JPH11209173A - 誘電体磁器 - Google Patents
誘電体磁器Info
- Publication number
- JPH11209173A JPH11209173A JP10011552A JP1155298A JPH11209173A JP H11209173 A JPH11209173 A JP H11209173A JP 10011552 A JP10011552 A JP 10011552A JP 1155298 A JP1155298 A JP 1155298A JP H11209173 A JPH11209173 A JP H11209173A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- dielectric constant
- porcelain
- temperature
- core
- solid solution
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)
- Inorganic Insulating Materials (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】結晶粒子を微粒子化した場合でも比誘電率が大
きく、かつ比誘電率の温度特性が良好な誘電体磁器を提
供する。 【解決手段】金属元素として少なくともＰｂ、Ｎｉ、Ｎ
ｂおよびＴｉを含有する平均粒径０．２〜１．０μｍの
ペロブスカイト型結晶粒子１からなる誘電体磁器であっ
て、ペロブスカイト型結晶粒子１がコア部２とその周囲
を取り囲むシェル部３とからなり、金属元素としてのＴ
ｉがコア部２よりもシェル部３に多く存在するものであ
る。ここで、コア部２およびシェル部３がＰｂ（Ｎｉ
1/3 Ｎｂ2/3）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなる
ことが望ましい。
きく、かつ比誘電率の温度特性が良好な誘電体磁器を提
供する。 【解決手段】金属元素として少なくともＰｂ、Ｎｉ、Ｎ
ｂおよびＴｉを含有する平均粒径０．２〜１．０μｍの
ペロブスカイト型結晶粒子１からなる誘電体磁器であっ
て、ペロブスカイト型結晶粒子１がコア部２とその周囲
を取り囲むシェル部３とからなり、金属元素としてのＴ
ｉがコア部２よりもシェル部３に多く存在するものであ
る。ここで、コア部２およびシェル部３がＰｂ（Ｎｉ
1/3 Ｎｂ2/3）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなる
ことが望ましい。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、誘電体磁器に関す
るものであり、誘電率の温度変化率が小さい積層セラミ
ックコンデンサ等に用いられるペロブスカイト型複合酸
化物からなる誘電体磁器に関するものである。
るものであり、誘電率の温度変化率が小さい積層セラミ
ックコンデンサ等に用いられるペロブスカイト型複合酸
化物からなる誘電体磁器に関するものである。
【０００２】
【従来技術】一般に、コンデンサなどに使用される誘電
体材料には、高い比誘電率が要求されることは勿論のこ
と、誘電損失が小さく、比誘電率の温度特性が良好であ
り、直流電圧に対する誘電特性の依存性が小さい等の種
々の要求を満足させる必要がある。
体材料には、高い比誘電率が要求されることは勿論のこ
と、誘電損失が小さく、比誘電率の温度特性が良好であ
り、直流電圧に対する誘電特性の依存性が小さい等の種
々の要求を満足させる必要がある。
【０００３】一方、近年、電子機器の小型化、高性能化
に伴い、コンデンサ等の電子部品の小型化、大容量化の
要求が高まってきている。この様な要求に応えるため
に、積層セラミックコンデンサ（ＭＬＣ）においては、
誘電体層を薄層化することにより静電容量を高めると共
に、小型化を図る必要が生じている。誘電体層を薄層化
するためには誘電体層を構成する結晶粒子の粒径を小さ
くする必要があるが、公知の誘電体材料であるチタン酸
バリウム（ＢａＴｉＯ3 ）系材料では、粒径を小さくす
ると比誘電率が低下するので層数を増やすことで大容量
化が図られている。
に伴い、コンデンサ等の電子部品の小型化、大容量化の
要求が高まってきている。この様な要求に応えるため
に、積層セラミックコンデンサ（ＭＬＣ）においては、
誘電体層を薄層化することにより静電容量を高めると共
に、小型化を図る必要が生じている。誘電体層を薄層化
するためには誘電体層を構成する結晶粒子の粒径を小さ
くする必要があるが、公知の誘電体材料であるチタン酸
バリウム（ＢａＴｉＯ3 ）系材料では、粒径を小さくす
ると比誘電率が低下するので層数を増やすことで大容量
化が図られている。
【０００４】温度特性が良好な誘電体磁器としてはジル
コニアなどを添加したコア−シェル構造を有するチタン
酸バリウム系材料が知られており、添加物による粒成長
抑制効果により結晶の平均粒経が１μｍ以下で、−２５
℃〜８５℃の範囲で±１０％以内の小さな温度変化率を
示す、温度特性のよい誘電体磁器が作製されている。し
かしながら、これらの材料では比誘電率が約３０００と
小さく、薄層化の為の結晶粒子の微粒化により、比誘電
率がさらに低下する。
コニアなどを添加したコア−シェル構造を有するチタン
酸バリウム系材料が知られており、添加物による粒成長
抑制効果により結晶の平均粒経が１μｍ以下で、−２５
℃〜８５℃の範囲で±１０％以内の小さな温度変化率を
示す、温度特性のよい誘電体磁器が作製されている。し
かしながら、これらの材料では比誘電率が約３０００と
小さく、薄層化の為の結晶粒子の微粒化により、比誘電
率がさらに低下する。
【０００５】一方、２種以上の金属からなる複合ペロブ
スカイト酸化物であるＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ
3 （以下、ＰＭＮと記載することもある）は室温で１０
０００を超える大きな比誘電率を有するため、コンデン
サ材料として有用であることが知られている。この材料
は通常の焼成では１０００℃以上の温度で焼成した場合
に緻密となる材料で、比誘電率の高い材料を作製するこ
とができる。
スカイト酸化物であるＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ
3 （以下、ＰＭＮと記載することもある）は室温で１０
０００を超える大きな比誘電率を有するため、コンデン
サ材料として有用であることが知られている。この材料
は通常の焼成では１０００℃以上の温度で焼成した場合
に緻密となる材料で、比誘電率の高い材料を作製するこ
とができる。
【０００６】ペロブスカイト複合酸化物を用いた比誘電
率の温度変化率の小さい材料としては、Ｐｂ（Ｍｇ1/3
Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 −ＰｂＴｉＯ3 −Ｐｂ（Ｍｇ
1/2 Ｗ1/2 ）Ｏ3 にＷＯ3 を過剰に添加したり（特開平
５−２９０６２５号公報）、鉛系複合化合物の化学量論
組成に対してＰｂ化合物やＭｇなどの金属化合物を過剰
に添加する（特開平５−２３８８２１号公報）ことによ
り、コア−シェル構造を形成する方法があった。
率の温度変化率の小さい材料としては、Ｐｂ（Ｍｇ1/3
Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 −ＰｂＴｉＯ3 −Ｐｂ（Ｍｇ
1/2 Ｗ1/2 ）Ｏ3 にＷＯ3 を過剰に添加したり（特開平
５−２９０６２５号公報）、鉛系複合化合物の化学量論
組成に対してＰｂ化合物やＭｇなどの金属化合物を過剰
に添加する（特開平５−２３８８２１号公報）ことによ
り、コア−シェル構造を形成する方法があった。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、Ｐｂ
（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 系誘電体磁器は、比誘電率の
温度特性が悪い（比誘電率の温度変化率が−２５〜８５
