JP2004196652A - 高強度低温焼成セラミック組成物及びその製造方法、並びにこれを用いた積層電子部品 - Google Patents

Abstract

【課題】 従来の積層回路基板に比べて機械的強度を向上し、もってクラックや割れなどが生じにくい高強度低温焼成セラミック組成物を提供する。
【解決手段】 組織中にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶及びＡｌ_２Ｏ_３結晶を有し、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８単独又は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなる高強度低温焼成セラミック組成物。
【選択図】 図５

Description

本発明は、積層回路基板用の高強度低温焼成セラミック組成物に関し、特に機械的強度が高く、銀、金、銅等の低融点金属からなる電極との同時焼成が可能な高強度低温焼成セラミック組成物、及びその製造方法、並びにこれを用いた主に携帯電話等に使用する積層電子部品に関する。

従来からＩＣ等の半導体素子や各種電子部品を搭載し、内層回路を配したセラミック積層回路基板が知られている。このような積層回路基板には、これまで放熱性、電気的特性、機械的強度等が総合的に優れたアルミナ基板が用いられて来た。アルミナ基板は焼成温度が１３００〜１６００℃と高いため、電極材料にはＷ，Ｍｏ等の高融点金属が使用されている。しかし、これらの電極材料は電気抵抗率が高く、携帯電話等の数百ＭＨｚを超える高周波回路では信号の伝送損失の増大を招く問題があった。
携帯電話等の移動体通信分野においては、特に、信号の伝送損失が小さいことが求められている。このため、Ｗ，Ｍｏ等の高融点金属の代わりに、電気抵抗率の小さい銀、金、銅等の電極材料が用いられるようになり、またセラミック積層回路基板には、前記電極材料と同時焼成が可能なガラスセラミックスや、低温焼成セラミック組成物が多く使用されるようになった。
米国特許第６１２１１７４号

しかしながら、前記積層回路基板は、アルミナ基板に比べて機械的強度が著しく劣っていた。例えばアルミナ基板の抗折強度は４００ＭＰａ程度であるが、前記積層回路基板の抗折強度は１５０ＭＰａ程度である。従来の携帯電話等では積層回路基板の抗折強度が１５０ＭＰａ以上あれば実用的に十分であったが、携帯電話等に用いる電子部品の薄型化にともない、その中に用いられる積層回路基板も１ｍｍ以下にまで薄型化し、従来のセラミック積層回路基板では機械的強度が不十分となった。
このように携帯電話等に用いる積層回路基板には、例えば、実装基板のねじれや曲がり等の変形や、落下時の衝撃に対して、クラックや破損が生じないような高強度が求められる。
従って本発明の目的は、低融点金属との同時焼成が可能であり、クラックや破損が生じにくい回路基板を形成し得る高強度の低温焼成セラミック組成物を提供することである。
本発明のもう一つの目的は、かかる低温焼成セラミック組成物を製造する方法を提供することである。
本発明のさらにもう一つの目的は、かかる低温焼成セラミック組成物からなる誘電体層を有する積層電子部品を提供することである。

低温焼成セラミック組成物からなる積層回路基板の機械的強度を向上させるために、低温焼成セラミック組成物を構成する結晶相の強度を調べた結果、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶（ストロンチウム長石）の機械的強度がその結晶構造により著しく異なることが分かった。
Ａｌ，Ｓｉ及びＳｒの酸化物からなるＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の化学量論的組成物について、焼成過程で析出する結晶系をＸ線回折法により詳細に調べた。その結果、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８組成物の組織は、（ａ） ９５０℃〜１０５０℃の温度領域では僅かに単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を有するが、大部分は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８と未反応のＡｌ_２Ｏ_３結晶及びＳｒＳｉＯ_３結晶であり、（ｂ） １０５０℃超乃至１１００℃以下の温度領域では、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が単斜晶（ｂ軸）ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８に変化し、（ｃ） １１００℃超では六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８はなく、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８、Ａｌ_２Ｏ_３結晶及びＳｒＳｉＯ_３結晶からなることが分かった。

組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を有する場合、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の化学量論的組成物の抗折強度は３００ ＭＰａ以上となるが、組織中のＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶が単斜晶であると、１５０ ＭＰａ程度に低下してしまう。六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８と単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８とで、機械的強度に著しい差がある理由は明らかではないが、主結晶相であるＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶がＡｌ_２Ｏ_３結晶と同じ六方晶系として存在することにより、両結晶相の結び付きが強化され、機械的強度が高まるためであると考えられる。低温焼成セラミック組成物を六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８とＡｌ_２Ｏ_３結晶が混在する組織とすることにより、電子部品に用いるのに必要な比誘電率、２ ＴＨｚを超える実用的なｆＱ等の誘電特性を確保しながら、機械的強度を向上できることが分かった。本発明はこのような知見に基づき完成したものである。

本発明の第一の実施形態による高強度低温焼成セラミック組成物は、組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及びＡｌ_２Ｏ_３結晶を有することを特徴とする。
本発明の第二の実施形態による高強度低温焼成セラミック組成物は、Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２−ＳｒＯを主体とする基地に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を含み、前記基地にＡｌ_２Ｏ_３結晶粒が析出していることを特徴とする。
高強度低温焼成セラミック組成物の基地は、（ａ） アモルファス相で、その中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出しているか、（ｂ） 実質的にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶からなり、その少なくとも一部が六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８であるのが好ましい。前記基地は単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を含んでいても良い。
本発明の第三の実施形態による高強度低温焼成セラミック組成物は、組織中にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶及びＡｌ_２Ｏ_３結晶を有し、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８単独又は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなり、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線回折測定において、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（１０１）面のピーク強度をＩ_１０１、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（００２）面のピーク強度をＩ_００２としたとき、Ｉ_１０１ ／ （Ｉ_１０１ ＋ Ｉ_００２） × １００で表わされるピーク強度比が５％以上であることを特徴とする。
前記ピーク強度比は１０％以上であるのが好ましく、５０％以上であるのがより好ましい。
本発明の高強度低温焼成セラミック組成物は、実質的にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶からなる基地と、前記基地にＡｌ_２Ｏ_３結晶粒とを有する組織を有し、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８単独又は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなり、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶における前記六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合は６０％以上であり、かつ４００ＭＰａ以上の抗折強度を有するのが好ましい。

