JP6144753B2 - セラミック材料およびこのセラミック材料を備えるコンデンサ - Google Patents

Description

本発明は多層技術によるコンデンサに適したセラミック材料およびこのセラミック材料を備えたコンデンサに関し、このコンデンサは好ましくは高出力用のアプリケーションに適している。本発明によるコンデンサは、ＡＣ／ＤＣコンバータまたはＤＣ／ＤＣコンバータにおけるフィルター素子として用いることができる。

セラミックコンデンサは、少なくとも２つの導電体を備え、これらの間に誘電性（絶縁性）のセラミック層が配設されている。セラミックコンデンサの特性は、実質的にこのセラミック誘電体の分極特性で決定されている。焦電性とは、電界が印加されていない状態で自発的な分極を備えていることを意味している。電界（または機械的張力）を印加することで、この自発分極の方向が変化され得るならば、この材料は強誘電性である。常誘電相からの相転移の際に、強誘電体のイオンは、互いに平行でなく、互いに逆平行に配列する場合は、この材料は反強誘電性である。

これまでは圧電素子に用いられてきたセラミック材料は、主にチタン酸ジルコン酸鉛系（Ｐｂ（Ｚｒ_xＴｉ_1-x）Ｏ₃またはＰＺＴ）である。この系は、反強誘電性のジルコン酸鉛（ＰｂＺｒＯ₃）と強誘電性のチタン酸鉛（ＰｂＴｉＯ₃，ＰＴＯ）との固溶体（隙間の無い混晶配列、luckenlose Mischkristallreihe）であり、組成により強誘電性も反強誘電性も備えることができる。相図（図１）は、このＰＺＴ系のキュリー温度および結晶対称性がその組成にどのように依存するかを示す。ＦＴおよびＦＲは、強誘電性の正方晶相あるいは菱面体晶相である。ＰＣは、常誘電性の立方晶相を示す。ＡＯおよびＡＴは、反強誘電性の斜方晶相または正方晶相に対応している。ＨＴは、高温相に対応し、ＬＴは低温相に対応している。ＰＴＯから始まって、チタンイオンをジルコンイオンに置換することによってキュリー温度は、４９０℃（Ｔｃ（ＰＴＯ））から２３０℃（ＴＣ（ＰＺＯ））に低下する。この際対称性はＦＴからＦＲを介してＡＯ（室温）まで変化する。Ｔｃより上は、ＰＺＴの常誘電性である。このキュリー温度を下回ると、立方晶構造の歪の兆候が認められるが、これはＺｒ／Ｔｉ比に依存している。すなわち上記の反強誘電性の斜方晶（Ｏ相）または強誘電性の菱面体晶となっているＺｒリッチなＰＺＴ混晶に対し、上記のＴｉリッチなＰＺＴ混晶は、室温で強誘電性で正方晶である。ＰＺＴ材料は、これまで主に圧電素子、たとえば圧電アクチュエータに用いられてきた。このために必要な圧電特性は、いわゆる２つのＦＥ相（ＦＴおよびＦＲ）を分ける結晶相境界（"morphotropic phase boundary"；ＭＰＢ）にとりわけ顕著に表れていた。ここでは２つの異なる結晶構造がＺｒ／Ｔｉ比の僅かな変化によって形成されている。このＭＰＢは、ＰｂＺｒ_0.6Ｔｉ_0.4Ｏ₃とＰｂＺｒ_0.55Ｔｉ_0.45Ｏ₃との間にある。

特許文献１には、ヒーター素子と、誘電体層と、誘電体層(複数)の間に配設された内部電極とを備えたコンデンサ領域とを備えたコンデンサが記載されており、このヒーター素子とコンデンサ領域とは熱伝導するように互いに結合されている。

国際公開第２０１１／０８５９３２号

本発明の実施形態の課題は、多層技術によるコンデンサに適した、改善された特性を有するセラミック材料を提供することである。

この課題は、以下の一般式の、多層技術によるコンデンサのためのセラミック材料によって解決される。

Ｐｂ_{(1-1.5a-0.5b+1.5d+e+0.5f)}Ａ_aＢ_b（Ｚｒ_1-xＴｉ_x）_(1-c-d-e-f)
Ｌｉ_dＣ_eＦｅ_fＳｉ_cＯ₃ ＋ ｙ・ＰｂＯ （Ｉ）