℃の範囲で数１０％）という問題点があった。さらに、
薄層化のため結晶粒子の微粒子化によっても比誘電率の
低下は小さいが、比誘電率の温度特性が悪くなるという
問題があった。
（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 系誘電体磁器は、比誘電率の
温度特性が悪い（比誘電率の温度変化率が−２５〜８５
℃の範囲で数１０％）という問題点があった。さらに、
薄層化のため結晶粒子の微粒子化によっても比誘電率の
低下は小さいが、比誘電率の温度特性が悪くなるという
問題があった。
【０００８】そして、比誘電率を向上させるために、Ｐ
ＭＮにＰｂＴｉＯ3 （以下、ＰＴと記載することもあ
る）を固溶させた誘電体磁器も知られているが、この材
料も、通常の焼成方法で作製したものでは比誘電率は高
いが、ＰＭＮにＰＴが完全に固溶しているので、比誘電
率の温度特性が悪いという問題があった。
ＭＮにＰｂＴｉＯ3 （以下、ＰＴと記載することもあ
る）を固溶させた誘電体磁器も知られているが、この材
料も、通常の焼成方法で作製したものでは比誘電率は高
いが、ＰＭＮにＰＴが完全に固溶しているので、比誘電
率の温度特性が悪いという問題があった。
【０００９】また、特開平５−２９０６２５号公報や特
開平５−２３８８２１号公報では、比誘電率の温度特性
を改善するために鉛系複合ペロブスカイト化合物にＷな
どの化合物を過剰添加し、コア−シェル構造を形成する
方法が報告されているが、この場合には比誘電率が低下
するために、高い比誘電率を得るためには粒径を大きく
する必要があり、誘電体層の薄層化が困難であった。
開平５−２３８８２１号公報では、比誘電率の温度特性
を改善するために鉛系複合ペロブスカイト化合物にＷな
どの化合物を過剰添加し、コア−シェル構造を形成する
方法が報告されているが、この場合には比誘電率が低下
するために、高い比誘電率を得るためには粒径を大きく
する必要があり、誘電体層の薄層化が困難であった。
【００１０】近年においては、温度特性が良好な積層コ
ンデンサをさらに小型化、大容量化することが望まれて
おり、このため、比誘電率がコア−シェル構造を有する
チタン酸バリウムの比誘電率より大きく、誘電体磁器の
結晶粒子を０．２〜１μｍに微粒子化してもそれほど比
誘電率が低下することなく、比誘電率の温度特性がコア
−シェル構造を有するチタン酸バリウムと同様に良好な
誘電体磁器を提供することを目的とする。
ンデンサをさらに小型化、大容量化することが望まれて
おり、このため、比誘電率がコア−シェル構造を有する
チタン酸バリウムの比誘電率より大きく、誘電体磁器の
結晶粒子を０．２〜１μｍに微粒子化してもそれほど比
誘電率が低下することなく、比誘電率の温度特性がコア
−シェル構造を有するチタン酸バリウムと同様に良好な
誘電体磁器を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明の誘電体磁器は、
金属元素として少なくともＰｂ、Ｎｉ、ＮｂおよびＴｉ
を含有する平均粒径０．２〜１．０μｍのペロブスカイ
ト型結晶粒子からなる誘電体磁器であって、前記ペロブ
スカイト型結晶粒子がコア部とその周囲を取り囲むシェ
ル部とからなり、前記金属元素としてのＴｉがコア部よ
りもシェル部に多く存在するものである。
金属元素として少なくともＰｂ、Ｎｉ、ＮｂおよびＴｉ
を含有する平均粒径０．２〜１．０μｍのペロブスカイ
ト型結晶粒子からなる誘電体磁器であって、前記ペロブ
スカイト型結晶粒子がコア部とその周囲を取り囲むシェ
ル部とからなり、前記金属元素としてのＴｉがコア部よ
りもシェル部に多く存在するものである。
【００１２】ここで、コア部およびシェル部がＰｂ（Ｎ
ｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からな
ることが望ましい。また、このような誘電体磁器は、磁
器全体のモル比による組成式を（１−ｙ）〔（１−ｘ）
Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉＯ3 〕・ｙ
ＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ｘが０．１０〜０．１
６、ｙが０．１０〜０．３０であることが望ましい。
ｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からな
ることが望ましい。また、このような誘電体磁器は、磁
器全体のモル比による組成式を（１−ｙ）〔（１−ｘ）
Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉＯ3 〕・ｙ
ＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ｘが０．１０〜０．１
６、ｙが０．１０〜０．３０であることが望ましい。
【００１３】また、コア部がＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）
Ｏ3 とＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 の固溶体、シェル
部がＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎ
ｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなることが
望ましい。このような誘電体磁器は、磁器全体のモル比
による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍｇ1/3
Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 〕・
ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５〜０．４
５、ｂが０．１０〜０．３０であることが望ましい。Ｐ
ｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 はＰＮＮと記載することも
ある。
Ｏ3 とＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 の固溶体、シェル
部がＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎ
ｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなることが
望ましい。このような誘電体磁器は、磁器全体のモル比
による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍｇ1/3
Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 〕・
ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５〜０．４
５、ｂが０．１０〜０．３０であることが望ましい。Ｐ
ｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 はＰＮＮと記載することも
ある。
【００１４】
【作用】従来の焼成法によるＰＭＮ−ＰＴ系の誘電体材
料においては、一般に磁器密度を高めるため、焼成温度
は１０００℃以上が必要であり、焼成時にペロブスカイ
ト型結晶粒子の粒成長が見られるため、ペロブスカイト
型結晶粒子の平均粒径は少なくとも１μｍより大きくな
る。このため、誘電体磁器厚みが５μｍ以下の薄層化は
困難であった。
料においては、一般に磁器密度を高めるため、焼成温度
は１０００℃以上が必要であり、焼成時にペロブスカイ
ト型結晶粒子の粒成長が見られるため、ペロブスカイト
型結晶粒子の平均粒径は少なくとも１μｍより大きくな
る。このため、誘電体磁器厚みが５μｍ以下の薄層化は
困難であった。
【００１５】本発明の誘電体磁器では、ペロブスカイト
型結晶粒子の平均結晶粒径を０．２〜１．０μｍと小さ
くすることができ、これにより、誘電体磁器を厚み５μ
ｍ以下に薄層化することができ、積層コンデンサを作製
