JP5834674B2 - Dielectric porcelain composition and electronic component - Google Patents
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Description
本発明は、誘電体磁器組成物および電子部品にかかわり、さらに詳しくは、広範囲の温度範囲で良好な比誘電率と温度特性が得られる誘電体磁器組成物およびその誘電体磁器組成物を用いた電子部品に関する。 The present invention relates to a dielectric ceramic composition and an electronic component. More specifically, the dielectric ceramic composition capable of obtaining good dielectric constant and temperature characteristics in a wide temperature range and the dielectric ceramic composition are used. It relates to electronic components.
従来、誘電体磁器組成物及び誘電体磁器コンデンサや圧電素子等の電子部品としては、例えば主成分として（Ｂａ,Ｓｒ,Ｃａ）（Ｔｉ,Ｚｒ）Ｏ３を含む磁器組成物が用いられてきた（例えば、特許文献１〜３参照）
これらの組成物において、例えばＢａＴｉＯ３はキュリー点が１２５℃付近であり、１５０℃以上の高温領域では、室温の比誘電率に比較して大きく低下してしまい、また、１００℃以上の領域では、キュリー点近傍となるために、室温に比べて比誘電率が著しく増大してしまうために、単体では比誘電率の温度変化率が非常に大きく実用に耐えられない。このため、副成分として例えば希土類元素を混入することによって、磁器コンデンサとして実用領域である−５５℃〜１５０℃における比誘電率の温度依存性を制御し、広く産業分野で用いられてきた。
Conventionally, as electronic parts such as dielectric ceramic compositions and dielectric ceramic capacitors and piezoelectric elements, for example, ceramic compositions containing (Ba, Sr, Ca) (Ti, Zr) O 3 as main components have been used. (For example, see Patent Documents 1 to 3)
In these compositions, for example, BaTiO 3 has a Curie point of around 125 ° C., and in a high temperature region of 150 ° C. or higher, it is greatly reduced compared to the relative dielectric constant at room temperature, and in a region of 100 ° C. or higher. Since the relative dielectric constant is remarkably increased as compared to room temperature because it is in the vicinity of the Curie point, the temperature change rate of the relative dielectric constant is very large and cannot be practically used. For this reason, for example, rare earth elements are mixed as subcomponents to control the temperature dependence of the relative permittivity at −55 ° C. to 150 ° C., which is a practical range for ceramic capacitors, and has been widely used in the industrial field.
一方、鉛を含有しないニオブ酸系の圧電磁器組成物が周知である。（例えば、特許文献４〜６参照）が、いずれの文献にも、誘電体磁器組成物について広い温度域における比誘電率の温度依存性を少なくすることについては開示されていない。また、特許文献６には、広い温度領域で比誘電率の温度依存性を小さくする試みは行われているが、その温度領域が、−５５℃から４００℃の範囲で静電容量変化率（ΔＣ／Ｃ）が±２２％を超えており必ずしも満足な特性が得られているとは言えない。 On the other hand, niobic acid-based piezoelectric ceramic compositions that do not contain lead are well known. (For example, refer to Patent Documents 4 to 6), however, none of the documents disclose the temperature dependency of the relative permittivity in a wide temperature range for the dielectric ceramic composition. Further, Patent Document 6 attempts to reduce the temperature dependence of the relative permittivity over a wide temperature range, but the capacitance change rate (in the range of −55 ° C. to 400 ° C.) ΔC / C) exceeds ± 22%, and it cannot be said that satisfactory characteristics are necessarily obtained.
例えば車載用途などの電子部品においては、従来においては、例えばＥＩＡ規格Ｘ８Ｓ（−５５℃〜１５０℃）において静電容量変化率が±２２％以内（ΔＣ／Ｃ＝±２２％以内）を満たす誘電体磁器コンデンサが必要とされている。自動車内のスペースをより広くし、より快適な操縦環境を得ようとする場合、電子部品はよりいっそう自動車エンジン周域に近づけて使用されるため、現在規定されているＥＩＡ規格で保証されている最高温度よりもさらに高い、１５０℃を超える温度領域においても、ΔＣ／Ｃ＝±２２％を満たす誘電体磁器コンデンサが求められている。 For example, in electronic parts for on-vehicle applications, conventionally, for example, a dielectric that satisfies a capacitance change rate within ± 22% (ΔC / C = within ± 22%) in EIA standard X8S (−55 ° C. to 150 ° C.), for example. A body porcelain capacitor is needed. In order to increase the space in the car and obtain a more comfortable driving environment, the electronic components are used closer to the car engine area, so they are guaranteed by the currently specified EIA standard. There is a demand for a dielectric ceramic capacitor that satisfies ΔC / C = ± 22% even in a temperature range higher than the maximum temperature and exceeding 150 ° C.
さらに、ＳｉＣやＧａＮ系の半導体を用いたパワーデバイスの使用温度域は４００℃付近の高温領域まで求められはじめており、平滑用のコンデンサとして利用するためには、例えば−５５〜４００℃の温度範囲においてもΔＣ／Ｃ＝±２２％を満たすことが好ましい。しかしながら、−５５〜４００℃の温度範囲においてΔＣ／Ｃ＝±２２％以内を満たす誘電体磁器組成物については何ら記載されていなかった。 Furthermore, the operating temperature range of power devices using SiC or GaN-based semiconductors is beginning to be required up to a high temperature range around 400 ° C., and for use as a smoothing capacitor, for example, a temperature range of −55 to 400 ° C. Also, it is preferable that ΔC / C = ± 22%. However, no description has been made about a dielectric ceramic composition satisfying ΔC / C = ± 22% within a temperature range of −55 to 400 ° C.
また、ＥＩＡ規格Ｘ８Ｓを満たすことのできる誘電体磁器コンデンサで、例えば、ＢａＴｉＯ３、ＳｒＴｉＯ３、ＣａＴｉＯ３などを主成分とする誘電体磁器コンデンサは、希土類元素である、Ｓｃ、Ｙ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｐｒ、Ｎｄ、Ｓｍ、Ｅｕ、Ｇｄ、Ｔｂ、Ｄｙ、Ｈｏ、Ｅｒ、Ｔｍ、Ｙｂ、Ｌｕなどの希土類元素を使用することによって、その特性を達成している。これらのレアアースを用いずとも従来のＥＩＡ規格Ｘ８Ｓ特性を達成しうることができれば、希少元素を使用せずとも従来の特性を達成することができ、近年の希少元素の高騰など、市場原理に依存することを防ぐことができる。 In addition, a dielectric ceramic capacitor that can satisfy EIA standard X8S, for example, a dielectric ceramic capacitor mainly composed of BaTiO 3 , SrTiO 3 , CaTiO 3, etc., is a rare earth element, such as Sc, Y, La, Ce. The characteristics are achieved by using rare earth elements such as Pr, Nd, Sm, Eu, Gd, Tb, Dy, Ho, Er, Tm, Yb, and Lu. If the conventional EIA standard X8S characteristics can be achieved without using these rare earth elements, the conventional characteristics can be achieved without using rare elements, depending on market principles such as the recent rise in rare elements. Can be prevented.