ここで、
Ａは、Ｌａ，Ｎｄ，Ｙ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，ＥｒおよびＹｂから成るグループから選択され、Ｂは、Ｎａ，ＫおよびＡｇから成るグループから選択され、Ｃは、Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｏおよびＭｎから成るグループから選択されており、
０＜ａ＜０．１２，
０．０５≦ｘ≦０．３，
０≦ｂ＜０．１２，
０≦ｃ＜０．１２，
０≦ｄ＜０．１２，
０≦ｅ＜０．１２，
０≦ｆ＜０．１２，
０≦ｙ＜１であり、
ここで、
ｂ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＞０となっている。

本発明によれば、特にＺｒリッチなＰＺＴ混晶層が相図から選択される。さらにｂ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＞０の条件によって、本発明によるセラミック材料における、請求項１で規定されたグループＡ（希土類元素）からなるドーピング剤の他に、Ｌｉ，Ｎａ，Ｋ，Ａｇ，Ｆｅ，Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｏおよびＭｎから成るグループから少なくとも１つの元素（リチウム，鉄およびグループＢとＣ）が存在しなければならない。以上により１０００℃〜１１２０℃の温度で焼結可能なセラミック材料が準備され、これは他の高い温度に耐えられない物質／材料との組み合わせを、既にこのセラミック材料の製造プロセスの間に可能としている。たとえばこのセラミック材料を、たとえば銀または銅のような貴金属でない金属からなる内部電極と共に焼結すること（同時焼成プロセス、"Cofiring"-Verfahren）が可能となる。さらにこのセラミック材料は、グループＡのみからドーピングされたＰＺＴ材料と比較して、大きな反転電界強度（Schaltfeldstarke）および／または大きな比誘電率を有する。

低い焼結温度は、さらに、このセラミック材料の小さな結晶粒サイズ（Korngrosen）の形成を促進し、これはこの誘電体の特性を好ましくするように作用する。正確には、このＰＺＴセラミックの誘電体特性は、一般的にドメインサイズ（Domanengrose）によって決定される。ドメインとは、同じ分極を有するセラミックにおける領域のことである。このドメインサイズは、結晶粒サイズに依存している。結晶粒当たりのドメインの数は、結晶粒サイズと共に増加する。変化したドメインサイズは、このセラミックの材料特性に影響を与える。このためこの結晶粒サイズあるいは結晶粒成長を制御できるようにすることは重要である。

典型的には上記の本発明によるドーピングされたチタン酸ジルコン酸鉛セラミックは、一般式ＡＢＯ₃で記述されるペロブスカイト格子を備え、Ａはこのペロブスカイト格子のＡサイトを示し、ＢはＢサイトを示す。

このペロブスカイト格子は、ドーピングおよび空位に対し大きな許容範囲を有する。

上記のチタン酸ジルコン酸鉛（ＰＺＴ）のペロブスカイト構造は、一般式ＡＢＯ₃で記述される。このＰＺＴ結晶格子の単位格子は、立方体で記述される。
上記のＡサイトはＰｂ²⁺イオンによって占有され、これらはこの立方体の頂点に位置している。それぞれの立方体面の中央には、それぞれ１つのＯ^2-イオンが位置している。この立方体に中心には、Ｔｉ⁴⁺イオンおよびＺｒ⁴⁺イオン（Ｂサイト）が存在している。この構造は、金属イオンの他の金属イオンおよび欠陥（Fehlstellen）との置換に対して大きな許容範囲を有し、これにより良好にドーピングすることができる。

ドーピングによって導入されたイオンと置換されたイオンとの間の大きさの違いによって、この高対称性配位多面体の歪がもたらされる。この歪は、この結晶の対称中心を変化させ、分極率に影響を与える。

様々なドーピング可能性は、ドーピングイオンの価数によって分類される。等原子価ドーピング、すなわち１つのイオンを同じ価数を有する他のイオンによって置換することは、このセラミック材料のおける可能な空位に影響を与えない。低い価数のカチオン（アクセプター）を高い価数のカチオンと置換すると、アニオン格子における空位が生成される。高原子価のカチオン（ドナー）は、これらが低価数のカチオンを置換された場合、このカチオン格子の空位の原因となる。アクセプターおよびドナーのドーピングは、それぞれこの材料特性の特徴的変化をもたらす。アクセプターがドーピングされたセラミックは、「硬質」セラミックと呼ばれ、ドナーがドーピングされたセラミックは「軟質」セラミックと呼ばれる。

