JP5550123B2 - 圧電セラミックス及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、タングステンブロンズ構造の多結晶からなる圧電セラミックス及びその製造方法に関する。

圧電セラミックスは、圧電素子として用いられる。圧電素子は、機械エネルギを電気エネルギに変換可能な圧電効果を応用してセンサ素子や発電素子などとして用いられる。また、圧電素子は、電気エネルギを機械エネルギに変換可能な逆圧電効果を応用して振動子や発音体やアクチュエータや超音波モータなどとして用いられる。さらに、圧電素子は、圧電効果と逆圧電効果とを組み合わせ、回路素子や振動制御素子などとして用いられる。

Ｐｂ（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ_３−ＰｂＴｉＯ_３の組成式で表されるＰＺＴ材料や（Ｐｂ，Ｌａ）（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ_３−ＰｂＴｉＯ_３の組成式で表されるＰＬＺＴ材料が高性能の圧電セラミックスとして広く知られている。しかし、これらの圧電セラミックスはいずれも人体に有害なＰｂを含む。

Ｐｂを含まない非鉛系圧電セラミックスの中で比較的良好な性能を有するものとして、タングステンブロンズ構造のものが知られている（引用文献１〜６参照）。特許文献１〜５では非鉛系圧電セラミックスの組成について検討されており、特許文献６では非鉛系圧電セラミックスの結晶配向性について検討されている。

特開平１１−２４０７５９号公報 特開平１１−２７８９３２号公報 特開２０００−１６９２２９号公報 特開平１０―２９７９６９号公報 特開２０１２−０３６０３６号公報 特開２０１０―０８７３８０号公報

上記のように、圧電素子の用途は多岐にわたっている。これに伴い、圧電素子は様々な環境で用いられるようになってきている。したがって、圧電セラミックスは、室温を含むより広い温度範囲で安定した特性を有することが求められる。

また、圧電素子は、様々な駆動に対応可能なように、使用可能な振動速度の範囲が広いことが望ましい。特に、近年では、超音波モータや圧電トランスデューサーなどの用途において、ハイパワー駆動が可能な圧電素子が求められている。そのため、圧電素子は、より高い振動速度で使用可能であることが望ましい。

そこで、本発明は、温度特性に優れ、かつ、ハイパワー駆動が可能な圧電セラミックス及びその製造方法を提供することを目的とする。すなわち、安定して効率的に駆動できる圧電セラミックス及びその製造方法を提供できる。

上記目的を達成するため、本発明の一形態に係る圧電セラミックスは、１００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶のｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上である。

また、本発明の一形態に係る圧電セラミックスは、１００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶の強弾性相転移温度が５０℃以上である。

また、本発明の一形態に係る圧電セラミックスの製造方法は、（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１である。）の組成式で表されるタングステンブロンズ構造の結晶からなる粉末に、当該粉末１００モルに対してαモル（１＜α＜８）の割合でＳｉＯ_２粉末が混合してなる混合粉末が作製される。
上記混合粉末は、磁場を印加することにより上記結晶に配向性が付与された成形体とされる。
上記成形体は、焼結させられることにより、上記結晶におけるｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上の焼結体とされる。

本発明の一実施形態に係る圧電セラミックスの微細組織のＳＥＭ画像（ａ）と本発明の比較例に係るセラミックスの微細組織のＳＥＭ画像（ｂ）である。 図１（ａ）に示した圧電セラミックスの製造プロセスの概略構成を示したフローチャートである。 図１（ａ）に示した圧電セラミックスの製造過程を示した模式図である。 本発明の比較例に係る圧電セラミックスの製造過程を示した模式図である。 本発明の比較例に係る圧電セラミックスの製造過程を示した模式図である。 強弾性相転移温度の配向度に対する依存性を示したグラフである。 Δｄ及びΔｋの配向度に対する依存性を示したグラフである。 サンプル温度の振動速度に対する依存性を示したグラフである。 サンプルの温度上昇量の配向度に対する依存性を示したグラフである。 最大振動速度の配向度に対する依存性を示したグラフである。 機械的品質係数Ｑの振動速度に対する依存性を示したグラフである。 機械的品質係数Ｑの配向度に対する依存性を示したグラフである。 共振周波数の変化率の振動速度に対する依存性を示したグラフである。 最大振動速度時における共振周波数の配向度の振動速度に対する依存性を示したグラフである。

本発明の一実施形態に係る圧電セラミックスは、１００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶のｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上である。

また、本発明の一実施形態に係る圧電セラミックスは、１００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶の強弾性相転移温度が５０℃以上である。

この圧電セラミックスは、温度特性に優れ、かつ、ハイパワー駆動が可能である。

上記圧電セラミックスにおいて、―４０℃以上１５０℃以下における圧電定数ｄ_３１は、２５℃における値に対する変化率が４０％以下であってもよい。また、上記圧電セラミックスにおいて、―４０℃以上１５０℃以下における電気機械係数ｋ_３１は、２５℃における値に対する変化率が７０％以下であってもよい。また、上記圧電セラミックスは、―４０℃以上１５０℃以下における圧電定数ｄ_３３の、２５℃における値に対する変化率が６０％以下であってもよい。また、上記圧電セラミックスは、―４０℃以上１５０℃以下における電気機械係数ｋ_３３の、２５℃における値に対する変化率が３０％以下であってもよい。
この圧電セラミックスは温度特性に優れる。

上記圧電セラミックスは、振動速度が０．６２ｍ／ｓに達するまでの最大温度上昇量が８℃以下であってもよい。また、上記圧電セラミックスは、最大振動速度が１．６ｍ／ｓ以上であってもよい。また、上記圧電セラミックスは、駆動可能な振動速度の範囲内において機械的品質係数Ｑの変化率が８％以下であってもよい。また、上記圧電セラミックスは、駆動可能な振動速度の範囲内において共振周波数の最大値と最小値の差が最小値に対して０．０８％以下であってもよい。
この圧電セラミックスはハイパワー駆動が可能である。なお、「振動速度」には「共振周波数における振動速度の実効値」を用い、その単位（ｍ／ｓ ｒｍｓ）を便宜上（ｍ／ｓ）と示すこととする。

