JPH01315904A - 誘電体磁器とその製造方法 - Google Patents
誘電体磁器とその製造方法Info
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- JPH01315904A JPH01315904A JP63146423A JP14642388A JPH01315904A JP H01315904 A JPH01315904 A JP H01315904A JP 63146423 A JP63146423 A JP 63146423A JP 14642388 A JP14642388 A JP 14642388A JP H01315904 A JPH01315904 A JP H01315904A
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
産業上の利用分野
本発明は、誘電率の温度変化が小さ（、信号電圧特性の
良好な高誘電率系チタン酸バリウム磁器およびその製造
方法に関する。
良好な高誘電率系チタン酸バリウム磁器およびその製造
方法に関する。
従来の技術
従来より高誘電率系セラミックコンデンザ用の誘電体材
料としで、チタン酸バリウム系の磁器組成物が広く用い
られている。チタン酸バリウム系の磁器組成物のなかで
も誘電率の温度変化が小さい、すなわちＪＩＳ規格のＹ
Ｂ特性やＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特性を満たす材料は、市場
規模も大きく、ＢａＴｉＯ３−ビスマス系、ＢａＴｉＯ
３−Ｍｎ０２−Ｎｂ２Ｏ５系（特開昭５１−７６５９７
号公報）を初め、数多くの組成物が知られている。また
、近年のセラミック積層コンデンサに対する小型大容量
化の要求に応えるために誘電体材料の高誘電率化と誘電
体層の薄層化が急激な勢いて進んでいる。ゆえに、高誘
電率で、誘電率の温度変化が小さ（、かつ高い信号電圧
印加時の誘電損失の小さい誘電体材料に対する需要は太
き（なっている。
料としで、チタン酸バリウム系の磁器組成物が広く用い
られている。チタン酸バリウム系の磁器組成物のなかで
も誘電率の温度変化が小さい、すなわちＪＩＳ規格のＹ
Ｂ特性やＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特性を満たす材料は、市場
規模も大きく、ＢａＴｉＯ３−ビスマス系、ＢａＴｉＯ
３−Ｍｎ０２−Ｎｂ２Ｏ５系（特開昭５１−７６５９７
号公報）を初め、数多くの組成物が知られている。また
、近年のセラミック積層コンデンサに対する小型大容量
化の要求に応えるために誘電体材料の高誘電率化と誘電
体層の薄層化が急激な勢いて進んでいる。ゆえに、高誘
電率で、誘電率の温度変化が小さ（、かつ高い信号電圧
印加時の誘電損失の小さい誘電体材料に対する需要は太
き（なっている。
発明が解決しようとする課題
特に、ＢａＴ ｉｏ３−ＭｎＯ２−Ｎｂ２Ｏｓ系の誘電
率の温度特性の良い磁器組成物を用いて２Ｏμｍ以下の
誘電体層を持つセラミック積層コンデンサを作製した場
合、Ｍ ｎ Ｏ２の量により、］−ｋ Ｈ２，１ｖの信
号電圧を印加した際に誘電損失が２．５％を越えてしま
□う、誘電体磁器の結晶粒内におけるＮｂイオンの分布
状態により、室温での誘電率が３０００以下となる、ま
た、焼成時の粒成長の度合いにより、誘電率の温度特性
が悪化する等の問題が発生する 本発明は、誘電率が３０００以上で、誘電率の温度変化
がＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特性
を満たし、１ｋＨｚ、５０Ｖ／ｍｍの交流電圧印加時に
、誘電損失が２．５％以下である誘電体磁器とその製造
方法を提供して上記課題を解決するものである。
率の温度特性の良い磁器組成物を用いて２Ｏμｍ以下の
誘電体層を持つセラミック積層コンデンサを作製した場
合、Ｍ ｎ Ｏ２の量により、］−ｋ Ｈ２，１ｖの信
号電圧を印加した際に誘電損失が２．５％を越えてしま
