JP5641668B2 - 低焼結温度を有する強誘電性セラミック材料 - Google Patents

Description

本発明は、強誘電性材料に関する。特に、本発明は、低焼結温度を有する強誘電性セラミック材料に関する。

強誘電性セラミック材料は、圧電センサー、アクチュエータ、トランスデューサ、コンデンサーおよび焦電センサー等の電子部品または装置を製造するための誘電媒体として、様々な工業用途において使用されている。これらの装置の製造過程中に、強誘電性セラミック材料は、高温、例えば、約１０００℃以上の温度での焼結処理を受けることがある。しかしながら、高温での焼結は、強誘電性セラミック材料の適用を著しく制限し、高い製造コストをもたらし、装置の破損原因にもなる。

例えば、多層コンデンサーおよびアクチュエータの製造方法においては、強誘電性セラミック材料で作製される誘電層は、誘電層間に積層された金属電極層と一緒に共同焼成される。高焼結温度に耐えるには、電極層は、酸素環境において優れた化学的不活性を保有することが求められる。現在、電極層は、多くの場合、パラジウム−銀（Ｐｄ−Ａｇ）または白金（Ｐｔ）等の貴金属で作製される。これらの高価な材料で作製される電極層のコストは高く、多層装置の全材料コストの８０％までに達する。業界での競争に留まるために、製造業者は、彼らが作製する製品のコストを低減するためにあらゆる可能性を探し続けており、その１つの方法が、電極を作製するために、Ｐｄ量を減らした高銀含有量合金を使用することである。しかしながら、この方法は、高銀含有量合金および卑金属が、焼結処理を酸素環境において行う場合、通常の強誘電性セラミック材料のために必要とされる焼結温度に耐えることができないので実行することが困難である。

その他の例において、圧電装置は、底部電極層および基体上に形成される強誘電性セラミック厚膜で作製される。作製過程の間に、底部電極および基体は、約１０００℃以上の焼結温度に耐えねばならない。しかしながら、この焼結温度は、金属電極層および基体の深刻な相互拡散および酸化を引き起し、メッキされた基体上の強誘電性セラミック厚膜の集積において破壊を引き起す可能性がある。したがって、焼結温度の低減は、圧電セラミック厚膜を一体化するための材料および処理加工の適合性を改善し、加えて、焼結過程中の鉛の蒸発を減少させるためには極めて望ましいことである。

幾つかの方法が、強誘電性セラミック材料の焼結温度を低減するために提案されている。これらの方法としては、液相焼結、化学的ドーピング、およびナノ寸法のセラミック粉末の使用が挙げられる。これらの方法は、焼結温度を減少させる可能性はあるが、強誘電性セラミック装置の性質、特に、焼結された材料の圧電性が、本当のところ危うくなる。したがって、これらの方法で調製される強誘電性セラミック材料は、電子または電気機械装置を作製するための要件を満足させない可能性がある。

以上のことから見て、必要なことは、低温で焼結することができ、一方で、電子または電気機械装置を作製するのに適した所望の性質を保有する強誘電性セラミック材料を用意することである。しかしながら、理想的なこのタイプの強誘電性セラミック材料は、現在のところ入手不可能である。

本発明は、従来の強誘電性セラミック材料の温度よりも低い温度で焼結することができる新しい強誘電性セラミック材料、および焼結によって、多数の工業用途に適した所望の圧電性を保有するこの新しい強誘電性セラミック材料で形成された装置を提供する。これらの用途の例は、バルク強誘電性セラミック、強誘電性セラミック厚膜および強誘電性多層セラミック装置である。

本発明の第一の態様に従って、一般式：
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≦ｙ＜１、０＜ｚ＜１、ｗ＋ｘ＋ｙ＋ｚ＜１、および０．５≦ｗ＋ｘ＋ｙ）
を有する組成物を含む強誘電性セラミック材料が提供される。

好ましくは、ｗ＝０．１０〜０．４５、ｘ＝０．１０〜０．３５、ｙ＝０〜０．１５、およびｚ＝０．１０〜０．１５である。

強誘電性セラミック材料は、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んでもよい。本発明の実施形態によれば、Ａ^２＋Ｏは、ＰｂＯ、ＭｇＯ、ＺｎＯもしくはＮｉＯまたはこれらの組合せであってもよい。

本発明の第二の態様に従って、従来の強誘電性セラミック材料の温度よりも低い焼結温度を有する、電子部品または装置を作製するために使用されてもよい強誘電性セラミック材料を調製する方法が提供される。焼結によって、本発明の実施形態により調製される強誘電性セラミック材料で形成される装置は、優れた圧電性を保有する。この材料により作製される装置は、例えば、バルク強誘電性セラミック、強誘電性セラミック厚膜および強誘電性多層セラミック装置を含めて、多数の工業用途に適するものである。