本発明の一実施形態に係る圧電セラミックスの製造方法は、（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１である。）の組成式で表されるタングステンブロンズ構造の結晶からなる粉末に、当該粉末１００モルに対してαモル（１＜α＜８）の割合でＳｉＯ_２粉末が混合してなる混合粉末が作製される。
上記混合粉末は、磁場を印加することにより上記結晶に配向性が付与された成形体とされる。
上記成形体は、焼結させられることにより、上記結晶におけるｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上の焼結体とされる。
この製造方法によれば、温度特性に優れ、かつ、ハイパワー駆動が可能な圧電セラミックスを提供可能である。

以下、図面を参照しながら、本発明の一実施形態を説明する。

［組成の検討］
本実施形態に係る非鉛系圧電セラミックスは、１００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表される。この圧電セラミックスは、タングステンブロンズ構造である（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５の多結晶相（以下、「タングステンブロンズ相」という。）に対し、ＳｉＯ_２相が均一に分散した構成を有している。

本実施形態では、第１に、タングステンブロンズ相以外の結晶相（以下、「不純物相」という。）の生成を抑制することにより、不純物相の生成による圧電特性の低下を防止する。また、第２に、タングステンブロンズ相にＳｉＯ_２粉末を均一に分散させることにより、タングステンブロンズ相の結晶粒の成長を抑制する。これらを念頭に、圧電セラミックスの最適な組成を検討した。

（ａ）タングステンブロンズ相
本実施形態ではタングステンブロンズ相の組成式を（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５とし、ｘ、ｙ、ｚの条件を、それぞれ０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１とした。

タングステンブロンズ相単相とは、セラミックスにタングステンブロンズ相に不純物相が含まれていない状態をいう。タングステンブロンズ相単相であるか否かの判断には、ＸＲＤ（Ｘ‐Ｒａｙ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）法を用いた。具体的には、タングステンブロンズ相のメインピークの強度を１００としたとき、不純物相のメインピークの強度が１未満であるとき、そのセラミックスをタングステンブロンズ相単相であると判断した。換言すると、メインピークの強度が１以上の不純物相が含まれているとき、そのセラミックスを不純物相が含まれているものと判断した。

組成式（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５におけるｘ、ｙ及びｚの条件についての検討結果について説明する。タングステンブロンズ相の代表例としてＳｒ_２ＮａＮｂ_５Ｏ_１５がある。本実施形態の技術では、Ｓｒの一部をＣａで置換、Ｎｂサイトの一部をＭｎで置換した組成を採用している。

まず、Ｎｂに対するＭｎによる置換量であるｚの条件についての検討結果について説明する。ｚ＝０として得られたＭｎを含まないセラミックスは、十分な絶縁性が得られず、圧電素子として使用することが困難であった。一方、Ｍｎが微量でも含まれるセラミックスでは、十分な絶縁性が得られた。

また、ｚ＜０．１として得られたセラミックスはタングステンブロンズ相単相であった。一方、ｚ≧０．１として得られたセラミックスには、タングステンブロンズ相とは異なる構造のＭｎ含有酸化物やＳｒ_０．２５Ｎａ_０．５ＮｂＯ_３などの不純物相が含まれていた。したがって、本実施形態では、ｚの条件を０＜ｚ＜０．１とした。

次に、（Ｓｒ，Ｃａ）とＮａとの比率を調整するためのｙの条件についての検討結果について説明する。なお、本検討において、ｚの条件は０＜ｚ＜０．１とした。ｙ≦０．１又はｙ≧０．６として得られたセラミックスは、そのＮｂサイトにおけるＭｎの量とは無関係に、Ｓｒ_０．２５Ｎａ_０．５ＮｂＯ_３に代表される不純物相を含んでいた。このセラミックスは、分極することができず、圧電素子に用いることが困難である。

一方、０．１＜ｙ＜０．６として得られたセラミックスはタングステンブロンズ相単相であった。このセラミックスは分極することができた。したがって、本実施形態では、ｙの条件を０．１＜ｙ＜０．６とした。

なお、Ｓｒに対するＣａの置換量であるｘの条件については、特許文献５に記載された技術などに倣うとともに、上記のｙの条件及びｚの条件においてその妥当性を検証することにより、本実施形態では０≦ｘ＜０．３とした。

（ｂ）ＳｉＯ_２相
本実施形態では、（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５（０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１）のタングステンブロンズ相１００モルに対してＳｉＯ_２粉末をαモル添加する。本実施形態では、αの条件を１＜α＜８とした。

図１（ａ）は、１＜α＜８として得られたセラミックスの微細組織のＳＥＭ（Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）画像である。１＜α＜８として得られたセラミックスは、結晶粒の大きさが均一であり、粗大化した結晶粒は観察されなかった。これは、このセラミックスの焼結時に、タングステンブロンズ構造の結晶粒の粒界（三重点を含む。）にＳｉＯ_２の粒子が入り込み、結晶粒の成長が抑制された結果である。なお、ここで粗大化結晶粒とは、１５μｍ以上の結晶粒を呼ぶものと定義することとする。図１（ｃ）に示す多結晶組織における結晶粒の平均粒径は、３μｍ以上５μｍ以下の範囲内であり、１５μｍ以上の粒子は含まなかった。また、このセラミックスには、ＳｉＯ_２相以外の不純物相は見られなかった。

図１（ｂ）はα＜１として得られたセラミックスの微細組織のＳＥＭ画像である。α＜１として得られたセラミックスは、タングステンブロンズ相の結晶粒の大きさが不均一であり、粗大化した結晶粒が生成されていることがわかった。また、これに起因して、クラックが発生するものが多く見られた。

