DE19906582A1 - Dielektrische keramische Zusammensetzung, laminierter Keramikkondensator und Verfahren zur Herstellung des laminierten Keramikkondensators - Google Patents
Dielektrische keramische Zusammensetzung, laminierter Keramikkondensator und Verfahren zur Herstellung des laminierten KeramikkondensatorsInfo
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Description
Die vorliegende Erfindung betrifft eine dielektrische keramische Zusammensetzung,
die in einem laminierten Keramikkondensator mit einer aus einem unedlen Metall
wie beispielsweise Nickel oder Nickellegierung gebildeten Innenelektrode vorteilhaft
verwendet wird. Die vorliegende Erfindung betrifft ferner einen laminierten Keramik
kondensator, der aus der dielektrischen keramischen Zusammensetzung gebildet
wird, sowie ein Verfahren zur Herstellung des Kondensators.
Ein laminierter Keramikkondensator umfaßt ein aus mehreren laminierten dielektri
schen keramischen Schichten gebildetes Laminat sowie eine darin laminierte In
nenelektrode. Zur Kostenverringerung wird in letzter Zeit die Innenelektrode aus
einem kostengünstigen unedlen Metall, wie zum Beispiel Ni, an Stelle eines teuren
Edelmetalls, wie zum Beispiel Ag oder Pd, gebildet.
Wenn die Innenelektrode aus einem unedlen Metall, wie zum Beispiel Ni gebildet
ist, muß die Elektrode in einer Reduzieratmosphäre gebrannt werden, um ein Oxi
dieren des unedlen Metalls zu verhindern. Bei Brennen in einer Reduzieratmosphä
re wird jedoch ein aus Bariumtitanat gebildetes Keramikmaterial unvorteilhaft redu
ziert, so daß es halbleitend wird.
Zur Lösung dieses Problems wurde ein Verfahren zur Verhinderung der Reduktion
dielektrischer Materialien mittels Abänderung des Verhältnisses der Bariumstel
len/Titanstellen in der Bariumtitanat-Festlösung entwickelt, so daß dieses größer
als das stoichiometrische Verhältnis ist (japanische Patentveröffentlichung (kokoku)
Nr. 57-42588). Durch dieses Verfahren kann ein laminierter Keramikkondensator
mit einer aus einem unedlen Metall wie zum Beispiel Ni gebildeten Innenelektrode
praktisch eingesetzt werden, und die Produktion derartiger Kondensatoren hat zu
genommen.
Aufgrund der jüngsten Fortschritte in der Elektronikentwicklung ist die Miniaturisie
rung laminierter keramischer Elektronikelemente schnell fortgeschritten. Im Bereich
laminierter Keramikkondensatoren sind auch Trends in Richtung auf Miniaturisie
rung und erhöhte Kapazität spürbar. Ferner müssen laminierte Kondensatoren eine
höhere elektrostatische Kapazität aufweisen, die höher ist und eine geringere Tem
peraturabhängigkeit besitzt. Daher wurden eine Vielzahl von Materialien mit hoher
Dielektrizitätskonstante und ausgezeichneten temperaturbezogenen Eigenschaften
vorgeschlagen und praktisch eingesetzt.
Bisher umfassen alle vorgeschlagenen Materialien BaTiO3 als primäre Komponente
und ein Seltenerdmetall als Zusatz, welcher während des Sinterns in die BaTiO3-Körner
diffundiert wird. Körner, die die gewonnenen gesinterten Preßlinge bilden,
besitzen bekanntermaßen einen Kernmantelaufbau, der ein Kernteil ohne diffun
dierte Zusatzkomponente und ein Mantelteil mit diffundierter Zusatzkomponente
umfaßt. Daher bildet die Kombination des Kernteils und des Mantelteils - die sich
nach der Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante unterscheiden - eine
Zusammensetzung, deren Dielektrizitätskonstante eine geringe Temperaturabhän
gigkeit besitzt.
Diese Materialien verwirklichen laminierte Keramikkondensatoren mit hoher elek
trostatischer Kapazität und geringer Temperaturabhängigkeit und haben daher
stark zu einer Erweiterung des Markts beigetragen.
Der Kern-Mantel-Aufbau, der durch Sintern von Keramikmaterialien und Steuerung
der Diffusion einer Zusatzkomponente gewonnen wird, bringt jedoch auch einen
Nachteil mit sich. Bei fortschreitendem Sintern diffundiert eine Zusatzkomponente
nämlich übermäßig, so daß die Merkmale geringer Temperaturabhängigkeit nicht
erbracht werden, während ein nicht ausreichendes Sintern zu mangelhafter Zuver
lässigkeit führt. Daher ist es mit den oben beschriebenen Materialien relativ schwie
rig, eine Steuerung des Sinterns und der Diffusion zu erreichen, was eine uner
wünschte Abweichung der Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante
bewirkt.
Zur Deckung der Nachfrage nach Miniaturisierung und hoher elektrostatischer Ka
pazität müssen zudem die in einem laminierten Preßling gebildeten dielektrischen
Keramikschichten dünner gehalten werden und die Laminate müssen eine größere
Anzahl an Schichten umfassen. Wenn die Keramikschichten dünn werden, wird
jedoch eine kleinere Anzahl an Keramikkörnern zwischen den Innenelektroden ein
geschlossen, was die Zuverlässigkeit des Kondensators beträchtlich verschlechtert.
Daher muß eine Reduzierung der Dicke beschränkt werden. Die Entwicklung von
Materialien mit hoher Zuverlässigkeit und geringer Abweichung der Dielektrizitäts
konstante in Abhängigkeit von Temperatur und elektrischem Feld muß daher durch
Verringerung der Größe der Keramikkörner verwirklicht werden.
Mittlerweile werden elektronische Elemente, wie sie in Kraftfahrzeugen verwendet
werden, in einer Hochtemperaturumgebung eingesetzt und daher sind bei diesen
Merkmale erwünscht, die bei hoher Temperatur stabil bleiben. Insbesondere ist ein
laminierter Keramikkondensator hoher Zuverlässigkeit und mit einer Dielektrizitäts
konstante geringer Temperaturabhängigkeit bei höherer Temperatur (z. B. 150°C)
erwünscht.
Bei herkömmlichen Materialien mit einem Kern-Mantel-Aufbau nimmt jedoch die
Sinterfähigkeit und die Diffusion einer Zusatzkomponente mit kleiner werdenden
BaTiO3-Körnern zu, was somit ein Aufrechterhalten einer geringen Temperaturab
hängigkeit der Merkmale erschwert. Da BaTiO3 bei hoher Temperatur (z. B. 150°C)
eine starke Abweichung der Dielektrizitätskonstante aufweist, ist ein Aufrechterhal
ten einer Dielektrizitätskonstante mit geringer Temperaturabhängigkeit bis zu einer
hohen Temperatur hin verhältnismäßig schwierig.
Wie vorstehend beschrieben ist die Verwirklichung eines hinreichend dünnen lami
nierten Keramikkondensators und einer Dielektrizitätskonstante von ausreichend
geringer Temperaturabhängigkeit unter Verwendung eines Materials mit einem
Kern-Mantel-Aufbau nach dem Stand der Technik im wesentlichen schwierig.
In Anbetracht des Vorstehenden ist es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung,
eine dielektrische keramische Zusammensetzung zur Lösung der oben beschriebe
nen Probleme zur Hand zu geben. Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht
darin, einen aus dieser Zusammensetzung hergestellten laminierten Keramikkon
densator zur Hand zu geben. Eine noch weitere Aufgabe der Erfindung besteht
darin, ein Verfahren zur Herstellung des laminierten Keramikkondensators zur
Hand zu geben.
Kurz gesagt ist die erfindungsgemäße dielektrische keramische Zusammensetzung
ein Material, das keinen durch Diffusion einer Zusatzkomponente gebildete Kern-
Mantel-Aufbau aufweist, das heißt ein Material, dessen temperaturabhängige
Merkmale und Zuverlässigkeit nicht von der Diffusion einer Zusatzkomponente ab
hängen. Ein aus dem erfindungsgemäßen dielektrischen Keramikmaterial herge
stellter laminierter Keramikkondensator erfüllt die in den JIS-Spezifikationen fest
gelegten B-Merkmale und erfüllt die in den EIA-Spezifikationen festgelegten
X7R- und X8R-Merkmale.
Demgemäß wird in einer Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung eine die
lektrische keramische Zusammensetzung vorgesehen, die ein Ba, Ca, Ti, Mg und
Mn als Metallelemente enthaltendes Komplexoxid umfaßt.
ln einer weiteren Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung ist eine dielektri
sche keramische Zusammensetzung vorgesehen, die durch folgende Formel dar
gestellt wird: {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO,
wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15
ist.
Vorzugsweise enthält die erfindungsgemäße dielektrische keramische Zusammen
setzung weiterhin ein Sinterhilfsmittel in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen ba
sierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten der dielektrischen
keramischen Zusammensetzung.
Vorzugsweise enthält das Sinterhilfsmittel SiO2 als primäre Komponente.
In einer weiteren Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung ist ein laminierter
Keramikkondensator vorgesehen, der aus einer dielektrischen keramischen Zu
sammensetzung gebildet ist, die ein Ba, Ca, Ti, Mg und Mn als Metallelemente ent
haltendes Komplexoxid umfaßt.
Insbesondere umfaßt der laminierte Keramikkondensator ein aus mehreren dielek
trischen Keramikschichten ausgebildetes Laminat und umfaßt weiterhin mehrere
Außenelektroden, die an verschiedenen Stellen an Seitenflächen des Laminats
vorgesehen sind, wobei jede von mehreren Innenelektroden entlang einer be
stimmten Grenzfläche zwischen zwei benachbarten dielektrischen Keramikschich
ten gebildet ist, so daß jede der Innenelektroden mit einem Ende an einer der Sei
tenflächen freigelegt ist, so daß mit einer der Außenelektroden elektrischer Kontakt
hergestellt wird. Die dielektrischen Keramikschichten sind aus der oben beschrie
benen dielektrischen Keramikzusammensetzung gebildet.
Die Innenelektroden des laminierten Keramikkondensators enthalten vorzugsweise
Ni oder eine Ni-Legierung.
In einer weiteren Erscheinungsform der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren
zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators zur Hand gegeben, wel
ches die folgenden Schritte umfaßt:
einen Schritt zur Aufbereitung einer Mischung, die eine durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dar gestellte Verbindung, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt;
einen Schritt zur Erzeugung eines Laminats durch Laminieren von mehreren un gesinterten keramischen Platten, die die Mischung enthalten, und mehreren In nenelektroden, die jeweils entlang einer bestimmten Grenzfläche zwischen zwei benachbarten ungesinterten keramischen Platten so ausgebildet sind, daß jede der Innenelektroden mit einem Ende an einer der Seitenflächen freigelegt ist;
einen Schritt zum Brennen des Laminats und
einen Schritt zur Bildung von mehreren Außenelektroden auf jeder Seitenfläche des Laminats in einer solchen Weise, daß das eine an der Seitenfläche freigelegte En de jeder der Innenelektroden mit einer der Außenelektroden einen elektrischen Kontakt aufweist.
einen Schritt zur Aufbereitung einer Mischung, die eine durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dar gestellte Verbindung, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt;
einen Schritt zur Erzeugung eines Laminats durch Laminieren von mehreren un gesinterten keramischen Platten, die die Mischung enthalten, und mehreren In nenelektroden, die jeweils entlang einer bestimmten Grenzfläche zwischen zwei benachbarten ungesinterten keramischen Platten so ausgebildet sind, daß jede der Innenelektroden mit einem Ende an einer der Seitenflächen freigelegt ist;
einen Schritt zum Brennen des Laminats und
einen Schritt zur Bildung von mehreren Außenelektroden auf jeder Seitenfläche des Laminats in einer solchen Weise, daß das eine an der Seitenfläche freigelegte En de jeder der Innenelektroden mit einer der Außenelektroden einen elektrischen Kontakt aufweist.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators beträgt
der Gehalt eines Alkalimetalloxids, das in der durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dargestellten
Verbindung als Beimengung vorliegt, vorzugsweise 0,03 Masseprozent oder weni
ger.