本発明の高強度低温焼成セラミック組成物の好ましい第一の組成は、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ，２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ，７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒ、（ｃ） 不可避的不純物とを含有する。
本発明の高強度低温焼成セラミック組成物の好ましい第二の組成は、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ， ２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ及び７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒからなる主成分１００質量％と、（ｂ） ０．１〜１０質量％（Ｂｉ_２Ｏ_３換算）のＢｉ， ０．１〜５質量％（Ｎａ_２Ｏ換算）のＮａ， ０．１〜５質量％（Ｋ_２Ｏ換算）のＫ及び０．１〜５質量％（ＣｏＯ換算）のＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種と、０．０１〜５質量％（ＣｕＯ換算）のＣｕ、０．０１〜５質量％（ＭｎＯ_２換算）のＭｎ、０．０１〜５質量％のＡｇ及び０．０１〜２質量％（ＺｒＯ_２換算）のＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種とからなる副成分と、（ｃ） 不可避的不純物とを含有する。
本発明の高強度低温焼成セラミック組成物の好ましい第三の組成は、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ，２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ，７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒ及び２０質量％以下（ＴｉＯ_２換算）のＴｉからなる主成分１００質量％と、（ｂ） ０．１〜１０質量％（Ｂｉ_２Ｏ_３換算）のＢｉ， ０．１〜５質量％（Ｎａ_２Ｏ換算）のＮａ， ０．１〜５質量％（Ｋ_２Ｏ換算）のＫ及び０．１〜５質量％（ＣｏＯ換算）のＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種と、０．０１〜５質量％（ＣｕＯ換算）のＣｕ、０．０１〜５質量％（ＭｎＯ２換算）のＭｎ、０．０１〜５質量％のＡｇ及び０．０１〜２質量％（ＺｒＯ_２換算）のＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種とからなる副成分と、（ｃ） 不可避的不純物とを含有する。
前記Ａｌ_２Ｏ_３結晶粒の平均結晶粒径は１μｍ以下であるのが好ましい。

上記高強度低温焼成セラミック組成物を製造する方法は、アルミニウム酸化物，珪素酸化物及びストロンチウム酸化物又はアルミニウム酸化物，珪素酸化物，ストロンチウム酸化物及びチタン酸化物を主原料とするセラミック成形体を焼成する際、セラミック組織中に形成されるＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶のうち、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の比率が５％以上となるように温度及び時間を設定することを特徴とする。焼成温度及び時間は、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の比率が１０％以上となるように設定するのが好ましく、５０％以上となるように設定するのがより好ましく、６０％以上となるように設定するのが特に好ましい。

本発明の積層電子部品は、上記高強度低温焼成セラミック組成物からなる複数の誘電体層を積層してなり、前記誘電体層の各々に低融点金属からなる導体パターンが形成されていることを特徴とする。前記低融点金属は銀、銅、金又はこれらの合金であるのが好ましい。
前記導体パターンはインダクタンス素子及び／又はキャパシタンス素子を構成しているのが好ましい。前記積層電子部品にインダクタンス素子、キャパシタンス素子、スイッチング素子及びフィルタ素子からなる群から選ばれた少なくとも１つを実装するのが好ましい。

本発明の低温焼成セラミック組成物は、組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を有するので、高強度で実用的な誘電特性を有し、かつ１０００℃以下の低温での焼成が可能である。そのため、銀、金、銅等の低融点電極材料との同時焼成が可能である。また本発明の高強度低温焼成セラミック組成物は、誘電率、ｆＱ等の誘電特性に優れているのみならず、従来より向上した機械的強度を有するので、積層回路基板とするときに低融点金属との同時焼成が可能であり、またクラックや破損が生じにくい。そのため、本発明の高強度低温焼成セラミック組成物を用いた積層電子部品は、優れた電気的特性及び機械的強度を有する。

本発明の高強度低温焼成セラミック組成物の主成分は、Ａｌ，Ｓｉ及びＳｒ、又はＡｌ，Ｓｉ，Ｓｒ及びＴｉであり、１０５０℃以下、好ましくは１０００℃以下の温度で焼成し、組織中に少なくとも六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及びＡｌ_２Ｏ_３結晶粒を有する。このような低温焼成セラミック組成物からなる誘電体層上に高導電率を有する低融点金属（銀、銅、金又はこれらの合金）からなる内部電極を形成し、積層後に焼成することにより一体化すると、機械的強度に優れ、高いＱ値により極めて損失の小さい高周波電子部品を形成することができる。このため、誘電体共振器、フィルタ、積層インダクタ又は積層コンデンサ、及びこれらを複合化した高周波積層基板等に応用して、機械的強度、マイクロ波特性に優れ、低損失な回路デバイスが得られる。

ＡｌはＡｌ_２Ｏ_３換算で１０〜６０質量％とするのが好ましく、ＳｉはＳｉＯ_２換算で２５〜６０質量％とするのが好ましく、ＳｒはＳｒＯ換算で７．５〜５０質量％とするのが好ましい。これらの金属の含有量がこれらの範囲外であると、１０００℃以下の低温焼成では十分な焼成密度が得られないために、低温焼成セラミック組成物は多孔質となり、吸湿等により良好な特性が得られない。

