[1] 積層インダクタ
(a) 構造
 図1~3に示す本発明の一実施形態による積層� ��ンダクタは、積層体1内部に埋設された導体 パターン5a~5eを接続してなるコイルを備えて� ��り、コイルの両端は、積層体1の表面にAg等� ��導体ペーストを焼き付けた外部端子20a、20b� ��接続している。図2に示すように、積層体1� �、コイルを構成する複数の導体パターン5a~5e を有する磁性体部2と、導体パターン5cと接す る位置に設けられてコイルの磁気ギャップを 形成する非磁性セラミック層(非磁性体部)15� �を有する。非磁性体部15の端部は積層体1の� �面に露出している。この積層インダクタは� �イルの内側及び外側の両方に磁気ギャップ� �備えた開磁路構造を有するが、コイルの内� �又は外側のみに非磁性体部15を形成しても良 く、また複数の非磁性体層を設けても良い。 外部端子の形成位置は積層体1の両端部に限� �されない。

 磁性体部2は、周波数1 MHzで-40℃~+80℃の間� �初透磁率の相対温度係数αμirが+10 ppm/℃超� �つ+40 ppm/℃以下のNi系フェライトにより形成 するのが好ましい。このNi系フェライトは、4 5~50 mol%のFe ₂ O ₃ 、15~30 mol%のZnO、5~15 mol%のCuO、0 mol%超1.2 mol %以下のCoO、残部NiOを主成分とするのが好ま� �い。

 Fe ₂ O ₃ が45 mol%未満ではコアロスが大きく、透磁率� ��低い。Fe ₂ O ₃ が50 mol%を超えると960℃以下で焼結不足とな� ��、機械的強度が低下する。Fe ₂ O ₃ はより好ましくは47~49.5 mol%である。

 ZnOは透磁率の向上に寄与する。ZnOが15 mol %未満では-40℃~+80℃でαμirが+40 ppm/℃より大� ��く、温度によるインダクタンス変化が大き� ��。ZnOが30 mol%を超えるとコアロスが大きく� �るとともに、高温(120℃)での飽和磁束密度が 300 mT未満に低下する。ZnOはより好ましくは17 ~27mol%である。

 CuOが5 mol%未満又は15 mol%超であると飽和� ��束密度Bsが低い。またCuOは焼結温度の低下� �寄与するが、5 mol%未満であると焼結密度が� ��十分になり易い。CuOはより好ましくは7~12 m ol%である。

 CoOは磁歪定数を増加させ、無応力時の初透� ��率を低下させ、温度及び応力による初透磁� ��の変化を大きくする。またCo ²⁺ は正の結晶磁気異方性定数を有するので、負 の磁気異方性定数を有するNi系フェライトに� ��溶すると、Ni系フェライトの磁気異方性定� �が低減され、特に1 MHz以上の高周波でのコ� �ロスが低減する。従って、CoOの添加により� �透磁率の相対温度係数αμirを調整し、高周� �数でのコアロスを低減することができる。� �かしCoOが1.2 mol%を超えると、磁気異方性定� �が正の側に大きくなりすぎるので、コアロ� �が大きくなり、-40℃~+80℃でのαμirが+40 ppm/� ��より大きくなる。CoOはより好ましくは0.2~1.2 mol%である。

 NiOは、主成分組成からFe ₂ O ₃ 、ZnO、CuO及びCoOの量を引いた残量である。所 望の透磁率と高い飽和磁束密度を得るには、 NiO/CuOのモル比を0.3~5.8とするのが好ましい。

 Ni系フェライトは副成分として、主成分100� �量%に対して3質量%以下(SnO ₂ 換算)のSn及び/又は1質量%以下(MnO換算)のMnを� �有しても良い。

