CN101621112B - 陶瓷烧结体及压电元件 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种平衡性良好地提高了电容率和机电耦合系数、且显示出比较高的压电系数的陶瓷烧结体，以及采用了该陶瓷烧结体的压电元件。该陶瓷烧结体具有钙钛矿型结构，其实施了极化后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)比在1.0以上。

Description

陶瓷烧结体及压电元件
技术领域
本发明涉及具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体及采用该陶瓷烧结体的压电元件。
背景技术
以往，作为非铅系压电陶瓷的钛酸钡陶瓷可通过将氧化钛(TiO2)与碳酸钡(BaCO3)粉碎混合，在1300～1400℃下烧成4小时来得到，但是对于如此得到钛酸钡陶瓷，由于失去压电性的居里温度比较低，此外，压电常数d33也低于200pm/V，因此缺乏实用性。
近年来，对于铌酸盐系(KNbO3-NaNbO3-LiNbO3系)陶瓷，研究了具有比较高的压电特性的组成和制备方法(非专利文献1)，可得到居里温度大约为250℃、压电常数d33为400pm/V左右、性能接近实用的铌酸盐系陶瓷。
此外，例如，还有通过在1050～1200℃的范围内对水热合成的纳米尺寸的原料钛酸钡(BaTiO3)粉末进行烧结，使压电常数d33接近400pm/V的例子(专利文献1)。
另外，还有通过进行两段烧成得到提高了性能的钛酸钡陶瓷的实验例(非专利文献2)。
但是，非专利文献1中所示的技术，制造工序复杂，虽能进行实验室制造，但不适合工业化制造。此外，用专利文献1中公开的方法制造的钛酸钡陶瓷，虽然压电常数d33显示出比较高的值，但其原因是电容率高带来的，而且机电耦合系数k不太高，实用范围受到限制。
专利文献1：日本特开2007-277031号公报
非专利文献1：Y.Saito，H.Takao，T.Tani，T.Nonoyama，K.Takatori，T.Homma，T.Nagaya，and M.Nakamura，″Lead-free piezoceramics″，Nature，432，Nov.4，84-87(2004)
非专利文献2：Tomoaki Karaki，Kang Yan，Toshiyuki Miyamoto，andMasatoshi Adachi，″Lead-Free Piezoelectric Ceramics with Large Dielectric andPiezoelectric Constants Manufactured from BaTiO3 Nano-Powder″，JapaneseJournal of Applied Physics，Vol.46，No.4，2007，pp L97-L98
发明内容
本发明鉴于上述实情而完成的，其目的在于：提供一种可平衡性良好地提高电容率和机电耦合系数，且显示出比较高的压电常数的陶瓷烧结体、和采用该陶瓷烧结体的压电元件。
本发明的一方式是具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体，且实施了极化后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)比在1.0以上。
可采用所得到的陶瓷烧结体作为适合用于各种驱动器(actuator)、各种压电振动器、各种传感器类压电元件。
根据本发明，能够得到可平衡性良好地提高电容率和机电耦合系数、且显示出比较高的压电系数的陶瓷烧结体。
附图说明
图1是表示本发明的实施方式中的陶瓷烧结体的烧结条件的例子的说明图。
图2是表示得到对于本发明的实施方式中的陶瓷烧结体的X射线衍射图像的方法例的说明图。
图3是表示对于本发明的实施方式中的陶瓷烧结体的X射线衍射的结果例的说明图。
图4是表示本发明的实施例中的陶瓷烧结体的压电特性值相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的变化例的说明图。
图5是表示本发明的实施例中的陶瓷烧结体的压电特性值相对于极化处理后的(002)半峰宽的变化例的说明图。
图6是表示本发明的实施例中的陶瓷烧结体的压电特性值相对于平均粒径的变化例的说明图。
图7是表示本发明的实施例中的陶瓷烧结体的压电特性值相对于烧结体的相对密度的变化例的说明图。
图8是表示本发明的另一实施例中的陶瓷烧结体的压电特性值相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的变化例的说明图。
图9是表示本发明的另一实施例中的压电常数d33与