従来、例えばＰｂＴｉＯ３を主成分とすることによって、１５０℃以上の高い温度でΔＣ／Ｃ＝±２２％以内を満たす誘電体磁器コンデンサは存在するが、組成にＰｂが存在するために、原料として例えばＰｂＯ、ＰｂＯ２、Ｐｂ３Ｏ４などを用いなければならず、生産工程において、これら原料の環境への拡散が起こりうるため、これを解決することは、近年の環境との調和が求められる技術として有望である。 Conventionally, there are dielectric ceramic capacitors that satisfy ΔC / C = ± 22% at a high temperature of 150 ° C. or higher by using, for example, PbTiO 3 as a main component. However, since Pb exists in the composition, For example, PbO, PbO 2 , Pb 3 O 4 or the like must be used, and in the production process, these raw materials may diffuse into the environment. Therefore, solving this requires harmony with the recent environment. It is promising as a technology.
本発明は、上記のような観点から、広範囲な温度領域（例えば、−５５〜４００℃）において静電容量変化率（例えば、ΔＣ／Ｃ＝±２２％以内）が小さく、４００℃付近の高温領域に至るまでの諸特性に優れ、比誘電率が大きく、鉛を含有しないニオブ酸系の誘電体磁器組成物と、その誘電体磁器組成物を用いた電子部品を提供することを課題とする。 From the above viewpoint, the present invention has a small capacitance change rate (for example, ΔC / C = within ± 22%) in a wide temperature range (for example, −55 to 400 ° C.) and a high temperature around 400 ° C. An object of the present invention is to provide a niobic acid-based dielectric ceramic composition that is excellent in various properties up to the region, has a large relative dielectric constant, and does not contain lead, and an electronic component using the dielectric ceramic composition. .
本発明者等は、上記目的を達成するために、鋭意検討を行った結果、特定組成の誘電体磁器組成物を用いることにより、上記目的を達成できることを見出し、本発明を完成させるに至った。 As a result of intensive studies in order to achieve the above object, the present inventors have found that the above object can be achieved by using a dielectric ceramic composition having a specific composition, and the present invention has been completed. .
一般式ＫｍＮｂｎＯ３で表される第一の相と、一般式ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相との混晶体から成る主成分を有し、前記ｍ、ｎ、α、βが０．９９０≦ｍ／ｎ≦１．００５、０．９９５≦α／β≦１．０１０、且つ、ｍ／ｎとα／βとが同時に１．０００ を取らず、 前記Ｋ ｍ Ｎｂ ｎ Ｏ ３ で表される第一の相の占める割合をａとし、前記Ｂａ α Ｔｉ β Ｏ ３ で表される第二の相の占める割合をｂとしたとき、１．２＜ａ／ｂ＜５．７の 関係を満足することを特徴とする。 Formula KmNbnO3A first phase represented by the general formula BaαTiβO3Wherein m, n, α, β are 0.990 ≦ m / n ≦ 1.005, 0.995 ≦ α / β ≦ 1. .010, and m / n and α / β are simultaneously1.000 Not take,K m Nb n O 3 The proportion of the first phase represented by α Ti β O 3 When the proportion of the second phase represented by b is b, 1.2 <a / b <5.7 It is characterized by satisfying the relationship.
前記ＫｍＮｂｎＯ３で表される第一の相の占める割合をａとし、前記ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相の占める割合をｂとしたとき、１．２＜ａ／ｂ＜５．７の関係を満足することが望ましい。 When the proportion of the first phase represented by the K m Nb n O 3 is a and the proportion of the second phase represented by the Ba α Ti β O 3 is b, 1.2 < It is desirable to satisfy the relationship of a / b <5.7.
前記ＫｍＮｂｎＯ３のＫの一部をＬｉおよびＮａで置換したこと、及び、Ｎｂの一部をＴａで置換することが望ましい。 It is desirable that a part of K in the K m Nb n O 3 is substituted with Li and Na, and a part of Nb is substituted with Ta.
前記ＢａαＴｉβＯ３のＢａの一部をＣａ、ＳｒおよびＭｇから選択される少なくとも１種類で置換したこと、及び、Ｔｉの一部をＺｒ,Ｈｆ,Ｃｏ,Ｖ,Ｔａ,Ｃｒ,Ｍｏ,Ｗ，Ｍｇの中から選択される少なくとも１種類で置換することが望ましい。 Substitution of a part of Ba in the Ba α Ti β O 3 with at least one selected from Ca, Sr and Mg, and a part of Ti with Zr, Hf, Co, V, Ta, Cr, Mo It is desirable to substitute with at least one selected from W, Mg.
また、これらの前記誘電体磁器組成物を用いて誘電体磁器コンデンサや圧電素子などの電子部品として利用することが望ましい。
Moreover, it is desirable to use these dielectric ceramic compositions as electronic parts such as dielectric ceramic capacitors and piezoelectric elements.
本発明によれば、その主成分に、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｂなどの環境に負荷を及ぼす重金属元素を使用することなく広範囲な温度領域（例えば、−５５〜４００℃）における静電容量変化率が±２２％以内に平坦化でき良好な温度特性と高い比誘電率を示すことができる。 According to the present invention, the main component has a capacitance change rate in a wide temperature range (for example, −55 to 400 ° C.) without using heavy metal elements that have an impact on the environment such as Pb, Bi, and Sb. It can be flattened within ± 22%, exhibiting good temperature characteristics and a high dielectric constant.
さらに、本発明によれば、広範囲の温度領域で高い比誘電率を示すことができ、例えば２５℃における比誘電率が５００以上の特性を有する誘電体磁器組成物が得られる。 Furthermore, according to the present invention, a dielectric ceramic composition that can exhibit a high relative dielectric constant in a wide temperature range, for example, has a characteristic of a relative dielectric constant of 500 or more at 25 ° C. is obtained.
したがって、本発明にかかわる誘電体磁器組成物としては、高温領域での使用が求められる車載用途や、さらにより高温領域まで求められている、ＳｉＣやＧａＮ系の半導体を用いたパワーデバイス用の平滑用のコンデンサや、自動車のエンジンルーム内のノイズ除去に用いる電子部品として最適である。 Therefore, as a dielectric ceramic composition according to the present invention, smoothing for a power device using a SiC or GaN-based semiconductor, which is required to be used in a high temperature region, or to a higher temperature region, is required. It is most suitable as a capacitor for electric vehicles and an electronic component used for noise removal in the engine room of an automobile.