 Snは安定な4価イオンとして結晶粒内に固溶� ��、格子歪を低減させることにより飽和磁歪� ��数λs及び磁気異方性定数を小さくし、もっ� ��応力によるインダクタンスの変化やコアロ� ��の増加を抑制する。3質量%以下のSnO ₂ の添加により、使用温度において磁気異方性 定数が急激に変化するのを抑制し、かつ飽和 磁束密度の減少に応じて磁気異方性定数の減 少を調整することができるため、初透磁率の 相対温度係数αμirを調整することができる。 SnO ₂ が3質量%超であると焼結性が不足し、透磁率� ��の磁気特性が劣化する。SnO ₂ はより好ましくは0.2~2.0質量%である。

 Mnの添加により格子歪が低減し、初透磁� �μiが増加し、B-Hループの非線形性が改善さ� �、マイナーループにおける保磁力Hcが低下す る。MnOが1質量%を超えると焼結性が低下し、� ��アロスの応力特性が悪化する傾向にある。M nOはより好ましくは0.2~0.8質量%である。

 磁気ギャップを設けた小型の積層インダ� ��タの場合、初透磁率が小さいと所望のイン� ��クタンスを得るためにコイルの巻数を増加� ��ざるを得ず、直流抵抗Rdcが増加するので、� ��性体部を構成するNi系フェライトの初透磁� �は70以上が好ましく、100以上がより好ましい 。

 本発明の積層インダクタでは、温度に応� ��て磁気ギャップ長が変化する。磁気ギャッ� ��長の変化と磁性体部の初透磁率の相対温度� ��数αμirとを整合させることによりインダク� ��ンスの温度変化を小さくすることができる� ��温度により磁気ギャップ長が変化する本発� ��の構造の場合、磁性体部の初透磁率の相対� ��度係数αμirが+10 ppm/℃以下又は+40 ppm/℃超� ��あると、インダクタンスの変化が大きい。

 磁束φを遮る磁気ギャップを形成する非磁� �体部15は、磁性体部2よりZnを多く含有し、キ ュリー温度Tcが-50℃以下のZn系フェライトに� �り形成するのが好ましい。このようなZn系フ ェライトの好ましい主成分組成は、43~50 mol%� ��Fe ₂ O ₃ 、37~50 mol%のZnO、及び0~15 mol%のCuOからなる。 Zn系フェライトのより好ましい主成分組成は� ��47~49.5 mol%のFe ₂ O ₃ 、40~50 mol%のZnO、及び7~12 mol%のCuOからなる。 非磁性体部を磁性体部と同じスピネルとすれ ば、境界で熱膨張係数の差異によるクラック が生じ難くなる。更に磁性体部2から拡散す� �Coを含み得る。

 直流重畳特性を改善するために積層イン� ��クタに非磁性Zn系フェライトからなる磁気� �ャップを設けることは従来から行なわれて� �るが、本発明のような構造によりインダク� �の温度特性を改善した例はなかった。

 磁性体部と非磁性体部との境界領域は、� ��ンダクタの非磁性体部となる非磁性材料に� ��まれるZnの一部が焼成時に磁性体部に拡散� �ることにより形成される。非磁性体部と磁� �体部との境界では、Zn含有量が非磁性体部か ら磁性体部へ連続的に変化(減少)するので、� ��ュリー温度Tcも連続的に変化し、もって磁� �回路中の磁気ギャップ長も温度により変化� �る。

 図4(a) 及び図4(b) は本発明の積層インダ� ��タに用いる焼成前後の積層体の断面を示す� ��非磁性体部Aを磁性体部Cで挟む図4(a) に示� �積層体を焼成すると、非磁性体部Aから磁性� ��部CへZnが拡散し、非磁性体部AのZn含有量が� ��少し、磁性体部CのZn含有量が増加する。そ� ��結果、非磁性体部Aと磁性体部Cとの境界で� �、Zn含有量が連続的に変化する境界領域Bが� �成される[図4(b)]。