一実施形態によれば、初めに、ＭｇＮｂ_２Ｏ_６、ＺｎＮｂ_２Ｏ_６およびＮｉＮｂ_２Ｏ_６粉末前駆体が調製される。ＭｇＮｂ_２Ｏ_６は、ＭｇＯとＮｂ_２Ｏ_５とを混合することにより調製されてもよい。ＺｎＮｂ_２Ｏ_６は、ＺｎＯとＮｂ_２Ｏ_５とを混合することにより調製されてもよい。ＮｉＮｂ_２Ｏ_６は、ＮｉＯとＮｂ_２Ｏ_５とを混合することにより調製されてもよい。その後、前駆体は、混合物を形成するために、ＰｂＯ、ＴｉＯ_２およびＺｒＯ_２と混合される。次いで、混合物は、乾燥され、焼成され、強誘電性セラミック材料を形成する。

一実施形態によれば、ＭｇＮｂ_２Ｏ_６、ＺｎＮｂ_２Ｏ_６およびＮｉＮｂ_２Ｏ_６粉末前駆体とＰｂＯ、ＴｉＯ_２およびＺｒＯ_２との混合中に、２価金属元素の酸化物の過剰量、例えば、モルにおいて１％のＭｇＯが、添加されてもよい。２価金属元素の酸化物の過剰量の添加は、強誘電性セラミック材料において、ペロブスカイト相の形成を促進し、パイロクロア相の形成を抑制する助けとなる。

本発明の実施形態による強誘電性セラミック材料は、多数の工業用途における電子装置を作製するために使用されてもよい。焼結温度は、低コストＡｇベース電極にとって適当な水準まで十分に減少される。一方、本発明の実施形態による強誘電性セラミック材料から作製される電子装置は、都合のよい物理的、電気的および化学的性質を保有する。

本発明のその他の態様および利点は、本発明の発明概念を実施例により例示し、添付の図面と合わせた以下の詳細な記述から明らかとなる。

以下の表１は、本発明の実施形態による実施例１〜４および参考例５において例示される強誘電性セラミック材料サンプルの組成物を示す。これらの組成物は、一般式：
ｗＰＮＮ−ｘＰＺＮ−ｙＰＭＮ−ｚＰＺ−（１−ｗ−ｘ−ｙ−ｚ）ＰＴ
（式中、ＰＮＮは、鉛ニッケルニオブ酸塩、Ｐｂ（Ｎｉ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３であり；ＰＺＮは、鉛亜鉛ニオブ酸塩、Ｐｂ（Ｚｎ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３であり；ＰＭＮは、鉛マグネシウムニオブ酸塩、Ｐｂ（Ｍｇ_１／３Ｎｂ_２／３）Ｏ_３であり；ＰＺは、鉛ジルコン酸塩、ＰｂＺｒＯ_３であり；ＰＴは、鉛チタン酸塩、ＰｂＴｉＯ_３である。）を有する。これらの組成物において、ｗは、０．１〜０．４５の間で選択され、ｘは、０．１〜０．３５の間で選択され、ｙは、０〜０．１５の間で選択され、ｚは、０．１〜０．１５の間で選択される。

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。

以下の表３は、モルにおける１％の過剰ＭｇＯが導入された変性組成物Ｃ５−Ｍの性質の要約を示す。

実施例１〜４および参考例５は、本発明の実施形態により、表１において示される強誘電性セラミック材料組成物の調製方法を例示するために、以下に記載される。

（実施例１）
図１Ａにおいて例示される通り、表１において特定される組成（０．１０ＰＮＮ−０．３５ＰＺＮ−０．１５ＰＭＮ−０．１０ＰＺ−０．３０ＰＴ）を有する組成物Ｃ５の強誘電性セラミック材料の調製方法１００は、ＭｇＮｂ_２Ｏ_６（ＭＮＯ）、ＺｎＮｂ_２Ｏ_６（ＺＮＯ）およびＮｉＮｂ_２Ｏ_６（ＮＮＯ）粉末前駆体の合成から開始する。