Figure G2009101425296D00031
之间的关系的说明图。
符号说明
1：X射线衍射用试样；2：X射线衍射用试样托架
具体实施方式
参照附图对本发明的实施方式进行说明。本实施方式中的陶瓷烧结体可按以下方式得到。
首先，准备了通过水热合成而得到的粒径为100nm的原料粉末、和5wt％的聚乙烯醇水溶液作为粘合剂，在该原料粉末中加入按原料粉末比计为1wt％的粘合剂，并将其加压成型成所希望的形状(例如直径为12mm、厚为1.5mm的圆盘状)。这里，成型压力规定为200MPa左右。然后，在600℃下对该成型体进行加热，然后放置2小时，进行脱粘合剂。
按以下条件对脱粘合剂后的成型体进行烧成。也就是说，如图1所示，按预定的升温速度α℃/分升温到第1烧结温度T1(A-B)，只保温规定时间t1(B-C)，按预定的降温速度β℃/分使温度降温到第2烧结温度T2(T2＜T1)(C-D)，只保温一定时间t2(D-E)。由此得到陶瓷烧结体。
这里，如果选择钛酸钡(BaTiO3)、或铌酸盐系(KNbO3-NaNbO3-LiNbO3系)的粉末、或者钛酸铋钠系(BiO·5NaO·5TiO3系)的粉末作为原料粉末，则该陶瓷烧结体成为钙钛矿型结构。此外，降温速度β℃/分快于升温速度α℃/分(|β|＞|α|，这里|＊|表示绝对值)。这里，升温速度α为5～30℃/分左右，降温速度β为|β|＞|α|，设为10～50℃/分左右。作为一例子，规定为升温速度α＝10℃/分、降温速度β＝30℃/分。优选时间t1为0.5～2分钟的短时间。例如，规定为t1＝1分钟左右。优选将时间t2规定为1～15小时，例如，规定为4小时左右。
准备该陶瓷烧结体，对该陶瓷烧结体的两面进行研具研磨(lap-polished)，加工成1mm厚。在加工后的陶瓷烧结体的两面上涂布银(Ag)浆料，并使其干燥而装上电极。然后，将陶瓷烧结体放入硅油中，例如在采用钛酸钡(BaTiO3)时，外加1.0kV/mm的直流电场30分钟，实施极化处理。
至少得到1个经以上的极化处理后的陶瓷烧结体，按以下进行筛选处理。也就是说，切去极化处理后的陶瓷烧结体的电极部分，作为X射线衍射用试样，如图2所例示，将该X射线衍射用试样1固定在X射线衍射试样托架2上。此时，使与极化方向垂直的面朝上地固定。接着，对该朝上的面照射X射线(例如Cu-Kα射线)，采用广角测角仪，按每个衍射角来计数被试样衍射的X射线的量。
由此，如果相对于衍射角(2θ值)标绘计数值，则可得到图3所例示的衍射图案。在该衍射图案中，由于可在分别与各面对应的衍射角处观测到(002)面上的衍射的计数峰值和(200)面上的衍射的计数峰值，因此可算出这些计数值的峰值的比、即(002)/(200)强度比。
而且，如果这里所测定的(002)/(200)强度比不在1.0以上，则把成为该X射线衍射用试样的起始原料的陶瓷烧结体废弃。由此，可得到(002)/(200)强度比在1.0以上的具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体。
进而，得到(002)面上的计数值的峰值的半值，对该半值处的衍射图案中的(002)面的峰值的宽度进行测定，作为(002)半峰宽(Full Width atHalfMaximum(FWHM))，当所测定的(002)/(200)强度比不在1.0以上、或(002)半峰宽不在0.12以上时，可以把成为该X射线衍射用试样的起始原料的陶瓷烧结体废弃。由此，可得到(002)/(200)强度比在1.0以上、且(002)半峰宽在0.12以上的具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体。
另外，也可以在试样的两面进行测定，采用各面的(002)/(200)强度比的平均值作为测定值。对于(002)半峰宽，也可以同样地在试样的两面进行测定，将各面的平均值作为测定值。
此外，在以上的说明中，用银浆料形成电极，切去极化处理后的陶瓷的电极部分，进行利用X射线衍射的分析，但通过按以下方式进行极化处理，也可以不切去电极。
具体地讲，对于通过研具研磨加工成1mm厚的陶瓷烧结体，在通过用与其平面形状相同的平面形状(陶瓷烧结体为圆盘状时，为相同的圆盘状)的金属板夹持两侧，从两侧通过弹簧按压其上方等将其固定后，放入硅油中，例如在是钛酸钡(BaTiO3)时，外加1.0kV/mm的直流电场30分钟，实施极化处理。该金属板最好是例如不锈钢。
极化处理后，卸下该金属板，作为X射线衍射用的试样。如图2所示，将该X射线衍射用试样1固定在X射线衍射试样托架2上。此时，使与极化方向垂直的面朝上地固定。接着，对该朝上的面照射X射线(例如Cu-Kα射线)，采用广角测角仪，按每个衍射角来计数被试样衍射的X射线的量。通常，压电特性受烧结前的原料的状态所左右，因此有粒度分布或吸湿量、杂质量等许多需要管理的项目。在上述方法中的前一方法中，可根据质量管理方法来判断良否，但根据后一方法，由于能够从通过X射线衍射而得到的测定结果来简便地预测压电特性，因此具有能迅速判断出不具优良特性的原料批次而排除批次(lot-out)(停止发货等)等优点。