また、本発明に関わる誘電体磁器組成物は、ＥＩＡ規格Ｘ８Ｓ特性（−５５℃〜１５０℃におけるΔＣ／Ｃ＝±２２％以内）満足できるため、Ｘ８Ｓ特性のコンデンサとしても利用することができる。 Further, the dielectric ceramic composition according to the present invention can satisfy the EIA standard X8S characteristic (ΔC / C at −55 ° C. to 150 ° C. = within ± 22%), and therefore can be used as a capacitor having X8S characteristic.
以下、本発明を実施形態に基づき説明する。 Hereinafter, the present invention will be described based on embodiments.
本実施形態に係る誘電体磁器組成物は、ＫｍＮｂｎＯ３で表される第一の相と、一般式ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相とで混晶体、つまり、コンポジット構造を形成し、前記ｍ、ｎ、α、βが０．９９０≦ｍ／ｎ≦１．００５、０．９９５≦α／β≦１．０１０ 且つ、ｍ／ｎとα／βとが同時に１．０００を取らないことを特徴としている。The dielectric ceramic composition according to the present embodiment includes a mixed crystal, that is, a first phase represented by K m Nb n O 3 and a second phase represented by the general formula Ba α Ti β O 3. , M, n, α, β are 0.990 ≦ m / n ≦ 1.005, 0.995 ≦ α / β ≦ 1.010, and m / n and α / β are It is characterized by not taking 1.000 at the same time.
前記のｍ／ｎとα／βとが同時に１．０００を取らないことで、第一の相と第二の相との混晶状態の制御が容易になる。これにより、温度範囲の両端である−５５℃及び４００℃における静電容量の変化率を改善することが可能となる。Since m / n and α / β do not take 1.000 at the same time, it becomes easy to control the mixed crystal state of the first phase and the second phase. Thereby, it becomes possible to improve the change rate of the capacitance at −55 ° C. and 400 ° C. which are both ends of the temperature range.
前記のｍ、ｎは、ＫとＮｂの組成比を示している。ｍ／ｎ＜０．９９０では、ＫｍＮｂｎＯ３の斜方晶から正方晶への転移、つまり、１５０℃から２００℃付近における比誘電率のピークが顕著に生じるため、１５０℃付近の静電容量の変化率が±２２％以内を満足しない。ｍ／ｎ＞１．００５では、カリウムが第二の相のＢａαＴｉβＯ３に拡散しやすくなり、室温付近の容量が大きくなるため、１２５℃以降の静電容量の変化率が±２２％以内を満足しなくなると共に、緻密な焼結体を得るのが困難になってしまう。 The above m and n represent the composition ratio of K and Nb. When m / n <0.990, the transition from orthorhombic to tetragonal K m Nb n O 3 , that is, the peak of the relative dielectric constant in the vicinity of 150 ° C. to 200 ° C. occurs. The rate of change in capacitance is not within ± 22%. When m / n> 1.005, potassium easily diffuses into the second phase of Ba α Ti β O 3 , and the capacity near room temperature increases, so the rate of change in capacitance after 125 ° C. is ± 22 % Is not satisfied, and it becomes difficult to obtain a dense sintered body.
従って、ｍ、ｎは０．９９０≦ｍ／ｎ≦１．００５、好ましくは０．９９５≦ｍ／ｎ≦１．００２であるの範囲を満足することが好ましい。 Therefore, m and n preferably satisfy the range of 0.990 ≦ m / n ≦ 1.005, preferably 0.995 ≦ m / n ≦ 1.002.
α、βは、ＢａとＴｉの組成比を示しており、α／β＜０．９９５では、ＢａαＴｉβＯ３が粒成長を起こし易く、２５℃付近の比誘電率ピークが顕著に生じるため、２００℃以降の静電容量の変化率が±２２％以内を満足しない。α／β＞１．０１０では、ＢａαＴｉβＯ３の１２５℃以下の温度領域での容量が低下してしまい、２００℃以降の静電容量の変化率が±２２％以内を満足しない。また、ＢａαＴｉβＯ３の焼結温度が高くなるため、第一の相であるＫｍＮｂｎＯ３が析出しやすくなる。 α and β indicate the composition ratios of Ba and Ti. When α / β <0.995, Ba α Ti β O 3 tends to cause grain growth, and a relative dielectric constant peak around 25 ° C. occurs remarkably. Therefore, the rate of change in capacitance after 200 ° C. does not satisfy ± 22%. When α / β> 1.010, the capacity of Ba α Ti β O 3 in the temperature region of 125 ° C. or lower decreases, and the rate of change in capacitance after 200 ° C. does not satisfy ± 22%. Further, since the sintering temperature of Ba α Ti β O 3 is increased, K m Nb n O 3 that is the first phase is likely to be precipitated.
従って、α、βが０．９９５≦α／β≦１．０１０、好ましくは０．９９７≦α／β≦１．００５の範囲を満足することが好ましい。 Accordingly, it is preferable that α and β satisfy the range of 0.995 ≦ α / β ≦ 1.010, preferably 0.997 ≦ α / β ≦ 1.005.
前記ＫｍＮｂｎＯ３で表される第一の相の占める割合をａとし、前記ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相の占める割合をｂとしたとき、ａ／ｂが１．２以下の場合には、ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相の占める割合が多くなり、ＢａαＴｉβＯ３の１５０℃以降の常誘電体への転移により、容量低下が顕著になる。このため、１５０℃以降の容量温度特性の悪化が著しく、静電容量の変化率が±２２％以内を満足しない。 When the proportion of the first phase represented by the K m Nb n O 3 is a and the proportion of the second phase represented by the Ba α Ti β O 3 is b, a / b is in the case of 1.2 or less, by transfer to Ba α Ti β O ratio of the second phase represented by 3 is increased, Ba α Ti β O 3 of 0.99 ° C. subsequent paraelectric capacity The decrease becomes noticeable. For this reason, the deterioration of the capacity-temperature characteristic after 150 ° C. is remarkable, and the change rate of the capacitance does not satisfy ± 22%.
