JP2013035746A - セラミック組成物及び該セラミック組成物を含む積層セラミック電子部品 - Google Patents

Abstract

【課題】 直流電界の印加による比誘電率の低下が抑制されるとともに，高い比誘電率を有するセラミック組成物を提供する。
【解決手段】 本発明の一実施形態に係るセラミック組成物は、コアシェル構造を有するセラミック粒子を含む。一実施形態において，当該セラミック組成物は，反強誘電体から成るコアと、強誘電体又は常誘電体から成り前記コアを取り囲むシェルと、を備える。
【選択図】図２

Description

相互参照

本出願は、米国特許仮出願第61/513,166号（２０１１年７月２９日出願）及び米国特許出願第13/558,010号（２０１２年７月２５日出願）に基づく優先権を主張し、その内容は参照により全体として本明細書に組み込まれる。

本発明は、実質的に鉛を含有しない非鉛系セラミック組成物に関し、特に、アルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物に関する。また、本発明は、アルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物を含む積層セラミック電子部品に関する。

積層圧電アクチュエータや積層セラミックコンデンサ等の多様な積層セラミック電子部品が知られている。典型的な積層セラミック電子部品は、内部電極が印刷された複数のセラミック層を積層して成る積層体と、該積層体の側面に設けられた外部電極とを備え、該外部電極から供給される直流電圧によって動作する。このセラミック層の材料としては，高い誘電率や優れた圧電特性を備えるセラミック組成物が望ましく、例えば、チタン酸ジルコン酸鉛（Ｐｂ（Ｔｉ，Ｚｒ）Ｏ_３）が広く用いられている。しかし、近年では、環境への負荷を低減させるために、鉛を含有しない非鉛系セラミック組成物が着目されている。かかる非鉛系セラミック組成物の一例として、アルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物がある。例えば、特開２０００−３１３６６４号公報（特許文献１）には、組成式がＫ_１−ｘＮａ_ｘＮｂＯ_３で表されるアルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物が開示されている。アルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物は、その組成成分の組成比に応じて優れた圧電特性や誘電特性を示す。

積層セラミック電子部品は、携帯電話等の小型の電子機器に用いられることが多いため、小型化と大容量化を両立することが求められる。積層セラミックコンデンサを大容量化するためには、内部電極の面積を大きくするか、セラミック層を薄くすればよい。しかしながら，前者の手法は、内部電極の面積に応じて積層セラミック電子部品の寸法が大きくなってしまう。したがって、積層セラミック電子部品の小型化と大容量化とを両立させるには、セラミック層を薄くする方法が望ましい。しかしながら、セラミック層が薄くなるほど、外部電極から印加された直流電圧によって当該セラミック層に生じる電界が大きくなる。したがって、セラミック層が強誘電体材料から成る場合には、発生した直流電界によって当該セラミック層における分極反転が阻害されてしまう。その結果、当該セラミック層の比誘電率及び抵抗率が低下し、当該セラミック層を含む積層セラミック電子部品の静電容量が使用時に低下してしまうという問題が生じる。

このように，セラミック電子部品を大型化することなく大容量化するためには，直流電界が印加された場合の比誘電率の劣化が抑制されたセラミック組成物が望まれる。よって，本発明の様々な実施形態により、直流電界の印加による比誘電率の低下が抑制されるとともに，高い比誘電率を有するセラミック組成物が提供される。

本発明の一実施形態に係るセラミック組成物は、コアシェル構造を有するセラミック粒子を含むセラミック組成物である。一実施形態において，当該セラミック粒子は，反強誘電体から成るコアと、強誘電体又は常誘電体から成り前記コアを取り囲むシェルと、を備える。かかるセラミック組成物に強い電界が発生すると，強誘電体から成るシェルの比誘電率は減少するが，反強誘電体から成るコアに強誘電体と同様の分極が現れてコアの誘電率が急激に増加する。反強誘電体と強誘電体は、電子回折図形により区別することができる。例えば，反強誘電体であるNaNbO₃系化合物には、電子線回折図形において，擬立方晶構造の回折斑点の他に、[001]方向に、1/2周期と1/4周期の超格子反射が観察される（例えば，J.Chen et. al., Phys.stat.sol.(a)109,171(1988) やJ. Am. Ceram. Soc., 94, 2242-2247 (2011)参照）。

セラミック粒子は，コアとシェルが直列接続されたものと考えることができるので，セラミック粒子全体の比誘電率は以下の式１のように表される。


ただし、ε_totalはセラミック粒子全体の比誘電率、ε_coreはコアの比誘電率，ε_shellはシェルの比誘電率である。また，α_coreは，セラミック粒子全体の体積に占めるコアの体積の割合，α_shellは，セラミック粒子全体の体積に占めるシェルの体積の割合を示す。なお，α_shell+α_core=１となる。このように，強い電界によってシェルの比誘電率が減少する場合であっても，コアの誘電率が増加することにより，セラミック粒子全体の比誘電率の劣化を抑制するか、又は，セラミック粒子全体の比誘電率を増加させることができる。

一実施形態に係るセラミック組成物の組成は，組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表される。かかるセラミック組成物においては，Nbの価数が焼成時の還元雰囲気によって＋５価から＋４価に変化するため、酸素欠陥が生じやすく，この酸素欠陥によってセラミックス絶縁抵抗が低下するおそれがある。そこで，一実施形態に係るセラミック組成物は，シェルにおけるＴａの含有比率がコアにおけるＴａの含有比率よりも高くなるように構成される。Ｔａの価数は＋５価から変化しないので，シェルにおけるＴａの含有比率を増加させることにより，シェルにおける酸素欠陥の発生を抑制することができ，その結果絶縁抵抗の劣化を防止及び／又は抑制することができる。コアシェル構造を有するセラミック粒子から成るセラミック組成物においては，セラミック組成物全体の絶縁抵抗はシェルの絶縁抵抗によって決定される。したがって，シェルにおけるＴａの含有比率を増加させることにより，セラミック組成物全体の絶縁抵抗を改善することができる。