如此得到的钙钛矿型结构的强电介质一般具有正方晶系。因而，如果通过X射线衍射来研究具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体，则显示出源自正方晶特有的(002)和(200)的衍射。(002)的衍射位置表示c轴长，(200)的衍射位置表示a轴长。关于(002)/(200)强度比，一般地，如果是极化前的多晶体(无规取向)，则显示出(002)/(200)＝大约0.5附近的值。在正方晶的情况下，由于自发极化的方向为c轴方向，因此当c轴无规取向时，该状态下不显示压电性。为了得到压电性，需要增加极化后(002)的衍射强度，使c轴与极化方向一致。也就是说，在该极化处理后的状态下，可以预测强度比(002)/(200)会左右朝极化方向的自发极化的程度。所以，从实验结果得知，如图8所示压电常数d33与极化后的(002)/(200)之间密切相关。由此发现，如果适当地管理极化后的(002)/(200)的值，就能得到具有良好的压电特性的烧结体。
另外，所谓(002)半峰宽变宽，指的是在c轴长上产生分布。即认为正方晶的晶格变形。认为构成晶格的离子偏离原先的能量上最稳定的位置，变得更容易因来自外部的电场或力而移动。
此外，通过控制上述脱粘合剂的条件、及烧成的条件，也可以使得用陶瓷烧结体的实际密度除以理论密度而得出的相对密度为97～100％，且晶粒的平均粒径为1～10μm。另外，关于相对密度，用百分率(％)表示实际密度值与通过烧结可达到的最高密度值(理论值)的比例。例如如果是采用钛酸钡(BaTiO3)的陶瓷烧结体，理论值大约为6.0。另外，可以按以下方法求出理论密度。钛酸钡在室温下为正方晶钙钛矿型结构，在将单元晶格的体积V0设定为晶格常数a、c时，V0＝a2c。关于该单元晶格中含有的各原子，Ba和Ti各为1个原子、O为3个原子。各原子的重量为用其原子量除以阿伏加德罗常数而得出的值，用单元晶格中含有的原子的总重量除以单元晶格的体积V0而得出的值可作为理论密度来求出。
实施例
[实施例I]
接着，对本发明的一个实施例进行说明。这里，具体地讲，相对于通过水热合成得到的粒径为100nm的钛酸钡粉末，准备5wt％的聚乙烯醇水溶液作为粘合剂，在该原料粉末中加入按原料粉末比计为1wt％的粘合剂，加压成型成直径为12mm、厚为1.5mm的圆盘状。成型压力为200MPa。在600℃下对该成型体进行加热，放置2小时，进行脱粘合剂。
接着，作为烧成条件，设第1烧结温度T1＝1390℃、第2烧结温度T2＝1190℃，以10℃/分的速度升温到第1烧结温度T1，保温1分钟，然后以30℃/分的速度使温度降低到第2烧结温度T2(T2＜T1)，然后保温4小时。
由此得到的陶瓷烧结体的相对密度为98％、粒径为5μm。此外，将按此条件烧结的陶瓷烧结体加工成1mm厚，在圆盘的两面涂布Ag浆料，并使其干燥而装上银电极。然后，将该陶瓷烧结体放入硅油中，外加1.0kV/mm的直流电场30分钟，实施极化处理，然后切去电极，得到实施例的陶瓷烧结体(以下，表示为实施例1-1)。
进而，取出该实施例1-1中的一部分作为试样，并固定在X射线衍射试样托架上。然后采用Cu-Kα射线，用广角测角仪调查了试样的X射线衍射的状况。扫描方法采用连续扫描，扫描速度为0.04度/秒，取样间隔为0.004度。扫描范围按2θ值设定为15～100度。从测定得到的衍射图案取出(002)和(200)的峰值，对(002)/(200)强度比和(002)半峰宽进行了测定。另外，测定了试样的两面，将其平均值作为测定值。
然后，挑选极化处理后的(002)/(200)强度比为1.82、(002)半峰宽为0.134°的试样。其后，对于成为挑选的试样的起始原料的陶瓷烧结体，利用LCR测量器测定电容率ε33(极化后的朝极化方向的电容率)，采用阻抗分析装置，用共振反共振法对圆盘状的陶瓷烧结体的径向振动的机电耦合系数Kp进行测定，则可得到ε33＝3650、Kp＝0.470的特性值。在实施例1-2中，设第1烧结温度T1＝1350℃、第2烧结温度T2＝1190℃，进行了同样的测定。另外，关于压电常数d33，认为大致如数式1，与
Figure G2009101425296D00071
成正比(例如，关于实施例1-1，从上述值得出的的值为28.4)，但也能够用d33测量器测定。
[数式1]
d 33 ∝ K p · ϵ 33
此外，为了比较，按以下方法制成陶瓷烧结体。