Ｔｉは低温焼成セラミック組成物の共振周波数の温度係数τｆを増加させる作用を有する。Ｔｉは、ＴｉＯ_２換算で０〜２０質量％とするのが好ましい。Ｔｉの含有量が増加するとともに低温焼成セラミック組成物の共振周波数の温度係数は増大する。低温焼成セラミック組成物の共振周波数の温度係数τｆが−２０〜−４０ ｐｐｍ／℃程度のマイナス側にある場合、Ｔｉの含有量を多くしてτｆを０ ｐｐｍ／℃に容易に調整することができる。しかしながら、Ｔｉの添加量がＴｉＯ_２換算で２０質量％より多いと、１０００℃以下の低温焼成では十分な焼成密度が得られないために、低温焼成セラミック組成物が多孔質となり、吸湿等により良好な特性が得られない。

またこの低温焼成セラミック組成物に更に、副成分として、Ｂｉ、Ｎａ、Ｋ及びＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種、及びＣｕ、Ｍｎ、Ａｇ及びＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種を含有させるのが好ましい。これらの金属の添加量は、特に断りがない限り、主成分の合計１００質量％に対して、酸化物換算値で示す。これらの金属は酸化物又は炭酸塩の状態で添加するのが好ましい。

Ｂｉ、Ｎａ、Ｋ及びＣｏは、仮焼工程においてＡｌ_２Ｏ_３以外の成分がガラス化する際、得られるガラスの軟化点を低下させる作用を有するので、より低温での焼成を可能にし、１０００℃以下の焼成温度でもＱ値の高い誘電特性を有する低温焼成セラミック組成物を得ることを可能にする。
Ｂｉは、Ｂｉ_２Ｏ_３換算で０．１〜１０質量％とするのが好ましい。Ｂｉが１０質量％より多いと、Ｑ値が小さくなる。Ｂｉのより好ましい添加量は５質量％以下である。またＢｉの添加量が０．１質量％より少ないと、焼成温度の低下効果が不十分である。Ｂｉのより好ましい添加量は０．２質量％以上である。
Ｎａは、Ｎａ_２Ｏ換算で０．１〜５質量％とするのが好ましい。Ｎａが０．１質量％未満の場合、焼成温度の低下効果が不十分である。またＮａが５質量％を超えると、得られる低温焼成セラミック組成物の誘電損失が大きくなり過ぎ、実用性がなくなる。
Ｋは、Ｋ_２Ｏ換算で０．１〜５質量％とするのが好ましい。Ｋが０．１質量％未満の場合、焼成温度の低下効果が不十分である。またＫが５質量％を超えると、得られる低温焼成セラミック組成物の誘電損失が大きくなり過ぎ、実用性がなくなる。
焼成温度が上がると、Ｎａ及びＫは、Ａｌ及びＳｉとともにＮａＡｌＳｉ_３Ｏ_８結晶、ＫＡｌＳｉ_３Ｏ_８結晶等の長石を形成し、低温焼成セラミック組成物のｆＱを向上させる。
Ｃｏは、ＣｏＯ換算で０．１〜５質量％とするのが好ましい。Ｃｏが０．１質量％未満の場合、焼成温度の低下効果が不十分であり、９００℃以下の焼成で緻密な低温焼成セラミック組成物を得ることが困難である。またＣｏが５質量％を超えると、低温焼成セラミック組成物の結晶化温度が１０００℃超となり、１０００℃以下で誘電損失が大きくなり過ぎ、実用性が無くなる。

Ｃｕ， Ｍｎ， Ａｇ及びＺｒは、主に焼成工程において誘電体セラミック組成物の結晶化を促進する作用があり、低温焼成を達成するために添加する。
Ｃｕは、ＣｕＯ換算で０．０１〜５質量％とするのが好ましい。Ｃｕが０．０１質量％未満の場合、その添加効果は小さく、９００℃以下での焼成でＱ値の高い低温焼成セラミック組成物を得ることが困難である。またＣｕが５質量％を超えると、低温焼成性が損なわれる。
Ｍｎは、ＭｎＯ_２換算で０．０１〜５質量％とするのが好ましい。Ｍｎが０．０１質量％未満の場合、その添加効果は小さく、９００℃以下での焼成でＱ値の高い低温焼成セラミック組成物を得ることが困難である。またＭｎが５質量％を超えると、低温焼成性が損なわれる。
Ａｇは、０．０１〜５質量％とするのが好ましい。Ａｇが５質量％を超えると、誘電損失が大きくなり過ぎ、実用性がない。Ａｇのより好ましい添加量は２質量％以下である。
ＺｒはＺｒＯ_２換算で０．０１〜２質量％とするのが好ましい。Ｚｒが０．０１質量％未満では、低温焼成セラミック組成物の機械的強度の向上効果が不十分であり、また２質量％を超えると、ｆＱが低下する。ＺｒＯ_２添加による機械的強度の向上効果をより期待するためには、０．３質量％〜１．５質量％とするのがより好ましい。

不可避的不純物としては、例えばＹ，Ｆｅ，Ｃａ，Ｇａ，Ｃｒ等が挙げられる。不可避的不純物の含有量は、低温焼成セラミック組成物の特性を劣化させない範囲内としなければならない。

上記低温焼成セラミック組成物は、Ａｌ，Ｓｉ及びＳｒ又はＡｌ，Ｓｉ，Ｓｒ及びＴｉからなる主成分を構成するアルミニウム酸化物，珪素酸化物及びストロンチウム酸化物又はアルミニウム酸化物，珪素酸化物，ストロンチウム酸化物及びチタン酸化物からなる主原料と、Ｂｉ、Ｎａ、Ｋ及びＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種、及びＣｕ、Ｍｎ、Ａｇ及びＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種からなる副成分を構成する酸化物又は炭酸塩からなる副原料とを均一に含有してなる成形体を焼成する際に、セラミック組織中に形成されるＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶のうち、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の比率（ピーク強度比）が５％以上となるように、温度及び時間を調整することにより製造する。六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８のピーク強度比は好ましくは１０％以上であり、より好ましくは５０％以上であり、特に６０％以上が好ましいので、この条件を満たすように焼成温度及び時間を調整するのが好ましい。