□う、誘電体磁器の結晶粒内におけるＮｂイオンの分布
状態により、室温での誘電率が３０００以下となる、ま
た、焼成時の粒成長の度合いにより、誘電率の温度特性
が悪化する等の問題が発生する 本発明は、誘電率が３０００以上で、誘電率の温度変化
がＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特性
を満たし、１ｋＨｚ、５０Ｖ／ｍｍの交流電圧印加時に
、誘電損失が２．５％以下である誘電体磁器とその製造
方法を提供して上記課題を解決するものである。
課題を解決するための手段
ＢａＴｉＯ３粉末に対して特定量のＭ ｎ Ｏ２あるい
はＭ ｎ Ｏ２の一部をＣｏｏ、Ｎｉｐ、ＺｎＯ１およ
びＭｇＯで置換したもの、および特定量のＮｂ ２Ｏ５
を含む焼結体においで、主相の結晶粒の中心部に固溶し
ているＮｂイオンの量が０．４モル％以下である誘電体
磁器とする。この時、二次相としてニオブの酸化物を主
成分とする相が存在するとよい。
はＭ ｎ Ｏ２の一部をＣｏｏ、Ｎｉｐ、ＺｎＯ１およ
びＭｇＯで置換したもの、および特定量のＮｂ ２Ｏ５
を含む焼結体においで、主相の結晶粒の中心部に固溶し
ているＮｂイオンの量が０．４モル％以下である誘電体
磁器とする。この時、二次相としてニオブの酸化物を主
成分とする相が存在するとよい。
上記誘電体磁器の製造方法としで、一次粒径が０．１μ
ｍ以下のＢａＴｉＯ３＃粉末に１０００℃を越え、１２
５０℃以下で熱処理を行った粉末＋Ｂ ａ Ｔ ｉ Ｏ
３の出発原料として用いる。
ｍ以下のＢａＴｉＯ３＃粉末に１０００℃を越え、１２
５０℃以下で熱処理を行った粉末＋Ｂ ａ Ｔ ｉ Ｏ
３の出発原料として用いる。
作用
本発明の誘電体磁器によると、ＢａＴｉＯｓ中にＭ ｎ
Ｏ２が固溶しているため、信号電圧特性が向上し、主
相の結晶粒の中心部に固溶しているＮｂイオンの量が０
．４モル％以下であるため、高誘電率で誘電率の温度特
性が良好となる。また、ニオブの酸化物を主成分とする
二次相が残存していることは、Ｎｂイオンがすべて主相
のＢａＴｉＯ３結晶中に固溶したのちに発生ずる粒成長
が抑制され、粒界の移動にともなう組成の均一化、特に
Ｎｂイオンの分布の均一化が発生しなかったことを意味
し、誘電率の温度特性向上に寄与している。
Ｏ２が固溶しているため、信号電圧特性が向上し、主
相の結晶粒の中心部に固溶しているＮｂイオンの量が０
．４モル％以下であるため、高誘電率で誘電率の温度特
性が良好となる。また、ニオブの酸化物を主成分とする
二次相が残存していることは、Ｎｂイオンがすべて主相
のＢａＴｉＯ３結晶中に固溶したのちに発生ずる粒成長
が抑制され、粒界の移動にともなう組成の均一化、特に
Ｎｂイオンの分布の均一化が発生しなかったことを意味
し、誘電率の温度特性向上に寄与している。
本発明の誘電体磁器の製造方法においで、熱処理を行っ
たＢａＴｉＯ３粉末を用いたのは、主相の結晶性を高め
、Ｎｂイオンの主相の結晶中への拡散を抑制し、主相の
結晶粒の中心部に固溶するＮｂイオンの量を０．４モル
％以下とするためである。
たＢａＴｉＯ３粉末を用いたのは、主相の結晶性を高め
、Ｎｂイオンの主相の結晶中への拡散を抑制し、主相の
結晶粒の中心部に固溶するＮｂイオンの量を０．４モル
％以下とするためである。
実施例
実施例１
本実施例は特許請求の範囲第１．２、および３項記載の
発明に対応し、主相の結晶粒の中心部に固溶するＮｂイ
オンの量を０．４モル％以下とし、二次相としてニオブ
の酸化物を主成分とする相が存在することにより、課題
を解決したものである。
発明に対応し、主相の結晶粒の中心部に固溶するＮｂイ
オンの量を０．４モル％以下とし、二次相としてニオブ
の酸化物を主成分とする相が存在することにより、課題
を解決したものである。
ＢａＴｉＯ３粉末としで、水熱法により得た粒径０．０
５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３微粉末を
１０５０℃で粉体仮焼したものを用いた。比較例としで