也就是说，相对于通过水热合成得到的粒径为100nm的钛酸钡粉末，准备5wt％的聚乙烯醇水溶液作为粘合剂，在该原料粉末中加入按原料粉末比计为1wt％的粘合剂，加压成型成直径为12mm、厚为1.5mm的圆盘状。成型压力规定为200MPa。在600℃下对该成型体进行加热，然后放置2小时，进行脱粘合剂。
接着，作为烧成条件，以3℃/分的速度升温到烧结温度T，保温4小时，将按此条件烧结的陶瓷烧结体加工成1mm厚，在圆盘的两面上涂布Ag浆料，并使其干燥而装上银电极。然后，将该陶瓷烧结体放入硅油中，外加1.0kV/mm的直流电场30分钟，实施极化处理。
在T＝1390℃、T＝1300℃、T＝1200℃的各温度下分别进行以上的操作，分别对相对密度、粒径、极化处理后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)强度比、(002)半峰宽、电容率ε33、机电耦合系数Kp进行了测定(分别作为比较例1-1、比较例1-2、比较例1-3)。
接着，作为烧成条件，设第1烧结温度T1＝1450℃、1420℃、1300℃、第2烧结温度T2＝1190℃，以10℃/分的速度升温到第1烧结温度T1，保温1分钟，以30℃/分的速度使温度降低到第2烧结温度T2(T2＜T1)，保温4小时(分别作为比较例1-4、比较例1-5、比较例1-6)。
其结果见表1。
表1
Figure G2009101425296D00081
此外，下面将该结果绘成曲线图加以表示。首先，示出了极化后的电容率ε33相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的值。
另外，根据以上所述的理由，如果极化处理后的(002)/(200)强度比影响压电特性，则可以认为不管烧成条件如何，只要是相同的(002)/(200)强度比，就能显示大致相同的特性。因而，如果将上述的实施例1-1、1-2和比较例1-1～1-6标绘成电容率ε33相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的曲线图、及机电耦合系数K相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的曲线图，则如图4(a)、(b)所示。
这里，为了得到压电材料的实用水平的特性，
Figure G2009101425296D00082
需要大致在24以上(例如电容率ε33为3500以上、机电耦合系数Kp为0.4以上)。在此种情况下，通过图4所示的曲线图，从ε33得出，极化处理后的(002)/(200)强度比至少需要在1.3以上。此外，从Kp得出，极化处理后的(002)/(200)强度比至少需要在1.0以上。而且，为了满足电容率ε33在3500以上、机电耦合系数Kp在0.4以上这两个方面，极化处理后的(002)/(200)强度比需要至少在1.3以上。
此外，同样地，如果标绘出电容率ε33相对于(002)半峰宽的曲线图、及机电耦合系数Kp相对于(002)半峰宽的曲线图，则如图5(a)、(b)所示。这里，为了得到压电材料的实用水平的特性，
Figure G2009101425296D00083
也需要大致在24以上(例如电容率ε33为3500以上、机电耦合系数Kp为0.4以上)。在此种情况下，通过图5所示的曲线图，从ε33得出，极化处理后的(002)半峰宽至少需要在0.12以上。此外，从Kp得出，极化处理后的(002)半峰宽至少需要在0.10以上。而且，为了满足电容率ε33在3500以上、机电耦合系数Kp在0.4以上这两个方面，极化处理后的(002)半峰宽需要至少在0.12以上。
另外，图6(a)、(b)示出了电容率ε33及机电耦合系数Kp相对于平均粒径的变化。如图6所示，在平均粒径低于1μm的范围中，尽管电容率ε33高，但因机电耦合系数Kp下降，结果压电常数d33没有达到实用范围。此外，如果平均粒径大于10μm，则虽然机电耦合系数Kp没有变化，但因电容率ε33下降，结果压电常数d33仍未达到实用范围。
另外，根据图6所示，在按实施例1-1、1-2那样设定烧结条件时，与在单一的烧结温度T下烧成4小时相比显示出高的性能，但这如表1所示，是基于下述原因：在实施例1-1、1-2中，尽管粒径比较小，但烧成得以进行，相对密度变得较高。
因此在图7(a)、(b)中示出了电容率ε33及机电耦合系数Kp相对于陶瓷烧结体的相对密度的变化。如图7所示，陶瓷烧结体的相对密度越高，机电耦合系数Kp越大，电容率ε33在密度比较高的范围内急剧下降。因而通过提高陶瓷烧结体的相对密度(相对密度在97％以上)，来增大机电耦合系数Kp，且将平均粒子径规定在1μm～10μm的范围。由此能够提高压电常数d33。
