DE112007001859T5 - Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramiksinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil - Google Patents

Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramiksinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil Download PDF

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Abstract

Glaskeramikzusammensetzung, welche umfasst: eine CaZrO3-basierte Keramik; und ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas, wobei das Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basierte Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung ausmacht, der Anteil an Li2O 3,5 bis 15 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an MgO 20 bis 50 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an BaO 0 bis 25 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an CaO 0 bis 10 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an SrO 0 bis 25 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an B2O3 16 bis 29 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an SiO2 11 bis 35 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an ZnO 5 bis 20 Gewichtsprozent beträgt und der Anteil an Al2O3 0 bis 15 Gewichtsprozent beträgt.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung betrifft eine Glaskeramikzusammensetzung, einen Glaskeramiksinterkörper, der durch Sintern der Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird, und ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, das durch Sintern der Glaskeramikzusammensetzung erhaltene Glaskeramikschichten enthält, und betrifft insbesondere eine Verbesserung zum Anheben eines Q-Werts eines Glaskeramiksinterkörpers.
  • Stand der Technik
  • Als Glaskeramikzusammensetzung, die für die vorliegende Erfindung von Interesse ist, wurde in der ungeprüften japanischen Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 5-217426 (Patentschrift 1) eine Zusammensetzung offenbart. Patentschrift 1 hat eine nicht reduzierende dielektrische Glaskeramikzusammensetzung offenbart, bei der Li2O-RO-B2O3-SiO2-basiertes Glas (R zeigt mindestens eines von Ba, Ca und Sr an) einer (Ca, Sr)(Zr, Ti)O3-MnO-SiO2-basierten Keramik als Hauptbestandteil zugegeben ist.
  • Bei dieser Glaskeramikzusammensetzung kann Brennen bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger ausgeführt werden, und infolge des vorstehend beschriebenen Brennens kann ein Glaskeramiksinterkörper mit einer hohen relativen Dielektrizitätskonstante, stabilen Temperatureigenschaften der Dielektrizitätskonstante und einem hohen Q-Wert erhalten werden. Wenn folglich die in Patentschrift 1 offenbarte Glaskeramikzusammensetzung verwendet wird, kann ein Metall, beispielsweise Gold, Silber oder Kupfer, mit einer hohen elektrischen Leitfähigkeit, für ein Leiterbild verwendet werden, das innen ausgebildet ist, und der durch Widerstand eines leitenden Materials verursachte Verlust ist in einem Hochfrequenzbereich klein; wenn somit die vorstehende Glaskeramikzusammensetzung für ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil verwendet wird, das zum Beispiel einen Resonator, Filter oder einen Kondensator bildet, können ausgezeichnete Hochfrequenzeigenschaften verwirklicht werden.
  • Auch wenn die in Patentschrift 1 offenbarte Glaskeramikzusammensetzung wie vorstehend beschrieben ausgezeichnete Eigenschaften aufweist, gibt es aber immer noch Spielraum für Verbesserung. Insbesondere bezüglich des Q-Werts ist ein Qf von in etwa 5.000 GHz der Grenzwert.
    • Patentschrift 1: ungeprüfte japanische Patentanmeldungsveröffentlichung Nr. 5-217426
  • Offenlegung der Erfindung
  • Durch die Erfindung zu lösende Probleme
  • Demgemäß besteht eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung darin, eine Glaskeramikzusammensetzung vorzusehen, die die Eigenschaften, insbesondere den Q-Wert, der in Patentschrift 1 offenbarten Glaskeramikzusammensetzung verbessern kann.
  • Eine andere Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen Glaskeramiksinterkörper, der durch Sintern der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird, und ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil vorzusehen, das durch Sintern einer Glaskeramikzusammensetzung gebildete Glaskeramikschichten umfasst.
  • Mittel zum Lösen der Probleme
  • Zum Lösen der vorstehend beschriebenen technischen Probleme umfasst eine erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung CaZrO3-basierte Keramik und ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas, und in dieser Glaskeramikzusammensetzung macht das Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basierte Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung aus, der Anteil an Li2O beträgt 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, der Anteil an MgO beträgt 20 bis 50 Gewichtsprozent, der Anteil an BaO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an CaO beträgt 0 bis 10 Gewichtsprozent, der Anteil an SrO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an B2O3 beträgt 16 bis 29 Gewichtsprozent, der Anteil an SiO2 beträgt 11 bis 35 Gewichtsprozent, der Anteil an ZnO beträgt 5 bis 20 Gewichtsprozent und der Anteil an Al2O3 beträgt 0 bis 15 Gewichtsprozent.
  • Zudem ist die CaZrO3-basierte Zusammensetzung vorzugsweise in dem Bereich von 7 bis 86 Gewichtsprozent der Glaskeramikzusammensetzung enthalten.
  • Die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfasst weiterhin vorzugsweise 1 bis 84 Gewichtsprozent einer BaZrO3-basierten Keramik und 0 bis 6 Gewichtsprozent SrTiO3. Der Anteil der BaZrO3-basierten Keramik ist bevorzugter auf 1 bis 30 Gewichtsprozent festgelegt.
  • Ferner umfasst die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung weiterhin vorzugsweise 40 Gewichtsprozent oder weniger Mg2SiO4.
  • Die vorliegende Erfindung ist auch auf einen Glaskeramiksinterkörper gerichtet, der durch Sintern der vorstehenden Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird.
  • Die vorliegende Erfindung ist auch auf ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil gerichtet, das durch Brennen der vorstehenden Glaskeramikzusammensetzung gebildete erste Glaskeramikschichten aufweist.
  • Wenn das erfindungsgemäße keramische Mehrschicht-Elektronikbauteil weiterhin zusammen mit den ersten Glaskeramikschichten laminierte zweite Glaskeramikschichten umfasst, werden die zweiten Keramikschichten vorzugsweise durch Brennen einer zweiten Glaskeramikzusammensetzung mit der folgenden Zusammensetzung erhalten.
  • Die zweite Glaszusammensetzung umfasst also (1) ein erstes Keramikpulver, das vorrangig aus Forsterit besteht; (2) ein zweites Keramikpulver, das aus mindestens einem gewählt aus der Gruppe bestehend aus einem Keramikpulver, das vorrangig aus Calciumtitanat besteht, einem Keramikpulver, das vorrangig aus Strontiumtitanat besteht, und einem Keramikpulver, das vorrangig aus Titanoxid besteht, besteht; und (3) ein Borosilikatglaspulver, das 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in der Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in der Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in der Form von B2O3, 10 bis 45 Gewichtsprozent Silicium in der Form von SiO2, 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in der Form von ZnO und 0 bis 15 Gewichtsprozent Aluminium in der Form von Al2O3 umfasst.
  • Bei der vorstehend beschriebenen zweiten Glaskeramikzusammensetzung macht das Borosilikatglaspulver 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung aus.
  • Zudem ist mindestens ein additiver Bestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid zu dem Borosilikatglaspulver zugegeben.
  • Wenn der Anteil des additiven Bestandteils durch das in dem Borosilikatglaspulver eingenommene Verhältnis dargestellt wird, beträgt der untere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils insgesamt 2 Gewichtsprozent, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in der Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, und der obere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils beträgt 15 Gewichtsprozent bei Calciumoxid in der Form von CaO, 25 Gewichtsprozent bei Bariumoxid in der Form von BaO und 25 Gewichtsprozent bei Strontiumoxid in der Form von SrO.
  • Bei dem erfindungsgemäßen keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteil ist weiterhin vorzugsweise ein Leiterbild, das vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer besteht und das gleichzeitig mit der Glaskeramikzusammensetzung gebrannt wird, an und/oder in einer Oberfläche vorgesehen.
  • Da nach der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas mit einem spezifischen Zusammensetzungsverhältnis eine wesentlich bessere Benetzbarkeit als eine CaZrO3-basierte Keramik aufweist, selbst wenn verglichen mit dem in Patentschrift 1 offenbarten Li2O-RO-B2O3-SiO2-basierten Glas eine kleine Menge zugegeben wird, während die Eigenschaften der CaZrO3-basierten Keramik beibehalten werden, können seine Niedertemperatursintereigenschaften hinreichend erhalten werden. Bei einem Glaskeramiksinterkörper, der durch Brennen dieser Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, kann somit eine hohe relative Dielektrizitätskonstante einer CaZrO3-basierten Keramik beibehalten werden.
  • Zudem fällt die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung eine kristalline Phase, beispielsweise Mg3B2O6 und/oder Li2MgSi2O8, aus. Da diese kristallinen Phasen bei dem erfindungsgemäßen Glaskeramiksinterkörper einen hohen Q-Wert zeigen, kann ein hoher Q-Wert erhalten werden.
  • Bei einem keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteil, das durch Brennen der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildete Glaskeramikschichten aufweist, können somit ausgezeichnete Hochfrequenzeigenschaften verwirklicht werden.
  • Da die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung bei einer niedrigen Temperatur von 1.000°C oder weniger gesintert werden kann, kann ein Leiterbild, das vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer besteht und das gleichzeitig mit dieser Glaskeramikzusammensetzung gebrannt wird, auf einer Oberfläche eines keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils und/oder in diesem vorgesehen werden. Da ferner das vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer bestehende Leiterbild gebildet wird, kann der durch den Widerstand des Leiterbilds bewirkte Verlust verringert werden.
  • Wenn die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung weiterhin 1 bis 84 Gewichtsprozent BaZrO3-basierte Keramik und 0 bis 6 Gewichtsprozent SrTiO3 umfasst, kann die Rate der Änderung der Kapazität vor und nach einem Ladungstest, der an einer durch Brennen dieser Glaskeramikzusammensetzung erhaltenen Glaskeramikzusammensetzung durchgeführt wurde, verringert werden.