 図5は磁気ギャップを含む領域におけるZn� ��有量の分布を示す。Zn含有量は、非磁性体� �Aと磁性体部Cとの境界領域Bでは、相対的に� �濃度の非磁性体部Aから低濃度の磁性体部Cに 向けて緩やかに減少する。図中実線で示す試 料S1と破線で示す試料S2は、非磁性体部Aにお� ��るZn含有量が異なる。非磁性体部Aとフェラ� ��ト磁性体部CとのZn含有量の差を大きくすれ� ��、境界領域BでのZn含有量の傾斜が大きくな� ��ため、キュリー温度Tcの変化は急峻となる� �試料S2の場合、非磁性体部A近傍ではZnが多い ため、低温での磁気キャップは試料S1より厚� ��なる。

 図6は、磁性体部Cに用いるαμirの絶対値� �大きいフェライト磁性体の磁化曲線を概略� �に示す。このようなフェライト磁性体の飽� �磁束密度は、低印加磁界では高温であるほ� �大きく、高印加磁界では低温であるほど大� �くなる傾向を示す。

 このような磁化特性を有するフェライト� ��性体を用いたインダクタの直流重畳特性を� ��7に示す。重畳電流Idcが大きくなりかつ温度 が高くなるに従って、インダクタンスは低下 する。αμirが大きいため、重畳電流Idcが小さ い場合でもインダクタンスの温度変化は大き く、安定した特性が得られない。しかし、非 磁性体部Aと磁性体部Cとの境界においてキュ� ��ー温度Tcが連続的に変化する構造とし、非� �性体部Aと境界領域BにおけるZn含有量による� ��気ギャップの厚さの温度変化と、磁性体部C に用いるフェライト磁性体の初透磁率の相対 温度係数αμirとを適宜整合させることにより 、図8に示すように、低~高重畳電流において� ��ンダクタンスの温度変化が小さいインダク� ��とすることができる。また温度とともに磁� ��ギャップの実効的な厚さが変化するので、� ��記境界領域Bがない磁気ギャップを有するイ ンダクタと比較して、高温及び/又は大電流� �でのインダクタンスの低下を防ぐことがで� �る。

 本実施形態による積層インダクタは、図3 に示すように、主に導体ペーストで帯状の導 体パターンを形成した第一及び第二の複合シ ート50a、50bからなる層L2~L6と、磁性体シート1 0からなる層L1,L7とにより構成されている。例 えば層L2を構成する第一の複合シート50aは、� ��9(a) に示すように、キャリアフィルム(図示 せず)上に形成した磁性体シート10aに導体パ� �ーン5aを印刷し、導体パターン5aが形成され� ��いない磁性体シート10aの全面に磁性体ペー� ��トを印刷して導体パターン5aと同じ厚さの� �性体層10bを形成することにより形成される� �第一の複合シート50aからなる他の層L3,L5及び L6は、導体パターン5b,5d,5eの形状が異なる点� �及び各導体パターン5b,5d,5eの末端部に磁性体 シート10aを貫通するビアホール6b,6d,6eを設け� ��点以外、層L2と同じである。

 層L4を構成する第二の複合シート50bは、� �9(b) に示すように、キャリアフィルム(図示� ��ず)上に形成した非磁性体シート15に導体パ� ��ーン5cを印刷し、導体パターン5cが形成され ていない非磁性体シート15の全面に磁性体ペ� ��ストを印刷して導体パターン5cと同じ厚さ� �磁性体層10bを形成することにより形成され� �。なお、第一及び第二の複合シート50a、50b� �おいて、導体パターン5a~5eと磁性体層10bの印 刷順序を逆にしても良い。

(b) 製造方法
(1) 磁性体シート層10(L7)の形成
 キャリアフィルム(図示せず)上に形成した� �性体シート10aをキャリアフィルムとともに� �定の形状に切断し、プレート(図示せず)上に 配置し、キャリアフィルム側を吸引保持する 。同様に形成したキャリアフィルム付き磁性 体シート10aをキャリアフィルムを上にしてプ レート上の磁性体シート10aに重ねて圧着した 後、キャリアフィルムを剥離する。この操作 を複数回数繰り返して、所定の厚さの磁性体 シート層10(L7)を形成する。