低温焼成セラミック組成物はまた３００ ＭＰａ以上の抗折強度を有するのが好ましく、４００ ＭＰａ以上の抗折強度を有するのがより好ましいので、この条件を満たすように焼成温度及び時間を調整するのが好ましい。六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８のピーク強度比と抗折強度には相関関係があり、一般にピーク強度比が高くなるに従って抗折強度も高くなる。従って、５０％以上のピーク強度比及び３００ ＭＰａ以上の抗折強度を有するように焼成温度及び時間を調整するのが好ましく、６０％以上のピーク強度比及び４００ ＭＰａ以上の抗折強度を有するように焼成温度及び時間を調整するのがより好ましい。

最適な焼成温度及び時間は、一般に低温焼成セラミック組成物の組成に応じて異なる。従って、個々の低温焼成セラミック組成物に高いピーク強度比及び抗折強度を確実に付与するためには、その組成に応じて最適な焼成温度及び時間を実験的に求める必要がある。一般に、焼成温度は１０００℃以下が好ましく、９５０℃以下がより好ましく、９００℃以下が特に好ましい。また焼成時間は２〜４時間程度が好ましい。
このような方法により得られる本発明の低温焼成セラミック組成物は、さらに６〜９程度の比誘電率ε、及び実用的な３０００ＧＨｚ（３ＴＨｚ）以上のｆＱ（ｆは共振周波数）を有するのが好ましい。

本発明の積層電子部品は、上記低温焼成セラミック組成物からなる各誘電体層に低融点金属（銀、銅、金又はこれらの合金）からなる導体パターンを形成し、得られた導体パターンを有する誘電体層を複数積層することにより得られる。導体パターン自体は公知のもので良く、例えばインダクタンス素子及び／又はキャパシタンス素子を構成する。積層電子部品には、インダクタンス素子、キャパシタンス素子、スイッチング素子及びフィルタ素子の少なくとも１つを実装しても良い。積層電子部品の層構成自体は公知のもので良い。
本発明を以下の実施例によりさらに詳細に説明するが、本発明はそれらに限定されるものではない。

Ａｌ_２Ｏ_３粉末， ＳｉＯ_２粉末， ＳｒＣＯ_３粉末， ＴｉＯ_２粉末， Ｂｉ_２Ｏ_３粉末， ＣｕＯ粉末， ＭｎＯ２粉末， Ｎａ_２ＣＯ_３粉末及びＫ_２ＣＯ_３粉末を純水と一緒にボールミルで混合し、スラリーを得た。このスラリーにＰＶＡを原料粉の乾燥重量に対して１質量％の割合で添加した後、スプレードライヤーで乾燥し、平均粒径が約０．１ ｍｍの顆粒状の乾燥粉を得た。
ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の化学量論的組成（Ａｌ_２Ｏ_３ ３１．３０質量％、ＳｉＯ_２ ３６．８９質量％、Ｓｒ Ｏ ３１．８１質量％）となるように、純度９９．９％、平均粒径０．５μｍのＡｌ_２Ｏ_３粉末、純度９９．９％以上、平均粒径０．５μｍ以下のＳｉＯ_２粉末、及び純度９９．９％、平均粒径０．５μｍのＳｒ ＣＯ_３粉末をポリエチレン製のボールミルポットに投入し、酸化ジルコニウム製のボールと純水を投入して、２０時間湿式混合を行った。得られたスラリーを加熱乾燥した後、ライカイ機で解砕した。得られた混合粉末をアルミナ製のるつぼに入れて、８５０℃で２時間仮焼して、Ａｌ_２Ｏ_３結晶を含有するケイ酸塩系ガラス粉末とした。

この仮焼粉を上記ボールミルで４０時間湿式粉砕した後、乾燥した。得られた乾燥仮焼粉の一部を純水と一緒にボールミルに投入し、平均粒径１．０μｍに粉砕した。得られた粉砕粉を含有するスラリーに、ポリビニルアルコール（ＰＶＡ）を粉砕粉１００質量％に対して１．５質量％の割合で添加した後、スプレードライヤーで造粒・乾燥し、平均粒径が約０．１ ｍｍの顆粒状の造粒粉を得た。
造粒粉を２００ ＭＰａの圧力で加圧成形し、円柱状成形体を得た。この成形体を大気中で室温から９５０〜１２００℃の温度まで２００℃／ｈｒの速度で加熱し、前記温度に２時間保持して焼成した後、室温まで２００℃／ｈｒの速度で冷却した。得られた焼成体の比誘電率εを円柱共振器により８〜１５ ＧＨｚの共振周波数で求めた。試料の結晶状態は、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線回折により確認した。
上記と同様に作製した３８ ｍｍ×１２ ｍｍ×１ ｍｍの試験片に対して、支点間距離を３０ ｍｍとし、荷重速度を０．５ ｍｍ／ｍｉｎとして、３点曲げ試験（ＪＩＳ Ｃ２１４１）を行い、試験片が破壊したときの最大荷重から曲げ強さ（抗折強度）を求めた。結果を表１に示す。またアルミナのデータも表１に併せて示す。

組織中の六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８と単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８との比率として、両者の面回折強度の比率を求めた。面回折強度の比率は、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線回折において２２．９°付近に現れる六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（１０１）面のピーク強度Ｉ_１０１と、２７．７°付近に現れる単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（００２）面のピーク強度Ｉ_００２とから、Ｉ_１０１ ／ （Ｉ_１０１ ＋ Ｉ_００２） ｘ １００の式により求められるピーク強度比により表される。結果を表１に示す。