、純度９９．９％以上のＢａｃＯｓとＴｉ０ｚの混合物
を１０５０℃で仮焼して得たＢａＴｉＯ３粉末（試料Ｎ
ｏ、６）、および仮焼していないＢａＣＯ２とＴ ｉ
Ｏ２の混合物を用いたく試料Ｎｏ、７）。上記ＢａＴｉ
Ｏ３粉末１００モル部に対しで、Ｎ ｂ ２Ｏ ｓをＮ
ｂＯ５／２換算で２．４５モル部、種々の量のＭｎＯ，
Ｃ。
５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３微粉末を
１０５０℃で粉体仮焼したものを用いた。比較例としで
、純度９９．９％以上のＢａｃＯｓとＴｉ０ｚの混合物
を１０５０℃で仮焼して得たＢａＴｉＯ３粉末（試料Ｎ
ｏ、６）、および仮焼していないＢａＣＯ２とＴ ｉ
Ｏ２の混合物を用いたく試料Ｎｏ、７）。上記ＢａＴｉ
Ｏ３粉末１００モル部に対しで、Ｎ ｂ ２Ｏ ｓをＮ
ｂＯ５／２換算で２．４５モル部、種々の量のＭｎＯ，
Ｃ。
Ｏ，Ｎｉ０１ＺｎＯ１およびＭｇＯを秤量し、直径７ｍ
ｍのジルコニア製玉石によりボールミル１７ｈｒ混合し
た。溶媒は純水を用いた。溶媒を乾燥させて得た粉末に
バインダーとして３ ｗ ｔ ｚのボリヒニルアルコー
ルを加え、３２メツシユのナイロン製のふるいを通して
造粒し、１０００ｋｇ／Ｃｍ２の圧力で、直径１４ｍｍ
、厚さ１．２ｍｍに加圧成形した。得られた円板を空気
中、７００℃でｌｈｒ保持してバインダ成分をバーンア
ウトし、空気中１２５０〜１４５０℃で２ｈｒ焼成した
。得られた焼結体の密度が最大となる温度を最適焼成温
度とし、以下の電気特性の測定を行った。焼結体の両面
にＣｒ−Ａｕを蒸着して電極とした。誘電率、ｔａｎδ
を１ｋＨｚ、ＩＶ／ｍｍの交流電圧のもと、−６０〜１
３０℃の温度範囲で測定した。抵抗率は、１ｋＶ／ｍｍ
の電圧を印加して１分後の値から求めた。信号電圧特性
としで、１ ｋ Ｈｚの周波数の信号を、１５０Ｖ／ｍ
ｍまて印加し、ｔａｎδが２．５％になる電圧（Ｖ２．
５〉を測定した。また、焼結体における結晶粒の中心部
のＮｂイオンの量を調べるため、焼結体をその平均粒径
より小さい厚さまでイオンミル法で研摩し、走査型透過
電子顕微鏡にエネルギー分散型の蛍光Ｘ線検出装置を組
み合わせた組成分析を行った。この分析法によるＮｂイ
オンの検出限界は０．４モル％であった。さらに、二次
層の有無を粉末Ｘ線回折法により調べた。
ｍのジルコニア製玉石によりボールミル１７ｈｒ混合し
た。溶媒は純水を用いた。溶媒を乾燥させて得た粉末に
バインダーとして３ ｗ ｔ ｚのボリヒニルアルコー
ルを加え、３２メツシユのナイロン製のふるいを通して
造粒し、１０００ｋｇ／Ｃｍ２の圧力で、直径１４ｍｍ
、厚さ１．２ｍｍに加圧成形した。得られた円板を空気
中、７００℃でｌｈｒ保持してバインダ成分をバーンア
ウトし、空気中１２５０〜１４５０℃で２ｈｒ焼成した
。得られた焼結体の密度が最大となる温度を最適焼成温
度とし、以下の電気特性の測定を行った。焼結体の両面
にＣｒ−Ａｕを蒸着して電極とした。誘電率、ｔａｎδ
を１ｋＨｚ、ＩＶ／ｍｍの交流電圧のもと、−６０〜１
３０℃の温度範囲で測定した。抵抗率は、１ｋＶ／ｍｍ
の電圧を印加して１分後の値から求めた。信号電圧特性
としで、１ ｋ Ｈｚの周波数の信号を、１５０Ｖ／ｍ
ｍまて印加し、ｔａｎδが２．５％になる電圧（Ｖ２．
５〉を測定した。また、焼結体における結晶粒の中心部
のＮｂイオンの量を調べるため、焼結体をその平均粒径
より小さい厚さまでイオンミル法で研摩し、走査型透過
電子顕微鏡にエネルギー分散型の蛍光Ｘ線検出装置を組
み合わせた組成分析を行った。この分析法によるＮｂイ
オンの検出限界は０．４モル％であった。さらに、二次
層の有無を粉末Ｘ線回折法により調べた。
表１に結果を示す。Ｎｂイオンの量の欄に一一一とある
のは、上記分析法の検出限界以下であることを示す。
のは、上記分析法の検出限界以下であることを示す。
（以下余白）
表１より明らかなように、Ｎ００６の試料では、焼結体
における結晶粒の中心部にＮｂイオンが０．９モル％存
在し、室温での誘電率が２５００以下となった。また、