Die durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dargestellte Verbindung weist vorzugsweise eine
durchschnittliche Partikelgröße von 0,1-0,8 µm auf.
In diesem Fall kann die durchschnittliche Partikelgröße der durch {Ba1-xCaxO}TiO2
dargestellten Verbindung 0,1 µm-0,3 µm oder über 0,3 µm betragen, doch nicht
über 0,8 µm liegen. Noch bevorzugter liegt die maximale Partikelgröße der Verbin
dung im ersteren Fall bei 0,5 µm oder weniger und in dem letzteren Fall bei 1,0 µm
oder weniger.
In dem Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen Keramikkondensators
liegt das Verhältnis der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramik
produkts) zur (durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmate
rialpulvers), das durch R dargestellt wird, vorzugsweise bei 0,90-1,2.
In den oben beschriebenen Erscheinungsformen der vorliegenden Erfindung, wel
che die Zusammensetzungen und das Verfahren zur Herstellung eines laminierten
Keramikkondensators betreffen, können die dielektrischen keramischen Zusam
mensetzungen weiterhin ein Seltenerdmetall enthalten, welches durch RE darge
stellt wird. RE wird vorzugsweise aus der aus Y, Gd, Tb, Dy, Ho, Er und Yb beste
henden Gruppe gewählt.
Verschiedene andere Aufgaben, Merkmale und viele der Begleitvorteile der vorlie
genden Erfindung werden durch besseres Verständnis der Erfindung unter Bezug
auf die folgende eingehende Beschreibung der bevorzugten Ausführungen in Ver
bindung mit einer Begleitzeichnung mühelos erkennbar. Hierbei ist:
Fig. 1 eine Querschnittansicht eines laminierten Keramikkondensators 1 gemäß
einer Art und Weise der Durchführung der vorliegenden Erfindung.
Wie oben erwähnt umfaßt die erfindungsgemäße dielektrische keramische Zusam
mensetzung ein Ba, Ca, Ti, Mg und Mn als Metallelemente enthaltendes Kom
plexoxid. Die erfindungsgemäße dielektrische keramische Zusammensetzung wird
im einzelnen durch folgende Formel dargestellt:
{Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO,
wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15
ist.
Ein derartiges Keramikmaterial kann gebrannt werden, ohne halbleitend zu werden,
selbst wenn es in einer Reduzieratmosphäre gebrannt wird. Aus dem dielektrischen
Keramikmaterial kann ein laminierter Keramikkondensator gewonnen werden, der
die durch die JIS-Spezifikationen festgelegten B-Merkmale innerhalb des Bereichs
von 25°C bis + 85°C erfüllt sowie eine Abweichung in der elektrostatischen Kapazität
von -10% bis +10%, die X7R-Merkmale innerhalb des Bereichs von -55°C bis
+125°C und eine Abweichung in der elektrostatischen Kapazität von ±15% erfüllt
und der die von den EIA-Spezifikationen festgelegten X8R-Merkmale in dem Be
reich von -55°C bis +155°C und eine Abweichung in der elektrostatischen Kapazität
von ±15% erfüllt. Darüberhinaus weisen die Kondensatoren eine große Zuverläs
sigkeit und eine hohe Durchschlagspannung sowohl bei Raumtemperatur als auch
bei hoher Temperatur auf.
Die erfindungsgemäße dielektrische keramische Zusammensetzung enthält typi
scherweise ein Sinterhilfsmittel, das in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen ba
sierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten der dielektrischen
keramischen Zusammensetzung enthalten ist. Vorzugsweise enthält das Sinter
hilfsmittel vorwiegend SiO2.
Die oben beschriebene dielektrische keramische Zusammensetzung wird bei
spielsweise zur Herstellung eines in Fig. 1 dargestellten laminierten Keramikkon
densators 1 verwendet.
Wie in Fig. 1 gezeigt, umfaßt der laminierte Keramikkondensator 1 ein Laminat 3,
das mehrere laminierte dielektrische Schichten 2 sowie eine erste Außenelektrode
6 und eine zweite Außenelektrode 7 enthält, welche jeweils auf einer ersten Seiten
fläche 4 und einer zweiten Seitenfläche 5 des Laminats 3 vorgesehen sind. In sei
ner Gesamtheit stellt der laminierte Keramikkondensator 1 ein rechteckiges paral
lelepipedförmiges chipartiges elektronisches Bauteil dar.
Die ersten Innenelektroden 8 und die zweiten Elektroden 9 sind in dem Laminat 3
abwechselnd angeordnet. Die ersten Innenelektroden 8 sind entlang bestimmter
Grenzflächen zwischen den dielektrischen Keramikschichten 2 so ausgebildet, daß
jede der Innenelektroden 8 mit einem Ende an der ersten Seitenfläche 4 freigelegt
ist, so daß diese mit der ersten Außenelektrode 6 elektrisch verbunden sind, wäh
rend die zweiten Innenelektroden 9 entlang bestimmter Grenzflächen zwischen den
dielektrischen Keramikschichten 2 so ausgebildet sind, daß jede der Innenelektro
den 9 mit einem Ende an der zweiten Seitenfläche 5 freigelegt ist, so daß diese mit
der zweiten Außenelektrode 7 elektrisch verbunden sind.
In dem laminierten Keramikkondensator 1 werden die in dem Laminat 3 enthalte
nen dielektrischen Keramikschichten 2 aus der oben erwähnten dielektrischen ke
ramischen Zusammensetzung hergestellt.
Der laminierte Keramikkondensator 1 wird gemäß den folgenden Schritten herge
stellt:
In einem ersten Schritt wird eine Mischung, die eine durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge stellte Verbindung, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt, durch Mischen, beispielsweise Naßaufbereitung, aufbereitet. Die Mischverhältnisse der Verbindungen werden vorzugsweise so gewählt, daß eine dielektrische keramische Zusammensetzung gewonnen wird, die durch {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt wird, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
In einem ersten Schritt wird eine Mischung, die eine durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge stellte Verbindung, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt, durch Mischen, beispielsweise Naßaufbereitung, aufbereitet. Die Mischverhältnisse der Verbindungen werden vorzugsweise so gewählt, daß eine dielektrische keramische Zusammensetzung gewonnen wird, die durch {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt wird, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
Die durchschnittliche Partikelgröße der durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dargestellten Ver
bindung liegt vorzugsweise bei 0,1 µm-0,8 µm. Wenn die durchschnittliche Parti
kelgröße 0,1 µm-0,3 µm beträgt (in diesem Fall liegt die maximale Partikelgröße
vorzugsweise bei 0,5 µm oder darunter), kann der laminierte Keramikkondensator 1
eine Dielektrizitätskonstante mit einer geringen Temperaturabhängigkeit bis zu
125°C und hohe Zuverlässigkeit besitzen, selbst wenn die dielektrische Keramik
schicht 2 eine Stärke von nur 3 µm oder weniger aufweist. Wenn die durchschnittli
che Partikelgröße mindestens 0,3 µm und nicht mehr als 0,8 µm beträgt (in diesem
Fall liegt die maximale Partikelgröße vorzugsweise bei 1,0 µm oder darunter), kann
der laminierte Keramikkondensator 1 mit einer dielektrischen Keramikschicht 2 mit
einer Stärke von über 3 µm eine Dielektrizitätskonstante mit einer geringen Tempe
raturabhängigkeit bis zu 150°C besitzen.
Für gewöhnlich enthält die oben beschriebene und durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge
stellte Verbindung ein Alkalimetalloxid als Beimengung. Die Erfinder haben bestä
tigt, daß der Gehalt des Alkalimetalloxids die elektrischen Eigenschaften der die
lektrischen keramischen Zusammensetzung stark beeinflußt. Sie haben insbeson
dere bestätigt, daß der Gehalt des Alkalimetalloxids auf 0,03 Masseprozent oder
weniger eingestellt werden muß, vorzugsweise auf 0,02 Masseprozent oder weni
ger, um ein dielektrisches Keramikmaterial hoher Zuverlässigkeit zu erhalten.
Der oben beschriebenen Mischung wird zur Bildung der dielektrischen keramischen
Zusammensetzung ein Sinterhilfsmittel, beispielsweise ein überwiegend SiO2 um
fassendes Mittel, in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen basierend auf 100 Ma
sseteilen einer Rohausgangszusammensetzung beigegeben. Durch die Zugabe
eines derartigen Sinterhilfsmittels kann das dielektrische Keramikmaterial bei einer
relativ niedrigen Temperatur, beispielsweise bei 1.250°C oder weniger, während
des nachstehend beschriebenen Brennschritts gesintert werden.
Dann werden dem gemischten Pulver ein organisches Bindemittel und ein Löse
mittel zugegeben, um so einen Brei zu erhalten, und es wird eine ungesinterte Ke
ramikplatte, die die dielektrische Keramikschicht 2 bildet, aus dem Brei erzeugt.
Dann werden elektrisch leitende Pastenschichten, die die Innenelektroden 8 und 9
bilden, auf den vorbestimmten ungesinterten Keramikplatten ausgebildet. Die lei
tende Pastenschicht enthält ein unedles Metall, zum Beispiel Nickel oder Kupfer
oder eine Legierung davon, und wird durch ein Verfahren, wie zum Beispiel Sieb
druck, Aufdampfen oder Galvanisieren, gebildet.
Mehrere ungesinterte Keramikplatten, einschließlich derer, auf denen eine leitende
Pastenschicht wie vorstehend beschrieben ausgebildet wurde, werden laminiert,
gepreßt und dann falls erforderlich gestanzt. Somit wird ein ungesintertes Laminat 3
erzeugt, bei dem die ungesinterten Keramikplatten und die entlang bestimmter
Grenzflächen zwischen den ungesinterten Keramikplatten ausgebildeten Innen
elektroden 8 und 9 laminiert werden, so daß jede der Innenelektroden 8 mit einem
Ende an der Seitenfläche 4 und jede der Innenelektroden 9 mit einem Ende an der
Seitenfläche 5 freigelegt ist.
Das Laminat 3 wird dann in einer Reduzieratmosphäre gebrannt. Da ein SiO2-
haltiges Sinterhilfsmittel wie oben beschrieben der Mischung zugegeben wird, kann
das dielektrische Keramikmaterial bei einer relativ niedrigen Temperatur, wie zum
Beispiel 1.250°C oder darunter, gesintert werden, wodurch das Schrumpfen der
Innenelektroden 8 und 9 während des Brennschritts minimiert wird. Daher kann die
Zuverlässigkeit des laminierten Keramikkondensators 1 mit einer dünnen dielektri
schen Keramikschicht 2 verbessert werden. Wie oben beschrieben können Mate
rialien, die ein unedles Metall wie Nickel, Kupfer oder eine Legierung davon ent
halten, problemlos als Innenelektroden 8 und 9 verwendet werden.
Während des Sinterns zur Gewinnung des dielektrischen Keramikmaterials liegt
das Verhältnis der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramikpro
dukts) zur (durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmaterial
pulvers), das durch R dargestellt wird, vorzugsweise bei 0,90-1,2. Der Verhältnis
bereich ist derart, daß es während des Sinterns des Keramikmaterials nicht zu be
trächtlichem Kornwachstum kommt. Wenn das Verhältnis in den oben beschriebe
nen Bereich fällt, kann ein dielektrisches Keramikmaterial mit einer Dielektrizitäts
konstante geringer Temperaturabhängigkeit gewonnen werden.
Die erste Außenelektrode 6 wird auf der ersten Seitenfläche 4 des Laminats 3 der
art ausgebildet, daß sie mit den freigelegten Enden der ersten Innenelektroden 8 in
Kontakt steht, und die zweite Außenelektrode 7 wird auf der zweiten Seitenfläche 5
des Laminats 3 derart ausgebildet, daß sie mit den freigelegten Enden der zweiten
Innenelektroden 9 in dem gebrannten Laminat 3 in Kontakt steht.