另外，如以上说明的，如果极化处理后的(002)/(200)强度比及/或(002)半峰宽影响到压电特性，也就是说，可以推测因来自外部的电场或力使得构成晶体的离子更容易移动的状态使电容率ε33、弹性常数S、机电耦合系数Kp提高，从而使压电常数d33提高，因此可以认为，不管烧成条件如何，只要是相同的(002)/(200)强度比及/或(002)半峰宽，就能显示大致相同的特性。
因此，本实施例的陶瓷烧结体，只要能够实现该烧结体的密度、晶粒的平均粒径、极化后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)强度比及/或(002)半峰宽，就不一定限定于用以上说明的制造方法而得到的陶瓷烧结体。例如，也可以考虑利用在大放电电流和单轴加压下进行烧结的放电等离子烧结(SPS)法。不过在目前，认为最好采用具有如下的烧成模式的烧成方法，即：以比较快的速度(升温速度α为5～30℃/分左右)升温到规定温度，用极短时间(30秒～2分左右)进行烧成，其后立即比上述升温速度α更快地降温到规定温度(降温速度β为|β|＞|α|，为10～50℃/分左右)，其后在该温度下烧成一定时间(1～15小时左右)，然后缓冷。
[实施例II]
下面，对另一实施例进行说明。相对于通过水热合成得到的粒径为100nm的钛酸钡粉末，准备5wt％的聚乙烯醇水溶液作为粘合剂，在该原料粉末中加入按原料粉末比计为1wt％的粘合剂，加压成型成直径为12mm、厚为1.5mm的圆盘状。成型压力为200MPa。在600℃下对该成型体进行加热，然后放置2小时，进行脱粘合剂。
接着，作为烧成条件，设第1烧结温度T1＝1350℃，以10℃/分的速度升温到第1烧结温度T1，保温1分钟，然后以30℃/分的速度降温到室温(25℃)，并保温4小时。
将按此条件烧结的陶瓷烧结体加工成1mm厚，用与该圆盘同径的不锈钢电极夹持陶瓷烧结体的圆盘的表里两面，在从两侧通过弹簧挤压其上方等将其固定后，将其放入硅油中，外加1.0kV/mm的直流电场30分钟，实施极化处理。得到了本实施例的陶瓷烧结体(以下，作为实施例2-1表示。)。此外，得到了设T1＝1370℃、1390℃并实施了相同的处理的例子(实施例2-2、2-3)、以及设T1＝1310、1330℃的例子(比较例2-1、2-2)。
极化处理后，卸下金属板，作为X射线衍射用试样1，如图2所示，将该X射线衍射用试样1固定在X射线衍射试样托架2上。此时，使与极化方向垂直的面朝上地固定。然后，对该朝上的面照射X射线(Cu-Kα射线)，采用广角测角仪，按每一衍射角来计数被试样衍射的X射线的量。
扫描方法采用连续扫描，扫描速度为0.04度/秒，取样间隔为0.004度。扫描范围按2θ值设为15～100度。从通过测定得到的衍射图案中取出(002)和(200)的峰值，测定了(002)/(200)强度比。另外，测定了试样的两面，将其平均值作为测定值。
然后，挑选极化处理后的(002)/(200)强度比在1.0以上的试样作为实施例。其后，对成为所挑选的试样的起始原料的陶瓷烧结体，利用LCR测量器测定了电容率ε33(极化后的朝极化方向的电容率)，采用阻抗分析装置，用共振反共振法对圆盘状的陶瓷烧结体的径向振动的机电耦合系数Kp进行测定。并且采用d33测量器(中国科学院声学研究所制，Model ZJ-6B)直接测定了d33的值。此外，还分别测定了相对密度及粒径。其结果见表2。
表2
Figure G2009101425296D00111
表2中，在比较例2-1、2-2中，d33的值低于350pm/V，而在实施例2-1、2-2、2-3中，d33的值在350pm/V以上。
进而，作为烧成条件，设第1烧结温度T1＝1330℃、第2烧结温度T2＝1150℃，按10℃/分的速度升温到第1烧结温度T1，然后保温1分钟，以30℃/分的速度使温度下降到第2烧结温度T2(T2＜T1)，然后保温4小时，得到例子(实施例2-4)及分别设定为T1＝1350、1370、1390℃的例子(实施例2-5、2-6、2-7)，与上述同样地分别对极化处理后的(002)/(200)强度比、ε33、Kp、d33、相对密度、粒径的值(以下相同)进行了测定。其结果一并示于表2。
另外，在表2中示出了设T1＝1310℃的例子(比较例2-3)、及设T1＝1330℃或1390℃并保温4小时的例子(比较例2-4、2-5)。在其中，挑选极化处理后的(002)/(200)强度比在1.0以上的作为实施例，表2中，在比较例中，d33的值低于350pm/V，而在实施例中，d33的值都在350pm/V以上。
可是，在实施例I中，压电常数d33的值是通过置换为
Figure G2009101425296D00121
而求出的，但在实施例II中，用d33测量器实测了d33的值，同时还求出的值。因此，关于表2的结果，图9中以压电常数d33为纵轴、以