逆に、ａ／ｂが５．７以上のときには、ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相の占める割合が少なくなり、２００℃以降のＫｍＮｂｎＯ３の斜方晶から正方晶への転移、４００℃付近の正方晶から立方晶への転移による比誘電率のピークが顕著に生じるため、１５０℃以上の温度領域での容量温度特性の悪化が著しく、静電容量の変化率が±２２％以内を満足しない。 On the contrary, when a / b is 5.7 or more, the proportion of the second phase represented by Ba α Ti β O 3 decreases, and the K m Nb n O 3 orthorhombic crystal after 200 ° C. Since the relative permittivity peak due to the transition to the tetragonal crystal and the transition from the tetragonal crystal to the cubic crystal at around 400 ° C. occurs remarkably, the capacitance-temperature characteristics in the temperature region of 150 ° C. or higher are remarkably deteriorated. The rate of change is not within ± 22%.
従って、第一の相の占める割合ａと、第二の相の占める割合ｂは、１．２＜ａ／ｂ＜５．７の関係を満足する。Therefore, the ratio a that the first phase occupies and the ratio b that the second phase occupies satisfy the relationship 1.2 <a / b <5.7.
第一の相であるＫｍＮｂｎＯ３のＫの一部をＬｉおよびＮａから選択される少なくとも１種類で適量置換することや、Ｎｂの一部をＴａで適量置換することで、容量温度特性をより制御することが可能となり、良好な温度特性を得ることができる。 Capacitance temperature is obtained by substituting an appropriate amount of a part of K in the first phase K m Nb n O 3 with at least one selected from Li and Na, or by substituting a part of Nb with Ta. It becomes possible to control the characteristics more and to obtain good temperature characteristics.
第二の相であるＢａαＴｉβＯ３のＢａの一部をＣａ、ＳｒおよびＭｇから選択される少なくとも１種類で適量置換することや、Ｔｉの一部をＺｒ,Ｈｆ,Ｃｏ,Ｖ,Ｔａ,Ｃｒ,Ｍｏ,Ｗ，Ｍｇの中から選択される少なくとも１種類で適量置換することで、容量温度特性をより制御することが可能となり、良好な温度特性を得ることができる。 Replacing a part of Ba of the second phase Ba α Ti β O 3 with at least one selected from Ca, Sr and Mg, or replacing a part of Ti with Zr, Hf, Co, V, By substituting an appropriate amount with at least one selected from Ta, Cr, Mo, W, and Mg, the capacity-temperature characteristic can be further controlled, and a favorable temperature characteristic can be obtained.
本発明に係る電子部品は、誘電体と電極とを有する電子部品であって、前記記載の誘電体磁器組成物で構成して成る誘電体層と、内部電極層とを有している積層型の電子部品。あるいは上記記載の誘電体磁器組成物を用いた電子部品としては、特に限定されないが、セラミックコンデンサ、圧電素子、チップインダクタ、チップバリスタ、チップサーミスタ、チップ抵抗、その他の表面実装（ＳＭＤ）チップ型電子部品が例示される。 An electronic component according to the present invention is an electronic component having a dielectric and an electrode, and is a laminated type having a dielectric layer composed of the dielectric ceramic composition described above and an internal electrode layer Electronic components. Alternatively, electronic parts using the dielectric ceramic composition described above are not particularly limited, but include ceramic capacitors, piezoelectric elements, chip inductors, chip varistors, chip thermistors, chip resistors, and other surface mount (SMD) chip type electronic devices. Parts are illustrated.
尚、本実施形態に係る誘電体磁器組成物に、副成分を含有させることにより、焼成温度の低下や寿命の改善することができる。このような副成分としては、特に限定されないが、例えば、焼成温度させる効果を有する化合物として二酸化珪素、酸化アルミニウムが挙げられる。さらに、寿命を改善させる効果を有する化合物として酸化マグネシウムのようなアルカリ金属化合物、酸化マンガン、希土類元素酸化物、酸化バナジウム等が挙げられるがこれらに限定されるものではない。その含有量も組成等に応じて適宜決定すればよい。 In addition, the dielectric ceramic composition according to the present embodiment can contain a subcomponent to reduce the firing temperature and improve the life. Such subcomponents are not particularly limited, and examples thereof include silicon dioxide and aluminum oxide as a compound having an effect of firing temperature. Further, examples of the compound having an effect of improving the life include alkali metal compounds such as magnesium oxide, manganese oxide, rare earth element oxide, vanadium oxide, and the like, but are not limited thereto. The content may be appropriately determined according to the composition and the like.
本実施形態に係る誘電体磁器組成物は、ＫｍＮｂｎＯ３で表される第一の相と、ＢａαＴｉβＯ３で表される第二の相とを特定の割合で設定したコンポジット構造を取ることで、比誘電率５００以上を示し、−５５〜４００℃という広い温度範囲において、静電容量変化率が±２２％を満足する。 In the dielectric ceramic composition according to the present embodiment, the first phase represented by K m Nb n O 3 and the second phase represented by Ba α Ti β O 3 were set at a specific ratio. By adopting the composite structure, the relative dielectric constant is 500 or more, and the capacitance change rate satisfies ± 22% in a wide temperature range of −55 to 400 ° C.
上記のように、本実施形態に係る誘電体磁器組成物は、高温領域において良好な特性を示すため、ＳｉＣやＧａＮ系のパワーデバイスの使用温度域（たとえば２００〜２５０℃）において好適に用いることができる。また、自動車のエンジンルームなど、過酷な環境下において、ノイズ除去用などの電子部品として好適に用いられる。 As described above, since the dielectric ceramic composition according to the present embodiment exhibits good characteristics in a high temperature region, it is preferably used in a use temperature region (for example, 200 to 250 ° C.) of a SiC or GaN-based power device. Can do. Moreover, it is suitably used as an electronic component for noise removal in a harsh environment such as an automobile engine room.
次に、本実施形態に係る誘電体磁器組成物の製造方法の一例を説明する。 Next, an example of a method for producing a dielectric ceramic composition according to this embodiment will be described.
まず、誘電体磁器組成物を構成する各成分の原料を準備する。本実施形態では、ＫｍＮｂｎＯ３及びＢａαＴｉβＯ３の原料を準備する。これらの準備については、例えば市販の水熱合成法、蓚酸塩法、ゾル−ゲル法等を用いて作製したＢａαＴｉβＯ３の粉体を用いても良い。さらに、ＫｍＮｂｎＯ３の粉体は、Ｋ２ＣＯ３，Ｎｂ２Ｏ５を原料として、混合、仮焼き、粉砕を行う、固相合成法を用いて作製した粉体を用いても良い。 First, raw materials for each component constituting the dielectric ceramic composition are prepared. In the present embodiment, raw materials of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 are prepared. These preparations, for example, commercially available hydrothermal synthesis method, an oxalate method, a sol - may be used Ba α Ti β O 3 powder produced using the gel method, or the like. Further, the powder of K m Nb n O 3 may be a powder produced by using a solid phase synthesis method in which K 2 CO 3 , Nb 2 O 5 is used as a raw material and mixed, calcined, and pulverized. good.