たとえばＮｄ³⁺（または請求項１に記載のグループＡの他の希土類元素の１つ）を用いたＡサイトへのドーピングは、ドナードーピングである。ネオジムのイオン半径のために、これはＰｂ²⁺サイトに組み込まれる。Ｐｂ空位が適宜形成されることによって電荷の均等化が行われる。ドーピングの効果は格子の寸法変化であり、単位格子間の長い距離で作用する相互作用の影響である。

たとえばＫ⁺またはＦｅ³⁺を用いたＡサイトあるいはＢサイトへのドーピングは、アクセプタードーピングである。カリウムのイオン半径のために、これはＰｂ²⁺サイトへ組み込まれ、これに対しＦｅ³⁺は、Ｚｒ⁴⁺サイトあるいはＴｉ⁴⁺サイトへ組み込まれる。Ｐｂ²⁺空位（Ａ空孔、A-Vakanzen）の減少および／またはこれに対応した酸素空位の形成によって電荷の均等化が行われる。このドーピングの効果は、結晶粒成長と焼き締り（Sinterverdichtung）を促進する酸素空位の形成であり、これらはこの焼結温度でＫアクセプタによってもたらされる。冷却のプロセスにおいて、Ｎｄドナーとの再結合が準中性の｛Ｎｄ／Ｋ｝欠陥対の形成下で行われ、完成したセラミックにおいては鉛あるいは酸素の空位が全く無いかまたはごくわずかの濃度で存在する。

このドーピングは、この材料の結晶粒成長に作用し、この結晶粒成長は注入されるドーピングの濃度に依存している。ここで少ないドーピング量は、結晶粒成長に寄与するが、これに対してドーピングイオンの量が多すぎると結晶粒成長を阻害する可能性がある。

ドナーがドーピングされたＰＺＴ材料の特性は、ＮｄがＰｂサイトを占有する上記の場合のように、大きくなったドメイン移動度（Domanenbeweglichkeit）にほぼ基づいており、このドメイン移動度はＰｂ空位によってもたらされるものである。この空位は、小さな電界によってもすでにこのドメインが影響されるように働く。これは、ドーピングされていないＰＺＴセラミックと比べて、ドメイン境界の容易な移動性をもたらし、これによって大きな誘電率をもたらす。

上記の本発明によるセラミック材料には、アクセプターおよびドナーのドーピングが必然的に同時に存在している。これは、このセラミックがこれら両方のドーピング方法の１つのみでドーピングされた場合に起こる良くない特性を補償するように働く。たとえばアクセプターのドーピングのみが存在すると、これはしばしば誘電率の低下をもたらし、すなわちこの誘電率はドーピングされていないセラミックより小さくなる。ドナーのドーピングのみが存在すると、結晶粒成長が阻害され、このセラミック体は、望ましい大きさに達しない。本発明により、これらのドーピングが組み合わされて存在することで、ドーピングされていないセラミックからこれらの点が良い方向に取り除かれる。本発明によるセラミックは大きな誘電率を備え、この大きな誘電率は低い焼結温度でももたらされる。

本発明による１つの好ましい実施形態においては、０．１≦ｘ≦０．２である。これはこの範囲で分極曲線（Polarisationskurven）を良好に設定することができるからである。

本発明による１つの好ましい実施形態によれば、０≦ｙ＜０．０５となっている。

本発明による１つの好ましい実施形態によれば、０．００１＜ｂ＜０．１２となっており、ここで好ましくはｄ＝ｅ＝ｆ＝０となっている。

本発明によるもう１つの好ましい実施形態によれば、０．００１＜ｅ＜０．１２となっており、ここで好ましくはｂ＝ｄ＝ｆ＝０となっている。

本発明によるもう１つの好ましい実施形態によれば、Ｂはナトリウム（Ｎａ）である。以上によってこれらの材料特性は、特に１つの希土類元素のみを含むＰＺＴ材料に比べて焼結温度を低下させるように、かつ同時に反転電界強度を大きくするように、とりわけ有利に影響を与える。