表１から明らかなように、９５０℃〜１０５０℃の焼成温度で得られる低温焼成セラミック組成物の組織中には、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶、Ａｌ_２Ｏ_３結晶及びＳｒＳｉＯ_３結晶が存在する。Ａｌ_２Ｏ_３結晶及びＳｒＳｉＯ_３結晶はＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶に至らなかった結晶である。
ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶はほぼ全体的に六方晶であった。ほぼ六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなる低温焼成セラミック組成物は、３００ ＭＰａ以上の抗折強度を示し、また６．８〜８．０の比誘電率ε及び１４〜１５ ＴＨｚのｆＱと優れた誘電特性を示した。
焼成温度が９００℃以下の場合、得られた低温焼成セラミック組成物の組織にはＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶が析出せずＡｌ_２Ｏ_３結晶とガラス相が主であり、抗折強度及び誘電特性がともに劣っていた。
１１００℃以上の焼成温度で得られた低温焼成セラミック組成物のＸ線回折パターンから、組織中のＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８がほぼ全て単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８であることを確認した。これから、焼成温度が１１００℃以上になると、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８に変化することが分かる。この低温焼成セラミック組成物は高い誘電特性（ｆＱ）を示したが、抗折強度はたかだか１７０ ＭＰａ程度であり、積層電子部品に用いるには不十分であった。
このように、ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶の六方晶から単斜晶への変化を制御すれば、優れた誘電特性を有しながら、従来の低温焼成セラミック組成物より高い機械的強度を有する低温焼成セラミック組成物が得られることが分かる。

Ａｌ_２Ｏ_３粉末， ＳｉＯ_２粉末， ＳｒＣＯ_３粉末， ＴｉＯ_２粉末， Ｂｉ_２Ｏ_３粉末， ＣｕＯ粉末， ＭｎＯ２粉末， Ｎａ_２ＣＯ_３粉末及びＫ_２ＣＯ_３粉末を純水と一緒にボールミルで混合し、スラリーを得た。このスラリーにＰＶＡを原料粉の乾燥重量に対して１質量％の割合で添加した後、スプレードライヤーで乾燥し、平均粒径が約０．１ ｍｍの顆粒状の乾燥粉を得た。
顆粒粉を連続炉中で最高温度８００℃で２時間仮焼し、Ａｌ_２Ｏ_３結晶及びＴｉＯ_２結晶を含有するケイ酸塩系ガラスからなる仮焼粉を得た。仮焼粉の組成は、酸化物換算で、４９質量％のＡｌ_２Ｏ_３、３４質量％のＳｉＯ_２、８．２質量％のＳｒＯ、３質量％のＴｉＯ_２、２．５質量％のＢｉ_２Ｏ_３、２質量％のＮａ_２Ｏ、０．５質量％のＫ_２Ｏ、０．３質量％のＣｕＯ、及び０．５質量％のＭｎＯ_２であった。
この仮焼粉から、実施例１と同様にして円柱状成形体を得た。この成形体を大気中で室温から８２５〜９００℃の温度まで２００℃／ｈｒの速度で加熱し、前記温度に２時間保持して焼成した後、室温まで２００℃／ｈｒの速度で冷却した。

得られた焼成体の比誘電率εを円柱共振器により８〜１５ ＧＨｚの共振周波数で求めた。また実施例１と同様に各試験片に３点曲げ試験を行い、試験片が破壊したときの最大荷重から曲げ強さ（抗折強度）を求めた。結果を表２に示す。またアルミナのデータも表２に併せて示す。

図１〜４はそれぞれ８５０℃×２ ｈｒ、８６０℃×２ ｈｒ、８７５℃×２ ｈｒ及び９００℃×２ ｈｒ（試料８、１２〜１４に対応）で焼成した低温焼成セラミック組成物のＣｕ−Ｋα線によるＸ線回折強度パターンを示す。図１〜４中、○はＡｌ_２Ｏ_３結晶を示し、▲は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を示し、△は単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を示す。８５０℃×２ ｈｒの焼成条件ではＡｌ_２Ｏ_３結晶、ＴｉＯ_２結晶及びＳｉＯ_２結晶とともに六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出した。焼成温度が上がるにつれ、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出し、その回折ピーク強度が増大した。

表２は、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（１０１）面のピーク強度をＩ_１０１、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（００２）面のピーク強度をＩ_００２としたとき、Ｉ_１０１ ／ （Ｉ_１０１ ＋ Ｉ_００２） × １００で表わされるピーク強度比（組織中の六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合を示す）が７．７％以上あれば、３００ ＭＰａ以上の抗折強度が得られることを示す。一般に、組織中の六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合を示すピーク強度比は５％以上であるのが好ましい。なお試料６及び７でも２５０ ＭＰａを超える抗折強度が得られたが、これは、ガラス相に遍在するＡｌ_２Ｏ_３結晶がフィラーとして機能して、強度が向上したものと考えられる。しかし、試料６及び７のいずれも緻密化せず、実用に供し得ないものであった。

９００℃×２ ｈｒの焼成条件で得られた低温焼成セラミック組成物の回折パターンを示す図４には、３１°付近の単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を示す回折ピークの右肩部に回折ピークが認められるが、この回折ピークは他の回折パターンを勘案すると単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（０４１）面の回折ピークと考えられる。従って、この低温焼成セラミック組成物の組織中には実質的に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８は存在しないことが分かる。
試料６〜１４では、実施例１で確認されたＳｒＳｉＯ_３結晶は組織中に認められなかったが、試料１１， １３及び１４ではサニディン及びアルバイトと考えられるＮａ及び／又はＫを含有するケイ酸塩結晶（長石）が確認された。試料１１， １３及び１４は優れたｆＱを示すが、これには長石が寄与していると考えられる。
このように組織中の六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合は、低温焼成セラミック組成物の組成及び焼成条件（焼成温度及び時間）に応じて変化するので、組成及び焼成条件を調整することにより組織中の六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合を容易に制御することができる。