Ｎ００７の試料のように、二次相が存在しないと、誘電
率の温度変化が大きくなった。本発明の範囲であるＮ０
１１〜５の試料のように結晶粒の中心部に固溶している
Ｎｂイオンの量を用いた分析法の検出限界、すなわち０
．４モル％以下とし、二次相を存在させることにより、
室温での誘電率を３０００以上に高め、誘電率の温度変
化をＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特
性の範囲に入れるこさができた。
における結晶粒の中心部にＮｂイオンが０．９モル％存
在し、室温での誘電率が２５００以下となった。また、
Ｎ００７の試料のように、二次相が存在しないと、誘電
率の温度変化が大きくなった。本発明の範囲であるＮ０
１１〜５の試料のように結晶粒の中心部に固溶している
Ｎｂイオンの量を用いた分析法の検出限界、すなわち０
．４モル％以下とし、二次相を存在させることにより、
室温での誘電率を３０００以上に高め、誘電率の温度変
化をＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格のＸ７Ｒ特
性の範囲に入れるこさができた。
第１図に、得られた誘電体磁器の微細構造を模式的に示
す。第１図の（ａ）は本発明が請求した範囲の誘電体磁
器である。図中、主相１１の中心部をＮｂイオンの量の
測定点１２としたところ、検出限界以下であった。主相
の粒界にＮｂの酸化物を主成分とする二次相１３が存在
し、粒成長によるＮｂイオンの拡散が抑制され、かつ、
用いたＢａＴｉＯ３の結晶性が良いため、主相の結晶粒
の中心部にＮｂイオンが測定の検出限界以下の量しか存
在しなかった。第１図の（ｂ）は比較例であり、Ｎｏ、
６の試料に相当するものである。二次相１３が存在し、
粒成長が抑制されているものの、用いたＢ ａ Ｔ ｉ
Ｏｓの結晶性が悪いため、主相１１の結晶粒の中心部
１２までＮｂイオンが良く拡散し、誘電率が２５００以
下となった。第１図の（ｃ）は比較例であり、Ｎｏ、７
の試料に相当するものである。添加したＮｂイオンがす
べて主相１１の結晶粒中に拡散してしまい、粒成長によ
り、Ｎｂイオンが均一に分布した例である。いずれの試
料においても、結晶粒の周辺部においては、Ｎｂイオン
の存在が確認できた。すなわち、本発明の範囲の磁器に
おいては、主相の結晶粒の中心部と周辺部のＮｂイオン
の拡散量に大きな差が生じている 実施例２ 本実施例は特許請求の範囲第１および２項記載の発明に
対応し、添加物の量を限定することにより課題を解決し
たものである。
す。第１図の（ａ）は本発明が請求した範囲の誘電体磁
器である。図中、主相１１の中心部をＮｂイオンの量の
測定点１２としたところ、検出限界以下であった。主相
の粒界にＮｂの酸化物を主成分とする二次相１３が存在
し、粒成長によるＮｂイオンの拡散が抑制され、かつ、
用いたＢａＴｉＯ３の結晶性が良いため、主相の結晶粒
の中心部にＮｂイオンが測定の検出限界以下の量しか存
在しなかった。第１図の（ｂ）は比較例であり、Ｎｏ、
６の試料に相当するものである。二次相１３が存在し、
粒成長が抑制されているものの、用いたＢ ａ Ｔ ｉ
Ｏｓの結晶性が悪いため、主相１１の結晶粒の中心部
１２までＮｂイオンが良く拡散し、誘電率が２５００以
下となった。第１図の（ｃ）は比較例であり、Ｎｏ、７
の試料に相当するものである。添加したＮｂイオンがす
べて主相１１の結晶粒中に拡散してしまい、粒成長によ
り、Ｎｂイオンが均一に分布した例である。いずれの試
料においても、結晶粒の周辺部においては、Ｎｂイオン
の存在が確認できた。すなわち、本発明の範囲の磁器に
おいては、主相の結晶粒の中心部と周辺部のＮｂイオン
の拡散量に大きな差が生じている 実施例２ 本実施例は特許請求の範囲第１および２項記載の発明に
対応し、添加物の量を限定することにより課題を解決し
たものである。
ＢａＴｉＯｓ粉末としで、水熱法により得た粒径０．０
５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３微粉末を