  • Zudem hat eine BaZrO3-basierte Keramik eine Funktion des Anhebens des Temperaturkoeffizienten der Dielektrizitätskonstante zur positiven Seite, und andererseits hat SrTiO3 eine Funktion des Anhebens des Temperaturkoeffizienten der Dielektrizitätskonstante zur negativen Seite. Wenn somit eine BaZrO3-basierte Keramik mit SrTiO3 vorhanden sein darf, kann sie zum Anpassen des Temperaturkoeffizienten der Dielektrizitätskonstante dienen.
  • Wenn der Anteil der vorstehend beschriebenen BaZrO3-basierten Keramik in dem Bereich von 1 bis 30 Gewichtsprozent gesteuert wird, kann die Rate der Änderung der Kapazität weiter gesenkt werden.
  • Wenn die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung weiterhin 40 Gewichtsprozent oder weniger Mg2SiO4 umfasst, kann der Q-Wert weiter verbessert werden.
  • Wenn das erfindungsgemäße keramische Mehrschicht-Elektronikbauteil weiterhin die vorstehend beschriebenen zweiten Glaskeramikschichten umfasst, die zusammen mit den durch Brennen der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildeten ersten Glaskeramikschichten laminiert werden, weisen die zweiten Glaskeramikschichten nicht nur eine ausgezeichnete chemische Stabilität, sondern eine relativ niedrige Dielektrizitätskonstante, einen hohen Q-Wert und einen stabilen Temperaturkoeffizienten (τ1) einer Resonanzfrequenz auf, sondern weisen auch eine ausgezeichnete Affinität zu den ersten Glaskeramikschichten auf. Somit kann ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil mit einer hohen Zuverlässigkeit erhalten werden.
  • Bei der zu der zweiten Glaskeramikschicht 55 ausgebildeten zweiten Glaskeramikzusammensetzung sind vorzugsweise 55 Gewichtsprozent oder mehr des ersten Keramikpulvers, 6 bis 30 Gewichtsprozent des zweiten Keramikpulvers und 3 bis 20 Gewichtsprozent des Borosilikatglaspulvers enthalten. Selbst wenn bei dieser zweiten Glaskeramikzusammensetzung der Anteil des Borosilikatglaspulvers niedrig ist, beispielsweise 20 Gewichtsprozent oder weniger, können wie vorstehend beschrieben ausgezeichnete Eigenschaften erhalten werden. Somit kann nach der zweiten Glaskeramikzusammensetzung ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil erhalten werden, das bezüglich Kosten vorteilhaft ist, das problemlos die Reaktion zwischen dem zweiten Keramikpulver und Glas steuern kann, das problemlos einen Resonanzfrequenz-Temperaturkoeffizienten (τ1) durch ein Additiv steuern kann und das eine ausgezeichnete Galvanisierbeständigkeit aufweist.
  • Kurzbeschreibung der Zeichnungen
  • [1] 1 ist eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild eines LC-Filters 1 als Beispiel eines keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigt, das unter Verwendung der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wurde.
  • [2] 2 ist ein äquivalentes Schaltbild des in 1 gezeigten IC-Filters 1.
  • [3] 3 ist eine perspektivische Ansicht, die eine auseinander gezogen dargestellte grüne Laminatstruktur 8 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, das in einem Brennschritt zu verarbeiten ist, um den in 1 gezeigten IC-Filter 1 zu bilden.
  • [4] 4 ist eine schematische Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat 51 als weiteres Beispiel des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigt, das unter Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird.
  • [5] 5 ist eine schematische Querschnittansicht, die eine grüne Laminatstruktur 57 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, das in einem Brennschritt zu verarbeiten ist, um das in 4 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 51 zu bilden.
  • [6] 6 ist eine schematische Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat 61 als noch weiteres Beispiel des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigt, das unter Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird.
  • [7] 7 ist eine schematische Querschnittansicht, die eine grünste zusammengesetzte Laminatstruktur 67 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, das in einem Brennschritt zu verarbeiten ist, um das in 6 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 61 zu bilden.
  • Beste Art der Durchführung der Erfindung
  • 1 bis 3 sind Ansichten, die einen IC-Filter als Beispiel eines aus einer erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildeten keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigen. 1 ist eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild eines IC-Filters 1 zeigt, 2 ist ein äquivalentes Schaltbild des LC-Filters 1 und 3 ist eine perspektivische Ansicht, die eine auseinander gezogen dargestellte grüne Laminatstruktur 8 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, das in einem Brennschritt zu verarbeiten ist, um den LC-Filter 1 zu bilden.
  • Wie in 1 gezeigt umfasst der LC-Filter 1 einen Hauptbauteilkörper 3, der als Laminatstruktur dient, die aus aneinander laminierten Glaskeramikschichten gebildet ist, und an Außenflächen dieses Hauptbauteilkörpers 3 sind Anschlusselektroden 4 und 5 an einzelnen Endabschnitten vorgesehen und Anschlusselektroden 5 und 7 sind an Zwischenabschnitten der einzelnen Seitenflächen vorgesehen.
  • Wie in 2 gezeigt weist der LC-Filter 1 zwei in Reihe geschaltete Induktionselemente L1 und L2 zwischen den Anschlusselektroden 4 und 5 und ein Kapazitätselement C zwischen einem die Induktionselemente L1 und L2 verbindendem Abschnitt und den Anschlusselektroden 6 und 7 auf.
  • Wie in 3 gezeigt, weist die zu dem Hauptbauteilkörper 3 auszubildende grüne Mehrschichtstruktur 8 grüne Glaskeramikschichten 10 bis 20 auf, die aneinander laminiert sind. Die Anzahl der grünen Glaskeramikschichten ist aber nicht auf die in der Figur gezeigte beschränkt.
  • Die grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 bestehen jeweils aus einer Grünfolie, die durch ein Streichmesserverfahren oder ähnliches unter Verwenden eines Schlickers gebildet ist, der erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfasst, die die nachstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist.
  • Um die Induktionselemente L1 und L2 und das Kapazitätselement C wie in 2 gezeigt zu bilden, werden ferner Leiterbilder wie nachstehend beschrieben auf spezifischen Schichten aus den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 vorgesehen.
  • Auf der grünen Glaskeramikschicht 11 wird ein einen Teil des Induktionselements L1 bildendes Spulenmuster 21 gebildet, und es wird ein von einem Ende dieses Spulenmusters 21 verlängertes Verlängerungsmuster 22 gebildet. Ferner wird an dem anderen Ende des Spulenmusters 21 ein Durchkontaktierungsleiter 23 vorgesehen.
  • Ein einen Teil des Induktionselements L1 bildendes Spulenmuster 24 ist auf der grünen Glaskeramikschicht 12 ausgebildet, und an einem Ende des Spulenmusters 24 ist ein Durchkontaktierungsleiter 25 vorgesehen. Das andere Ende des Spulenmusters 24 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 23 zu verbinden.
  • In der grünen Glaskeramikschicht 13 ist ein mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 25 zu verbindender Durchkontaktierungsleiter 26 vorgesehen.
  • An der grünen Glaskeramikschicht 14 ist ein einen Teil des Kapazitätselements C bildendes Kondensatormuster 27 ausgebildet, und es sind von dem Kondensatormuster 27 verlängerte Verlängerungsmuster 28 und 29 ausgebildet. Zudem ist in dieser Glaskeramikschicht 14 ein mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 26 zu verbindender Durchkontaktierungsleiter 30 vorgesehen.
  • Ein einen Teil des Kapazitätselements C bildendes Kondensatormuster 31 ist auf der grünen Glaskeramikschicht 15 ausgebildet, und es ist ein mit dem Kondensatormuster 31 zu verbindender Durchkontaktierungsleiter 32 vorgesehen. Das Kondensatormuster 31 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 30 zu verbinden.
  • Auf der grünen Glaskeramikschicht 16 ist ein einen Teil des Kapazitätselements C bildendes Kondensatormuster 33 ausgebildet, und es sind von diesem Kondensatormuster 33 verlängerte Verlängerungsmuster 34 35 ausgebildet. Ferner ist in dieser Glaskeramikschicht 16 ein mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 32 zu verbindender Durchkontaktierungsleiter 36 vorgesehen.
  • In der grünen Glaskeramikschicht 17 ist ein mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 36 zu verbindender Durchkontaktierungsleiter 37 vorgesehen.
  • Ein einen Teil des Induktionselements 12 bildendes Spulenmuster 38 ist auf der grünen Glaskeramikschicht 18 ausgebildet, und an einem Ende des Spulenmusters 38 ist ein Durchkontaktierungsleiter 39 vorgesehen. Das andere Ende des Spulenmusters 39 ist an einem Ende des Spulenmusters 38 vorgesehen. Das andere Ende des Spulenmusters 38 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 37 zu verbinden.
  • An der grünen Glaskeramikschicht 19 ist ein einen Teil des Induktionselements 12 bildendes Spulenmuster 40 ausgebildet, und es ist ein von einem Ende des Spulenmusters 40 verlängertes Verlängerungsmuster 41 ausgebildet. Das andere Ende des Spulenmusters 40 ist mit dem vorstehend beschriebenen Durchkontaktierungsleiter 39 zu verbinden.
  • Wenn die vorstehend beschriebenen Spulenmuster 21, 24, 38 und 40, Verlängerungsmuster 22, 28, 29, 34, 35 und 41, Durchkontaktierungsleiter 23, 25, 26, 30, 32, 36, 37, 39 und Kondensatormuster 27, 31 und 33 ausgebildet werden, wird eine leitende Paste, die als leitenden Bestandteil ein Metallpulver umfasst, das vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer besteht, bevorzugt verwendet.
  • Ferner wird zum Bilden der Spulenmuster 21, 24, 38 und 40, der Verlängerungsmuster 22, 28, 29, 34, 35 und 41 und der Kondensatormuster 27, 31 und 33 ein Druckverfahren, beispielsweise Siebdrucken, verwendet.
  • Wenn ferner die Durchkontaktierungsleiter 23, 25, 26, 30, 36, 37 und 39 vorgesehen sind, werden in Grünfolien, die zu den jeweiligen grünen Glaskeramikschichten 11 bis 18 auszubilden sind, durch Stanzen oder dergleichen durchsetzende Löcher ausgebildet, und es wird eine leitende Paste in die durchsetzender Löcher gefüllt.