(2) 第一の複合シート50aからなる層L6,L5の積� �
 層L7に、キャリアフィルム上に形成した第� �の複合シート50aを重ねて圧着し、キャリア� �ィルムを剥離することにより、第一の複合� �ート50aからなる層L6を積層し、同様にして層 L5を積層する。

(3) 第二の複合シート50bからなる層L4の積層
 層L5に、キャリアフィルム上に形成した第� �の複合シート50bを重ねて圧着し、キャリア� �ィルムを剥離することにより、第二の複合� �ート50bからなる層L4を積層する。

(4) 第一の複合シート50aからなる層L3,L2の積� �
 層L4に、キャリアフィルム上に形成した第� �の複合シート50aを重ねて圧着し、キャリア� �ィルムを剥離する工程を繰り返すことによ� �、第一の複合シート50aからなる層L3,L2を積層 する。これにより、ビアホール6b~6eを介して� ��体パターン5a~5eが接続され、導体パターン5b ,5c間に非磁性体層15による磁気ギャップが形� ��されたコイルが形成される。
(5) 磁性体シート層10(L1)の積層
 層L2に、工程(1) と同様にして複数の磁性体 シート10aを圧着し、所定の厚さの磁性体シー ト層10(L1)を形成する。

 キャリアフィルムは約50~250μmの厚さで、� ��面に剥離材としてシリコーン樹脂をコーテ� ��ングしたポリエステルフィルムが好ましい� ��キャリアフィルム上に、ドクターブレード� ��、ダイコータ法、ロールコータ法等により� ��成する磁性体シート10a又は非磁性体シート1 5を形成する。磁性体シート10aの厚さは10~300μ mが好ましく、非磁性体シート15の厚さは所望 の磁気ギャップが得られるように5~200μmが好� ��しい。

 工業的には多数の積層インダクタが連結� ��た積層体を形成し、個々の積層インダクタ� ��切断し、850~950℃で1~6時間焼結した後、バレ ル研磨し、コイルの両端が現れた各積層イン ダクタの両側面にAgペーストを塗布及び焼き� ��けて外部端子20a、20bを形成するのが好まし� ��。

 磁性体部Cに用いるNi系フェライトの初透� ��率の相対温度係数αμir及び飽和磁束密度の� ��度特性に応じて、焼成条件(ピーク温度、保 持時間等の温度プロファイル)を適宜調整す� �ことにより、境界領域BにおけるZnの拡散状� �を制御する。

 焼成雰囲気は導体パターンの金属材料に応� ��て決める。金属材料の酸化が問題となる場� ��、焼成雰囲気を酸素分圧が8%以下の低酸素� �囲気、又はN ₂ ,Ar等の不活性ガス雰囲気とするのが好ましい 。

 導体パターンや外部端子を構成する低抵� ��率の金属材料はAg、Pt,Pd,Au,Cu,Ni、又はこれら の合金が好ましい。また磁性体シート10a及び 磁性体層10bは上記Ni系フェライトにより形成� ��、非磁性体シート15は上記Zn系フェライトに より形成する。

 導体パターン5a~5eが形成されたコイル部� �おける磁性体シート10a及び磁性体層10bと、� �イル部の上下に位置する磁性体シート層10,10 は、実質的に同じNi系フェライトにより形成� ��るのが好ましい。「実質的に同じ」とは、� ��成分が同じという意味で、副成分が異なっ� ��いても結晶粒径が異なっていても良い。必� ��に応じて異なるフェライトを用いてもよい� ��例えば磁性体シート層10,10をNi系フェライト より高飽和磁束密度のMn系フェライトとする� ��、局部的な磁気飽和を低減することができ� ��。

 磁気ギャップとして機能する非磁性体層1 5は、セラミックグリーンシートにより構成� �るので厚さ精度が良く、コイルのインダク� �ンスのばらつきを小さく抑制することがで� �る。また複数の第二の複合シート50bを用い� �ことにより、複数の磁気ギャップを分散し� �設けても良い。