さらに、α＞８として得られたセラミックスの微細組織をＳＥＭによって観察したが、タングステンブロンズ相以外の粗大化した結晶粒が多く見られた。これは、ＳｉＯ_２の量が過剰であることによりＳｉの凝集や偏析が生じ、セラミックスの融点が下降し、焼結時に組織が部分的に溶融したためであると考えられる。そのため、当該条件で得られたセラミックスを圧電セラミックスとして用いることは困難である。

したがって、本実施形態では、αの条件を１＜α＜８とした。

なお、本実施形態では、タングステンブロンズ相の組成式を（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５と表記しているが、実際にはＢサイトのＮｂをＭｎで置換することにより酸素量の欠損が生じる。この酸素量の欠損を考慮したタングステンブロンズ相の組成式は（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_{１５―２ｚ}となる。

しかし、一般的に、タングステンブロンズ相においては、酸素量が組成式どおりになるとは限らず、酸素量における組成式の量からの多少の増減が発生することが知られている。したがって、本実施形態におけるタングステンブロンズ相の組成式の酸素量は厳密な値ではなく、ｘ、ｙ、ｚ、αの値が上記の条件を満足していればよいものとする。

［製造プロセスの概略構成］
図２は本実施形態に係る圧電セラミックスの製造プロセスの概略構成を示したフローチャートである。以下に、図２を参照して本実施形態に係る圧電セラミックスの製造プロセスの概略構成について説明するが、セラミックスの製造プロセスに一般的に用いられる構成と共通する部分ついてはその説明を適宜省略し、本技術特有の構成については後に詳述する。

まず、秤量工程を行う（Ｓ１）。秤量工程では、原料粉末にはＳｒＣＯ_３、ＣａＣＯ_３、Ｎａ_２ＣＯ_３、Ｎｂ_２Ｏ_５及びＭｎＣＯ_３を用い、金属元素が化学量論で目的とする組成式の比率になるように行う。次に、秤量した原料粉末の混合工程を行う（Ｓ２）。混合工程では、円柱状のポットに原料粉末とアルコールを封入し、ボールミル法により２４時間処理した。次に、混合工程後の原料粉末の乾燥工程を行う（Ｓ３）。乾燥工程では、ドライオーブン等を用いてアルコールを蒸発させた。これにより、原料粉末が均一に混合された混合粉末が得られる。

次に、混合粉末を反応させるための仮焼成工程を行う（Ｓ４）。仮焼成工程では、混合粉末をるつぼ内に入れ、大気中で、１１７０℃以上１２１０℃以下の温度条件において２時間以上１２時間以下保持する加熱処理を行った。仮焼成工程後の粉末は、るつぼ内で粉末同士が部分的に固着する。そのため、仮焼成工程後の粉末の粉砕工程を行う（Ｓ５）。粉砕工程には、上記混合工程（Ｓ２）と同様にアルコール中におけるボールミル法を用いた。その後、上記乾燥工程（Ｓ３）と同様にドライオーブン等を用いて乾燥工程を行う（Ｓ６）。これにより、仮焼成粉末が得られる。

次に、仮焼成粉末にＰＶＡ（ｐｏｌｙｖｉｎｙｌ ａｌｃｏｈｏｌ）等のバインダを加えるバインダ混合工程を行う（Ｓ７）。このとき、ＳｉＯ_２粉末を添加する。仮焼成粉末にＳｉＯ_２粉末及びバインダを均一に混合させた後、ふるい等を用いて造粒を行い造粒粉末が得られる。造粒粉末を、一軸加圧法により、円板状に成形する成形工程を行う（Ｓ８）。次に、得られた成形体を３５０℃以上４５０℃以下の温度条件において加熱してバインダを除去するバインダ除去工程を行う（Ｓ９）。そして、焼結（本焼成）工程を行う（Ｓ１０）。焼結工程では、大気中で、１２００℃以上１２４０℃以下の温度条件において２時間保持する加熱処理を行った。

以上の各工程を経て本実施形態に係る圧電セラミックスが完成する。

［結晶配向］
タングステンブロンズ構造は、結晶異方性があることが知られている。本実施形態に係る圧電セラミックスでは、タングステンブロンズ相がｃ軸配向している。

（ｃ軸配向プロセス）
本実施形態に係る圧電セラミックスの製造プロセスには、タングステンブロンズ相をｃ軸配向させるためのプロセスを含む。具体的には、以下の方法によりタングステンブロンズ相をｃ軸配向させる。

（ａ）強磁場法
本実施形態で採用する強磁場法は、誘電セラミックスや圧電セラミックスの有する微弱な磁気異方性を利用し、セラミックスの結晶粒を配向させる（結晶粒の向きを揃える）一般的な方法である。当該方法は、図２に示す製造プロセスにおけるバインダ混合工程（Ｓ７）、成形工程（Ｓ８）、に関わる。

まず、乾燥工程（Ｓ６）後の仮焼成粉末にＳｉＯ_２粉末と、ＰＶＡや分散剤を加え、純水を用いてボールミル法により湿式混合を行い、仮焼成粉末のスラリーを作製する。このスラリーをテフロン（登録商標）容器中に流し込み１０テスラの回転磁場中で１５℃以上２５℃以下の温度条件で乾燥させることにより鋳込み成型（スリップキャスト）を行う。これにより、厚さ５ｍｍ〜１０ｍｍの成形体が得られる。その後、脱バインダ工程（Ｓ９）、焼結工程（Ｓ１０）を行う。

図３は、本実施形態における、（ａ）仮焼成粉末のスラリー、（ｂ）鋳込み成型中の仮焼成粉末、（ｃ）焼結工程後の圧電セラミックスを示した模式図である。

図３では、上下方向をテフロン（登録商標）容器の深さ方向としている。つまり、図３における上下方向が圧電セラミックスの厚さ方向である。また、図３（ｂ）における回転磁場は、テフロン（登録商標）容器の深さ方向に直交するブロック矢印の方向の磁場を印加するとともに、テフロン（登録商標）容器にその深さ方向に直交する面に沿った回転を付与することにより形成した。