した場合には、静電容量を向上できると共に、小型化が
可能となる。
型結晶粒子の平均結晶粒径を０．２〜１．０μｍと小さ
くすることができ、これにより、誘電体磁器を厚み５μ
ｍ以下に薄層化することができ、積層コンデンサを作製
した場合には、静電容量を向上できると共に、小型化が
可能となる。
【００１６】また、ペロブスカイト型結晶粒子の平均粒
径が０．２〜１．０μｍと小さいが、磁器密度が高いた
め、ポア等による見掛け上の比誘電率の低下が抑えら
れ、材料そのものの特性が得られ、比誘電率が比較的高
くなる。また、粒子サイズが小さくなることにより体積
に対する表面積の占める割合が大きくなり、応力が作用
することにより、比誘電率が多少小さくなるが、比誘電
率の温度変化率は小さくなり、比誘電率の温度特性は良
好となる。
径が０．２〜１．０μｍと小さいが、磁器密度が高いた
め、ポア等による見掛け上の比誘電率の低下が抑えら
れ、材料そのものの特性が得られ、比誘電率が比較的高
くなる。また、粒子サイズが小さくなることにより体積
に対する表面積の占める割合が大きくなり、応力が作用
することにより、比誘電率が多少小さくなるが、比誘電
率の温度変化率は小さくなり、比誘電率の温度特性は良
好となる。
【００１７】そして、本発明の誘電体磁器では、ペロブ
スカイト型結晶粒子がコア部とその周囲を取り囲むシェ
ル部からなり、金属元素としてのＴｉがコア部よりもシ
ェル部に多く存在し、ＰＮＮ−ＰＴ粒子にＰＴが不完全
に固溶したコア−シェル構造や、ＰＭＮ−ＰＮＮ粒子に
ＰＴが不完全に固溶したコア−シェル構造を形成するた
め、比誘電率の温度特性のカーブは、ＰＴ濃度の異なる
２種類のＰＮＮ−ＰＴによるカーブを重ね合せたもの
や、ＰＭＮ−ＰＮＮによるカーブとＰＭＮ−ＰＮＮ−Ｐ
Ｔのカーブを重ね合せたものとなり、高い比誘電率を保
ったまま、上記微粒子化と相まって従来の焼成法による
ＰＭＮ−ＰＴより比誘電率の温度特性が飛躍的に向上で
きる。
スカイト型結晶粒子がコア部とその周囲を取り囲むシェ
ル部からなり、金属元素としてのＴｉがコア部よりもシ
ェル部に多く存在し、ＰＮＮ−ＰＴ粒子にＰＴが不完全
に固溶したコア−シェル構造や、ＰＭＮ−ＰＮＮ粒子に
ＰＴが不完全に固溶したコア−シェル構造を形成するた
め、比誘電率の温度特性のカーブは、ＰＴ濃度の異なる
２種類のＰＮＮ−ＰＴによるカーブを重ね合せたもの
や、ＰＭＮ−ＰＮＮによるカーブとＰＭＮ−ＰＮＮ−Ｐ
Ｔのカーブを重ね合せたものとなり、高い比誘電率を保
ったまま、上記微粒子化と相まって従来の焼成法による
ＰＭＮ−ＰＴより比誘電率の温度特性が飛躍的に向上で
きる。
【００１８】
【発明の実施の形態】本発明の誘電体磁器は、金属元素
として少なくともＰｂ、Ｎｉ、ＮｂおよびＴｉを含有す
る平均粒径０．２〜１．０μｍのペロブスカイト型結晶
粒子からなる誘電体磁器であって、図１（ａ）に示すよ
うに、ペロブスカイト型結晶粒子１がコア部２とその周
囲を取り囲むシェル部３からなり、金属元素としてのＴ
ｉがコア部よりもシェル部に多く存在するものである。
尚、図１（ａ）は磁器の模式図、図１（ｂ）は、図１
（ａ）のペロブスカイト型結晶粒子１の模式図である。
として少なくともＰｂ、Ｎｉ、ＮｂおよびＴｉを含有す
る平均粒径０．２〜１．０μｍのペロブスカイト型結晶
粒子からなる誘電体磁器であって、図１（ａ）に示すよ
うに、ペロブスカイト型結晶粒子１がコア部２とその周
囲を取り囲むシェル部３からなり、金属元素としてのＴ
ｉがコア部よりもシェル部に多く存在するものである。
尚、図１（ａ）は磁器の模式図、図１（ｂ）は、図１
（ａ）のペロブスカイト型結晶粒子１の模式図である。
【００１９】形態１ 誘電体磁器の一形態としては、例えば、磁器全体の組成
が、磁器全体のモル比による組成式を（１−ｙ）〔（１
−ｘ）Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉ
Ｏ3 〕・ｙＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ｘが０．１０
〜０．１６、ｙが０．１０〜０．３０のものがある。
が、磁器全体のモル比による組成式を（１−ｙ）〔（１
−ｘ）Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉ
Ｏ3 〕・ｙＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ｘが０．１０
〜０．１６、ｙが０．１０〜０．３０のものがある。
【００２０】この形態の誘電体磁器はペロブスカイト型
結晶粒子がいわゆるコア−シェル構造を有するものであ
り、完全に固溶したＰＮＮ−ＰＴにさらにＰＴが不完全
に固溶したコア−シェル構造を有している必要がある。
即ち、シェル部３におけるＰＴ濃度がコア部２よりも高
いのである。シェル部３におけるＰＮＮ−ＰＴとＰＴの
固溶状態は、粒子ごとに異なる場合が多い。
結晶粒子がいわゆるコア−シェル構造を有するものであ
り、完全に固溶したＰＮＮ−ＰＴにさらにＰＴが不完全
に固溶したコア−シェル構造を有している必要がある。
即ち、シェル部３におけるＰＴ濃度がコア部２よりも高
いのである。シェル部３におけるＰＮＮ−ＰＴとＰＴの
固溶状態は、粒子ごとに異なる場合が多い。
【００２１】この形態の誘電体磁器では、コア部２もシ
ェル部３も主にＰＮＮとＰＴの固溶体からなり、その他
の元素が微量固溶する場合もある。金属元素Ｔｉは、コ
ア部２に比較してシェル部３に密に存在する。
ェル部３も主にＰＮＮとＰＴの固溶体からなり、その他
の元素が微量固溶する場合もある。金属元素Ｔｉは、コ
ア部２に比較してシェル部３に密に存在する。
【００２２】本発明の誘電体磁器では、ＰＮＮとＰＴが
完全固溶した粒子が存在する場合がある。完全固溶した
粒子は特に微粒子の場合が多い。
完全固溶した粒子が存在する場合がある。完全固溶した
粒子は特に微粒子の場合が多い。
【００２３】本発明の誘電体磁器は、機械的強度および
信頼性向上のためには相対密度が９５％以上、特には９
７％以上であることが望ましい。
信頼性向上のためには相対密度が９５％以上、特には９
７％以上であることが望ましい。
【００２４】また、本発明の誘電体磁器は、磁器全体の
モル比による組成式を（１−ｙ）〔（１−ｘ）Ｐｂ（Ｎ
ｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉＯ3 〕・ｙＰｂＴｉ
Ｏ3と表わしたとき、ｘが０．１０〜０．１６、y が
０．１０〜０．３０であることが望ましい。これは、ｘ
が０．１０よりも少ない場合にはコア部の構成相による
温度特性カーブのピークが低温側に移動しすぎ、ｘが
０．１６よりも多い場合には高温側に移動しすぎるため
であり、また、ｙが０．１０よりも少ない場合にはシェ
ル部の構成相による温度特性カーブのピークが低温側に
移動しすぎ、ｙが０．３０よりも多い場合には高温側に
移動しすぎるためであり、いずれの場合も比誘電率の温
度特性の向上効果が小さいからである。
モル比による組成式を（１−ｙ）〔（１−ｘ）Ｐｂ（Ｎ
ｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰｂＴｉＯ3 〕・ｙＰｂＴｉ
Ｏ3と表わしたとき、ｘが０．１０〜０．１６、y が
０．１０〜０．３０であることが望ましい。これは、ｘ
が０．１０よりも少ない場合にはコア部の構成相による
温度特性カーブのピークが低温側に移動しすぎ、ｘが
０．１６よりも多い場合には高温側に移動しすぎるため
であり、また、ｙが０．１０よりも少ない場合にはシェ
ル部の構成相による温度特性カーブのピークが低温側に
移動しすぎ、ｙが０．３０よりも多い場合には高温側に
移動しすぎるためであり、いずれの場合も比誘電率の温
度特性の向上効果が小さいからである。
【００２５】本発明の誘電体磁器を製造するには、例え
ば、平均粒径が０．１〜０．３μｍのＰＴ粉末と、平均
粒径が０．２〜０．５μｍのＰＮＮ粉末もしくはＰｂＯ
粉末とＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末を先ず熱処理により完全固溶
させ、粉砕を行い平均粒径が０．２〜０．５μｍのＰＮ