図５は試料１３（８７５℃×２ ｈｒ）の研磨面の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真であり、図６は図５のＴＥＭ写真の模式図である。なお図５に示す視野中にはケイ酸塩結晶は見られないが、Ｘ線回折により組織中に析出していることが認められた。Ｚｒ系酸化物も存在するが、これはボールミルの酸化ジルコニア製のボールから混入したものと考えられる。

この組織の基地は、組成分析によりＡｌ_２Ｏ_３，ＳｉＯ_２及びＳｒＯを主体とすることが分かった。この基地の制限視野回折に回折斑が認められるので、ＴＥＭ写真では結晶粒界が判然としないが、結晶化していると考えられる。すなわち、試料１３の低温焼成セラミック組成物は、Ａｌ_２Ｏ_３，ＳｉＯ_２及びＳｒＯを主体とする結晶化した基地に酸化物結晶粒が析出した構造を有することが分かる。この結果は、図３の単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が存在するＸ線回折パターンと一致する。

試料８ （８５０℃ ｘ ２ ｈｒ）及び試料１２ （８６０℃ ｘ ２ ｈｒ）のＴＥＭ写真においても、酸化物結晶が析出した基地にはＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶の粒界が確認できなかった。図１及び２のＸ線回折パターンにはハローなパターンがあるので、試料８及び１２はＡｌ_２Ｏ_３，ＳｉＯ_２及びＳｒＯを主体とするアモルファス基地にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶が析出した構造を有すると考えられる。
複数のＴＥＭ写真から、組織中に析出したＡｌ_２Ｏ_３結晶の平均結晶粒径が１μｍ以下であり、焼成温度が変わってもＡｌ_２Ｏ_３結晶粒の成長が進む傾向は見られなかった。

図７は、焼成時間が２時間の場合の焼成温度と抗折強度との関係を示す。抗折強度は１０個の試料の平均値である。実施例２の低温焼成セラミック組成物では、抗折強度は焼成温度が約８３０℃になると３００ ＭＰａ以上になり、約８４０〜８７０℃で４００ ＭＰａ以上になるが、焼成温度が上昇するに連れて急速に低下し、約８８０℃を超えると３００ ＭＰａ未満となることが分かる。

図８は、焼成温度が８５０℃の場合の保持時間と抗折強度との関係を示す。抗折強度は１０個の試料の平均値である。実施例２の低温焼成セラミック組成物では、焼成温度が８５０℃と適切であっても、保持時間が長くなり過ぎると抗折強度はかえって低下することが分かる。図８から、実施例２の場合、８５０℃の焼成温度で約２〜４時間の焼成時間が４００ ＭＰａ以上の抗折強度を得るのに好ましいことが分かる。
以上から、（ａ） Ａｌ_２Ｏ_３結晶や他の酸化物結晶が析出した基地中のＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶の存在が抗折強度に著しい影響を及ぼすこと、及び（ｂ） ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶の中でも六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が抗折強度の向上に大きく寄与することが分かった。
このように、Ａｌ， Ｓｉ及びＳｒの酸化物を主成分とし、低温焼結性を向上させる副成分を含有する低温焼成セラミック組成物では、９００℃以下に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出する温度領域があるので、組成に応じて焼成温度を最適化することにより高強度の低温焼成セラミック組成物を得ることができる。

実施例１と同様にして、質量基準で４８．７％のＡｌ_２Ｏ_３， ３４．５％のＳｉＯ_２， ９．５％のＳｒＯ， ４％のＴｉＯ_２， １％のＢｉ_２Ｏ_３， １％のＮａ_２Ｏ， ０．５％のＫ_２Ｏ， ０．３％のＣｕＯ， 及び０．５％のＭｎＯ２からなる仮焼粉を作製した。この仮焼粉を実施例１と同じボールミルで４０時間湿式粉砕し、乾燥した。次に、仮焼粉の一部を純水と一緒にボールミルに投入し、１．０μｍの平均粒径に粉砕した。得られた粉砕粉のスラリーにＰＶＡを粉砕粉の乾燥重量に対して１．５質量％の割合で添加した後、スプレードライヤーで造粒・乾燥し、平均粒径が約０．１ ｍｍの顆粒状の造粒粉を得た。
得られた造粒粉を２００ ＭＰａの圧力で加圧成形し、円柱状成形体とした。この成形体を大気中で室温から８２５〜９５０℃の温度まで２００℃／ｈｒの速度で加熱し、前記温度に２時間保持して焼成した後、室温まで２００℃／ｈｒの速度で冷却した。
得られた焼成体に対して、実施例１と同様に誘電特性及び抗折強度を測定するとともに、Ｘ線回折測定を行った。結果を表３に示す。またアルミナのデータも表３に併せて示す。

本実施例では、Ｂｉ及びＮａの添加量を減らすことで、実施例２の場合と比較し若干ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶の析出温度が上昇した。しかし、８７５℃〜９２５℃の温度で六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出しており、かつ六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の析出温度の範囲が広がっていることが分かった。このように、低温焼成セラミック組成物の組成により、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の析出温度及びその範囲を制御できる。また試料Ｎｏ． １９ではＮａ及びＫを含有するケイ酸塩結晶が析出しており、高い抗折強度と高い誘電特性が同時に得られた。

本発明の高強度低温焼成セラミック組成物を用いた積層電子部品の一例として、携帯電話の高周波回路部に用いるダイオードスイッチ（アンテナ側回路、受信側回路及び送信側回路の接続を切り替える）を以下の通り作製した。
まず、実施例２と同様にして、質量基準で４９％のＡｌ_２Ｏ_３， ３４％のＳｉＯ_２， ８．２％のＳｒＯ， ３％のＴｉＯ_２， ２．５％のＢｉ_２Ｏ_３， ２％のＮａ_２Ｏ， ０．５％のＫ_２Ｏ， ０．３％のＣｕＯ， 及び０．５％のＭｎＯ２からなる仮焼粉を作製した。