１０５０℃で粉体仮焼したものを用いた。上記Ｂ ａ
Ｔ ｉ Ｏ３粉末に対しで、種々の量のＮ ｂ ２Ｏ５
、Ｍ ｎ ０２、Ｃｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇ
Ｏを秤量し、以下実施例１と同様の手順により試料の作
成および評価を行った。
５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３微粉末を
１０５０℃で粉体仮焼したものを用いた。上記Ｂ ａ
Ｔ ｉ Ｏ３粉末に対しで、種々の量のＮ ｂ ２Ｏ５
、Ｍ ｎ ０２、Ｃｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇ
Ｏを秤量し、以下実施例１と同様の手順により試料の作
成および評価を行った。
表２に結果を示す。また、第２、特許請求の範囲の添加
物の領域を斜線で示す。
物の領域を斜線で示す。
（以下余白）
第２表
＃印を付した試料は請求範囲外の比較例第２表（つづき
） ＃印を付した試料は請求範囲外の比較例＝ １５− ＃印を付した試料は請求範囲外の比較例＃印を付した試
料は請求範囲外の比較例このように、Ｍ ｎ Ｏ２の量
が０．４モル％より少ないと、信号電圧が３０． Ｖ
／、ｍ ｍ程度でｔａｎδが２．５％を越え、Ｍ ｎ
Ｏ２とＣｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇＯのうちの
いずれか一種の合計が１．０モル％より多いと絶縁抵抗
値が低（なり、容量抵抗積として５００以下となるため
、請求の範囲より除外した。また、第２図の直線ＢＣの
外側の領域では、誘電率の温度変化が大きくなり、Ｎｂ
Ｏ５／２が１，８モル％より少ないと、容量抵抗積が低
くなったので、請求の範囲より除外した。
） ＃印を付した試料は請求範囲外の比較例＝ １５− ＃印を付した試料は請求範囲外の比較例＃印を付した試
料は請求範囲外の比較例このように、Ｍ ｎ Ｏ２の量
が０．４モル％より少ないと、信号電圧が３０． Ｖ
／、ｍ ｍ程度でｔａｎδが２．５％を越え、Ｍ ｎ
Ｏ２とＣｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇＯのうちの
いずれか一種の合計が１．０モル％より多いと絶縁抵抗
値が低（なり、容量抵抗積として５００以下となるため
、請求の範囲より除外した。また、第２図の直線ＢＣの
外側の領域では、誘電率の温度変化が大きくなり、Ｎｂ
Ｏ５／２が１，８モル％より少ないと、容量抵抗積が低
くなったので、請求の範囲より除外した。
実施例３
本実施例は、特許請求の範囲第４項記載の発明に対応し
、Ｂ ａ Ｔ ｊｏ ３微粉末を熱処理する温度を限定
することにより課題を解決したものである。
、Ｂ ａ Ｔ ｊｏ ３微粉末を熱処理する温度を限定
することにより課題を解決したものである。
Ｂ ａ Ｔ ｉ Ｏ３粉末としで、水熱法により得た粒
径Ｑ、０５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３
微粉末を種々の温度で２ｈｒ仮焼したものを用いた。上
記ＢａＴｉＯ３粉末１００モル部に対しで、Ｎ ｂ ２
Ｏ５をＮｂＯ５／２換算で２．４５モル部、ＭｎＯを０
．５４モル部秤量し、以下実施例１と同様の手順により
試料の作成および評価を行った。
径Ｑ、０５μｍ、純度９９．９９％以上のＢａＴｉＯ３
微粉末を種々の温度で２ｈｒ仮焼したものを用いた。上
記ＢａＴｉＯ３粉末１００モル部に対しで、Ｎ ｂ ２
Ｏ５をＮｂＯ５／２換算で２．４５モル部、ＭｎＯを０
．５４モル部秤量し、以下実施例１と同様の手順により
試料の作成および評価を行った。
表３に結果を示す。
第３表
このように、ＢａＴｉＯ３の仮焼温度が１０００℃以下
では、ＢａＴｉＯｓ粒子の結晶性が低いため、焼成の際
、粒内へのＮ ｂ ２Ｏ５の拡散が促進され、結晶粒の
中心部にＮｂイオンが存在するようになり、誘電率が２
５００以下となった。また、焼成の際の粒成長も著しく
