JP2007284344A5

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Publication number: JP2007284344A5
Application number: JP2007104503A
Authority: JP
Filing date: 2007-04-12
Publication date: 2014-10-02
Anticipated expiration: 2027-04-12

Description

以下の表２は、表１の組成物Ｃ１〜Ｃ５が、異なる温度で焼結された後のこれらの組成物の性質の要約を示す。性質としては、密度、誘電定数、キュリー温度、残留分極、および圧電定数ｄ_３３が挙げられる。

ＸＲＤ結果は、焼結温度が８３０℃より上の場合、Ｃ５における単一ペロブスカイト相を示す。表２において要約されているＣ５に対する実験データから、この組成物を、８５０〜９００℃で、その最大密度７．６７ｇ／ｃｍ^３まで焼結する。９５０℃の高焼結温度は、鉛含有量の僅かな損失により、密度において僅かな低下の原因となる。誘電定数および残留分極は、改善された結晶性および粒子成長を伴い、８００℃〜９５０℃の焼結温度で増加する。９００℃の焼結温度では、誘電定数および残留分極は、それぞれに、１８４２（１ｋＨｚ）および１０．６μＣ／ｃｍ^２である（図２において示される通り）。全てのサンプルに対する誘電損失は、一般的に、約室温で４％より下である。９００℃で焼結後のＣ５に対する圧電係数ｄ_３３は、３９３ｐＣ／Ｎである。誘電定数の温度依存性は、この組成物が、図４において示されるように、２４２℃のキュリー温度を有することを示す。

表２において示される通り、Ｃ４テストサンプルの密度は、焼結温度が８００から８５０℃に増加する場合に、６．８７から７．５９ｇ／ｃｍ^３に増加する。８５０℃より上の高温での焼結では、密度は増加せず、僅かに低下する。しかしながら、Ｃ４に対する最大誘電定数および圧電係数は、９００℃で焼結後に得られ、それぞれに、１９００（１ｋＨｚ）および３５７ｐＣ／Ｎである（図３）。残留分極は、９５０℃までの焼結温度で増加し、９００℃で焼結後に、１３．９μＣ／ｃｍ^２である（表２および図２）。誘電定数の温度依存性は、この組成物が、図４において示される通り、２１９℃のキュリー温度を有することを示す。

表２において示される通り、Ｃ３テストサンプルの密度は、焼結温度が８００から８５０℃に増加する場合に、６．４６から７．６３ｇ／ｃｍ^３に増加する。８５０℃より上の高温での焼結では、密度は増加せず、僅かに低下する。しかしながら、Ｃ３に対する最大誘電定数は、９００℃で焼結後に得られ、１ｋＨｚで２２３３である。残留分極および圧電係数は、９５０℃までの焼結温度で増加し、これらは、表２において列挙される通り、それぞれに、１３．６μＣ／ｃｍ^２および３７６ｐＣ／Ｎである。誘電定数の温度依存性は、この組成物が、図４において示される通り、１８３℃のキュリー温度を有することを示す。

（実施例４）
表１において特定されるセラミック組成物Ｃ２（０．４０ＰＮＮ−０．１０ＰＺＮ−０．１０ＰＭＮ−０．１２ＰＺ−０．２８ＰＴ）は、実施例１に記載の同じ処理経路により生成されてもよい。表２において示される通り、Ｃ２テストサンプルの密度は、焼結温度が８３０℃である場合に、７．６８ｇ／ｃｍ^３の最大値まで増加する。２５７８〜３１２６の高誘電定数は、８００〜９５０℃の広い処理温度範囲において得られる。残留分極および圧電係数は、９００℃で焼結したサンプルに対して、それぞれに、１０．０μＣ／ｃｍ^２（図２）および１５８ｐＣ／Ｎ（図３）である。誘電定数の温度依存性は、この組成物が、図４において示される通り、１３９℃のキュリー温度を有することを示す。

（参考例５）
表１において特定されるセラミック組成物Ｃ１（０．４５ＰＮＮ−０．１０ＰＺＮ−０．１３ＰＺ−０．３２ＰＴ）は、実施例１に記載の同じ処理経路により生成されてもよい。表２において示される通り、Ｃ１テストサンプルの密度は、焼結温度が８００℃である場合に、７．８７ｇ／ｃｍ^３の最大値まで増加する。２４０３〜３１８１の高誘電定数は、８００〜９５０℃の処理温度範囲において得られる。残留分極および圧電係数は、９００℃で焼結したサンプルに対して、それぞれに、１０．１μＣ／ｃｍ^２（図２）および１６４ｐＣ／Ｎ（図３）である。誘電定数の温度依存性は、この組成物が、図４において示される通り、１４５℃のキュリー温度を有することを示す。

表３によれば、Ｃ５−Ｍの誘電定数は、８００から９５０℃への焼結温度の上昇に伴って、１ｋＨｚで１９３８から２２９５へ増加する。Ｃ５と比較して、過剰のＭｇＯ添加は、強化された誘電定数をもたらすものと考えられる。誘電定数の温度依存性は、Ｃ５−Ｍのキュリー温度が２００℃であることを示す。Ｃ５−Ｍの残留分極は、焼結温度を上昇に伴って増加し、この値は、表３および図６において示される通り、９５０℃で焼結した場合に１７．２μＣ／ｃｍ^２である。Ｃ５−Ｍにおける過剰のＭｇＯで、残留分極は、実施例１におけるＣ５に比較して改善される。ｄ_３３値は、表３および図７において示される通り、８００から９５０℃への焼結温度の上昇に伴って、２０９から３６０ｐＣ／Ｎに増加する。図７によれば、２５から４０ｋＶ／ｃｍへのポーリング電場の増加により、ｄ_３３は、３４８から３７０ｐＣ／Ｎに改善される。