この仮焼粉をエタノール及びブタノールの混合溶媒に分散させて、ボールミルで平均粒径１．０μｍまで粉砕した。得られたスラリーに、バインダーとしてポリビニルブチラール及び可塑剤としてブチルフタリルブチルグリコレートを、仮焼粉１００質量％に対してそれぞれ１５質量％及び７．５質量％の割合で分散させ、シート成形用のスラリーとした。減圧下で脱泡及び溶媒の部分的な蒸発を行ってこのスラリーの粘度を約１００００ ＭＰａ・ｓにした後、ドクターブレードでシート成形し、約８０μｍの乾燥厚さを有する長尺のセラミックグリーンシートを得た。後工程のハンドリングのため、このセラミックグリーンシートを所定の大きさに裁断した。

複数枚のセラミックグリーンシートの表面に銀ペーストで伝送線路（インダクタンス素子）を構成する配線パターンＬ１−１， Ｌ１−２， Ｌ２−１， Ｌ２−２、グランド電極パターンＧＮＤ、及びスイッチング素子を実装するための電極パターンを印刷した（図９参照）。
セラミックグリーンシートには、各層間の配線パターンの接続手段として銀ペーストを充填したビアホールが形成されている。導電パターンを印刷した各セラミックグリーンシートを位置合わせし、高精度に積層した後圧着した。圧着条件は、１４ ＭＰａの圧力、８５℃の温度、及び１０分の保持時間であった。
得られた積層体をチップサイズに切断した後、焼成セッターに載置し、連続炉で脱バインダー及び焼成を行い、４．５ ｍｍ×３．２ ｍｍ×１．０ ｍｍの焼成体を得た。焼成は大気雰囲気中８７５℃で２時間保持することにより行った。

焼成体のセラミック部分を粉砕してＸ線回折の測定をしたところ、組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８、Ａｌ_２Ｏ_３結晶、ＴｉＯ_２結晶、及びケイ酸塩系結晶が確認された。ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶全体に対する六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８のピーク強度比は１５．５％であった。

焼成体から内部の配線パターンが露出している側面部分に、Ａｇを主成分とする外部電極用ペーストを塗布して８００℃で焼き付けた後、銀表面にニッケル及びスズを電解めっきし、端子電極ＧＮＤ， ＴＸ， ＲＸ， ＶＣ１， ＶＣ２とした。これらの端子電極のうち端子電極ＧＮＤ， ＴＸ， ＲＸ， ＶＣ１はスイッチング素子を実装するための電極パターンと電気的に接続させた。
このようにして得られた積層回路基板の実装電極パターンに、スイッチング素子としてダイオードＤ１， Ｄ２を実装し、図１０に示す積層電子部品１を作製した。積層電子部品１は図１１に示す等価回路の破線部を構成する。

本実施例では、インダクタンス素子を電極パターンで構成したが、チップインダクタやコイル等を実装しても良い。また直流成分を遮断するコンデンサ素子を、電極パターンで回路基板に構成したり、チップコンデンサとして回路基板上に実装したりしても良い。ダイオードスイッチにローパスフィルタやバンドパスフィルタ等のフィルタ素子が接続されることが多いが、上記フィルタ素子をＳＡＷフィルタで構成し、これを回路基板に実装しても良い。またインダクタンス素子及びキャパシタンス素子からなるフィルタ素子を、回路基板上に電極パターンで形成したり、チップ部品として回路基板上に実装しても良い。
端子電極ＶＣ１， ＶＣ２に直流電源を接続し、ダイオードＤ１， Ｄ２をＯＮ， ＯＦＦさせて、端子電極ＡＮＴ−ＲＸ間、及び端子電極ＡＮＴ−ＴＸ間に高周波信号を通過させたところ、信号の伝送損失（挿入損失）が少なく、積層電子部品１は優れた電気的特性を有することが確認された。

積層回路基板の端子電極を試験用プリント基板にはんだ付けし、プリント基板を撓ませたり捻じったりして、端子の剥離や積層回路基板のクラック発生に対する抵抗力を評価したところ、従来のものと比べて著しく向上していることが分かった。
本実施例から、本発明の低温焼成セラミック組成物とＡｇ等の低融点金属は同時焼成が可能であるので、本発明の低温焼成セラミック組成物からなる誘電体層に低融点金属の導体パターンを形成すれば、電気的特性及び機械的強度に優れた積層電子部品が得られることが分かる。

本発明の低温焼成セラミック組成物は、組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を有するので、高強度で実用的な誘電特性を有し、かつ１０００℃以下の低温での焼成が可能である。そのため、銀、金、銅等の低融点電極材料との同時焼成が可能である。また本発明の高強度低温焼成セラミック組成物は、誘電率、ｆＱ等の誘電特性に優れているのみならず、従来より向上した機械的強度を有するので、積層回路基板とするときに低融点金属との同時焼成が可能であり、またクラックや破損が生じにくい。そのため、本発明の高強度低温焼成セラミック組成物を用いた積層電子部品は、優れた電気的特性及び機械的強度を有する。