  • Zum Bilden der grünen Laminatstruktur 8 werden keramische Grünfolien, die zu den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 auszubilden sind, aneinander laminiert und werden dann in der Laminierrichtung gepresst.
  • Dann wird die grüne Laminatstruktur 8 gebrannt. Wie vorstehend beschrieben wird der Hauptbauteilkörper 3 durch Sintern der grünen Laminatstruktur 8 gebildet.
  • Wenn die grüne Laminatstruktur gebrannt wird, kann ein Verfahren verwendet werden, bei dem nach Bilden einer Schrumpfbeschränkungsschicht, die ein pulverförmiges anorganisches Material umfasst, beispielsweise Aluminiumoxid, Zirkoniumoxid, Mullit, Spinell oder Magnesiumoxid, das nicht bei einer Sintertemperatur eines in den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 enthaltenen Keramikmaterials gesintert wird, auf mindestens einer primären Oberfläche der grünen Laminatstruktur 8 ein Brennschritt in dem Zustand wie vorstehend beschrieben ausgeführt wird, und nach diesem Brennschritt wird die Schrumpfbeschränkungsschicht entfernt. Da bei dem vorstehend beschriebenen Verfahren das Schrumpfen der Glaskeramikschichten 10 bis 20 in der Richtung der primären Oberfläche bei dem Brennschritt gehemmt werden kann, kann die Maßgenauigkeit des erhaltenen Hauptbauteilkörpers 3 verbessert werden.
  • Als Nächstes werden die Anschlusselektroden 4 bis 7 auf den Außenflächen des Hauptbauteilkörpers 3 gebildet, beispielsweise durch Aufbringen einer leitenden Paste, gefolgt von einem Brennschritt. Die Anschlusselektroden 4 bis 7 können bei Bedarf durch einen Galvanisierprozess bearbeitet werden.
  • Die vorstehend beschriebene Anschlusselektrode 4 wird mit dem in 3 gezeigten Verlängerungsmuster 22 elektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 5 wird mit dem Verlängerungsmuster 41 elektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 6 wird mit den Verlängerungsmustern 28 und 34 elektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 7 ist mit den Verlängerungsmustern 29 und 35 elektrisch verbunden.
  • 4 und 5 sind Ansichten, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat als weiteres Beispiel eines keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigen, das unter Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wird. 4 ist eine schematische Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat 51 zeigt, und 5 ist eine schematische Querschnittansicht, die eine grüne Laminatstruktur 57 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, die in einem Brennschritt zu bearbeiten ist, um das in 4 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 51 zu bilden.
  • Wie in 4 gezeigt weist das keramische Mehrschichtsubstrat 51 Glaskeramikschichten 53 auf, und es sind verschiedene leitende Muster auf spezifischen Glaskeramikschichten 53 vorgesehen.
  • Als vorstehend beschriebene Leiterbilder gibt es mehrere äußere leitende Folien 54, die auf Endflächen des keramischen Mehrschichtsubstrats 51 in der Laminierrichtung ausgebildet sind, mehrere innere leitende Folien 55, die entlang Grenzflächen zwischen den Glaskeramikschichten 53 ausgebildet sind, und mehrere Durchkontaktierungsleiter 56, die so ausgebildet sind, dass sie die Glaskeramikschichten 53 durchsetzen.
  • Die externen leitenden Folien 54 werden zum Verbinden mit einem (nicht gezeigten) elektronischen Bauteil, das an der Außenfläche des keramischen Mehrschichtsubstrats 51 anzubringen ist, oder zum Verbinden mit einer (nicht gezeigten) Leiterplatte, auf der dieses keramische Mehrschichtsubstrat 51 angebracht ist, verwendet.
  • Die inneren leitenden Folien 55 und die Durchkontaktierungsleiter 56 bilden passive Elemente, beispielsweise einen Kondensator und eine Induktionsspule, oder dienen zum Verbinden dazwischen.
  • Das in 4 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 51 wird durch Brennen der in 5 gezeigten grünen Laminatstruktur 57 erhalten.
  • Die grüne Laminatstruktur 57 weist grüne Glaskeramikschichten 59 auf, die aneinander laminiert sind und die zu den vorstehend beschriebenen Glaskeramikschichten 53 ausgebildet sind, und weist ferner die vorstehend beschriebenen äußeren leitenden Folien 54, die inneren leitenden Folien 55 und Durchkontaktierungsleiter 56 auf.
  • Die grünen Glaskeramikschichten 59 bestehen jeweils aus einer Grünfolie, die durch ein Streichmesserverfahren oder dergleichen unter Verwenden eines Schlickers gebildet wird, der die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung, die die nachstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist, umfasst.
  • Verfahren zum Bilden der äußeren leitenden Folien 54, der inneren leitenden Folien 55 und der Durchkontaktierungsleiter 56 sind im Wesentlichen äquivalent zu den Verfahren zum Bilden des Spulenmusters 21 und der gleichen und des Durchkontaktierungsleiters 23 und dergleichen, die vorstehend unter Bezug auf 3 beschrieben sind.
  • Nach dem Bilden der grünen Laminatstruktur 57 wird Brennen in einer Weise ausgeführt, die im Allgemeinen äquivalent zu der für den vorstehend unter Bezug auf 1 bis 3 beschriebenen LC-Filter 1 ist, so dass das angestrebte keramische Mehrschichtsubstrat 51 erhalten werden kann.
  • Wenn ferner die grüne Laminatstruktur gebrannt wird, kann auch die vorstehend beschriebene Schrumpfbeschränkungsschicht vorgesehen werden.
  • Wenn der LC-Filter 1 oder das keramische Mehrschichtsubstrat 51, das vorstehend beschrieben ist, hergestellt wird, wird die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung als Glaskeramikzusammensetzung verwendet, die in den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 enthalten ist. D. h. es wird eine Glaskeramikzusammensetzung verwendet, die eine CaZrO3-basierte Keramik und ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas umfasst, das Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basierte Glas macht 1 bis 12 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung aus, der Anteil an Li2O beträgt 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, der Anteil an MgO beträgt 20 bis 50 Gewichtsprozent, der Anteil an BaO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an CaO beträgt 0 bis 10 Gewichtsprozent, der Anteil an SrO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an B2O3 beträgt 16 bis 29 Gewichtsprozent, der Anteil an SiO2 beträgt 11 bis 35 Gewichtsprozent, der Anteil an ZnO beträgt 5 bis 20 Gewichtsprozent und der Anteil an Al2O3 beträgt 0 bis 15 Gewichtsprozent.
  • Auch wenn eine Keramik, bei der das Verhältnis von Ca zu Zr 1:1 beträgt (stöchiometrisches Verhältnis), vorrangig verwendet wird, kann beispielsweise auch CaZrxO1+2x (wobei x = 0,95 bis 1.05) als die CaZrO3-basierte Keramik verwendet werden. Ferner kann auch eine Keramik, bei der Ca oder Zr teilweise durch ein anderes Element ersetzt ist, verwendet werden. Zum Beispiel kann Ca teilweise durch Ba und/oder Sr ersetzt werden oder Zr kann teilweise durch Ti ersetzt werden.
  • In der Glaskeramikzusammensetzung sind bevorzugt 7 bis 86 Gewichtsprozent der vorstehenden CaZrO3-basierten Keramik enthalten.
  • Die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfasst weiterhin bevorzugt 1 bis 84 Gewichtsprozent einer BaZrO3-basierten Keramik und 0 bis 6 Gewichtsprozent SrTiO3. Der Anteil der vorstehenden BaZrO3-basierten Keramik wird bevorzugter auf 1 bis 30 Gewichtsprozent festgelegt.
  • Ferner umfasst die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung bevorzugt weiterhin 40 Gewichtsprozent oder weniger Mg2SiO4.
  • Selbst wenn ein vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer bestehendes Material, das einen relativ niedrigen spezifischen Widerstand aufweist, als leitender Bestandteil verwendet wird, der in den Leiterbilden 21 bis 41 oder 54 bis 56 enthalten ist, wenn die grüne Laminatstruktur 8 oder 57 gebrannt wird, können durch Verwenden der vorstehend beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung für die grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 die Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 durch Ausführen von Brennen bei einer Temperatur unter der Schmelztemperatur des vorstehend erwähnten Metalls gesintert werden.
  • Ferner kann ein Glaskeramiksinterkörperabschnitt des Hauptbauteilkörpers 3 oder ein Glaskeramiksinterkörperabschnitt, beispielsweise die Glaskeramikschicht 53 des keramischen Mehrschichtsubstrats 51, der durch Sintern der grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 jeweils erhalten wird, so ausgebildet werden, dass er in einem Hochfrequenzband eine hohe Dielektrizitätskonstante, eine ausgezeichnete Temperaturstabilität, einen hohen Q-Wert und eine ausgezeichnete Isolierzuverlässigkeit aufweist.
  • 6 und 7 sind Ansichten, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat als noch weiteres Beispiel des keramischen Mehrschicht-Elektronikbauteils zeigen, das unter Verwenden der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung gebildet wurde. 6 ist eine schematische Querschnittansicht, die ein keramisches Mehrschichtsubstrat 61 zeigt, und 7 ist eine schematische Querschnittansicht, die eine grüne zusammengesetzte Laminatstruktur 67 zeigt, die als Zwischenprodukt dient, die in einem Brennschritt zu bearbeiten ist, um das in 6 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 61 zu bilden.
  • Das keramische Mehrschichtsubstrat 61 weist mehrere erste Glaskeramikschichten 62 auf, die miteinander laminiert sind, sowie mehrere zweite Glaskeramikschichten 63, die miteinander laminiert sind, und die zweiten Glaskeramikschichten 63 sind so angeordnet, dass sie die ersten Glaskeramikschichten 62 sandwichartig umgeben.