図３（ａ）に示すように仮焼成粉末のスラリーでは、タングステンブロンズ相（Ｍ）とＳｉＯ_２相（Ｓ）とが均一に分散している。図３（ｂ）に示すように回転磁場中のタングステンブロンズ相（Ｍ）は磁場方向に直交する方向にｃ軸が向くように移動する。ＳｉＯ_２相（Ｓ）は磁性を持たないため、タングステンブロンズ相（Ｍ）に均一に分散している。図３（ｃ）に示すように焼結工程後には、タングステンブロンズ相（Ｍ）の結晶粒がやや成長するとともに、緻密なタングステンブロンズ相（Ｍ）の多結晶体である圧電セラミックスが得られる。

図４は、本実施形態の比較例における、（ａ）仮焼成粉末のスラリー、（ｂ）回転磁場中の仮焼成粉末、（ｃ）焼結工程後の圧電セラミックスを示した模式図である。本比較例では、ＳｉＯ_２相（Ｓ）を含まない。

図４（ａ）に示す仮焼成粉末のスラリーでは、ＳｉＯ_２相（Ｓ）が添加されておらず、タングステンブロンズ相（Ｍ）が均一に分散している。図４（ｂ）に示すように回転磁場中のタングステンブロンズ相（Ｍ）は磁場方向に直交する方向にｃ軸が向くように移動する。図４（ｃ）に示すように焼結工程後には、タングステンブロンズ相（Ｍ）の結晶粒の成長が進み、結晶粒が粗大化する。

一般的に、配向性セラミックスでは、焼結時にその配向方向に結晶粒が成長しやすい。しかし、本実施形態では、図３（ｃ）に示すように、タングステンブロンズ相（Ｍ）の粒界にＳｉＯ_２相（Ｓ）が分散されている。これにより、本実施形態に係る圧電セラミックスでは、タングステンブロンズ相の結晶粒の粗大化を防止することができるため、緻密な組織が得られる。

図５は、本実施形態の比較例における、（ａ）仮焼成粉末のスラリー、（ｂ）回転磁場中の仮焼成粉末、（ｃ）焼結工程後の圧電セラミックスを示した模式図である。本比較例では、Ｍｎ酸化物を主成分とする不純物相（Ｆ）を含む。

図５（ａ）に示すスラリーでは、Ｍｎ酸化物を主成分とする不純物相（Ｆ）が含まれ、タングステンブロンズ相（Ｍ）と不純物相（Ｆ）とが均一に分散している。図５（ｂ）に示すように回転磁場中のタングステンブロンズ相（Ｍ）は磁場方向に直交する方向にｃ軸が向くように移動する。一方、Ｍｎは、磁性を持つため、不純物相（Ｆ）が磁場方向に移動する。より詳細には、回転するテフロン（登録商標）容器中のスラリーでは、その外周に向けて不純物相（Ｆ）の濃度が高くなる。そのため、図５（ｃ）に示すように焼結工程後にも、不純物相（Ｆ）が偏析している。

図５（ｃ）に示す焼結後のセラミックスの中心部と外周部とのＭｎ元素の濃度差についてＥＤＳ（Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）分析を行った。その結果、このセラミックスのＭｎ元素の濃度は、外周部の方が中心部よりも４０％以上高かった。これにより、このセラミックスではＭｎ含有酸化物を主成分とする不純物相（Ｆ）が偏析していることが確認された。

本実施形態では、（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂＯ_１５の組成に対してＭｎを添加すると、Ｍｎ含有酸化物を主成分とする不純物相（Ｆ）が生成されやすいことを見出した。

そこで、本実施形態では、Ｍｎを添加するのではなく、タングステンブロンズ相のＢサイトを（Ｎｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚ）とし、ＮｂをＭｎで置換することによりＭｎがタングステンブロンズ相のＢサイトが入るようにしている。そのため、本実施形態では、Ｍｎ酸化物を主成分とする不純物相（Ｆ）の生成が抑制される。具体的には、ＸＲＤ法にて、タングステンブロンズ相のメインピークの反射強度を１００としたとき、Ｍｎ酸化物のメインピークの反射強度が１未満である。なお、Ｍｎ酸化物としては、例えば、ＭｎＯ，Ｍｎ_２Ｏ_３，Ｍｎ_３Ｏ_４が挙げられる。これにより、本実施形態に係る圧電セラミックスでは、強磁場法を用いても均一な組織が得られる。

なお、タングステンブロンズ相のｃ軸の配向度は、磁場の強度や、磁場印加中の温度条件などによって制御可能である。

（ｂ）塑性加工法
タングステンブロンズ相の結晶異方性を利用した塑性加工法によっても、タングステンブロンズ相をｃ軸配向させることが可能である。そのような塑性加工法としては、例えば、ホットフォージ法や押出し法が挙げられる。

ホットフォージ法では、例えば、図２の焼結工程（Ｓ１０）における加熱中に、成形体を一軸加圧により加圧方向に変形させる。これにより、タングステンブロンズ相のｃ軸が加圧方向に直交する方向を向く。これにより、タングステンブロンズ相がｃ軸配向するとともに圧電セラミックスが焼結する。

押出し法では、例えば、図２の焼結工程（Ｓ１０）における加熱中に、成形体を押圧して、成形体より小さい径の開口部から押し出す。これにより、タングステンブロンズ相のｃ軸が押出し方向を向く。これにより、タングステンブロンズ相がｃ軸配向するとともに圧電セラミックスが焼結する。

（配向度の評価）
本実施形態に係る圧電セラミックスでは、タングステンブロンズ相のｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターｆで６０％以上である。ロットゲーリングファクターｆはロットゲーリング法によって算出される値である。ロットゲーリング法は、ＸＲＤ法における反射強度データ（スペクトル）を用いて配向度を評価する方法である。ｃ軸配向セラミックスを評価する場合には、ｃ軸に直交する全ての面（００ｌ）における反射強度の合計を評価する。