本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料を調製する方法を示すフローチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成される装置を製造する方法を示すフローチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルの分極−電場曲線を示すチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルの圧電係数−焼結温度曲線を示すチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルの誘電定数および誘電損失−温度曲線を示すチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルのＸ線回折パターンである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルの分極−電場曲線を示すチャートである。本発明の一実施形態による強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルの圧電係数−焼結温度曲線を示すチャートである。従来の調製方法で作製された強誘電性セラミック材料で形成されたテストサンプルのＸ線回折パターンである。

Claims

式：
ｗＰｂ（Ｎｉ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３−ｘＰｂ（Ｚｎ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３−ｙＰｂ（Ｍｇ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３−ｚＰｂＺｒＯ_３−（１−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ）ＰｂＴｉＯ_３
（式中、
０＜ｗ＜１、０＜ｘ＜１、０．１≦ｙ＜１、０＜ｚ＜１、ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＜１、および
０．５≦ｗ＋ｘ＋ｙ）
で表される組成物を含み、
１０００℃未満の温度における仕上げの焼結によって得られ、
ペロブスカイト構造の単一相を有する
ことを特徴とする、強誘電性セラミック材料。
前記強誘電性セラミック材料が、８００℃から９５０℃の範囲の温度における仕上げの焼結によって得られることを特徴とする、請求項１に記載の強誘電性セラミック材料。
ｗ＝０．１０〜０．４５、ｘ＝０．１０〜０．３５、ｙ＝０．１〜０．１５、およびｚ＝０．１０〜０．１５である、請求項１または２に記載の強誘電性セラミック材料。
ｗ＝０．１０、ｘ＝０．３５、ｙ＝０．１５、およびｚ＝０．１０である、請求項３に記載の強誘電性セラミック材料。
ｗ＝０．２０、ｘ＝０．２０、ｙ＝０．１０、およびｚ＝０．１５である、請求項３に記載の強誘電性セラミック材料。
ｗ＝０．３０、ｘ＝０．１０、ｙ＝０．１０、およびｚ＝０．１５である、請求項３に記載の強誘電性セラミック材料。
ｗ＝０．４０、ｘ＝０．１０、ｙ＝０．１０、およびｚ＝０．１２である、請求項３に記載の強誘電性セラミック材料。
Ａ^２＋Ｏの一般式で表される２価金属元素の酸化物を更に含む、請求項１から７のいずれか一項に記載の強誘電性セラミック材料。
前記Ａ^２＋Ｏが、ＰｂＯ、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＮｉＯまたはこれらの組合せからなる群から選択される、請求項８に記載の強誘電性セラミック材料。
前記２価金属元素の酸化物が、モルにおいて１％の量を有する、請求項８に記載の強誘電性セラミック材料。
前記２価金属元素の酸化物が、ＭｇＯである、請求項１０に記載の強誘電性セラミック材料。
請求項１から１１のいずれか一項に記載の強誘電性セラミック材料から作製される電子部品。
ＭｇＮｂ_２Ｏ_６、ＺｎＮｂ_２Ｏ_６およびＮｉＮｂ_２Ｏ_６前駆体を調製するステップ、
前記前駆体を、ＰｂＯ、ＴｉＯ_２およびＺｒＯ_２と混合して、混合物を形成するステップ、および
前記混合物を焼成するステップ、
を含む、請求項１から１１のいずれか一項に記載の強誘電性セラミック材料を調製する方法。
前記ＭｇＮｂ_２Ｏ_６前駆体が、９５０℃〜１０５０℃の温度で調製される、請求項１３に記載の方法。
前記ＺｎＮｂ_２Ｏ_６前駆体が、７５０℃〜９５０℃の温度で調製される、請求項１３に記載の方法。
前記ＮｉＮｂ_２Ｏ_６前駆体が、９５０℃〜１０５０℃の温度で調製される、請求項１３に記載の方法。
前駆体と、ＰｂＯ、ＴｉＯ_２およびＺｒＯ_２との混合中に、２価金属元素の酸化物を添加することを更に含む、請求項１３に記載の方法。
２価金属元素の酸化物が、ＰｂＯ、ＭｇＯ、ＮｉＯおよびＺｎＯからなる群から選択される、請求項１７に記載の方法。
２価金属元素の酸化物がＭｇＯであり、モルにおいて１％の量である、請求項１８に記載の方法。
２価金属元素の酸化物が、強誘電性セラミック材料におけるペロブスカイト相の形成を促進するためのものである、請求項１７に記載の方法。
請求項１３に記載の方法により調製される強誘電性セラミック材料から作製されるバルク強誘電性セラミック。
請求項１３に記載の方法により調製される強誘電性セラミック材料から作製される強誘電性セラミック厚膜。
請求項１３に記載の方法により調製される強誘電性セラミック材料から作製される強誘電性多層セラミック電子部品。
前駆体が粉末形態である、請求項１３から２０のいずれか一項に記載の方法。