Zur Herstellung der Außenelektroden 6 und 7 wird keine bestimmte Materialein
schränkung auferlegt. Im einzelnen können die gleichen Materialien wie für die
Herstellung der Innenelektroden 8 und 9 verwendet werden. Die Außenelektroden
können auch aus einer gesinterten Schicht gebaut werden, die ein elektrisch leiten
des Metallpulver umfaßt, zum Beispiel ein Pulver aus Ag, Pd, Ag-Pd, Cu oder eine
Cu-Legierung, oder aus einer gesinterten Schicht, die das obige leitende Metallpul
ver vermischt mit Glasfritte, beispielsweise B2O3-Li2O-SiO2-BaO, B2O3-SiO2-BaO,
Li2O-SiO2-BaO oder B2O3-SiO2-ZnO, umfaßt. Die Materialien zur Herstellung der
Außenelektroden 6 und 7 werden unter Berücksichtigung der Faktoren für den la
minierten Keramikkondensator 1, wie zum Beispiel Einsatz oder Einsatzumgebung,
entsprechend bestimmt.
Wie oben beschrieben können die Außenelektroden 6 und 7 durch Auftragen der
sie bildenden Metallpulverpaste auf das gebrannte Laminat 3 und Backen gebildet
werden. Alternativ können die Elektroden durch Auftragen der Paste auf das unge
brannte Laminat 3 und das Backen zeitgleich mit dem Brennen des Laminats 3 ge
bildet werden.
Die Außenelektroden 6 und 7 können jeweils mit Galvanikschichten 10 und 11 be
schichtet werden, die je nach Bedarf aus Ni, Cu, Ni-Cu-Legierung, etc. gebildet
werden. Die Galvanikschichten 10 und 11 können weiterhin jeweils mit zweiten
Galvanikschichten 12 und 13, die aus Lötzinn, Zinn, etc. gebildet werden, be
schichtet werden.
Bei den oben beschriebenen dielektrischen keramischen Zusammensetzungen und
dem Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators können die
dielektrischen keramischen Zusammensetzungen weiterhin ein Seltenerdmetall
enthalten, das durch RE dargestellt wird. RE wird vorzugsweise aus der aus Y, Gd,
Tb, Dy, Ho, Er und Yb bestehenden Gruppe gewählt.
Die vorliegende Erfindung wird nun eingehend anhand von Beispielen beschrieben,
welche nicht als Einschränkung der Erfindung ausgelegt werden sollten.
Der in dem vorliegenden Beispiel hergestellte laminierte Keramikkondensator ist ein
laminierter Keramikkondensator 1 mit einem in Fig. 1 dargestelltem Aufbau.
TiO2, BaCO3 und CaCO3 hoher Reinheit, die als Ausgangsmaterialien dienen, wur
den mengenmäßig so abgewogen, daß die erzeugten Mischungen jeweils den in
der folgenden Tabelle 1 gezeigten Ca-Gehalt aufwiesen, wurden dann gemischt
und zerkleinert. Jedes der sich ergebenden Pulver wurde getrocknet und auf
1.000°C oder mehr erhitzt, um so (Ba, Ca)TiO3 mit den in Tabelle 1 gezeigten je
weiligen durchschnittlichen Partikelgrößen zu synthetisieren. In Tabelle 1 bedeuten:
(1) Art des BaTiO3,
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
Um ein Oxidpulver zu erhalten, das als vorwiegend SiO2-haltiges Sinterhilfsmittel
dient, wurden Komponentenoxide oder Karbonate und Hydroxide davon so abge
wogen, daß die erzeugten Mischungen jeweils die in der folgenden Tabelle 2 ge
zeigten Molzusammensetzungsverhältnisse erhielten, und wurden dann gemischt
und zerkleinert. Jede Probe der sich ergebenden Pulver wurde in einem Platintiegel
auf 1.500°C erhitzt, durch Abschrecken gehärtet und zerkleinert, um so durch
schnittliche Partikelgrößen von 1 µm oder weniger zu erhalten.
In Tabelle 2 bedeuten:
(1) Art des Sinterhilfsmittels
(2) Zusammensetzung des Sinterhilfsmittels (Masseprozent)
(2) Zusammensetzung des Sinterhilfsmittels (Masseprozent)
BaCO3, MgO und MnO wurden verwendet, um das Molverhältnis von (Ba, Ca) zu Ti
in (Ba, Ca)TiO3 dargestellt durch m, einzustellen.
Anschließend wurden jedem der Ausgangsmaterialpulver jeweilige Sinterhilfsmittel
zugegeben, um so Mischungen mit den in Tabelle 3 gezeigten Zusammensetzun
gen zu erhalten. Jeder Mischung wurde ein Polyvinyl-Butyral-Bindemittel und ein
organisches Lösemittel, wie Ethanol, beigegeben, und die Bestandteile wurden in
einer Kugelmühle naßaufbereitet, um einen Keramikbrei zuzubereiten. Der sich er
gebende Brei wurde mittels eines Streichmesserverfahrens zu einer Platte geformt,
um so eine rechteckige ungesinterte Platte mit einer Stärke von 2,7 µm zu erhalten.
Dann wurde eine Ni als primäre Komponente enthaltende leitende Paste auf die
sich ergebende ungesinterte Keramikplatte mittels Drucken aufgetragen, um eine
leitende Pastenschicht zur Ausbildung von Innenelektroden zu bilden. In Tabelle 3
bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Art des BaTiO
(3) Sinterhilfsmittel
(4) Art
(5) Masseteile
(2) Art des BaTiO
(3) Sinterhilfsmittel
(4) Art
(5) Masseteile
Dann wurden mehrere der so erhaltenen ungesinterten Keramikplatten derart lami
niert, daß führende Enden der oben erwähnten leitenden Pastenschichten auf den
Platten abwechselnd angeordnet waren, um so ein Laminat zu erhalten. Das sich
ergebende Laminat wurde bei einer Atmosphäre von N2 auf 350°C erhitzt, um das
Bindemittel zu backen, und dann zwei Stunden lang bei einer in Tabelle 4 gezeig
ten Temperatur in einer Reduzieratmosphäre aus H2-N2-H2O-Gas, das Sauerstoff
bei einem Partialdruck von 10-9 bis 10-12 MPa enthielt, gebrannt.
Auf die gegenüberliegenden Seitenflächen des gebrannten Laminats wurde Silber
paste, die B2O3-Li2O-SiO2-BaO-Glasfritte enthielt, aufgetragen, gefolgt von Backen
in einer Stickstoffatmosphäre bei 600°C, um mit den Innenelektroden elektrisch
verbundene Außenelektroden zu erhalten.
Die Außenabmessungen des sich ergebenden laminierten Keramikkondensators
betrugen in der Breite 5,00 mm, in der Länge 5,7 mm und in der Höhe 2 mm, und
die Stärke der zwischen den Innenelektroden angeordneten dielektrischen Kera
mikschicht betrug 2,4 µm. Die Anzahl effektiver dielektrischer Keramikschichten lag
bei fünf, und in jeder Schicht wiesen die gegenüberliegenden Elektroden eine Flä
che von 16,3×10-6 m2 auf.
Die elektrischen Eigenschaften der sich ergebenden Proben wurden wie folgt ge
messen.
Elektrostatische Kapazität (C) und dielektrischer Verlust (tan δ) wurden unter Ver
wendung eines automatischen Meßbrückeninstruments und nach JIS 5102 gemes
sen, und die Dielektrizitätskonstante (ε) wurde anhand der gemessenen elektrosta
tischen Kapazität berechnet.
Der Widerstand (R) wurde unter Verwendung eines Isoliertestgeräts gemessen; es
wurden zwei Minuten lang 10 V Gleichstrom angelegt, um den Widerstand (R) bei
25°C zu erhalten, und anhand des Widerstands wurde der spezifische Widerstand
berechnet.
Bezüglich der Temperaturabhängigkeit der elektrostatischen Kapazität wird das
Abweichungsmaß (ΔC/C20) hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 20°C für
den Temperaturbereich von -25°C bis +85°C sowie das Abweichungsmaß (ΔC/C25)
hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 25°C für den Temperaturbereich von
-55°C bis +125°C gezeigt.
Es wurde auch das Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität unter einem
elektrischen Feld von 5 kV/mm (ΔC%) erhalten.
In einem Hochtemperaturladetest wurde die Zeitverlaufsänderung des Widerstands
bei Anlegen von 20 V Gleichstrom bei 150°C gemessen. Bei diesem Test wurde die
Lebensdauer der Probe mit der Zeit bis zum Durchschlagen gleichgesetzt, als der
Widerstand (R) der Probe auf 105 Ω oder weniger fiel, und die durchschnittliche
Lebensdauer wurde für mehrere Proben berechnet.
Die Durchschlagspannung wurde durch Anlegen einer Gleichstromspannung bei
einer Spannungsanstiegsrate von 100 V/sek. gemessen.
Die durchschnittliche Partikelgröße des Ausgangsmaterials wurde durch Beobach
tung unter einem Abtastmikroskop erhalten, und die durchschnittliche Korngröße
des in dem sich ergebenden laminierten Keramikkondensator enthaltenen dielektri
schen Keramikmaterials wurde durch chemisches Ätzen polierter Querschnittflä
chen des Laminats und Beobachtung der Flächen unter einem Abtastmikroskop
erhalten. Aus den Ergebnissen wurde das Verhältnis R, d. h. (durchschnittlichen
Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur (durchschnittlichen Partikelgrö
ße des Ausgangsmaterials) berechnet.
Die Ergebnisse werden in Tabelle 4 gezeigt.
(1) Probe Nr.
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
Die bevorzugte Zusammensetzung des erfindungsgemäßen dielektrischen Kera
mikmaterials wird durch {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt, wobei
0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
Die oben beschriebenen Merkmale fallen bevorzugt in die folgenden Bereiche:
Dielektrizitätskonstante 1000 oder höher; dielektrischer Verlust 2,5% oder weniger
und Abnahme der elektrostatischen Kapazität 55% oder weniger. Bezüglich des
temperaturabhängigen Abweichungsmaßes der elektrostatischen Kapazität beträgt
das Abweichungsmaß hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 20°C inner
halb des Bereichs von -25°C bis +85°C ±10% oder weniger und innerhalb eines
Bereichs von
-55°C bis +125°C beträgt das Abweichungsmaß (ΔC/C25) hinsichtlich der elek
trostatischen Kapazität bei 25°C ±15% oder weniger. Der spezifische Widerstand
beträgt 13,0 Ω.cm oder mehr und die Durchschlagspannung beträgt 10 kV/mm oder
mehr.
In den Tabellen 3 und 4 fallen die mit * gekennzeichneten Proben außerhalb des
oben beschriebenen bevorzugten Zusammensetzungsbereichs.
Wie aus Tabelle 4 hervorgeht, weist jede der Proben Nr. 13 bis 23, deren Zusam
mensetzung in den bevorzugten Bereich fällt, ein temperaturabhängiges Abwei
chungsmaß der elektrostatischen Kapazität auf, das die von den JIS-Spezi
fikationen festgelegten B-Merkmale innerhalb eines Bereichs von -25°C bis
+85°C erfüllt und das die von den EIA-Spezifikationen festgelegten X7R-Merkmale
in einem Bereich von -55°C bis +125°C erfüllt. Darüberhinaus liegt die durch
schnittliche Lebensdauer der meisten der Proben bei einem Hochtemperaturlade
test bei über 100 Stunden, was hohe Zuverlässigkeit ergibt. Die Proben können bei
einer Brenntemperatur von 1.250°C oder weniger gebrannt werden, und die mei
sten können bei 1.200°C oder weniger gebrannt werden. Als nächstes werden die
Gründe, warum der oben beschriebene bevorzugte Zusammensetzungsbereich auf
die obigen Werte beschränkt ist, beschrieben.
Wenn der Gehalt des durch x dargestellten zugegebenen Ca bei unter 0,02 liegt,
wie bei Probe Nr. 1, kann die Abweichung der Dielektrizitätskonstante in Abhängig
keit von der Spannung, d. h. dem elektrischen Feld, signifikant sein und die durch
schnittliche Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest kann kurz sein. Wenn x
bei über 0,15 liegt, wie bei Probe Nr. 2, kann die relative Dielektrizitätskonstante
niedrig und tan δ hoch sein.