ロットゲーリング法によってｃ軸配向セラミックスの配向度を評価するためには、無配向セラミックスの反射強度データと、ｃ軸配向セラミックスの反射強度データと、が必要である。

まず、無配向セラミックスの反射強度データから得られる全ての面における反射強度Ｉ_０（ｈｋｌ）の合計ΣＩ_０（ｈｋｌ）と、（００ｌ）面における反射強度Ｉ_０（００ｌ）の合計ΣＩ_０（００ｌ）と、を用いて、以下の式（１）によりＰ_０を算出する。
Ｐ_０＝ΣＩ_０（００ｌ）／ΣＩ_０（ｈｋｌ） …（１）

次に、ｃ軸配向セラミックスの反射強度データから得られる全ての面における反射強度Ｉ（ｈｋｌ）の合計ΣＩ（ｈｋｌ）と、（００ｌ）面における反射強度Ｉ（００ｌ）の合計ΣＩ（００ｌ）と、を用いて、以下の式（２）によりＰを算出する。
Ｐ＝ΣＩ（００ｌ）／ΣＩ（ｈｋｌ） …（２）

上記のＰ_０及びＰを用いると、ｃ軸配向セラミックスのｃ軸の配向度であるロッドゲーリングファクターｆを以下の式（３）により算出することができる。
ｆ＝１００×（Ｐ−Ｐ_０）／（１−Ｐ_０） …（３）

（配向度と強弾性転移温度の相関関係）
各セラミックスの強弾性相転移温度は、その誘電率の温度特性によって評価した。誘電率の温度特性の評価には後述のインピーダンスアナライザーを用い、周波数の条件を１ｋＨｚとした。詳細には、各セラミックスの誘電率の温度特性は、強弾性相転移温度において変曲点を示し、その温度を強弾性相転移温度とした。なお、強弾性転移温度は、誘電率の温度特性によらずとも、示差走査熱量測定などの一般的に用いられる方法によって評価してもよい。これらの場合にも、強弾性転移温度として、誘電率の温度特性による評価と同様の結果が得られる。

図６はタングステンブロンズ相の配向度と強弾性転移温度との相関関係を示したグラフである。一般的なタングステンブロンズ相からなる無配向セラミックスでは、−４０℃〜１０℃においてタングステンブロンズ相が斜方晶系（２ｍｍ）から正方晶系（４ｍｍ）に変化する強弾性相転移が存在することが知られている（Ａｐｐｌ．Ｐｈｙｓ．Ｌｅｔｔ．，８０（５）８３５−８３７，（２００２）参照）。本実施形態では、タングステンブロンズ相の強弾性転移温度がタングステンブロンズ相の配向度に強く依存することを見出した。

具体的には、タングステンブロンズ相の強弾性転移温度が、タングステンブロンズ相の配向度の上昇に伴って直線的に上昇する。さらに、タングステンブロンズ構造の単結晶の強弾性相転移温度は１００℃付近にあることが知られており（Ｍａｔ．Ｒｅｓ．Ｂｕｌｌ．，Ｖｏｌ．２３，Ｐ１４５９−１４６７，（１９９８）参照）、本実施形態におけるタングステンブロンズ相の配向度が９８％の圧電セラミックスの強弾性相転移温度は単結晶に近い値となっていることがわかった。

図６から明らかなように、本実施形態に係る圧電セラミックスのタングステンブロンズ相の配向度と強弾性相転移温度とは一次関数で関連付けられる。したがって、この圧電セラミックスでは、配向度から強弾性相転移温度を算出することができ、反対に強弾性相転移温度から配向度を算出することもできる。

本実施形態に係る圧電セラミックスでは、タングステンブロンズ相の配向度が６０％以上であるとの条件を設定しているが、当該条件はタングステンブロンズ相の強弾性相転移温度が５０℃以上であるとの条件と実質的に等価である。

［圧電特性］
（圧電定数ｄ及び電気機械結合係数ｋの温度特性）
まず、圧電セラミックスの性能の指標として重要な圧電定数ｄと電気機械結合係数ｋについて評価した。圧電定数ｄは機械的効果と電気的効果を結びつける係数である。電気機械結合係数ｋは、電気的と機械的との変換能力を表す係数で、生じた機械的エネルギと与えた電気的エネルギの比の平方根、又はこれとは反対に、生じた電気的エネルギと与えた機械的エネルギの比の平方根で定義される。

圧電特性（圧電定数ｄ及び電気機械結合係数ｋ）を測定するための測定サンプルの作製方法について説明する。

まず、焼結工程（Ｓ１０）後の圧電セラミックスの厚さ方向における対向する二面にそれぞれＡｇペーストを塗布し、Ａｇペーストを８００℃にて焼き付ける。これにより、圧電セラミックスにＡｇ電極が形成される。この圧電セラミックスを１７０℃の絶縁オイル中に浸した状態でＡｇ電極間に４ｋＶ／ｍｍの電界を１５分間印加して分極処理を行った。これにより、分極した圧電セラミックスが得られる。

分極した圧電セラミックスから、２種類の形状のサンプルをダイシングにより切り出した。詳細には、２種類のサンプルとは、角柱状（長さ２ｍｍ×幅２ｍｍ×厚さ５ｍｍ）のサンプル、及び矩形板状（長さ１２ｍｍ×幅３ｍｍ×厚さ１ｍｍ）のサンプルである。なお、各サンプルには、ダイシングにより上記のＡｇ電極が切除されている。そのため、各サンプルには、再度、Ａｇ電極を形成した。詳細には、各サンプルには、その厚さ方向における対向する二面に、それぞれ樹脂Ａｇペーストを塗布し、当該樹脂Ａｇペーストを１５０℃に加熱することにより硬化させ、Ａｇ電極を形成した。