ＭＮＯ粉末前駆体を調製するために、ブロック１１０において示されるように、高純度出発酸化物の化学量論量、ＭｇＯ（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９９％）およびＮｂ_２Ｏ_５（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９５％）を、粉砕媒体としての瑪瑙ボールと一緒に瑪瑙容器において、２４時間、プラネタリボールミルを使用して、エタノール中で混合する。次いで、粉にした粉末を７０℃で乾燥し、４５μｍ篩を通して収集する。これらの粉末を緻密化し、９５０℃〜１０５０℃、例えば、約１０００℃の温度で、２時間焼成し、Ｘ線回折（ＸＲＤ）結果（示されない）による単一コロンバイト相を形成する。次いで、焼成粉末を粉砕し、同じ瑪瑙容器および粉砕ボールを使用してエタノール中で、８時間粉砕する。次いで、粉末を、一晩中、７０℃で乾燥し、９０μｍ篩を通して収集する。

ＺＮＯ粉末前駆体を調製するために、ブロック１２０において示されるように、高純度出発酸化物の化学量論量、ＺｎＯ（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９５％）およびＮｂ_２Ｏ_５（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９５％）を、粉砕媒体として瑪瑙ボールと一緒に瑪瑙容器において、２４時間、プラネタリボールミルを使用して、エタノール中で混合する。次いで、粉にした粉末を７０℃で乾燥し、４５μｍ篩を通して収集する。これらの粉末を緻密化し、７５０℃〜９５０℃、例えば、約８００℃の温度で、２時間焼成し、ＸＲＤ結果（示されない）による単一コロンバイト相を形成する。焼成粉末を粉砕し、次いで、同じ瑪瑙容器および粉砕ボールを使用してエタノール中で、８時間粉砕する。次いで、粉末を、一晩中、７０℃で乾燥し、９０μｍ篩を通して収集する。

ＮＮＯ粉末前駆体を調製するために、ブロック１３０において示されるように、高純度出発酸化物の化学量論量、ＮｉＯ（Ａｌｄｒｉｃｈ、 ９９．００％）およびＮｂ_２Ｏ_５（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９５％）を、粉砕媒体として瑪瑙ボールと一緒に瑪瑙容器において、２４時間、プラネタリボールミルを使用して、エタノール中で混合する。次いで、粉にした粉末を７０℃で乾燥し、４５μｍ篩を通して収集する。これらの粉末を緻密化し、９５０℃〜１０５０℃、例えば、約１０００℃の温度で、４時間焼成し、ＸＲＤ結果（示されない）による単一コロンバイト相を形成する。焼成粉末を粉砕し、次いで、同じ瑪瑙容器および粉砕ボールを使用してエタノール中で、８時間粉砕する。次いで、粉末を、一晩中、７０℃で乾燥し、９０μｍ篩を通して収集する。

Ｃ５の相合成のために、種々の酸化物の化学量論量、ＰｂＯ（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９０％）、ＴｉＯ_２（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９０％）およびＺｒＯ_２（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９０％）を、先に合成したコロンバイト粉末前駆体ＭＮＯ、ＺＮＯおよびＮＮＯおよび重量でＰｂＯの１％の過剰量と一緒に、ブロック１４０において示されるように、ボールミル処理により、２４時間混合する。ボールミル処理は、瑪瑙容器および粉砕媒体として瑪瑙ボールを有するプラネタリミルを使用して、エタノール中で行う。ミル処理が完了したら、粉末を乾燥し（ブロック１５０）、緻密化し、蓋をした坩堝において８００℃で３０分間焼成し、焼成粉末を形成する。

図１Ｂは、強誘電性セラミック材料からのテストサンプルの作製のための方法１７０を示す。Ｃ５組成を有する焼成粉末を、別の１重量％過剰ＰｂＯおよび５重量％ＰＶＡ（ポリビニルアルコール）結合剤と一緒に型においてペレットに緻密化する（ブロック１７２）。有機結合剤を、４００℃で除去した後（ブロック１７４）、ペレットを、空気中で、８００℃〜９５０℃の温度で、１時間焼結する（ブロック１７６）。

種々の温度における焼結ペレットの表面を研磨した後、銀ペーストを、２つの向かい合う表面に適用し、電極層を形成するために５２０℃で焼成し、電気的試験を行うためのテストサンプルを形成する。

テストサンプルの性質を、以下に例示されるように調べる。密度は、アルキメデスの原理に基づいて評価される。強誘電性ヒステリシスループは、５〜３０ｋＶ／ｃｍの適用電場で特徴付けられる。誘電性は、室温で、１００Ｈｚ〜１ＭＨｚのインピーダンス分析器を使用して測定される。更に、９００℃で焼結されたサンプルの誘電性の温度依存性は、室温〜３５０℃で、１００Ｈｚ〜１００ｋＨｚの幾つかの周波数で試験される。圧電性の測定前に、テストサンプルを、シリコーン油において、１２５℃で２０分間、２５ｋＶ／ｃｍの電場下でポーリングする。次いで、圧電係数ｄ_３３を、圧電ｄ_３３メーターで、１１０Ｈｚの振動数で測定する。

