JP2004345927A - Method for manufacturing irreducible dielectric ceramic, irreducible dielectric ceramic, and laminated ceramic capacitor - Google Patents

Method for manufacturing irreducible dielectric ceramic, irreducible dielectric ceramic, and laminated ceramic capacitor Download PDF

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JP2004345927A JP2003147315A JP2003147315A JP2004345927A JP 2004345927 A JP2004345927 A JP 2004345927A JP 2003147315 A JP2003147315 A JP 2003147315A JP 2003147315 A JP2003147315 A JP 2003147315A JP 2004345927 A JP2004345927 A JP 2004345927A
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Jun Ikeda
Toshikazu Takeda
Nobuyuki Wada
信之 和田
潤 池田
敏和 竹田
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Murata Mfg Co Ltd
株式会社村田製作所
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Abstract

<P>PROBLEM TO BE SOLVED: To provide a method for advantageously manufacturing an irreducible dielectric ceramic having high reliability under a high electric field and the flat temperature characteristic of dielectric constant. <P>SOLUTION: The method for manufacturing the irreducible dielectric ceramic includes processes of: mixing a powdery main component composed of an ABO<SB>3</SB>based compound (A expresses Ba, or the like, and B expresses Ti, or the like) and having 0.1-0.3 μm average particle diameter with a powdery auxiliary component composed of a rare earth element compound of atomic number ranging from 57 to 71, an Mg compound, an Mn compound, BaZrO<SB>3</SB>and an Si compound; molding the powdery mixture; and firing the molding under a reducing atmosphere. The ceramic crystal contained in the dielectric ceramic obtained in the firing process has a core-shell structure which is controlled so as to satisfy the condition of (core diameter)<0.4×(grain diameter) and to have the average grain diameter of 0.15-0.8 μm and ≥1.5 times of the average powder diameter of the powdery main component. <P>COPYRIGHT: (C)2005,JPO&NCIPI

Description

【0001】 [0001]
【発明の属する技術分野】 BACKGROUND OF THE INVENTION
この発明は、チタン酸バリウム系の非還元性誘電体セラミックの製造方法に関するもので、特に、中高圧用積層セラミックコンデンサにおいて用いるのに適した非還元性誘電体セラミックの製造方法、この製造方法によって得られた非還元性誘電体セラミック、およびこの非還元性誘電体セラミックを用いて構成される積層セラミックコンデンサに関するものである。 This invention relates to a process for the preparation of non-reducing dielectric ceramic barium titanate, in particular, non-reducing dielectric ceramic manufacturing method suitable for use at medium pressure for a multilayer ceramic capacitor, by the manufacturing method the resulting non-reducing dielectric ceramic, and to a formed multilayer ceramic capacitor using the nonreducing dielectric ceramic.
【0002】 [0002]
【従来の技術】 BACKGROUND OF THE INVENTION
誘電率温度特性の良好な非還元性誘電体セラミックとして、そこに含まれるセラミック結晶がコアシェル構造を有するものが知られている。 As a good non-reducing dielectric ceramic dielectric temperature characteristic, ceramic crystal is known to have a core-shell structure contained therein. コアシェル構造を有する誘電体セラミックは、たとえばチタン酸バリウム等の主成分に希土類元素等を含む添加成分を添加し、グレイン成長を抑制しながら焼成することによって得られるもので、希土類元素等を含む添加成分をチタン酸バリウム等の主成分に拡散させることによって、温度特性を平坦にすることができる。 Dielectric ceramic having a core-shell structure, for example by adding an additive component main component containing a rare earth element such as barium titanate, those obtained by firing while suppressing grain growth, the addition containing a rare earth element or the like the components by diffusing the main component of barium titanate, it is possible to flatten the temperature characteristics. 従来のコアシェル構造を有する誘電体セラミックは、通常、低電圧の積層セラミックコンデンサに多く用いられている。 Dielectric ceramic having a conventional core-shell structure is usually often used in the laminated ceramic capacitor with low voltage. なお、上述したように、グレイン成長を抑制するため、焼成工程において、誘電体セラミックが十分に焼結する前に、焼成を終了させることが行なわれている。 As described above, in order to suppress grain growth, firing step and before the dielectric ceramic is fully sintered, it has been made to terminate the firing.
【0003】 [0003]
コアシェル構造を有する非還元性誘電体セラミックとして、たとえば特開平10−308321号公報(特許文献1)では、グレイン径に対するコア径の比率が40〜90%の範囲にあるものが、誘電率が十分に高くかつ静電容量の温度特性が良好であるとされている。 As nonreducing dielectric ceramic having a core-shell structure, for example, in JP-A-10-308321 (Patent Document 1), those proportions of the core diameter to the grain size in the range of 40% to 90%, the dielectric constant is sufficiently is high and temperature characteristic of the capacitance is to be good. たとえば、グレイン径が0.4μmの誘電体セラミックによれば、誘電率温度特性についてはEIA規格のX7R特性を満足し、誘電率については2000以上のものが得られている。 For example, according grains size in the dielectric ceramic of 0.4 .mu.m, satisfying the X7R characteristic of EIA standard for permittivity-temperature characteristics, have been obtained of 2,000 or more for dielectric constant.
【0004】 [0004]
また、特開2002−50536号公報(特許文献2)および特開2000−103668号公報(特許文献3)では、チタン酸バリウムに希土類元素、Mn、Mg等の添加成分を含有させた組成を有する非還元性誘電体セラミックが記載されている。 Further, in JP 2002-50536 (Patent Document 2) and Japanese Patent 2000-103668 (Patent Document 3), a rare earth element, barium titanate, Mn, a composition obtained by incorporating the additive components such as Mg nonreducing dielectric ceramic is described. これらの誘電体セラミックでは、チタン酸バリウムに比較的多くの添加成分を含有させることにより、強誘電性を抑え、それによって、良好な誘電率温度特性が得られるとともに、たとえば25kV/mmの高電圧直流下でも高い絶縁抵抗を与えることができる。 These dielectric ceramic, by incorporating a relatively large number of added components to barium titanate, suppress the strong dielectric property, whereby good with a dielectric constant-temperature characteristics can be obtained, for example, a high voltage of 25 kV / mm it can give a high insulation resistance under direct current.
【0005】 [0005]
なお、特許文献2および3では、そこに開示された誘電体セラミックに含まれるセラミック結晶のグレイン径や構造、たとえばコアシェル構造を有するか否かについては記載されていないが、本件発明者による試作の結果、コアシェル構造を有するものであることが確認されている。 In Patent Documents 2 and 3, grain size and structure of the ceramic crystals contained in dielectric ceramic disclosed therein, for example, is not described whether they have a core-shell structure, the prototype by the present inventor result, it has been confirmed that those having a core-shell structure.
【0006】 [0006]
【特許文献1】 [Patent Document 1]
特開平10−308321号公報【特許文献2】 JP 10-308321 [Patent Document 2]
特開2002−50536号公報【特許文献3】 JP 2002-50536 Publication Patent Document 3]
特開2000−103668号公報【0007】 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2000-103668 Publication [0007]
【発明が解決しようとする課題】 [Problems that the Invention is to Solve
コアシェル構造を有する誘電体セラミックにおいて、コア径が小さくなり、シェル厚みが厚くなると、誘電率温度特性が悪くなることが知られている。 In the dielectric ceramic having a core-shell structure, the core diameter is small, the shell thickness is increased, it is known that the dielectric constant temperature characteristic is deteriorated. これは、シェルを形成するための添加成分がコアをなすチタン酸バリウムにまで固溶し、シェル部分の電気的特性がより支配的になるためであると考えられている。 This solid solution to a barium titanate additive component forms a core for forming the shell, the electrical properties of the shell portion is believed to be due to the more dominant.