予めＫｍＮｂｎＯ３の粉体と、ＢａαＴｉβＯ３の粉体を前述の方法にて準備し、焼成条件を調整することにより、本発明の誘電体磁器組成物は一般式（ＫｍＢａα）（ＮｂｎＴｉβ）Ｏ１２で表されるような固溶体の生成を極力少なく制御することができる。 The dielectric ceramic composition of the present invention is obtained by preparing the powder of K m Nb n O 3 and the powder of Ba α Ti β O 3 in advance by the above-mentioned method and adjusting the firing conditions. K m Ba α) (Nb n Ti β) the generation of a solid solution as represented by O 12 can be controlled as small as possible.
また、本実施形態に係る誘電体磁器組成物が、上記の副成分を含有する場合には、副成分の原料も準備する。副成分の原料としては、特に限定されず、上記した各成分の酸化物や複合酸化物、または焼成によりこれら酸化物や複合酸化物となる各種化合物、例えば炭酸塩、硝酸塩、水酸化物、有機金属化合物などから適宜選択して用いることができる。 Moreover, when the dielectric ceramic composition according to the present embodiment contains the above-described subcomponent, a raw material for the subcomponent is also prepared. The raw material of the subcomponent is not particularly limited, and the above-described oxides and composite oxides of the respective components, or various compounds that become these oxides and composite oxides by firing, such as carbonates, nitrates, hydroxides, organics It can be appropriately selected from metal compounds and the like.
準備した原料を、所定の組成比となるように秤量して混合し、原料混合物を得る。混合する方法としては、たとえば、ボールミルを用いて行う湿式混合や、乾式ミキサーを用いて行う乾式混合が挙げられる。 The prepared raw materials are weighed and mixed so as to have a predetermined composition ratio to obtain a raw material mixture. Examples of the mixing method include wet mixing using a ball mill and dry mixing using a dry mixer.
得られた原料混合物は、バインダ樹脂を添加し造粒して、造粒物としてもよいし、バインダ樹脂や溶剤とともにペースト化して、スラリーとしてもよい。また、造粒物やスラリーとする前に、原料混合物を仮焼してもよい。 The obtained raw material mixture may be granulated by adding a binder resin, or may be granulated, or may be pasted together with a binder resin or a solvent to form a slurry. Moreover, you may calcine a raw material mixture before setting it as a granulated material or a slurry.
造粒物やスラリーを成形する方法としては特に制限されず、たとえば、シート法、印刷法、乾式成形、湿式成形、押出成形などが挙げられる。本実施形態では、乾式成形を採用し、造粒物を金型に充填して圧縮加圧（プレス）することにより成形する。成形体の形状は、特に限定されず、用途に応じて適宜決定すればよいが、本実施形態では円盤状の成形体とする。 The method for molding the granulated product or slurry is not particularly limited, and examples thereof include a sheet method, a printing method, dry molding, wet molding, and extrusion molding. In the present embodiment, dry molding is adopted, and the granulated product is filled in a mold and molded by compression and pressing (pressing). The shape of the molded body is not particularly limited, and may be appropriately determined according to the application. In the present embodiment, a disk-shaped molded body is used.
得られた成形体は、必要に応じて、脱バインダ処理した後、焼成される。 The obtained molded body is baked after removing the binder as necessary.
焼成条件は、組成等に応じて適宜決定すればよいが、焼成温度は、好ましくは９００〜１２００℃、保持時間は、好ましくは１〜２４時間である。 The firing conditions may be appropriately determined according to the composition and the like, but the firing temperature is preferably 900 to 1200 ° C., and the holding time is preferably 1 to 24 hours.
焼成後、必要に応じて、アニール処理を行い、焼結体としての誘電体磁器組成物を得る。本発明には必ずしも前記アニール処理を行う必要はないが、アニール処理条件を調整することにより、ＫｍＮｂｎＯ３とＢａαＴｉβＯ３との固溶体の生成する量を制御可能である。次いで、得られた誘電体磁器組成物に端面研磨を施し、電極を形成する。 After firing, annealing is performed as necessary to obtain a dielectric ceramic composition as a sintered body. In the present invention, the annealing treatment is not necessarily performed, but the amount of solid solution of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 can be controlled by adjusting the annealing conditions. Next, the obtained dielectric ceramic composition is subjected to end face polishing to form an electrode.
このようにして製造された本実施形態の誘電体磁器組成物は、セラミックコンデンサなどの電子部品に好適に使用される。なお、上記では、本実施形態に係る誘電体磁器組成物として、円盤状の誘電体磁器組成物を例示したが、シート法などにより、積層型の電子部品の誘電体層を構成する誘電体磁器組成物としてもよい。 The dielectric ceramic composition of the present embodiment produced as described above is suitably used for electronic parts such as ceramic capacitors. In the above description, the disk-shaped dielectric ceramic composition is exemplified as the dielectric ceramic composition according to the present embodiment. However, the dielectric ceramic that forms the dielectric layer of the multilayer electronic component by a sheet method or the like. It is good also as a composition.
また、本実施形態の誘電体磁器組成物は、良好な圧電特性（例えば、圧電定数：ｄ３３＝４０ｐＣ／Ｎ）も有しているため、圧電体素子にも好適に使用される。 Further, the dielectric ceramic composition of the present embodiment also has good piezoelectric characteristics (for example, piezoelectric constant: d33 = 40 pC / N), and therefore is suitably used for piezoelectric elements.
さらに、本発明に係る誘電体磁器組成物は、単板型のコンデンサ等の電子部品に用いてもよいし、積層型のコンデンサ等の電子部品に用いてもよい。あるいは、圧電体素子に用いてもよい。 Furthermore, the dielectric ceramic composition according to the present invention may be used for an electronic component such as a single-plate capacitor or an electronic component such as a multilayer capacitor. Alternatively, it may be used for a piezoelectric element.
以上、本発明の実施形態について説明してきたが、本発明は、上述した実施形態に何等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に改変することができる。 As mentioned above, although embodiment of this invention has been described, this invention is not limited to the embodiment mentioned above at all, and can be variously modified within the range which does not deviate from the summary of this invention.
以下、本発明を、さらに詳細な実施例に基づき説明するが、本発明は、これら実施例に限定されない。なお、以下の実施例および比較例において、各種物性評価は、以下のように行った Hereinafter, although this invention is demonstrated based on a more detailed Example, this invention is not limited to these Examples. In the following examples and comparative examples, various physical properties were evaluated as follows.