[2] 電力変換装置
 本発明の電力変換装置は、上記積層インダ� ��タと、スイッチング素子と、前記スイッチ� ��グ素子の制御回路とを具備する。インダク� ��、スイッチング素子等は回路基板に実装し� ��も良いし、樹脂基板上に実装してモジュー� ��化しても良い。またインダクタ上にスイッ� ��ング素子等を実装してモジュール化しても� ��い。

 図19は、積層インダクタと半導体集積回� �ICとを組み合わせた電力変換装置としての降 圧型DC/DCコンバータの等価回路を示す。積層� ��ンダクタの上面に設けられた実装用電極に� ��イッチング素子及び制御回路を含む半導体� ��積回路ICが実装され、積層インダクタの裏� �に出力電圧制御用端子Vcon、出力のON/OFF制御� ��端子Ven、スイッチング素子のON/OFF制御用端� ��Vdd、入力端子Vin、出力端子Vout、及びグラン ド端子GND等の外部端子が設けられている。外 部端子は、積層インダクタの側面及び内部に 形成された接続電極により、半導体集積回路 IC及び内蔵コイルと接続している。本発明の� ��層インダクタを具備するDC/DCコンバータは� �高温及び高直流重畳電流でも優れた変換効� �で安定動作することができる。

 本発明を以下実施例により具体的に説明� ��るが、本発明はこれらに限定されるもので� ��ない。ただし、積層体の各層の厚さは特に� ��りがない限り焼成後の厚さをいう。

実施例1
[1] 磁性体部を構成するNi系フェライト
(a) 製造
 Fe ₂ O ₃ 、ZnO、CuO、CoO及びNiOからなる主成分粉末と、 SnO ₂ 及びMnOからなる副成分粉末とを湿式混合し、 乾燥し、800℃で2時間仮焼した。仮焼粉をイ� �ン交換水とともにボールミルに投入し、BET� �表面積が6.5m ² /gとなるまで約20時間粉砕した。この仮焼粉� �粉にポリビニルアルコールを加えてスプレ� �ドライヤー法で顆粒化した後成形し、大気� �900℃で2時間焼成し、表1に示す組成を有し、 外径8 mm、内径4 mm、厚さ2 mmのトロイダル磁 心状試料を作製した。主成分及び副成分の含 有量の測定は蛍光X線分析法及びICP発光分光� �析法により行った。まず蛍光X線分析により� ��有元素を同定し、標準サンプルとの比較に� ��る検量線法により定量した。

(b) 磁気特性の測定
 各試料の初透磁率μi、飽和磁束密度Bs、残� �磁束密度Br、保磁力Hc及びコアロスを下記の� ��法により測定した。
(1) 初透磁率μi
 各トロイダル磁心試料に銅線を7ターン巻い てインダクタとし、LCRメータを用いて周波数 1 MHz及び電流1 mAでインダクタンスを測定し� ��下記式により初透磁率μiを算出した。
 初透磁率μi=(le×L)/(μ ₀ ×Ae×N ² )
(le:磁路長、L:試料のインダクタンス、μ ₀ :真空の透磁率=4π×10 ^-7  H/m、Ae:試料の断面積、N:コイルの巻数)

 次にトロイダルコア磁心試料のインダクタ� ��スを-40℃~+80℃の範囲で測定し、初透磁率の 相対温度係数αμirを下記式により算出した。
 初透磁率の相対温度係数αμir=[(μi2-μi1)/μi12 ]/(T2-T1)

 -40℃~+20℃の範囲では、T1は20℃、T2は-40℃ 、μi1は-40℃における初透磁率、μi2は+20℃に� ��ける初透磁率である。また+20℃~+80℃の範囲 では、T1は+20℃、T2は+80℃、μi1は20℃におけ� �初透磁率、μi2は80℃における初透磁率であ� �。測定温度範囲を2つに分けたのは、αμirの� ��号が温度範囲に応じて逆転することがある� ��めである。