Ｎ−ＰＴ固溶体粉を作製し、さらに、平均粒径が０．１
〜０．３μｍのＰＴ粉末を再度添加し、ホットプレス焼
成、熱間静水圧焼成（ＨＩＰ）等の圧力下で焼成を行
う。このとき、本発明の誘電体磁器を作製するために
は、固溶のための熱処理条件を温度８００〜９００℃、
保持時間を１〜３時間とし、加圧焼成の条件を温度７０
０〜９００℃、圧力５０ＭＰａ以上、保持時間を０．５
時間以上とし、コア−シェル粒子数の増加という点から
１０時間以内とする必要がある。
ば、平均粒径が０．１〜０．３μｍのＰＴ粉末と、平均
粒径が０．２〜０．５μｍのＰＮＮ粉末もしくはＰｂＯ
粉末とＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末を先ず熱処理により完全固溶
させ、粉砕を行い平均粒径が０．２〜０．５μｍのＰＮ
Ｎ−ＰＴ固溶体粉を作製し、さらに、平均粒径が０．１
〜０．３μｍのＰＴ粉末を再度添加し、ホットプレス焼
成、熱間静水圧焼成（ＨＩＰ）等の圧力下で焼成を行
う。このとき、本発明の誘電体磁器を作製するために
は、固溶のための熱処理条件を温度８００〜９００℃、
保持時間を１〜３時間とし、加圧焼成の条件を温度７０
０〜９００℃、圧力５０ＭＰａ以上、保持時間を０．５
時間以上とし、コア−シェル粒子数の増加という点から
１０時間以内とする必要がある。
【００２６】固溶の為の熱処理温度が８００℃よりも低
い場合や保持時間が１時間よりも短い場合には完全に固
溶が進まず、ＰＮＮ−ＰＴ固溶体による温度特性のピー
クが低くなるからである。また、熱処理温度９００℃よ
りも高い場合や保持時間が３時間より長い場合にはパイ
ロクロア相が出現し、温度特性のピークが低くなると共
に、粒成長が起こるため、後の粉砕行程の効率が低下す
るためである。
い場合や保持時間が１時間よりも短い場合には完全に固
溶が進まず、ＰＮＮ−ＰＴ固溶体による温度特性のピー
クが低くなるからである。また、熱処理温度９００℃よ
りも高い場合や保持時間が３時間より長い場合にはパイ
ロクロア相が出現し、温度特性のピークが低くなると共
に、粒成長が起こるため、後の粉砕行程の効率が低下す
るためである。
【００２７】加圧焼成の温度が７００℃よりも低い場合
や、焼成時間が０．５時間より短い場合、また圧力が５
０ＭＰａよりも低い場合には焼結不足となり、高い比誘
電率の材料が得られないからである。また、焼成温度が
９００℃よりも高い場合や、焼成時間が長い場合はＰＮ
Ｎ−ＰＴ固溶体と後から添加したＰＴの固溶が進みす
ぎ、比誘電率の温度特性が悪くなるからである。
や、焼成時間が０．５時間より短い場合、また圧力が５
０ＭＰａよりも低い場合には焼結不足となり、高い比誘
電率の材料が得られないからである。また、焼成温度が
９００℃よりも高い場合や、焼成時間が長い場合はＰＮ
Ｎ−ＰＴ固溶体と後から添加したＰＴの固溶が進みす
ぎ、比誘電率の温度特性が悪くなるからである。
【００２８】形態２ 本発明の誘電体磁器の他の形態としては、磁器全体のモ
ル比による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍｇ
1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）
Ｏ3 〕・ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５
〜０．４５、ｂが０．１０〜０．３０のものがある。
ル比による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍｇ
1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）
Ｏ3 〕・ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５
〜０．４５、ｂが０．１０〜０．３０のものがある。
【００２９】この形態の誘電体磁器も、図１に示したよ
うにペロブスカイト型結晶粒子がいわゆるコア−シェル
構造を有するものであり、完全に固溶したＰＭＮ−ＰＮ
ＮにＰＴが不完全に固溶した（Ｔｉが主としてシェル部
に存在する）コア−シェル構造を有している必要があ
る。即ち、シェル部におけるＰＴ濃度がコア部よりも高
いのである。シェル部におけるＰＭＮ−ＰＮＮとＰＴの
固溶状態は、粒子ごとに異なる場合が多い。
うにペロブスカイト型結晶粒子がいわゆるコア−シェル
構造を有するものであり、完全に固溶したＰＭＮ−ＰＮ
ＮにＰＴが不完全に固溶した（Ｔｉが主としてシェル部
に存在する）コア−シェル構造を有している必要があ
る。即ち、シェル部におけるＰＴ濃度がコア部よりも高
いのである。シェル部におけるＰＭＮ−ＰＮＮとＰＴの
固溶状態は、粒子ごとに異なる場合が多い。
【００３０】コア部は主にＰＭＮとＰＮＮの固溶体から
なり、Ｔｉやその他の元素が微量固溶する場合もある。
シェル部はＰＭＮとＰＮＮとＰＴの固溶体からなるもの
で、他の元素が微量固溶する場合もある。金属元素Ｔｉ
は、コア部には殆ど存在せず、シェル部に密に存在す
る。
なり、Ｔｉやその他の元素が微量固溶する場合もある。
シェル部はＰＭＮとＰＮＮとＰＴの固溶体からなるもの
で、他の元素が微量固溶する場合もある。金属元素Ｔｉ
は、コア部には殆ど存在せず、シェル部に密に存在す
る。
【００３１】本発明の誘電体磁器では、ＰＭＮとＰＮＮ
とＰＴが完全固溶した粒子が存在する場合がある。完全
固溶した粒子は特に微粒子の場合が多い。
とＰＴが完全固溶した粒子が存在する場合がある。完全
固溶した粒子は特に微粒子の場合が多い。
【００３２】本発明の誘電体磁器は、機械的強度および
信頼性向上のためには相対密度が９５％以上、特には９
７％以上であることが望ましい。
信頼性向上のためには相対密度が９５％以上、特には９
７％以上であることが望ましい。
【００３３】また、本発明の誘電体磁器は、磁器全体の
モル比による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍ
ｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ
3 〕・ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５〜
０．４５、ｂが０．１０〜０．３０であることが望まし
い。これは、ａが０．０５よりも少ない場合にはＰＭＮ
−ＰＮＮによる温度特性カーブのピークが低温側に移動
しすぎ、ａが０．４５よりも多い場合には高温側に移動
しすぎるためであり、また、ｂが０．１０よりも少ない
場合にはＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴによる温度特性カーブの
ピークが低温側に移動しすぎ、ｂが０．３０よりも多い
場合には高温側に移動しすぎるためであり、いずれの場
合も比誘電率の温度特性の向上効果が小さいからであ
る。
モル比による組成式を（１−ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍ
ｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ
3 〕・ｂＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ａが０．０５〜
０．４５、ｂが０．１０〜０．３０であることが望まし
い。これは、ａが０．０５よりも少ない場合にはＰＭＮ
−ＰＮＮによる温度特性カーブのピークが低温側に移動
しすぎ、ａが０．４５よりも多い場合には高温側に移動
しすぎるためであり、また、ｂが０．１０よりも少ない
場合にはＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴによる温度特性カーブの
ピークが低温側に移動しすぎ、ｂが０．３０よりも多い
場合には高温側に移動しすぎるためであり、いずれの場
合も比誘電率の温度特性の向上効果が小さいからであ
る。
【００３４】本発明の誘電体磁器を製造するには、例え
ば、平均粒径が０．２〜０．５μｍのＰＭＮ粉末と、Ｐ