比誘電率εｓ
コンデンサ試料に対し、基準温度２５℃において、アジレントテクノロジー社製４２９４Ａを用いて、周波数１ｋＨｚ、測定電圧１Ｖとし、静電容量Ｃを測定した。そして、比誘電率εｓ（単位なし）を、誘電体磁器組成物の厚みと、有効電極面積と、測定の結果得られた静電容量Ｃとに基づき算出した。本実施例では、εｓが５００以上を良好とした。
Dielectric constant εs
With respect to the capacitor sample, the capacitance C was measured at a reference temperature of 25 ° C. using a 4294A manufactured by Agilent Technologies, with a frequency of 1 kHz and a measurement voltage of 1 V. The relative dielectric constant εs (no unit) was calculated based on the thickness of the dielectric ceramic composition, the effective electrode area, and the capacitance C obtained as a result of the measurement. In this example, εs of 500 or more was considered good.
静電容量温度特性
コンデンサ試料をＤｅｓｐａｔｃｈ社製恒温槽内に載置し、−５５〜４００℃の温度範囲で１Ｖの電圧での静電容量を測定し、＋２５℃での静電容量（Ｃ２５）に対する静電容量（誘電率）の変化率（ΔＣ／Ｃ（％））を、ΔＣ／Ｃ＝｛（Ｃ−Ｃ２５）／Ｃ２５｝×１００の式より算出した。本実施例では、静電容量変化率が±２２％の範囲にあるものを良好とした（Ｓ特性）。Capacitance temperature characteristics Capacitor sample is placed in a Despatch thermostat, capacitance at 1V is measured in the temperature range of -55 to 400 ° C, and capacitance at + 25 ° C (C25) The change rate (ΔC / C (%)) of the capacitance (dielectric constant) with respect to was calculated from the equation: ΔC / C = {(C−C25) / C25} × 100. In this example, the one having a capacitance change rate in the range of ± 22% was regarded as good (S characteristic).
画像解析による第一の相及び第二の相の領域の評価
焼成して得られた誘電体磁器組成物に対して、ＦＩＢ（集束イオンビーム）を用いてマイクロ−サンプリングを行い、ＴＥＭ試料を作製した。この試料に対しＪＥＭ２２００ＦＳを用いＳＴＥＭ像観察を行いＳＴＥＭ−ＥＤＳマッピング行った。観察視野は、３．０μｍ×３．０μｍとし、各試料に対し５視野以上観察を行った。これらの方法で得られた組成マップを用いて、第一の相の元素であるＫ、Ｎｂと第二の相の元素であるＢａ、Ｔｉの領域を特定し、各５視野以上の結果の平均面積を用いて、ａ／ｂの割合を算出した。本実施例では、良好な容量の温度特性を得るために、１．２＜ａ／ｂ＜５．７の範囲に制御した。
Evaluation of first and second phase regions by image analysis The dielectric ceramic composition obtained by firing is micro-sampled using FIB (focused ion beam) to produce a TEM sample. did. This sample was subjected to STEM image observation using JEM2200FS and STEM-EDS mapping. The observation visual field was set to 3.0 μm × 3.0 μm, and five or more visual fields were observed for each sample. Using the composition maps obtained by these methods, the regions of K and Nb as the first phase elements and Ba and Ti as the second phase elements are specified, and the average of the results for each of five or more views Using the area, the ratio of a / b was calculated. In this example, in order to obtain a temperature characteristic of good capacity, the range was controlled in the range of 1.2 <a / b <5.7.
実施例１
まず、出発粉として平均粒径が５００ｎｍのＫｍＮｂｎＯ３（ｍ／ｎ比が０．９８５から１．０１０）、および平均粒径が２００ｎｍのＢａαＴｉβＯ３（α／β比が０．９９０から１．０１５）を準備し、表１の組合せおよび配合比になるように、それぞれ秤量し、分散媒としての水を用いでボールミルにより１７時間湿式混合した。その後、得られた混合物を乾燥して原料粉末を得た。
Example 1
First, K m Nb n O 3 (m / n ratio is 0.985 to 1.010) having an average particle diameter of 500 nm and Ba α Ti β O 3 (α / β ratio) having an average particle diameter of 200 nm as starting powders. 0.990 to 1.015) were prepared, weighed so that the combinations and blending ratios in Table 1 were obtained, and wet mixed by a ball mill for 17 hours using water as a dispersion medium. Thereafter, the obtained mixture was dried to obtain a raw material powder.
表１に示している実験Ｎｏ．１〜６はＫｍＮｂｎＯ３と、ＢａαＴｉβＯ３の少なくともどちらか一方を化学量論比にしたものである。なお、『※』のついたものは比較例である。実験Ｎｏ．７※はｍ／ｎ＝１．０００、α／β＝１．０００の場合の比較例である。Experiment No. 1 shown in Table 1. 1-6 and K m Nb n O 3, is obtained by the at least one of Ba α Ti β O 3 in a stoichiometric ratio. Those marked with “*” are comparative examples. Experiment No. 7 * is a comparative example when m / n = 1.000 and α / β = 1.000 .
得られた原料粉末に対し、バインダ樹脂としてＰＶＢを２重量％添加し、２５０ＭＰａの圧力で成形することにより、直径１０ｍｍ、厚さ約１ｍｍの円盤状のグリーン成形体を得た。これを空気中で、７００℃、１０時間加熱して脱バインダ処理を行った。 A disc-shaped green molded body having a diameter of 10 mm and a thickness of about 1 mm was obtained by adding 2% by weight of PVB as a binder resin to the obtained raw material powder and molding it at a pressure of 250 MPa. This was heated in the air at 700 ° C. for 10 hours for binder removal treatment.
次いで、得られた脱バインダ後の成形体を、空気中で、１１００〜１２００℃、１０時間、焼成することにより、円盤状の焼結体を得た。得られた円盤状の焼結体は、ＫｍＮｂｎＯ３とＢａαＴｉβＯ３との固溶体相の生成量を調整するため、さらにアニール処理を行った。アニール条件は、空気中で、８２５℃、３０分間、熱処理を行った。さらに、得られた焼結体を研磨し、その主表面にＡｇ電極を塗布し、空気中、６５０℃で２０分間焼付け処理を行うことによって、円盤状のセラミックコンデンサの試料を得た。 Next, the obtained molded body after the binder removal was fired in air at 1100 to 1200 ° C. for 10 hours to obtain a disk-shaped sintered body. The obtained disk-shaped sintered body was further subjected to an annealing treatment in order to adjust the amount of solid solution phase formed of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 . As annealing conditions, heat treatment was performed in air at 825 ° C. for 30 minutes. Further, the obtained sintered body was polished, an Ag electrode was applied to the main surface thereof, and a baking process was performed in air at 650 ° C. for 20 minutes to obtain a disk-shaped ceramic capacitor sample.