Noch bevorzugter ist, daß der Gehalt des durch x dargestellten Ca bei 0,05 oder
höher liegt. Dies ist vorteilhafter als der Fall, wo x in den Bereich von mindestens
0,02 und weniger als 0,05 fällt.
Wenn der Gehalt des durch α dargestellten zugegebenen MgO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 2, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein und die
Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante erfüllt unter Umständen nicht
mehr die B- und X7R-Merkmale; wenn jedoch α bei über 0,05 liegt, wie in Probe Nr.
4, kann die Sintertemperatur ansteigen und die Lebensdauer in einem Hochtempe
raturladetest kann kurz sein.
Wenn der Gehalt des durch β dargestellten zugegebenen MnO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 5, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein; wenn
jedoch β bei über 0,025 liegt, wie in Probe Nr. 6, kann der spezifische Widerstand
niedrig sein und die Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante erfüllt un
ter Umständen nicht mehr die B- und X7R-Merkmale.
Wenn das durch m dargestellte Verhältnis von (Ba, Ca)/Ti bei unter 1,000 liegt, wie
in Probe Nr. 7, kann der spezifische Widerstand gering sein. Wenn m bei 1,000
liegt, wie in Probe Nr. 8, kann der spezifische Widerstand ebenfalls gering sein. Die
Proben Nr. 7 und 8 können bei einem Hochtemperaturladetest eine kürzere Le
bensdauer aufweisen, und einige Proben brachen sofort bei Anlegen von Span
nung bei hoher Temperatur. Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca)/Ti
bei über 1,035 liegt, wie in Probe Nr. 9, kann die Sinterfähigkeit mangelhaft sein
und die Probe kann bei einem Hochtemperaturladetest eine kurze Lebensdauer
aufweisen.
Wenn kein Sinterhilfsmittel zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 10, kann das Sintern
mangelhaft sein, so daß es aufgrund der Galvanisierung zu einem starken Verlust
des spezifischen Widerstands kommt und die Probe bei einem Hochtemperaturla
detest eine kurze Lebensdauer haben kann; wenn jedoch ein Sinterhilfsmittel in
einer Menge von über 5,0 Masseteilen zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 11, kann
eine sekundäre Phase, die der in dem Sinterhilfsmittel enthaltenen Glaskompo
nente zugeschrieben wird, größer werden, wodurch die Lebensdauer in einem
Hochtemperaturladetest verkürzt wird.
Wenn der Gehalt eines Alkalimetalloxids, das als in (Ba, Ca)TiO3 enthaltene Bei
mengung dient, bei über 0,03 Masseprozent liegt, wie in Probe Nr. 12, kann die
Lebensdauer bei einem Hochtemperaturladetest kurz sein.
Bei Probe Nr. 14 wurde ein eingesetzter Zerkleinerungszustand während der Auf
bereitung des Keramikbreis derart verstärkt, daß die Partikelgröße des Pulvers in
dem Brei kleiner als die des Ausgangsrohmaterialpulvers war. Das Verhältnis der
(durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur (durch
schnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmaterialpulvers), das durch
R dargestellt wird, lag bei nur 0,85, was ein Absinken der Dielektrizitätskonstante
bewirkte. Wenn das Verhältnis R bei 1,25 liegt, wie bei Probe Nr. 13, wird während
des Brennens ein Kornwachstum induziert, die Anzahl der Keramikkörner zwischen
den Innenelektroden nimmt ab und eine dielektrische Keramikschicht wird dünner,
was möglicherweise die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest verkürzt.
Wenn die durchschnittliche Korngröße bei 0,40 µm liegt, wie in Probe Nr. 15, ist die
Dielektrizitätskonstante hoch. Dagegen führt eine Verdünnung einer dielektrischen
Keramikschicht, wie im Fall von Beispiel 1, zu einer kurzen Lebensdauer bei einem
Hochtemperaturladetest und zu einer großen Abweichung der Dielektrizitätskon
stante bei einem hohen elektrischen Feld. Wenn die durchschnittliche Korngröße
bei nur 0,09 µm liegt, wie bei Probe Nr. 16, kann die Dielektrizitätskonstante niedrig
sein und eine hohe Temperaturabhängigkeit aufweisen.
Bei den Proben Nr. 17 bis 23 fällt im einzelnen die Dielektrizitätskonstante in den
Bereich von 1280 bis 2510 und die Abweichung der elektrostatischen Kapazität bei
hoher Spannung liegt bei unter 42%. Es wird keine Verschlechterung aufgrund von
Galvanisierung festgestellt. Die Proben besitzen bei einem Hochtemperaturladetest
eine lange Lebensdauer sowie eine ausgezeichnete Zuverlässigkeit.
Bei dem obigen Beispiel wurde ein Pulver aus (Ba, Ca)TiO3 als Ausgangsmaterial
mittels eines Festphasensyntheseverfahrens hergestellt. Das Pulver kann jedoch
auch durch ein Naßsyntheseverfahren, zum Beispiel ein Alkoholatverfahren oder
ein Hydrothermalsyntheseverfahren, erzeugt werden.
Das als Zusatzkomponenten dienende Mg-Oxid und Mn-Oxid und ein SiO2-haltiges
Sinterhilfsmittel wurden in Form von Oxidpulvern zugegeben. Die Art der Zugabe
wird keiner bestimmten Beschränkung unterworfen, solange die dielektrische kera
mische Phase in den Bereich der vorliegenden Erfindung fällt, und es kann eine
Lösung aus einer Vorstufe davon, zum Beispiel Alkoholat oder eine metallhaltige
organische Verbindung, verwendet werden. Die sich ergebenden Eigenschaften
hängen nicht von der Art der Zugabe ab.
Die Flächen der in Innenelektroden eines laminierten Keramikkondensators ent
haltenen Ni-Körner enthalten materialeigen NiO. Wenn die Brennzustände für Oxi
dation günstig sind, bildet sich NiO in großer Menge. Das NiO kann während eines
Brennschritts zur Erzeugung des Laminats eines laminierten Keramikkondensators
in eine ein Laminat bildende dielektrische keramische Zusammensetzung diffundie
ren. Es kann eine ZrO2-Komponente zugegeben werden, um das Sintern der In
nenelektroden zu steuern. Derartige Zusatzkomponenten können während des
Brennens in das erfindungsgemäße dielektrische Keramikmaterial in einer Höchst
menge von einigen Molprozent diffundieren. Die Erfinder haben bestätigt, daß diese
Elektrodenkomponenten selbst bei Diffusion nicht die elektrischen Eigenschaften
der erfindungsgemäßen dielektrischen keramischen Zusammensetzung beeinflus
sen.
Diese Beobachtungen wurden auch in dem folgenden Beispiel 2 bestätigt.
Es wurde das Vorgehen von Beispiel 1 befolgt, mit der Ausnahme, daß die durch
schnittliche Partikelgröße der Produkte größer gehalten wurde, um so (Ba, Ca) TiO3
mit dem jeweiligen Ca-Gehalt und den durchschnittlichen Partikelgrößen, die in der
folgenden Tabelle 5 gezeigt werden, zu synthetisieren. In Tabelle 5 bedeuten:
(1) Art des BaTiO3,
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
Sinterhilfsmittel, die in Beispiel 2 verwendet wurden, wurden in ähnlicher Weise wie
in Beispiel 1 hergestellt, um so Sinterhilfsmittel herzustellen, die überwiegend SiO2
enthalten und die in Tabelle 2 gezeigt werden.
Anschließend wurde das Vorgehen von Beispiel 1 durchgeführt, um Keramikbreie
aufzubereiten, deren Zusammensetzungen in Tabelle 6 gezeigt werden. Eine Probe
jedes sich ergebenden Breis wurde mittels eines Streichmesserverfahrens zu einer
Platte geformt, um so ein rechteckige ungesinterte Platte mit einer Stärke von 8 µm
zu erhalten. Dann wurde eine Ni als primäre Komponente enthaltende leitende Pa
ste auf die sich ergebende ungesinterte Keramikplatte mittels Drucken aufgetragen,
um eine leitende Pastenschicht zur Ausbildung von Innenelektroden zu bilden.
In Tabelle 6 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Art des BaTiO3
(3) Sinterhilfsmittel
(4) Art
(5) Masseteile
(2) Art des BaTiO3
(3) Sinterhilfsmittel
(4) Art
(5) Masseteile
Anschließend wurden laminierte Keramikkondensatoren in der gleichen Weise wie
in Beispiel 1 hergestellt.
Bei dem so erhaltenen Keramikkondensator betrug die Stärke der zwischen den
Innenelektroden angeordneten dielektrischen Keramikschicht 6 µm.
Die elektrischen Eigenschaften wurde nach den gleichen Verfahren wie in Beispiel
1 gemessen, lediglich der Widerstand (R) wurde mittels Anlegen von 50 V Gleich
spannung über eine Zeit von 2 Minuten gemessen und die Zeitverlaufsänderung des
Widerstands bei Anlegen von 60 V Gleichspannung bei 150°C wurde in einem
Hochtemperaturladetest gemessen.
Die in Beispiel 2 erhaltenen elektrischen Eigenschaften werden in Tabelle 7 ge
zeigt. In Tabelle 7 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
Wie in Verbindung mit Beispiel 1 beschrieben wurde, wird die bevorzugte Zusam
mensetzung des erfindungsgemäßen dielektrischen Keramikmaterials durch {Ba1-x
CaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦
0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦
0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
In den Tabellen 6 und 7 fallen die mit * gekennzeichneten Proben außerhalb des
oben beschriebenen bevorzugten Zusammensetzungsbereichs.
Wie aus Tabelle 7 hervorgeht, weist jede der Proben Nr. 36 bis 47, deren Zusam
mensetzung in den bevorzugten Bereich fällt, ein temperaturabhängiges Abwei
chungsmaß der elektrostatischen Kapazität auf, das die von den JIS-Spezi
fikationen festgelegten B-Merkmale innerhalb eines Bereichs von -25°C bis
+85°C erfüllt und das die von den EIA-Spezifikationen festgelegten X8R-Merkmale
in einem Bereich von -55°C bis +150°C erfüllt. Darüberhinaus liegt die durch
schnittliche Lebensdauer der meisten der Proben bei einem Hochtemperaturlade
test bei über 100 Stunden, und die Proben können bei einer Brenntemperatur von
1.250°C oder weniger gebrannt werden. Der Grund, warum der oben beschriebene
bevorzugte Zusammensetzungsbereich wie erwähnt beschränkt ist, wird als näch
stes beschrieben.
Wenn der Gehalt des durch x dargestellten zugegebenen Ca bei unter 0,02 liegt,
wie bei Probe Nr. 24, kann die Abweichung der Dielektrizitätskonstante in Abhän
gigkeit von der Spannung signifikant sein und die durchschnittliche Lebensdauer in
einem Hochtemperaturladetest kann kurz sein; wenn dagegen x bei über 0,15 liegt,
wie bei Probe Nr. 25, kann die relative Dielektrizitätskonstante niedrig und tan δ
hoch sein.
Wenn der Gehalt des durch α dargestellten zugegebenen MgO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 26, dann kann der spezifische Widerstand aufgrund des
Kornwachstums während des Brennens niedrig sein und die temperaturabhängigen
Eigenschaften erfüllen unter Umständen nicht mehr die B- und X8R-Merkmale der
Dielektrizitätskonstante; wenn jedoch α bei über 0,05 liegt, wie in Probe Nr. 27,
kann die Sintertemperatur ansteigen und die Lebensdauer in einem Hochtempera
turladetest kann kürzer sein.
Wenn der Gehalt des durch β dargestellten zugegebenen MnO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 28, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein; wenn
jedoch β bei über 0,025 liegt, wie in Probe Nr. 29, kann der spezifische Widerstand
niedrig sein und die temperaturabhängigen Eigenschaften erfüllen unter Umstän
den nicht mehr die B- und X8R-Merkmale.
Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca)/Ti bei unter 1,000 liegt, wie in
Probe Nr. 31, und wenn m gleich 1,000 ist, wie im Fall der Probe Nr. 31, kann der
spezifische Widerstand ebenfalls niedrig sein. Die Proben Nr. 30 und 31 können bei
einem Hochtemperaturladetest eine viel kürzere Lebensdauer aufweisen, und eini
ge Proben brachen sofort bei Anlegen von Spannung bei hoher Temperatur. Wenn
das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca)/Ti bei über 1,035 liegt, wie in Probe
Nr. 32, kann die Sinterfähigkeit mangelhaft sein und die Probe kann bei einem
Hochtemperaturladetest eine kürzere Lebensdauer aufweisen.
Wenn kein Sinterhilfsmittel zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 33, kann das Sintern
mangelhaft sein, so daß es aufgrund der Galvanisierung zu einem starken Verlust
des spezifischen Widerstands kommt und die Probe bei einem Hochtemperaturla
detest eine kürzere Lebensdauer haben kann; wenn jedoch ein Sinterhilfsmittel in
einer Menge von über 5,0 Masseteilen zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 34, kann
die Erzeugung einer sekundären Phase, die auf der in dem Sinterhilfsmittel enthal
tenen Glaskomponente beruht, größer werden, wodurch die Lebensdauer in einem
Hochtemperaturladetest verkürzt wird.
Wenn der Gehalt eines Alkalimetalloxids, das als in (Ba, Ca)TiO3 enthaltene Bei
mengung dient, bei über 0,03 Masseprozent liegt, wie in Probe Nr. 35, kann die
Probe eine kürzere Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest aufweisen.
Wenn das Verhältnis der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Kera
mikprodukts) zur (durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangs
materialpulvers), das durch R dargestellt wird, bei nur 0,88 liegt, wie bei Probe Nr.
37, ist die Dielektrizitätskonstante extrem niedrig; wenn dagegen das Verhältnis R
bei 1,25 liegt, wie bei Probe Nr. 36, wird während des Brennens ein Kornwachstum
verstärkt, was eine Abnahme der Anzahl der Keramikkörner zwischen den Innen
elektroden bewirkt, wenn eine dielektrische Schicht verdünnt wird, was möglicher
weise die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest verkürzt.
Wenn MgO nicht enthalten ist, wie im Fall der Probe Nr. 48, dann liegt das Verhält
nis R bei 6,25, was ein beträchtliches Kornwachstum zeigt, und die Abweichung der
Dielektrizitätskonstante ist nachteilig groß. Wenn MnO nicht enthalten ist, wie in
Probe Nr. 49, ist der spezifische Widerstand niedrig und die Lebensdauer in einem
Hochtemperaturladetest nachteilig verkürzt.
In Beispiel 2 besitzt eine dielektrische Keramikschicht eine Stärke von 6 µm. Wenn
die durchschnittliche Korngröße bei 1,00 µm liegt, wie in Probe Nr. 38, ist die tem
peraturabhängige Abweichung der Dielektrizitätskonstante gering, doch die span
nungsabhängige Abweichung der Dielektrizitätskonstante hoch und die Lebens
dauer bei einem Hochtemperaturladetest kann kurz sein. Wenn dagegen die durch
schnittliche Korngröße bei nur 0,25 µm liegt, wie bei Probe Nr. 39, kann die Dielek
trizitätskonstante aufgrund des an der dielektrischen Keramikschicht angelegten
niedrigen elektrischen Felds niedrig sein.
Bei den Proben Nr. 40 bis 47 fällt die Dielektrizitätskonstante in den Bereich von
2050 bis 3460 und eine dielektrische Keramikschicht ist relativ dick. In Beispiel 2
liegt die Abweichung der elektrostatischen Kapazität bei hohem elektrischem Feld
nur bei einem Wert von unter 50%. Es wird keine Verschlechterung aufgrund von
Galvanisierung festgestellt. Die Proben besitzen bei einem Hochtemperaturladetest
eine lange Lebensdauer sowie eine ausgezeichnete Zuverlässigkeit.
Der in dem vorliegenden Beispiel hergestellte laminierte Keramikkondensator ist
ebenfalls ein laminierter Keramikkondensator 1 mit einem in Fig. 1 dargestelltem
Aufbau.
TiO2, BaCO3, CaCO3 und RE2O3 hoher Reinheit, die als Ausgangsmaterialien die
nen, wobei RE ein aus Y, Gd, Tb, Dy, Ho, Er und Yb gewähltes Element darstellt,
wurden mengenmäßig so abgewogen, daß die erzeugten Mischungen jeweils den
in der folgenden Tabelle 8 gezeigten Ca- und RE-Gehalt aufwiesen, und wurden
dann gemischt und zerkleinert. Jede Probe der sich ergebenden Pulver wurde ge
trocknet und auf 1.000°C oder mehr erhitzt, um so {Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 mit den in
Tabelle 8 gezeigten jeweiligen durchschnittlichen Partikelgrößen zu synthetisieren.
In Tabelle 8 bedeuten:
(1) Art des BaTiO3,
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(5) Seltenerdmetall (Molenbruch)
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(5) Seltenerdmetall (Molenbruch)
Um ein Oxidpulver zu erhalten, das als vorwiegend SiO2-haltiges Sinterhilfsmittel
dient, wurden Komponentenoxide oder Karbonate und Hydroxide davon mengen
mäßig so abgewogen, daß die erzeugten Mischungen durch das in der folgenden
Tabelle 9 gezeigte Molverhältnis dargestellte molare Zusammensetzungsverhält
nisse aufwiesen, und wurden dann gemischt und zerkleinert. Jede Probe der sich
ergebenden Pulver wurde in einem Platintiegel auf 1.500°C erhitzt, durch Ab
schrecken gehärtet und zerkleinert, um so durchschnittliche Partikelgrößen von 1
µm oder weniger zu erhalten. In Tabelle 9 bedeuten:
(1) Art des Sinterhilfsmittels
(2) Zusammensetzung des Sinterhilfsmittels (Masseprozent)
(2) Zusammensetzung des Sinterhilfsmittels (Masseprozent)
BaCO3, MgO und MnO wurden verwendet, um das Molverhältnis von (Ba, Ca, RE)
zu Ti in {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2, dargestellt durch m, einzustellen.
Anschließend wurden jeder Probe der Ausgangsmaterialpulver jeweilige Zusätze
zugegeben, um so Mischungen mit den in Tabelle 10 gezeigten Zusammensetzun
gen zu erhalten. Jeder Mischung wurde ein Polyvinyl-Butyral-Bindemittel und ein
organisches Lösemittel, wie Ethanol, beigegeben, und die Bestandteile wurden
mittels einer Kugelmühle naßvermahlt, um einen Keramikbrei zuzubereiten. Der
sich ergebende Brei wurde mittels eines Streichmesserverfahrens zu einer Platte
geformt, um so eine rechteckige ungesinterte Platte mit einer Stärke von 2,7 µm zu
erhalten. Dann wurde eine Ni als primäre Komponente enthaltende leitende Paste
auf die sich ergebende ungesinterte Keramikplatte mittels Drucken aufgetragen, um
eine leitende Pastenschicht zur Ausbildung von Innenelektroden zu bilden. In Ta
belle 10 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Art des BaTiO3
(3) Art des RE
(4) Sinterhilfsmittel
(5) Art
(6) Masseteile
(2) Art des BaTiO3
(3) Art des RE
(4) Sinterhilfsmittel
(5) Art
(6) Masseteile
Dann wurden mehrere der so erhaltenen ungesinterten Keramikplatten derart lami
niert, daß führende Enden der oben erwähnten leitenden Pastenschichten auf den
Platten abwechselnd angeordnet waren, um so ein Laminat zu erhalten. Das sich
ergebende Laminat wurde bei einer Atmosphäre von N2 auf 350°C erhitzt, um das
Bindemittel zu backen, und dann zwei Stunden lang bei einer in Tabelle 11 ge
zeigten Temperatur in einer Reduzieratmosphäre aus H2-N2-H2O-Gas, das Sauer
stoff bei einem Partialdruck von 10-9 bis 10-12 MPa enthielt, gebrannt.
Auf die gegenüberliegenden Seitenflächen des gebrannten Laminats wurde Silber
paste, die B2O3-Li2O-SiO2-BaO-Glasfritte enthielt, aufgetragen, gefolgt von Backen
in einer Stickstoffatmosphäre bei 600°C, um mit den Innenelektroden elektrisch
verbundene Außenelektroden zu erhalten.
Die Außenabmessungen des sich ergebenden laminierten Keramikkondensators
betrugen in der Breite 5,00 mm, in der Länge 5,7 mm und in der Höhe 2,4 mm, und
die Stärke der zwischen den Innenelektroden angeordneten dielektrischen Kera
mikschicht betrug 2 µm. Die Anzahl effektiver dielektrischer Keramikschichten lag
bei fünf, und in jeder Schicht wiesen die gegenüberliegenden Elektroden eine Flä
che von 16,3×10-6 m2 auf.
Die elektrischen Eigenschaften der sich ergebenden Proben wurden wie folgt ge
messen.
Elektrostatische Kapazität (C) und dielektrischer Verlust (tan δ) wurden unter Ver
wendung eines automatischen Meßbrückeninstruments und nach JIS 5102 gemes
sen, und die Dielektrizitätskonstante (ε) wurde anhand der gemessenen elektrosta
tischen Kapazität berechnet.
Der Widerstand (R) wurde unter Verwendung eines Isoliertestgeräts gemessen; es
wurden zwei Minuten lang 10 V Gleichstrom angelegt, um den Widerstand (R) bei
25°C zu erhalten, und anhand des gemessenen Widerstands wurde der spezifische
Widerstand berechnet.
Bezüglich der Temperaturabhängigkeit der elektrostatischen Kapazität wird das
Abweichungsmaß (ΔC/C20) hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 20°C für
den Temperaturbereich von -25°C bis +85°C sowie das Abweichungsmaß (ΔC/C25)
hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 25°C für den Temperaturbereich von
-55°C bis +125°C gezeigt.
Es wurde auch das Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität unter einem
elektrischen Feld von 5 kV/mm (ΔC%) erhalten.
In einem Hochtemperaturladetest wurde die Zeitverlaufsänderung des Widerstands
bei Anlegen von 20 V Gleichstrom bei 150°C gemessen. Bei diesem Test wurde die
durchschnittliche Lebensdauer der Probe beurteilt, wobei die Lebensdauer der Pro
be mit der Zeit bis zum Durchschlagen gleichgesetzt wurde, als der Widerstand (R)
der Probe auf 105 Ω oder weniger fiel.
Die Durchschlagspannung wurde durch Anlegen einer Gleichstromspannung bei
einer Spannungsanstiegsrate von 100 V/sek. gemessen.
Die durchschnittliche Partikelgröße des Ausgangsrohmaterials wurde durch Beob
achtung unter einem Abtastmikroskop erhalten, und die durchschnittliche Korngrö
ße des in dem sich ergebenden laminierten Keramikkondensator enthaltenen die
lektrischen Keramikmaterials wurde durch chemisches Ätzen polierter Querschnitt
flächen des Laminats und Beobachtung der Flächen unter einem Abtastmikroskop
erhalten. Aus den Ergebnissen wurde das Verhältnis R, d. h. (durchschnittlichen
Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur (durchschnittlichen Partikelgrö
ße des Ausgangsmaterials) berechnet.
Die Ergebnisse werden in Tabelle 11 gezeigt. In Tabelle 11 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω.cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
Die bevorzugte Zusammensetzung des erfindungsgemäßen dielektrischen Kera
mikmaterials wird durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt, wobei
0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035; 0,02 ≦ x ≦ 0,15 und 0,001 ≦
y ≦ 0,6 ist.