【0008】 [0008]
すなわち、コアシェル構造を持たない誘電体セラミックとして、チタン酸バリウムと添加成分とが十分に固溶し、焼成時に数μmの大きさまで十分なグレイン成長がもたらされたものがあるが、このような誘電体セラミックについては、誘電率が10000以上と高いが、誘電率温度特性が悪いことが知られている。 That is, a dielectric ceramic which does not have a core-shell structure, and the additive component with the barium titanate is sufficiently dissolved, but at the time of firing are those sufficient grain growth to a size of several μm is brought, like this the dielectric ceramic, but the dielectric constant is 10000 or more and high, it is known that poor dielectric constant temperature characteristic. したがって、前述したようなシェル厚みの厚い誘電体セラミックは、このグレイン成長が十分に生じた誘電体セラミックにより近い電気的特性を示すことになり、そのため、誘電率温度特性が悪くなってしまう。 Thus, thick dielectric ceramic of the shell thickness as described above is made that this grain growth showing electric characteristics closer to sufficiently resulting dielectric ceramic, therefore, the dielectric constant temperature characteristic is deteriorated.
【0009】 [0009]
このようなことから、前述した特許文献1に記載の誘電体セラミックでは、グレイン径に対するコア径の比率が40〜90%の範囲となるようにコア径を大きくし、言い換えると、グレイン径に対するシェル厚みの比率が5〜30%の範囲となるようにシェル厚みを薄く制御することによって、良好な誘電率温度特性を得るようにしている。 For this reason, the dielectric ceramic described in Patent Document 1 described above, a larger core diameter such that the ratio of the core diameter is in the range of 40% to 90% with respect to the grain diameter, in other words, the shell against the grain diameter by controlling thin shell thickness as the thickness ratio is in the range of 5-30%, so as to obtain the good dielectric constant temperature characteristic.
【0010】 [0010]
しかしながら、特許文献1に記載された誘電体セラミックでは、たとえば10kV/mm以上の高電界が印加されるような積層セラミックコンデンサに用いられると、この高電界に起因する電気歪みや圧電共振が生じたり、極端に信頼性が低下したりするため、中高圧用積層セラミックコンデンサの用途には適していない。 However, in the dielectric ceramic described in Patent Document 1, for example, 10 kV / mm or more high electric field is used in the multilayer ceramic capacitor as applied, or cause electrical distortion and a piezoelectric resonator caused by the high electric field since the extreme reliability is lowered, not suitable for the medium-high-voltage multilayer ceramic capacitor applications.
【0011】 [0011]
一方、特許文献2および3に記載された誘電体セラミックでは、良好な誘電率温度特性が得られ、かつ高電界において安定した絶縁抵抗を示しているが、最近の中高圧用積層セラミックコンデンサの小型化かつ大容量化すなわち薄層化に対する要望に十分に応えられなくなってきている。 On the other hand, in the dielectric ceramic described in Patent Documents 2 and 3, good dielectric constant temperature characteristic is obtained, and it shows a stable insulation resistance in a high electric field, the high-voltage multilayer ceramic capacitor in recent small it has been no longer meet sufficiently the demand for reduction and increase in capacity i.e. thinning. そのため、電界強度のさらなる増大に対しても、誘電率温度特性が良好であり、高い信頼性を示す、非還元性誘電体セラミックの実現が望まれている。 Therefore, even for a further increase in the field strength, the dielectric constant temperature characteristics are good, showing high reliability, the realization of non-reducing dielectric ceramic is desired.
【0012】 [0012]
そこで、この発明の目的は、上述のような要望を満たし得る非還元性誘電体セラミックを有利に製造できる方法を提供しようとすることである。 Accordingly, an object of the present invention is to seek to provide a method which can advantageously be produced non-reducing dielectric ceramic that can meet the demands as described above.
【0013】 [0013]
この発明の他の目的は、上述した製造方法によって得られた非還元性誘電体セラミックおよびこの非還元性誘電体セラミックを用いて構成される積層セラミックコンデンサを提供しようとすることである。 Another object of the present invention is to seek to provide a multilayer ceramic capacitor configured with a non-reducing dielectric ceramic and the non-reducing dielectric ceramic obtained by the manufacturing method described above.
【0014】 [0014]
【課題を解決するための手段】 In order to solve the problems]
上述した技術的課題を解決するため、この発明に係る非還元性誘電体セラミックの製造方法は、次のような工程を備えることを特徴としている。 To solve the technical problems described above, the manufacturing method of the non-reducing dielectric ceramic according to the invention is characterized in that it comprises the following steps.
【0015】 [0015]
まず、出発原料として、ABO 系化合物(Aは、Ba、BaおよびCa、またはBa、CaおよびSrであり、Bは、Ti、またはTiおよびZrである。)からなり、かつ平均粉末径が0.1〜0.3μmである主成分粉末を用意するとともに、原子番号57〜71の希土類元素の少なくとも1種を含む希土類元素化合物、Mg化合物、Mn化合物、BaZrO およびSi化合物の各々からなる副成分粉末とが用意される。 First, as starting materials, ABO 3 compound (A is, Ba, a Ba and Ca or Ba, Ca and Sr,, B is, Ti or Ti and Zr.,) Made, and an average powder diameter with providing a main component powder is 0.1 to 0.3 [mu] m, a rare earth element compound containing at least one rare earth element of atomic number 57 to 71, Mg compounds, Mn compounds, each consisting of BaZrO 3 and Si compound and sub-component powders are prepared.
【0016】 [0016]
次に、上記主成分粉末および副成分粉末が混合される。 Next, the main component powder and the sub-component powder are mixed.
【0017】 [0017]
次に、得られた混合粉末が成形される。 Next, the obtained mixed powder is molded.
【0018】 [0018]
次に、得られた成形体が還元性雰囲気中で焼成され、それによって、非還元性誘電体セラミックが得られる。 Next, the obtained molded body is sintered in a reducing atmosphere, whereby the non-reducing dielectric ceramic is obtained. この焼成工程によって得られた非還元性誘電体セラミックに含まれるセラミック結晶は、コアシェル構造を有し、かつコア径<0.4×グレイン径の条件を満たすとともに、その平均グレイン径が、0.15〜0.8μmであり、かつ前記主成分粉末の平均粉末径の1.5倍以上とされる。 Ceramic crystals contained in the non-reducing dielectric ceramic obtained by this calcination step, having a core-shell structure, and along with satisfying the core diameter <0.4 × grain diameter, an average grain diameter, 0. a 15~0.8Myuemu, and are 1.5 times the average powder diameter of the main component powder.
【0019】 [0019]
この発明は、また、上述のような製造方法によって得られた、非還元性誘電体セラミックにも向けられる。 The present invention is also obtained by the manufacturing method described above is also directed to the nonreducing dielectric ceramic.
【0020】 [0020]
この発明は、さらに、積層セラミックコンデンサにも向けられる。 This invention is further directed to a multilayer ceramic capacitor.
【0021】 [0021]
この発明に係る積層セラミックコンデンサは、複数の積層された誘電体セラミック層と、静電容量を取得できるように誘電体セラミック層間の特定の界面に沿って形成されかつたとえばニッケルもしくはニッケル合金または銅もしくは銅合金のような卑金属を導電材料として含む複数の内部電極と、内部電極の特定のものに電気的に接続される外部電極とを備え、誘電体セラミック層が前述したようなこの発明に係る非還元性誘電体セラミックから構成されることを特徴としている。 The multilayer ceramic capacitor according to the invention comprises a plurality of stacked dielectric ceramic layers are formed along specific interfaces dielectric ceramic layers to be able to get the electrostatic capacitance and for example nickel or nickel alloy, or copper or a plurality of internal electrodes comprising a base metal such as copper alloy as a conductive material, and an external electrode electrically connected to a specific one of the internal electrodes, the dielectric ceramic layers according to the present invention as described above non It is characterized by being comprised of reducible dielectric ceramic.
【0022】 [0022]
【発明の実施の形態】 DETAILED DESCRIPTION OF THE INVENTION
図1は、この発明の一実施形態による積層セラミックコンデンサ1を示す断面図である。 Figure 1 is a sectional view showing a multilayer ceramic capacitor 1 according to an embodiment of the present invention.
【0023】 [0023]
積層セラミックコンデンサ1は、直方体状の積層体2を備えている。 Multilayer ceramic capacitor 1 has a rectangular parallelepiped laminated body 2. 積層体2は、複数の積層された誘電体セラミック層3と、複数の誘電体セラミック層3間の特定の界面に沿って形成された複数の内部電極4および5とを備えている。 Laminate 2 includes a dielectric ceramic layer 3 in which a plurality of stacked, and a plurality of internal electrodes 4 and 5 formed along specific interfaces between the plurality of dielectric ceramic layers 3.
【0024】 [0024]
内部電極4および5は、積層体2の外表面にまで到達するように形成されるが、積層体2の一方の端面6にまで引き出される内部電極4と他方の端面7にまで引き出される内部電極5とが、積層体2の内部において、誘電体セラミック層3を介して静電容量を取得できるように交互に配置されている。 The internal electrodes 4 and 5, the internal electrodes are formed so as to reach the outer surface of the laminate 2, drawn to the inside electrode 4 and the other end face 7 to be drawn up to the one end face 6 of the laminate 2 5 and is, inside of the laminated body 2 are alternately disposed so that it can acquire an electrostatic capacitance through the dielectric ceramic layer 3.
【0025】 [0025]
内部電極4および5は、導電材料として、ニッケルもしくはニッケル合金または銅もしくは銅合金のような卑金属を含んでいる。 Internal electrodes 4 and 5, as the conductive material, and includes a base metal such as nickel or nickel alloy, copper or copper alloy.
【0026】 [0026]
前述した静電容量を取り出すため、積層体2の外表面上であって、端面6および7上には、内部電極4および5のいずれか特定のものに電気的に接続されるように、外部電極8および9がそれぞれ形成されている。 For taking the electrostatic capacitance as described above, even on the outer surface of the laminate 2, as on the end face 6 and 7 are electrically connected to specific ones of either the internal electrodes 4 and 5, an external electrodes 8 and 9 are formed respectively. 外部電極8および9に含まれる導電材料としては、内部電極4および5の場合と同じ導電材料を用いることができ、さらに、銀、パラジウム、銀−パラジウム合金なども用いることができる。 The conductive material contained in the external electrodes 8 and 9, it is possible to use the same conductive material as that of the internal electrodes 4 and 5, further, silver, palladium, silver - can be used such as palladium alloys. 外部電極8および9は、このような金属粉末にガラスフリットを添加して得られた導電性ペーストを付与し、焼き付けることによって形成される。 External electrodes 8 and 9, such a metal powder with a conductive paste obtained by adding the glass frit was applied to, formed by baking.
【0027】 [0027]
また、外部電極8および9上には、必要に応じて、ニッケル、銅などからなる第1のめっき層10および11がそれぞれ形成され、さらにその上には、半田、錫などからなる第2のめっき層12および13がそれぞれ形成される。 Moreover, on the external electrodes 8 and 9, optionally, nickel, is formed first plating layers 10 and 11 made of copper, respectively, further thereon, a solder, a second consisting of tin plating layers 12 and 13 are formed respectively.
【0028】 [0028]
この発明に係る非還元性誘電体セラミックの製造方法は、上述のような積層セラミックコンデンサ1を製造するための工程の一部として実施される。 The method for producing a non-reducing dielectric ceramic according to the invention is implemented as part of a process for manufacturing a multilayer ceramic capacitor 1 as described above. すなわち、積層セラミックコンデンサ1を製造するための工程を実施した結果として、積層セラミックコンデンサ1に備える誘電体セラミック層3が、この発明に係る製造方法によって製造された非還元性誘電体セラミックから構成されることになる。 That is, as a result of implementing a process for manufacturing a multilayer ceramic capacitor 1, the dielectric ceramic layer 3 provided in the monolithic ceramic capacitor 1 is composed of a non-reducing dielectric ceramic produced by the production method according to the present invention It becomes Rukoto.
【0029】 [0029]
積層セラミックコンデンサ1を製造するため、まず、誘電体セラミック層3となるセラミックグリーンシートが作製される。 For producing a multilayer ceramic capacitor 1, first, the ceramic green sheet is produced as a dielectric ceramic layer 3. セラミックグリーンシートは、次のようにして作製される。 Ceramic green sheet is prepared in the following manner.
【0030】 [0030]
出発原料として、ABO 系化合物(Aは、Ba、BaおよびCa、またはBa、CaおよびSrであり、Bは、Ti、またはTiおよびZrである。)からなり、かつ平均粉末径が0.1〜0.3μmである主成分粉末が用意される。 As starting materials, ABO 3 compound (A is, Ba, a Ba and Ca or Ba, Ca and Sr,, B is, Ti, or Ti and Zr.) Consists, and an average powder diameter of 0. main component powder is 1~0.3μm is prepared. 他方、同じく出発原料として、原子番号57〜71の希土類元素の少なくとも1種を含む希土類元素化合物、Mg化合物、Mn化合物、BaZrO およびSi化合物の各々からなる副成分粉末が用意される。 On the other hand, as also a starting material, a rare earth element compound containing at least one rare earth element of atomic number 57 to 71, Mg compounds, Mn compounds, auxiliary component powder is prepared consisting of each of BaZrO 3 and Si compounds. Si化合物は、たとえばSiO であり、焼結助剤として機能するものである。 Si compounds, for example, SiO 2, and functions as a sintering aid.
【0031】 [0031]
次に、上述した主成分粉末および副成分粉末が所定量ずつ秤量され、たとえば湿式混合されることによって、混合粉末とされる。 Next, the main component powder and subcomponent powder mentioned above is weighed by a predetermined amount, for example by being wet-mixed, are mixed powder. この混合粉末には、有機バインダおよび有機溶剤が添加され、それによってスラリー化される。 This powder mixture is an organic binder and an organic solvent is added, thereby slurried.
【0032】 [0032]
次に、上述のスラリーをシート状に成形することによって、セラミックグリーンシートが得られる。 Then, by molding the above slurry into a sheet, the ceramic green sheet is obtained.
【0033】 [0033]
次に、セラミックグリーンシートの特定のものの一方主面上に、ニッケルもしくは銅またはこれらの合金などの卑金属を導電成分とする導電性ペーストがスクリーン印刷法などによって付与され、それによって、内部電極4または5となる導体膜が形成される。 Then, on one main surface of certain of the ceramic green sheets, conductive paste nickel or copper or base metal conductive components such as these alloys are applied by screen printing, thereby, the internal electrodes 4 or 5 become conductive film is formed. なお、内部電極4または5となる導体膜は、蒸着法またはめっき法などによって形成されてもよい。 Incidentally, the conductive film serving as the internal electrodes 4 or 5 may be formed by depositing or plating.
【0034】 [0034]
次に、上述のように導体膜が形成されたセラミックグリーンシートが、必要数積層されるとともに、導体膜が形成されていないセラミックグリーンシートがその上下に積層され、次いで、これらを積層方向にプレスすることによって、積層体2の生の状態のものが得られる。 Then, press the ceramic green sheets on which the conductor film is formed as described above, while being stacked required number, the ceramic green sheets on which the conductor film is not formed are laminated above and below, then these in the stacking direction by, it is obtained as the raw state of the laminate 2.
【0035】 [0035]
その後、生の状態の積層体2は、必要に応じてカットされた後、還元性雰囲気中において所定の温度にて焼成され、焼結した積層体2が得られる。 Thereafter, the laminated body 2 of the raw state, after being cut if necessary, be calcined at a predetermined temperature in a reducing atmosphere, the laminated body 2 is obtained by sintering. この段階において、セラミックグリーンシートに含まれていた主成分粉末および副成分粉末からなる混合粉末が焼結し、この発明に係る非還元性誘電体セラミックからなる誘電体セラミック層3が得られる。 In this step, mixed powder composed of the main component powder and subcomponent powder contained in the ceramic green sheet is sintered, non-reducing dielectric dielectric ceramic layers 3 made of ceramics according to the present invention is obtained.
【0036】 [0036]
次に、積層体2の端面6および7上に、それぞれ、外部電極8および9が形成され、その後、必要に応じて、第1のめっき層10および11ならびに第2のめっき層12および13が形成されることによって、積層セラミックコンデンサ1が完成される。 Then, on the end surfaces 6 and 7 of the laminate 2, respectively, are the external electrodes 8 and 9 are formed, then, if necessary, first plating layers 10 and 11 and the second plating layer 12 and 13 by being formed, the multilayer ceramic capacitor 1 is completed.
【0037】 [0037]
このような積層セラミックコンデンサにおいて、前述した誘電体セラミック層3を構成する非還元性誘電体セラミックは、コアシェル構造を有し、かつコア径<0.4×グレイン径の条件を満たす、セラミック結晶を含んでいる。 In such a multilayer ceramic capacitor, a non-reducing dielectric ceramic constituting the dielectric ceramic layer 3 described above has a core-shell structure, and satisfies the core diameter <0.4 × grain diameter, the ceramic crystal which comprise. そして、このセラミック結晶は、その平均グレイン径が、0.15〜0.8μmであり、かつ前述した主成分粉末の平均粉末径の1.5倍以上となっている。 Then, the ceramic crystal has an average grain diameter is 0.15~0.8Myuemu, and is equal to or greater than 1.5 times the average powder diameter of the main component powder described above.
【0038】 [0038]
上述のように、非還元性誘電体セラミックにおいて、焼成工程によって十分にグレイン成長させたコアシェル構造を作り出すようにすれば、十分な焼結状態が得られ、高電界での信頼性を大幅に向上させることができる。 As described above, in the nonreducing dielectric ceramic, if to create a core-shell structure sufficiently to grain growth by firing step, sufficient sintering condition is obtained, greatly improving the reliability of a high electric field it can be.
【0039】 [0039]
次に、この発明を、実験例に基づいてより具体的に説明する。 Next, this invention will be described more based on experimental examples. この実験例は、この発明の範囲の限定の根拠を与えるため、およびこれらによる効果を確認するために実施されたものである。 This experimental example, to provide a basis for limitation of the scope of the invention, and which has been conducted to confirm the effects of these.
【0040】 [0040]
表1に示すような組成を有するABO 系化合物を、混合粉砕工程、乾燥工程および1000℃以上の温度での加熱工程を経て合成し、次いで、同じく表1に示すような平均粉末径が得られるように粉砕工程を実施し、主成分粉末としてのABO 系粉末A〜Iを得た。 The ABO 3 compound having the compositions shown in Table 1, mixing and grinding process, through a heating step in the drying step and 1000 ° C. or more temperature synthesis, then also give an average powder diameter as shown in Table 1 the grinding process was carried out as is to give the ABO 3 type powder A~I as the main component powder. 表1に示した平均粉末径は、走査型電子顕微鏡による観察結果から求めたものである。 The average powder diameter shown in Table 1 are those determined from the observation results by the scanning electron microscope. 表1には、ABO における「A/B」の比率も示されている。 Table 1 also shows the ratio of "A / B" in the ABO 3.
【0041】 [0041]
【表1】 [Table 1]
【0042】 [0042]
次に、表2に示すように、主成分粉末としてのABO 系粉末A〜Iのいずれかを用いながら、これに、副成分粉末として、R(希土類元素)化合物、Mg化合物、Mn化合物、BaZrO およびSi化合物の各粉末を加えた。 Next, as shown in Table 2, while using any of the ABO 3 type powder A~I as the main component powder, in which, as a secondary component powder, R (rare earth element) compound, Mg compound, Mn compound, addition of each powder of BaZrO 3 and Si compounds. ここで、ABO 、R、MおよびBaZrO については、「ABO +aR+bM+cBaZrO 」(ただし、MはMg化合物およびMn化合物)において、「a」、「b」および「c」が、ABO 1モルに対するモル比率で、表2の「副成分量」の欄に示した「a」、「b」および「c」とそれぞれなるように加えた。 Here, the ABO 3, R, M and BaZrO 3, "ABO 3 + aR + bM + cBaZrO 3 " (wherein, M is Mg compound and Mn compound) In, "a", "b" and "c", ABO 3 1 in a molar ratio of moles, it was added to a shown in the column of "secondary component amount" in Table 2, "a" and "b" and "c" respectively. また、焼結助剤としてのSi化合物については、SiO 粉末を加え、これが、「ABO +aR+bM+cBaZrO 」100重量部に対して、表2に示すような重量部となるように加えた。 Also, the Si compound serving as sintering aids, the SiO 2 powder added, which, for the "ABO 3 + aR + bM + cBaZrO 3 " 100 parts by weight was added to a part by weight shown in Table 2. そして、これら粉末を混合粉砕し、それによって、主成分粉末および副成分粉末が混合された混合粉末を得た。 Then, these powders were mixed and ground, thereby to obtain a mixed powder composed mainly powder and auxiliary component powder are mixed.
【0043】 [0043]
【表2】 [Table 2]
【0044】 [0044]
次に、上述のようにして得られた各試料に係る混合粉末に、ポリビニルブチラール系バインダおよびエタノール等の有機溶剤を加えて、ボールミルにより湿式混合し、セラミックスラリーを得た。 Then, the mixed powder of each sample obtained as described above, by adding an organic solvent such as polyvinyl butyral binder and ethanol were wet mixed by a ball mill to obtain a ceramic slurry. 次に、このセラミックスラリーをドクターブレード法によってシート状に成形し、厚み13μmの矩形のセラミックグリーンシートを得た。 Next, the ceramic slurry was formed into a sheet by a doctor blade method to obtain a rectangular ceramic green sheet having a thickness of 13 .mu.m.
【0045】 [0045]
次に、上述のセラミックグリーンシート上に、ニッケルを導電成分として含む導電性ペーストを印刷し、内部電極を構成するための導電性ペースト膜を形成した。 Next, on the above-mentioned ceramic green sheet, nickel printing a conductive paste containing a conductive component, to form a conductive paste layer for constituting the internal electrode.
【0046】 [0046]
次に、導電性ペースト膜が形成されたセラミックグリーンシートを、導電性ペースト膜が引き出されている側が互い違いになるように複数枚積層するとともに、その上下に、導電性ペースト膜が形成されていないセラミックグリーンシートを積層し、これらを積層方向にプレスすることによって、生の状態の積層体を得た。 Then, a ceramic green sheet a conductive paste film is formed, with a plurality of sheets stacked so side is staggered to the conductive paste film is drawn out, above and below, the conductive paste layer is not formed the ceramic green sheets are laminated, by pressing them in the stacking direction to obtain a laminate raw state.
【0047】 [0047]
次に、生の積層体を、窒素雰囲気中にて350℃の温度に加熱し、バインダを燃焼させた後、酸素分圧10 −9 〜10 −12 MPaのH −N −H Oガスからなる還元性雰囲気中において、表3の「焼成温度」の欄に示した各温度にて2時間焼成し、焼結後の積層体を得た。 Next, the green laminate was heated to a temperature of 350 ° C. in a nitrogen atmosphere, after burning a binder, oxygen partial pressure 10 -9 to 10 -12 MPa of H 2 -N 2 -H 2 O in a reducing atmosphere composed of gas, calcined for 2 hours at each temperature shown in the column "firing temperature" in Table 3, to obtain a laminated body after sintering. なお、表3に示すように、表2に示した試料3については、焼成温度として1220℃および1300℃の2種類の温度を採用し、1220℃の温度で焼成した試料を試料3aとし、1300℃の温度で焼成した試料を試料3bとした。 As shown in Table 3, for sample 3 shown in Table 2, the two temperatures of 1220 ° C. and 1300 ° C. is employed as the firing temperature, and the sample calcined at a temperature of 1220 ° C. and the sample 3a, 1300 ℃ samples fired at a temperature of was prepared for a sample 3b.
【0048】 [0048]
次に、焼結後の積層体の両端面に、B −Li O−SiO −BaO系のガラスフリットを含有しかつ導電成分として銀を含む導電性ペーストを塗布し、窒素雰囲気中において600℃の温度で焼き付け、内部電極と電気的に接続された外部電極を形成し、各試料に係る積層セラミックコンデンサを得た。 Then, on both end faces of the sintered laminate, the conductive paste containing silver was applied to glass frit of B 2 O 3 -Li 2 O- SiO 2 -BaO -based as to and conductive component-containing, nitrogen baking at a temperature of 600 ° C. in a medium to form an internal electrode and electrically connected to the external electrodes, to obtain a multilayer ceramic capacitor according to each sample.
【0049】 [0049]
このようにして得られた積層セラミックコンデンサの外形寸法は、幅5.0mm、長さ5.7mmおよび厚さ2.4mmであり、内部電極間に介在する誘電体セラミックの厚みは10μmであった。 Dimensions of the multilayer ceramic capacitor thus obtained had a width 5.0 mm, a length of 5.7mm and a thickness of 2.4 mm, the dielectric ceramic thickness interposed between the internal electrodes was 10μm . また、有効誘電体セラミック層の数は5であった。 The number of effective dielectric ceramic layers was 5. 次に、各試料に係る積層セラミックコンデンサについて、表3に示すような項目について評価した。 Next, the laminated ceramic capacitor according to each sample was evaluated for the items shown in Table 3.
【0050】 [0050]
まず、「平均グレイン径」および「コア径比率」については、積層セラミックコンデンサ1に備える誘電体セラミック層に存在するセラミック結晶を透過型電子顕微鏡によって観察した結果から求めたもので、「コア径比率」は、コア径/グレイン径の比率である。 First, the "average grain size" and the "core diameter ratio" is a ceramic crystals present in the dielectric ceramic layer comprising the multilayer ceramic capacitor 1 as determined from the result of observation by a transmission electron microscope, the "core diameter ratio "is the ratio of core diameter / grain size.
【0051】 [0051]
また、「誘電率」は、積層セラミックコンデンサの静電容量を求め、その結果から算出したものである。 Further, "dielectric constant" is determined the capacitance of the multilayer ceramic capacitor, is calculated from the result. 「誘電率」については、直流電圧を印加しない状態(電界強度:0kV/mm)、直流電圧100Vを印加した状態(電界強度:10kV/mm)および直流電圧200Vを印加した状態(電界強度:20kV/mm)の各々の下で求めた。 For "dielectric constant" is a state that does not apply a DC voltage (electric field strength: 0 kV / mm), the DC voltage of 100V applied state (electric field strength: 10 kV / mm) and a state in which a DC voltage is applied 200V (field strength: 20 kV / mm) was determined under each.
【0052】 [0052]
また、「誘電損失」(tanδ)については、直流電圧100Vを印加した状態(電界強度:10kV/mm)および直流電圧200Vを印加した状態(電界強度:20kV/mm)の各々の下で求めた。 Further, the "dielectric loss" (tan [delta) shows a state in which a DC voltage is applied 100 V (electric field strength: 10 kV / mm) and applying a DC voltage 200V state (electric field strength: 20 kV / mm) was determined under each of the .
【0053】 [0053]
また、「容量温度変化率」は、温度変化に対する静電容量の変化率を求めたもので、直流電圧100Vを印加した状態(電界強度:10kV/mm)および直流電圧200Vを印加した状態(電界強度:20kV/mm)の各々の下において、20℃での静電容量を基準として、85℃での静電容量の変化率を示したものである。 Also, "capacity temperature change rate", which was determined a change rate of the electrostatic capacity to a temperature change, a DC voltage of 100V applied state (electric field strength: 10 kV / mm) and a state in which a DC voltage is applied 200V (field strength: in the bottom of each of the 20 kV / mm), as based on the capacitance at 20 ° C., which shows the change rate of the capacitance at 85 ° C..
【0054】 [0054]
「電気歪み率」については、30kV/mmの電界強度をもって直流電圧を印加した状態での歪み率を求めたものである。 For "electrical distortion factor" it is intended to obtain the strain rate while applying a DC voltage with an electric field strength of 30 kV / mm.
【0055】 [0055]
「平均寿命時間」は、温度150℃にて直流電圧400V(電界強度:40kV/mm)を印加する高温負荷寿命試験を実施し、絶縁抵抗の経時変化を測定し、絶縁抵抗値が10 Ω以下になるまでの時間を寿命時間とし、その平均値を求めたものである。 "Average life time", the DC voltage 400V (electric field strength: 40 kV / mm) at a temperature 0.99 ° C. conducted high temperature load life test applying a change with time in insulation resistance was measured, the insulation resistance value is 10 5 Omega the time until the following as a lifetime, in which the average value was calculated.
【0056】 [0056]
【表3】 [Table 3]
【0057】 [0057]
表3において、試料番号に*を付したものは、この発明の範囲外の試料である。 In Table 3, asterisked sample numbers are the sample outside the scope of the invention.
【0058】 [0058]
すなわち、試料3bでは、表3に示すように、平均グレイン径が0.8μmより大きい0.82μmであり、焼成時に粒成長が激しく生じたものと考えられる。 That is, in the sample 3b, as shown in Table 3, the average is grain diameter of 0.8μm greater than 0.82 .mu.m, it is believed that grain growth occurs violently during firing. そのため、平均寿命時間が221時間と比較的短く、また誘電率についても、10kV/mmの電界および20kV/mmの電界を印加した状態では300未満と比較的低い。 Therefore, the average life time is relatively short as 221 hours, and for also the dielectric constant, in a state of applying an electric field of electric and 20 kV / mm for 10 kV / mm relatively low less than 300.
【0059】 [0059]
また、試料7では、コア径比率が40%以上の46%であり、通常のコアシェル構造を有する誘電体セラミックと同様である。 Moreover, in Sample 7, it was 46% of the core diameter ratio is 40% or more, is similar to the dielectric ceramic having a normal core-shell structure. その結果、誘電率については、直流電圧を印加しない状態では1750と高いが、印加される直流電圧が高くなるほど急激に低下し、20kV/mmの電界が印加された状態では275と低下している。 As a result, the dielectric constant is higher and 1750 when no DC voltage was applied, the applied drops rapidly as the DC voltage increases, in a state where an electric field of 20 kV / mm is applied is decreased to 275 . そのため、電気歪み率が比較的高く、また、平均寿命時間も比較的短い。 Therefore, electrical distortion factor is relatively high and a relatively shorter mean lifetime.
【0060】 [0060]
また、試料9では、表2に示すように、ABO 系粉末Dが用いられ、このABO 系粉末Dの平均粉末径は、表1に示すように、0.3μmを超える0.50μmである。 Further, in Sample 9, as shown in Table 2, ABO 3 based powder D is used, the average powder diameter of the ABO 3 type powder D, as shown in Table 1, at 0.50μm exceeding 0.3μm is there. その結果、試料9では、表3に示すように、コア径比率が82%と高い。 As a result, in Sample 9, as shown in Table 3, the core diameter ratio is 82% and higher. このことから、試料9では、上述の試料7の場合と同様、誘電率については、直流電圧を印加しない状態では3340と極めて高いが、印加される直流電圧が高くなるほど急激に低下し、電気歪み率が比較的高く、また、平均寿命時間も短い。 Therefore, in sample 9, as in the case of sample 7 described above, the dielectric constant, but extremely high 3340 when no application of DC voltage, the DC voltage becomes higher abruptly lowered higher the applied electrical strain the rate is relatively high, also the mean life time is short.
【0061】 [0061]
さらに、試料14では、表2に示すように、ABO 系粉末Iが用いられ、このABO 系粉末Iは、表1に示すように、その平均粉末径が0.1μmより小さい0.07μmである。 Furthermore, the sample 14, as shown in Table 2, ABO 3 based powder I is used, the ABO 3 system powder I, as shown in Table 1, the average powder diameter of 0.1μm less than 0.07μm it is. そのため、表3に示すように、平均グレイン径が0.15μmより小さい0.12μmとなっている。 Therefore, as shown in Table 3, the average grain diameter is in the 0.15μm smaller 0.12 .mu.m. その結果、誘電率については、直流電圧を印加しない状態であっても213と低くなっている。 As a result, the dielectric constant, even in a state of not applying a DC voltage is as low as 213.
【0062】 [0062]
これらに対して、この発明の範囲内にある試料1〜3a、4〜6、8および10〜13では、上述した試料3b、7、9および14に比べて、良好な特性を示している。 For these, samples 1~3a are within the scope of the invention, the 4~6,8 and 10-13, samples 3b described above, as compared with 7,9 and 14 show good characteristics.
【0063】 [0063]
特に、試料2、3a、4〜6、10および13では、誘電率については、10kV/mmの直流電圧および20kV/mmの直流電圧を印加した状態であっても300以上の値を示し、電気歪み率については、0.080以下と小さく、また、平均寿命時間については、400時間を超える長い時間を示している。 In particular, in Sample 2, 3a, 4~6,10 and 13, the dielectric constant, even when applying a DC voltage of the DC voltage and 20 kV / mm for 10 kV / mm show more than 300 values, electrical for strain rate is small as 0.080 or less, the average life time indicates the long time of more than 400 hours.
【0064】 [0064]
なお、この発明の範囲内にある試料のうち、試料12では、表2に示すように、ABO 系粉末Gが用いられ、ABO 系粉末Gは、表1に示すように、Caを含んでいる。 Of the samples that are within the scope of the invention, the sample 12, as shown in Table 2, ABO 3 based powder G was used, ABO 3 system powder G, as shown in Table 1, of Ca They are out. その結果、表3に示すように、誘電損失および電気歪み率が他の試料に比べてやや大きくなっているが、平均寿命時間が660時間と極めて長く、信頼性がより向上していることがわかる。 As a result, as shown in Table 3, although the dielectric loss and electrical strain rate is slightly larger than the other samples, the average life time is extremely long and 660 hours, that the reliability is further improved Understand.
【0065】 [0065]
また、試料13では、表2に示すように、ABO 系粉末Hが用いられ、このABO 系粉末Hは、表1に示すように、SrおよびZrを含んでいる。 Furthermore, the sample 13, as shown in Table 2, ABO 3 based powder H is used, the ABO 3 system powder H is, as shown in Table 1, contains Sr and Zr. しかしながら、このようなSrやZrの存在にも関わらず、直流電圧印加下においても、高い誘電率を示し、電気歪み率が比較的低く、平均寿命時間についても比較的長く、SrやZrの存在が特に問題を引き起こすものではないことがわかる。 However, despite the presence of such a Sr and Zr, even under a DC voltage application, shows a high dielectric constant, electrical strain rate is relatively low and relatively longer for the average lifetime, the presence of Sr and Zr it can be seen but not particularly cause a problem.
【0066】 [0066]
なお、表1に示した「A/B」については、これが1.000〜1.035の範囲にあり、表2に示した「a」については、これが0.06〜0.19の範囲にあり、同じく「b」については、0.02〜0.10の範囲にあり、同じく「c」については、0.05〜0.20の範囲にあることが好ましいことがわかっている。 Incidentally, as shown in Table 1 for the "A / B", this is in the range of 1.000 to 1.035, as shown in Table 2 for the "a", which is in the range of 0.06 to 0.19 There, like the "b" is in the range of 0.02 to 0.10, also for the "c" has been found to be preferably in the range of 0.05 to 0.20.
【0067】 [0067]
これに関して、試料1および11では、表1に示すように、「A/B」が1.000〜1.035の範囲から外れているため、表3に示すように、平均寿命時間については、他の試料に比べて、やや短くなっている。 In this regard, in the samples 1 and 11, as shown in Table 1, since the "A / B" is outside the range of 1.000 to 1.035, as shown in Table 3, the mean life time is compared to the other samples, it is slightly shorter.
【0068】 [0068]
また、試料8では、表2に示すように、「a」が0.06〜0.19の範囲から外れ、また、「c」が0.05〜0.20の範囲から外れている。 Further, the sample 8, as shown in Table 2, "a" is out of the range of 0.06 to 0.19, also "c" is out of the range of 0.05 to 0.20. そのため、試料8では、表3に示すように、他の試料に比べて、誘電率が低くなっている。 Therefore, in the sample 8, as shown in Table 3, in comparison with the other samples, the dielectric constant is low.
【0069】 [0069]
なお、上述した実験例では、副成分粉末に含まれる希土類元素として、Gd、DyおよびYbが用いられたが、原子番号57〜71の希土類元素であれば、他の希土類元素が用いられても、実質的に同様の効果を示すことが確認されている。 In the experimental example described above, as the rare earth element included in the sub-component powders, Gd, although Dy and Yb is used, if the rare earth elements of atomic numbers 57 to 71, even if other rare earth elements is used It has been confirmed to exhibit substantially the same effect.
【0070】 [0070]
【発明の効果】 【Effect of the invention】
以上のように、この発明によれば、ABO 系化合物からなる主成分粉末として、その平均粉末径が0.1〜0.3μmというように小さいものを用意し、それによって、この主成分粉末と副成分粉末とを混合して得られた混合粉末の成形体を還元性雰囲気中で焼成する工程において、主成分粉末の反応性を上げ、この焼成工程によって得られた非還元性誘電体セラミックに含まれるセラミック結晶が、コアシェル構造を有するが、コア径<0.4×グレイン径の条件を満たすようにしながら、その平均グレイン径が、0.15〜0.8μmであり、かつ主成分粉末の平均粉末径の1.5倍以上となるようなグレイン成長を生じさせるので、結晶粒界の信頼性が向上し、良好な信頼性を示す非還元性誘電体セラミックを得ることができる。 As described above, according to the present invention, as a main component powder consisting of ABO 3 compound, the average powder diameter prepared small and so 0.1 to 0.3 [mu] m, whereby the main component powder and in the step of firing in a reducing atmosphere a molded body of the mixed powder obtained by mixing the sub-component powder, increasing the reactivity of the main component powder, a non-reducing dielectric ceramic obtained by the baking step ceramic crystals contained in, have a core-shell structure, with the core diameter <0.4 × grain diameter condition is satisfied, an average grain diameter of a 0.15~0.8Myuemu, and the main component powder since causes of average grain growth such that 1.5 times the powder diameter can be reliable grain boundaries is improved, to obtain a non-reducing dielectric ceramic exhibiting good reliability.
【0071】 [0071]
また、焼成工程において焼成温度、雰囲気を調整することによって、セラミック結晶の平均グレイン径を0.15〜0.8μmというように小さくすることにより、誘電率自体を低くすることが行なわれるので、コア径が、コア径<0.4×グレイン径の条件を満たすように小さくされても、誘電率の温度特性を平坦化することができる。 The firing temperature in the firing step, by adjusting the atmosphere, by reducing the average grain size of the ceramic crystal and so 0.15~0.8Myuemu, since it is performed to lower the dielectric constant itself, the core diameter, be smaller so as to satisfy the condition of the core diameter <0.4 × grain diameter, it is possible to flatten the temperature characteristics of dielectric constant.
【0072】 [0072]
このようなことから、この発明に係る製造方法によって製造された非還元性誘電体セラミックによれば、高電界下での信頼性が高く、電気歪み率も低くすることができるので、小型かつ大容量でありながら、中高圧用途に適した積層セラミックコンデンサを実現することが可能になる。 For this reason, according to the non-reducing dielectric ceramic produced by the production method according to the present invention, high reliability under a high electric field, electric strain rate can be lowered, small and large while the capacitance, it is possible to realize a multilayer ceramic capacitor that is suitable for medium-high pressure applications.
【図面の簡単な説明】 BRIEF DESCRIPTION OF THE DRAWINGS
【図1】この発明の一実施形態による積層セラミックコンデンサ1を図解的に示す断面図である。 1 is a cross-sectional view schematically illustrating a multilayer ceramic capacitor 1 according to an embodiment of the present invention.
【符号の説明】 DESCRIPTION OF SYMBOLS
1 積層セラミックコンデンサ3 誘電体セラミック層4,5 内部電極8,9 外部電極 1 multilayer ceramic capacitor 3 dielectric ceramic layers 4 and 5 the internal electrodes 8 and 9 the external electrode

Claims (3)

  1. 出発原料として、ABO 系化合物(Aは、Ba、BaおよびCa、またはBa、CaおよびSrであり、Bは、Ti、またはTiおよびZrである。)からなり、かつ平均粉末径が0.1〜0.3μmである主成分粉末を用意するとともに、原子番号57〜71の希土類元素の少なくとも1種を含む希土類元素化合物、Mg化合物、Mn化合物、BaZrO およびSi化合物の各々からなる副成分粉末とを用意する工程と、 As starting materials, ABO 3 compound (A is, Ba, a Ba and Ca or Ba, Ca and Sr,, B is, Ti, or Ti and Zr.) Consists, and an average powder diameter of 0. with providing a main component powder is 1~0.3Myuemu, rare-earth compound comprising at least one rare earth element of atomic number 57 to 71, Mg compounds, Mn compounds, auxiliary component composed of each of BaZrO 3 and Si compound preparing a powder,
    前記主成分粉末および前記副成分粉末を混合して混合粉末を得る工程と、 Obtaining a mixed powder by mixing the main component powder and the subsidiary component powder,
    前記混合粉末を成形して成形体を得る工程と、 Obtaining a molded body by molding the mixed powder,
    前記成形体を還元性雰囲気中で焼成する工程とを備え、 And a step of firing the green body in a reducing atmosphere,
    前記焼成工程によって得られた非還元性誘電体セラミックに含まれるセラミック結晶は、コアシェル構造を有し、かつコア径<0.4×グレイン径の条件を満たすとともに、その平均グレイン径が、0.15〜0.8μmであり、かつ前記主成分粉末の平均粉末径の1.5倍以上とされる、非還元性誘電体セラミックの製造方法。 The ceramic contained in the non-reducing dielectric ceramic obtained by firing step crystals have a core-shell structure, and along with satisfying the core diameter <0.4 × grain diameter, an average grain diameter, 0. a 15~0.8Myuemu, and the are above 1.5 times the average powder diameter of the main component powder, a non-reducing dielectric ceramic manufacturing method.
  2. 請求項1に記載の製造方法によって得られた、非還元性誘電体セラミック。 Obtained by the production method according to claim 1, non-reducing dielectric ceramic.
  3. 複数の積層された誘電体セラミック層と、静電容量を取得できるように前記誘電体セラミック層間の特定の界面に沿って形成されかつ卑金属を導電材料として含む複数の内部電極と、前記内部電極の特定のものに電気的に接続される外部電極とを備える、積層セラミックコンデンサであって、前記誘電体セラミック層が請求項2に記載の非還元性誘電体セラミックから構成されている、積層セラミックコンデンサ。 A plurality of stacked dielectric ceramic layers, a plurality of internal electrodes comprising the dielectric ceramic layers of formed along specific interfaces and base metal so that it can acquire an electrostatic capacitance as a conductive material, said inner electrode and an external electrode electrically connected to a specific one, a laminated ceramic capacitor, the dielectric ceramic layer is composed of a non-reducing dielectric ceramic according to claim 2, multilayer ceramic capacitor .
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Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006199563A (en) * 2005-01-24 2006-08-03 Murata Mfg Co Ltd Dielectric ceramic, method of manufacturing the same and laminated ceramic capacitor
JP2006282483A (en) * 2005-04-04 2006-10-19 Tdk Corp Electronic component, dielectric ceramic composition, and method for producing the same
JP2008162830A (en) * 2006-12-27 2008-07-17 Tdk Corp Dielectric ceramic composition, and electronic component
JP2008179493A (en) * 2007-01-23 2008-08-07 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008179492A (en) * 2007-01-23 2008-08-07 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008222521A (en) * 2007-03-14 2008-09-25 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008247657A (en) * 2007-03-29 2008-10-16 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008280231A (en) * 2007-04-12 2008-11-20 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic parts
JP2009084110A (en) * 2007-09-28 2009-04-23 Tdk Corp Dielectric ceramic composition and electronic component
JP2009161417A (en) * 2008-01-10 2009-07-23 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2009208997A (en) * 2008-03-04 2009-09-17 Tdk Corp Dielectric porcelain composition
JP2010018480A (en) * 2008-07-10 2010-01-28 Tdk Corp Dielectric porcelain composition
JP2010024126A (en) * 2008-07-24 2010-02-04 Tdk Corp Dielectric ceramic composition
US8192851B2 (en) 2007-03-14 2012-06-05 Tdk Corporation Dielectric ceramic composition and electronic device
WO2013022064A1 (en) * 2011-08-11 2013-02-14 株式会社村田製作所 Dielectric ceramic, layered ceramic electronic part, layered ceramic capacitor, and method for producing layered ceramic capacitor
CN103700497A (en) * 2012-09-27 2014-04-02 太阳诱电株式会社 Multilayer ceramic capacitor and manufacturing thereof
US8946104B2 (en) 2012-06-21 2015-02-03 Taiyo Yuden Co., Ltd. Dielectric ceramic, method of manufacturing dielectric ceramic, and multilayer ceramic capacitor
US9424991B2 (en) 2014-09-22 2016-08-23 Samsung Electro-Mechanics Co., Ltd. Dielectric ceramic composition and multilayer ceramic capacitor comprising the same

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11322414A (en) * 1998-05-12 1999-11-24 Murata Mfg Co Ltd Dielectric porcelain composition and laminated ceramic capacitor
JP2001220224A (en) * 2000-02-04 2001-08-14 Taiyo Yuden Co Ltd Dielectric ceramic and laminated ceramic electric part
JP2001291634A (en) * 2000-02-03 2001-10-19 Taiyo Yuden Co Ltd Laminated ceramic capacitor and method of manufacturing the same
JP2002050536A (en) * 2000-07-31 2002-02-15 Murata Mfg Co Ltd Reduction-resistant dielectric ceramic and laminated ceramic capacitor
JP2002193667A (en) * 2000-12-27 2002-07-10 Kyocera Corp Dielectric ceramic and stacked electronic part
JP2002284571A (en) * 2001-03-27 2002-10-03 Kyocera Corp Dielectric ceramic having excellent thermal and dc bias properties
JP2003048774A (en) * 2001-08-01 2003-02-21 Kyocera Corp Dielectric porcelain, method of producing the same, and multilayer-type electronic parts

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11322414A (en) * 1998-05-12 1999-11-24 Murata Mfg Co Ltd Dielectric porcelain composition and laminated ceramic capacitor
JP2001291634A (en) * 2000-02-03 2001-10-19 Taiyo Yuden Co Ltd Laminated ceramic capacitor and method of manufacturing the same
JP2001220224A (en) * 2000-02-04 2001-08-14 Taiyo Yuden Co Ltd Dielectric ceramic and laminated ceramic electric part
JP2002050536A (en) * 2000-07-31 2002-02-15 Murata Mfg Co Ltd Reduction-resistant dielectric ceramic and laminated ceramic capacitor
JP2002193667A (en) * 2000-12-27 2002-07-10 Kyocera Corp Dielectric ceramic and stacked electronic part
JP2002284571A (en) * 2001-03-27 2002-10-03 Kyocera Corp Dielectric ceramic having excellent thermal and dc bias properties
JP2003048774A (en) * 2001-08-01 2003-02-21 Kyocera Corp Dielectric porcelain, method of producing the same, and multilayer-type electronic parts

Cited By (25)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006199563A (en) * 2005-01-24 2006-08-03 Murata Mfg Co Ltd Dielectric ceramic, method of manufacturing the same and laminated ceramic capacitor
JP4720193B2 (en) * 2005-01-24 2011-07-13 株式会社村田製作所 Dielectric ceramic and a method of manufacturing the same and a multilayer ceramic capacitor,
JP2006282483A (en) * 2005-04-04 2006-10-19 Tdk Corp Electronic component, dielectric ceramic composition, and method for producing the same
JP2008162830A (en) * 2006-12-27 2008-07-17 Tdk Corp Dielectric ceramic composition, and electronic component
JP2008179492A (en) * 2007-01-23 2008-08-07 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008179493A (en) * 2007-01-23 2008-08-07 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008222521A (en) * 2007-03-14 2008-09-25 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
US8192851B2 (en) 2007-03-14 2012-06-05 Tdk Corporation Dielectric ceramic composition and electronic device
JP2008247657A (en) * 2007-03-29 2008-10-16 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2008280231A (en) * 2007-04-12 2008-11-20 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic parts
KR101358488B1 (en) 2007-04-12 2014-02-05 티디케이가부시기가이샤 Dielectric ceramic composition and electronic device
JP2009084110A (en) * 2007-09-28 2009-04-23 Tdk Corp Dielectric ceramic composition and electronic component
JP4710908B2 (en) * 2008-01-10 2011-06-29 Tdk株式会社 The dielectric ceramic composition and electronic components
JP2009161417A (en) * 2008-01-10 2009-07-23 Tdk Corp Dielectric porcelain composition and electronic component
JP2009208997A (en) * 2008-03-04 2009-09-17 Tdk Corp Dielectric porcelain composition
JP2010018480A (en) * 2008-07-10 2010-01-28 Tdk Corp Dielectric porcelain composition
JP2010024126A (en) * 2008-07-24 2010-02-04 Tdk Corp Dielectric ceramic composition
WO2013022064A1 (en) * 2011-08-11 2013-02-14 株式会社村田製作所 Dielectric ceramic, layered ceramic electronic part, layered ceramic capacitor, and method for producing layered ceramic capacitor
US9522847B2 (en) 2011-08-11 2016-12-20 Murata Manufacturing Co., Ltd. Dielectric ceramic, laminated ceramic electronic component, laminated ceramic capacitor, and method for producing laminated ceramic capacitor
US8946104B2 (en) 2012-06-21 2015-02-03 Taiyo Yuden Co., Ltd. Dielectric ceramic, method of manufacturing dielectric ceramic, and multilayer ceramic capacitor
CN103700497A (en) * 2012-09-27 2014-04-02 太阳诱电株式会社 Multilayer ceramic capacitor and manufacturing thereof
US9105407B2 (en) 2012-09-27 2015-08-11 Taiyo Yuden Co., Ltd. Multi-layer ceramic capacitor and method of manufacturing the same
US9406441B2 (en) 2012-09-27 2016-08-02 Taiyo Yuden Co., Ltd. Multi-layer ceramic capacitor and method of manufacturing the same
CN103700497B (en) * 2012-09-27 2017-03-01 太阳诱电株式会社 Multilayer ceramic capacitor and manufacturing method
US9424991B2 (en) 2014-09-22 2016-08-23 Samsung Electro-Mechanics Co., Ltd. Dielectric ceramic composition and multilayer ceramic capacitor comprising the same

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