Figure G2009101425296D00123
为横轴而示出。由图9得知，在压电常数d33的值为350pm/V时，
Figure G2009101425296D00124
的值在24以上，两者相互关联。也就是说，只要压电常数d33在350pm/V以上，就能得到实用水平的特性。
接着，如果从表2来看平均粒径与d33值的关系，则在平均粒径为1μm的比较例中，同样地尽管电容率ε33高，但是机电耦合系数Kp下降，其结果是压电常数d33低于350pm/V。另一方面，在实施例中，如果平均粒径在1μm以上，则由于电容率ε33维持较高的值，机电耦合系数Kp全部显示出高的值，因此压电常数d33在350pm/V以上，结果良好。此外，如果平均粒径大于10μm，则出现电容率ε33和机电耦合系数Kp都降低的倾向，压电常数d33仍未达到实用范围。
此外，关于陶瓷烧结体的相对密度，在实施例中，陶瓷烧结体的相对密度达到97％，压电常数d33也在350pm/V以上。因此，可以说即使在本实施例，通过提高陶瓷烧结体的相对密度(相对密度在97％以上)，可以提高机电耦合系数Kp，且将平均粒径规定在1μm～10μm的范围，由此能提高压电常数d33。
而且，根据上述的理由，如果认为极化处理后的(002)/(200)强度比影响到压电特性，则不管烧成条件如何，只要是相同的(002)/(200)强度比，就显示大致相同的特性。因而，如果将上述的实施例及比较例标绘成d33相对于极化处理后的(002)/(200)强度比的曲线图，则如图8所示。
这里，要得到压电材料的实用水平的特性，压电常数d33需要在350pm/V以上。在此种情况下，通过图8所示的曲线图，从ε33得出极化处理后的(002)/(200)强度比需要至少在1.0以上。
所以，本实施的陶瓷烧结体只要能够达到该烧结体的密度、晶粒的平均粒径、极化后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)强度比，也不一定限定于用以上说明的制造方法而得到的陶瓷烧结体。例如，认为也可采用在大放电电流和单轴加压下进行烧结的放电等离子烧结法(SPS)。不过在目前，认为最好采用具有如下的烧成模式的烧成方法，即：以比较快的速度(升温速度α为5～30℃/分左右)升温到第1烧结温度(T1)，用极短时间(t1＝30秒～2分钟左右)进行烧成，其后立即以比上述升温速度快的温度变化降温到第2烧结温度(T2)(降温速度β为|β|＞|α|，为10～50℃/分左右)(|β|＞|α|)，然后在该第2烧结温度(T2)下保温一定时间(t2＝1～15小时左右)，然后缓冷。
而且，基于上述实施例I、II等的结果，作为该烧成方法优选的条件，最好从下述条件中选择：第1烧结温度T1为1330～1390℃或1350～1390℃、第2烧结温度T2为常温(25℃)～1190℃、升温速度α为5～30℃/分、降温速度β为|β|＞|α|，为10～50℃/分、短时间烧成t1为0.5～2分、规定保温时间t2为1～15小时。但是，如果根据实施例II的结果，则即使在短时间(t1)烧成后，使其急速降到室温(25℃)并保温的烧成模式中也可以得到良好的特性。由此考虑，可以说在第2烧结温度(T2)下保温一定时间的过程不是必要的，但不如说重要的是具有在急速升温到第1烧结温度并进行了短时间烧成后急速降温的过程。
这样，有关本发明的一个侧面的陶瓷烧结体是具有钙钛矿型结构的陶瓷烧结体，其实施了极化后的通过X射线衍射而得到的(002)/(200)比在1.0以上。
此外，对于该陶瓷烧结体，实施了极化后的通过X射线衍射而得到的(002)的半峰宽也可以规定在0.12以上。
此外，也可以将用烧结体的实际密度除以理论密度而得出的相对密度规定为97～100％，并且将晶粒的平均粒径规定为1～10μm。
这里，作为具有钙钛矿型结构的非铅系陶瓷，可列举出钛酸钡(BaTiO3)、铌酸盐系(KNbO3-NaNbO3-LiNbO3系)、钛酸铋钠系(BiO·5NaO·5TiO3)。其中优选为钛酸钡(BaTiO3)。
此外，作为该陶瓷烧结体的制造方法，最好具有如下烧成过程：急速升温到第1烧结温度1330～1390℃，只烧成2分钟以下的短时间，然后急速降温。

Claims (4)

1.一种陶瓷烧结体，其是具有正方晶钙钛矿型结构、用烧结体的实际密度除以理论密度而得出的相对密度为97～100%，且晶粒的平均粒径为1～10μm的陶瓷烧结体，
在制作了无规取向的多晶体的烧结体后实施极化，使得通过X射线衍射而得到的(002)/(200)强度比为与极化前不同的1.0以上，且实施了极化后的通过X射线衍射而得到的(002)的半峰宽在0.12°以上，
极化后的X射线衍射中的（200）的计数峰值的位置位于小于45.5°的位置。