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。

（実施例２）
表１において特定されるその他の組成物Ｃ４（０．２０ＰＮＮ−０．２０ＰＺＮ−０．１０ＰＭＮ−０．１５ＰＺ−０．３５ＰＴ）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、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。

（実施例３）
表１において特定されるその他のセラミック組成物Ｃ３（０．３０ＰＮＮ−０．１０ＰＺＮ−０．１０ＰＭＮ−０．１５ＰＺ−０．３５ＰＴ）は、実施例１に記載の同じ処理経路により生成され得る。

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。

（実施例６）
２価金属元素の過剰酸化物は、本発明の更なる実施形態により、焼結過程およびペロブスカイト相の形成を促進するために添加されてもよい。ＰｂＯの添加は、実施例１において言及されている。同様に、過剰のＭｇＯ、ＮｉＯ、およびＺｎＯを、同じ目的のために添加することができる。実施例６においては、過剰のＭｇＯ添加が、手順の説明のために記述される。

モルにおける１％のＭｇＯドーピングの少量過剰量以外は、実施例１において例示されるＣ５と類似の組成物Ｃ５−Ｍは、実施例１および図１Ａに関連して記載されている同じ調製手順において生成されてもよい。追加のＭｇＯ（Ｋａｎｔｏ Ｃｈｅｍｉｃａｌ、 ９９．９９％）を、図１における点線のブロック１４２で示されるように、前駆体とＰｂＯ、ＺｒＯ_２、およびＴｉＯ_２粉末とを混合する段階において添加する。その他の処理ステップおよび条件は、実施例１のものと同じである。

８００℃で焼成後のＣ５−Ｍ粉末のＸＲＤ結果および８００〜９５０℃で焼結後のＣ５−Ｍ組成物で作製されたテストサンプルは、図５において示される。ペロブスカイト相は、焼成粉末において、少ないパイロクロア相より著しく多く優勢であり、単一ペロブスカイト相は、８５０℃以上の温度で焼結後に、テストサンプルにおいて形成する。Ｃ５−Ｍテストサンプルの密度は、表３において列挙されているように、８００から９００℃に焼結温度を上昇に伴って増加し、７．９３ｇ／ｃｍ^３のピーク値は、９００℃の焼結温度で得られる。焼結温度が、９５０℃より上の場合は、密度において僅かな低下が存在する。Ｃ５と比較して、過剰のＭｇＯの添加は、８００〜９５０℃の焼結温度範囲において、セラミックの密度化を促進する。

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。

（実施例７）
（比較）
実施例７は、Ｃ５におけるペロブスカイト相形成の促進についてのコロンバイト前駆体の使用の効果を例示するために使用される。

実施例７においては、ＭｇＯ、ＺｎＯ、ＮｉＯ、Ｎｂ_２Ｏ_５、ＰｂＯ、ＴｉＯ_２、およびＺｒＯ_２を含めた全ての単独金属酸化物粉末を、コロンバイトアプローチを経由することなしに、同じボールミル処理により一緒に直接混合し、同様に焼成し、型で圧縮してペレットを形成し、実施例１において記載された手順でセラミックを焼結する。

図８は、実施例７におけるサンプルのＸＲＤ結果を示す。８００℃で焼成後に、支配的なパイロクロア相および多数の未反応酸化物相が観察される。パイロクロア相は、その後に焼結温度を上昇することにより著しく減少するが、これらは、９５０℃で焼結した場合でも、完全に除去することはできない。したがって、コロンバイトアプローチは、パイロクロア相を抑制しながら、本発明における複合セラミック組成物におけるペロブスカイト相を促進するのを実質的に助ける。

本発明の実施形態は、添付図面との関連において例示され、前述の詳細な記述において記載されているが、本発明は、開示されている実施形態に限定されるものではなく、以下の特許請求の範囲により示され、そして参照される本発明の精神から逸脱することなく、多数の再配列、変更、代替および置換ができることが理解されるべきである。

本発明のこれらのおよびその他の態様および利点は、添付図面を参照して詳細に記載される。

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 (24)

1. 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。
2. 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。
3. 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。
4. 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。
5. 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。
6. 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。
7. 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。
8. 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。
9. 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。
10. 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。
11. 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。
12. 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。
13. 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。
14. 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。
15. 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。
16. 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。
17. 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。
18. 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。
19. 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。
20. 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。
21. 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。
22. 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。
23. 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。
24. 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。

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