、組成の均一化が促進され、誘電率の温度変化が太き（
なった。逆に、１２５０℃より大きいと、焼結温度が高
くなるため、Ｎ ｂ ｐ、 Ｏｒ、の拡散が促進され、
同様の理由で、誘電率の温度変化が大きくなる。
では、ＢａＴｉＯｓ粒子の結晶性が低いため、焼成の際
、粒内へのＮ ｂ ２Ｏ５の拡散が促進され、結晶粒の
中心部にＮｂイオンが存在するようになり、誘電率が２
５００以下となった。また、焼成の際の粒成長も著しく
、組成の均一化が促進され、誘電率の温度変化が太き（
なった。逆に、１２５０℃より大きいと、焼結温度が高
くなるため、Ｎ ｂ ｐ、 Ｏｒ、の拡散が促進され、
同様の理由で、誘電率の温度変化が大きくなる。
発明の効果
本発明の誘電体磁器およびその製造方法によると、誘電
率の温度変化がＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格
のＸ７Ｒ特性を満たし、１ｋＨｚ、５０ Ｖ ／ ｍ
ｍの信号電圧印加時に、誘電損失が２．５％以下となる
。また、抵抗率も高く、機械的強度も充分で、セラミッ
クコンデンサ用、特に、誘電体層の厚みが２Ｏμｍ以下
のセラミック積層コンデンザ用の誘電体材料として実用
化が可能である。
率の温度変化がＪＩＳ規格のＹＢ特性およびＥＩＡ規格
のＸ７Ｒ特性を満たし、１ｋＨｚ、５０ Ｖ ／ ｍ
ｍの信号電圧印加時に、誘電損失が２．５％以下となる
。また、抵抗率も高く、機械的強度も充分で、セラミッ
クコンデンサ用、特に、誘電体層の厚みが２Ｏμｍ以下
のセラミック積層コンデンザ用の誘電体材料として実用
化が可能である。
第１図は得られた誘電体磁器の微細構造を示す模式図、
第２図は１００モル部のＢ ａ Ｔ ｉ Ｏ３に添加す
るＮ ｂ Ｏ５／２およびＭｎＯ２、あるいはＭｎＯ２
とＣｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇＯのうちの少な
（とも一種の合計を示す図である。
第２図は１００モル部のＢ ａ Ｔ ｉ Ｏ３に添加す
るＮ ｂ Ｏ５／２およびＭｎＯ２、あるいはＭｎＯ２
とＣｏｏ、ＮｉＯ，ＺｎＯ１およびＭｇＯのうちの少な
（とも一種の合計を示す図である。
Claims (4)
- （１）ＢａＴｉＯ＿３１００モル部に対し、Ｎｂ＿２Ｏ
＿５をＮｂＯ＿５＿／＿２に換算してｘモル％、ＭｎＯ
＿２をｙモル％とするとき、ｘおよびｙが下に示すＡ、
Ｂ、Ｃ、Ｄ、およびＥで囲まれた範囲の量を含む焼結体
において、主相の結晶粒の中心部に固溶しているＮｂイ
オンの量が０．４モル％以下であることを特徴とする誘
電体磁器。 ▲数式、化学式、表等があります▼ - （２）ＢａＴｉＯ＿３１００モル部に対し、Ｎｂ＿２Ｏ
＿５をＮｂＯ＿５＿／＿２に換算してｘモル％、ＣｏＯ
、ＮｉＯ、ＺｎＯ、およびＭｇＯのうちのすくなくとも
一種とＭｎＯ＿２の合計をｙモル％とするとき、ｘおよ
びｙが下に示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、およびＥで囲まれた範
囲の量で、かつＭｎＯ＿２を０．３８モル％以上含む焼
結体において、主相の結晶粒の中心部に固溶しているＮ
ｂイオンの量が０．４モル％以下であることを特徴とす
る誘電体磁器。 ▲数式、化学式、表等があります▼ - （３）主相の結晶粒の中心部に固溶しているＮｂイオン
の量が０．４モル％以下で、かつ二次相としてニオブの
酸化物を主成分とする相が存在することを特徴とする特
許請求の範囲第１項または第２項記載の誘電体磁器。 - （４）一次粒径が０．１μｍ以下のＢａＴｉＯ＿３微粉
末に１０００℃を越え、１２５０℃以下で熱処理を行っ
た粉末１００モル部に対し、Ｎｂ＿２Ｏ＿５をＮｂＯ＿
５＿／＿２に換算してｘモル％、ＣｏＯ、ＮｉＯ、Ｚｎ
Ｏ、ＭｇＯ、およびＭｎＯ＿２のうちのすくなくとも一
種とＭｎＯ＿２の合計をｙモル％とするとき、ｘおよび
ｙが下に示すＡ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、およびＥで囲まれた範囲