Die oben beschriebenen Merkmale fallen bevorzugt in die folgenden Bereiche:
Dielektrizitätskonstante 1200 oder höher; dielektrischer Verlust 2,5% oder weniger
und Abnahme der elektrostatischen Kapazität 45% oder weniger. Bezüglich des
temperaturabhängigen Abweichungsmaßes der elektrostatischen Kapazität beträgt
das Abweichungsmaß hinsichtlich der elektrostatischen Kapazität bei 20°C inner
halb des Bereichs von -25°C bis +85°C ±10% und innerhalb eines Bereichs von
-55°C bis +125°C beträgt das Abweichungsmaß (ΔC/C25) hinsichtlich der elektrostati
schen Kapazität bei 25°C ±15%. Der spezifische Widerstand beträgt 13,0 Ω.cm
oder mehr und die Durchschlagspannung beträgt 10 kV/mm oder mehr.
In den Tabellen 10 und 11 fallen die mit * gekennzeichneten Proben außerhalb des
oben beschriebenen bevorzugten Zusammensetzungsbereichs.
Wie aus Tabelle 11 hervorgeht, weist jede der Proben Nr. 116 bis 128, deren Zu
sammensetzung in den bevorzugten Bereich fällt, ein temperaturabhängiges Ab
weichungsmaß der elektrostatischen Kapazität auf, das die von den
JIS-Spezifikationen festgelegten B-Merkmale innerhalb eines Bereichs von -25°C bis
+85°C erfüllt und das die von den EIA-Spezifikationen festgelegten X7R-Merkmale
in einem Bereich von -55°C bis +125°C erfüllt. Darüberhinaus liegt die durch
schnittliche Lebensdauer der Proben bei einem Hochtemperaturladetest bei nahezu
100 Stunden, mindestens 70 Stunden oder mehr, was hohe Zuverlässigkeit ergibt.
Die Proben können bei einer Brenntemperatur von 1.200°C oder weniger gebrannt
werden. Als nächstes werden die Gründe, warum der oben beschriebene bevor
zugte Zusammensetzungsbereich auf die obigen Werte beschränkt ist, beschrie
ben.
Wenn der Gehalt des durch x dargestellten zugegebenen Ca bei unter 0,02 liegt,
wie bei Probe Nr. 101, kann die Abweichung der Dielektrizitätskonstante in Abhän
gigkeit von der Spannung signifikant sein und die Lebensdauer in einem Hochtem
peraturladetest kann kurz sein. Wenn x bei über 0,15 liegt, wie bei Probe Nr. 102,
kann die relative Dielektrizitätskonstante niedrig und tan δ hoch sein.
Noch bevorzugter ist, daß der Gehalt des durch x dargestellten Ca bei 0,05 oder
höher liegt. Dies ist vorteilhafter als der Fall, wo x in den Bereich von mindestens
0,02 und weniger als 0,05 fällt.
Wenn der Gehalt des durch y dargestellten zugegebenen RE bei unter 0,001 liegt,
wie in Probe Nr. 103, kann die durchschnittliche Lebensdauer kurz sein; wenn je
doch y bei über 0,06 liegt, wie im Fall der Probe Nr. 104, dann erfüllt die tempera
turabhängige Eigenschaft unter Umständen nicht mehr die B- und X7R-Merkmale.
Wenn der Gehalt des durch α dargestellten zugegebenen MgO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 105, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein und
die temperaturabhängige Eigenschaft erfüllt unter Umständen nicht mehr die B- und
X7R-Merkmale; wenn jedoch α bei über 0,05 liegt, wie in Probe Nr. 106, kann die
Sintertemperatur ansteigen und die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest
kann kurz sein.
Wenn der Gehalt des durch β dargestellten zugegebenen MgO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 107, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein;
wenn jedoch β bei über 0,025 liegt, wie in Probe Nr. 107, kann der spezifische Wi
derstand niedrig sein und die temperaturabhängige Eigenschaft erfüllt unter Um
ständen nicht mehr die B- und X7R-Merkmale.
Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca, RE)/Ti bei unter 1,000 liegt, wie
in Probe Nr. 109, kann der spezifische Widerstand gering sein. Wenn m bei 1,000
liegt, wie in Probe Nr. 110, kann der spezifische Widerstand ebenfalls gering sein.
Die Proben Nr. 109 und 110 können bei einem Hochtemperaturladetest eine viel
kürzere Lebensdauer aufweisen, und einige Proben brachen sofort bei Anlegen von
Spannung bei hoher Temperatur. Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba,
Ca, RE)/Ti bei über 1,035 liegt, wie in Probe Nr. 111, kann die Sinterfähigkeit man
gelhaft sein und die Probe kann bei einem Hochtemperaturladetest eine kurze Le
bensdauer aufweisen.
Wenn kein Sinterhilfsmittel zugegeben wird, wie bei Proben Nr. 112 und 113, kann
das Sintern mangelhaft sein, so daß es aufgrund der Galvanisierung zu einem star
ken Verlust des spezifischen Widerstands kommt und die Lebensdauer bei einem
Hochtemperaturladetest kurz sein kann; wenn jedoch ein Sinterhilfsmittel in einer
Menge von über 5,0 Masseteilen zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 114, kann die
Erzeugung einer sekundären Phase einer in dem Sinterhilfsmittel enthaltenen
Glaskomponente größer werden, wodurch die Lebensdauer in einem Hochtempe
raturladetest verkürzt wird.
Wenn der Gehalt eines Alkalimetalloxids, das als in {Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 enthalte
ne Beimengung dient, bei über 0,03 Masseprozent liegt, wie in Probe Nr. 115, kann
die Lebensdauer bei einem Hochtemperaturladetest kurz sein.
Wenn die durchschnittliche Korngröße bei 0,40 µm liegt, wie in Probe Nr. 116, ist
die Dielektrizitätskonstante hoch. Dagegen führt eine Verdünnung einer dielektri
schen Keramikschicht, wie im Fall von Beispiel 3, zu einer kurzen Lebensdauer der
Probe bei einem Hochtemperaturladetest und zu einer großen Abweichung der
Dielektrizitätskonstante bei hoher Spannung. Wenn die durchschnittliche Korngröße
bei nur 0,09 µm liegt, wie bei Probe Nr. 117, wird eine ausgezeichnete Zuverlässig
keit erreicht, doch kann die Dielektrizitätskonstante niedrig sein und die tempera
turabhängige Abweichung der Dielektrizitätskonstante groß sein.
Bei Probe Nr. 118 wurde ein eingesetzter Zerkleinerungszustand während der Auf
bereitung des Keramikbreis derart verstärkt, daß die Partikelgröße des Pulvers in
dem Brei kleiner als die des Ausgangsrohmaterialpulvers war. Das Verhältnis der
(durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur (durch
schnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmaterialpulvers), das durch
R dargestellt wird, liegt bei nur 0,85, um die Dielektrizitätskonstante zu senken.
Wenn das Verhältnis R dagegen bei 1,30 liegt, wie bei Probe Nr. 119, wird während
des Brennens ein Kornwachstum induziert, was eine Abnahme der Anzahl der Ke
ramikkörner zwischen den Innenelektroden bewirkt, wenn eine dielektrische Schicht
dünner wird, was möglicherweise die Lebensdauer in einem Hochtemperaturlade
test verkürzt.
Bei den Proben Nr. 120 bis 128 fällt im einzelnen die Dielektrizitätskonstante in
den Bereich von 1280 bis 1950 und die Abweichung der elektrostatischen Kapazität
bei hoher Spannung liegt bei unter 40%. Es wird keine Verschlechterung aufgrund
von Galvanisierung festgestellt. Die Proben besitzen bei einem Hochtemperaturla
detest eine lange Lebensdauer sowie eine ausgezeichnete Zuverlässigkeit.
Bei dem obigen Beispiel wurde ein Festphasensyntheseverfahren zur Erzeugung
eines als Ausgangsmaterial dienenden Pulvers aus {Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 durch
geführt. Das Pulver kann jedoch auch durch ein Naßsyntheseverfahren, zum Bei
spiel ein Alkoholatverfahren oder ein Hydrothermalsyntheseverfahren, erzeugt wer
den.
Das als Zusatzkomponenten dienende Mg-Oxid und Mn-Oxid und ein SiO2-haltiges
Sinterhilfsmittel wurden in Form von Oxidpulvern zugegeben. Die Art der Zugabe
wird keiner bestimmten Beschränkung unterworfen, solange die dielektrische kera
mische Schicht in den Bereich der vorliegenden Erfindung fällt, und es kann eine
Lösung aus einer Vorstufe davon, zum Beispiel Alkoholat oder eine metallhaltige
organische Verbindung, verwendet werden. Die sich ergebenden Eigenschaften
hängen nicht von der Art der Zugabe ab.
Die Flächen der in Innenelektroden eines laminierten Keramikkondensators ent
haltenen Ni-Körner enthalten materialeigen NiO. Wenn die Brennzustände für Oxi
dation günstig sind, bildet sich NiO in großer Menge. Das NiO kann während eines
Brennschritts zur Erzeugung des Laminats eines laminierten Keramikkondensators
in eine ein Laminat bildende dielektrische keramische Zusammensetzung diffundie
ren. Es kann eine ZrO2-Komponente zugegeben werden, um das Sintern der In
nenelektroden zu steuern. Derartige Zusatzkomponenten können während des
Brennens in eine Zusammensetzung zur Erzeugung des erfindungsgemäßen die
lektrischen Keramikmaterials in einer Höchstmenge von einigen Molprozent diffun
dieren. Die Erfinder haben bestätigt, daß diese Elektrodenkomponenten selbst bei
Diffusion nicht die elektrischen Eigenschaften der erfindungsgemäßen dielektri
schen keramischen Zusammensetzung beeinflussen.
Diese Beobachtungen wurden auch in dem Beispiel 4 bestätigt.
Es wurde das Vorgehen von Beispiel 3 befolgt, mit der Ausnahme, daß die durch
schnittliche Partikelgröße der Produkte größer gehalten wurde, um so
{Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 mit dem Ca-Gehalt, RE-Gehalt und den durchschnittlichen
Partikelgrößen, die in der folgenden Tabelle 12 gezeigt werden, zu synthetisieren.
In Tabelle 12 bedeuten:
(1) Art des BaTiO3
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(5) Seltenerdmetall (Molenbruch)
(2) Alkalimetalloxid (Masseprozent)
(3) CaO (Molenbruch)
(4) Durchschnittliche Partikelgröße (µm)
(5) Seltenerdmetall (Molenbruch)
Sinterhilfsmittel, die in Beispiel 4 verwendet wurden, wurden in ähnlicher Weise wie
in Beispiel 1 hergestellt, um so Sinterhilfsmittel herzustellen, die überwiegend SiO2
enthalten und die in Tabelle 2 gezeigt werden.
Anschließend wurde das Vorgehen von Beispiel 3 durchgeführt, um Keramikbreie
aufzubereiten, deren Zusammensetzungen in Tabelle 13 gezeigt werden. Eine Pro
be jedes sich ergebenden Breis wurde mittels eines Streichmesserverfahrens zu
einer Platte geformt, um so eine rechteckige ungesinterte Platte mit einer Stärke
von 8 µm zu erhalten. Dann wurde eine Ni als primäre Komponente enthaltende
leitende Paste auf die sich ergebende ungesinterte Keramikplatte mittels Drucken
aufgetragen, um eine leitende Pastenschicht zur Ausbildung von Innenelektroden
zu bilden. In Tabelle 13 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Art des BaTiO3
(3) Art des RE
(4) Sinterhilfsmittel
(5) Art
(6) Masseteile
(2) Art des BaTiO3
(3) Art des RE
(4) Sinterhilfsmittel
(5) Art
(6) Masseteile
Anschließend wurden laminierte Keramikkondensatoren in der gleichen Weise wie
in Beispiel 3 hergestellt.
Bei den so erhaltenen Keramikkondensatoren betrug die Stärke der zwischen den
Innenelektroden angeordneten dielektrischen Keramikschicht 6 µm.
Die elektrischen Eigenschaften wurde nach den gleichen Verfahren wie in Beispiel
3 gemessen, lediglich der Widerstand (R) wurde mittels Anlegen von 60 V Gleich
spannung über eine Zeit von 2 Minuten gemessen und die Zeitverlaufsänderung des
Widerstands bei Anlegen von 60 V Gleichspannung bei 150°C wurde in einem
Hochtemperaturladetest gemessen.