ＮＮ粉末もしくはＰｂＯ粉末とＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末を先
ず熱処理により完全固溶させ、粉砕を行い平均粒径が
０．２〜０．５μｍのＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体粉を作製
し、さらに、平均粒径が０．１〜０．３μｍのＰＴ粉末
と共にホットプレス焼成、熱間静水圧焼成（ＨＩＰ）等
の圧力下で焼成を行う。このとき、本発明の誘電体磁器
を作製するためには、固溶のための熱処理条件を温度８
００〜９００℃、保持時間を１時間から３時間とし、加
圧焼成の条件を温度７００〜９００℃、圧力５０ＭＰａ
以上、保持時間を０．５時間以上とし、コアシェル粒子
数の増加という点から１０時間以内とする必要がある。
ば、平均粒径が０．２〜０．５μｍのＰＭＮ粉末と、Ｐ
ＮＮ粉末もしくはＰｂＯ粉末とＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末を先
ず熱処理により完全固溶させ、粉砕を行い平均粒径が
０．２〜０．５μｍのＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体粉を作製
し、さらに、平均粒径が０．１〜０．３μｍのＰＴ粉末
と共にホットプレス焼成、熱間静水圧焼成（ＨＩＰ）等
の圧力下で焼成を行う。このとき、本発明の誘電体磁器
を作製するためには、固溶のための熱処理条件を温度８
００〜９００℃、保持時間を１時間から３時間とし、加
圧焼成の条件を温度７００〜９００℃、圧力５０ＭＰａ
以上、保持時間を０．５時間以上とし、コアシェル粒子
数の増加という点から１０時間以内とする必要がある。
【００３５】固溶の為の熱処理温度が８００℃よりも低
い場合や保持時間が１時間よりも短い場合には完全には
固溶が進まず、ＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体による温度特性の
ピークが低くなるからである。また、熱処理温度９００
℃よりも高い場合や保持時間が３時間より長い場合には
パイロクロア相が出現し、温度特性のピークが低くなる
と共に、粒成長が起こるため、後の粉砕行程の効率が低
下するためである。
い場合や保持時間が１時間よりも短い場合には完全には
固溶が進まず、ＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体による温度特性の
ピークが低くなるからである。また、熱処理温度９００
℃よりも高い場合や保持時間が３時間より長い場合には
パイロクロア相が出現し、温度特性のピークが低くなる
と共に、粒成長が起こるため、後の粉砕行程の効率が低
下するためである。
【００３６】加圧焼成の温度が７００℃よりも低い場合
や、焼成時間が０．５時間より短い場合、また圧力が５
０ＭＰａよりも低い場合には焼結不足となり、高い比誘
電率の材料が得られないからである。また、焼成温度が
９００℃よりも高い場合や、焼成時間が長い場合はＰＭ
Ｎ−ＰＮＮ固溶体とＰＴの固溶が進みすぎ、比誘電率の
温度特性が悪くなるからである。
や、焼成時間が０．５時間より短い場合、また圧力が５
０ＭＰａよりも低い場合には焼結不足となり、高い比誘
電率の材料が得られないからである。また、焼成温度が
９００℃よりも高い場合や、焼成時間が長い場合はＰＭ
Ｎ−ＰＮＮ固溶体とＰＴの固溶が進みすぎ、比誘電率の
温度特性が悪くなるからである。
【００３７】
実施例１ 市販のＰｂＯ粉末（粒径０．２μｍ）と市販のＮｉＮｂ
2 Ｏ6 粉末（粒径０．１５μｍ）と市販のＰＴ粉末（粒
径０．１μｍ）をモル比による組成式（１−ｘ）ＰＮＮ
−ｘＰＴにおいてｘが表１に示す値となるように混合
し、ＺｒＯ2 ボールを用いたボールミルで混合を行っ
た。
2 Ｏ6 粉末（粒径０．１５μｍ）と市販のＰＴ粉末（粒
径０．１μｍ）をモル比による組成式（１−ｘ）ＰＮＮ
−ｘＰＴにおいてｘが表１に示す値となるように混合
し、ＺｒＯ2 ボールを用いたボールミルで混合を行っ
た。
【００３８】この混合粉をアルミナるつぼ中に入れ、ア
ルミナ板で蓋をし表１に示す温度、時間で熱処理を行い
ＰＮＮとＰＴの完全固溶体粉を作製した。得られた完全
固溶体粉をアルミナ乳鉢で粗粉砕した後、モル比による
組成式（１−ｙ）（（１−ｘ）ＰＮＮ−ｘＰＴ）−ｙＰ
Ｔにおいてｙが表１に示す値となるように市販のＰＴ
（粒径０．１μｍ）を再度加え、ＺｒＯ2 ボールを用い
たボールミルで混合粉砕を行った。
ルミナ板で蓋をし表１に示す温度、時間で熱処理を行い
ＰＮＮとＰＴの完全固溶体粉を作製した。得られた完全
固溶体粉をアルミナ乳鉢で粗粉砕した後、モル比による
組成式（１−ｙ）（（１−ｘ）ＰＮＮ−ｘＰＴ）−ｙＰ
Ｔにおいてｙが表１に示す値となるように市販のＰＴ
（粒径０．１μｍ）を再度加え、ＺｒＯ2 ボールを用い
たボールミルで混合粉砕を行った。
【００３９】この混合粉を圧力９８０ＭＰａでプレス成
形し、厚み約２ｍｍ、直径約１０ｍｍの円板状成形体を
得た。次にこの成形体を、大気中において、表１に示す
温度、圧力、時間でホットプレス処理した。このように
して得られた焼結体を試料とした。
形し、厚み約２ｍｍ、直径約１０ｍｍの円板状成形体を
得た。次にこの成形体を、大気中において、表１に示す
温度、圧力、時間でホットプレス処理した。このように
して得られた焼結体を試料とした。
【００４０】磁器密度をアルキメデス法により測定し、
相対密度で表わした。平均粒径および密度を表２に示し
た。また、得られた焼結体の断面を走査電子顕微鏡（Ｓ
ＥＭ）により観察したところ、結晶形状は略球状であっ
た。また、インターセプト法で平均結晶粒径を求めた。
相対密度で表わした。平均粒径および密度を表２に示し
た。また、得られた焼結体の断面を走査電子顕微鏡（Ｓ
ＥＭ）により観察したところ、結晶形状は略球状であっ
た。また、インターセプト法で平均結晶粒径を求めた。
【００４１】また、各試料についてＸ線回折測定（ＸＲ
Ｄ）により分析を行ったところ、いずれもペロブスカイ
ト型酸化物のピークが確認された。また、本発明の試料
ではＸＲＤスペクトルの高角度側ではピークが広がりを
持っており、格子定数が極わずか異なる多種の結晶から
のピークが重なっていることがわかった。表１の試料Ｎ
ｏ．３、９およびＰＭＮのＸ線回折測定結果を図２に示
した。
Ｄ）により分析を行ったところ、いずれもペロブスカイ
ト型酸化物のピークが確認された。また、本発明の試料
ではＸＲＤスペクトルの高角度側ではピークが広がりを
持っており、格子定数が極わずか異なる多種の結晶から
のピークが重なっていることがわかった。表１の試料Ｎ
ｏ．３、９およびＰＭＮのＸ線回折測定結果を図２に示
した。
【００４２】透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＴＥＭに
付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）によ
り、結晶粒子が、コア部、シェル部がＴｉ濃度の異なる
ＰＮＮ−ＰＴ固溶体からなるコア−シェル構造を有して
いるか確認し、その結果を表２に記載した。さらに、こ
の観察から、コア部よりもシェル部のＰＴ濃度が高く
（Ｔｉが多く存在し）、コア部、シェル部ともにＰＴ濃
度は粒子ごとにばらついており、粒径が０．０５μｍ以
下の粒子では粒子全体がＰＮＮ−ＰＴ固溶体であること
がわかった。明視野像にドメインが見られることから、
シェル部は通常の強誘電体であり、電子回折像に超格子
ピークが観察されることから、コア部はリラクサー強誘
電体であることがわかった。ただし、全体のＰＴ濃度が
低い材料ではシェル部もリラクサー強誘電体になる場合
もある。
付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）によ
り、結晶粒子が、コア部、シェル部がＴｉ濃度の異なる
ＰＮＮ−ＰＴ固溶体からなるコア−シェル構造を有して
いるか確認し、その結果を表２に記載した。さらに、こ
の観察から、コア部よりもシェル部のＰＴ濃度が高く
（Ｔｉが多く存在し）、コア部、シェル部ともにＰＴ濃
度は粒子ごとにばらついており、粒径が０．０５μｍ以