  • Die ersten Glaskeramikschichten 62 bestehen jeweils aus einem Glaskeramiksinterkörper, der durch Brennen der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, und weisen eine verhältnismäßig hohe relative Dielektrizitätskonstante auf, beispielsweise 15 oder mehr.
  • Ferner bestehend die zweiten Glaskeramikschichten 63 jeweils aus einem Glaskeramiksinterkörper, der wie nachstehend beschrieben durch Brennen eines zweiten Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, und weisen eine verhältnismäßig niedrige relative Dielektrizitätskonstante, beispielsweise 10 oder weniger, auf.
  • Die vorstehende zweite Glaskeramikzusammensetzung umfasst (1) eine erstes Keramikpulver, das vorrangig aus Forsterit besteht; (2) ein zweites Keramikpulver, das aus mindestens einem gewählt aus der Gruppe bestehend aus einem Keramikpulver, das vorrangig aus Calciumtitanat besteht, einem Keramikpulver, das vorrangig aus Strontiumtitanat besteht, und einem Keramikpulver, das vorrangig aus Titanoxid besteht, besteht; und (3) ein Borosilikatglaspulver, das 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in der Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in der Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in der Form von B2O3, 10 bis 45 Gewichtsprozent Silicium in der Form von SiO2, 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in der Form von ZnO und 0 bis 15 Gewichtsprozent Aluminium in der Form von Al2O3 umfasst.
  • Bei der zweiten Glaskeramikzusammensetzung macht das vorstehende Borosilikatglaspulver 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung aus. Zudem ist mindestens ein additiver Bestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid zu dem Borosilikatglaspulver zugegeben. Wenn der Anteil des additiven Bestandteils durch das in dem Borosilikatglaspulver eingenommene Verhältnis dargestellt wird, beträgt der untere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils insgesamt 2 Gewichtsprozent, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in der Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, und der obere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils beträgt 15 Gewichtsprozent bei Calciumoxid in der Form von CaO, 25 Gewichtsprozent bei Bariumoxid in der Form von BaO und 25 Gewichtsprozent bei Strontiumoxid in der Form von SrO.
  • Das keramische Mehrschichtsubstrat 61 weist verschiedene Leiterbilder auf. Als Leiterbilder sind typischerweise innere leitende Folien 64 entlang spezifischer Grenzflächen zwischen den Glaskeramikschichten 62, zwischen den Glaskeramikschichten 63 und zwischen den Glaskeramikschichten 62 und 63 vorgesehen, wobei sich Durchkontaktierungsleiter 65 so erstrecken, dass sie die spezifischen Glaskeramikschichten 62 und 63 durchsetzen und äußere leitenden Folien 66 auf Außenflächen des keramischen Mehrschichtsubstrats 61 ausgebildet sind.
  • Von den vorstehend beschriebenen inneren leitenden Folien 64 sind mehrere für die ersten Glaskeramikschichten 62 vorgesehenen Folien, die eine verhältnismäßig hohe Dielektrizitätskonstante aufweisen, zum Erhalten von elektrostatischer Kapazität angeordnet, so dass ein Kapazitätselement gebildet wird. Die äußeren leitenden Folien 66 werden zum Verbinden an ein (nicht gezeigtes) Elektronikbauteil verwendet, das an der Außenfläche des keramischen Mehrschichtsubstrats 61 angebracht werden soll oder mit einer (nicht gezeigten) Leiterplatte verbunden werden soll, an der dieses keramische Mehrschichtsubstrat 61 angebracht werden soll.
  • Das in 6 gezeigte keramische Mehrschichtsubstrat 6 wird durch Brennen der in 7 gezeigten grünen zusammengesetzten Laminatstruktur 67 erhalten.
  • Die grüne zusammengesetzte Laminatstruktur 67 umfasst erste und zweite grüne Glaskeramikschichten 68 und 69, die zu den vorstehend beschriebenen ersten und zweiten Glaskeramikschichten 62 bzw. 63 auszubilden sind, und umfasst auch die vorstehend beschriebenen äußeren leitenden Folien 66, inneren leitenden Folien 64 und Durchkontaktierungsleiter 65.
  • Die ersten grünen Glaskeramikschichten 68 bestehen jeweils au seiner Grünfolie, die unter Verwenden eines die erfindungsgemäße Glaskeramikzusammensetzung umfassenden Schlickers zum Beispiel durch ein Streichmesserverfahren gebildet wird. Zudem bestehend die zweiten grünen Glaskeramikschichten 69 jeweils aus einer Grünfolie, die unter Verwenden eines die zweite Glaskeramikzusammensetzung umfassenden Schlickers zum Beispiel durch ein Streichmesserverfahren gebildet wird.
  • Verfahren zum Bilden der äußeren leitenden Folien 66, der inneren leitenden Folien 64 und der Durchkontaktierungsleiter 65 sind im Wesentlichen äquivalent zu den Verfahren zum Bilden des Spulenmusters 21 und dergleichen und des Durchkontaktierungsleiters 23 und dergleichen, die in 3 gezeigt sind.
  • Nach dem Erhalt der grünen zusammengesetzten Laminatstruktur 67 wird Brennen in einer Weise ausgeführt, die im Wesentlichen äquivalent zu der für den LC-Filter 1 ist, die unter Bezug auf 1 bis 3 beschrieben wurde, so dass das angestrebte keramische Mehrschichtsubstrat 61 erhalten werden kann.
  • Als Nächstes werden Beispiele, die zum Bestätigen der Wirkungen der vorliegenden Erfindung durchgeführt wurden, beschrieben.
  • (Versuchsbeispiel 1)
  • Um die in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse von Li2O, MgO, BaO, CaO, SrO, B2O3, SiO2, ZnO und Al2O3 zu erhalten, wurde zunächst nach dem Abwiegen von Carbonat- oder Oxidpulver derselben und dann ausreichenden Vermischen die so erhaltene Mischung bei einer Temperatur von 1.100 bis 1.400°C geschmolzen und zum schnellen Abkühlen in Wasser gegeben, gefolgt von Nasspulverisieren, so dass die Glaspulver G1 bis G30 erhalten wurden. Tabelle 1
    Glasmarke Li2O (Gew.-%) MgO (Gew.-%) BaO (Gew.-%) CaO (Gew.-%) SrO (Gew.-%) B2O3 (Gew.-%) SiO2 Gew.-%) ZnO (Gew.-%) Al2O3 (Gew.-%) Bemerkungen
    G1* 2 33 3 - 2 25 27 8 -
    G2 3.5 33 2 1 2 25 25.5 8 -
    G3 15 23 2 - 7 20 23 10 -
    G4* 16.5 25 7 - - 20 21.5 10 -
    G5* 6 18 5 - 5 26 28 8 4
    G6 6 20 2 2 3 26 29 8 4
    G7 5 50 4 - - 19 16 6 -
    G8* 5 52 4 - - 18 15 6 - Entglasung
    G9* 8 34 3 1 6 14 25 7 2 Entglasung
    G10 8 34 3 2 3 16 25 7 2
    G11 6 24 3 1 6 29 21 10 -
    G12* 6 23 3 1 6 31 20 10 -
    G13* 10 33 3 2 5 23 9 10 5 Entglasung
    G14 10 38 3 - - 23 11 10 5
    G15 5 25 5 - 7 18 35 5 -
    G16* 6 33 4 - - 15 36 6 -
    G17* 6 25 3 - 3 28 31 4 -
    G18 6 25 3 - 5 24 31 6 -
    G19 6 29 2 5 1 19 18 20 -
    G20* 6 30 5 - - 19 18 22 -
    G21* 6 30 – - 5 20 15 8 16
    G22 6 27 3 1 4 20 16.5 8 14.5
    G23* 5 25 27 - - 17 19 7 -
    G24 5 23 25 - - 18 23 6 -
    G25 4 33 16 - - 17 23 7 -
    G26* 6 28 1 16 - 18 24 7 -
    G27 6 35 1 10 - 19 23 6 -
    G28* 6 22 1 - 27 16 22 6 -
    G29 6 22 1 - 25 18 20 8 -
    G30 6 32 1 - 12 19 23 7 -
  • In Tabelle 1 liegen mit einem * versehene Glasmarken außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs. In den „Bemerkungen" von Tabelle 1 gezeigte „Entglasung" zeigt an, dass die Zusammensetzung nicht zu einem Glas ausgebildet werden konnte (nicht verglast werden konnte). Insbesondere ist der Fall gemeint, da die Zusammensetzung nicht transparent gemacht werden konnte, da sie nicht amorphisiert wurde und teilweise kristallisiert wurde.
  • Nachdem ein CaZrO3-Pulver und eines der in Tabelle 1 gezeigten Glaspulver G1 bis 7, 10 bis 12 und 14 bis 30, die nicht entglast wurden, vermischt wurden, so dass sie das in Tabelle 2 gezeigte Zusammensetzungsverhältnis aufweisen, wurde das so erhaltene Mischpulver mit geeigneten Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser nass aufbereitet, gefolgt von Pelletieren, so dass Pulver der Proben 1 bis 32 erhalten wurden.
  • Anschließend wurde ein Druck von 2 Tonnen/cm2 auf jedes so erhaltene Pulver mit einer Trockenpressmaschine ausgeübt, so dass ein scheibenförmiger Formköper mit einem Durchmesser von 20 mm und einer Dicke von 1 mm erhalten wurde.
  • Nachdem der Formkörper bei einer Temperatur von 400°C 2 Stunden lang in der Luft gehalten wurde, um als Bindemittel dienendes Vinylacetat zu entfernen, wurde in einer reduzierenden Atmosphäre (Stickstoffatmosphäre) Brennen bei einer Temperatur von 980°C 2 Stunden lang durchgeführt, für Sinterkörper der Proben 1 bis 32.
  • Als Nächstes wurde die relative Dielektrizitätskonstante εr, der W-Wert, der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) und die Isolierzuverlässigkeit jedes Sinterkörpers wie in Tabelle 2 gezeigt beurteilt.