Die in Beispiel 4 erhaltenen elektrischen Eigenschaften werden in Tabelle 14 ge
zeigt. In Tabelle 14 bedeuten:
(1) Probe Nr.
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω-cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
(2) Brenntemperatur (°C)
(3) Korngrößenverhältnis R
(4) Dielektrizitätskonstante
(5) Dielektrischer Verlust tan δ (%)
(6) Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität ΔC% Gleichstrom 5 kV/mm (%)
(7) Temperaturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazi tät
(8) Spezifischer Widerstand ρ logρ (Ω-cm)
(9) Durchschlagspannung Gleichstrom (kV/mm)
(10) Durchschnittliche Lebensdauer (h)
(11) Nicht meßbar
Wie auch in Beispiel 3 beschrieben wurde, wird die bevorzugte Zusammensetzung
des erfindungsgemäßen dielektrischen Keramikmaterials durch
{Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦
0,025; 1,000 < m ≦ 1,035; 0,02 ≦ x ≦ 0,15 und 0,001 ≦ y ≦ 0,06 ist.
In den Tabellen 13 und 14 fallen die mit gekennzeichneten Proben außerhalb des
oben beschriebenen bevorzugten Zusammensetzungsbereichs.
Wie aus Tabelle 14 hervorgeht, weist jede der Proben Nr. 144 bis 156, deren Zu
sammensetzung in den bevorzugten Zusammensetzungsbereich fällt, ein tempe
raturabhängiges Abweichungsmaß der elektrostatischen Kapazität auf, das die von
den JIS-Spezifikationen festgelegten B-Merkmale innerhalb des Temperaturbe
reichs von -25°C bis +85°C erfüllt und das die von den EIA-Spezifikationen festge
legten X8R-Merkmale innerhalb des Temperaturbereichs von
-55°C bis +150°C erfüllt. Darüberhinaus liegt die durchschnittliche Lebensdauer
der Proben bei einem Hochtemperaturladetest bei nahezu 100 Stunden, und die
Proben können bei einer Brenntemperatur von 1.250°C oder weniger gebrannt
werden. Der Grund, warum der oben beschriebene bevorzugte Zusammenset
zungsbereich auf die obigen Werte beschränkt ist, wird als nächstes beschrieben.
Wenn der Gehalt des durch x dargestellten zugegebenen Ca bei unter 0,02 liegt,
wie bei Probe Nr. 129, kann die Abweichung der Dielektrizitätskonstante in Abhän
gigkeit von der Spannung signifikant sein und die durchschnittliche Lebensdauer in
einem Hochtemperaturladetest kann kurz sein. Wenn x bei über 0,15 liegt, wie bei
Probe Nr. 130, kann die relative Dielektrizitätskonstante niedrig und tan δ hoch
sein.
Wenn der Gehalt des durch y dargestellten zugegebenen RE bei unter 0,001 liegt,
wie in Probe Nr. 131, kann die durchschnittliche Lebensdauer kurz sein; wenn je
doch y bei über 0,06 liegt, wie bei Probe Nr. 132, dann erfüllt die Temperaturab
hängigkeit der Dielektrizitätskonstante unter Umständen nicht mehr die B- und
X8R-Merkmale und die durchschnittliche Lebensdauer in einem Hochtemperaturla
detest kann kurz sein.
Wenn der Gehalt des durch α dargestellten zugegebenen MgO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 133, dann kann der spezifische Widerstand aufgrund des
Kornwachstums während des Brennens niedrig sein und die Temperaturabhängig
keit der Dielektrizitätskonstante erfüllt unter Umständen nicht mehr die B- und
X8R-Merkmale; wenn jedoch α bei über 0,05 liegt, wie in Probe Nr. 134, kann die Sin
tertemperatur ansteigen und die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest
kann kurz sein.
Wenn der Gehalt des durch β dargestellten zugegebenen MnO bei unter 0,001
liegt, wie in Probe Nr. 135, dann kann der spezifische Widerstand niedrig sein;
wenn jedoch β bei über 0,025 liegt, wie in Probe Nr. 136, kann der spezifische Wi
derstand niedrig sein und die Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante
erfüllt unter Umständen nicht mehr die B- und X8R-Merkmale.
Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca, RE)/Ti bei unter 1,000 liegt, wie
in Probe Nr. 137, und wenn m gleich 1,000 ist, wie im Fall der Probe Nr. 138, kann
der spezifische Widerstand ebenfalls niedrig sein. Die Proben Nr. 137 und 138
können bei einem Hochtemperaturladetest eine viel kürzere Lebensdauer aufwei
sen, und einige Proben brachen sofort bei Anlegen von Spannung bei hoher Tem
peratur. Wenn das durch m dargestellte Verhältnis (Ba, Ca, RE)/Ti bei über 1,035
liegt, wie in Probe Nr. 139, kann die Sinterfähigkeit mangelhaft sein und die Le
bensdauer kann bei einem Hochtemperaturladetest kurz sein.
Wenn kein Sinterhilfsmittel zugegeben wird, wie bei Proben Nr. 140 und 141, kann
das Sintern mangelhaft sein, so daß es aufgrund der Galvanisierung zu einem star
ken Verlust des spezifischen Widerstands kommt und die Lebensdauer bei einem
Hochtemperaturladetest kurz sein kann; wenn jedoch ein Sinterhilfsmittel in einer
Menge von über 5,0 Masseteilen zugegeben wird, wie bei Probe Nr. 142, kann eine
sekundären Phase einer in dem Sinterhilfsmittel enthaltenen Glaskomponente grö
ßer werden, wodurch die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest verkürzt
wird.
Wenn der Gehalt eines Alkalimetalloxids, das als in {Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 enthalte
ne Beimengung dient, bei über 0,03 Masseprozent liegt, wie in Probe Nr. 143, kann
die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest kurz sein.
Wenn MgO nicht enthalten ist, wie bei Probe Nr. 157, dann liegt das Verhältnis R
bei 5,5, was ein beträchtliches Kornwachstum zeigt, und die temperaturabhängige
Abweichung der Dielektrizitätskonstante ist nachteilig groß. Wenn MnO nicht ent
halten ist, wie in Probe Nr. 158, ist der spezifische Widerstand niedrig und die Le
bensdauer in einem Hochtemperaturladetest nachteilig viel kürzer.
In Beispiel 4 besitzt eine dielektrische Keramikschicht eine Stärke von 6 µm. Wenn
die durchschnittliche Korngröße bei einem relativ großen Wert wie 1,20 µm liegt,
wie in Probe Nr. 144, ist die temperaturabhängige Abweichung der Dielektrizitäts
konstante gering, doch die spannungsabhängige Abweichung der Dielektrizitäts
konstante hoch und die Lebensdauer bei einem Hochtemperaturladetest kann kurz
sein. Wenn dagegen die durchschnittliche Korngröße bei nur 0,25 µm liegt, wie bei
Probe Nr. 145, kann aufgrund des an der dielektrischen Keramikschicht angelegten
niedrigen elektrischen Felds die Dielektrizitätskonstante niedrig und die tempera
turabhängige Abweichung der Dielektrizitätskonstante groß sein.
Wenn das Verhältnis der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Kera
mikprodukts) zur (durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangs
materialpulvers), das durch R dargestellt wird, bei nur 0,85 liegt, wie bei Probe Nr.
146, wird die Dielektrizitätskonstante gesenkt; wenn dagegen das Verhältnis R bei
1,25 liegt, wie bei Probe Nr. 147, wird während des Brennens ein Kornwachstum
induziert, die Anzahl der zwischen den Innenelektroden angeordneten Keramikkör
ner nimmt ab, wenn eine dielektrische Schicht verdünnt wird, was möglicherweise
die Lebensdauer in einem Hochtemperaturladetest verkürzt.
Bei den Proben Nr. 148 bis 156 fällt die Dielektrizitätskonstante in den Bereich von
1470 bis 2030 und eine dielektrische Keramikschicht ist relativ dick. In Beispiel 4
liegt die Abweichung der elektrostatischen Kapazität bei hoher Spannung nur bei
einem Wert von unter 40%. Es wird keine Verschlechterung aufgrund von Galvani
sierung festgestellt. Die Lebensdauer der Proben bei einem Hochtemperaturlade
test ist lang, und die Proben besitzen eine ausgezeichnete Zuverlässigkeit. Wenn
eine Probe mit einer durchschnittlichen Partikelgröße, wie bei Proben Nr. 148 bis
156, jedoch an einen laminierten Keramikkondensator mit einer Stärke von 2 µm
oder weniger, wie in Beispiel 1, angelegt wird, kann ihre Zuverlässigkeit schlechter
sein.
Wie vorstehend beschrieben besitzt die erfindungsgemäße dielektrische kerami
sche Zusammensetzung ausgezeichnete Eigenschaften hinsichtlich der tempera
turabhängigen Dielektrizitätskonstante sowie eine ausgezeichnete Zuverlässigkeit,
unabhängig davon, ob sie einen Kern-Mantel-Aufbau besitzt. Während der Erzeu
gung einer dielektrischen keramischen elektronischen Zusammensetzung durch
Brennen in einer Reduzieratmosphäre wird die keramische Zusammensetzung
nicht reduziert. Daher ermöglicht der laminierte elektronische Keramikkondensator
der vorliegenden Erfindung, der durch Verwendung der dielektrischen keramischen
Zusammensetzung gebildet wurde, die Verwendung eines unedlen Metalls wie Nic
kel oder Nickellegierung als Innenelektrodenmaterial, wodurch die Herstellungsko
sten eines laminierten Keramikkondensators gesenkt werden.
In der erfindungsgemäßen keramischen Zusammensetzung wird die Tempera
turabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante nicht aufgrund der Kern-Mantel-Auf
baus niedrig gehalten, sondern aufgrund der materialeigenen Temperatureigen
schaften der keramischen Zusammensetzung. Daher werden die Temperatureigen
schaften und die Zuverlässigkeit nicht durch den Zustand der Dispersion einer Zu
satzkomponente berührt, wodurch die Abweichung der Eigenschaften bei den
Brennzuständen gesenkt wird. Da der erfindungsgemäße laminierte Keramikkon
densator durch Verwendung der dielektrischen keramischen Zusammensetzung
erzeugt wird, weist der Kondensator eine kleine Abweichung der Eigenschaften und
eine geringe Temperaturabhängigkeit der Dielektrizitätskonstante auf.
Wenn bei dem Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen laminierten
Keramikkondensators die durchschnittliche Partikelgröße der durch
{Ba1-x-yCaxO}TiO2, vorzugsweise {Ba1-x-yCaxREyO}TiO2 dargestellten Verbindung auf ei
nem Wert von nur 0,1 µm-0,3 µm gehalten wird, dann besitzt der laminierte Ke
ramikkondensator, selbst wenn er eine dielektrische Keramikschicht mit einer Stär
ke von nur 3 µm oder weniger aufweist, bis zu 125°C eine Dielektrizitätskonstante
mit geringer Temperaturabhängigkeit sowie hohe Zuverlässigkeit. Ferner kann die
dielektrische Keramikschicht mit einer Anzahl an Keramikkörner gefüllt werden, um
so deren Zuverlässigkeit zu vergrößern. Somit können dünne laminierte Keramik
kondensatoren kleiner Bauart mit hoher elektrostatischer Kapazität auf vorteilhafte
Weise verwirklicht werden.
Wenn die durchschnittliche Partikelgröße der durch {Ba1-xCaxO}TiO2, vorzugsweise
{Ba1-x-yyCaxREyO}TiO2 dargestellten Verbindung auf einem Wert von über 0,3 µm
und nicht mehr als 0,8 µm gehalten wird, dann besitzt der laminierte Keramikkon
densator, der eine dielektrische Keramikschicht mit einer Stärke von 3 µm oder
mehr aufweist, bis zu einer Temperatur von 150°C eine Dielektrizitätskonstante mit
geringer Temperaturabhängigkeit sowie hohe Zuverlässigkeit.