各サンプルについて上記した特性の評価を行った。結果を表２に示す。また、表中の斜体で表した数値は本発明の目的物性の範囲を外れる数値を示している。 The characteristics described above were evaluated for each sample. The results are shown in Table 2. In addition, numerical values expressed in italics in the table indicate numerical values that are outside the range of the target physical properties of the present invention.
表２に示すように、ＫｍＮｂｎＯ３と、ＢａαＴｉβＯ３のｍ／ｎ、及び、α／βが同時に１．０００を取らないことで、比較例であるｍ／ｎ＝１．０００、α／β＝１．０００の実験Ｎｏ．７※と比べて、−５５℃及び４００℃における静電容量の変化率が改善されていることが確認できる。また、比較例である実験Ｎｏ．８※〜１１※は、静電容量の変化率が±２２％以内を満足していない。As shown in Table 2, m / n of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 , and α / β do not take 1.000 at the same time. Experiment No. 1.000 and α / β = 1.000 . It can be confirmed that the rate of change in capacitance at −55 ° C. and 400 ° C. is improved as compared with 7 * . In addition, Experiment No. which is a comparative example. 8 * to 11 * do not satisfy the change rate of capacitance within ± 22%.
実施例２
まず、出発粉として平均粒径が５００ｎｍのＫ０．９９５ＮｂＯ３および平均粒径が２００ｎｍのＢａＴｉＯ３を準備し、表３に示す配合比になるように、それぞれ秤量し、分散媒としての水を用いでボールミルにより１７時間湿式混合した。その後、得られた混合物を乾燥して原料粉末を得た。
Example 2
First, K 0.995 NbO 3 having an average particle diameter of 500 nm and BaTiO 3 having an average particle diameter of 200 nm were prepared as starting powders, and weighed so that the blending ratios shown in Table 3 were obtained, and water as a dispersion medium was prepared. And wet mixed by a ball mill for 17 hours. Thereafter, the obtained mixture was dried to obtain a raw material powder.
表３に示している実験Ｎｏ．１２〜１４は本実施例の範囲内のサンプルであり、実験Ｎｏ．１５※〜１６※は比較例である。 Experiment No. shown in Table 3 Nos. 12 to 14 are samples within the range of this example. 15 * to 16 * are comparative examples.
得られた原料粉末に対し、バインダ樹脂としてＰＶＢを２重量％添加し、２５０ＭＰａの圧力で成形することにより、直径１０ｍｍ、厚さ約１ｍｍの円盤状のグリーン成形体を得た。これを空気中で、７００℃、１０時間加熱して脱バインダ処理を行った。 A disc-shaped green molded body having a diameter of 10 mm and a thickness of about 1 mm was obtained by adding 2% by weight of PVB as a binder resin to the obtained raw material powder and molding it at a pressure of 250 MPa. This was heated in the air at 700 ° C. for 10 hours for binder removal treatment.
次いで、得られた脱バインダ後の成形体を、空気中で、１１００〜１２００℃、１０時間、焼成することにより、円盤状の焼結体を得た。得られた円盤状の焼結体は、ＫｍＮｂｎＯ３とＢａαＴｉβＯ３との固溶体相の生成量を調整するため、さらにアニール処理を行った。アニール条件は、空気中で、８２５℃、３０分間、熱処理を行った。さらに、得られた焼結体を研磨し、その主表面にＡｇ電極を塗布し、空気中、６５０℃で２０分間焼付け処理を行うことによって、円盤状のセラミックコンデンサの試料を得た。 Next, the obtained molded body after the binder removal was fired in air at 1100 to 1200 ° C. for 10 hours to obtain a disk-shaped sintered body. The obtained disk-shaped sintered body was further subjected to an annealing treatment in order to adjust the amount of solid solution phase formed of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 . As annealing conditions, heat treatment was performed in air at 825 ° C. for 30 minutes. Further, the obtained sintered body was polished, an Ag electrode was applied to the main surface thereof, and a baking process was performed in air at 650 ° C. for 20 minutes to obtain a disk-shaped ceramic capacitor sample.
各サンプルについて上記した特性の評価を行った。結果を表４に示す。また、表中の斜体で表した数値は本発明の目的物性の範囲を外れる数値を示している。 The characteristics described above were evaluated for each sample. The results are shown in Table 4. In addition, numerical values expressed in italics in the table indicate numerical values that are outside the range of the target physical properties of the present invention.
表４に示すように第一の相であるＫｍＮｂｎＯ３と、第二の相であるＢａαＴｉβＯ３の割合を、本実施例の範囲内、１．２＜ａ／ｂ＜５．７の範囲にすることにより、静電容量の変化率を±２２％以内に制御できることが確認できる。比較例である実験Ｎｏ．１５※〜１６※は、静電容量の変化率が±２２％以内を満足していない。 As shown in Table 4, the ratio of K m Nb n O 3 as the first phase and Ba α Ti β O 3 as the second phase is 1.2 <a / b within the range of this example. By making it in the range of <5.7, it can be confirmed that the change rate of the capacitance can be controlled within ± 22%. Experiment No. which is a comparative example. In 15 * to 16 * , the rate of change in capacitance does not satisfy ± 22%.
実施例３
まず、出発粉として平均粒径が５００ｎｍのＫの一部をＮａで置換した（Ｋ０．７５Ｎａ０．２５）０．９９５ＮｂＯ３およびＫの一部をＬｉで置換した（Ｋ０．７５Ｌｉ０．２５）０．９９５ＮｂＯ３、Ｎｂの一部をＴａで置換したＫ０．９９５（Ｎｂ０．９０Ｔａ０．１０）Ｏ３と、平均粒径が２００ｎｍのＢａＴｉＯ３を準備し、表５に示す配合比になるように、それぞれ秤量し、分散媒としての水を用いでボールミルにより１７時間湿式混合した。その後、得られた混合物を乾燥して原料粉末を得た。
Example 3
First, as a starting powder, a part of K having an average particle diameter of 500 nm was substituted with Na (K 0.75 Na 0.25 ) 0.995 NbO 3 and a part of K was substituted with Li (K 0.75 Li 0.25 ) 0.995 NbO 3 , K 0.995 (Nb 0.90 Ta 0.10 ) O 3 in which a part of Nb is substituted with Ta, and BaTiO 3 having an average particle diameter of 200 nm are prepared, Each was weighed so as to have a blending ratio shown in Table 5, and wet-mixed for 17 hours by a ball mill using water as a dispersion medium. Thereafter, the obtained mixture was dried to obtain a raw material powder.