の量を添加し、焼成することを特徴とする誘電体磁器の
製造方法。 ▲数式、化学式、表等があります▼
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63146423A JPH01315904A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 誘電体磁器とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP63146423A JPH01315904A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 誘電体磁器とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01315904A true JPH01315904A (ja) | 1989-12-20 |
Family
ID=15407349
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP63146423A Pending JPH01315904A (ja) | 1988-06-14 | 1988-06-14 | 誘電体磁器とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01315904A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20190116109A (ko) * | 2019-06-13 | 2019-10-14 | 삼성전기주식회사 | 유전체 자기 조성물 및 이를 포함하는 적층 세라믹 커패시터 |
| KR20190116111A (ko) * | 2019-06-14 | 2019-10-14 | 삼성전기주식회사 | 유전체 자기 조성물 및 이를 포함하는 적층 세라믹 커패시터 |
-
1988
- 1988-06-14 JP JP63146423A patent/JPH01315904A/ja active Pending
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR20190116109A (ko) * | 2019-06-13 | 2019-10-14 | 삼성전기주식회사 | 유전체 자기 조성물 및 이를 포함하는 적층 세라믹 커패시터 |
| JP2020202370A (ja) * | 2019-06-13 | 2020-12-17 | サムソン エレクトロ−メカニックス カンパニーリミテッド． | 誘電体磁器組成物及びこれを含む積層セラミックキャパシタ |
| KR20190116111A (ko) * | 2019-06-14 | 2019-10-14 | 삼성전기주식회사 | 유전체 자기 조성물 및 이를 포함하는 적층 세라믹 커패시터 |
| JP2020205411A (ja) * | 2019-06-14 | 2020-12-24 | サムソン エレクトロ−メカニックス カンパニーリミテッド． | 誘電体磁器組成物及びこれを含む積層セラミックキャパシタ |
| JP2024091752A (ja) * | 2019-06-14 | 2024-07-05 | サムソン エレクトロ－メカニックス カンパニーリミテッド． | 誘電体磁器組成物及びこれを含む積層セラミックキャパシタ |
| US12482602B2 (en) | 2019-06-14 | 2025-11-25 | Samsung Electro-Mechanics Co., Ltd. | Dielectric ceramic composition and multilayer ceramic capacitor comprising the same |
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