  • Die relative Dielektrizitätskonstante (εr), der Q-Wert, der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) wurden bei einer Temperatur von 20°C, 1 MHz und 1 Vrms gemessen und der Q-Wert wurde bei 1 GHz in Qf umgewandelt.
  • Ferner wurde zur Beurteilung der Isolierzuverlässigkeit ein als Probe verwendeter Mehrschichtkondensator so ausgebildet, dass nach Zugeben eines Bindemittels und eines organischen Lösungsmittels zu einer Glaskeramikzusammensetzung jeder Probe zum Bilden eines Schlickers der Schlicker durch ein Streichmesserverfahren zu Folien ausgebildet wurde, und dann wurden Schritte, die das Drucken mit leitender Paste zum Bilden von Innenelektroden, Laminieren, Druckverbinden und Brennen umfassten, an den Folien ausgeführt. Als Nächstes wurde ein Beschleunigungstest an dem Mehrschichtkondensator jeder Probe bei einer Temperatur von 85°C und einer relative Feuchte von 85% bei Anlagen einer Gleichspannung von 10 V ausgeführt. Nach Ausführen dieses Beschleunigungstests über einen Zeitraum von 100 Stunden wurde der Isolierwiderstand gemessen Als der Isolierwiderstand bei 1010 Ω oder mehr lag, wurde die Probe als ausgezeichnete Isolierzuverlässigkeit aufweisend eingestuft, und als der Isolierwiderstand stark abfiel, wurde die Probe als ungenügende Isolierzuverlässigkeit aufweisend eingestuft und wurde mit „x" gekennzeichnet. Tabelle 2
    Probe Nr. CaZrO2-Menge-(Gew.-%) Glasart Glasmenge (Gew.-%) εr Qf (GHz) TCC (ppm/°C) Isolierzuverlässigkeit
    1* 92.0 G1 8.0 NICHT GESINTERT
    2 92.0 G2 8.0 24.3 22000 30 O
    3 92.0 G3 8.0 25.2 24000 25 O
    4* 92.0 G4 8.0 26.0 28000 15 x
    5* 92.0 G5 8.0 26.5 4800 40 O
    6 92.0 G6 8.0 25.5 10000 30 O
    7 92.0 G7 8.0 24.8 30000 12 O
    8 92.0 G10 8.0 25.8 21000 11 O
    9 92.0 G11 8.0 25.1 19000 15 O
    10* 92.0 G12 8.0 27.1 28000 5 x
    11 92.0 G14 8.0 26.8 27000 7 O
    12 92.0 G15 8.0 24.5 22000 15 O
    13* 92.0 G16 8.0 NICHT GESINTERT
    14* 92.0 G17 8.0 25.3 25000 17 x
    15 92.0 G18 8.0 25.4 31000 5 O
    16 92.0 G19 8.0 26.2 29000 10 O
    17* 92.0 G20 8.0 26.3 28000 9 x
    18* 92.0 G21 8.0 NICHT GESINTERT
    19 92.0 G22 8.0 24.2 19000 18 O
    20* 92.0 G23 8.0 26.5 1800 12 O
    21 92.0 G24 8.0 25.0 10000 8 O
    22 92.0 G25 8.0 24.9 19000 6 O
    23* 92.0 G26 8.0 25.6 15000 2 x
    24 92.0 G27 8.0 25.5 18000 5 O
    25* 92.0 G28 8.0 25.9 5000 8 O
    26 92.0 G29 8.0 25.5 12000 9 O
    27 92.0 G30 8.0 25.1 26000 6 O
    28* 99.5 G15 0.5 NICHT GESINTERT
    29 99.0 G15 1.0 27.5 35000 0 O
    30 98.0 G15 2.0 27.0 34000 4 O
    31 88.0 G15 12.0 18.0 22000 50 O
    32* 85.0 G15 15.0 15.2 9700 6 O
  • In Tabelle 2 liegen die mit * versehenen Probennummern außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs.
  • Von den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen dient CaZrO3 zum Verbessern der relativen Dielektrizitätskonstante (εr). Glas dient dagegen zum Verwirklichen eines Sinterns bei niedriger Temperatur bei 1.050°C oder weniger und dient auch zum Anheben des Q-Werts durch Fällen einer vorstehend beschriebenen spezifischen kristallinen Phase.
  • Da aus den vorstehend beschriebenen Punkten bei Probe 32 die CaZrO3-Menge gering war, beispielsweise 85 Gewichtsprozent, was weniger als 88 Gewichtsprozent war, und die Glasmenge hoch war, beispielsweise 15,0 Gewichtsprozent, was mehr als 12 Gewichtsprozent war, war εr relative niedrig und Qf lag auch unter 10.000 GHz. Da dagegen bei Probe 28 die Glasmenge gering war, beispielsweise 0,5 Gewichtsprozent, was weniger als 1 Gewichtsprozent war, konnten Sintern nicht bei einer Brenntemperatur von 980°C ausgeführt werden, was vorstehend beschrieben worden war.
  • Als Nächstes wird die Glaszusammensetzung erläutert.
  • Probe 1 wurde nicht gesintert. Probe 1 enthielt Glas G1, und in Glas G1 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an Li2O unter 3,5 Gewichtsprozent. Wenngleich Li2O eine Funktion des Senkens eines Erweichungspunkts von Glas hatte, lag der Grund, warum Sintern nicht wie vorstehend beschrieben durchgeführt wurde, darin, dass der Anteil an Li2O zu gering war.
  • Probe 4 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Probe 4 enthielt Glas G4, und in Glas G4 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an Li2O bei über 15 Gewichtsprozent. Als der Anteil an Li2O wie vorstehend beschrieben übermäßig hoch war, wurde die chemische Stabilität von Glas verschlechtert und dadurch wurde wie vorstehend beschrieben die Isolierzuverlässigkeit verschlechtert.
  • Probe 5 hatte einen niedrigen Qf. Probe 5 enthielt Glas G5 und wie in Tabelle 1 gezeigt lag bei Glas G5 der Anteil an MgO unter 20 Gewichtsprozent. Somit wurde keine kristalline Phase, beispielsweise Mg3B2O6, die einen hohen Q-Wert ergab, ausgefällt, und dadurch wurde wie vorstehend beschrieben Qf gesenkt.
  • Verglichen mit dem vorstehenden Glas G5 lag bei Glas G9 der Anteil an MgO bei über 50 Gewichtsprozent, wie in Tabelle 1 gezeigt ist. Als das Verhältnis eines Alkalimetalls oder eines Seltenerdmetalls wie vorstehend beschrieben vergrößert wurde, erfolgte Kristallisierung zwangsläufg, und dadurch kam es wie in Tabelle 1 gezeigt zu „Entglasung".
  • Probe 20 hatte einen niedrigen Qf. Probe 20 enthielt Glas G23, und in Glas G23 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an BaO über 25 Gewichtsprozent. Der Grund, warum Qf wie vorstehend beschrieben verringert war, lag darin, dass ein Alkalimetall oder Seltenerdmetall, das nicht kristallisiert war, den Q-Wert von Glas senkte (streng genommen einen Q-Wert einer kristallinen Phase nach dem Brennen).
  • Probe 23 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Probe 23 enthielt Glas G26, und in Glas G26 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an CaO bei über 10 Gewichtsprozent. Der Grund, warum die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben verschlechtert war, lag darin, dass die chemische Stabilität von Glas verschlechtert war, da der Anteil an CaO übermäßig hoch war.
  • Probe 25 hatte einen niedrigen Qf. Probe 25 enthielt Glas G28, und in Glas G28 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an SrO bei über 25 Gewichtsprozent. Der Grund, warum Qf wie vorstehend beschrieben verringert war, lag darin, dass ein Alkalimetall oder ein Seltenerdmetall, das nicht kristallisiert war, den Q-Wert von Glas senkte (einen Q-Wert einer kristallinen Phase nach dem Brennen).
  • Probe 10 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Probe 10 enthielt Glas G12, und in Glas G12 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an B2O3 bei über 29 Gewichtsprozent. Der Grund, warum die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben verschlechtert war, lag darin, dass der Anteil an B2O3, das die Feuchtebeständigkeit verschlechterte, übermäßig hoch war.
  • Verglichen mit dem vorstehenden Glas G12 lag bei Glas G9 der Anteil an B2O3 bei unter 16 Gewichtsprozent, wie in Tabelle 1 gezeigt ist. Als der Anteil eines Glasnetzes bildenden Oxids, beispielsweise B2O3, übermäßig niedrig war, wurde es schwierig, Verglasung durchzuführen, und daher kam es wie in Tabelle 1 gezeigt zu „Entglasung".
  • Probe 13 wurde nicht gesintert. Probe 13 enthielt Glas G16, und wie in Tabelle 1 gezeigt lag bei Glas G16 der Anteil an SiO2 bei über 35 Gewichtsprozehnt. Der Grund, warum Sintern nicht wie vorstehend beschrieben ausgeführt wurde, lag darin, dass der Glaserweichungspunkt erhöht war, da der Anteil an SiO2 übermäßig hoch war.
  • Verglichen mit dem vorstehenden Glas G16 lag bei Glas G13 der Anteil an SiO2 wie in Tabelle 1 gezeigt bei unter 11 Gewichtsprozent. Als der Anteil eines Glasnetz bildenden Oxids, beispielsweise SiO2, niedrig war, wurde es schwierig, Verglasung durchzuführen, und daher kam es wie in Tabelle 1 gezeigt zu "Entglasung".
  • Probe 14 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Probe 14 enthielt Glas G17, und in Glas G17 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an ZnO bei unter 5 Gewichtsprozent. Der Grund, warum die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben verschlechtert war, lag darin, dass Glas G17, bei dem der Anteil an ZnO übermäßig niedrig war, verwende wurde; die genauen Gründe wurden aber nicht verstanden.
  • Probe 17 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Probe 17 enthält Glas G20, und in Glas G20 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an ZnO bei über 20 Gewichtsprozent. Der Grund, warum die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben verschlechtert war, lag darin, dass die Feuchtebeständigkeit von Glas verschlechtert war, da der Anteil an ZnO übermäßig hoch war.
  • Probe 18 wurde nicht gesintert. Probe 18 enthielt Glas G21, und in Glas G21 lag wie in Tabelle 1 gezeigt der Anteil an Al2O3 bei über 15 Gewichtsprozent. Als der Anteil an Al2O3 hoch war, pflegte auch eine zum Brennen verfügbare Temperatur zu steigen; der Grund, warum Sintern nicht wie vorstehend beschrieben ausgeführt wurde, lag aber darin, dass der Anteil an Al2O3 übermäßig hoch war.
  • Verglichen mit den vorstehend beschriebenen Proben konnte bei den Proben 2, 3, 6 bis 9, 11, 12, 15, 16, 19, 21, 22, 24, 26, 27 und 29 bis 31 ein εr von 18,0 oder mehr, Qf von 10.000 GHz oder mehr, ein absoluter TTC-Wert von 50 ppm/°C oder weniger erhalten werden, und zudem war die Isolierzuverlässigkeit ausgezeichnet.
  • (Versuchsbeispiel 2)
  • Bei dem Versuchsbeispiel 2 wurde versucht, einen Sinterkörper in solcher Weise zu erhalten, dass ein scheibenförmiger Formkörper durch einen Prozess erhalten wurde, der dem in dem Versuchsbeispiel 1 ähnlich war, wobei Al2O3 oder MgAl2O4 anstelle von CaZrO3 verwendet wurde, gefolgt von Durchführen eines Entbinderschritts und eines Brennschritts.
  • Im Vergleichsbeispiel 1 wurde insbesondere zum vorstehend beschriebenen Erhalten eines Sinterkörpers Glas G15 als Glas verwendet, dessen Menge auf 8 Gewichtsprozent festgelegt wurde, Al2O3 wurde als Keramik verwendet und die Menge desselben wurde auf 92 Gewichtsprozent festgelegt; Sintern konnte aber nicht ausgeführt werden.
  • In Vergleichsbeispiel 2 wurde zum Erhalten eines Sinterkörpers Glas G15 als Glas verwendet, dessen Menge auf 20 Gewichtsprozent festgelegt wurde, Al2O3 wurde als Keramik verwendet, und dessen Menge wurde auf 80 Gewichtsprozent festgelegt; Sintern konnte aber nicht ausgeführt werden. In Vergleichsbeispiel 2 war auffällig, dass Sintern nicht ausgeführt werden konnte, wenngleich die Glasmenge hoch war, beispielsweise 20 Gewichtsprozent.
  • In Vergleichsbeispiel 3 wurde Glas G15 zum Erhalten eines Sinterkörpers verwendet, dessen Menge auf 8 Gewichtsprozent festgelegt wurde, MgAl2O4 wurde als Keramik verwendet und seine Menge wurde auf 92 Gewichtsprozent festgelegt; Sintern konnte aber nicht ausgeführt werden.
  • In Vergleichsbeispiel 4 wurde Glas G15 zum Erhalten eines Sinterkörpers verwendet, dessen Menge auf 20 Gewichtsprozent festgelegt wurde, MgAl2O4 wurde als Keramik verwendet und seine Menge wurde auf 80 Gewichtsprozent festgelegt; Sintern konnte aber nicht ausgeführt werden. In Vergleichsbeispiel 4 war auffällig, dass Sintern nicht ausgeführt werden konnte, wenngleich die Glasmenge hoch war, beispielsweise 20 Gewichtsprozent.
  • (Versuchsbeispiel 3)
  • Bei dem Versuchsbeispiel 3 wurden Versuche durchgeführt, um die Wirkungen von einzelnem BaZrO3, SrTiO3 und Mg2SiO4 zu bestätigten, die ferner in der erfindungsgemäßen Glaskeramikzusammensetzung enthalten waren.
  • Zusätzlich zu dem CaZrO3-Pulver wurden ein BaZrO3-Pulver, ein SrTiO3-Pulver und ein Mg2SiO4-Pulver hergestellt. Nach dem Vermischen des CaZrO3-Pulvers, des BaZrO3-Pulvers, des SrTiO3-Pulvers und des Mg2SiO4-Pulvers mit einem der Glaspulver G1 bis G7, G10 bis G12 und G14 bis G30 zum Erhalten von Zusammensetzungsverhältnissen, die in den Tabellen 3 und 4 gezeigt sind, wurden zu diesem Mischpulver geeignete Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser zugegeben und wurden nass aufbereitet, gefolgt von Pelletieren, so dass die Pulver der Proben 101 bis 144 erhalten wurden.
  • In jeder der in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Proben 101 bis 127 und 129 bis 133 ist die Art von Glas und seine Menge wie in den in Tabelle 2 gezeigten Proben 1 bis 32, lediglich CaZrO3 wurde teilweise durch BaZrO3 und SrTiO3 ersetzt.
  • Zudem sind die in Tabelle 2 gezeigten Proben 3, 11 und 21 erneut in Tabelle 4 gezeigt. Der Grund hierfür ist das Vergleichen „der Änderungsrate der Kapazität", die in dem Versuchsbeispiel 1 nicht beurteilt wurde, mit der der anderen Proben.
  • Anschließend wurden die Sinterkörper der Proben 101 bis 144 durch einen Vorgang erhalten, der dem von Versuchsbeispiel 1 entspricht. Zudem wurden durch Verfahren, die denen des Versuchsbeispiels 1 ähneln, die relative Dielektrizitätskonstante εr, der Q-Wert, der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) und die Isolierzuverlässigkeit jedes Sinterkörpers wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt beurteilt.
  • In Versuchsbeispiel 3 wurde die Änderungsrate der Kapazität jeder der Proben 101 bis 144 und der Proben 3, 11 und 21, die in dem Versuchsbeispiel 1 erhalten wurden, weiter beurteilt. Für die Änderungsrate der Kapazität wurde ein Beschleunigungstest bei einer Temperatur von 150°C mit Anlegen einer Gleichspannung von 200 V 100 Stunden lang an einem Mehrschichtkondensator durchgeführt, der gebildet wurde, um die Isolierzuverlässigkeit zu beurteilen, und bei Darstellen der Kapazität vor dem Test durch C0 und der Kapazität nach dem Test durch C1 wurde die Änderungsrate der Kapazität aus der folgenden Formel erhalten: Änderungsrate der Kapazität [%] = {(C1 – Co)/C0} × 100.
  • Figure 00290001
  • Figure 00300001
  • In den Tabellen 3 und 4 liegen die Probennummern mit * außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs.
  • Da abgesehen davon, dass CaZrO3 teilweise durch BaZrO3 und SrTiO3 ersetzt wurde, die gleichen Glasarten und die gleichen Mengen derselben wie bei den vorstehend beschriebenen, in Tabelle 2 gezeigten Proben 1 bis 32 aufgenommen wurden, entsprechen die Proben 101 bis 127 sowie 129 bis 133, die in den Tabellen 3 und 4 gezeigt sind, den jeweiligen Proben 1 bis 32. Somit waren die Proben 101 bis 127 und 129 bis 133 von der Tendenz her sehr ähnlich zu jeweiligen Proben 1 bis 32.
  • Bei zunächst der Probe 133, die Probe 32 entsprach, war, da die Glasmenge hoch war, beispielsweise 15,0 Gewichtsprozent, was mehr als 12 Gewichtsprozent war, εr verhältnismäßig niedrig und Qf war ebenfalls niedrig, beispielsweise 5000 GHz. Bei Probe 129, die Probe 28 entsprach, konnte dagegen, da die Glasmenge niedrig war, beispielsweise 0,5 Gewichtsprozent, was weniger als 1 Gewichtsprozent war, kein Sintern bei einer vorstehend beschriebenen Brenntemperatur von 980°C durchgeführt werden.
  • Als Nächstes wird die Glaszusammensetzung erläutert.
  • Die der Probe 1 entsprechende Probe 101 wurde nicht gesintert. Der Grund hierfür war, dass die Probe 101 Glas G1 enthielt, bei dem der Anteil an Li2O unter 3,5 Gewichtsprozent lag. Die der Probe 4 entsprechende Probe 104 wies dagegen eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 104 Glas G4 enthielt, bei dem der Anteil van Li2O bei über 15 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 5 entsprechende Probe 105 wies einen niedrigen Qf von 4.000 GHz auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 105 Glas G5 enthielt, bei dem der Anteil an MgO unter 20 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 20 entsprechende Probe 120 wies einen niedrigen Qf von 3.000 GH7 auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 120 Glas G23 enthielt, bei dem der Anteil an BaO bei über 25 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 23 entsprechende Probe 123 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 123 Glas G26 enthielt, bei dem der Anteil an Ca bei über 10 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 25 entsprechende Probe 125 wies einen niedrigen Qf von 3000 GHz auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 25 Glas G28 enthielt, bei dem der Anteil an SrO bei über 25 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 10 entsprechende Probe 110 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 110 Glas G12 enthielt, bei dem der Anteil an B2O3 bei über 29 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 13 entsprechende Probe 113 wurde nicht gesintert. Der Grund hierfür war, dass die Probe 113 Glas G16 enthielt, bei dem der Anteil an SiO2 bei über 35 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 14 entsprechende Probe 114 wies eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 114 Glas G17 enthielt, bei dem der Anteil an ZnO unter 5 Gewichtsprozent lag. Die der Probe 17 entsprechende Probe 117 wies dagegen eine schlechte Isolierzuverlässigkeit auf. Der Grund hierfür war, dass die Probe 117 Glas G20 enthielt, bei dem der Anteil an ZnO über 20 Gewichtsprozent lag.
  • Die der Probe 18 entsprechende Probe 118 wurde nicht gesintert. Der Grund hierfür war, dass die Probe 118 Glas G21 enthielt, bei dem der Anteil an Al2O3 bei über 15 Gewichtsprozent lag.
  • Verglichen mit den vorstehend beschriebenen Proben konnte bei den Proben 102, 103, 106 bis 109, 111, 112, 115, 116, 119, 121, 122, 124, 126, 127 und 130 bis 132 von den Proben 101 bis 127 und 129 bis 133, die den jeweiligen Proben 1 bis 32 entsprachen, ein εr von 20 oder mehr, ein Qf von 10.000 GHz oder mehr, ein absoluter TTC-Wert von 50 ppm/°C oder weniger erhalten werden, und zudem war die Isolierzuverlässigkeit ausgezeichnet.
  • Bezüglich der Änderungsrate der Kapazität konnte, wie bei Vergleich der Proben 102, 103, 106 bis 109, 111, 112, 115, 116, 119, 121, 122, 124, 126, 127 und 130 bis 132, die im erfindungsgemäßen Bereich lagen, mit den Proben 3, 11 und 21, weder BaZrO3 noch SrTiO3 enthielten, wie in Tabelle 4 gezeigt, ersichtlich ist und wie insbesondere bei Vergleich der Proben 103, 111 und 121, die den Proben 3, 11 bzw. 21 entsprachen, damit ersichtlich ist, die Änderungsrate der Kapazität bei Aufnahme von BaZrO3 und SrTiO3 gesenkt werden.
  • Insbesondere bei den Proben 103, 108, 111, 112, 122, 127 und 131, die jeweils 30 Gewichtsprozent oder weniger BaZrO3 enthielten, konnte die Änderungsrate der Kapazität weiter gesenkt werden.
  • Es versteht sich, dass bei der Probe 128 der obere Grenzwert des Anteils von BaZrO3 bevorzugt 84 Gewichtsprozent beträgt. D. h. bei der Probe 128, bei der der Anteil an BaZrO3 bei über 84 Gewichtsprozent lag, war Qf auf 7.000 verringert und der absolute Wert von TCC überstieg 50 ppm/°C.
  • Bei den in Tabelle 4 gezeigten Proben 134 bis 137 war der Anteil an SrTiO3 unterschiedlich. SrTiO3 ist ein Material mit einem hohen TCC an der negative Seite und einem hohen Q-Wert sowie einer hohen Dielektrizitätskonstante. Bei Vergleich der Probe 137, die kein SrTiO3 enthielt, mit den Proben 134 bis 136, die SrTiO3 enthielten, ist ersichtlich, dass bei Aufnahme von SrTiO3 die relative Dielektrizitätskonstante εr ohne starkes Senken von Qf verbessert werden kann und TCC zu der negativen Seite verändert werden kann. Wenn dagegen der Anteil an SrTiO3 bei über 6 Gewichtsprozent liegt, wie in Probe 134, wird TCC übermäßig zur negativen Seite angehoben, und somit ist dies nicht bevorzugt.
  • Bei den in Tabelle 4 gezeigten Proben 138 bis 144 war Mg2SiO4 enthalten und sein Anteil war unterschiedlich. Bei den Proben 138 bis 144 konnte, da Mg2SiO4 enthalten war, der Qf weiter verbessert werden. Bei den Proben 140 und 143 dagegen, bei denen mehr als 40 Gewichtsprozent Mg2SiO4 enthalten war, war die relative Dielektrizitätskonstante εr verringert. Somit werden vorzugsweise 40 Gewichtsprozent oder weniger Mg2SiO4 aufgenommen.
  • Bei den Proben 141 bis 143 aus den Proben 138 bis 144 war wieder BaZrO3 noch SrTiO3 enthalten. Es versteht sich somit, dass die Wirkung des Aufnehmens von Mg2SiO4 unabhängig davon erhalten werden kann, ob BaZrO3 und/oder SrTiO3 enthalten sind oder nicht.
  • (Versuchsbeispiel 4)
  • Bei Versuchsbeispiel 4 wurden erste Glaskeramikschichten mit einer relativ hohen Dielektrizitätskonstante, die aus ersten Glaskeramikzusammensetzungen gebildet wurden, die in Versuchsbeispiel 3 erhalten wurden, und zweite Glaskeramikschichten mit einer relativ niedrigen Dielektrizitätskonstante, die aus einer zweiten Glaskeramikzusammensetzung erhalten wurden, die wie nachstehend beschrieben ausgebildet wurde, miteinander laminiert und gebrannt, so dass ein keramisches Mehrschicht-Elektronikbauelement, das die ersten und zweiten Glaskeramikschichten mit zueinander unterschiedlichen relativen Dielektrizitätskonstanten umfasste, gebildet wurde.
  • Zunächst wurden als in der zweiten Glaskeramikzusammensetzung enthaltenes Borosilikatglas die Glasarten G3, G5, G10, G12, G31, G32 und G18 mit den in Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzungen erzeugt und pulverisiert, so dass sie einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1 bis 2 μm aufwiesen. Die in Tabelle 5 gezeigten Glasarten G3, G5, G10, G12 und G18 waren die gleichen wie die in Tabelle 1 gezeigten Glasarten G3, G5, G10, G12 bzw. G18.
  • Figure 00350001
  • In Tabelle 5 liegen mit einem * versehene Glasmarken außerhalb des Bereichs der in Anspruch 7 festgelegten Zusammensetzung von „Borosilikatglas" Ferner wurde als in der zweiten Glaskeramikzusammensetzung enthaltenes erstes Keramikpulver ein Mg2SiO4-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser (mittlerer Partikeldurchmesser D50) von 0,8 μm erzeugt, und als zweites Keramikpulver wurden ferner ein CaTiO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1,5 μm, ein SrTiO3-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1,5 μm und ein TiO2-Pulver mit einem durchschnittlichen Partikeldurchmesser von 1,0 μm erzeugt.
  • Zum Erhalten der in Tabelle 6 gezeigten zweiten Glaskeramikzusammensetzung jeder Probe wurden als Nächstes das vorstehende erste Keramikpulver, das vorstehende Borosilikatglas und das vorstehende zweite Keramikpulver miteinander vermischt. Tabelle 6
    Probe Nr. Menge erster Keramik (Gew.-%) Borosilikatglas Zweite Keramik Isolierzuverlässigkeit
    Art Menge (Gew.-%) Art Menge (Gew.-%)
    201 85.0 G3 3.0 CT 12.0 O
    202* 77.0 G5 15.0 ST 8.0 O
    203 75.0 G10 15.0 ST 10.0 O
    204* 78.0 G12 15.0 CT 7.0 x UNGESINTERT
    205* 74.0 G32 18.0 CT 8.0
    206 75.0 G18 15.0 CT 10.0 O
    207 83.5 G31 9.0 ST/T 6.5/1.0 O
    208 80.5 G31 9.0 ST/T 7.0/5.5 O
  • In Tabelle 6 liegen die Probennummern, die mit * versehen sind, außerhalb des Bereichs der "zweiten Glaskeramikzusammensetzung", die in Anspruch 7 festgelegt ist.
  • Ferner ist in der in Tabelle 6 gezeigten Spalte „Menge erster Keramik" die Zugabemenge von Mg2SiO4-Pulver, das als erstes Keramikpulver dient, gezeigt.
  • Zudem ist in der Spalte „Art" von „Borosilikatglas", „Glasmarke" in Tabelle 5 gezeigt, und in der Spalte „Menge" von „Borosilikatglas" ist die Zugabemenge des Borosilikatglaspulvers gezeigt.
  • Zudem ist in der Spalte „Art" der „zweiten Keramik" eines von CaTiO3 (=CT), SrTiO3 (=ST) und TiO2 (=T) gezeigt, die als zweites Keramikpulver verwendet werden, und in der Spalte "Menge" von "zweiter Keramik" ist die Zugabemenge desselben gezeigt.
  • Als Nächstes wurde die Isolierzuverlässigkeit der zweiten Glaskeramikzusammensetzung jeder in Tabelle 6 gezeigten Probe durch ein Verfahren beurteilt, das dem des Versuchsbeispiels 1 ähnelt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 6 gezeigt.
  • Wie in Tabelle 6 gezeigt enthielt die Probe 204 Glas G12 als Borosilikatglas, und wie in Tabelle 5 gezeigt enthielt Glas G12 mehr als 30 Gewichtsprozent B2O3. Somit wies die Probe 204 schlechte Isolierzuverlässigkeit auf.
  • Wie zudem in Tabelle 6 gezeigt ist, enthielt die Probe 205 Glas G32 als Borosilikatglas, und wie in Tabelle 5 gezeigt, enthielt Glas G32 mehr als 45 Gewichtsprozent SiO2. Somit wurde Probe 205 nicht bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gesintert.
  • Wie in der Spalte "Probe Nr. d. ersten Glaskeramikzusammensetzung in Tabellen 3 & 4" von Tabelle 7 gezeigt, wurden als Nächstes ein Bindemittel und ein organisches Lösungsmittel zu jeder der ersten Glaskeramikzusammensetzungen der jeweiligen Proben 102, 104, 106, 112, 116, 119, 120, 127, 138 und 141, die in den vorstehenden Tabellen 3 und 4 gezeigt sind, zugegeben, um einen Schlicker zu bilden, und durch Verwenden eines Streichmesserverfahrens für diesen Schlicker wurden erste Glaskeramik-Grünfolien gebildet.
  • Wie in der Spalte "Probe Nr. d. zweiten Glaskeramikzusammensetzung in Tabelle 6" gezeigt von Tabelle 7 gezeigt, wurden ferner ein Bindemittel und ein organisches Lösungsmittel zu jeder der zweiten Glaskeramikzusammensetzungen der in Tabelle 6 gezeigten jeweiligen Proben 201 bis 208 zugegeben, um einen Schlicker zu bilden, und durch Verwenden eines Streichmesserverfahrens für diesen Schlicker wurden zweite keramische Grünfolien gebildet.