下の粒子では粒子全体がＰＮＮ−ＰＴ固溶体であること
がわかった。明視野像にドメインが見られることから、
シェル部は通常の強誘電体であり、電子回折像に超格子
ピークが観察されることから、コア部はリラクサー強誘
電体であることがわかった。ただし、全体のＰＴ濃度が
低い材料ではシェル部もリラクサー強誘電体になる場合
もある。
【００４３】さらに、誘電特性の評価は、上記試料の上
下面にＩｎ−Ｇａペーストを塗布して電極とし、各種誘
電特性の測定を行った。測定はＬＣＲメーターによって
行い、測定周波数ｆ＝１ｋＨｚ、印加電圧１Ｖrms とし
た。室温での比誘電率、さらに−５５℃から１５０℃ま
での温度範囲での比誘電率の変化率を測定した。
下面にＩｎ−Ｇａペーストを塗布して電極とし、各種誘
電特性の測定を行った。測定はＬＣＲメーターによって
行い、測定周波数ｆ＝１ｋＨｚ、印加電圧１Ｖrms とし
た。室温での比誘電率、さらに−５５℃から１５０℃ま
での温度範囲での比誘電率の変化率を測定した。
【００４４】比誘電率の温度変化率ＴＣＣ（％）は、Ｔ
℃の比誘電率をＫT とし、２５℃の比誘電率をＫ25とし
た時、（ＫT −Ｋ25）×１００／Ｋ25で求めた。２５℃
における比誘電率および−２５℃と８５℃での比誘電率
の温度変化率を表２に記載し、試料Ｎｏ．３の比誘電率
の温度変化率（％）を図３に記載した。図３にＰＭＮの
結果も示した。ＰＭＮでは比誘電率は高いが温度特性が
悪いことがわかる。
℃の比誘電率をＫT とし、２５℃の比誘電率をＫ25とし
た時、（ＫT −Ｋ25）×１００／Ｋ25で求めた。２５℃
における比誘電率および−２５℃と８５℃での比誘電率
の温度変化率を表２に記載し、試料Ｎｏ．３の比誘電率
の温度変化率（％）を図３に記載した。図３にＰＭＮの
結果も示した。ＰＭＮでは比誘電率は高いが温度特性が
悪いことがわかる。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】表１、表２および図１乃至図３より判るよ
うに、一定の条件下におけるホットプレス処理により作
製した本発明の試料は、磁器密度が９５％以上で、か
つ、結晶の平均粒径が０．２〜１．０μｍである。さら
に、比誘電率３５００以上の高誘電率を有し、また、−
２５℃から８５℃までの温度範囲での比誘電率の温度変
化率は、＋１０％未満、かつ、−２０％未満であるのに
対して、比較例では比誘電率は９５００程度と非常に高
誘電率であるものの、−２５℃と８５℃の比誘電率の温
度変化率はそれぞれ−６１．２％、−４１．８％であ
り、大きいことが判る。しかも、この組成物では、−２
５℃〜８５℃の変化率の最大値が＋４０％程度、最小値
が−７０％程度と大きかった。
うに、一定の条件下におけるホットプレス処理により作
製した本発明の試料は、磁器密度が９５％以上で、か
つ、結晶の平均粒径が０．２〜１．０μｍである。さら
に、比誘電率３５００以上の高誘電率を有し、また、−
２５℃から８５℃までの温度範囲での比誘電率の温度変
化率は、＋１０％未満、かつ、−２０％未満であるのに
対して、比較例では比誘電率は９５００程度と非常に高
誘電率であるものの、−２５℃と８５℃の比誘電率の温
度変化率はそれぞれ−６１．２％、−４１．８％であ
り、大きいことが判る。しかも、この組成物では、−２
５℃〜８５℃の変化率の最大値が＋４０％程度、最小値
が−７０％程度と大きかった。
【００４８】実施例２ 市販のＰＭＮ粉末（粒径０．２μｍ）と市販のＰｂＯ粉
末（粒径０．２μｍ）と市販のＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末（粒
径０．１５μｍ）をモル比による組成式（１−ａ）ＰＭ
Ｎ−ａＰＮＮにおいてａが表３に示す値となるように混
合し、ＺｒＯ2ボールを用いたボールミルで混合を行っ
た。
末（粒径０．２μｍ）と市販のＮｉＮｂ2 Ｏ6 粉末（粒
径０．１５μｍ）をモル比による組成式（１−ａ）ＰＭ
Ｎ−ａＰＮＮにおいてａが表３に示す値となるように混
合し、ＺｒＯ2ボールを用いたボールミルで混合を行っ
た。
【００４９】この混合粉をアルミナるつぼ中に入れ、ア
ルミナ板で蓋をし表３に示す温度、時間で熱処理を行い
ＰＭＮとＰＮＮの完全固溶体粉を作製した。
ルミナ板で蓋をし表３に示す温度、時間で熱処理を行い
ＰＭＮとＰＮＮの完全固溶体粉を作製した。
【００５０】得られた完全固溶体粉をアルミナ乳鉢で粗
粉砕した後、モル比による組成式（１−ｂ）（（１−
ａ）ＰＭＮ−ａＰＮＮ）−ｂＰＴにおいてｂが表３に示
す値となるように市販のＰＴ（粒径０．１μｍ）を加
え、ＺｒＯ2 ボールを用いたボールミルで混合粉砕を行
った。
粉砕した後、モル比による組成式（１−ｂ）（（１−
ａ）ＰＭＮ−ａＰＮＮ）−ｂＰＴにおいてｂが表３に示
す値となるように市販のＰＴ（粒径０．１μｍ）を加
え、ＺｒＯ2 ボールを用いたボールミルで混合粉砕を行
った。
【００５１】この混合粉を圧力９８０ＭＰａでプレス成
形し、厚み約２ｍｍ、直径約１０ｍｍの円板状成形体を
得た。次にこの成形体を、大気中において、表３に示す
温度、圧力、時間でホットプレス処理した。このように
して得られた焼結体を試料とした。
形し、厚み約２ｍｍ、直径約１０ｍｍの円板状成形体を
得た。次にこの成形体を、大気中において、表３に示す
温度、圧力、時間でホットプレス処理した。このように
して得られた焼結体を試料とした。
【００５２】磁器密度をアルキメデス法により測定し、
相対密度で表わした。平均粒径および密度を表４に示し
た。また、得られた焼結体の断面を走査電子顕微鏡（Ｓ
ＥＭ）により観察したところ、結晶形状は略球状であっ
た。また、インターセプト法で平均結晶粒径を求めた。
相対密度で表わした。平均粒径および密度を表４に示し
た。また、得られた焼結体の断面を走査電子顕微鏡（Ｓ
ＥＭ）により観察したところ、結晶形状は略球状であっ
た。また、インターセプト法で平均結晶粒径を求めた。
【００５３】また、各試料についてＸ線回折測定（ＸＲ
Ｄ）により分析を行ったところ、いずれもペロブスカイ
ト型酸化物のピークが確認された。また、本発明の試料
ではＸＲＤスペクトルの高角度側ではピークが広がりを
持っており、格子定数が極わずか異なる多種の結晶から
のピークが重なっていることがわかった。表３の試料Ｎ
ｏ．１１、１８およびＰＭＮのＸ線回折測定結果を図４
に示した。
Ｄ）により分析を行ったところ、いずれもペロブスカイ
ト型酸化物のピークが確認された。また、本発明の試料
ではＸＲＤスペクトルの高角度側ではピークが広がりを
持っており、格子定数が極わずか異なる多種の結晶から
のピークが重なっていることがわかった。表３の試料Ｎ
ｏ．１１、１８およびＰＭＮのＸ線回折測定結果を図４
に示した。
【００５４】透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）およびＴＥＭに
付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）によ
り、結晶粒子が、コア部がＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体、シェ
ル部がＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴ固溶体からなるコア−シェ
ル構造を有しているか確認し、その結果を表４に記載し
た。さらに、この観察から、シェル部のＰＴ濃度は粒子
ごとにばらついており、粒径が０．０５μｍ以下の粒子
では粒子全体がＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴ固溶体であること
がわかった。電子回折像に超格子ピークが観察されるこ
とから、コア部、シェル部ともにリラクサー強誘電体で
あることがわかった。ただし、全体のＰＴ濃度が高い材
料ではシェル部は強誘電体ドメインを有する通常の強誘
電体になる場合もある。
付属のエネルギー分散型Ｘ線分光装置（ＥＤＸ）によ
り、結晶粒子が、コア部がＰＭＮ−ＰＮＮ固溶体、シェ
ル部がＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴ固溶体からなるコア−シェ
