粉砕で生じたスリツプを乾燥した後、得られた
粉体をふるいにかけ次に常法により1.5〜２ト
ン／cm2、好ましくは1.6トン／cm2の圧力下に静水
圧圧縮を行なう。理論密度の約55％を有する緻密
なデイスクが、結合剤なしで、示した出発物質か
ら前記作業条件下に得られる。 焼成生成物の粉砕中又は乾燥とふるいわけとの
間に結合剤を導入し、型中で前記と等しい圧力に
圧縮することにより、得られた生成物を造形する
ことができる。この方法は複雑な形状の素子に対
する常法である。この場合、結合剤は焼結の前又
は焼結の初めに再加熱することにより排除され
る。 第三段階 焼結： 造形した素子を次に酸素下に950〜1100℃の温
度、好ましくは975℃の温度で１〜18時間、好ま
しくは16時間熱処理する。雰囲気空気中で行なう
同様の焼結処理はより低い抵抗率を除き非常に似
た特性を有する素子を与える。 例 次に各系列の所与パラメーター又はパラメータ
ー群の影響を示すために数系列の例が示される。 第一系列の例 鉄不足及びマンガン含量の影響を調べる。 パラメーターεを0.02から0.06まで変えるが、
パラメーターε1（粉砕中の鉄の回復）が実測から
0.02と評価され、それはε＝0.02に対し最終生成
物において実質的に０の鉄不足を与えるであろ
う。 表２に密度ｄの値をｇ／c.c.で、磁気モーメント
4πMsをガウスで、比透磁率の実部及び虚部（そ
れぞれμ′及びμ″）をそれぞれohm−cmで示す。
く、粉体が、しばしば大きい表面積を有すること
の別の表わし方である非常に細かく非常に反応性
であればより速やかに又はより低温で終る焼成作
業から観察できるように経験上粉末形態出発物質
の大きい表面積により製造が促進されることが示
された。 合計５％まで容易に容認できる炭素、ケイ素、
カルシウム、マグネシウム及びアルミニウムのよ
うな厄介でない不純物を度外視して、出発物質の
純度は少くとも臨界的物質の原子で96％になる。 製造した材料の例において行なつたように、製
法に含まれる種々の段階が次に記載される。 第一段階 大きい表面積の均一な粉体混合物の形成 強熱減量及び粉砕作業中に導入される鉄の量を
考慮して式(1)に示される割合で１・10-4の相対精
度で出発物質を計量する。仕上げた材料中の鉄の
不足ε′に対し粉体の計量は鉄の回復を考慮した鉄
不足εを基礎にする。鉄回復自体は用いたミルの
種類及び粉砕時間に左右され、用いるボール
（鋼）及び容器の性質だけでなく粉砕すべき粉末
の性質及び粒度範囲により異なる。ε1が鉄の回復
に相当するパラメータであれば ε＝ε′＋ε1・である。 特性が後に示される例１〜15に対して用いたミ
ルは液体媒質中で運転するアトリシヨンミルであ
つた。炭酸リチウムの水による部分溶解を避ける
ために、次に乾燥により排除されるアルコールを
使用することができる。実際には脱イオン水を使
用し、乾燥後注意深くこの粉砕生成物をふるいに
かける。30分間粉砕し、次に乾燥し、ふるいにか
け、そして適宜再混合（この場合は乾燥）するこ
とにより前記出発物質から５ｍ2／ｇの表面積を
有し、かなり規則的な粒度（平均粒径0.1マイク
ロメートル）で狭い粒度分布範囲の粒体を得るこ
とができる。 第二段階 フエライト相の形成及び焼成する素子の造形この
段階は次の如くである。 ａ 焼成 第一段階の終りに得られた粉体を雰囲気空気中
で700℃において２時間焼成する。焼成はできる
だけ粉体を圧縮しないで炉中に導入して行なう。 粉体の脱炭酸は約400℃で最大であるが、フエ
ライト相の形成速度は約600℃で最大である。95
％以上のフエライト相が焼成の終るまでに形成さ
れる。 この段階においてビスマスが存在しないことが
700℃を超えない温度におけるフエライト相の速
やかな形成に有利で、粒子の粗くなるのがかなり
少くその後の段階の円滑な作業に有利であり、ま
た同時に最終結果の品質に寄与することが認めら
れた。 ｂ ビスマスとの粉砕 式(1)により第一段階において計量した炭酸ビス
マス粉を前段階において得た焼成生成物に加え
る。粉砕は第一段階と同様の条件下に30分間行な
われる。 ｃ ふるいわけ及び造形 粉砕で生じたスリツプを乾燥した後、得られた
粉体をふるいにかけ次に常法により1.5〜２ト
ン／cm2、好ましくは1.6トン／cm2の圧力下に静水
圧圧縮を行なう。理論密度の約55％を有する緻密
なデイスクが、結合剤なしで、示した出発物質か
ら前記作業条件下に得られる。 焼成生成物の粉砕中又は乾燥とふるいわけとの
間に結合剤を導入し、型中で前記と等しい圧力に
圧縮することにより、得られた生成物を造形する
ことができる。この方法は複雑な形状の素子に対
する常法である。この場合、結合剤は焼結の前又
は焼結の初めに再加熱することにより排除され
る。 第三段階 焼結： 造形した素子を次に酸素下に950〜1100℃の温
度、好ましくは975℃の温度で１〜18時間、好ま
しくは16時間熱処理する。雰囲気空気中で行なう
同様の焼結処理はより低い抵抗率を除き非常に似
た特性を有する素子を与える。 例 次に各系列の所与パラメーター又はパラメータ
ー群の影響を示すために数系列の例が示される。 第一系列の例 鉄不足及びマンガン含量の影響を調べる。 パラメーターεを0.02から0.06まで変えるが、
パラメーターε1（粉砕中の鉄の回復）が実測から
0.02と評価され、それはε＝0.02に対し最終生成
物において実質的に０の鉄不足を与えるであろ
う。 表２に密度ｄの値をｇ／c.c.で、磁気モーメント
4πMsをガウスで、比透磁率の実部及び虚部（そ
れぞれμ′及びμ″）をそれぞれohm−cmで示す。
【表】
上記３例において式(1)の係数は次の如くであ
る。 ｔ＝0.05 ｚ＝0.05 ｍ＝0.035 β＝0.005 焼結は酸素下に975℃の温度で16時間行なわれ
る。 透磁率は50kHzにおいて7.5mOeの交番磁界で
測定した。表２から見られるように、抵抗率は、
鉄不足が0.04を超えたときに非常に増大する。抵
抗率は直径10mmで厚さ0.5mmのデイスクで測定し、
その２面は十分の数ミリの保護環を除いて銀メツ
キする。測定は20℃において２・1013ohm−cmの
抵抗率を有する油中で100ボルトの直流電圧の下
で行なつた。 例２に用いた混合物と組成が等しい出発物質の
混合物を３部分に分けて異なる３温度で焼結し
た。結果は表３に示される。
る。 ｔ＝0.05 ｚ＝0.05 ｍ＝0.035 β＝0.005 焼結は酸素下に975℃の温度で16時間行なわれ
る。 透磁率は50kHzにおいて7.5mOeの交番磁界で
測定した。表２から見られるように、抵抗率は、
鉄不足が0.04を超えたときに非常に増大する。抵
抗率は直径10mmで厚さ0.5mmのデイスクで測定し、
その２面は十分の数ミリの保護環を除いて銀メツ
キする。測定は20℃において２・1013ohm−cmの
抵抗率を有する油中で100ボルトの直流電圧の下
で行なつた。 例２に用いた混合物と組成が等しい出発物質の
混合物を３部分に分けて異なる３温度で焼結し
た。結果は表３に示される。
【表】
975℃より上で透磁率が増大し、抵抗率が低下
することを見ることができる。 マンガンの存在は熱処理中の第一鉄の形成を防
ぐのに寄与する。これはMn3+イオンがFe3+イオ
ンよりも容易に三価状態から二価状態に移るため
である。二価の鉄の存在が最終材料の内部抵抗率
をかなり低下することは公知である。多結晶性相
中の鉄を置換するマンガンは抵抗率を低下せず、
また第一鉄と対照的に二価イオンの形態でも磁気
残留を生じない二重の利点を有する。しかし、そ
れはキユリー温度を低下する不利益を有する。こ
の不利益は、パラメーターｍ（マンガン含量）に
0.035未満又は等しい値を採用することにより限
定される。殊に優れた結果は次の値、 ｍ＝0.035 ε＝0.06 で得られる。 これは前記例３及び以下に示す他の例の場合で
ある。 第二系列の例 ビスマス含量の影響を調べる。 機械的に研摩した又は破断した試料の電子走査
顕微鏡による観察はビスマスが粒界に分布する第
二相を形成することを示す。この第二相は第一相
（微結晶により形成された）よりも一層抵抗性で
あり、焼結温度において液体である。 表４にはビスマス含量の増加に対し表２と同様
の特性が示され、他のパラメーター及び焼結温度
は例３と同様である。
することを見ることができる。 マンガンの存在は熱処理中の第一鉄の形成を防
ぐのに寄与する。これはMn3+イオンがFe3+イオ
ンよりも容易に三価状態から二価状態に移るため
である。二価の鉄の存在が最終材料の内部抵抗率
をかなり低下することは公知である。多結晶性相
中の鉄を置換するマンガンは抵抗率を低下せず、
また第一鉄と対照的に二価イオンの形態でも磁気
残留を生じない二重の利点を有する。しかし、そ
れはキユリー温度を低下する不利益を有する。こ
の不利益は、パラメーターｍ（マンガン含量）に
0.035未満又は等しい値を採用することにより限