(2) 飽和磁束密度Bs、残留磁束密度Br及び保磁 力Hc
 B-Hアナライザを用いて、4 KA/mの磁場中10 kH zの周波数で各試料の飽和磁束密度Bs、残留磁 束密度Br及び保磁力Hcを測定した。

(3) コアロスPcv
 トロイダル磁心試料に1次側2次側ともに5タ� ��ンの銅線を巻き、室温(25℃)で5 MHz及び30 mT の条件、及び10 MHz及び30 mTの条件でコアロ� �Pcvを測定した。

 表1に各試料の組成、初透磁率μi、及びα� �irを示し、表2にコアロスPcv、飽和磁束密度Bs 、残留磁束密度Br及び保磁力Hcを示す。なお� �*を付した試料は本発明の範囲外である。

 図10は、試料8~16におけるCoO量とαμirとの� ��係を示す。Co量が増大するとαμirも正側に� �大する関係を利用して、αμirを所望の値に� �御することができる。-40℃~+20℃におけるαμ irはCoOが1.0 mol%以上になると急に大きくなり� ��+20℃~+80℃におけるαμirはCoOが1.5 mol%以上に なると急に大きくなる。

 図11は、試料11及び19~22におけるMnO量とαμ irとの関係を示す。Coが少ない場合、Mn量が増 大するとαμirが低減するので、コア損失を抑 制しながらαμirを所望の値に調整することが できることが分かる。

[2] 非磁性体部を構成するZn系フェライト
 48.5 mol%のFe ₂ O ₃ 粉末、42.7 mol%のZnO粉末、及び8.8 mol%のCuO粉� �を湿式混合し、乾燥し、800℃で2時間仮焼し� ��。仮焼粉をイオン交換水とともにボールミ� ��に投入し、BET比表面積が4.5 m ² /gとなるまで約20時間粉砕した。仮焼粉砕粉� �ポリビニルアルコールを加えてスプレード� �イヤー法で顆粒化した後成形し、大気中900� �で2時間焼成して、外径8 mm、内径4 mm、厚さ 2 mmのZn系フェライトのトロイダル磁心状試� �を得た。主成分の含有量の測定は磁性体部� �構成するNi系フェライトと同様に行った。各 試料のキュリー温度Tcは-60℃以下であり、初� ��磁率μiは実質的に1であった。

[3] インダクタ
 試料6のNi系フェライトの組成となるように� ��原料粉末を混合、仮焼及び粉砕し、仮焼粉� ��にポリビニルブチラールとエタノール溶媒� ��加えてボールミル中で混練してスラリーと� ��た。粘度を調整した後、スラリーをPETフィ� ��ム上にドクターブレード法で塗布し、乾燥� ��て厚さ30μmの磁性体シート10aを作製した。� �様に上記Zn系フェライトからなる厚さ10μm、2 0μm及び30μmの非磁性体シート10bを作製した。 これらの磁性体シート10a及び非磁性体シート 10bに、図3に示すように、Agペーストにより厚 さ30μmの導体パターン5a~5eを形成した後、導� �パターン5a~5eと同じ厚さの磁性体層10bを形成 し、両側に磁性体シート層10を設けて、積層� ��着した。得られた積層集合体を2.5 mm×2.0 mm ×1.0 mmの寸法に切断し、500℃で脱バインダー した後、大気中で900℃に3時間保持して焼成� �た。焼成積層体に外部端子20a,20bを形成した� ��焼き付け、4.5ターンのコイルを備えた積層� ��ンダクタを作製した。このようにして得ら� ��た積層インダクタ(試料S1~S3)を表3に示す。