サンプルにおけるタングステンブロンズ相の配向方向は厚さ方向である。サンプルとしては、配向度が０％（無配向）、４０％、５０％、６０％、８０％、９８％のものを作製した。角柱状のサンプルは圧電特性の厚さ方向の縦振動（縦モード）を測定するための共振子であり、矩形板状のサンプルは圧電特性の長さ方向の伸び振動（横モード）を評価するための共振子である。

なお、各サンプルの当該 形状はＪＥＩＴＡ ＥＭ−４５０１に準拠することが好ましく、縦モードの測定に用いるサンプルの形状は円柱状であることが好適であるが、本実施形態では上述したように角柱状にした。サンプルが角柱状である場合とサンプルが円柱状である場合とでは、圧電特性の絶対値に多少の差異が生じるものの、圧電特性の温度変化率には差異が認められない。本実施形態の測定は、圧電特性の絶対値ではなく温度変化率を評価することを目的としているため、本実施形態では縦モードの測定に角柱状のサンプルを用いた。

各サンプルの圧電特性の温度特性は、インピーダンスアナライザー（ＨＰ・４２９４Ａ）を用い、周波数の条件を１ｋＨｚとして測定した。測定温度範囲は―４０℃以上１５０℃以下とし、各温度において測定した共振−反共振周波数、静電容量を用いて、各サンプルの圧電定数ｄ、電気機械結合係数ｋを「ＪＥＩＴＡ ＥＭ−４５０１」に基づいて算出した。

まず、矩形板状のサンプルを用いて圧電定数ｄ_３１及び電気機械結合係数ｋ_３１の温度特性を測定した。ここで、２５℃における圧電定数ｄ_３１及び電気機械結合係数ｋ_３１をそれぞれ圧電定数ｄ_{３１（２５℃）}及び電気機械結合係数ｋ_{３１（２５℃）}と表記することとする。また、―４０℃以上１５０℃以下で測定したときの圧電定数ｄ_３１及び電気機械結合係数ｋ_３１の最大値をそれぞれ圧電定数ｄ_{３１（ＭＡＸ）}及び電気機械結合係数ｋ_{３１（ＭＡＸ）}と表記することとする。このとき、圧電定数ｄ_３１及び電気機械結合係数ｋ_３１の２５℃における値に対する変化率の最大値Δｄ_３１及びΔｋ_３１は以下の式（４）及び式（５）によって表される。

Δｄ_３１＝１００×（ｄ_{３１（ＭＡＸ）}―ｄ_{３１（２５℃）}）／ｄ_{３１（２５℃）} …（４）
Δｋ_３１＝１００×（ｋ_{３１（ＭＡＸ）}―ｋ_{３１（２５℃）}）／ｋ_{３１（２５℃）} …（５）

図７（ａ）はΔｄ_３１及びΔｋ_３１の算出結果を示したグラフである。Δｄ_３１は、無配向サンプルでは２００％と非常に大きく、配向度が９８％の配向サンプルでは１８％と非常に小さかった。また、Δｄ_３１は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて４０％以下に抑えられ、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さくなることがわかった。このことは、配向度が６０％以上のサンプルでは、配向度が６０％未満のサンプルよりも圧電定数ｄ_３１の温度依存性が低く、温度特性が優れていることを示している。

また、Δｋ_３１は、無配向サンプルでは１８７％と非常に大きく、配向度が９８％の配向サンプルでは４８％と小さかった。また、Δｋ_３１は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて７０％以下に抑えられ、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さくなることがわかった。このことは、配向度が６０％以上のサンプルでは、配向度が６０％未満のサンプルよりも電気機械結合係数ｋ_３１の温度依存性が低く、温度特性が優れていることを示している。

次に、角柱状のサンプルを用いて圧電定数ｄ_３３及び電気機械結合係数ｋ_３３の温度特性を測定した。ここで、２５℃における圧電定数ｄ_３３及び電気機械結合係数ｋ_３３をそれぞれ圧電定数ｄ_{３３（２５℃）}及び電気機械結合係数ｋ_{３３（２５℃）}と表記することとする。また、―４０℃以上１５０℃以下で測定したときの圧電定数ｄ_３３及び電気機械結合係数ｋ_３３の最大値をそれぞれ圧電定数ｄ_{３３（ＭＡＸ）}及び電気機械結合係数ｋ_{３３（ＭＡＸ）}と表記することとする。このとき、圧電定数ｄ_３３及び電気機械結合係数ｋ_３３の２５℃における値に対する変化率の最大値Δｄ_３３及びΔｋ_３３は以下の式（６）及び式（７）によって表される。

Δｄ_３３＝１００×（ｄ_{３３（ＭＡＸ）}―ｄ_{３３（２５℃）}）／ｄ_{３３（２５℃）} …（６）
Δｋ_３３＝１００×（ｋ_{３３（ＭＡＸ）}―ｋ_{３３（２５℃）}）／ｋ_{３３（２５℃）} …（７）

図７（ｂ）はΔｄ_３３及びΔｋ_３３の算出結果を示したグラフである。Δｄ_３３は、無配向サンプルでは６４％と大きく、配向度が９８％の配向サンプルでは５５％と小さかった。また、Δｄ_３３は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて６０％以下に抑えられ、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さくなることがわかった。このことは、配向度が６０％以上のサンプルでは、配向度が６０％未満のサンプルよりも圧電定数ｄ_３３の温度依存性が低く、温度特性が優れていることを示している。

また、Δｋ_３３は、無配向サンプルでは５７％と大きく、配向度が９８％の配向サンプルでは２０％と小さかった。また、Δｋ_３３は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて３０％以下に抑えられ、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さくなることがわかった。このことは、配向度が６０％以上のサンプルでは、配向度が６０％未満のサンプルよりも電気機械結合係数ｋ_３３の温度依存性が低く、温度特性が優れていることを示している。

以上のように、本実施形態に係るタングステンブロンズ相の配向度が６０％以上である圧電セラミックスは、圧電定数ｄ及び電気機械結合係数ｋの温度特性が優れていることが確認された。