2.根据权利要求1所述的陶瓷烧结体，其特征在于，其是使用钛酸钡粉末、铌酸盐系粉末、钛酸铋钠系粉末中的任一种作为原料粉末而生成的陶瓷烧结体。
3.根据权利要求1或2所述的陶瓷烧结体，其特征在于，所述极化前的多晶体的烧结体是通过升温至第1烧结温度1330～1390℃、在烧结30秒以上且2分钟以下的时间后、比升温速度更快地降温而得到的陶瓷烧结体。
4.一种压电元件，其采用了权利要求1～3中任何一项所述的陶瓷烧结体。
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* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010042969A (ja) * 2008-08-18 2010-02-25 Toyama Prefecture 圧電セラミックスの製造方法と圧電セラミックス、並びに圧電素子
JP5578504B2 (ja) * 2009-04-09 2014-08-27 堺化学工業株式会社 ニオブ酸アルカリ金属塩粒子の製造方法、およびニオブ酸アルカリ金属塩粒子
CN101913868B (zh) * 2010-08-06 2012-09-26 桂林电子科技大学 铌酸钾钠织构陶瓷与铌酸钾钠单晶的制备方法
KR101578271B1 (ko) * 2010-11-26 2015-12-16 캐논 가부시끼가이샤 압전 세라믹, 압전 세라믹의 제조 방법, 압전 소자, 액체 토출 헤드, 초음파 모터 및 먼지 클리너
CN102173797A (zh) * 2011-01-28 2011-09-07 上海海事大学 一种合成纳米钽铌酸钾钠粉体的方法
JP5714361B2 (ja) * 2011-03-01 2015-05-07 日本碍子株式会社 端子電極形成方法及びそれを用いた圧電／電歪素子の製造方法
US9379310B2 (en) 2013-01-29 2016-06-28 Canon Kabushiki Kaisha Piezoelectric material, piezoelectric device, and electronic apparatus
EP2980045B1 (en) * 2013-03-26 2019-10-16 NGK Insulators, Ltd. Dielectric porcelain composition and composite ceramic structural body
CN103242038A (zh) * 2013-05-31 2013-08-14 常州佳冠电子有限公司 一种陶瓷电容器介质及其制备方法
US9136460B2 (en) * 2014-01-29 2015-09-15 Canon Kabushiki Kaisha Piezoelectric element, method for manufacturing piezoelectric element, and electronic apparatus
EP2902377B1 (en) 2014-01-29 2018-11-14 Canon Kabushiki Kaisha Piezoelectric ceramic, method for manufacturing the same, piezoelectric element, and electronic apparatus
JP2017197389A (ja) * 2014-09-10 2017-11-02 日立金属株式会社 半導体磁器組成物の製造方法、半導体磁器組成物、並びにｐｔｃ素子
DE102015101311B4 (de) 2015-01-29 2019-12-05 Tdk Electronics Ag Verfahren zur Herstellung von piezoelektrischen Vielschichtbauelementen
JP6431984B2 (ja) 2015-07-27 2018-11-28 富士フイルム株式会社 電気音響変換フィルムおよびその製造方法、ならびに、電気音響変換器、フレキシブルディスプレイ、声帯マイクロフォンおよび楽器用センサー
CN106077584B (zh) * 2016-06-23 2018-10-09 奇男子五金制品（浙江）有限公司 超硬耐磨复合刀片的制备方法
JP7331143B2 (ja) * 2020-01-16 2023-08-22 富士フイルム株式会社 高分子複合圧電フィルム

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6231779B1 (en) * 1997-10-20 2001-05-15 Massachusetts Institute Of Technology Piezoelectric actuators and method of making same