次に、出発粉として平均粒径が５００ｎｍのＫ０．９９５ＮｂＯ３と、平均粒径が２００ｎｍのＢａの一部をＣａ，Ｓｒ，Ｍｇで置換した（Ｂａ０．７５Ｃａ０．２５）ＴｉＯ３、（Ｂａ０．７５Ｓｒ０．２５）ＴｉＯ３、（Ｂａ０．７５Ｍｇ０．２５）ＴｉＯ３及び、Ｔｉの一部をＺｒ，Ｃｏ，Ｍｏで置換したＢａ（Ｔｉ０．９０Ｚｒ０．１０）Ｏ３、Ｂａ（Ｔｉ０．９０Ｃｏ０．１０）Ｏ３、Ｂａ（Ｔｉ０．９０Ｍｏ０．１０）Ｏ３を準備し、表５に示す組合せ、配合比になるようにそれぞれ秤量し、分散媒としての水を用いでボールミルにより１７時間湿式混合した。その後、得られた混合物を乾燥して原料粉末を得た。 Next, K 0.995 NbO 3 having an average particle diameter of 500 nm as a starting powder and a part of Ba having an average particle diameter of 200 nm are replaced with Ca, Sr, Mg (Ba 0.75 Ca 0.25 ) TiO 2. 3 , (Ba 0.75 Sr 0.25 ) TiO 3 , (Ba 0.75 Mg 0.25 ) TiO 3, and Ba (Ti 0.90 Zr 0 ) in which a part of Ti is substituted with Zr, Co, Mo. .10 ) O 3 , Ba (Ti 0.90 Co 0.10 ) O 3 , Ba (Ti 0.90 Mo 0.10 ) O 3 were prepared, and the combinations and blending ratios shown in Table 5 were obtained. Weighed and wet mixed with a ball mill for 17 hours using water as a dispersion medium. Thereafter, the obtained mixture was dried to obtain a raw material powder.
表５に示している実験Ｎｏ．１７は置換していないサンプルを示している。実験Ｎｏ．１８〜２０は、Ｋ０．９９５ＮｂＯ３のＫ及びＮｂを一部置換したサンプルである。また、実験Ｎｏ．２１〜２６は、ＢａＴｉＯ３のＢａ及びＴｉを一部置換したサンプルである。 Experiment No. shown in Table 5 Reference numeral 17 denotes a sample that has not been replaced. Experiment No. Samples 18 to 20 are samples in which K and Nb of K 0.995 NbO 3 are partially substituted. In addition, Experiment No. 21 to 26 are samples in which Ba and Ti of BaTiO 3 are partially substituted.
得られた原料粉末に対し、バインダ樹脂としてＰＶＢを２重量％添加し、２５０ＭＰａの圧力で成形することにより、直径１０ｍｍ、厚さ約１ｍｍの円盤状のグリーン成形体を得た。これを空気中で、７００℃、１０時間加熱して脱バインダ処理を行った。 A disc-shaped green molded body having a diameter of 10 mm and a thickness of about 1 mm was obtained by adding 2% by weight of PVB as a binder resin to the obtained raw material powder and molding it at a pressure of 250 MPa. This was heated in the air at 700 ° C. for 10 hours for binder removal treatment.
次いで、得られた脱バインダ後の成形体を、空気中で、１１００〜１２００℃、１０時間、焼成することにより、円盤状の焼結体を得た。得られた円盤状の焼結体は、ＫｍＮｂｎＯ３とＢａαＴｉβＯ３との固溶体相の生成量を調整するため、さらにアニール処理を行った。アニール条件は、空気中で、８２５℃、３０分間、熱処理を行った。さらに、得られた焼結体を研磨し、その主表面にＡｇ電極を塗布し、空気中、６５０℃で２０分間焼付け処理を行うことによって、円盤状のセラミックコンデンサの試料を得た。 Next, the obtained molded body after the binder removal was fired in air at 1100 to 1200 ° C. for 10 hours to obtain a disk-shaped sintered body. The obtained disk-shaped sintered body was further subjected to an annealing treatment in order to adjust the amount of solid solution phase formed of K m Nb n O 3 and Ba α Ti β O 3 . As annealing conditions, heat treatment was performed in air at 825 ° C. for 30 minutes. Further, the obtained sintered body was polished, an Ag electrode was applied to the main surface thereof, and a baking process was performed in air at 650 ° C. for 20 minutes to obtain a disk-shaped ceramic capacitor sample.
各サンプルについて上記した特性の評価を行った。結果を表６に示す。 The characteristics described above were evaluated for each sample. The results are shown in Table 6.
表６に示すように、置換していない実験Ｎｏ．１７に対し、Ｋ及びＮｂを一部置換した実験Ｎｏ．１８〜２０、また、ＢａＴｉＯ３のＢａ及びＴｉを一部置換した実験Ｎｏ．２１〜２６でも、静電容量の変化率を±２２％以内に制御できることが確認できる。 As shown in Table 6, the experimental No. In contrast to Experiment No. 17, K and Nb were partially substituted. 18-20, and experiment No. 1 in which Ba and Ti in BaTiO 3 were partially substituted. 21 to 26, it can be confirmed that the change rate of the capacitance can be controlled within ± 22%.
広範囲な温度領域において比誘電率の変化率が小さいため、車載用としてエンジンルームに近接する環境下や、さらに、ＳｉＣやＧａＮ系の半導体を用いたパワーデバイス用の平滑用のコンデンサとしての用途にも適用できる。 Because the rate of change of relative permittivity is small in a wide temperature range, it is suitable for use as a smoothing capacitor for power devices using SiC or GaN-based semiconductors in an environment close to the engine room for automotive use. Is also applicable.
Claims (2)
０．９９０≦ｍ／ｎ≦１．００５、
０．９９５≦α／β≦１．０１０、
且つ、ｍ／ｎとα／βとが同時に1．０００を取らず、
前記Ｋ ｍ Ｎｂ ｎ Ｏ ３ で表される第一の相の占める割合をａとし、前記Ｂａ α Ｔｉ β Ｏ ３ で 表される第二の相の占める割合をｂとしたとき、
１．２＜ａ／ｂ＜５．７の関係を満足することを特徴とする誘電体磁器組成物。 And having a main component composed of a mixed crystal of a first phase represented by the general formula K m Nb n O 3 and a second phase represented by the general formula Ba α Ti β O 3 , , Α, β are
0.990 ≦ m / n ≦ 1.005,
0.995 ≦ α / β ≦ 1.010,
And m / n and α / β do not take 1.000 at the same time,
When said K m Nb ratio of first phase represented by n O 3 is a, the ratio of the second phase represented by Ba α Ti β O 3 expressed by a and b, respectively,
A dielectric ceramic composition characterized by satisfying a relationship of 1.2 <a / b <5.7 .
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