 図12は、試料S3の磁気ギャップ(非磁性体部)� ��含む領域でのZn含有量の分布を示す。磁性� �部C、非磁性体部A及び境界領域BにおけるZnO,F e ₂ O ₃ ,CuO,NiO及びCoOの含有量は、EPMA(Electron Probe X-r ay Microanalysis)及びSEM-EDX(走査型電子顕微鏡エ� ��ルギー分散型X線分析)により測定した。非� �性体部Aと磁性体部Cとの境界は明確ではなく 、Zn含有量は連続的に変化している。またCo� �非磁性体部Aに拡散している。

 境界領域Bは非磁性体部AからのZnの拡散に より形成されるので、非磁性体部Aを形成す� �非磁性体シート15の厚さは重要なパラメータ である。非磁性体シート15の厚さが10μmの試� �S1の場合、Zn含有量は最大でも33 mol%(ZnO換算) しかなく、非磁性体部Aを形成することがで� �なかった。また焼成のピーク温度とZn含有量 の分布との関係を示す図13から明らかなよう� ��、ピーク温度が890℃から920℃まで上昇する� ��つれてZnの拡散が進み、境界領域Bが広る。� ��のように非磁性体部A及び境界領域Bの厚さ� �非磁性体シート15の厚さ及びZn含有量、並び� ��焼成条件により変化するので、それらを適� ��設定する必要がある。例えば試料S1の場合� �も、非磁性体シート15のZn含有量及び焼成条� ��を適宜設定することにより非磁性体部Aを形 成することができる。

 図14~16は、試料S1~S3の直流重畳特性を示す 。図14に示すように非磁性体シート15の厚さ� �10μmの試料S1では、磁気ギャップ効果が得ら� ��ず、低重畳電流時(0~700 mA)に温度に対して� �定したインダクタンスが得られない。図15及 び図16に示すように、非磁性体シート15の厚� �が20μmの試料S2及び30μmの試料S3では、広い重 畳電流範囲において温度に対して安定したイ ンダクタンスが得られた。試料S2では500 mA以 上の重畳電流で試料S1より大きなインダクタ� ��スが得られ、試料S3では700 mA以上の重畳電� ��で試料S1より大きなインダクタンスが得ら� �た。

 表4は試料S1の直流重畳特性を示し、表5は試 料S2の直流重畳特性を示し、表6は試料S3の直� ��重畳特性を示す。-40℃~+85℃におけるインダ クタンスの変化率は下記式により算出した。
 インダクタンスの変化率=(L2-L1)/L1
(ただし、-40℃~+25℃の温度範囲では、L1は+25� �におけるインダクタンスであり、L2は-40℃に おけるインダクタンスである。また+25℃~+85� �の温度範囲では、L1は+25℃におけるインダク タンスであり、L2は+85℃におけるインダクタ� ��スである。)

 インダクタに1つの非磁性体部(磁気ギャッ� �)を設ける代りに、複数の非磁性体シート15� �用いて磁気ギャップを積層方向に分散して� �けても良い。この場合、一部の磁気ギャッ� �にZrO ₂ 等の非磁性セラミックスを用いても良い。

比較例1
 図17に示すように、実施例1と同じ厚さ30μm� �磁性体シート10aに厚さ10μmの導体パターン5f� ��形成し、導体パターン5fの外側に、導体パ� �ーン5fと同じ厚さの磁性体ペーストを印刷す るとともに、導体パターン5fの内側に導体パ� ��ーン5fと同じ厚さのZrO ₂ ペーストを印刷し、第三の複合シート50cを形 成した。第三の複合シート50cを3枚重ねて用� �ることにより、合計30μmの3つの磁気ギャッ� �(ZrO ₂ )を有する積層インダクタ(試料S4)を作製した� ��

 実施例1と同様にEPMAによりZnを定量した結果 、比較例1ではZrO ₂ からなる非磁性体部Aに磁性体部CのZnが拡散� �、境界領域Bでは本発明と逆に磁性体部側でZ n含有量が少ないことが分った。試料S4の直流 重畳特性を図18及び表7に示す。500~1000 mAの直 流重畳電流の範囲以外では、温度に対するイ ンダクタンスの変化が大きかった。