Bei dem Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen laminierten Keramik
kondensators wird ferner der Gehalt eines als Beimengung enthaltenen Alkalime
talloxids in der Verbindung, die durch {Ba1-xCaxO}mTiO2, vorzugsweise
{Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 dargestellt wird, auf einem Wert von 0,08 Masseprozent oder we
niger gehalten, um so die Zuverlässigkeit der dielektrischen Keramikschicht zu ver
größern.
In die dielektrische keramische Zusammensetzung bzw. eine Keramikschicht des
erfindungsgemäßen laminierten Keramikkondensators wird ein Sinterhilfsmittel,
beispielsweise ein überwiegend SiO2 umfassendes Mittel, in einer Menge von
0,2-5,0 Masseteilen basierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten
der dielektrischen keramischen Zusammensetzung beigegeben. Durch die Zugabe
eines derartigen Sinterhilfsmittels kann das dielektrische Keramikmaterial bei einer
relativ niedrigen Temperatur, beispielsweise bei 1.250°C oder weniger, mühelos
während des Brennschritts gesintert werden. Daher nimmt bei dem laminierten Ke
ramikkondensator das Schrumpfen der Innenelektroden während des Brennschritts
ab. Selbst wenn der laminierte Keramikkondensator eine dünne dielektrische Ke
ramikschicht besitzt, kann daher die Zuverlässigkeit verbessert werden und Mate
rialien, die ein unedles Metall wie Nickel, Kupfer oder eine Legierung davon ent
halten, können problemlos als Innenelektroden verwendet werden.
In dem Verfahren zur Herstellung eines erfindungsgemäßen laminierten Keramik
kondensators wird ferner während des Sinterns zur Verwirklichung der dielektri
schen keramischen Zusammensetzung das Verhältnis der (durchschnittlichen
Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur (durchschnittlichen Partikelgrö
ße des vorgesehenen Ausgangsmaterialpulvers), das durch R dargestellt wird, aus
dem Bereich 0,90-1,2 gewählt. Wenn das Verhältnis in einem solchen Bereich
liegt, dann kommt es während des Sinterns des Keramikmaterials nicht zu erhebli
chem Kornwachstum und es kann ein dielektrisches Keramikmaterial mit einer
Dielektrizitätskonstante mit ausgezeichneter niedriger Temperaturabhängigkeit
verwirklicht werden.
Claims (32)
1. Dielektrische keramische Zusammensetzung, die ein Ba, Ca, Ti, Mg und Mn
als Metallelemente enthaltendes Komplexoxid umfaßt.
2. Dielektrische keramische Zusammensetzung, die durch die folgende Formel
dargestellt wird: {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05;
0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
3. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 1 oder 2, wel
che weiterhin ein Sinterhilfsmittel in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen
basierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten der dielek
trischen keramischen Zusammensetzung umfaßt.
4. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 3, dadurch ge
kennzeichnet, daß das Sinterhilfsmittel als seine primäre Komponente SiO2
umfaßt.
5. Laminierter Keramikkondensator, der folgendes umfaßt:
- - ein aus mehreren dielektrischen keramischen Schichten gebildetes Lami nat
- - mehrere an unterschiedlichen Stellen an den Seitenflächen des Laminats vorgesehene Außenelektroden und
- - mehrere in dem Laminat untergebrachte Innenelektroden, wobei jede In nenelektrode entlang einer Grenzfläche zwischen zwei spezifischen be nachbarten dielektrischen Keramikschichten derart vorgesehen ist, daß ein Ende der Innenelektrode an einer der Seitenflächen freigelegt ist, so daß mit einer der Außenelektroden elektrischer Kontakt hergestellt wird dadurch gekennzeichnet, daß die dielektrischen Keramikschichten aus einem Komplexoxid gebildet sind, das Ba, Ca, Ti, Mg und Mn als Metallelemente enthält.
6. Laminierter Keramikkondensator, der folgendes umfaßt:
- - ein aus mehreren dielektrischen keramischen Schichten gebildetes Lami nat
- - mehrere an unterschiedlichen Stellen an den Seitenflächen des Laminats vorgesehene Außenelektroden und
- - mehrere in dem Laminat untergebrachte Innenelektroden, wobei jede In nenelektrode entlang einer Grenzfläche zwischen zwei spezifischen be nachbarten dielektrischen Keramikschichten derart vorgesehen ist, daß ein Ende der Innenelektrode an einer der Seitenflächen freigelegt ist, so daß mit einer der Außenelektroden elektrischer Kontakt hergestellt wird dadurch gekennzeichnet, daß die dielektrischen Keramikschichten aus einer dielektrischen keramischen Zusammensetzung gebildet sind, die durch die folgende Formel dargestellt wird: {Ba1-xCaxO}mTiO2 + αMgO + βMnO, wobei 0,001 ≦ α ≦ 0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035 und 0,02 ≦ x ≦ 0,15 ist.
7. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 5 oder 6, dadurch gekenn
zeichnet, daß die dielektrische keramische Zusammensetzung weiterhin ein
Sinterhilfsmittel in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen basierend auf 100
Masseteilen der verbleibenden Komponenten der dielektrischen kerami
schen Zusammensetzung umfaßt.
8. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet,
daß das Sinterhilfsmittel als seine primäre Komponente SiO2 umfaßt.
9. Laminierter Keramikkondensator nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch
gekennzeichnet, daß die Innenelektroden Ni oder eine Ni-Legierung enthal
ten.
10. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators, das fol
gende Schritte umfaßt:
- - einen Schritt zur Aufbereitung einer Mischung, die eine durch {Ba1-xCaxO}TiO2 dargestellte Verbindung, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt;
- - einen Schritt zur Erzeugung eines Laminats durch Laminieren von mehre ren ungesinterten Keramikplatten, die besagte Mischung enthalten, und mehreren Innenelektroden, die jeweils entlang einer spezifischen Grenz fläche zwischen zwei benachbarten ungesinterten Keramikplatten derart ausgebildet sind, daß ein Ende jeder der Innenelektroden an einer der Seitenflächen freigelegt ist;
- - einen Schritt zum Brennen des Laminats, um besagte Mischung zu sin tern, so daß ein dielektrisches Keramikprodukt gebildet wird, und
- - einen Schritt zum Bilden von mehreren Außenelektroden auf jeder Seiten fläche des Laminats, so daß das eine an der Seitenfläche freigelegte En de jeder der Innenelektroden mit einer der Außenelektroden elektrischen Kontakt hat.
11. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge
stellte Verbindung als Beimengung ein Alkalimetalloxid in einer Menge von
0,03 Masseprozent oder weniger enthält.
12. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 10 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-xCaxO}TiO2
dargestellte Verbindung eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1-0,8
µm aufweist.
13. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge
stellte Verbindung eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 µm-ein
schließlich 0,3 µm aufweist.
14. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-xCaxO}TiO2 darge
stellte Verbindung eine durchschnittliche Partikelgröße von über 0,3 µm und
nicht mehr als 0,8 µm aufweist.
15. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach ei
nem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis
der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur
(durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmaterialpul
vers), das durch R dargestellt wird, zwischen 0,90 und einschließlich 1,2
liegt.
16. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 1, welche wei
terhin ein durch RE dargestelltes Seltenerdmetall umfaßt.
17. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 16, die durch
{Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 + αMgO + βMnO dargestellt wird, wobei 0,001 ≦ α ≦
0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035; 0,02 ≦ x ≦ 0,15 und 0,001 ≦ y ≦
0,06 ist.
18. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 16 oder 17, da
durch gekennzeichnet, daß RE mindestens ein aus der Gruppe bestehend
aus Y, Gd, Tb, Dy, Ho, Er und Yb gewähltes Element ist.
19. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 16
bis 18, welche weiterhin ein Sinterhilfsmittel in einer Menge von 0,2-5,0
Masseteilen basierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten
der dielektrischen keramischen Zusammensetzung umfaßt.
20. Dielektrische keramische Zusammensetzung nach Anspruch 19, dadurch
gekennzeichnet, daß das Sinterhilfsmittel als seine primäre Komponente
SiO2 umfaßt.
21. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet,
daß die dielektrischen Keramikschichten weiterhin ein durch RE dargestell
tes Seltenerdmetallelement umfassen.
22. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 21, dadurch gekennzeich
net, daß die dielektrische Keramikschichten aus einer keramischen Zusam
mensetzung gebildet werden, die durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 + αMgO +
βMnO dargestellt wird, wobei RE ein Seltenerdmetallelement, 0,001 ≦ α ≦
0,05; 0,001 ≦ β ≦ 0,025; 1,000 < m ≦ 1,035; 0,02 ≦ x ≦ 0,15 und 0,001 ≦ y ≦
0,06 ist.
23. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 21 oder 22, dadurch ge
kennzeichnet, daß RE mindestens ein aus der Gruppe bestehend aus Y, Gd,
Tb, Dy, Ho, Er und Yb gewähltes Element ist.
24. Laminierter Keramikkondensator nach einem der Ansprüche 21 bis 23, da
durch gekennzeichnet, daß die dielektrische keramische Zusammensetzung
weiterhin ein Sinterhilfsmittel in einer Menge von 0,2-5,0 Masseteilen ba
sierend auf 100 Masseteilen der verbleibenden Komponenten der dielektri
schen keramischen Zusammensetzung umfaßt.
25. Laminierter Keramikkondensator nach Anspruch 24, dadurch gekennzeich
net, daß das Sinterhilfsmittel als seine primäre Komponente SiO2 umfaßt.
26. Laminierter Keramikkondensator nach einem der Ansprüche 21 bis 25, da
durch gekennzeichnet, daß die Innenelektroden Ni oder eine Ni-Legierung
enthalten.
27. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators, das fol
gende Schritte umfaßt:
- - einen Schritt zur Aufbereitung einer Mischung, die eine durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 dargestellte Verbindung, bei der RE ein Sel tenerdmetallelement ist, eine Mg-Verbindung und eine Mn-Verbindung umfaßt;
- - einen Schritt zur Erzeugung eines Laminats durch Laminieren von mehre ren ungesinterten Keramikplatten, die besagte Mischung enthalten, und mehreren Innenelektroden, die jeweils entlang einer spezifischen Grenz fläche zwischen zwei benachbarten ungesinterten Keramikplatten derart ausgebildet sind, daß ein Ende jeder der Innenelektroden an einer der Seitenflächen freigelegt ist;
- - einen Schritt zum Brennen des Laminats, um besagte Mischung zu sin tern, so daß ein dielektrisches Keramikprodukt gebildet wird, und
- - einen Schritt zum Bilden von mehreren Außenelektroden auf jeder Seiten fläche des Laminats, so daß das eine an der Seitenfläche freigelegte En de jeder der Innenelektroden mit einer der Außenelektroden elektrisch verbunden ist.
28. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 27, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2
dargestellte Verbindung als Beimengung ein Alkalimetalloxid in einer Menge
von 0,03 Masseprozent oder weniger enthält.
29. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 27 oder 28, dadurch gekennzeichnet, daß die durch
{Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2 dargestellte Verbindung eine durchschnittliche Parti
kelgröße von 0,1-0,8 µm aufweist.
30. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 29, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2
dargestellte Verbindung eine durchschnittliche Partikelgröße von 0,1 µm-
einschließlich 0,3 µm aufweist.
31. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach An
spruch 29, dadurch gekennzeichnet, daß die durch {Ba1-x-yCaxREyO}mTiO2
dargestellte Verbindung eine durchschnittliche Partikelgröße von über 0,3
µm und nicht mehr als 0,8 µm aufweist.
32. Verfahren zur Herstellung eines laminierten Keramikkondensators nach ei
nem der Ansprüche 27 bis 31, dadurch gekennzeichnet, daß das Verhältnis
der (durchschnittlichen Korngröße des dielektrischen Keramikprodukts) zur
(durchschnittlichen Partikelgröße des vorgesehenen Ausgangsmaterialpul
vers), das durch R dargestellt wird, zwischen 0,90 und einschließlich 1,2
liegt.
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