ル構造を有しているか確認し、その結果を表４に記載し
た。さらに、この観察から、シェル部のＰＴ濃度は粒子
ごとにばらついており、粒径が０．０５μｍ以下の粒子
では粒子全体がＰＭＮ−ＰＮＮ−ＰＴ固溶体であること
がわかった。電子回折像に超格子ピークが観察されるこ
とから、コア部、シェル部ともにリラクサー強誘電体で
あることがわかった。ただし、全体のＰＴ濃度が高い材
料ではシェル部は強誘電体ドメインを有する通常の強誘
電体になる場合もある。
【００５５】さらに、誘電特性の評価は、上記試料の上
下面にＩｎ−Ｇａペーストを塗布して電極とし、各種誘
電特性の測定を行った。測定はＬＣＲメーターによって
行い、測定周波数ｆ＝１ｋＨｚ、印加電圧１Ｖrms とし
た。室温での比誘電率、さらに−５５℃から１５０℃ま
での温度範囲での比誘電率の変化率を測定した。
下面にＩｎ−Ｇａペーストを塗布して電極とし、各種誘
電特性の測定を行った。測定はＬＣＲメーターによって
行い、測定周波数ｆ＝１ｋＨｚ、印加電圧１Ｖrms とし
た。室温での比誘電率、さらに−５５℃から１５０℃ま
での温度範囲での比誘電率の変化率を測定した。
【００５６】比誘電率の温度変化率ＴＣＣ（％）は、Ｔ
℃の比誘電率をＫT とし、２５℃の比誘電率をＫ25とし
た時、（ＫT −Ｋ25）×１００／Ｋ25で求めた。２５℃
における比誘電率および−２５℃と８５℃での比誘電率
の温度変化率を表４に記載し、試料Ｎｏ．１１の比誘電
率の温度変化率（％）を図５に記載した。図５にはＰＭ
Ｎの結果も示した。ＰＭＮは高比誘電率だが温度特性が
悪いことがわかる。
℃の比誘電率をＫT とし、２５℃の比誘電率をＫ25とし
た時、（ＫT −Ｋ25）×１００／Ｋ25で求めた。２５℃
における比誘電率および−２５℃と８５℃での比誘電率
の温度変化率を表４に記載し、試料Ｎｏ．１１の比誘電
率の温度変化率（％）を図５に記載した。図５にはＰＭ
Ｎの結果も示した。ＰＭＮは高比誘電率だが温度特性が
悪いことがわかる。
【００５７】
【表３】
【００５８】
【表４】
【００５９】表３、表４および図４乃至図５より判るよ
うに、一定の条件下におけるホットプレス処理により作
製した本発明の試料は、磁器密度が９５％以上で、か
つ、結晶の平均粒径が０．２〜１．０μｍである。さら
に、比誘電率３５００以上の高誘電率を有し、また、−
２５℃から８５℃までの温度範囲での比誘電率の温度変
化率は、＋１５％未満、かつ、−２５％未満であるのに
対して、比較例では比誘電率は１３０００程度と非常に
高誘電率であるものの、−２５℃および８５℃での温度
範囲での比誘電率の温度変化率はそれぞれ−８０．３
％、−６２．８％であり、しかも−２５℃〜８５℃での
温度変化率の最大値は＋６０％程度、最小値は−８０％
程度と大きかった。
うに、一定の条件下におけるホットプレス処理により作
製した本発明の試料は、磁器密度が９５％以上で、か
つ、結晶の平均粒径が０．２〜１．０μｍである。さら
に、比誘電率３５００以上の高誘電率を有し、また、−
２５℃から８５℃までの温度範囲での比誘電率の温度変
化率は、＋１５％未満、かつ、−２５％未満であるのに
対して、比較例では比誘電率は１３０００程度と非常に
高誘電率であるものの、−２５℃および８５℃での温度
範囲での比誘電率の温度変化率はそれぞれ−８０．３
％、−６２．８％であり、しかも−２５℃〜８５℃での
温度変化率の最大値は＋６０％程度、最小値は−８０％
程度と大きかった。
【００６０】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明の誘電体磁
器は、ペロブスカイト型結晶粒子の平均粒径が０．２〜
１．０μｍと小さいにもかかわらず、比誘電率が高く、
コア−シェル構造を有するために温度特性が優れてお
り、積層セラミックコンデンサ等の電子部品に広く適用
できる。
器は、ペロブスカイト型結晶粒子の平均粒径が０．２〜
１．０μｍと小さいにもかかわらず、比誘電率が高く、
コア−シェル構造を有するために温度特性が優れてお
り、積層セラミックコンデンサ等の電子部品に広く適用
できる。
【図１】（ａ）は本発明の誘電体磁器の模式図、（ｂ）
はペロブスカイト型結晶粒子の模式図である。
はペロブスカイト型結晶粒子の模式図である。
【図２】試料Ｎo.３、９、ＰＭＮのＸ線回折チャート図
である。
である。
【図３】試料Ｎo.３、ＰＭＮの比誘電率の温度特性を示
す図である。
す図である。
【図４】試料Ｎo.１１、１８、ＰＭＮのＸ線回折チャー
ト図である。
ト図である。
【図５】試料Ｎo.１１、ＰＭＮの比誘電率の温度特性を
示す図である。
示す図である。
１・・・ペロブスカイト型結晶粒子 ２・・・コア部 ３・・・シェル部
Claims (5)
- 【請求項１】金属元素として少なくともＰｂ、Ｎｉ、Ｎ
ｂおよびＴｉを含有する平均粒径０．２〜１．０μｍの
ペロブスカイト型結晶粒子からなる誘電体磁器であっ
て、前記ペロブスカイト型結晶粒子がコア部とその周囲
を取り囲むシェル部とからなり、前記金属元素としての
Ｔｉがコア部よりもシェル部に多く存在することを特徴
とする誘電体磁器。 - 【請求項２】コア部およびシェル部がＰｂ（Ｎｉ1/3 Ｎ
ｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなることを
特徴とする請求項１記載の誘電体磁器。 - 【請求項３】コア部がＰｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 と
Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 の固溶体、シェル部がＰ
ｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂ（Ｎｉ1/3Ｎ
ｂ2/3 ）Ｏ3 とＰｂＴｉＯ3 との固溶体からなることを
特徴とする請求項１記載の誘電体磁器。 - 【請求項４】磁器全体のモル比による組成式を（１−
ｙ）〔（１−ｘ）Ｐｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ｘＰ
ｂＴｉＯ3 〕・ｙＰｂＴｉＯ3 と表わしたとき、ｘが
０．１０〜０．１６、ｙが０．１０〜０．３０であるこ
とを特徴とする請求項１または２記載の誘電体磁器。 - 【請求項５】磁器全体のモル比による組成式を（１−
ｂ）〔（１−ａ）Ｐｂ（Ｍｇ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 ・ａＰ
ｂ（Ｎｉ1/3 Ｎｂ2/3 ）Ｏ3 〕・ｂＰｂＴｉＯ3と表わ
したとき、ａが０．０５〜０．４５、ｂが０．１０〜
０．３０であることを特徴とする請求項１または３記載
の誘電体磁器。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1155298A JP3595146B2 (ja) | 1998-01-23 | 1998-01-23 | 誘電体磁器 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP1155298A JP3595146B2 (ja) | 1998-01-23 | 1998-01-23 | 誘電体磁器 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11209173A true JPH11209173A (ja) | 1999-08-03 |
| JP3595146B2 JP3595146B2 (ja) | 2004-12-02 |
Family
ID=11781124
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP1155298A Expired - Fee Related JP3595146B2 (ja) | 1998-01-23 | 1998-01-23 | 誘電体磁器 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3595146B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004038733A1 (ja) * | 2002-10-24 | 2004-05-06 | Seiko Epson Corporation | 強誘電体膜、強誘電体キャパシタ、強誘電体メモリ、圧電素子、半導体素子、強誘電体膜の製造方法、及び強誘電体キャパシタの製造方法 |