定される。殊に優れた結果は次の値、 ｍ＝0.035 ε＝0.06 で得られる。 これは前記例３及び以下に示す他の例の場合で
ある。 第二系列の例 ビスマス含量の影響を調べる。 機械的に研摩した又は破断した試料の電子走査
顕微鏡による観察はビスマスが粒界に分布する第
二相を形成することを示す。この第二相は第一相
（微結晶により形成された）よりも一層抵抗性で
あり、焼結温度において液体である。 表４にはビスマス含量の増加に対し表２と同様
の特性が示され、他のパラメーター及び焼結温度
は例３と同様である。
【表】
ビスマス含量が増す影響は、前記次元（直径10
mm、厚さ５mm）を有するデイスクで測定して材料
の全体的な抵抗率の増大することであることを見
ることができる。これは各微結晶がビスマスを含
む相に囲まれるためである。抵抗率の増加の頭打
ちが、ビスマス含量が0.01を超えるときに観察さ
れる。微結晶間の凝集における欠陥及び脆さを生
ずるおそれが内在する二相の熱膨張率の差異に関
係する理由のためビスマスを増加させることに何
の利点もない。 ビスマス含量による抵抗率の増大は本発明によ
る組成物のすべてに適用される。 測定するデイスクの端子に適用した電圧に依存
する、及び温度に依存するこのビスマスによる高
い抵抗率を変動させる研究を行なつた。この研究
の結果は表５及び表６に示される。
mm、厚さ５mm）を有するデイスクで測定して材料
の全体的な抵抗率の増大することであることを見
ることができる。これは各微結晶がビスマスを含
む相に囲まれるためである。抵抗率の増加の頭打
ちが、ビスマス含量が0.01を超えるときに観察さ
れる。微結晶間の凝集における欠陥及び脆さを生
ずるおそれが内在する二相の熱膨張率の差異に関
係する理由のためビスマスを増加させることに何
の利点もない。 ビスマス含量による抵抗率の増大は本発明によ
る組成物のすべてに適用される。 測定するデイスクの端子に適用した電圧に依存
する、及び温度に依存するこのビスマスによる高
い抵抗率を変動させる研究を行なつた。この研究
の結果は表５及び表６に示される。
【表】
【表】
温度の関数としての抵抗率（ρ）の変動に対す
る近似式は次の如くである： ρ＝ρ∞exp（Ｗ／ｋ・Ｔ） ここにＴは絶対温度（〓）であり、ｋはボルツ
マン定数であり、またＷ＝0.55eVでρ∞＝2ohm・
cmである。 表５及び６は次のパラメーターを有する本発明
による材料の測定値から誘導されている。 ｔ＝０ ｚ＝0.6 ε＝0.035 ｍ＝0.035 β＝0.01 本発明によれば、適用した電圧及び温度の関数
としての変動の水準はチタン及び亜鉛含量と無関
係である。 焼結中亜鉛の存在から生ずる他の有利な影響は
次の如くである。 ａ 焼結中の最大緻密化温度について： 液相は約780℃で現れる。この液相により緻密
化がより低温で生じ、また同時に適当な大きさ
（30ミクロン以下）の粒子を得ることができる。
ビスマス含量がフエライトの分子当りビスマス
0.001原子に達しそれを超えるときは975℃におけ
る焼結が理論密度の90％を超える密度を得ること
を可能にする。表４に示す密度の増加は気孔率の
組織的低下に相当しないので、むしろビスマスが
主相より重い第二相を与える重い元素であること
に相当する。 ｂ 975℃における焼結（酸素下16時間）に関す
る表７に示すような微結晶の平均粒度について例
４〜７の組成物が再び用いられている。
る近似式は次の如くである： ρ＝ρ∞exp（Ｗ／ｋ・Ｔ） ここにＴは絶対温度（〓）であり、ｋはボルツ
マン定数であり、またＷ＝0.55eVでρ∞＝2ohm・
cmである。 表５及び６は次のパラメーターを有する本発明
による材料の測定値から誘導されている。 ｔ＝０ ｚ＝0.6 ε＝0.035 ｍ＝0.035 β＝0.01 本発明によれば、適用した電圧及び温度の関数
としての変動の水準はチタン及び亜鉛含量と無関
係である。 焼結中亜鉛の存在から生ずる他の有利な影響は
次の如くである。 ａ 焼結中の最大緻密化温度について： 液相は約780℃で現れる。この液相により緻密
化がより低温で生じ、また同時に適当な大きさ
（30ミクロン以下）の粒子を得ることができる。
ビスマス含量がフエライトの分子当りビスマス
0.001原子に達しそれを超えるときは975℃におけ
る焼結が理論密度の90％を超える密度を得ること
を可能にする。表４に示す密度の増加は気孔率の
組織的低下に相当しないので、むしろビスマスが
主相より重い第二相を与える重い元素であること
に相当する。 ｂ 975℃における焼結（酸素下16時間）に関す
る表７に示すような微結晶の平均粒度について例
４〜７の組成物が再び用いられている。
【表】
相関的に、気孔率は粒界に最も良く分布し、気
孔率が次第に少くなくなる断層は微結晶の内部に
見出される。これは、おそらく結晶粒度が20ミク
ロンから６ミクロンに移るけれども初透磁率が実
質上一定のままである理由であろう。実際に磁区
壁の平均自由行程が実質上一定のままである。 第三系列の例 亜鉛及びチタン含量の影響 例６及び８〜14（ｍ＝0.035、ε＝0.06、及びβ
＝0.01）に対し表８に亜鉛含量ｚ及びチタン含量
ｔの値並びに仕上材料の次の特性が示される。 4πMS ：ガウス、20℃で測定、 Tc ：キユリー温度、℃、 μ′ ：7mOeの振幅で交番磁界（10kHz）の
下で20℃において測定した複合初比透磁
率の実部、 tgδ／u′ ：損率、 ρ ：抵抗率、ohm−cm、 TF ：透磁率の変動係数、 （TF＝△μ／μ2△Ｔ＋25℃と＋55℃
との間） Ｂ ：25℃及び100℃における５エルステ
ツド下の誘導
孔率が次第に少くなくなる断層は微結晶の内部に
見出される。これは、おそらく結晶粒度が20ミク
ロンから６ミクロンに移るけれども初透磁率が実
質上一定のままである理由であろう。実際に磁区
壁の平均自由行程が実質上一定のままである。 第三系列の例 亜鉛及びチタン含量の影響 例６及び８〜14（ｍ＝0.035、ε＝0.06、及びβ
＝0.01）に対し表８に亜鉛含量ｚ及びチタン含量
ｔの値並びに仕上材料の次の特性が示される。 4πMS ：ガウス、20℃で測定、 Tc ：キユリー温度、℃、 μ′ ：7mOeの振幅で交番磁界（10kHz）の
下で20℃において測定した複合初比透磁
率の実部、 tgδ／u′ ：損率、 ρ ：抵抗率、ohm−cm、 TF ：透磁率の変動係数、 （TF＝△μ／μ2△Ｔ＋25℃と＋55℃
との間） Ｂ ：25℃及び100℃における５エルステ
ツド下の誘導
【表】
表９には100℃においてより低い誘導を有する
他の例（15，16及び17）に対して得られた特性が
示される。
他の例（15，16及び17）に対して得られた特性が
示される。
【表】
表８及び表９から見ることができるように、磁
化（4πMS）及びキユリー温度は透磁率が増すと、
換言すれば亜鉛含量及び／又はチタン含量が増す
と、速やかに低下する。例11及び例12はデフレク
タ製造業者の見地から最良の妥協を示す。 上記のすべての例（１〜17）において、μ′は
500000ヘルツまでの磁界の周波数に一定のままで
ある。 第１図は調べた組成物のｚ及びｔの範囲を示
す。第一の範囲（）は例１〜７及び９〜12を示
す点を含む。それはデフレクタの製造に最良の結
果が得られる範囲を示す。 第二の範囲（）には例８，13及び14を示す点
が含まれる。 第２図は例15，16又は17の材料に対する材料に
適用した磁界の変動に対する初比透磁率（ミリエ
ルステツドで測定した）の感度を示す。優れた透
磁率を有するけれども、これらの材料は100℃に
おいて少し弱い誘導を示す。 磁心及び／又はケーシングを含む電磁デフレク
タは、コア及び／又はケーシングが本発明による
フエライトから製造されるならば本発明に属す
る。
化（4πMS）及びキユリー温度は透磁率が増すと、
換言すれば亜鉛含量及び／又はチタン含量が増す
と、速やかに低下する。例11及び例12はデフレク
タ製造業者の見地から最良の妥協を示す。 上記のすべての例（１〜17）において、μ′は
500000ヘルツまでの磁界の周波数に一定のままで
ある。 第１図は調べた組成物のｚ及びｔの範囲を示
す。第一の範囲（）は例１〜７及び９〜12を示
す点を含む。それはデフレクタの製造に最良の結
果が得られる範囲を示す。 第二の範囲（）には例８，13及び14を示す点
が含まれる。 第２図は例15，16又は17の材料に対する材料に
適用した磁界の変動に対する初比透磁率（ミリエ
ルステツドで測定した）の感度を示す。優れた透
磁率を有するけれども、これらの材料は100℃に
おいて少し弱い誘導を示す。 磁心及び／又はケーシングを含む電磁デフレク
タは、コア及び／又はケーシングが本発明による
フエライトから製造されるならば本発明に属す
る。
第１図は本発明による材料の亜鉛及びチタン含
量を示すグラフで、第２図は連続測定磁界に置い
た本発明による材料の例の初透磁率を示すグラフ
である。