（ハイパワー駆動特性）
次に、ハイパワー駆動特性を評価した。ハイパワー駆動特性の評価にも、圧電定数ｄ及び電気機械結合係数ｋを評価する際に用いたサンプルと同様の矩形板状（長さ１２ｍｍ×幅３ｍｍ×厚さ１ｍｍ）のサンプルを用いた。なお、サンプルの振動速度には共振周波数における実効値を用い、その単位（ｍ／ｓ ｒｍｓ）を便宜上（ｍ／ｓ）とした。

配向度が０％（無配向）、４０％、５０％、６０％、８０％、９８％のサンプルのハイパワー駆動特性を評価した。ハイパワー駆動特性は連続駆動法で測定した。詳細には、サンプルを等価回路に置き換え、その等価回路定数を算出して評価した。等価回路定数は、振動速度が一定となるように等価回路のモーショナル電流を制御し、サンプル長さ方向の縦一次共振前後にわたって周波数を掃引して動アドミッタンス円を描くことにより算出した。

サンプルの振動速度はレーザドップラー振動計（小野測器・ＬＶ−１３００）を用いて測定し、サンプルの温度はサンプルのコンタクトプローブ（チノー・ＳＣφ０．１５）に仕込んだ熱電対により測定した。また、サンプルは周囲の温度は２９℃とした。詳細には、サンプルをチャンバー内に入れ、当該チャンバー内の温度をヒータとペルチェクーラーとを用いてＰＩＤ制御した。

まず、無配向サンプルでは、制動容量Ｃｄに対して動アドミッタンス円が小さくなり、モーショナル電流を良好に制御できず、ハイパワー特性を測定することができなかった。一方、無配向サンプルを矩形板状から円板状に変更したらハイパワー駆動特性を測定することができた。

矩形板状の無配向サンプルのハイパワー駆動特性を測定できず、円板状の無配向サンプルのハイパワー駆動特性を測定できたことは、矩形板状の無配向サンプルでは、幅方向の拘束により、長さ方向の振動が抑制され、円板状ではそれがないことが原因であると考えられる。

矩形板状の各配向サンプルは、ハイパワー駆動特性を良好に測定することができた。本実施形態では、矩形板状の配向サンプルと円板状の無配向サンプルとを比較するが、矩形板状のサンプルと円板状のサンプルとでは、印加する電界の方向と振動の方向とが直交する横モードであるため、形状は異なるものの両者は近いモードとして捉えることができる。そのため、両サンプルによってハイパワー駆動特性を比較することは妥当である。

図８は、無配向サンプルと配向度が９８％である配向サンプルにおけるサンプル温度の振動速度依存性を示したグラフである。無配向サンプルの最大振動速度は０．６２ｍ／ｓであり、配向サンプルの最大振動速度は１．８４ｍ／ｓであった。このように、配向サンプルは、無配向サンプルより大幅に高い振動速度で駆動可能であることが確認された。さらに、配向サンプルでは、無配向サンプルよりも振動速度によるサンプル温度の上昇が緩やかであることが確認された。

図９は、振動していない状態から振動速度が０．６２ｍ／ｓになるまでの各サンプルの温度上昇量を示したグラフである。温度上昇量は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて８℃以下となり、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さくなることがわかった。このように、本実施形態に係るタングステンブロンズ相の配向度が６０％以上である圧電セラミックスでは、ハイパワー駆動時の温度上昇量が小さくなることがわかった。

図１０は、各サンプルの最大振動速度を示したグラフである。最大振動速度は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて１．６ｍ／ｓ以上となり、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に高くなることがわかった。このように、タングステンブロンズ相の配向度が６０％以上である圧電セラミックスでは、タングステンブロンズ相の配向度が６０％未満である圧電セラミックスに比べて、より高振動速度でのハイパワー駆動が可能であることがわかった。

次に、高振動速度における機械的品質係数Ｑについて評価した。機械的品質係数Ｑは、サンプルが振動する際における機械的な損失量を表す。詳しくは、機械的品質係数Ｑが大きいほどサンプルが振動する際における機械的な損失量が小さいことを意味し、サンプルの機械的品質係数Ｑは大きいほど良好である。一般的に、振動速度が高いほど、サンプルの発熱により機械的な損失量が増加し、機械的品質係数Ｑは低下する傾向がある。

図１１は、無配向サンプルと配向度が９８％である配向サンプルの、機械的品質係数Ｑの振動速度依存性を示したグラフである。配向サンプルの機械的品質係数Ｑは、無配向サンプルの機械的品質係数Ｑの３倍以上であり、非常に大きいことがわかった。さらに、配向サンプルの機械的品質係数Ｑは、１．０ｍ／ｓ以上の高い振動速度においても、３５００ほどの高い値を維持できることが確認された。

図１２は、各サンプルの機械的品質係数Ｑを示したグラフである。図１２には、振動初期の状態から振動速度を高くしていく際の、振動速度が０．１ｍ／ｓ以下の低速における機械的品質係数Ｑ（黒塗り丸印）と、各サンプルの最大振動速度（図１０に示した）における機械的品質係数Ｑ（白抜き丸印）と、を示している。

一般的に、機械的品質係数Ｑは、振動速度の上昇により低下するが、図１２に示す通り、低速における機械的品質係数Ｑと最大速度時の機械的品質係数Ｑとの差が小さいことがわかる。これは、各サンプルが、配向度に関わらず、振動速度の上昇に伴う機械的品質係数Ｑの低下（変化率）が極めて小さいことを意味している。

ここで、振動初期（振動開始時）の機械的品質係数をＱ_ｉ、最大振動速度時の機械的品質係数をＱ_ｅとした場合に、機械的品質係数をＱの変化率ΔＱは、以下の式（８）により算出することができる。
ΔＱ＝１００×（Ｑ_ｅ−Ｑ_ｉ）／Ｑ_ｉ …（８）