| CN1329927C (zh) * | 2002-10-24 | 2007-08-01 | 精工爱普生株式会社 | 强电介质膜、强电介质存储器 |
| JP2015226211A (ja) * | 2014-05-28 | 2015-12-14 | 京セラ株式会社 | 圧電部品 |
| CN105576150A (zh) * | 2015-12-22 | 2016-05-11 | 成都新柯力化工科技有限公司 | 一种量子点尺寸梯度变化的钙钛矿型太阳能电池及制备方法 |
-
1998
- 1998-01-23 JP JP1155298A patent/JP3595146B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004038733A1 (ja) * | 2002-10-24 | 2004-05-06 | Seiko Epson Corporation | 強誘電体膜、強誘電体キャパシタ、強誘電体メモリ、圧電素子、半導体素子、強誘電体膜の製造方法、及び強誘電体キャパシタの製造方法 |
| KR100738303B1 (ko) * | 2002-10-24 | 2007-07-12 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 강유전체막, 강유전체 메모리 장치, 압전 소자, 반도체소자, 압전 액츄에이터, 액체 분사 헤드, 및 프린터 |
| KR100740742B1 (ko) * | 2002-10-24 | 2007-07-19 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 강유전체막, 강유전체 메모리 장치, 압전 소자, 반도체소자, 압전 액츄에이터, 액체 분사 헤드, 및 프린터 |
| CN1329927C (zh) * | 2002-10-24 | 2007-08-01 | 精工爱普生株式会社 | 强电介质膜、强电介质存储器 |
| US7255941B2 (en) | 2002-10-24 | 2007-08-14 | Seiko Epson Corporation | Ferroelectric film, ferroelectric capacitor, ferroelectric memory, piezoelectric element, semiconductor element, method of manufacturing ferroelectric film, and method of manufacturing ferroelectric capacitor |
| KR100813348B1 (ko) * | 2002-10-24 | 2008-03-12 | 세이코 엡슨 가부시키가이샤 | 강유전체 캐패시터, 강유전체 메모리 장치, 압전 소자,압전 액츄에이터, 액체 분사 헤드의 제조 방법 |
| US7371473B2 (en) | 2002-10-24 | 2008-05-13 | Seiko Epson Corporation | Ferroelectric film, ferroelectric capacitor, ferroelectric memory, piezoelectric element, semiconductor element, method of manufacturing ferroelectric film, and method of manufacturing ferroelectric capacitor |
| JP2015226211A (ja) * | 2014-05-28 | 2015-12-14 | 京セラ株式会社 | 圧電部品 |
| CN105576150A (zh) * | 2015-12-22 | 2016-05-11 | 成都新柯力化工科技有限公司 | 一种量子点尺寸梯度变化的钙钛矿型太阳能电池及制备方法 |
| CN105576150B (zh) * | 2015-12-22 | 2017-12-19 | 成都新柯力化工科技有限公司 | 一种量子点尺寸梯度变化的钙钛矿型太阳能电池及制备方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3595146B2 (ja) | 2004-12-02 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3391269B2 (ja) | 誘電体セラミックおよびその製造方法、ならびに、積層セラミック電子部品およびその製造方法 | |
| JP4920520B2 (ja) | 誘電体磁器、その製造方法及びそれを用いた積層セラミックコンデンサ | |
| JPH11273985A (ja) | 誘電体セラミックおよびその製造方法、ならびに、積層セラミック電子部品およびその製造方法 | |
| JP5210300B2 (ja) | 誘電体磁器および積層セラミックコンデンサ | |
| US20090207556A1 (en) | Dielectric ceramic and capacitor | |
| KR20190121142A (ko) | 적층 세라믹 커패시터 | |
| KR20190121143A (ko) | 적층 세라믹 커패시터 | |
| JP2004345927A (ja) | 非還元性誘電体セラミックの製造方法、非還元性誘電体セラミックおよび積層セラミックコンデンサ | |
| JP2006206362A (ja) | 誘電体磁器及びこれを用いた積層セラミックコンデンサ | |
| JP4721576B2 (ja) | 積層セラミックコンデンサ及びその製法 | |
| KR100374471B1 (ko) | 유전체 세라믹 재료 및 모놀리식 세라믹 전자 부품 | |
| JP5078307B2 (ja) | 誘電体磁器およびその製法、ならびにコンデンサ | |
| KR101274953B1 (ko) | 유전체 세라믹 및 적층 세라믹 콘덴서 | |
| WO2023054184A1 (ja) | 積層セラミックコンデンサ | |
| JP3595146B2 (ja) | 誘電体磁器 | |
| JP5159682B2 (ja) | 積層セラミックコンデンサ | |
| JP2919360B2 (ja) | 誘電体磁器組成物 | |
| JP4954135B2 (ja) | 誘電体磁器組成物、その製造方法、及び誘電体磁器コンデンサ | |
| JP4508858B2 (ja) | 積層セラミックコンデンサおよびその製法 | |
| JP3814401B2 (ja) | 誘電体磁器および積層セラミックコンデンサ | |
| JP4836509B2 (ja) | 誘電体磁器 | |
| JP5094011B2 (ja) | 誘電体磁器 | |
| JP5322723B2 (ja) | 積層セラミックコンデンサ | |
| JP2018145075A (ja) | 誘電体組成物及び電子部品 | |
| JP3534982B2 (ja) | 誘電体磁器 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040831 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040902 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070910 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080910 Year of fee payment: 4 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |