DE112007001868T5 - Glaskeramikzusammensetzung, gesinterter Glaskeramikkörper und elektronische Komponente aus monolithischer Keramik - Google Patents

Glaskeramikzusammensetzung, gesinterter Glaskeramikkörper und elektronische Komponente aus monolithischer Keramik Download PDF

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    • H05K—PRINTED CIRCUITS; CASINGS OR CONSTRUCTIONAL DETAILS OF ELECTRIC APPARATUS; MANUFACTURE OF ASSEMBLAGES OF ELECTRICAL COMPONENTS
    • H05K3/00—Apparatus or processes for manufacturing printed circuits
    • H05K3/46—Manufacturing multilayer circuits
    • H05K3/4611—Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards
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    • H05K3/4629—Manufacturing multilayer circuits by laminating two or more circuit boards characterised by the insulating layers or materials laminating inorganic sheets comprising printed circuits, e.g. green ceramic sheets

Abstract

Eine Glaskeramikzusammensetzung, die eine SrZrO3-Keramik und ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas aufweist, wobei das auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierende Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der Gesamtsumme ausmacht und Li2O in einer Menge im Bereich von 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, MgO in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent, BaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, CaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 10 Gewichtsprozent, SrO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, B2O3 in einer Menge im Bereich von 16 bis 29 Gewichtsprozent, SiO2 in einer Menge im Bereich von 11 bis 35 Gewichtsprozent, ZnO in einer Menge im Bereich von 5 bis 20 Gewichtsprozent und Al2O3 in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent enthält, und die Glaskeramikzusammensetzung weist ferner eine SrTiO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Gesamtsumme auf.

Description

  • Technisches Gebiet
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Glaskeramikzusammensetzung, einen durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung erzeugten gesinterten Glaskeramikkörper sowie eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik, die Glaskeramikschichten umfasst, die durch Brennen der Glaskeramikzusammensatzung erzeugt wurden. Insbesondere bezieht sich die vorliegende Erfindung auf eine Verbesserung zum Erhöhen des Q-Wertes eines gesinterten Glaskeramikkörpers.
  • Stand der Technik
  • Ein Beispiel einer für die vorliegende Erfindung interessanten Glaskeramikzusammensetzung ist eine Keramikzusammensetzung, die in der ungeprüften japanischen Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. 5-217426 (Patentschrift 1) beschrieben ist. Die Patentschrift 1 offenbart eine nichtreduzierende dielektrische Glaskeramikzusammensetzung, bei der ein auf Li2O-RO-B2O3-SiO2 basierendes Glas (wobei R zumindest ein Typ eines Elements ist, das aus Ba, Ca und Sr ausgewählt ist) zu einer als Hauptkomponente verwendeten (Ca, Sr) (Zr, Ti) O3-MnO-SiO2-Keramik hinzugegeben wird.
  • Die obige Glaskeramikzusammensetzung kann bei einer Temperatur von 1.000°C oder weniger gebrannt werden. Infolge des Brennens kann ein gesinterter Glaskeramikkörper erhalten werden, der eine hohe relative Dielektrizitätskonstante, eine Charakteristik, dass die Dielektrizitätskonstante bezüglich der Temperatur stabil ist, und einen hohen Q-Wert aufweist. Demgemäß kann, wenn die in der Patentschrift 1 beschriebene Glaskeramikzusammensetzung verwendet wird, ein Metall, das eine hohe elektrische Leitfähigkeit aufweist, z. B. Gold, Silber oder Kupfer, bei Leiterstrukturen verwendet werden, die in dem gesinterten Glaskeramikkörper gebildet sind, und somit kann ein auf den Widerstand des Leiters zurückzuführender Verlust in einem Hochfrequenzbereich verringert werden. Wenn beispielsweise die Glaskeramikzusammensetzung als elektronische Komponente aus monolithischer Keramik verwendet wird, die einen Resonator, ein Filter, einen Kondensator oder dergleichen bildet, können somit hervorragende Hochfrequenzcharakteristika verwirklicht werden.
  • Obwohl die in der Patentschrift 1 beschriebene Glaskeramikzusammensetzung die oben beschriebenen hervorragenden Charakteristika aufweist, besteht jedoch die Möglichkeit weiterer Verbesserungen. Insbesondere ist bezüglich des Q-Werts ein Qf von etwa 5.000 GHz eine Grenze.
    • Patentschrift 1: ungeprüfte japanische Patentanmeldung Veröffentlichungsnr. 5-217426
  • Offenbarung der Erfindung
  • Durch die Erfindung zu lösende Probleme
  • Demgemäß besteht ein Ziel der vorliegenden Erfindung darin, eine Glaskeramikzusammensetzung zu liefern, die eine Charakteristik, insbesondere den Q-Wert, der in der Patentschrift 1 beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung weiter verbessern kann.
  • Eine weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, einen durch Brennen der obigen Glaskeramikzusammensetzung erzeugten gesinterten Glaskeramikkörper und eine e lektronische Komponente aus monolithischer Keramik, die durch ein Brennen der Glaskeramikzusammensetzung erzeugte Glaskeramikschichten umfasst, zu liefern.
  • Mittel zum Lösen des Problems
  • Um die oben beschriebenen technischen Probleme zu lösen, enthält eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung eine SrZrO3-Keramik und ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas, wobei das auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierende Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der Gesamtsumme ausmacht und Li2O in einer Menge im Bereich von 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, MgO in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent, BaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, CaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 10 Gewichtsprozent, SrO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, B2O3 in einer Menge im Bereich von 16 bis 29 Gewichtsprozent, SiO2 in einer Menge im Bereich von 11 bis 35 Gewichtsprozent, ZnO in einer Menge im Bereich von 5 bis 20 Gewichtsprozent und Al2O3 in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent enthält, und die Glaskeramikzusammensetzung ferner eine SrTiO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Gesamtsumme enthält.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner eine BaZrO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 1 bis 84 Gewichtsprozent. Der Anteil der BaZrO3-Keramik liegt stärker bevorzugt im Bereich von 1 bis 30 Gewichtsprozent.
  • Außerdem enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung vorzugsweise ferner Mg2SiO4 in einer Menge von 40 Gewichtsprozent oder weniger.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner ZrO2 in einer Menge von 6 Gewichtsprozent oder weniger.
  • Außerdem liefert die vorliegende Erfindung einen gesinterten Glaskeramikkörper, der durch Brennen der oben beschriebenen Glaskeramikzusammensetzung erzeugt wird.
  • Die vorliegende Erfindung liefert ferner eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik, die eine erste Glaskeramikschicht umfasst, die durch Brennen der oben beschriebenen Keramikzusammensetzung erzeugt wird.
  • Für den Fall, dass die elektronische Komponente aus monolithischer Keramik gemäß der vorliegenden Erfindung eine mit der ersten Glaskeramikschicht laminierte zweite Glaskeramikschicht umfasst, ist es vorzuziehen, dass die zweite Glaskeramikschicht durch Brennen einer zweiten Glaskeramikzusammensetzung, die eine nachstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist, erhalten wird.
  • Im Einzelnen enthält die zweite Glaskeramikzusammensetzung (1) ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptkomponente enthält, (2) ein zweites Keramikpulver, das aus zumindest einem gebildet ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Calciumtitanat enthält, einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Strontiumtitanat enthält, und einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Titanoxid enthält, besteht, und (3) ein Borsilikatglaspulver, das Lithium in einer Menge im Bereich von 3 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Li2O, Magnesium in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent in Form von MgO, Bor in einer Menge im Bereich von 15 bis 30 Gewichtsprozent in Form von B2O3, Sili zium in einer Menge im Bereich von 10 bis 45 Gewichtsprozent in Form von SiO2, Zink in einer Menge im Bereich von 6 bis 20 Gewichtsprozent in Form von ZnO sowie Aluminium in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Al2O3 enthält.
  • Bei der zweiten Glaskeramikzusammensetzung macht das Borsilikatglaspulver 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung aus.
  • Außerdem wird zu dem Borsilikatglaspulver zumindest ein Typ einer Zusatzkomponente hinzugefügt, die aus der aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid bestehenden Gruppe ausgewählt ist.
  • Wenn der Gehalt der Zusatzkomponente durch das Verhältnis der Zusatzkomponente zu dem Borsilikatglaspulver dargestellt wird, beträgt die Untergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente in dem Fall, dass Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, insgesamt 2 Gewichtsprozent, und die Obergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente beträgt in dem Fall, dass Calciumoxid hinzugegeben wird, 15 Gewichtsprozent in Form von CaO, in dem Fall, dass Bariumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von BaO, und in dem Fall, dass Strontiumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von SrO.
  • Vorzugsweise umfasst die elektronische Komponente aus monolithischer Keramik gemäß der vorliegenden Erfindung ferner Leiterstrukturen, die als Hauptkomponente Gold, Silber oder Kupfer enthalten, wobei die Leiterstrukturen durch gleichzeitiges Brennen mit der Glaskeramikzusammensetzung auf einer Oberfläche der und/oder in der elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik gebildet werden.
  • Vorteile
  • Gemäß der Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung weist ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas mit einem spezifischen Zusammensetzungsverhältnis eine sehr gute Benetzbarkeit bezüglich einer SrZrO3-Keramik auf. Durch Hinzufügen des auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierenden Glases sogar in einer geringen Menge kann demgemäß ein Sintern bei geringer Temperatur unter Beibehaltung von Charakteristika der SrZrO3-Keramik im Vergleich zu dem in der Patentschrift 1 beschriebenen, auf Li2O-RO-B2O3-SiO2 basierenden Glas auf zufrieden stellende Weise verwirklicht werden. Gemäß einem durch Brennen dieser Glaskeramikzusammensetzung erhaltenen gesinterten Glaskeramikkörper kann folglich eine hohe relative Dielektrizitätskonstante der SrZrO3-Keramik aufrechterhalten werden.
  • Außerdem fällt die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung eine Kristallphase von Mg3B2O6, Li2MgSi2O8 oder dergleichen aus. Eine derartige Kristallphase weist einen hohen Q-Wert auf. Deshalb kann gemäß der Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung ein hoher Q-Wert erhalten werden.
  • Wenn die Glaskeramikzusammensetzung ferner eine SrTiO3-Keramik enthält, kann dadurch, dass der Gehalt der SrTiO3-Keramik dahin gehend gesteuert wird, 6 Gewichtsprozent oder weniger der Gesamtsumme auszumachen, der Q-Wert weiter verbessert werden, ohne den Temperaturkoeffizienten der Dielektrizitätskonstante in der negativen Richtung zu erhöhen.
  • Gemäß einer elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik, die eine Glaskeramikschicht umfasst, die durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung erzeugt wurde, können somit gute Hochfrequenzcharakteristika verwirklicht werden.
  • Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung kann bei einer geringen Temperatur von 1.000°C oder weniger gesintert werden. Demgemäß können auf einer Oberfläche der und/oder in der elektronischen Komponenten aus monolithischer Keramik Leiterstrukturen vorgesehen sein, die Gold, Silber oder Kupfer als Hauptkomponente aufweisen und durch gleichzeitiges Brennen mit der Glaskeramikzusammensetzung gebildet werden. Durch Bilden der Leiterstrukturen, die als Hauptkomponente Gold, Silber oder Kupfer enthalten, kann ein auf den Widerstand der Leiterstrukturen zurückzuführender Verlust verringert werden.
  • Wenn die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner eine BaZrO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 1 bis 84 Gewichtsprozent enthält, kann eine Änderungsrate der Kapazität eines durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung erzeugten gesinterten Glaskeramikkörpers vor und nach einem Belastungstest verringert werden. Wenn der Gehalt der BaZrO3-Keramik auf den Bereich von 1 bis 30 Gewichtsprozent beschränkt ist, kann die Kapazitätsänderungsrate außerdem weiter verringert werden.
  • Wenn die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner Mg2SiO4 in einer Menge von 40 Gewichtsprozent oder weniger enthält, kann der Q-Wert weiter verbessert werden.
  • Wenn die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent enthält, kann der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante stärker stabilisiert werden.
  • Wenn die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner ZrO2 in einer Menge von 6 Gewichtsprozent oder weniger enthält, kann ein höherer Q-Wert erhalten werden.
  • Wenn eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik gemäß der vorliegenden Erfindung die oben erwähnte zweite Glaskeramikschicht umfasst, die mit einer ersten Glaskeramikschicht laminiert ist, die durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung erhalten wurde, weist die zweite Glaskeramikschicht eine gute chemische Stabilität, eine relativ niedrige relative Dielektrizitätskonstante, einen hohen Q-Wert sowie einen stabilen Temperaturkoeffizienten (τf) der Resonanzfrequenz auf. Außerdem weist die zweite Glaskeramikschicht eine gute Kompatibilität mit der ersten Glaskeramikschicht auf. Demgemäß kann eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik erhalten werden, die eine hohe Zuverlässigkeit aufweist.
  • Die zweite Glaskeramikzusammensetzung, die zu der zweiten Glaskeramikschicht gebildet werden soll, enthält vorzugsweise das erste Keramikpulver in einer Menge von 55 Gewichtsprozent oder mehr, das zweite Keramikpulver in einer Menge im Bereich von 6 bis 30 Gewichtsprozent und das Borsilikatglaspulver in einer Menge im Bereich von 3 bis 20 Gewichtsprozent. Bei dieser zweiten Glaskeramikzusammensetzung können die hervorragenden Charakteristika sogar dann erhalten werden, wie oben beschrieben wurde, wenn der Gehalt des Borsilikatglaspulvers gering ist, beispielsweise 20 Gewichtsprozent oder weniger. Folglich ist die zweite Glaskeramikzusammensetzung bezüglich der Kosten vorteilhaft. Gemäß der zweiten Glaskeramikzusammensetzung wird eine Reaktion zwischen dem zweiten Keramikpulver und dem Glas ohne weiteres gesteuert, der Temperaturkoeffizient (τf) der Resonanzfrequenz wird durch Hinzufügen von Zusatzstoffen ohne weiteres gesteuert, und es kann eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik erhalten werden, die einen guten Plattierungswiderstand aufweist.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • 1 ist eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild eines LC-Filters 1 zeigt, das ein Beispiel einer elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik ist, die durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wird.
  • 2 ist ein Ersatzschaltungsdiagramm, das durch das in 1 gezeigte LC-Filter 1 geliefert wird.
  • 3 ist eine auseinander gezogene perspektivische Ansicht einer grünen laminierten Struktur 8, die ein Zwischenprodukt ist, das beim Erzeugen des in 1 gezeigten Filters 1 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • 4 ist eine Querschnittsansicht, die ein Mehrschichtkeramiksubstrat 51 veranschaulicht, das ein weiteres Beispiel einer elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik ist, die durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wird.
  • 5 ist eine Querschnittsansicht, die eine grüne laminierte Struktur 57 veranschaulicht, die ein Zwischenprodukt ist, das beim Erzeugen des in 4 gezeigten Mehrschichtkeramiksubstrats 51 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • 6 ist eine Querschnittsansicht, die ein Mehrschichtkeramiksubstrat 61 veranschaulicht, das ein weiteres Beispiel einer elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik ist, die durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wird.
  • 7 ist eine Querschnittsansicht, die eine grüne gebildete laminierte Struktur 67 veranschaulicht, die ein Zwischenprodukt ist, das beim Erzeugen des in 6 gezeigten Mehrschichtkeramiksubstrats 61 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • Beste Modi zum Durchführen der Erfindung
  • 1 bis 3 veranschaulichen ein LC-Filter, das ein Beispiel einer elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik ist, die durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildet wird. Hier ist 1 eine perspektivische Ansicht, die das Erscheinungsbild eines LC-Filters 1 zeigt, 2 ist ein Ersatzschaltungsdiagramm, das durch das LC-Filter 1 geliefert wird, und 3 ist eine auseinander gezogene perspektivische Ansicht einer grünen laminierten Struktur 8, die ein Zwi schenprodukt ist, das beim Erzeugen des LC-Filters 1 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • Wie in 1 gezeigt ist, umfasst das LC-Filter 1 einen Komponentenkörper 3, der eine laminierte Struktur ist, die eine Mehrzahl von laminierten Glaskeramikschichten umfasst. Anschlusselektroden 4 und 5 sind auf Außenoberflächen von Enden des Komponentenkörpers 3 vorgesehen, und Anschlusselektroden 6 und 7 sind auf einem Zwischenabschnitt von Seitenoberflächen derselben vorgesehen.
  • Wie in 2 gezeigt ist, bildet das LC-Filter 1 zwei Induktanzelemente L1 und L2, die zwischen die Anschlusselektroden 4 und 5 in Reihe geschaltet sind, und bildet ein Kapazitätselement C zwischen einem Verbindungspunkt der Induktanzelemente L1 und L2 und den Anschlusselektroden 6 und 7.
  • Unter Bezugnahme auf 3 umfasst eine grüne laminierte Struktur 8, die zu dem Komponentenkörper 3 gebildet werden soll, eine Mehrzahl von grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20. Die Anzahl an grünen Glaskeramikschichten ist nicht auf die in der Figur gezeigte Anzahl beschränkt.
  • Jede der grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 ist aus einer Grünlage gebildet, die dadurch erhalten wird, dass beispielsweise anhand eines Rakelverfahrens eine Aufschlämmung gebildet wird, die eine Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung enthält, die eine nachstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist.
  • Um die Induktanzelemente L1 und L2 und das in 2 gezeigte Kapazitätselement C zu liefern, sind außerdem auf manchen der grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 Leiterstrukturen derart vorgesehen, dass sie die folgenden Formen aufweisen.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 11 sind eine Spulenstruktur 21, die einen Bestandteil des Induktanzelements L1 bildet, und eine Anschlussstruktur 22, die sich von einem Ende der Spulenstruktur 21 erstreckt, vorgesehen. Ein Durchkontaktierungsleiter 23 ist an einem anderen Ende der Spulenstruktur 21 vorgesehen.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 12 ist eine Spulenstruktur 24, die einen Bestandteil des Induktanzelements L1 bildet, vorgesehen, und an einem Ende der Spulenstruktur 24 ist ein Durchkontaktierungsleiter 25 vorgesehen. Ein weiteres Ende der Spulenstruktur 24 ist mit dem Durchkontaktierungsleiter 23 verbunden.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 13 ist ein Durchkontaktierungsleiter 26 vorgesehen, der mit dem Durchkontaktierungsleiter 25 verbunden ist.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 14 sind eine Kondensatorstruktur 27, die einen Bestandteil des Kapazitätselements C bildet, und Anschlussstrukturen 28 und 29, die sich von der Kondensatorstruktur 27 erstrecken, vorgesehen. Ein mit dem Durchkontaktierungsleiter 26 verbundener Durchkontaktierungsleiter 30 ist in der grünen Glaskeramikschicht 14 vorgesehen.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 15 sind eine Kondensatorstruktur 31, die einen Bestandteil des Kapazitätselements C bildet, und ein mit der Kondensatorstruktur 31 verbundener Durchkontaktierungsleiter 32 vorgesehen. Die Kondensatorstruktur 31 ist mit dem Durchkontaktierungsleiter 30 verbunden.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 16 sind eine Kondensatorstruktur 33, die einen Bestandteil des Kapazitätselements C bildet, und Anschlussstrukturen 34 und 35, die sich von der Kondensatorstruktur 33 erstrecken, vorgesehen. In der grünen Glaskeramikschicht 16 ist ein Durchkontaktie rungsleiter 36 vorgesehen, der mit dem Durchkontaktierungsleiter 32 verbunden ist.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 17 ist ein mit dem Durchkontaktierungsleiter 36 verbundener Durchkontaktierungsleiter 37 vorgesehen.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 18 ist eine Spulenstruktur 38 vorgesehen, die einen Bestandteil des Induktanzelements L2 bildet, und an einem Ende der Spulenstruktur 38 ist ein Durchkontaktierungsleiter 39 vorgesehen. Ein anderes Ende der Spulenstruktur 38 ist mit dem Durchkontaktierungsleiter 37 verbunden.
  • Auf einer grünen Glaskeramikschicht 19 sind eine Spulenstruktur 40, die einen Bestandteil des Induktanzelements L2 bildet, und eine Anschlussstruktur 41, die sich von einem Ende der Spulenstruktur 40 erstreckt, vorgesehen. Ein anderes Ende der Spulenstruktur 40 ist mit dem Durchkontaktierungsleiter 39 verbunden.
  • Beim Bilden der Spulenstrukturen 21, 24, 38 und 40 werden die Anschlussstrukturen 22, 28, 29, 34, 35 und 41, die Durchkontaktierungsleiter 23, 25, 26, 30, 32, 36, 37 und 39 und die Kondensatorstrukturen 27, 31 und 33, vorzugsweise eine leitfähige Paste, die als leitfähige Komponente ein Metallpulver enthält, das als Hauptkomponente Gold, Silber oder Kupfer enthält, verwendet.
  • Um die Spulenstrukturen 21, 24, 38 und 40, die Anschlussstrukturen 22, 28, 29, 34, 35 und 41 sowie die Kondensatorstrukturen 27, 31 und 33 zu bilden, wird ein Druckverfahren, beispielsweise Siebdrucken, verwendet.
  • Um die Durchkontaktierungsleiter 23, 25, 26, 30, 36, 37 und 39 zu bilden, wird durch Stanzen oder dergleichen in jeder der Grünlagen, die zu den damit in Beziehung stehenden grünen Glaskeramikschichten 11 bis 18 gebildet werden sollen, ein Durchgangsloch gebildet, und das Durchgangsloch wird mit einer leitfähigen Paste gefüllt.
  • Um die grüne laminierte Struktur 8 zu erhalten, wird eine Mehrzahl von zu den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 zu bildenden keramischen Grünlagen laminiert und in die Laminierungsrichtung gepresst.
  • Anschließend wird die grüne laminierte Struktur 8 gebrannt. Auf diese Weise wird durch Brennen der grünen laminierten Struktur 8 der Komponentenkörper 3 erzeugt.
  • Beim Brennen der grünen laminierten Struktur 8 kann vorab auf zumindest einer Hauptoberfläche der grünen laminierten Struktur 8 eine Schrumpfungsunterdrückungsschicht vorgesehen sein, die ein Pulver aus anorganischem Material wie z. B. Aluminiumoxid-, Zirconiumoxid-, Mullit-, Spinell- oder Magnesiumoxid-Pulver enthält, das bei einer Sintertemperatur des in den grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 enthaltenen Keramikmaterials nicht sintert, der Brennschritt kann in diesem Zustand durchgeführt werden, und die Schrumpfungsunterdrückungsschicht kann nach dem Brennschritt beseitigt werden. Gemäß diesem Verfahren wird die Schrumpfung der Glaskeramikschichten 10 bis 20 in der Richtung der Hauptoberfläche während des Brennschritts unterdrückt, und somit kann die Abmessungsgenauigkeit des hergestellten Komponentenkörpers 3 erhöht werden.
  • Als Nächstes werden beispielsweise ein Schritt eines Aufbringens einer leitfähigen Paste auf die Außenoberflächen des Komponentenkörpers 3 und ein Härtungsschritt durchgeführt, wodurch die Anschlusselektroden 4 bis 7 gebildet werden. Bei Bedarf kann an den Anschlusselektroden 4 bis 7 ein Plattierungsprozess durchgeführt werden.
  • Die oben erwähnte Anschlusselektrode 4 ist mit der in 3 gezeigten Anschlussstruktur 22 elektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 5 ist mit der Anschlussstruktur 41 e lektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 6 ist mit den Anschlussstrukturen 28 und 34 elektrisch verbunden. Die Anschlusselektrode 7 ist mit den Anschlussstrukturen 29 und 35 elektrisch verbunden.
  • 4 und 5 veranschaulichen ein Mehrschichtkeramiksubstrat, das ein weiteres Beispiel einer durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildete elektronische Komponente aus monolithischer Keramik ist. Hier ist 4 eine Querschnittsansicht, die ein Mehrschichtkeramiksubstrat 51 veranschaulicht, und 5 ist eine Querschnittsansicht, die eine grüne laminierte Struktur 57 veranschaulicht, die ein Zwischenprodukt ist, das beim Erzeugen des in 4 gezeigten Mehrschichtkeramiksubstrats 51 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • Wie in 4 gezeigt ist, umfasst das Mehrschichtkeramiksubstrat 51 eine Mehrzahl von laminierten Glaskeramikschichten 53, und auf manchen der Glaskeramikschichten 53 sind verschiedene Leiterstrukturen vorgesehen.
  • Die oben erwähnten Leiterstrukturen umfassen Außenleiterfilme 54, die auf Endoberflächen der Laminierungsrichtung des Mehrschichtkeramiksubstrats 51 vorgesehen sind, Innenleiterfilme 55, die entlang Schnittstellen zwischen den Glaskeramikschichten 53 vorgesehen sind, sowie Durchkontaktierungsleiter 56, die vorgesehen sind, um die Glaskeramikschichten 53 zu durchdringen.
  • Die Außenleiterfilme 54 werden zum Verbinden mit einer (nicht gezeigten) elektronischen Komponente, die auf einer Außenoberfläche des Mehrschichtkeramiksubstrats 51 angeordnet werden soll, verwendet, oder zum Verbinden mit einer (nicht gezeigten) Schaltungsplatine, an der das Mehrschichtkeramiksubstrat 51 angebracht ist, verwendet.
  • Die Innenleiterfilme 55 und die Durchkontaktierungsleiter 56 arbeiten so, dass passive Elemente wie z. B. ein Konden sator und ein Induktor gebildet werden oder derartige Elemente miteinander verbunden werden.
  • Das in 4 gezeigte Mehrschichtkeramiksubstrat 51 wird durch Brennen der in 5 gezeigten grünen laminierten Struktur 57 erhalten.
  • Die grüne laminierte Struktur 57 umfasst eine Mehrzahl von laminierten grünen Glaskeramikschichten 59, die zu den Glaskeramikschichten 53 gebildet werden sollen, die Außenleiterfilme 54, die Innenleiterfilme 55 und die Durchkontaktierungsleiter 56, die oben erwähnt wurden.
  • Jede der grünen Glaskeramikschichten 59 ist aus einer Grünlage gebildet, die erhalten wird, indem beispielsweise anhand eines Rakelverfahrens eine Aufschlämmung gebildet wird, die eine Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung enthält, die eine nachstehend beschriebene Zusammensetzung aufweist.
  • Die Verfahren zum Bilden der Außenleiterfilme 54, der Innenleiterfilme 55 und der Durchkontaktierungsleiter 56 sind im Wesentlichen dieselben wie die oben beschriebenen Verfahren zum Bilden der Spulenstrukturen 21 usw. und der Durchkontaktierungsleiter 23 usw., die in 3 gezeigt sind.
  • Nachdem die grüne laminierte Struktur 57 hergestellt wurde, wird die grüne laminierte Struktur 57 im Wesentlichen auf dieselbe Weise wie in dem Fall des unter Bezugnahme auf 1 bis 3 beschriebenen LC-Filters 1 gebrannt, wodurch das gewünschte Mehrschichtkeramiksubstrat 51 erhalten wird.
  • Die oben beschriebene Schrumpfungsunterdrückungsschicht kann auch beim Brennen der grünen laminierten Struktur 57 vorgesehen sein.
  • Beim Erzeugen des LC-Filters 1 oder des Mehrschichtkeramiksubstrats 51, oben beschrieben, wird als die in den Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 enthaltene Glaskeramikzusammensetzung eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung verwendet. Im Einzelnen enthält die verwendete Glaskeramikzusammensetzung eine SrZrO3-Keramik und ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas, wobei das auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierende Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der Gesamtsumme ausmacht und Li2O in einer Menge im Bereich von 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, MgO in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent, BaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, CaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 10 Gewichtsprozent, SrO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, B2O3 in einer Menge im Bereich von 16 bis 29 Gewichtsprozent, SiO2 in einer Menge im Bereich von 11 bis 35 Gewichtsprozent, ZnO in einer Menge im Bereich von 5 bis 20 Gewichtsprozent und Al2O3 in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent enthält, und wenn die Glaskeramikzusammensetzung ferner eine SrTiO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Gesamtsumme enthält, beträgt deren Gehalt 6 Gewichtsprozent oder weniger der Gesamtsumme.
  • Als SrZrO3-Keramik wird hauptsächlich eine Keramik verwendet, bei der das Verhältnis von Sr zu Zr 1:1 (stöchiometrisches Verhältnis) ist. Alternativ dazu kann die Keramik beispielsweise eine Keramik sein, die durch SrZrxO1+2x (wobei x = 0,95 bis 1,05) dargestellt wird. Alternativ kann ein Teil von Sr oder Zr durch ein anderes Element ersetzt werden. Beispielsweise kann ein Teil des Sr durch Ba oder Ca ersetzt werden, und ein Teil des Zr kann durch Ti ersetzt werden.
  • Außerdem gilt dies auch für die SrPiO3-Keramik. Hauptsächlich wird eine Keramik verwendet, bei der das Verhältnis von Sr zu Ti 1:1 (stöchiometrisches Verhältnis) beträgt. Alternativ dazu kann die Keramik beispielsweise eine Kera mik sein, die durch SrTixO1+2x (wobei x = 0,95 bis 1,05) dargestellt wird. Alternativ dazu kann ein Teil des Sr oder Ti durch ein anderes Element ersetzt werden. Beispielsweise kann ein Teil des Sr durch Ba oder Ca ersetzt werden, oder ein Teil des Ti kann durch Zr ersetzt werden.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner eine BaZrO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 1 bis 84 Gewichtsprozent. Der Gehalt der BaZrO3-Keramik liegt stärker bevorzugt im Bereich von 1 bis 30 Gewichtsprozent.
  • Außerdem enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung vorzugsweise ferner Mg2SiO4 in einer Menge von 40 Gewichtsprozent oder weniger.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent.
  • Vorzugsweise enthält die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung ferner ZrO2 in einer Menge von 6 Gewichtsprozent oder weniger. Man nimmt an, das ZrO2 aus dem folgenden Grund zur Verwirklichung eines höheren Q-Werts beiträgt. Das heißt, SrZrO3 und BaZrO3 reagieren mit hinzugefügtem Glas, und ein Teil des SrZrO3 und BaZrO3 wird zersetzt. Folglich kann der Q-Wert verringert werden. Infolge dieser Zersetzung werden ZrO2, SrO und BaO erzeugt. Jedoch erfolgt die Zersetzungsreaktion nicht ohne weiteres, wenn ZrO2 vorab zugegeben wird. Deshalb kann durch Hinzugeben von ZrO2 ein ursprünglicher hoher Q-Wert aufrechterhalten werden.
  • Die oben beschriebene Glaskeramikzusammensetzung wird als grüne Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 verwendet. In diesem Fall können die Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 beim Brennen der grünen laminierten Struktur 8 oder 57 sogar dann, wenn eine Komponente, die als Hauptkomponente Gold, Silber oder Kupfer, das einen geringen spezifischen Widerstand aufweist, enthält, als leitfähige Komponente verwendet wird, die in den Leiterstrukturen 21 bis 41 oder 54 bis 56 enthalten ist, gesintert werden, indem bei einer Temperatur gebrannt wird, die niedriger ist als der Schmelzpunkt der leitfähigen Komponente.
  • Ferner können der gesinterte Glaskeramikkörperabschnitt des Komponentenkörpers 3 oder der gesinterte Glaskeramikkörper der Glaskeramikschichten 53 des Mehrschichtkeramiksubstrats 51, die durch Sintern der grünen Glaskeramikschichten 10 bis 20 oder 59 erhalten werden, eine hohe relative Dielektrizitätskonstante, eine gute Temperaturstabilität, einen hohen Q-Wert und eine gute Isolierungszuverlässigkeit in einem Hochfrequenzbereich aufweisen.
  • 6 und 7 veranschaulichen ein Mehrschichtkeramiksubstrat, das ein weiteres Beispiel einer durch eine Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung gebildeten elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik ist. Hier ist 6 eine Querschnittsansicht, die ein Mehrschichtkeramiksubstrat 61 veranschaulicht, und 7 ist eine Querschnittsansicht, die eine grüne gebildete laminierte Struktur 67 veranschaulicht, die ein Zwischenprodukt ist, das beim Erzeugen des in 6 gezeigten Mehrschichtkeramiksubstrats 61 einem Brennschritt unterzogen werden soll.
  • Das Mehrschichtkeramiksubstrat 61 umfasst eine Mehrzahl von laminierten ersten Glaskeramikschichten 62 und eine Mehrzahl von laminierten zweiten Glaskeramikschichten 63. Die zweiten Glaskeramikschichten 63 sind so angeordnet, dass sie die ersten Glaskeramikschichten 62 zwischen sich aufweisen.
  • Die ersten Glaskeramikschichten 62 sind aus einem gesinterten Glaskeramikkörper gebildet, der durch Brennen einer Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung erhalten wird, und sie weisen eine relativ hohe relative Dielektrizitätskonstante von z. B. 15 oder mehr auf.
  • Andererseits sind die zweiten Glaskeramikschichten 63 aus einem gesinterten Glaskeramikkörper gebildet, der durch Brennen einer nachstehend beschriebenen zweiten Glaskeramikzusammensetzung erhalten wird, und sie weisen eine relativ niedrige relative Dielektrizitätskonstante von z. B. 10 oder weniger auf.
  • Die zweite Glaskeramikzusammensetzung enthält (1) ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptkomponente enthält, (2) ein zweites Keramikpulver, das aus zumindest einem gebildet ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Calciumtitanat enthält, einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Strontiumtitanat enthält, und einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Titanoxid enthält, besteht, und (3) ein Borsilikatglaspulver, das Lithium in einer Menge im Bereich von 3 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Li2O, Magnesium in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent in Form von MgO, Bor in einer Menge im Bereich von 15 bis 30 Gewichtsprozent in Form von B2O3, Silizium in einer Menge im Bereich von 10 bis 45 Gewichtsprozent in Form von SiO2, Zink in einer Menge im Bereich von 6 bis 20 Gewichtsprozent in Form von ZnO sowie Aluminium in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Al2O3 enthält.
  • Bei der zweiten Glaskeramikzusammensetzung macht das Borsilikatglaspulver 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung aus. Zu dem Borsilikatglaspulver wird zumindest ein Typ einer Zusatzkomponente hinzugefügt, die aus der aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid bestehenden Gruppe ausgewählt ist. Wenn der Gehalt der Zusatzkomponente durch das Verhältnis der Zusatzkomponente zu dem Borsilikatglaspulver dargestellt wird, beträgt die Untergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente in dem Fall, dass Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, insgesamt 2 Gewichtsprozent, und die Obergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente beträgt in dem Fall, dass Calciumoxid hinzugegeben wird, 15 Gewichtsprozent in Form von CaO, in dem Fall, dass Bariumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von BaO, und in dem Fall, dass Strontiumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von SrO.
  • Das Mehrschichtkeramiksubstrat 61 umfasst verschiedene Leiterstrukturen. Die Leiterstrukturen umfassen üblicherweise Innenleiterfilme 64, die entlang spezifischen Schnittstellen zwischen den Glaskeramikschichten 62, zwischen den Glaskeramikschichten 63 und zwischen den Glaskeramikschichten 62 und 63 vorgesehen sind; Durchkontaktierungsleiter 65, die sich dahin gehend erstrecken, spezifische Glaskeramikschichten 62 und 63 zu durchdringen; und Außenleiterfilme 66, die auf Außenoberflächen des Mehrschichtkeramiksubstrats 61 vorgesehen sind.
  • Unter den oben erwähnten Innenleiterfilmen 64 sind manche der Innenleiterfilme 64, die dahin gehend vorgesehen sind, in Kontakt mit den ersten Glaskeramikschichten 62 zu sein, die eine relativ hohe relative Dielektrizitätskonstante aufweisen, dahin gehend angeordnet, eine elektrostatische Kapazität zu liefern, wodurch sie ein Kondensatorelement bilden. Die Außenleiterfilme 66 werden zum Verbinden mit einer (nicht gezeigten) elektronischen Komponente verwendet, die auf einer Außenoberfläche des Mehrschichtkeramiksubstrats 61 angeordnet werden soll, oder werden zum Verbinden mit einer (nicht gezeigten) Schaltungsplatine, auf der das Mehrschichtkeramiksubstrat 61 angebracht ist, verwendet.
  • Das in 6 gezeigte Mehrschichtkeramiksubstrat 61 wird erhalten, indem die in 7 gezeigte grüne gebildete laminierte Struktur 67 gebrannt wird.
  • Die grüne gebildete laminierte Struktur 67 umfasst eine Mehrzahl von laminierten ersten grünen Glaskeramikschichten 68, die zu den ersten Glaskeramikschichten 62 gebildet werden sollen, eine Mehrzahl von laminierten zweiten grünen Glaskeramikschichten 69, die zu den zweiten Glaskeramikschichten 63 gebildet werden sollen, die Außenleiterfilme 66, die Innenleiterfilme 64 und die Durchkontaktierungsleiter 65.
  • Jede der ersten grünen Glaskeramikschichten 68 ist aus einer Grünlage gebildet, die erhalten wird, indem beispielsweise anhand eines Rakelverfahrens eine Aufschlämmung gebildet wird, die eine Glaskeramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung enthält. Andererseits ist jede der zweiten grünen Glaskeramikschichten 69 aus einer Grünlage gebildet, die erhalten wird, indem beispielsweise anhand eines Rakelverfahrens eine Aufschlämmung gebildet wird, die die zweite Glaskeramikzusammensetzung enthält.
  • Die Verfahren zum Bilden der Außenleiterfilme 66, der Innenleiterfilme 64 und der Durchkontaktierungsleiter 65 sind im Wesentlichen dieselben wie die oben beschriebenen Verfahren zum Bilden der Spulenstrukturen 21 usw. und der Durchkontaktierungsleiter 23 usw., die in 3 gezeigt sind.
  • Nachdem die grüne gebildete laminierte Struktur 67 hergestellt wurde, wird die grüne gebildete laminierte Struktur 67 auf im Wesentlichen dieselbe Weise gebrannt wie in dem Fall des unter Bezugnahme auf 1 bis 3 beschriebenen LC-Filters 1, wodurch das gewünschte Mehrschichtkeramiksubstrat 61 erhalten wird.
  • Die oben beschriebene Schrumpfungsunterdrückungsschicht kann auch beim Brennen der grünen gebildeten laminierten Struktur 67 vorgesehen sein.
  • Als Nächstes werden Beispiele eines Experiments beschrieben, das durchgeführt wurde, um die Vorteile der vorliegenden Erfindung zu überprüfen.
  • (Experimentelles Beispiel 1)
  • Zuerst wurde sowohl Carbonat- als auch Oxidpulver gewogen, so dass die in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse von Li2O, MgO, BaO, CaO, SrO, B2O3, SiO2, ZnO und Al2O3 erfüllt waren. Die Pulver wurden ausreichend gemischt und dann bei einer Temperatur im Bereich von 1.100°C bis 1.400°C geschmolzen. Das entstehende Produkt wurde gequencht, indem es in Wasser getaucht wurde. Das Produkt wurde anschließend anhand eines Nassverfahrens gemahlen, um Glaspulver G1 bis G30 herzustellen. [Tabelle 1]
    Glasprobe Nr. Li2O (Gew.-%) MgO (Gew.-%) BaO (Gew.-%) CaO (Gew.-%) SrO (Gew.-%) B2O3 (Gew.-%) SiO2 (Gew.-%) ZnO (Gew.-%) Al2O3 (Gew.-%) Anmerkungen
    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 - Entglast
    G9* 8 34 3 1 6 14 25 7 2 Entglast
    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 Entglast
    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 der Tabelle 1 stellten mit * markierte Glasprobennummern Glaspulver dar, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen. Man beachte, dass bei „Anmerkungen" in Tabelle 1 der Begriff „entglast" bedeutet, dass die gemischte Zusammensetzung nicht zu Glas gebildet werden konnte (nicht verglast werden konnte). Im Einzelnen bezieht er sich auf einen Fall, bei dem das resultierende Glas nicht amorph wurde, ein Teil des Glases kristallisierte und das Glas nicht transparent war.
  • Als Nächstes wurden ein SrZrO3-Pulver, ein SrTiO3-Pulver und eines der Glaspulver G1 bis G7, G10 bis G12 und G14 bis G30, von denen alle in Tabelle 1 nicht „entglast" waren, so gemischt, dass sie die in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse aufwiesen. Geeignete Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser wurden zu jedem der gemischten Pulver hinzugegeben und anhand eines Nassverfahrens gemischt. Die resultierenden Gemische wurden granuliert, um Pulver herzustellen, die für die Proben 1 bis 32 verwendet wurden.
  • Als Nächstes wurde jedes der resultierenden Pulver bei einem Druck von 2 Tonnen/cm2 mit einer Trockenpressmaschine gepresst, um scheibenförmige Presslinge herzustellen, die einen Durchmesser von 20 mm und eine Dicke von 1 mm aufwiesen.
  • Als Nächstes ließ man die Presslinge zwei Stunden bei einer Temperatur von 400°C in Luft stehen, um das als Bindemittel verwendete Vinylacetat zu beseitigen. Anschließend wurden die Presslinge zwei Stunden lang bei einer Temperatur von 980°C in einer reduzierenden Atmosphäre (Stickstoffatmosphäre) gebrannt. Es wurden gesinterte Körper der Proben 1 bis 32 erhalten.
  • Als Nächstes wurden, wie in Tabelle 2 gezeigt ist, die relative Dielektrizitätskonstante εr, der Q-Wert und der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) sowie die Isolierungszuverlässigkeit der gesinterten Körper ausgewertet.
  • Die relative Dielektrizitätskonstante (εr), der Q-Wert und der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) wurden bei einer Temperatur von 20°C unter den Bedingungen von 1 MHz und 1 Vrms gemessen. Der Q-Wert wurde bei 1 GHz zu Qf umgewandelt.
  • Bezüglich der Isolierungszuverlässigkeit wurde der Isolierungswiderstand gemessen, nachdem 1.000 Stunden lang kontinuierlich eine Gleichspannung von 10 V unter den Bedingungen einer Temperatur von 85°C und einer Feuchtigkeit von 85% relativer Feuchte angelegt wurde. Wenn der Isolierungswiderstand 1010 Ω oder mehr betrug, wurde der Isolierungswiderstand als gut erachtet, und das Ergebnis wurde als „O" bezeichnet. [Tabelle 2]
    Probe Nr. SrZrO3-Gehalt (Gew.-%) SrTiO3-Gehalt (Gew.-%) Glasart Glasgehalt (Gew.-%) εr Qf (GHz) TCC (ppm/°C) Isolierungszuverlässigkeit
    1* 89,0 3,0 G1 8,0 nicht gesintert
    2 89,0 3,0 G2 8,0 28,0 19500 40 O
    3 89,0 3,0 G3 8,0 29,1 21500 35 O
    4* 89,0 3,0 G4 8,0 30,0 25000 25 x
    5* 89,0 3,0 G5 8,0 30,6 4300 50 O
    6 89,0 3,0 G6 8,0 29,4 9000 40 O
    7 89,0 3,0 G7 8,0 28,6 27000 22 O
    8 89,0 3,0 G10 8,0 29,8 19000 21 O
    9 89,0 3,0 G11 8,0 29,0 17000 25 O
    10* 89,0 3,0 G12 8,0 31,2 25000 15 x
    11 89,0 3,0 G14 8,0 30,9 24000 17 O
    12 89,0 3,0 G15 8,0 28,3 20000 25 O
    13* 89,0 3,0 G16 8,0 nicht gesintert
    14* 89,0 3,0 G17 8,0 29,2 23000 27 x
    15 89,0 3,0 G18 8,0 29,3 28000 15 O
    16 89,0 3,0 G19 8,0 30,2 26000 20 O
    17* 89,0 3,0 G20 8,0 30,3 25000 19 x
    18* 89,0 3,0 G21 8,0 nicht gesintert
    19 89,0 3,0 G22 8,0 27,9 17000 28 O
    20* 89,0 3,0 G23 8,0 30,6 1600 22 O
    21 89,0 3,0 G24 8,0 28,8 9000 18 O
    22 89,0 3,0 G25 8,0 28,7 17000 16 O
    23* 89,0 3,0 G26 8,0 29,5 14000 12 x
    24 89,0 3,0 G27 8,0 29,4 16000 15 O
    25* 89,0 3,0 G28 8,0 29,9 4500 18 O
    26 89,0 3,0 G29 8,0 29,4 11000 19 O
    27 89,0 3,0 G30 8,0 28,9 23000 16 O
    28* 96,5 3,0 G15 0,5 nicht gesintert
    29 96,0 3,0 G15 1,0 31,7 31000 10 O
    30 95,0 3,0 G15 2,0 31,2 31000 14 O
    31 85,0 3,0 G15 12,0 24,0 20000 60 O
    32* 82,0 3,0 G15 15,0 20,2 9000 16 O
    33* 90,0 8,0 G15 2,0 36,0 24000 –240 O
    34 92,0 6,0 G15 2,0 33,2 30000 –120 O
    35 98,0 0,0 G15 2,0 28,5 30000 120 O
  • In der Tabelle 2 stellen Probennummern, die mit * markiert sind, Proben dar, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen.
  • Bei den in Tabelle 2 gezeigten Zusammensetzungen trägt SrZrO3 zu einer Erhöhung der relativen Dielektrizitätskonstante (εr) bei, und SrTiO3 trägt zu einer Erhöhung des Q-Werts bei. Andererseits trägt das Glas zu der Verwirklichung eines Sinterns bei einer niedrigen Temperatur von 1.050°C oder weniger bei und trägt zu einer Erhöhung des Q-Werts durch Ausfällung der oben erwähnten spezifischen Kristallphase bei. Außerdem weisen Keramiken wie z. B. SrZrO3 und SrTiO3 einen Q-Wert auf, der höher ist als der des Glases.
  • Von dem obigen Standpunkt aus betrachtet war bei der Probe 32 εr relativ niedrig, da der Glasgehalt hoch war; 15,0 Gewichtsprozent, was 12 Gewichtsprozent überstieg. Im Gegensatz dazu erfolgte bei der Probe 28 bei der oben erwähnten Brenntemperatur von 980°C kein Sintern, da der Glasgehalt niedrig war; 0,5 Gewichtsprozent, was weniger als 1 Gewichtsprozent war.
  • Bei der Probe 33 betrug der SrTiO3-Gehalt 8,0 Gewichtsprozent, was 6 Gewichtsprozent überstieg. Der TCC von SrTiO3 ist ein großer negativer Wert. Demgemäß war der TCC der Probe 33 ein großer negativer Wert.
  • Als Nächstes werden die Zusammensetzungen des Glases erörtert.
  • Die Probe 1 sinterte nicht. Die Probe 1 enthielt Glas G1. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, betrug der Li2O-Gehalt des Glases G1 weniger als 3,5 Gewichtsprozent. Lithiumoxid (Li2O) hat eine Funktion des Verringerns des Erweichungspunktes des Glases und des Ermöglichens, dass die Zusammensetzung ohne weiteres sintert. Der Grund, warum kein Sintern erfolgte, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der Li2O-Gehalt zu niedrig war.
  • Die Isolierungszuverlässigkeit der Probe 4 war niedrig. Die Probe 4 enthielt Glas G4. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der Li2O-Gehalt des Glases G4 15 Gewichtsprozent. Wenn der Li2O-Gehalt zu hoch war, wie in diesem Fall, nahm die chemische Stabilität des Glases ab. Folglich nahm die Isolierungszuverlässigkeit ab, wie oben beschrieben wurde.
  • Der Qf der Probe 5 war gering. Die Probe 5 enthielt Glas G5. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, betrug der MgO-Gehalt von Glas G5 weniger als 20 Gewichtsprozent. Deshalb fiel eine Kristallphase, die beispielsweise aus Mg3B2O6 gebildet war, das einen hohen Q-Wert liefert, nicht aus. Folglich war der Qf gering, wie oben beschrieben.
  • Im Gegensatz zum Glas G5 überstieg der MgO-Gehalt beim Glas G8 50 Gewichtsprozent, wie in Tabelle 1 gezeigt ist. Wenn der Anteil an Alkalimetall oder Erdalkalimetall zunahm, wie in diesem Fall, trat ohne weiteres eine Kristallisierung auf. Folglich trat eine „Entglasung" auf, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
  • Der Qf der Probe 20 war gering. Die Probe 20 enthielt Glas G23. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der BaO-Gehalt von Glas G23 25 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum der Qf gering war, wie oben beschrieben, besteht darin, dass ein Alkalimetall oder ein Erdalkalimetall, das nicht kristallisierte, den Q-Wert des Glases (genauer gesagt den Q-Wert einer Kristallphase nach dem Brennen) reduzierte.
  • Die Isolierungszuverlässigkeit der Probe 23 war gering. Die Probe 23 enthielt Glas G26. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der CaO-Gehalt von Glas G26 10 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum die Isolierungszuverlässigkeit abnahm, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der CaO-Gehalt zu hoch war und dass somit die chemische Stabilität des Glases abnahm.
  • Der Qf der Probe 25 war gering. Die Probe 25 enthielt Glas G28. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der SrO-Gehalt von Glas G28 25 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum der Qf gering war, wie oben beschrieben, besteht darin, dass ein Alkalimetall oder ein Erdalkalimetall, das nicht kristallisierte, den Q-Wert des Glases (den Q-Wert einer Kristallphase nach dem Brennen) verringerte.
  • Die Isolierungszuverlässigkeit der Probe 10 war niedrig. Die Probe 10 enthielt Glas G12. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der B2O3-Gehalt von Glas G12 29 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum die Isolierungszuverlässigkeit abnahm, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der Gehalt an B2O3, das die Feuchtigkeitsbeständigkeit verringert, zu hoch war.
  • Im Gegensatz zu Glas G12 betrug der B2O3-Gehalt bei Glas G9 weniger als 16 Gewichtsprozent, wie in Tabelle 1 gezeigt ist. Wenn der Gehalt eines Glasnetzwerkbildungsoxids wie z. B. B2O3 zu niedrig war, wurde eine Verglasung schwierig. Folglich trat eine „Entglasung" auf, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
  • Die Probe 13 sinterte nicht. Die Probe 13 enthielt Glas G16. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der SiO2-Gehalt von Glas G16 35 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum kein Sintern erfolgte, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der SiO2-Gehalt hoch war, wodurch der Erweichungspunkt des Glases erhöht wurde.
  • Im Gegensatz zu Glas G16 betrug der SiO2-Gehalt bei Glas G13 weniger als 11 Gewichtsprozent, wie in Tabelle 1 gezeigt ist. Wenn der Gehalt eines Glasnetzwerkbildungsoxids wie z. B. SiO2 niedrig war, wurde eine Verglasung schwierig. Folglich trat eine „Entglasung" auf, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
  • Die Isolierungszuverlässigkeit der Probe 14 war niedrig. Die Probe 14 enthielt Glas G17. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, betrug der ZnO-Gehalt von Glas G17 weniger als 5 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum die Isolierungszuverlässigkeit abnahm, wie oben beschrieben, besteht darin, dass Glas G17, dessen ZnO-Gehalt zu niedrig war, verwendet wurde. Jedoch ist der genaue Grund hierfür nicht bekannt.
  • Die Isolierungszuverlässigkeit der Probe 17 war gering. Die Probe 17 enthielt Glas G20. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der ZnO-Gehalt von Glas G20 20 Gewichtsprozent. Der Grund dafür, warum die Isolierungszuverlässigkeit abnahm, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der ZnO- Gehalt zu hoch war und somit die Feuchtigkeitsbeständigkeit des Glases abnahm.
  • Die Probe 18 sinterte nicht. Die Probe 18 enthielt Glas G21. Wie in Tabelle 1 gezeigt ist, überstieg der Al2O3-Gehalt von Glas G21 15 Gewichtsprozent. Wenn der Al2O3-Gehalt hoch ist, steigt eine Temperatur, bei der ein Sintern erfolgt, tendenziell an. Der Grund dafür, warum kein Sintern erfolgte, wie oben beschrieben, besteht darin, dass der Al2O3-Gehalt zu hoch war.
  • Im Gegensatz zu den obigen Proben konnten gemäß den Proben 2, 3, 6 bis 9, 11, 12, 15, 16, 19, 21, 22, 24, 26, 27, 29 bis 31, 34 und 35, die in dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegen, ein εr von 24,0 oder mehr, ein Qf von 9.000 GHz oder mehr und ein absoluter Wert des TCC von 150 ppm/°C oder weniger erzielt werden, und die Isolierungszuverlässigkeit war gut.
  • (Experimentelles Beispiel 2)
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 2 wurden gemäß demselben Prozess, der bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendet wurde, unter Verwendung von Al2O3 oder MgAl2O4 statt SrZrO3 scheibenförmige Presslinge hergestellt. Anschließend wurden ein Entbindungsvorgang und ein Brennvorgang durchgeführt, um gesinterte Körper zu erhalten.
  • Im Einzelnen wurde bei dem Vergleichsbeispiel 1 als Glas das Glas G15 verwendet, und der Glasgehalt betrug 8 Gewichtsprozent. Als Keramiken wurden Al2O3 und SrTiO3 verwendet, der Al2O3-Gehalt betrug 89 Gewichtsprozent, und der SrTiO3-Gehalt betrug 3,0 Gewichtsprozent. Obwohl das Experiment durchgeführt wurde, um einen gesinterten Körper zu erhalten, wie oben beschrieben, sinterte der hergestellte Pressling nicht.
  • Bei dem Vergleichsbeispiel 2 wurde als das Glas das Glas G15 verwendet, und der Glasgehalt betrug 20 Gewichtsprozent. Als Keramiken wurden Al2O3 und SrTiO3 verwendet, der Al2O3-Gehalt betrug 77 Gewichtsprozent, und der SrTiO3-Gehalt betrug 3,0 Gewichtsprozent. Obwohl das Experiment durchgeführt wurde, um einen gesinterten Körper zu erhalten, wie oben beschrieben, sinterte der hergestellte Pressling nicht. Man beachte, dass kein Sintern erfolgte, obwohl der Glasgehalt hoch war; 20 Gewichtsprozent bei dem Vergleichsbeispiel 2.
  • Bei dem Vergleichsbeispiel 3 wurde als das Glas das Glas G15 verwendet, und der Glasgehalt betrug 8 Gewichtsprozent. Als Keramiken wurden MgAl2O4 und SrTiO3 verwendet, der MgAl2O4-Gehalt betrug 89 Gewichtsprozent, und der SrTiO3-Gehalt betrug 3,0 Gewichtsprozent. Obwohl das Experiment durchgeführt wurde, um einen gesinterten Körper zu erhalten, wie oben beschrieben, sinterte der hergestellte Pressling nicht.
  • Bei dem Vergleichsbeispiel 4 wurde als das Glas das Glas G15 verwendet, und der Glasgehalt betrug 20 Gewichtsprozent. Als Keramiken wurden MgAl2O4 und SrTiO3 verwendet, der MgAl2O4-Gehalt betrug 77 Gewichtsprozent, und der SrTiO3-Gehalt betrug 3,0 Gewichtsprozent. Obwohl das Experiment durchgeführt wurde, um einen gesinterten Körper zu erhalten, wie oben beschrieben, sinterte der hergestellte Pressling nicht. Man beachte, dass kein Sintern erfolgte, obwohl der Glasgehalt hoch war; 20 Gewichtsprozent bei dem Vergleichsbeispiel 4.
  • (Experimentelles Beispiel 3)
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 3 wurden Experimente zum Überprüfen von Auswirkungen eines weiteren Integrierens von BaZrO3 und Mg2SiO4 in die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt.
  • Zusätzlich zu einem SrZrO3-Pulver und einem SrTiO3-Pulver wurden ein BaZrO3-Pulver und ein Mg2SiO4-Pulver hergestellt. Als Nächstes wurden das SrZrO3-Pulver, das BaZrO3-Pulver, das SrTiO3-Pulver, das Mg2SiO4-Pulver und eines der Glaspulver G1 bis G7, G10 bis G12 und G14 bis G30, die in der obigen Tabelle 1 gezeigt sind, so gemischt, dass sie die in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse aufwiesen. Geeignete Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser wurden zu jedem der gemischten Pulver hinzugegeben und anhand eines Nassverfahrens gemischt. Die resultierenden Gemische wurden granuliert, um Pulver herzustellen, die für die Proben 101 bis 144 verwendet wurden.
  • Man beachte, dass der Glastyp und der Glasgehalt der Proben 101 bis 127, 129 bis 135 und 137, die in den Tabellen 3 und 4 gezeigt sind, jeweils derselbe war wie der der Beispiele 1 bis 35, die in der Tabelle 2 gezeigt sind, außer dass ein Teil von SrZrO3 durch BaZrO3 ersetzt wurde.
  • Außerdem zeigt Tabelle 4 erneut die in der Tabelle 2 gezeigten Proben 3, 11 und 22. Der Grund hierfür besteht darin, dass eine „Kapazitätsänderungsrate", die bei dem Experimentellen Beispiel 1 nicht ausgewertet wurde, zwischen diesen Proben und anderen Proben verglichen wird.
  • Danach wurde dieselbe Vorgehensweise wie in dem Fall des Experimentellen Beispiels 1 durchgeführt, um gesinterte Körper der Proben 101 bis 144 herzustellen. Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, wurden die relative Dielektrizitätskonstante εr, der Q-Wert und der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) sowie die Isolierungszuverlässigkeit jedes der gesinterten Körper anhand derselben Verfahren wie den bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendeten ausgewertet.
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 3 wurde für die Proben 101 bis 144 und die Proben 3, 11 und 21, die bei dem Experimen tellen Beispiel 1 erhalten wurden, die Kapazitätsänderungsrate weiter ausgewertet. Ein beschleunigter Test von monolithischen Kondensatoren, die zur Auswertung der Isolierungszuverlässigkeit hergestellt wurden, wurde durchgeführt, indem 100 Stunden lang eine Gleichspannung von 200 V bei einer Temperatur von 150°C angelegt wurde. Die Kapazitätsänderungsrate wurde anhand der folgenden Formel bestimmt: Kapazitätsänderungsrate [%] = {(C1 – C0)/C0} × 100, wobei C0 die Kapazität vor dem Test darstellt und C1 die Kapazität nach dem Test darstellt.
  • Figure 00350001
  • Figure 00360001
  • In den Tabellen 3 und 4 stellen Probennummern, die mit * markiert sind, Proben dar, die außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegen.
  • Wie oben beschrieben wurde, entsprechen die in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Proben 101 bis 127, 129 bis 135 und 137 insofern jeweils den Proben 1 bis 35, die in Tabelle 2 gezeigt sind, als der Glastyp und der Glasgehalt derselbe sind, außer dass ein Teil von SrZrO3 durch BaZrO3 ersetzt ist. Demgemäß wurden zwischen den Proben 101 bis 127, 129 bis 135 und 137 sowie den Proben 1 bis 32 sehr ähnliche Tendenzen beobachtet.
  • Zunächst war εr bei der Probe 133, die der Probe 32 entspricht, relativ gering, da der Glasgehalt hoch war; 15,0 Gewichtsprozent, was 12 Gewichtsprozent überstieg. Im Gegensatz dazu erfolgte bei der Probe 129, die der Probe 28 entspricht, bei der oben erwähnten Brenntemperatur von 980°C kein Sintern, da der Glasgehalt niedrig war; 0,5 Gewichtsprozent, was weniger war als 1 Gewichtsprozent.
  • Bei der Probe 134, die der Probe 33 entspricht, war der TCC ein großer negativer Wert, da der SrTiO3-Gehalt 8,0 Gewichtsprozent betrug, was 6 Gewichtsprozent überstieg.
  • Als Nächstes werden die Zusammensetzungen des Glases erörtert.
  • Die Probe 101, die der Probe 1 entspricht, sinterte nicht. Der Grund hierfür liegt darin, dass die Probe 101 Glas G1 enthält, das Li2O in einer Menge von weniger als 3,5 Gewichtsprozent enthält. Im Gegensatz dazu war bei der Probe 104, die der Probe 4 entspricht, die Isolierungszuverlässigkeit gering. Dies liegt daran, dass die Probe 104 Glas G4 enthält, das Li2O in einer Menge von mehr als 15 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 105, die der Probe 5 entspricht, war der Qf gering. Dies liegt daran, dass die Probe 105 Glas G5 enthält, das MgO in einer Menge von weniger als 20 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 120, die der Probe 20 entspricht, war der Qf gering. Dies liegt daran, dass die Probe 120 Glas G23 enthält, das BaO in einer Menge von mehr als 25 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 123, die der Probe 23 entspricht, war die Isolierungszuverlässigkeit gering. Dies liegt daran, dass die Probe 123 Glas G26 enthält, das CaO in einer Menge von mehr als 10 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 125, die der Probe 25 entspricht, war der Qf gering. Dies liegt daran, dass die Probe 125 Glas G28 enthält, das SrO in einer Menge von mehr als 25 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 110, die der Probe 10 entspricht, war die Isolierungszuverlässigkeit gering. Dies liegt daran, dass die Probe 110 Glas G12 enthält, das B2O3 in einer Menge von mehr als 29 Gewichtsprozent enthält.
  • Die Probe 113, die der Probe 13 entspricht, sinterte nicht. Dies liegt daran, dass die Probe 113 Glas G16 enthält, das SiO2 in einer Menge von mehr als 35 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei der Probe 114, die der Probe 14 entspricht, war die Isolierungszuverlässigkeit gering. Dies liegt daran, dass die Probe 114 Glas G17 enthält, das ZnO in einer Menge von weniger als 5 Gewichtsprozent enthält. Andererseits war die Isolierungszuverlässigkeit bei der Probe 117, die der Probe 17 entspricht, gering. Dies liegt daran, dass die Probe 117 Glas G20 enthält, das ZnO in einer Menge von mehr als 20 Gewichtsprozent enthält.
  • Die Probe 118, die der Probe 18 entspricht, sinterte nicht. Dies liegt daran, dass die Probe 118 Glas G21 enthält, das Al2O3 in einer Menge von mehr als 15 Gewichtsprozent enthält.
  • Im Gegensatz zu den obigen Proben konnten gemäß den Proben 102, 103, 106 bis 109, 111, 112, 115, 116, 119, 121, 122, 124, 126, 127, 130 bis 132, 135 und 137, die jeweils den Proben 1 bis 35 entsprechen, ein εr von 24,0 oder mehr, ein Qf von 9.000 GHz oder mehr und ein absoluter Wert des TCC von 150 ppm/°C oder weniger erzielt werden, und die Isolierungszuverlässigkeit war gut.
  • Vom Standpunkt der Kapazitätsänderungsrate aus betrachtet, wie sie aus dem Vergleich zwischen den Proben 3, 11 und 22, die kein BaZrO3 enthalten, in Tabelle 4 gezeigt, und den Proben 102, 103, 106 bis 109, 111, 112, 115, 116, 119, 121, 122, 124, 126, 127, 130 bis 132, 135 und 137, die in dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegen, insbesondere entsprechende Proben 103, 111 und 122, hervorgeht, konnte die Kapazitätsänderungsrate durch ein Integrieren von BaZrO3 verringert werden.
  • Insbesondere konnte die Kapazitätsänderungsrate gemäß den Proben 103, 106, 108, 111, 112, 122, 127, 131 und 135, die alle BaZrO3 in einer Menge von 30 Gewichtsprozent oder weniger enthalten, weiter verringert werden.
  • Das Ergebnis der Probe 128 zeigt, dass die Obergrenze des BaZrO3-Gehalts vorzugsweise 84 Gewichtsprozent beträgt. Im Einzelnen war der Qf bei der Probe 128, die BaZrO3 in einer Menge von mehr als 84 Gewichtsprozent enthält, gering; 8.000, und der absolute Wert des TCC überstieg 50 ppm/°C.
  • Bei den in der Tabelle 4 gezeigten Beispielen 134 bis 137 wurde der SrTiO3-Gehalt variiert. SrTiO3 ist ein Material, das eine hohe Dielektrizitätskonstante, einen großen nega tiven TCC und einen hohen Q-Wert aufweist. Wie aus dem Vergleich zwischen der Probe 137, die kein SrTiO3 enthält, mit dem Proben 134 bis 136, die SrTiO3 enthalten, indem sie SrTiO3 aufnehmen, hervorgeht, kann die relative Dielektrizitätskonstante ε3 verbessert werden, ohne den Qf zu verringern, und der TCC kann in der negativen Richtung verändert werden. Man beachte dass, wie bei der Probe 134, ein SrTiO3-Gehalt von mehr als 6 Gewichtsprozent nicht vorzuziehen ist, da der TCC in der negativen Richtung zu groß wird.
  • Bei den in der Tabelle 4 gezeigten Proben 138 bis 144 war Mg2SiO4 enthalten, und der Gehalt desselben wurde variiert. Da die Proben 138 bis 144 Mg2SiO4 enthielten, konnte der Qf weiter verbessert werden. Jedoch war die relative Dielektrizitätskonstante εr bei den Proben 140 und 143, die Mg2SiO4 in einer Menge von mehr als 40 Gewichtsprozent enthalten, niedrig. Demgemäß ist es vorzuziehen, dass Mg2SiO4 in einer Menge von 40 Gewichtsprozent oder weniger enthalten sei.
  • Man beachte, dass von den Proben 138 bis 144 die Proben 138 bis 140 kein SrTiO3 enthalten, und dagegen die Proben 141 bis 143 kein BaZrO3 enthalten. Demgemäß zeigen diese Ergebnisse, dass der Effekt des Aufnehmens von Mg2SiO4 ungeachtet des Aufnehmens von BaZrO3 oder des Aufnehmens von SrTiO3 erzielt wird.
  • (Experimentelles Beispiel 4)
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 4 wurden Experimente zum Überprüfen einer Auswirkung eines weiteren Aufnehmens von TiO2 in die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt.
  • Zusätzlich zu einem SrZrO3-Pulver, einem BaZrO3-Pulver, einem SrTiO3-Pulver und einem Mg2SiO4-Pulver wurde ein TiO2- Pulver hergestellt. Als Nächstes wurden das SrZrO3-Pulver, das BaZrO3-Pulver, das SrTiO3-Pulver, das Mg2SiO4-Pulver, das TiO2-Pulver und eines der Glaspulver G1 bis G4 und G15, die in der obigen Tabelle 1 gezeigt sind, so gemischt, dass sie die in der Tabelle 5 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse aufwiesen. Geeignete Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser wurden zu dem der gemischten Pulver hinzugegeben und anhand eines Nassverfahrens gemischt. Die resultierenden Gemische wurden granuliert, um Pulver herzustellen, die für die Proben 201 bis 218 verwendet wurden.
  • Man beachte, dass von den in der Tabelle 5 gezeigten Proben 201 bis 218 die Probe 202 dieselbe ist wie die in der Tabelle 3 gezeigte Probe 102, die Probe 207 dieselbe ist wie die in Tabelle 2 gezeigte Probe 2, die Probe 209 dieselbe ist wie die in der Tabelle 2 gezeigte Probe 35 und die Probe 211 dieselbe ist wie die in der Tabelle 3 gezeigte Probe 3.
  • Danach wurde dieselbe Vorgehensweise wie in dem Fall des Experimentellen Beispiels 1 durchgeführt, um gesinterte Körper der Proben 201 bis 218 herzustellen. Wie in Tabelle 5 gezeigt ist, wurden die relative Dielektrizitätskonstante εr, der Q-Wert und der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) sowie die Isolierungszuverlässigkeit jedes der gesinterten Körper anhand derselben Verfahren wie den bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendeten ausgewertet.
  • Figure 00420001
  • Die Probe 201 sinterte nicht. Dies liegt daran, dass die Probe 201 Glas G1 enthält, das Li2O in einer Menge von weniger als 3,5 Gewichtsprozent enthält. Im Gegensatz dazu war die Isolierungszuverlässigkeit bei der Probe 218 gering. Dies liegt daran, dass die Probe 218 Glas G4 enthält, das Li2O in einer Menge von mehr als 15 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei den Proben 202 bis 206 wurde ein Teil des SrZrO3 durch TiO2 ersetzt, und das Ausmaß des Ersatzes durch TiO2 wurde variiert. Wenn die Proben 202 bis 206 verglichen werden, zeigen die Ergebnisse, dass die Aufnahme von TiO2 und der Gehalt desselben den TCC beeinflussen.
  • Wenn die Probe 207 mit der Probe 208 verglichen wird, die Probe 209 mit der Probe 210, die Probe 211 mit der Probe 212, die Probe 213 mit der Probe 214 und die Probe 215 mit der Probe 216, zeigen die Ergebnisse desgleichen, dass die Aufnahme von TiO2 und die Menge desselben den TCC beeinflussen, wie oben beschrieben wurde.
  • Ferner war bei einem Vergleich der Proben 202 bis 206 der absolute Wert des TCC der Probe 204, die TiO2 in einer Menge von 3,0 Gewichtsprozent enthielt, geringer als der der Probe 203, die TiO2 in einer Menge von 1,0 Gewichtsprozent enthielt, und der der Probe 202, die kein TiO2 enthielt. Außerdem war der absolute Wert des TCC der Probe 205, die TiO2 in einer Menge von 10,0 Gewichtsprozent enthielt, geringer als der der Probe 206, die TiO2 in einer Menge von 15,0 Gewichtsprozent enthielt. Gemäß diesen Ergebnissen kann der TCC weiter stabilisiert werden, indem TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent aufgenommen wird.
  • Das Obige gilt auch für die Proben 210, 213 und 214 bis 217, die TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent enthalten.
  • (Experimentelles Beispiel 5)
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 5 wurden Experimente zum Überprüfen einer Auswirkung eines weiteren Aufnehmens von ZrO2 in die Glaskeramikzusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung durchgeführt.
  • Zusätzlich zu einem SrZrO3-Pulver, einem BaZrO3-Pulver, einem SrTiO3-Pulver, einem Mg2SiO4-Pulver und einem TiO2-Pulver wurde ein ZrO2-Pulver hergestellt. Als Nächstes wurden das SrZrO3-Pulver, das BaZrO3-Pulver, das SrTiO3-Pulver, das Mg2SiO4-Pulver, das TiO2-Pulver, das ZrO2-Pulver und eines der Glaspulver G1 bis G4, die in der obigen Tabelle 1 gezeigt sind, so gemischt, dass sie die in der Tabelle 6 gezeigten Zusammensetzungsverhältnisse aufwiesen. Geeignete Mengen an Vinylacetat und gereinigtem Wasser wurden zu jedem der gemischten Pulver hinzugegeben und anhand eines Nassverfahrens gemischt. Die resultierenden Gemische wurden granuliert, um Pulver herzustellen, die für die Proben 301 bis 314 verwendet wurden.
  • Man beachte, dass von den in der Tabelle 6 gezeigten Proben 301 bis 314 die Probe 302 dieselbe ist wie die in der Tabelle 3 gezeigte Probe 102 und die Probe 307 dieselbe ist wie die in der Tabelle 3 gezeigte Probe 3.
  • Danach wurde dieselbe Vorgehensweise wie in dem Fall des Experimentellen Beispiels 1 durchgeführt, um gesinterte Körper der Proben 301 bis 314 herzustellen. Wie in der Tabelle 6 gezeigt ist, wurden die relative Dielektrizitätskonstante εr, der Q-Wert und der Temperaturkoeffizient der Dielektrizitätskonstante (TCC) sowie die Isolierungszuverlässigkeit jedes der gesinterten Körper anhand derselben Verfahren wie den bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendeten ausgewertet.
  • Figure 00450001
  • Die Probe 301 sinterte nicht. Dies liegt daran, dass die Probe 301 Glas G1 enthält, das Li2O in einer Menge von weniger als 3,5 Gewichtsprozent enthält. Im Gegensatz dazu war bei der Probe 314 die Isolierungszuverlässigkeit derselben gering. Dies liegt daran, dass die Probe 314 Glas G4 enthält, das Li2O in einer Menge von mehr als 15 Gewichtsprozent enthält.
  • Bei den Proben 302 bis 306 wurde ein Teil des SrZrO3 durch ZrO2 ersetzt, und das Ausmaß des Ersatzes durch ZrO2 wurde variiert. Beim Vergleich der Proben 302 bis 306 zeigen die Ergebnisse, dass die Aufnahme von ZrO2 und der Gehalt desselben den Qf beeinflussen.
  • Im Einzelnen war bei einem Vergleich der Proben 303 bis 306, die ZrO2 enthielten, der Qf jeder der Proben 303 bis 305, die ZrO2 in einer Menge von 6 Gewichtsprozent oder weniger enthielten, höher als der Qf der Probe 302, die kein ZrO2 enthielt. Jedoch sinterte die Probe 306, die ZrO2 in einer Menge von mehr als 6 Gewichtsprozent enthielt, nicht. Diese Ergebnisse zeigen, dass der ZrO2-Gehalt vorzugsweise 6 Gewichtsprozent oder weniger beträgt.
  • Desgleichen, beim Vergleich der Probe 307 mit der Probe 308, verbesserte die Aufnahme von ZrO2 den Qf, wie oben beschrieben. Außerdem zeigen die Ergebnisse, dass der Qf jeder der Proben 309 bis 313, die ZrO2 enthielten, im Vergleich zu der Probe 302, die kein ZrO2 enthielt, ebenfalls verbessert war.
  • (Experimentelles Beispiel 6)
  • Bei dem Experimentellen Beispiel 6 wurden erste Glaskeramikschichten, die eine relativ hohe Dielektrizitätskonstante aufweisen, wobei die ersten Glaskeramikschichten aus einer bei dem Experimentellen Beispiel 3 hergestellten ersten Glaskeramikzusammensetzung erhalten wurden, und zweite Glaskeramikschichten, die eine relativ niedrige Dielektrizitätskonstante aufweisen, wobei die zweiten Glaskeramikschichten aus einer gemäß der nachfolgenden Beschreibung hergestellten zweiten Glaskeramikzusammensetzung erhalten wurden, laminiert und anschließend gebrannt, um elektronische Komponenten aus monolithischer Keramik herzustellen, die jeweils die ersten Glaskeramikschichten und die zweiten Glaskeramikschichten, die unterschiedliche relative Dielektrizitätskonstanten aufweisen, umfassten.
  • Als Erstes wurden Borsilikatglaspulver, die in der zweiten Glaskeramikzusammensetzung enthalten waren, Glasproben G3, G5, G10, G12, G18 und G31 bis G38, die die in der Tabelle 7 gezeigten Zusammensetzungen aufwiesen, hergestellt und gemahlen, bis der durchschnittliche Partikeldurchmesser der Glasproben im Bereich von 1 bis 2 μm lag. Man beachte, dass die in der Tabelle 7 gezeigten Glasproben G3, G5, G10, G12 und G18 dieselben sind wie die in der obigen Tabelle 1 gezeigten Glasproben G3, G5, G10, G12 und G18. [Tabelle 7]
    Glas probe Nr. Li2O (Gew.-%) MgO (Gew.-%) BaO (Gew.-%) CaO (Gew.-%) SrO (Gew.-%) B2O3 (Gew.-%) SiO2 (Gew.-%) ZnO (Gew.-%) Al2O3 (Gew.-%)
    G3 15 23 2 - 7 20 23 10 -
    G5* 6 18 5 - 5 26 28 8 4
    G10 8 34 3 2 3 16 25 7 2
    G12* 6 23 3 1 6 31 20 10 -
    G31 5 33 5 - 8 18 25 6 -
    G32* 6 23 4 - - 15 46 6 -
    G18 6 25 3 - 5 24 31 6 -
    G33 3 21 - - 25 15 11 20 5
    G34 5 20 25 - - 15 10 16 9
    G35 4 50 - 15 - 15 10 6 -
    G36 5 25 10 - - 30 15 15 -
    G37 5 25 - 4 - 15 45 6 -
    G38 5 30 19 - - 15 10 6 15
  • In der Tabelle 7 stellen mit * markierte „Glasprobe Nrn." Glasproben dar, die außerhalb des Bereichs der Zusammensetzung des in Anspruch 9 spezifizierten „Borsilikatglases" liegen.
  • Unterdessen wurde als in der zweiten Glaskeramikzusammensetzung enthaltenes erstes Keramikpulver ein Mg2SiO4-Pulver hergestellt, das einen durchschnittlichen Partikeldurchmesser (mittleren Partikeldurchmesser D50) von 0,8 μm aufwies, und 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 wurden als in der zweiten Glaskeramikzusammensetzung enthaltene zweite Keramikpulver hergestellt.
  • Um die für die in der Tabelle 8 gezeigten Proben verwendeten zweiten Glaskeramikzusammensetzungen zu erhalten, wurden als Nächstes das obige erste Keramikpulver, eines der Borsilikatglaspulver und eines oder mehrere der zweiten Keramikpulver gemischt. [Tabelle 8]
    Probe Nr. Erste Keramik (Gew.-%) Borsilikatglas Zweite Keramik Isolierungszuverlässigkeit
    Typ Gehalt (Gew.-%) Typ Gehalt (Gew.-%)
    401 85,0 G3 3,0 CT 12,0 O
    402* 77,0 G5 15,0 ST 8,0 O
    403 75,0 G10 15,0 ST 10,0 O
    404* 78,0 G12 15,0 CT 7,0 x
    405* 74,0 G32 18,0 CT 8,0 Nicht gesintert
    406 75,0 G18 15,0 CT 10,0 O
    407 83,5 G31 9,0 ST/T 6,5/1,0 O
    408 80,5 G31 9,0 ST/T 7,0/5,5 O
    409 80,0 G33 10,0 CT 10,0 O
    410 82,0 G34 8,0 ST 10,0 O
    411 75,0 G35 15,0 CT 10,0 O
    412 76,0 G36 14,0 ST 10,0 O
    413 83,0 G37 7,0 CT 10,0 O
    414 81,0 G38 9,0 ST 10,0 O
  • In der Tabelle 8 stellen mit * markierte Probennummern Proben dar, die außerhalb des Bereichs der im Anspruch 9 spezifizierten „zweiten Glaskeramikzusammensetzung" liegen.
  • Die Spalte des „erster Keramikgehalt" in der Tabelle 8 zeigt die Menge an Mg2SiO4-Pulver, das als erstes Keramikpulver hinzugegeben wurde.
  • Die Spalte „Typ" bei „Borsilikatglas" zeigt „Glasprobe Nr." in der Tabelle 7, und die Spalte „Gehalt" dort zeigt die Menge an hinzugegebenem Borsilikatglaspulver.
  • Die Spalte „Typ" bei „zweite Keramik" zeigt, welches von CaTiO3 (= CT), SrTiO3 (= ST) oder TiO2 (= T) als zweites Keramikpulver verwendet wurde, und die Spalte „Gehalt" bei „zweite Keramik" zeigt die Menge an hinzugegebenem zweitem Keramikpulver.
  • Als Nächstes wurde für die zweiten Glaskeramikzusammensetzungen, die für die in der Tabelle 8 gezeigten Proben verwendet wurden, die Isolierungszuverlässigkeit anhand desselben Verfahrens ausgewertet, das bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendet wurde. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 8 gezeigt.
  • Wie in der Tabelle 8 gezeigt ist, enthält die Probe 404 als Borsilikatglas Glas G12. Wie in der Tabelle 7 gezeigt ist, enthält Glas G12 B2O3 in einer Menge von mehr als 30 Gewichtsprozent. Deshalb wies die Probe 404 eine schlechte Isolierungszuverlässigkeit auf.
  • Wie in der Tabelle 8 gezeigt ist, enthält die Probe 405 als Borsilikatglas Glas G32. Wie in der Tabelle 7 gezeigt ist, enthält Glas G32 SiO2 in einer Menge von mehr als 45 Gewichtsprozent. Deshalb sinterte die Probe 405 bei einer Temperatur von 1.000°C oder darunter nicht.
  • Als Nächstes wurden ein Bindemittel und ein organisches Lösungsmittel zu der ersten Glaskeramikzusammensetzung hinzugegeben, die für jede der in der obigen Tabelle 3 oder 4 gezeigten Proben 102, 104, 106, 112, 115, 116, 119, 120, 122, 127, 131, 135, 137 und 140 verwendet wurden, wie in der Spalte „Probe Nummer in Tabelle 3 oder 4 der ersten Glaskeramikzusammensetzung" in der Tabelle 9 gezeigt ist, um Aufschlämmungen herzustellen. Erste Glaskeramikgrünlagen wurden anhand eines Rakelverfahrens unter Verwendung jeder der Aufschlämmungen hergestellt.
  • Unterdessen wurden ein Bindemittel und ein organisches Lösungsmittel zu der zweiten Glaskeramikzusammensetzung hinzugegeben, die für jede der in der Tabelle 8 gezeigten Proben 401 bis 414 verwendet wurde, wie in der Spalte „Probe Nummer in Tabelle 8 der zweiten Glaskeramikzusammensetzung" in der Tabelle 9 gezeigt ist, um Aufschlämmungen herzustellen. Zweite Glaskeramikgrünlagen wurden anhand eines Rakelverfahrens unter Verwendung jeder der Aufschlämmungen hergestellt.
  • Als Nächstes wurden die ersten Glaskeramikgrünlagen und zweiten Glaskeramikgrünlagen, auf die eine leitfähige Paste zum Bilden einer Innenelektrode aufgedruckt worden war, in einer vorbestimmten Reihenfolge laminiert und unter Druck gebondet. Anschließend wurde das resultierende Laminat gebrannt, wodurch die erste Glaskeramikzusammensetzung und die zweite Glaskeramikzusammensetzung gleichzeitig gesintert wurden. Demgemäß wurden monolithische Kondensatoren erhalten, die als Proben verwendet wurden, die einen gleichzeitig gesinterten Körper umfassten, der aus den ers ten Glaskeramikschichten und den zweiten Glaskeramikschichten gebildet war. Die als Proben verwendeten monolithischen Kondensatoren wiesen eine Struktur auf, bei der Messanschlüsse (Außenelektroden) derart vorgesehen waren, dass elektrische Charakteristika an der ersten Keramikschichtseite und der zweiten Keramikschichtseite separat gemessen werden konnten.
  • Figure 00520001
  • Als Nächstes wurde, wie in der Tabelle 9 gezeigt ist, für jede der Proben ein Querschnitt des gleichzeitig gesinterten Körpers betrachtet, um das Vorliegen oder das Fehlen von Defekten (Poren) an dem Querschnitt auszuwerten. Sowohl für die erste Seite der Glaskeramikschicht als auch für die zweite Seite der Glaskeramikschicht wurde die Isolierungszuverlässigkeit anhand desselben Verfahrens ausgewertet, das bei dem Experimentellen Beispiel 1 verwendet wurde. Ferner wurde die Kapazitätsänderungsrate anhand desselben Verfahrens ausgewertet, das bei dem Experimentellen Beispiel 3 verwendet wurde. Die Kapazitätsänderungsrate wurde lediglich bei Proben ausgewertet, bei denen keine Defekte an dem Querschnitt des gleichzeitig gesinterten Körpers beobachtet wurden.
  • Von den in der Tabelle 9 gezeigten Proben wurden bei den Proben 501, 504 und 508 bis 516 zufrieden stellende Ergebnisse in Bezug auf die Defekte an dem Querschnitt, die Isolierungszuverlässigkeit und die Kapazitätsänderungsrate erhalten. Die Proben 501, 504 und 508 bis 516, den Proben 102, 112, 115, 119, 122, 127, 131, 135, 137 und 140, die die hierin verwendete „erste Glaskeramikzusammensetzung" sind, liegen in dem Bereich der vorliegenden Erfindung, und die Proben 401, 403 und 406 bis 414, die die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" sind, liegen in dem im Patentanspruch 9 beschriebenen Bereich.
  • Andererseits liegen bei den Proben 502 und 507 die Proben 104 und 120, die jeweils die dort verwendete „erste Glaskeramikzusammensetzung" sind, außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung. Bei den Proben 503, 505 und 506 liegen die Proben 402, 404 und 405, die die dort verwendete „zweite Glaskeramikzusammensetzung" sind, außerhalb des im Patentanspruch 9 beschriebenen Bereichs. Demgemäß wurden an dem Querschnitt Defekte erzeugt, und die Isolierungszuverlässigkeit war schlecht.
  • Die Probe 120, die als „erste Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurde, wies dann, wenn sie alleine verwendet wurde, eine zufrieden stellende Isolierungszuverlässigkeit auf, wie in Tabelle 3 gezeigt ist. Bei der Probe 507 jedoch, bei der die Probe 120 mit der „zweiten Glaskeramikzusammensetzung" kombiniert wurde, war die Isolierungszuverlässigkeit schlecht, wie oben beschrieben. Außerdem wies die Probe 402, die als „zweite Glaskeramikzusammensetzung" verwendet wurde, dann, wenn sie alleine verwendet wurde, eine zufrieden stellende Isolierungszuverlässigkeit auf, wie in Tabelle 8 gezeigt ist. Bei der Probe 503 jedoch, bei der die Probe 402 mit der „ersten Glaskeramikzusammensetzung" kombiniert wurde, war die Isolierungszuverlässigkeit schlecht, wie oben beschrieben. Man nimmt an, dass der Grund für diese Ergebnisse folgender ist: In dem Fall, dass entweder die „erste Glaskeramikzusammensetzung" oder die „zweite Glaskeramikzusammensetzung" oder beide eine Li-Komponente oder B-Komponente in einer zu großen Menge enthalten oder Al enthalten, erfolgt zwischen den zwei Materialien während des Sinterns ohne weiteres eine Zwischendiffusion, und bei beiden Materialien tritt eine Reaktion auf, wodurch Poren erzeugt werden. Folglich nimmt die isolierende Eigenschaft bei beiden Materialien ab.
  • ZUSAMMENFASSUNG
  • Es ist eine Glaskeramikzusammensetzung vorgesehen, die durch Brennen zu einem gesinterten Körper gebildet werden kann, der eine relativ hohe relative Dielektrizitätskonstante und einen relativ hohen Q-Wert aufweist.
  • Die Glaskeramikzusammensetzung enthält eine SrZrO3-Keramik und ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas, wobei das auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierende Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der Gesamtsumme ausmacht und Li2O in einer Menge im Bereich von 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, MgO in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent, BaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, CaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 10 Gewichtsprozent, SrO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, B2O3 in einer Menge im Bereich von 16 bis 29 Gewichtsprozent, SiO2 in einer Menge im Bereich von 11 bis 35 Gewichtsprozent, ZnO in einer Menge im Bereich von 5 bis 20 Gewichtsprozent und Al2O3 in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent enthält, und die Glaskeramikzusammensetzung ferner eine SrTiO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Gesamtsumme enthält. Diese Zusammensetzung wird für grüne Glaskeramikschichten (10 bis 20) verwendet, die eine grüne laminierte Struktur (8) bilden, die beispielsweise zu einem Komponentenkörper eines LC-Filters gebildet werden soll.
    • 1
    LC-Filter
    3
    Komponentenkörper
    8 und 57
    grüne laminierte Struktur
    10 bis 20 und 59
    grüne Glaskeramikschicht
    21, 24, 38 und 40
    Spulenstruktur
    22, 28, 29, 34, 35 und 41
    Anschlussstruktur
    23, 25, 26, 30, 32, 36, 37, 39, 56 und 65
    Durchkontaktierungsleiter
    27, 31 und 33
    Kondensatorstruktur
    53, 62 und 63
    Glaskeramikschicht
    54 und 66
    Außenleiterfilm
    55 und 64
    enleiterfilm
    51 und 61
    Mehrschichtkeramiksubstrat
    67
    grüne gebildete laminierte Struktur
  • ZITATE ENTHALTEN IN DER BESCHREIBUNG
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  • Zitierte Patentliteratur
    • - JP 5-217426 [0002, 0004]

Claims (10)

  1. Eine Glaskeramikzusammensetzung, die eine SrZrO3-Keramik und ein auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierendes Glas aufweist, wobei das auf Li2O-MgO-ZnO-B2O3-SiO2 basierende Glas 1 bis 12 Gewichtsprozent der Gesamtsumme ausmacht und Li2O in einer Menge im Bereich von 3,5 bis 15 Gewichtsprozent, MgO in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent, BaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, CaO in einer Menge im Bereich von 0 bis 10 Gewichtsprozent, SrO in einer Menge im Bereich von 0 bis 25 Gewichtsprozent, B2O3 in einer Menge im Bereich von 16 bis 29 Gewichtsprozent, SiO2 in einer Menge im Bereich von 11 bis 35 Gewichtsprozent, ZnO in einer Menge im Bereich von 5 bis 20 Gewichtsprozent und Al2O3 in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent enthält, und die Glaskeramikzusammensetzung weist ferner eine SrTiO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 0 bis 6 Gewichtsprozent der Gesamtsumme auf.
  2. Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß Anspruch 1, die ferner eine BaZrO3-Keramik in einer Menge im Bereich von 1 bis 84 Gewichtsprozent aufweist.
  3. Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß Anspruch 2, bei der der Gehalt der BaZrO3-Keramik im Bereich von 1 bis 30 Gewichtsprozent liegt.
  4. Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, die ferner Mg2SiO4 in einer Menge von 40 Gewichtsprozent oder weniger aufweist.
  5. Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 4, die ferner TiO2 in einer Menge im Bereich von 3 bis 10 Gewichtsprozent aufweist.
  6. Die Glaskeramikzusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 5, die ferner ZrO2 in einer Menge von 6 Gewichtsprozent oder weniger aufweist.
  7. Ein gesinterter Glaskeramikkörper, der durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 erzeugt wird.
  8. Eine elektronische Komponente aus monolithischer Keramik, die eine erste Glaskeramikschicht aufweist, die durch Brennen der Glaskeramikzusammensetzung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 6 erzeugt wird.
  9. Die elektronische Komponente aus monolithischer Keramik gemäß Anspruch 6, die ferner eine mit der ersten Glaskeramikschicht laminierte zweite Glaskeramikschicht aufweist, wobei die zweite Glaskeramikschicht durch Brennen einer zweiten Glaskeramikzusammensetzung erzeugt wird, die ein erstes Keramikpulver, das Forsterit als Hauptkomponente enthält, ein zweites Keramikpulver, das aus zumindest einem gebildet ist, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Calciumtitanat enthält, einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Strontiumtitanat enthält, und einem Keramikpulver, das als Hauptkomponente Titanoxid enthält, besteht, und ein Borsilikatglaspulver, das Lithium in einer Menge im Bereich von 3 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Li2O, Magnesium in einer Menge im Bereich von 20 bis 50 Gewichtsprozent in Form von MgO, Bor in einer Menge im Bereich von 15 bis 30 Gewichtsprozent in Form von B2O3, Silizium in einer Menge im Bereich von 10 bis 45 Gewichtsprozent in Form von SiO2, Zink in einer Menge im Bereich von 6 bis 20 Gewichtsprozent in Form von ZnO sowie Aluminium in einer Menge im Bereich von 0 bis 15 Gewichtsprozent in Form von Al2O3 enthält, enthält, das Borsilikatglaspulver macht 3 Gewichtsprozent oder mehr der zweiten Glaskeramikzusammensetzung aus, zu dem Borsilikatglaspulver wird zumindest ein Typ einer Zusatzkomponente hinzugefügt, die aus der aus Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid bestehenden Gruppe ausgewählt ist, wenn der Gehalt der Zusatzkomponente durch das Verhältnis der Zusatzkomponente zu dem Borsilikatglaspulver dargestellt wird, beträgt die Untergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente in dem Fall, dass Calciumoxid, Bariumoxid und Strontiumoxid in Form von CaO, BaO bzw. SrO vorliegen, insgesamt 2 Gewichtsprozent, und die Obergrenze des Gehalts der Zusatzkomponente beträgt in dem Fall, dass Calciumoxid hinzugegeben wird, 15 Gewichtsprozent in Form von CaO, in dem Fall, dass Bariumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von BaO, und in dem Fall, dass Strontiumoxid hinzugegeben wird, 25 Gewichtsprozent in Form von SrO.
  10. Die elektronische Komponente aus monolithischer Keramik gemäß Anspruch 8 oder 9, die ferner Leiterstrukturen aufweist, die als Hauptkomponente Gold, Silber oder Kupfer enthalten, wobei die Leiterstrukturen durch gleichzeitiges Brennen mit der Glaskeramikzusammensetzung auf einer Oberfläche der und/oder in der elektronischen Komponente aus monolithischer Keramik gebildet werden.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112009000012B4 (de) * 2008-03-13 2014-11-13 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramik-Sinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010058697A1 (ja) * 2008-11-19 2010-05-27 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物およびガラスセラミック基板
US8829435B2 (en) * 2011-08-01 2014-09-09 Thermo Finnigan Llc Moldable ceramics for mass spectrometry applications
CN104186027B (zh) * 2012-02-13 2016-12-28 株式会社村田制作所 复合层叠陶瓷电子部件
KR102064008B1 (ko) * 2013-01-15 2020-02-17 삼성전기주식회사 적층 커패시터, 적층 커패시터가 실장된 기판
DE102015223948B3 (de) * 2015-12-01 2017-03-30 TE Connectivity Sensors Germany GmbH Substrat für eine Sensoranordnung für ein Widerstandsthermometer, Sensoranordnung, Widerstandsthermometer und Verfahren zur Herstellung eines solchen Substrats
DE102015223951B4 (de) * 2015-12-01 2022-12-01 TE Connectivity Sensors Germany GmbH Substrat für eine Sensoranordnung für ein Widerstandsthermometer, Sensoranordnung und Widerstandsthermometer
JP6766515B2 (ja) * 2016-08-09 2020-10-14 株式会社村田製作所 セラミック電子部品および誘電体磁器組成物
TWI648240B (zh) * 2017-10-27 2019-01-21 信昌電子陶瓷股份有限公司 Low dielectric constant dielectric porcelain powder composition which is ultra-low temperature sintered in a reducing atmosphere and Preparation method and temperature-compensated multilayer ceramic capacitor thereof
CN113196418A (zh) * 2018-12-20 2021-07-30 株式会社村田制作所 层叠体、电子部件和层叠体的制造方法
CN111320473B (zh) * 2020-03-05 2022-08-26 山东国瓷功能材料股份有限公司 一种低烧微波介质陶瓷材料及其制备方法
CN115340376B (zh) * 2022-06-28 2023-08-08 清华大学深圳国际研究生院 一种ltcc用陶瓷基板及其制备方法和应用

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05217426A (ja) 1992-01-31 1993-08-27 Murata Mfg Co Ltd 非還元性誘電体磁器組成物

Family Cites Families (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3809973A (en) * 1973-07-06 1974-05-07 Sprague Electric Co Multilayer ceramic capacitor and method of terminating
US4223369A (en) * 1978-07-03 1980-09-16 Sprague Electric Company Monolithic capacitor with low firing zirconate and nickel electrodes
US4293838A (en) * 1979-01-29 1981-10-06 Trw, Inc. Resistance material, resistor and method of making the same
US4593006A (en) * 1985-04-11 1986-06-03 Asahi Glass Company, Ltd. Composition for multilayer printed wiring board
JPS62131413A (ja) * 1985-11-30 1987-06-13 太陽誘電株式会社 誘電体磁器組成物
JPH0552602A (ja) 1991-08-28 1993-03-02 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 地層の深度別沈降量測定方法
MY133860A (en) * 1997-02-25 2007-11-30 Tdk Corp High dielectric- constant dielectric ceramic composition, and its fabrication process
JPH11228222A (ja) * 1997-12-11 1999-08-24 Murata Mfg Co Ltd 誘電体磁器組成物及びそれを用いたセラミック電子部品
JP4188488B2 (ja) * 1999-03-30 2008-11-26 Ｔｄｋ株式会社 誘電体磁器組成物
DE10043882B4 (de) * 1999-09-07 2009-11-05 Murata Mfg. Co., Ltd., Nagaokakyo-shi Dielektrische Keramikzusammensetzung und monolithisches Keramikbauteil
JP3698953B2 (ja) * 2000-03-31 2005-09-21 三星電機株式会社 誘電体磁器組成物とそれを用いた磁器コンデンサ及びその製造方法
JP3503568B2 (ja) * 2000-04-07 2004-03-08 株式会社村田製作所 非還元性誘電体セラミック及びそれを用いた積層セラミックコンデンサ
WO2002098818A1 (en) * 2001-06-01 2002-12-12 Paratek Microwave, Inc. Tunable dielectric compositions including low loss glass
JP4552411B2 (ja) * 2003-09-30 2010-09-29 株式会社村田製作所 誘電体セラミック組成物、誘電体セラミックおよび積層セラミック電子部品
US7351674B2 (en) * 2004-03-01 2008-04-01 Murata Manufacturing Co., Ltd. Insulating ceramic composition, insulating ceramic sintered body, and mulitlayer ceramic electronic component
US7417001B2 (en) * 2004-03-01 2008-08-26 Murata Manufacturing Co., Ltd Glass ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
US7439202B2 (en) * 2004-03-01 2008-10-21 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glass ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
US7368408B2 (en) * 2004-03-01 2008-05-06 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glass-ceramic composition, glass-ceramic sintered body, and monolithic ceramic electronic component
JP2006181737A (ja) * 2004-12-24 2006-07-13 Kyocera Corp 複合セラミックグリーンシート、複合セラミックグリーンシートの製造方法及び多層セラミック基板の製造方法
WO2008018407A1 (fr) * 2006-08-09 2008-02-14 Murata Manufacturing Co., Ltd. Composition de vitrocéramique, vitrocéramique frittée, et composants électroniques céramiques stratifiés
WO2009113475A1 (ja) * 2008-03-13 2009-09-17 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物、ガラスセラミック焼結体および積層型セラミック電子部品
WO2010058697A1 (ja) * 2008-11-19 2010-05-27 株式会社村田製作所 ガラスセラミック組成物およびガラスセラミック基板

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05217426A (ja) 1992-01-31 1993-08-27 Murata Mfg Co Ltd 非還元性誘電体磁器組成物

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE112009000012B4 (de) * 2008-03-13 2014-11-13 Murata Manufacturing Co., Ltd. Glaskeramikzusammensetzung, Glaskeramik-Sinterkörper und keramisches Mehrschicht-Elektronikbauteil

Also Published As

Publication number Publication date
US20090122506A1 (en) 2009-05-14
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R016 Response to examination communication
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