CN101157544A (zh) * 2006-09-15 2008-04-09 富士胶片株式会社 钙钛矿型氧化物及其制备方法、压电体、压电装置和液体排出装置

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6783588B2 (en) * 2000-12-15 2004-08-31 Canon Kabushiki Kaisha BaTiO3-PbTiO3 series single crystal and method of manufacturing the same piezoelectric type actuator and liquid discharge head using such piezoelectric type actuator
EP1253121B1 (en) 2001-04-23 2008-01-23 Kabushiki Kaisha Toyota Chuo Kenkyusho Grain oriented ceramics and a production process thereof, as well as an anisotropically-shaped powder and a production process thereof
EP1457471B1 (en) * 2003-03-14 2014-02-26 Denso Corporation Crystal oriented ceramics and production method of same
JP4938340B2 (ja) 2006-04-05 2012-05-23 株式会社富士セラミックス 誘電、圧電体の性質を持つナノサイズのチタン酸バリウム粉末を焼結した圧電セラミックス及びその製造方法
JP2008078267A (ja) * 2006-09-20 2008-04-03 Ngk Insulators Ltd 圧電セラミックス、その製造方法、及び圧電／電歪素子
JP5114730B2 (ja) 2006-12-18 2013-01-09 富山県 圧電セラミックスの製造方法
WO2008109564A1 (en) * 2007-03-02 2008-09-12 The Regents Of The University Of California Complex oxides useful for thermoelectric energy conversion
CN101182203A (zh) * 2007-11-27 2008-05-21 山东大学 钛酸钡基压电陶瓷材料及其制备方法与应用

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6231779B1 (en) * 1997-10-20 2001-05-15 Massachusetts Institute Of Technology Piezoelectric actuators and method of making same
CN101157544A (zh) * 2006-09-15 2008-04-09 富士胶片株式会社 钙钛矿型氧化物及其制备方法、压电体、压电装置和液体排出装置

Non-Patent Citations (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
#8722 *
Dunmin Lin et al..Piezoelectric and ferroelectric properties of lead-free [Bi1&#8722
Dunmin Lin et al..Piezoelectric and ferroelectric properties of lead-free [Bi1&amp *
JP特开2007-277031A 2007.10.25
JP特开2008-78267A 2008.04.03
x&#8722
x&amp *
y(Na1&#8722
y(Na1&amp *
yLix)]0.5BayTiO3 ceramics.《Journal of the European Ceramic Society》.2006,第26卷(第15期), *

Also Published As

Publication number Publication date
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