  • Als Nächstes wurden nach Beenden des Druckens einer leitenden Paste zum Bilden von Innenelektroden für jede Grünfolie Schritte ausgeführt, so dass die ersten Glaskeramik-Grünfolien und die zweiten Glaskeramik-Grünfolien in einer vorbestimmten Reihenfolge laminiert und dann druckverbunden wurden, und es wurde Brennen zum gemeinsamen Sintern der ersten Glaskeramikzusammensetzung und der zweiten Glaskeramikzusammensetzung ausgeführt, so dass ein Mehrschichtkondensator mit einem gemeinsam gesinterten Körper, der die ersten Glaskeramikschichten und die zweiten Glaskeramikschichten enthielt, als Probe erhalten wurde. Bei diesem als Probe verwendeten Mehrschichtkondensator wurden Messanschlüsse (Außenelektroden) für die erste Keramikschichtseite und die zweite Keramikschichtseite zum Messen der jeweiligen elektrischen Eigenschaften derselben vorgesehen.
  • Figure 00390001
  • Wie in Tabelle 7 gezeigt wurde als Nächstes der Querschnitt des gemeinsam gesinterten Körpers jeder Probe untersucht, um das Vorliegen von Defekten (Poren) an dem Querschnitt zu beurteilen; Die Isolierzuverlässigkeit an der ersten Glaskeramikschichtseite und die an der zweiten Keramikschichtseite wurden jeweils durch ein Verfahren beurteilt, das dem in Versuchsbeispiel 1 ähnelt; und ferner wurde die Änderungsrate der Kapazität durch ein Verfahren beurteilt, das dem in Versuchsbeispiel 3 ähnelt. Bei der Beurteilung der Änderungsrate der Kapazität wurden nur Proben ohne Defekte an dem Querschnitt des gemeinsam gesinterten Körpers beurteilt.
  • Bei den Proben 301, 304 und 308 bis 310 aus den in Tabelle 7 gezeigten Proben wurden bei allen Beurteilungen der Querschnittdefekte, der Isolierzuverlässigkeit und der Änderungsrate der Kapazität ausgezeichnete Ergebnisse erhalten. Bei den Proben 301, 304 und 308 bis 310 lagen die Probe 102, 112, 127, 138 und 141, die jeweils darin als „erste Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurden, innerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs, und die Proben 201, 203, 206, 207 und 208, die als die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurden, lagen innerhalb der Beschreibung von Anspruch 7.
  • Bei den Proben 302 und 307 dagegen lagen die Proben 104 bzw. 120, die darin als die „erste Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurden, außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs, und bei den Proben 303, 305 und 306 lagen die Proben 202, 204 und 205, die jeweils darin als die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurden außerhalb der Beschreibung von Anspruch 7; somit wurden in beiden Fällen Querschnittdefekte erzeugt und die Isolierzuverlässigkeit war schlecht.
  • Wenngleich die als die „erste Glaskeramikzusammensetzung" verwendete Probe 120 selbst eine ausgezeichnete Isolierzuverlässigkeit aufwies, wie in Tabelle 3 gezeigt wird, war bei Probe 307, bei der die Probe 120 und die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" verbunden wurden, die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben schlecht. Auch wenn ferner die Probe 202, die als die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurde, selbst ausgezeichnete Isolierzuverlässigkeit aufwies, wie in Tabelle 6 gezeigt wird, war bei der Probe 303, bei der die Probe 202 und die „erste Glaskeramikzusammensetzung" verbunden wurden, die Isolierzuverlässigkeit wie vorstehend beschrieben schlecht. Der Grund hierfür ist, wie man meint, dass bei einem hohen Anteil eines Li-Bestandteils und/oder eines B-Bestandteils in mindestens einem von: der „ersten Glaskeramikzusammensetzung" und der „zweiten Glaskeramikzusammensetzung" oder bei Aufnahme von Al darin eine Reaktion dazwischen erfolgt, die Poren erzeugt, da die wechselseitige Diffusion zwischen den beiden Materialien beim Brennen aufzutreten pflegt, und dadurch wird die Isolierzuverlässigkeit an den beiden Materialseiten verschlechtert.
  • Zusammenfassung
  • Es wird eine Glaskeramikzusammensetzung vorgesehen, die durch Brennen zu einem Sinterkörper mit einer relativ hohen relativen Dielektrizitätskonstante und einem relativ hohen Q-Wert ausgebildet wird.
  • Eine Glaskeramikzuammensetzung umfasst eine CaZrO3-basierte Keramik und ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas, und in dieser Glaskeramikzusammensetzung macht das Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basierte Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung aus, der Anteil an Li2O beträgt 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, der Anteil an MgO beträgt 20 bis 50 Gewichtsprozent, der Anteil an BaO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an CaO beträgt 0 bis 10 Gewichtsprozent, der Anteil an SrO beträgt 0 bis 25 Gewichtsprozent, der Anteil an B2O3 beträgt 16 bis 29 Gewichtsprozent, der Anteil an SiO2 beträgt 11 bis 35 Gewichtsprozent, der Anteil an ZnO beträgt 5 bis 20 Gewichtsprozent und der Anteil an Al2O3 beträgt 0 bis 15 Gewichtsprozent. Diese Glaskeramikzusammensetzung wird vorteilhafterweise für grüne Glaskeramikschichten (10 bis 20) verwendet, die eine grüne Laminatstruktur (8) bilden, die zu einem Hauptbauteilkörper eines LC-Filters oder dergleichen auszubilden ist.
    • 1
    LC-Filter
    3
    Hauptbauteilkörper
    8, 57
    grüne Laminatstruktur
    10 bis 20, 59
    grüne Glaskeramikschicht
    21, 24, 38, 40
    Spulenmuster
    22, 28, 29, 34, 35, 41
    Verlängerungsmuster
    23, 25, 26, 30, 32, 36, 37, 39, 56, 65
    Durchkontaktierungsleiter
    27, 31, 33
    Kondensatormuster
    53, 62, 63
    Glaskeramikschicht
    54, 66
    äußere leitende Folie
    55, 64
    innere leitende Folie
    51, 61
    keramisches Mehrschichtsubstrat
    67
    grüne zusammengesetzte Laminatstruktur
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
  • Diese Liste der vom Anmelder aufgeführten Dokumente wurde automatisiert erzeugt und ist ausschließlich zur besseren Information des Lesers aufgenommen. Die Liste ist nicht Bestandteil der deutschen Patent- bzw. Gebrauchsmusteranmeldung. Das DPMA übernimmt keinerlei Haftung für etwaige Fehler oder Auslassungen.
  • Zitierte Patentliteratur
    • - JP 5-217426 [0002, 0004]

Claims (8)

  1. Glaskeramikzusammensetzung, welche umfasst: eine CaZrO3-basierte Keramik; und ein Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basiertes Glas, wobei das Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2-basierte Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der gesamten Zusammensetzung ausmacht, der Anteil an Li2O 3,5 bis 15 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an MgO 20 bis 50 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an BaO 0 bis 25 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an CaO 0 bis 10 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an SrO 0 bis 25 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an B2O3 16 bis 29 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an SiO2 11 bis 35 Gewichtsprozent beträgt, der Anteil an ZnO 5 bis 20 Gewichtsprozent beträgt und der Anteil an Al2O3 0 bis 15 Gewichtsprozent beträgt.
  2. Glaskeramikzusammensetzung nach Anspruch 1, welche weiterhin 1 bis 84 Gewichtsprozent einer BaZrO3-basierten Keramik und 0 bis 6 Gewichtsprozent SrTiO3 umfasst.
  3. Glaskeramikzusammensetzung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der BaZrO3-basierten Keramik 1 bis 30 Gewichtsprozent beträgt.
  4. Glaskeramikzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, welche weiterhin 40 Gewichtsprozent oder weniger an Mg2SiO4 umfasst.
  5. Glaskeramiksinterkörper, der durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 gebildet ist.
  6. Keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil, welches durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 gebildete erste Glaskeramikschichten umfasst.
  7. Keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil nach Anspruch 6, welches weiterhin zweite Glaskeramikschichten umfasst, die zusammen mit den ersten Glaskeramikschichten laminiert sind, wobei die zweiten Glaskeramikschichten durch Brennen einer zweiten Glaskeramikzusammensetzung gebildet sind, welche enthält: ein vorrangig aus Forsterit bestehendes erstes Keramikpulver; ein zweites Keramikpulver, das aus mindestens einem gewählt aus der Gruppe bestehend aus einem Keramikpulver, das vorrangig aus Calciumtitanat besteht, einem Keramikpulver, das vorrangig aus Strontiumtitanat besteht, und einem Keramikpulver, das vorrangig aus Titanoxid besteht, besteht; und ein Borosilikatglaspulver, das 3 bis 15 Gewichtsprozent Lithium in der Form von Li2O, 20 bis 50 Gewichtsprozent Magnesium in der Form von MgO, 15 bis 30 Gewichtsprozent Bor in der Form von B2O3, 10 bis 45 Gewichtsprozent Silicium in der Form von SiO2, 6 bis 20 Gewichtsprozent Zink in der Form von ZnO und 0 bis 15 Gewichtsprozent Aluminium in der Form von Al2O3 umfasst, wobei das Borosilikatglaspulver 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung ausmacht, mindestens ein additiver Bestandteil gewählt aus der Gruppe bestehend aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid dem Borosilikatglaspulver zugegeben ist, und wenn der Anteil des additiven Bestandteils durch das in dem Borosilikatglaspulver eingenommene Verhältnis dargestellt wird, der untere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils insgesamt 2 Gewichtsprozent beträgt, wenn Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in der Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, und der obere Grenzwert des Anteils des additiven Bestandteils 15 Gewichtsprozent im Fall von Calciumoxid in der Form von CaO, 25 Gewichtsprozent im Fall von Bariumoxid in der Form von BaO und 25 Gewichtsprozent im Fall von Strontiumoxid in der Form von SrO beträgt.
  8. Keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil nach Anspruch 6 oder 7, welches weiterhin ein Leiterbild an und/oder in einer Oberfläche umfasst, das vorrangig aus Gold, Silber oder Kupfer besteht und das gleichzeitig mit der Glaskeramikzusammensetzung gebrannt ist.
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