具体的には、各サンプルの機械的品質係数をＱの変化率Δｆは、８％以下に抑えられている。

機械的品質係数Ｑと配向度との関係を検討すると、駆動可能な条件であれば、その振動速度に関わらず、配向度が６０％以上のサンプルにおいて３０００以上を保持し、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に大きくなることがわかった。このように、本実施形態に係るタングステンブロンズ相の配向度が６０％以上である圧電セラミックスでは、ハイパワー駆動時の機械的品質係数Ｑが大きくなり、機械的な損失なく駆動できることがわかった。

図１３は、無配向サンプルと配向度が９８％である配向サンプルにおける共振周波数の変化率の振動速度依存性を示したグラフである。配向サンプルの共振周波数の変化率は、無配向サンプルの共振周波数の変化率よりも非常に小さいことがわかった。具体的には、無配向サンプルでは最大振動速度において０．８％に及ぶのに対し、配向サンプルでは、最大振動速度において０．０５％と非常に小さく抑えられていることがわかった。

ここで、振動初期（振動開始時）の共振周波数をｆ_ｉ、最大振動速度時の共振周波数をｆ_ｅとした場合に、共振周波数の変化率Δｆは、以下の式（９）により算出することができる。
Δｆ＝１００×（ｆ_ｅ−ｆ_ｉ）／ｆ_ｉ …（９）

図１４は、図１０に示した各サンプルの最大振動速度における共振周波数の変化率を示したグラフである。共振周波数の変化率は、配向度が６０％以上のサンプルにおいて、０．０８％以下に収まっており、配向度が６０％未満のサンプルに比べて劇的に小さいことがわかった。このように、本実施形態に係るタングステンブロンズ相の配向度が６０％以上である圧電セラミックスでは、ハイパワー駆動時の共振周波数の変化率が小さくなることがわかった。

なお、本実施形態では、圧電セラミックスの横モードのハイパワー駆動特性を例示して説明したが、縦モードのハイパワー駆動特性も横モードのハイパワー駆動特性と同様の結果が得られた。したがって、圧電セラミックスの縦モードのハイパワー駆動特性は、以上に示した横モードのハイパワー駆動特性と同等であり、本実施形態ではその説明を省略することとする。

以上、本発明の実施形態について説明したが、本発明は上述の実施形態にのみ限定されるものではなく、本発明の要旨を逸脱しない範囲内において種々変更を加え得ることは勿論である。

本実施形態では、ＳｉＯ_２を図２におけるバインダ混合工程（Ｓ７）において添加したが、ＳｉＯ_２を混合するタイミングは適宜決定可能である。例えば、混合工程（Ｓ２）においてＳｉＯ_２を混合してもよい。このような方法によっても、本実施形態と同様の圧電セラミックスを製造可能である。

また、強磁場法における磁場の強さは、１０テスラに限らず、適宜決定可能である。また、強磁場法を用いた鋳込み成型において、成型対象物を回転させることは必須ではなく、成型対象物が静止していてもよい。

さらに、本実施形態では、磁場中の鋳込み成型により得る成形体の厚さが５ｍｍ〜１０ｍｍであるものとしたが、成形体の厚さは任意である。さらに、成形体は、本実施形態と同様に磁場中で作製した１０〜５０ｕｍの厚さのシートを、積層することにより得てもよい。

Ｍ…タングステンブロンズ相
Ｓ…ＳｉＯ_２相

Claims (11)

1. １００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶のｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上である圧電セラミックス。
2. １００［（Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５］＋αＳｉＯ_２（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１、１＜α＜８である）の組成式で表され、タングステンブロンズ構造の多結晶からなり、当該多結晶の強弾性相転移温度が５０℃以上である圧電セラミックス。
3. 請求項１又は２に記載の圧電セラミックスであって、
   ―４０℃以上１５０℃以下における圧電定数ｄ_３１の、２５℃における値に対する変化率が４０％以下である
   圧電セラミックス。
4. 請求項１から３のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   ―４０℃以上１５０℃以下における電気機械係数ｋ_３１の、２５℃における値に対する変化率が７０％以下である
   圧電セラミックス。
5. 請求項１から４のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   ―４０℃以上１５０℃以下における圧電定数ｄ_３３の、２５℃における値に対する変化率が６０％以下である
   圧電セラミックス。
6. 請求項１から５のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   ―４０℃以上１５０℃以下における電気機械係数ｋ_３３の、２５℃における値に対する変化率が３０％以下である
   圧電セラミックス。
7. 請求項１から６のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   振動速度が０．６２ｍ／ｓに達するまでの最大温度上昇量が８℃以下である
   圧電セラミックス。
8. 請求項１から７のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   最大振動速度が１．６ｍ／ｓ以上である
   圧電セラミックス。
9. 請求項１から８のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
   駆動可能な振動速度の範囲内において機械的品質係数Ｑの変化率が８％以下である
   圧電セラミックス。
10. 請求項１から９のいずれか１項に記載の圧電セラミックスであって、
    駆動可能な振動速度の範囲内において共振周波数の最大値と最小値の差が最小値に対して０．０８％以下である
    圧電セラミックス。
11. （Ｓｒ_２−ｘＣａ_ｘ）_{１＋ｙ／４}Ｎａ_１−ｙＮｂ_{５−２／５ｚ}Ｍｎ_ｚＯ_１５（式中、０≦ｘ＜０．３、０．１＜ｙ＜０．６、０＜ｚ＜０．１である。）の組成式で表されるタングステンブロンズ構造の結晶からなる粉末に、当該粉末１００モルに対してαモル（１＜α＜８）の割合でＳｉＯ_２粉末が混合してなる混合粉末を作製し、
    磁場を印加することにより前記結晶に配向性が付与した前記混合粉末の成形体を作製し、
    前記成形体を焼結させることにより、前記結晶におけるｃ軸の配向度がロットゲーリングファクターで６０％以上の焼結体を作製する
    圧電セラミックスの製造方法。