量を示すグラフで、第２図は連続測定磁界に置い
た本発明による材料の例の初透磁率を示すグラフ
である。
Claims (1)
- 【特許請求の範囲】 １ 20℃で300以上の初比透磁率、20℃で107Ωcm
以上の抵抗率を有し、予め粉砕し、圧縮した粉体
を焼結することにより得られる多結晶性材料と同
種で、出発混合物中の種々の陽イオンの割合を示
すが強熱減量及び鉄の回復が考慮されていない次
の一般式 LiaTitZnzMnnFebO4 ＋βBi／mole (1) （Biは主結晶性相中に入らないが第二の焼結
段階で導入されるドーピング剤であり、また ａ＝0.5（１＋ｔ−ｚ） ｂ＝0.5（５−３ｔ−ｚ−２ｍ−5ε） で ０＜ｔ0.08 0.50ｚ0.60 0.005ｍ0.035 0.02ε0.065 0.0015β0.05 である。）に相当する軟質リチウム−チタン−亜
鉛フエライトの製造方法において、 Ａ ビスマスを除いた式１に従う必要な出発物質
を粉砕して大きい比表面積を有する均一な粉体
混合物を形成し、 Ｂ かくしてえられた粉末を熱処理によつて焼成
し、 Ｃ 炭酸ビスマスを加え、焼成生成物を粉砕し Ｄ 粉砕してえられた物質を950〜1100℃の範囲
の温度で１〜18時間熱処理することにより焼結
する 段階を含む軟質リチウム−チタン−亜鉛フエラ
イトの製法。 ２ 段階Ｂの熱処理が700℃で２時間実施される
特許請求の範囲第１項記載の方法。 ３ 段階Ｄの熱処理が前段階の生成物を酸素雰囲
気中で975℃の温度において８〜16時間保つこと
により行なわれる特許請求の範囲第１項記載の方
法。
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR7812902A FR2425135A1 (fr) | 1978-05-02 | 1978-05-02 | Ferrite doux de lithium-titane-zinc et deflecteur magnetique utilisant un tel ferrite |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS54145996A JPS54145996A (en) | 1979-11-14 |
| JPH0125214B2 true JPH0125214B2 (ja) | 1989-05-16 |
Family
ID=9207802
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP5469779A Granted JPS54145996A (en) | 1978-05-02 | 1979-05-02 | Soft litiummtitaniummzinc ferrite and electromagnetic deflector employing same |
Country Status (8)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS54145996A (ja) |
| BE (1) | BE875912A (ja) |
| DE (1) | DE2917602A1 (ja) |
| FR (1) | FR2425135A1 (ja) |
| GB (1) | GB2019828B (ja) |
| IT (1) | IT1116056B (ja) |
| NL (1) | NL7903402A (ja) |
| PT (1) | PT69567A (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS564209A (en) * | 1979-06-26 | 1981-01-17 | Tdk Corp | Manufacture of oxide core for discharge-lamp light source |
| ES535792A0 (es) * | 1983-09-12 | 1985-08-16 | Philips Nv | Procedimiento para preparar un nucleo magnetico de material ferromagnetico, oxidico |
| ES535791A0 (es) * | 1983-09-12 | 1985-09-01 | Philips Nv | Procedimiento para preparar un nucleo magnetico de material ferromagnetico de caracter oxido. |