一実施形態において，コアのＢサイトにおけるＮｂとＴａの含有比率は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．８≦ｙ≦１．０の範囲となるように定められる。また，他の実施例においては，コアのＢサイトにおけるＮｂとＴａの含有比率は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．９≦ｙ≦１．０の範囲となるように定められる。コアにおけるＮｂとＴａの含有比率をこれらの範囲とすることにより，以下で詳述するように，コアは反強誘電性を示す。

一方，一実施形態において，シェルのＢサイトにおけるＮｂとＴａの含有比率は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．２≦ｙ≦０．７の範囲となるように定められる。また，他の実施例においては，シェルのＢサイトにおけるＮｂとＴａの含有比率は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．４≦ｙ≦０．６の範囲となるように定められる。シェルにおけるＮｂとＴａの含有比率をこれらの範囲とすることにより，以下で詳述するように，シェルは強誘電性を示す。また，シェルにおけるＮｂとＴａの含有比率を前述の範囲とすることにより，当該シェルの相転移温度（Tc）は、200℃程度となる。これにより，本発明の実施形態に係るセラミック組成物のシェルは，約200℃付近でも高い誘電率を維持することができるので，SiCパワーデバイス等での使用に適している。

本発明の一実施形態に係るセラミック組成物は、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるアルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物を主成分とする。本発明の一実施形態においては、この主成分１００モルに対して０．１モルから１０．０モルの範囲のＬｉＦを添加する。この主成分１００モルに対してＬｉ及びＦをそれぞれ０．１モルから１０．０モルの範囲で含むセラミック組成物は、ＬｉＦを添加しない場合と比較して高い絶縁抵抗率を有する。

本発明の一実施形態において、上記主成分１００モルにＬｉＦ換算で２．０モルから６．０モルの範囲のＬｉ及びＦをそれぞれ含有させることで、絶縁抵抗率の対数［ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）］が９．０以上であるアルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物が得られる。

アルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物における絶縁抵抗率の改善は、次の理由によるものと考えられる。まず、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３（ただし、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ≦１．０）で表される主成分に対して約８５０℃の低い融点を持つＬｉＦを副成分として添加することで、焼結時にＬｉＦが液相を形成して液相焼結が可能となり、ＬｉＦを添加しない場合と比較して組成物を緻密に焼結することができる。また、成型体の焼成中に揮発するＮａ及び／又はＫの欠損をＬｉＦのＬｉで置換することができるため、ＮａやＫの欠損による絶縁抵抗率の劣化を抑制することができる。また、ＬｉＦを添加することにより、主成分中のＮｂ及び／又はＴａの一部がＬｉで置換され、このＬｉがアクセプタとして働くことで、還元性雰囲気下でも酸素空孔の生成を抑制することができる。さらに、還元性雰囲気焼成によって生成される酸素空孔をＦが補完することで、格子欠陥の発生を抑制することができる。

一般に、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物においては、ＮａやＴａの含有量が少ないほど当該セラミック組成物の圧電歪定数（ｄ_３３）が大きくなることが知られている（例えば、Ｋ．−Ｈ．Ｈｅｌｌｗｅｇｅ，Ｏ．Ｍａｄｅｌｕｎｇ Ｅｄ．，Ｌａｎｄｏｌｔ−Ｂｏｒｎｓｔｅｉｎ，Ｎｕｍｅｒｉｃａｌ Ｄａｔａ ａｎｄ Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｒｅｌａｔｉｏｎｓｈｉｐｓ ｉｎ Ｓｃｉｅｎｃｅ ａｎｄ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｙ，Ｓｐｒｉｎｇｅｒ−Ｖｅｒｌａｇ，３巻，ｐ２８８−２９１（１９６９年）（以下、「ＬＢ」という。）参照）。特に、ｘ＝０．５、ｙ＝１．０のときに非常に良好な圧電特性が得られ、ｘ＝０．６以上にＮａの含有量を増やすと、徐々に圧電特性が下がることが明らかにされている。一方、Ｋの含有量を増加させる場合には、ｘ＝０まで良好な圧電特性が得られることが分かっている（Ｊａｐａｎｅｓｅ Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ ４８ ０７ＧＡ０５（２００９）参照）。また、Ｎｂ及びＴａの含有量と圧電特性との関係についても調査が行われており、０．６≦ｙ≦１．０の範囲で高い圧電特性を有することが明らかになっている（例えば、特開２００４−１１５２９３号公報、及び、Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｔｈｅ Ａｍｅｒｉｃａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ Ｖｏｌ．８８ Ｎｏ．５ １１９０−１１９６（２００５）参照）。かかる圧電特性は、主成分に本発明の範囲におけるＬｉＦを添加した場合でも実質的に影響を受けないと考えられる。そこで、本発明の一実施形態においては、０≦ｘ≦０．６、０．６≦ｙ≦１．０を満たす主成分１００モルに対して０．１モルから１０．０モルの範囲のＬｉ及びＦを含有させた化合物を、酸素分圧が１．０×１０^−４〜１．０×１０^−１４ａｔｍの還元性雰囲気中で焼成することにより、絶縁抵抗率が改善するとともに９０ｐＣ／Ｎ以上の大きなｄ_３３を有する圧電性セラミック組成物が得られる。

同様に、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物においては、ＮｂとＴａの組成比を調整することにより、当該セラミック組成物のキュリー温度を調整できることが知られている。例えば、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ＜０．６となるように主成分の組成を調整することによって、キュリー温度を室温近傍に調整できる（ＬＢ参照）。この性質は、主成分に本発明の範囲におけるＬｉＦを添加しても実質的に影響を受けないと考えられる。したがって、本発明の一実施形態においては、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ＜０．６を満たすように主成分の組成を調整することにより、キュリー温度における高い誘電率を利用した誘電体を作成することができる。

同様に、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物においては、ＫやＴａの含有量が少ないほど、当該セラミック組成物の焼結が容易となるとともに低い誘電損失を実現できることが知られている。本発明の一実施形態において、主成分を０．６＜ｘ≦１．０、０．６≦ｙ≦１．０となるように主成分の組成を調整することによって、セラミック組成物の焼結がより容易になるとともにその誘電損失（ｔａｎδ）を低減することができる。

上述したセラミック組成物を用いて様々な積層セラミック電子部品を作製することができる。セラミック組成物が優れた圧電特性を有する場合には、セラミック組成物を圧電性積層セラミック電子部品の材料として用いることができる。本発明の実施形態に係る主成分が組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物は、０≦ｘ≦０．６、０．６≦ｙ≦１．０を満たす場合に圧電性積層セラミック電子部品に適した優れた圧電特性を有する。圧電性積層セラミック電子部品には、圧電アクチュエータ、圧電スピーカ、圧電マイク、圧電振動器、圧電発電器、超音波モータ、加速度センサ、及び圧電フィルタが含まれるがこれらには限られない。

本発明の実施形態に係るセラミック組成物が高い誘電率を有する場合には、当該セラミック組成物を誘電性積層セラミック電子部品の材料として用いることができる。本発明の実施形態に係る主成分が組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物は、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ＜０．６を満たす場合に、誘電性積層セラミック電子部品に適した高い誘電率を有する。誘電性積層セラミック電子部品には積層セラミックコンデンサが含まれるが、これには限られない。

上述した以外の本発明の課題、構成，効果は，以下の詳細な説明及び添付図面等の記載から理解される。

本発明の一実施形態に係る積層セラミック電子部品の断面図 本発明の一実施形態に係る積層セラミック電子部品のセラミック層に含まれるセラミック粒子を模式的に示す図 本発明の一実施例である試料番号３の透過電子顕微鏡写真 本発明の一実施例である試料番号３のエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）による分析結果を示すグラフ 本発明の一実施形態に係るセラミック粒子のコアの電子線回折図形 本発明の一実施形態に係るセラミック粒子のシェルの電子線回折図形 本発明の一実施形態に係る積層セラミック電子部品の誘電率の温度依存性を示すグラフ

図１は、本発明の一実施形態に係る積層セラミック電子部品を示す断面図である。図示のとおり、本発明の一実施形態に係る積層セラミック電子部品は、各セラミック層１０１と内部電極１０２ａ〜１０２ｇとを交互に積層して形成される積層体と、該積層体の外表面（側面）に設けられた外部電極１０３ａ及び１０３ｂとを備える。内部電極１０２ａ〜１０２ｇは、主にＮｉ、Ｃｕ等の卑金属から成る。内部電極１０２ａ〜１０２ｇは、卑金属に加えてＰｔ、Ｐｄ、Ａｕ、Ａｇ等の貴金属を含んでもよい。外部電極１０３ａは、内部電極１０２ａ、１０２ｃ、１０２ｅ、１０２ｇとそれぞれ電気的に接続され、外部電極１０３ｂは、内部電極１０２ｂ、１０２ｄ、１０２ｆとそれぞれ電気的に接続されている。このように構成された成型体を焼成し、焼成後の成型体に分極処理を施すことにより、積層セラミック電子部品が得られる。セラミック層１０１が圧電性を有する場合には、外部電極１０３ａ、１０３ｂ間に電圧を印加することにより、積層セラミック電子部品は、図中Ｚ軸の方向に変位し、例えば圧電アクチュエータとして機能する。セラミック層１０１が高い誘電性を有する場合には、図１に示した積層セラミック電子部品を、積層セラミックコンデンサとして利用することも可能である。

次に、図１の積層圧電セラミック電子部品の製造方法を説明する。まず、セラミック層１０１の主成分となるアルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物を合成するために、出発材料として、ナトリウム（Ｎａ）を含有する炭酸ナトリウム（Ｎａ_２ＣＯ_３）又は炭酸水素ナトリウム（ＮａＨＣＯ_３）Ｎａ化合物、カリウム（Ｋ）を含有する炭酸カリウム（Ｋ_２ＣＯ_３）又は炭酸水素カリウム（ＫＨＣＯ_３）等のＫ化合物、ニオブ（Ｎｂ）を含有する五酸化ニオブ（Ｎｂ_２Ｏ_５）等のＮｂ化合物、及びタンタル（Ｔａ）を含有する五酸化タンタル（Ｔａ_２Ｏ_５）等のＴａ化合物を用意する。

次に、上記の主成分の出発材料を所定量秤量する。具体的には、各出発材料は、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物の主成分を組成する各元素の組成が、本明細書で説明される所定の範囲となるように秤量される。次に、秤量された各出発材料を、部分安定化ジルコニア（ＰＳＺ）ボールを備えるボールミルに投入し、エタノール等の有機溶媒下で１０〜６０時間湿式攪拌し、攪拌後に有機溶媒を揮発乾燥させて攪拌原料を得る。次に、得られた攪拌原料を、７００〜９５０℃の温度で１〜１０時間仮焼成して仮焼物を得る。そして、この仮焼物をボールミルによって解砕し仮焼粉を得る。次に、この仮焼粉に対し所定量秤量された焼結助剤を加えたものを、ＰＳＺボールを備えたボールミルを用いてエタノール等の有機溶媒下で１０〜６０時間湿式攪拌した後、有機溶媒を揮発乾燥させて仮焼粉混合物を得る。この焼結助剤は，例えば，弗化リチウム（ＬｉＦ）である。ＬｉＦは，焼結過程において液相を形成するため，焼結助剤として働く。ＬｉＦは，焼結過程において，（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３の溶解及び再析出反応を促すので，コアシェル構造のような不均一構造の形成に寄与する。ＬｉＦは焼結助剤の一例であり，本発明においては，様々な種類の焼結助剤を用いることができる。次に、この仮焼粉混合物に有機バインダーと分散剤を加えたものを、純水又はエタノール等の有機溶媒を用いてボールミル中で湿式混合し、セラミックススラリーを得る。そして、このセラミックススラリーをドクターブレード法等を用いて成形加工することでセラミックスグリーンシートを得る。

次に、このようにして得られたセラミックスグリーンシート上に、Ｎｉ、Ｃｕ等の卑金属を主成分とする導電性ペーストを用いて導電層パターンをスクリーン印刷する。次に、この伝導層パターンが形成されたセラミックスグリーンシートを交互に積層して積層体を形成し、この積層体の上面と下面に導電層パターンの形成されていないセラミックスグリーンシートを圧着することで、導電層パターンとセラミックスグリーンシートとが相互に積層されたセラミックス積層体を得る。

次に、得られたセラミックス積層体を例えばアルミナ製のサヤに収容して、３００℃〜５００℃で脱バインダ処理を行った後に、１．０×１０^−４〜１．０×１０^−１４ａｔｍの酸素分圧を有する還元性雰囲気中で、８５０℃から１４００℃の温度で焼成を行うことで、セラミック焼結体を得ることができる。望ましくは、１．０×１０^−４〜１．０×１０^−１０ａｔｍの酸素分圧を有する還元性雰囲気中で、９５０℃から１２００℃の温度で焼成を行うことで、セラミック焼結体を得ることができる。本発明に係るセラミックス組成物は、ここで述べられた還元性雰囲気以外にも，大気雰囲気下での焼成により形成することができるし、セラミックス組成物自体が還元されない程度の強還元雰囲気下での焼成により形成することもできる。なお、焼成温度は、電極の化学的物性（例えば融点）及び酸化条件にも依存する。

以上のようにして，コアシェル構造を有するセラミック組成物が得られる。セラミック組成物におけるコアシェル構造は，焼結助剤を用いなくとも実現可能である。例えば、まずコアとなるセラミック組成物の焼結体を作製し，次に，この焼結体の粉末に，Ｔａ等のシェルを構成するための材料を添加し、このシェルを構成するための材料が添加された混合物を焼結させることにより，コアシェル構造を有するセラミック組成物が得られる。

次に、このセラミックス焼結体の内部電極が露出した両端部にＡｇ、Ｃｕ、Ｎｉ等を主成分とした導電性ペーストを塗布し、７５０℃から８５０℃で焼き付け処理を行うことで、積層体の外側面に一対の外部電極が形成される。外部電極は、様々な方法により形成することができ、例えば、スパッタリング法や真空蒸着法等を用いて形成される。これにより、図１に示す積層セラミック電子部品が得られる。また、この一対の外部電極間に電圧を印加して分極処理を行うことで、積層圧電セラミック電子部品が得られる。

図２は，本発明の一実施形態に係るセラミック組成物に含まれるセラミック粒子２００を模式的に示す図である。図１のセラミック層１０１は，このセラミック粒子２００を複数含んでいる。図示のとおり，セラミック粒子２００は，コア２０１と，このコア２０１を取り囲むシェル２０３とを備える。また，コア２０１とシェル２０３との間には，傾斜組成層２０２が設けられている。傾斜組成層２０２の最内部は，コア２０１と同じ組成を有しており，最外部はシェル２０３と同じ組成を有している。そして，この最内部と最外部との間で，ＮｂとＴａの含有比率が漸次変化する。

セラミック粒子２００は，上述したように，一般式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるアルカリ金属含有ニオブ酸化物系セラミック組成物を主成分とする。一実施形態に係るコア２０１の組成は，（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．８≦ｙ≦１．０の範囲となるように定められる。また，他の実施例におけるコア２０１の組成は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．９≦ｙ≦１．０の範囲となるように定められる。かかる組成とすることにより，コア２０１は反強誘電性を示す。また，一実施形態に係るシェル２０３の組成は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．２≦ｙ≦０．７の範囲となるように定められる。他の実施例に係るシェル２０３の組成は、（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３におけるｙの値が０．４≦ｙ≦０．６の範囲となるように定められる。かかる組成とすることにより，シェルは２０３は強誘電性を示す。また，シェル２０３におけるＮｂとＴａの含有比率を前述の範囲とすることにより，シェル２０３の相転移温度（Tc）は、200℃程度となる。これにより，セラミック粒子２００のシェル２０３は，約200℃付近でも高い誘電率を維持することができる。したがって，かかるセラミック粒子を含むセラミック組成物は，200℃程度での使用が想定されるSiCパワーデバイス内の受動素子の材料として適している。

以下、本発明の実施例を説明する。この実施例は、本発明の説明のために提示されるのであって、本発明は以下で例示される実施例に限定されるものではない。

実施例１
実施例１においては、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表される主成分においてｘ＝１．０を満たす場合（つまり、主成分がＮａ（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表される場合）に，ＮｂとＴａの含有比率が異なる複数の試料を作製し、それらの誘電率や絶縁抵抗等の特性を評価した。

まず，出発材料として、Ｎａ_２ＣＯ_３、Ｎｂ_２Ｏ_５、Ｔａ_２Ｏ_５をそれぞれ準備し，、準備した各材料を２００℃程度の温度で充分に乾燥させた。次に、乾燥させた各出発材料を表１に試料番号１〜試料番号６として表されている６通りの割合で秤量した。次に、秤量された各出発材料を、エタノール溶媒下で２４時間湿式混合した。そして、この混合物を乾燥した後、大気中にて９００℃で３時間仮焼して仮焼物を得た。次に、得られた仮焼物の粉末１００モルに対して５モルの弗化リチウム（ＬｉＦ）を添加した。次に、このＬｉＦを含む混合物を乾燥させてＮｂとＴａの含有比率が異なる６種類のセラミック粉末を得た。

次に，これらの６種類のセラミック粉末を、円板形状に整形し、円板形状の圧粉体を得た。次に、これらの圧粉体を、１．０×１０^−１０ａｔｍの酸素分圧を有する還元性雰囲気下で１２００℃〜１３００℃の温度で焼成し、円板形状の焼結体を得た。次に，この焼結体の表面を研磨して，厚みを０．２ｍｍとした。このようにして得られた円板形状の焼結体の両側面に、スパッタ法により白金の電極を形成した。

次に，このようにして作製された各試料について，当該試料に含まれる２０個のセラミック粒子を任意に選択し，各セラミック粒子のコア及びシェルそれぞれにおけるＴａの含有比率をエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により分析した。このようにして，各試料について，コアとシェルの各々におけるＴａの含有比率の値が２０個ずつ得られた。次に，このようにして得られたコアにおけるＴａの含有比率の平均値を各試料について算出した。また，同様に，シェルにおけるＴａの含有比率の平均値を各試料について算出した。このようにして算出されたＴａの含有比率の平均値を表２に示す。表２において，コア平均は，各試料のコアのセラミック粒子におけるＴａの比率（組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３における（１−ｙ）の値）を示し，シェル平均は，各試料のシェルのセラミック粒子におけるＴａの比率を示す。

このようにして作製された試料の各々を，機械的研磨により１００μｍまで薄片化させ，さらにイオンビーム法により数十nmの厚みまで局所的に薄片化させた。そして，この薄片化させた試料の各々を，市販の透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて観察した。このＴＥＭを用いた観察により，試料番号１〜試料番号６の焼結体は，コア−シェル構造を有することが確認できた。図３に、試料番号３の透過電子顕微鏡写真を示す。図３の写真から，試料３がコアシェル構造を有することが確認できた。また、図４は、エネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）による試料番号３の組成の分析結果を示すグラフである。図４において，横軸は，粒子構造を横切る方向の位置を示し，縦軸は，試料３を構成する元素の比率の測定値を示す。図４から、試料３の焼結体がコアシェル構造を有し，そのコアはシェルよりもＮｂの含有比率が高く，そのシェルはコアよりもＴａの含有比率が高いことが確認できた。また、図４から，コアとシェルとの境界付近においては，ＮｂとＴａの含有比率が緩やかに変化する傾斜組成層が存在することも確認された。

次に，このようにして作成された試料番号１〜試料番号６の６種類の試料について，市販のＬＣＲメータを用い、直流電界を印加していない状態において、２５℃及び２００℃の各々における比誘電率を測定した。この測定結果は，表２において，「誘電率（２５℃）」及び「誘電率（２００℃）」の欄にそれぞれ示されている。また、同じＬＣＲメータに直流電界発生装置を接続し、この直流電界発生装置によって試料番号１〜試料番号６の試料の各々に４０ｋＶ／ｃｍの電界を印加し，この電界を印加された状態において各試料の２００℃における比誘電率を測定した。これらの測定結果から、以下の式２に従って，４０ｋＶ／ｃｍの直流電界の印加による誘電率の変化を算定した。
ここで、ε₀は直流電界を印加していない状態での誘電率、ε_40kV/cmは４０ｋＶ／ｃｍの直流電界を印加した際の誘電率である。

表２における誘電率増減は，上述した式２に従って算出された，４０ｋＶ／ｃｍの直流電界の印加による誘電率の変化を示す。また、試料番号１〜試料番号６の各々について，２５℃及び２００℃における絶縁抵抗を２端子法により測定した。これらの測定結果を表２にまとめた。

コアシェル構造を有するセラミック粒子から成るセラミック組成物の絶縁抵抗は，シェルの絶縁抵抗によって決定される。表２に示されているように，試料２乃至試料６は，良好な絶縁特性を有する。したがって，シェル部におけるＴａの比率（１−ｙ）が０．２≦１−ｙ≦1．０（すなわち，０≦ｙ≦０．８）であれば良好な絶縁特性が得られる。上述したように，Ｔａは，必ず＋５価の価数をとるので，Ｔａの含有比率が高まるほど酸素欠陥の生成を抑制することができ，その結果，絶縁抵抗を増加させることができる。ただし、Ｔａの含有比率が高くなると、緻密化のために必要な焼成温度が高温化する。Ｔａの含有比率が高い試料番号５及び試料番号６の絶縁抵抗が試料番号４に比べて減少しているのは、試料番号５及び試料番号６のセラミック焼結体が，上述した焼成温度において十分に緻密化しなかったためと考えられる。

主成分が組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物のキュリー温度は，Ｔａが添加されると低温化かつ散漫化する。つまり、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物は，Ｔａの添加によりリラクサーとなる（例えば，“New Lead Free Perovskites with a Diffuse Phase Transition: NaNbO3 Solid Solutions” I. P. Raevski, S. A. Prosandeev, Journal of Physics and Chemistry of Solids 63 (2002) 1939-1950参照）。組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物のキュリー温度は，０．４≦ｙ≦０．７の範囲では０℃〜２００℃に存在する。

コアシェル構造を有するセラミック粒子は，コアとシェルが直列接続されたものと考えることができるので，かかるセラミック粒子全体の比誘電率は，上述した式１のように表される。したがって，コアシェル構造を有するセラミック粒子全体の比誘電率は，高い誘電率を持つシェルの誘電率によりほぼ規定される。表３から、シェルにおけるＮｂの組成が０．２≦ｙ≦０．７の範囲において、２５℃及び２００℃での比誘電率がいずれも６００以上となり，良好な比誘電率が得られる。また、０．４≦ｙ≦０．６の範囲においては，２５℃及び２００℃での比誘電率がいずれも１０００以上となり，さらに良好な比誘電率が得られる。また，表３から、試料番号１乃至試料番号３については，直流電界印加時の誘電率の減少率が１０％より小さい（又は増加している）ことが確認された。直流電界印加時の誘電率の減少率が小さいのは，コアが反強誘電体であるためと考えられる。表３から、コアのＴａの比率が０．０≦（１−ｙ）≦０．２の範囲（０．８≦ｙ≦１．０の範囲）において，直流電界印加時の誘電率の減少率を十分に小さくできることが分かる。

以上から、主成分が組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表されるセラミック組成物において，当該組成物を構成するセラミック粒子のコアの組成が０．８≦ｙ≦１．０を満たし、当該セラミック粒子のシェルが０．２≦ｙ≦０．７を満たす場合に、当該セラミック組成物は，少なくとも２５℃から２００℃の温度範囲において，直流電界の印加による比誘電率の低下が抑制されるとともに，高い比誘電率及び高い絶縁抵抗を有することが確認された。

以上のようにして作製した試料番号１〜６をイオンミリングなどの手法で薄片化し、この薄片化した各試料の電子線回折図形を取得した。図５は，試料番号４のコアから取得した電子線回折図形を示し、図６は，同じ試料のシェルから取得した電子線回折図形である。図５に示すように，コアにおいては，1/2{h 0 l}周期と{h 0 1/4l}周期の超格子反射が観察された。これに対し，図６に示すように，シェルにおいては，1/2周期の超格子反射のみが観察された。このように、それぞれの超格子反射の周期から，コアは反強誘電体であり、シェルは常誘電体又は強誘電相であると判断できる。

実施例２
実施例２においては、実施例１の試料番号３と同じ組成のセラミック組成物を用い、Ｎｉ内部電極を持つ積層セラミックコンデンサを作成した。そして，当該積層セラミックコンデンサの絶縁抵抗、比誘電率，及び当該比誘電率の直流電界依存性を評価した。

まず，実施例１と同様の手法で，表３に記載された組成（実施例１の試料番号３と同じ組成）のセラミック粉末を得た。

次に，得られた仮焼物の粉末１００モルに対して５モルの弗化リチウム（ＬｉＦ）、ＰＶＡを主成分とする有機バインダー，分散剤、及び可塑剤を加え、エタノール及び２メトキシエタノールからなる有機溶媒下で，ボールミルを用いて湿式混合し、セラミックススラリーを得た。そして、このセラミックススラリーをドクターブレード法を用いて成形加工することでセラミックスグリーンシートを作製した。

次に、このようにして得られたセラミックグリーンシート上に，Ｎｉを主成分とする導電性ペーストを用いて、内部電極層となる導電層パターンをスクリーン印刷した。次に，この導電層パターンが形成されたセラミックグリーンシートを交互に１０層重ねて積層体を形成し、この積層体の上面と下面に導電層パターンの形成されていないセラミックグリーンシートを圧着することで、導電層パターンとセラミックグリーンシートとが相互に積層されたセラミック積層体を得た。

次に，このようにして得られたセラミック積層体を３００℃〜５００℃で脱バインダ処理し、この脱バインダ処理後の積層体を，１２００℃から１４００℃の温度で、酸素分圧１．０×１０^−１０ａｔｍの還元性雰囲気中にて焼成し，セラミック焼結体を得た。次に、このセラミック焼結体の内部電極が露出した部分にＮｉを主成分とする導電性ペーストを塗布し、７５０℃から８５０℃の温度で焼き付け処理を行い，セラミック焼結体の外側面に一対の外部電極を形成した。これにより，図１に示したものと同様の積層セラミック電子部品の試料を得た。

次に，このようにして得られた積層セラミック電子部品について，市販のＬＣＲメータを用い，直流電界を印加していない状態において、２５℃及び２００℃の各々において比誘電率を測定した。また、同じＬＣＲメータに直流電界発生装置を接続し、この直流電界発生装置によって積層セラミック電子部品に４０ｋＶ／ｃｍの電界を印加し，この電界を印加した状態において２００℃での比誘電率を測定した。これらの測定結果から、上述した式２に従って，４０ｋＶ／ｃｍの直流電界の印加による誘電率の変化を算定した。これらの測定結果を表４にまとめた。表４に示す測定結果から、上述の積層セラミックコンデンサは、実施例１における試料番号３の試料と同等の絶縁抵抗及び比誘電率を有することが確認できた。このように、実施例１において，直流電界の印加による比誘電率の低下が抑制されるとともに，高い比誘電率及び高い絶縁抵抗を有することが確認されたセラミック組成物を用いることにより，当該セラミック組成物の優れた電気的特性（特に比誘電率及び絶縁抵抗）を有する積層セラミックコンデンサを作製できることが確認できた。

実施例３
実施例１においては、主成分が組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３においてｘ＝０．５、ｙ＝１を満たす場合（つまり、主成分がＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３で表される場合）における当該主成分に対するＬｉの弗化リチウム（ＬｉＦ）の添加量を決定すべく、主成分に対するＬｉＦの添加量が異なる複数の試料を作製し、その特性を評価した。

まず、Ｎａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３の出発材料として、Ｋ_２ＣＯ_３、Ｎａ_２ＣＯ_３、Ｎｂ_２Ｏ_５、Ｔａ_２Ｏ_５を準備し、各材料を２００℃程度の温度で充分に乾燥させた。次に、乾燥させた出発材料の各々を、組成がＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３となるように（つまり、ｘ＝０．５、ｙ＝１．０となるように）秤量した。次に、秤量された各出発材料を、ボールミルを用い、エタノール溶媒下で２４時間湿式混合した。そして、この混合物を乾燥した後、９００℃で３時間仮焼して仮焼物を得た。次に、この仮焼物をボールミルで粉砕し、仮焼物の粉末を得た。次に、得られた仮焼物の粉末１００モルに対して表５に示した量のＬｉＦをそれぞれ添加し、ボールミルを用いてエタノール溶媒下で２４時間湿式混合した。次に、この混合物を乾燥させて、ＬｉＦの添加量が異なる６種類のセラミック粉末を得た。

次に、これらの６種類のセラミック粉末を、一軸プレス機を用いて、直径約１０ｍｍ、厚み約０．５ｍｍの円板形状に整形し、円板形状の圧粉体を得た。次に、この圧粉体の各々の表面に、Ｎｉを主成分とする導電性ペーストを塗布した。次に、これらの導電性ペーストが塗布された圧粉体を、１．０×１０^−４〜１．０×１０^−１４ａｔｍの酸素分圧を有する還元性雰囲気で９５０℃〜１２００℃の温度で２時間焼成し、円板形状の焼結体を得た。このようにして得られた円板形状の焼結体の両側面に、スパッタ法により白金の電極を形成した。この白金の電極は、焼結体の表面に形成された導電性ペーストと電気的に接続されるように形成した。

このようにして作成した６種類の試料（表５に試料１〜試料６として示す）について、ピコアンペアメータ（Hewlett-Packard社製、製品名「4140B」）を用いて外部電極間の直流電圧−電流特性を測定し、この測定値に基づいて、室温（２５℃）における絶縁抵抗率の対数ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）を算出した。また、ＬＣＲメータ（Agilent Model社製、製品名「4284A」）を用い、室温における信号周波数１ｋＨｚの誘電率（ε_ｓ）および誘電損失（ｔａｎδ）を算出した。また、各試料に１５０℃のシリコーンオイルバス中で３ｋＶ／ｍｍの電界を１５分間印加し、分極処理を行った。分極後の特性変動の影響を避けるため、分極処理を行った各試料を４８時間以上静置した後、ｄ_３３メータAcademia Sinica社製、製品名「ZJ-2」）を用いて、分極処理された各試料の３３方向への圧電特性ｄ_３３（ｐＣ／Ｎ）を測定した。これらの測定結果を表５に示す。試料１及び試料６は、本発明の範囲外であることを明確にするため、表５中の試料番号に※を付した。

表５に示されているとおり、ＬｉＦが添加されていない試料１においては、その誘電損失が３７％と大きく、絶縁抵抗率の対数ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）が５．２と小さかった。また、分極時には３ｋＶ／ｍｍ以下の電界で絶縁破壊が起こり、分極処理を行うことができなかった。このように、ＬｉＦを添加しないＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３組成物は、誘電損失が大きいためコンデンサとしての性能が劣っており、分極処理の過程で絶縁破壊が起こってしまうことから圧電セラミック電子部品として利用することができない。

試料２は、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対してＬｉＦを０．１モル添加して作製した試料である。つまり、試料２のセラミック組成物は、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対してＬｉ及びＦをＬｉＦを０．１モル含む。表５に示すとおり、試料２は、絶縁抵抗率の対数ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）が７．５であり、試料１と比較して高い絶縁抵抗率を有することが確認された。また、試料２のｄ_３３は４０ｐＣ／Ｎであり、良好な圧電特性を示すことが確認された。

試料３、試料４、試料５は、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対してＬｉＦをそれぞれ３．０モル、５．０モル、１０．０モル添加して作製した試料である。試料３〜試料５は、絶縁抵抗率の対数であるｌｏｇ（Ω・ｃｍ）がいずれも９．０以上であり、ＬｉＦ未添加の試料１と比較して高い絶縁抵抗率を有することが確認できた。試料３、試料４、試料５のｄ_３３は、それぞれ９９ｐＣ／Ｎ、１３８ｐＣ／Ｎ、８５ｐＣ／Ｎであり、良好な圧電特性を有することが確認できた。特に、試料４のｄ_３３は、１３８ｐＣ／Ｎであり、ＰＺＴを主成分とする圧電セラミック電子部品と同等の圧電特性を有することが確認できた。

試料６は、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対してＬｉＦを１５．０モル添加して作製した試料である。試料６は、緻密に焼結しなかったので、セラミック電子部品として利用することができない。

以上の結果から、Ｎａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３組成物は、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対して０．１モルから１０．０モルのＬｉＦを添加した場合（主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対してＬｉＦ換算で０．１モルから１０．０モルのＬｉ及びＦを含有させた場合）に、ＬｉＦを添加しない場合よりも良好な絶縁抵抗率を有することが確認できた。この絶縁抵抗率の改善は、上述のように、主成分のＮａ及び／又はＫの欠損をＬｉで置換し、Ｎｂ及び／又はＴａの一部を置換したＬｉがアクセプタとして機能し、Ｏの欠陥をＦが補完することで実現される。したがって、組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３で表される主成分がｘ＝０．５、ｙ＝１．０の関係を満たす場合のみならず、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ≦１．０の範囲に亘って絶縁抵抗率を改善することができる。

また、試料４の誘電率の温度依存性をＬＣＲメータを用いて測定した。測定周波数は１ｋＨｚとした。図２は、試料４の誘電率の温度依存性の測定結果と、ＬｉＦを添加せず大気雰囲気で焼成したＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３組成物の誘電率の温度依存性の測定結果とを示す。図２において、試料４の誘電率の温度依存性を表すグラフはSample 1で表され、ＬｉＦを添加せず大気雰囲気で焼成したＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３組成物の誘電率の温度依存性を表すグラフはSample 2で表されている。図示のとおり、試料４は、大気雰囲気で焼成したＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３組成物と比較して高いキュリー温度を有し、圧電性セラミック組成物として好ましい特性を有することが確認できた。このように、主成分であるＮａ_０．５Ｋ_０．５ＮｂＯ_３１００モルに対して５．０モルのＬｉＦを添加したセラミック組成物が圧電性セラミック組成物として特に優れた特性を有することが確認された。

実施例４
実施例２においては、一般式Ｎａ_ｘＫ_１−ｘＮｂ_ｙＴａ_１−ｙＯ_３表される主成分１００モルに、ＬｉＦを５．０モル添加した試料を作製し、作製した各試料の特性を評価した。表６は、作製した試料（試料７〜試料１６）の成分組成を示す。試料７及び試料８は本発明の範囲外であるため、表６中の試料番号に※を付した。

実施例１と同様の方法で、表６に示す組成を有するセラミック焼結体の試料７〜試料１６を作製した。そして、試料７〜試料１６の各々について、実施例１と同様の方法で、誘電率（ε_ｓ）、誘電損失（ｔａｎδ）、絶縁抵抗率の対数ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）、及び３３方向の圧電特性（ｄ_３３）を評価した。各試料についての評価結果を表７に示す。

表７に示すとおり、いずれの試料においても、９．５以上の高い絶縁抵抗率の対数ｌｏｇ（Ω・ｃｍ）が得られた。試料７及び試料８は、Ｔａを大量に含んでいるため、室温で常誘電体となり、ｄ_３３を測定することができなかった。また、試料７の誘電率ε_ｓは６２０、試料８の誘電率ε_ｓは８９０といずれも低いため、積層コンデンサとしての利用も困難であることが確認された。

試料９は、分極処理を施しても圧電活性とならなかったため、試料９も室温にて常誘電体であり、圧電セラミック電子部品には適さないことが確認された。一方、資料９の誘電率ε_ｓは１５６０と大きいため、セラミックスコンデンサ等の誘電性セラミック電子部品として有用である。

試料１０及び試料１１の絶縁抵抗率の対数であるｌｏｇ（Ω・ｃｍ）は、それぞれ１０．６、１０．１であり、試料１０及び試料１１はいずれも高い絶縁抵抗率を有することが確認された。また、試料１０及び試料１１のｄ_３３は、それぞれ８３ｐＣ／Ｎ、９１ｐＣ／Ｎであり、試料１０及び試料１１はいずれも高いｄ_３３を有することが確認された。このように、試料１０及び試料１１はいずれも圧電性セラミック電子部品として優れた特性を有している。

表７に示すとおり、試料１２〜試料１５は、いずれも９．０以上の高い絶縁抵抗率を有している。また、試料１２〜試料１５はいずれも１０００以上の高い誘電率εｓを有しているので、試料１２〜試料１５はいずれも、セラミックスコンデンサ等の誘電性セラミック電子部品としても用いることができる。

試料１６は、ｘ＝１．０、ｙ＝１．０を満たす組成物Ｎａ_ｘＫ_１−ｘＮｂ_ｙＴａ_１−ｙＯ_３、すなわちＮａＮｂＯ_３と表される組成物を主成分とする。ＮａＮｂＯ_３単体は反強誘電体であるため圧電活性を有しないが、ＬｉＦを含有させることにより、表７に示すようにｄ_３３が４６ｐＣ／Ｎとなり、圧電活性を有するようになった。この圧電活性は、ＮａＮｂＯ_３にＬｉが固溶することにより得られると考えられる。また、表３に示すとおり、試料１６の誘電率ε_ｓは１２０であるから、試料１６の３３方向の圧電出力定数（ｇ_３３）を算出すると４３．３×１０^−３（Ｖ／ｍ）となる。このように、試料１６は高い出力定数を有するので、圧電性セラミック電子部品として有用である。

１０１：圧電セラミック層
１０２：内部電極
１０３：外部電極
２００：セラミック粒子
２０１：コア
２０２：傾斜組成層
２０３：シェル

Claims (7)

1. 反強誘電体から成るコアと、
   強誘電体又は常誘電体から成り、前記コアを取り囲むシェルと、
   を備えるセラミック粒子を含むセラミック組成物。
2. 前記セラミック粒子が，組成式（Ｎａ_ｘＫ_１−ｘ）（Ｎｂ_ｙＴａ_１−ｙ）Ｏ_３（ただし、０≦ｘ≦１．０、０．３＜ｙ≦１．０）で表される主成分１００モルに対して、Ｌｉ及びＦをＬｉＦ換算でそれぞれ０．１モルから１０．０モルの範囲で含む、
   請求項１に記載のセラミック組成物。
3. 前記コアが、ＮａＮｂＯ_３を主成分とする、請求項１に記載のセラミック組成物。
4. 前記シェルにおけるＴａの含有比率が前記コアにおけるＴａの含有比率よりも高い，請求項１に記載のセラミック組成物。
5. 請求項１に記載のセラミック組成物から成る少なくとも一つのセラミック層と、前記セラミック層の両主面に設けられた一組の内部電極層と、を備える積層体と、
   前記積層体の表面に設けられ、前記一組の内部電極層と接続された外部電極と、
   を備え、
   前記一組の内部電極は卑金属から成る積層セラミック電子部品。
6. 前記内部電極が、Ｎｉ又はＣｕの少なくとも一つを含む請求項５に記載の積層セラミック電子部品。
7. 前記外部電極が、少なくとも、Ａｇ、Ｎｉ、Ｃｕから成る群より選択される少なくとも一つの金属を含む請求項５に記載の積層セラミック電子部品。