本発明の一実施例の低温焼成セラミック組成物（試料８）のＸ線回折パターンを示すグラフである。 本発明の他の実施例の低温焼成セラミック組成物（試料１２）のＸ線回折パターンを示すグラフである。 本発明の他の実施例の低温焼成セラミック組成物（試料１３）のＸ線回折パターンを示すグラフである。 本発明の範囲外である低温焼成セラミック組成物（試料１４）のＸ線回折パターンを示すグラフである。 本発明の一実施例の低温焼成セラミック組成物の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）写真である。 図５のＴＥＭ写真に対応する組織を示す模式図である。 実施例２における種々の低温焼成セラミック組成物について、焼成温度と抗折強度との関係を示すグラフである。 実施例２における種々の低温焼成セラミック組成物について、焼成温度での保持時間と抗折強度との関係を示すグラフである。 実施例４の積層回路基板を示す分解斜視図である。 実施例４の積層電子部品を示す斜視図である。 実施例４の積層電子部品の等価回路を示す図である。

符号の説明

１ 積層電子部品
２ 積層基板
Ｌ１、Ｌ２ 伝送線路
Ｌ１−１、Ｌ１−２、Ｌ２−１、Ｌ２−２ 配線パターン
ＧＮＤ、ＴＸ，ＲＸ，ＶＣ１，ＶＣ２ 端子電極

Claims (17)

1. 組織中に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及びＡｌ_２Ｏ_３結晶を有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
2. Ａｌ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２−ＳｒＯを主体とする基地に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を含み、前記基地にＡｌ_２Ｏ_３結晶粒を有していることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
3. 請求項２に記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、前記基地がアモルファス相であり、前記アモルファス相に六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８が析出していることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
4. 請求項２に記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、前記基地が実質的にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶からなり、その少なくとも一部が六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８であることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
5. 請求項２〜４のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、前記基地が単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８を含有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
6. 組織中にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶及びＡｌ_２Ｏ_３結晶を有し、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８単独又は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなり、Ｃｕ−Ｋα線によるＸ線回折測定において、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（１０１）面のピーク強度をＩ_１０１、単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の（００２）面のピーク強度をＩ_００２としたとき、Ｉ_１０１ ／ （Ｉ_１０１ ＋ Ｉ_００２） ×１００で表わされるピーク強度比が５％以上であることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
7. 請求項６に記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、前記ピーク強度比が５０％以上であることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
8. 請求項６又は７に記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、実質的にＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶からなる基地と、前記基地にＡｌ_２Ｏ_３結晶粒とを有する組織を有し、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８単独又は六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８及び単斜晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８からなり、前記ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶における前記六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の割合は６０％以上であり、かつ４００ ＭＰａ以上の抗折強度を有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
9. 請求項１〜８のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、前記Ａｌ_２Ｏ_３結晶粒の平均結晶粒径が１μｍ以下であることを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
10. 請求項１〜９のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ，２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ，７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒ、（ｃ） 不可避的不純物とを含有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
11. 請求項１〜９のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ， ２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ及び７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒからなる主成分１００質量％と、（ｂ） ０．１〜１０質量％（Ｂｉ_２Ｏ_３換算）のＢｉ， ０．１〜５質量％（Ｎａ_２Ｏ換算）のＮａ， ０．１〜５質量％（Ｋ_２Ｏ換算）のＫ及び０．１〜５質量％（ＣｏＯ換算）のＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種と、０．０１〜５質量％（ＣｕＯ換算）のＣｕ、０．０１〜５質量％（ＭｎＯ_２換算）のＭｎ、０．０１〜５質量％のＡｇ及び０．０１〜２質量％（ＺｒＯ_２換算）のＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種とからなる副成分と、（ｃ） 不可避的不純物とを含有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
12. 請求項１〜９のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物において、（ａ） １０〜６０質量％（Ａｌ_２Ｏ_３換算）のＡｌ，２５〜６０質量％（ＳｉＯ_２換算）のＳｉ，７．５〜５０質量％（ＳｒＯ換算）のＳｒ及び２０質量％以下（ＴｉＯ_２換算）のＴｉからなる主成分１００質量％と、（ｂ） ０．１〜１０質量％（Ｂｉ_２Ｏ_３換算）のＢｉ， ０．１〜５質量％（Ｎａ_２Ｏ換算）のＮａ， ０．１〜５質量％（Ｋ_２Ｏ換算）のＫ及び０．１〜５質量％（ＣｏＯ換算）のＣｏからなる群から選ばれた少なくとも１種と、０．０１〜５質量％（ＣｕＯ換算）のＣｕ、０．０１〜５質量％（ＭｎＯ_２換算）のＭｎ、０．０１〜５質量％のＡｇ及び０．０１〜２質量％（ＺｒＯ_２換算）のＺｒからなる群から選ばれた少なくとも１種とからなる副成分と、（ｃ） 不可避的不純物とを含有することを特徴とする高強度低温焼成セラミック組成物。
13. アルミニウム酸化物，珪素酸化物及びストロンチウム酸化物又はアルミニウム酸化物，珪素酸化物，ストロンチウム酸化物及びチタン酸化物を主原料とするセラミック成形体を焼成することにより請求項１〜１２のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物を製造する方法であって、セラミック組織中に形成されるＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８結晶のうち、六方晶ＳｒＡｌ_２Ｓｉ_２Ｏ_８の比率が５％以上となる温度及び時間で焼成することを特徴とする方法。
14. 請求項１〜１２のいずれかに記載の高強度低温焼成セラミック組成物からなる複数の誘電体層を積層してなり、前記誘電体層の各々に低融点金属からなる導体パターンが形成されていることを特徴とする積層電子部品。
15. 請求項１４に記載の積層電子部品において、前記低融点金属が銀、銅、金又はこれらの合金であることを特徴とする積層電子部品
16. 請求項１４又は１５に記載の積層電子部品において、前記導体パターンがインダクタンス素子及び／又はキャパシタンス素子を構成していることを特徴とする積層電子部品。
17. 請求項１４〜１６のいずれかに記載の積層電子部品において、前記積層電子部品にインダクタンス素子、キャパシタンス素子、スイッチング素子及びフィルタ素子からなる群から選ばれた少なくとも１つを実装してなることを特徴とする積層電子部品。

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