| NL8402601A (nl) * | 1984-08-27 | 1986-03-17 | Philips Nv | Magneetkern op basis van lithium-zink-mangaan ferriet. |
| USD342650S (en) | 1991-12-24 | 1993-12-28 | Ki Mee Metal & Plastic Factory Limited | Potato masher |
| CN1181509C (zh) * | 2000-09-14 | 2004-12-22 | 松下电工株式会社 | 电磁装置和高电压发生装置及电磁装置的制造方法 |
| US7892446B2 (en) | 2005-09-13 | 2011-02-22 | Hitachi Metals, Ltd. | Ferrite material |
Family Cites Families (4)
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|---|---|---|---|---|
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| FR2269506B1 (ja) * | 1974-05-03 | 1977-06-24 | Thomson Csf | |
| FR2328677A1 (fr) * | 1975-10-24 | 1977-05-20 | Thomson Csf | Ferrite de structure spinelle a base de lithium utilisable en hyperfrequence |
| JPS5297000A (en) * | 1976-02-10 | 1977-08-15 | Tohoku Metal Ind Ltd | Lithium system ferrite |
-
1978
- 1978-05-02 FR FR7812902A patent/FR2425135A1/fr active Granted
-
1979
- 1979-04-27 BE BE0/194881A patent/BE875912A/xx not_active IP Right Cessation
- 1979-04-30 IT IT48896/79A patent/IT1116056B/it active
- 1979-04-30 DE DE19792917602 patent/DE2917602A1/de active Granted
- 1979-04-30 GB GB7914997A patent/GB2019828B/en not_active Expired
- 1979-04-30 PT PT69567A patent/PT69567A/pt unknown
- 1979-05-01 NL NL7903402A patent/NL7903402A/xx not_active Application Discontinuation
- 1979-05-02 JP JP5469779A patent/JPS54145996A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| DE2917602C2 (ja) | 1989-05-18 |
| FR2425135B1 (ja) | 1981-09-11 |
| FR2425135A1 (fr) | 1979-11-30 |
| JPS54145996A (en) | 1979-11-14 |
| PT69567A (fr) | 1979-05-01 |
| GB2019828A (en) | 1979-11-07 |
| DE2917602A1 (de) | 1979-11-08 |
| GB2019828B (en) | 1982-07-14 |
| IT7948896A0 (it) | 1979-04-30 |
| NL7903402A (nl) | 1979-11-06 |
| IT1116056B (it) | 1986-02-10 |
| BE875912A (fr) | 1979-10-29 |
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