本発明によるもう１つの好ましい実施形態によれば、上記の比誘電率は、１ｋＶ／ｍｍ、好ましくは２ｋＶ／ｍｍの電界強度において、０ｋＶ／ｍｍの電界強度での比誘電率の少なくとも６０％となっている。さらに好ましくは、このセラミック材料の２〜５ｋＶ／ｍｍ、好ましくは１ｋＶ／ｍｍ〜１０ｋＶ／ｍｍの電界強度での比誘電率（誘電定数、Dielektrizitatskonstante）は、０ｋＶ／ｍｍの電界強度での比誘電率の少なくとも６０％となっている。これらの測定は好ましくはこのセラミック材料が１２５℃の温度の場合に行われる。

本発明によるもう１つの好ましい実施形態によれば、上記のセラミック材料は、１ｋＶ／ｍｍ、好ましくは２ｋＶ／ｍｍの電界強度で、少なくとも５００、好ましくは１５００の比誘電率を有する。さらに好ましくは、上記のセラミック材料は、２〜５ｋＶ／ｍｍ、好ましくは１ｋＶ／ｍｍ〜１０ｋＶ／ｍｍの電界強度で、少なくとも５００、好ましくは１５００の比誘電率を有する。これらの測定は好ましくはこのセラミック材料が１２５℃の温度の場合に行われる。

分極ヒステリシスの測定は、この比誘電率（誘電定数、Dielektrizitatskonstante）の決定の１つの標準的方法である。周波数依存性の測定には、このヒステリシスループが点毎に測定される準静的方法が知られている。分極測定は、たとえばａｉｘＡＣＣＴ Ｓｙｓｔｅｍｓ ＧｍｂＨ社のＴＦアナライザ２０００を用いて行うことができる。

本発明によるもう１つの好ましい実施形態によれば、上記のセラミック材料は、反強誘電性の誘電体である。このため好ましくは反強誘電性の斜方晶相（Ｏ相）の基本材料ＰＺＴが用いられる。この反強誘電性の配列は、複数の分極した部分格子の重ね合わせで特徴付けられ、これらの電気双極子モーメントは互いに打消しあう。このように反強誘電性結晶は、全く自発分極しないが、しかしながら特別な誘電体特性を備えている。この反強誘電体に電界を印加すると、これはまず線形誘電体のように振舞う。所定の臨界電界強度から、突然反強誘電性相への転移が誘発され、それまでの反平行の双極子は、エネルギー的により安定な平行な方向に反転する。これに対し、これの反転した転移は、より小さな電界で起こる。これがいわゆるダブルヒステリシスループとなる。（図４〜６を参照。これらの図は、それぞれ電界の正の値の場合のヒステリシスループのみを示す。）

反強誘電性セラミック材料は、強誘電性セラミック材料と比較して分極電界ヒステリシスは大きくはない。これは、コンデンサに用いた場合、より僅かなエネルギー損失をもたらす。この理由から、反強誘電性セラミック材料を使用することが本発明では好ましい。

純粋かつ様々にドーピングされたチタン酸ジルコン酸鉛（ＰＺＴ）粉末の製造には、一般的な混合酸化物の方法、または「ゾル−ゲル法」とも呼ばれる、溶剤ベースの方法が用いられる。たとえば成分金属のアセテートまたはアルコラート（Alkoholate）から開始されるが、これらは様々な乾燥処理によって、セラミック前駆体物質である粉砕されたキセロゲル（Xerogele）に変換される。乾燥にはスプレードライおよびスプレーフリーズドライがこれに続くフリーズドライと共に用いられる。続いてこれらの前駆体は、酸化物に熱分解される。このように製造された粉末は、僅かな労力でデアグロメーション（deagglomerieren）され、さらなる処理のための調整が行われる。

本発明による第２の態様によれば、本出願は、コンデンサに関し、このコンデンサは、上記で規定したようなセラミック材料からなる少なくとも１つのセラミック層と、導電性電極とを備え、これらは、少なくとも１つのセラミック層上に形成されている。

もう１つの好ましい実施形態によれば、この導電性の電極は、隣り合うセラミック層の間に配設されている。好ましくは、本発明によるコンデンサは多層コンデンサであり、このコンデンサは、交互になっているセラミック層と電極層からなるモノリシック焼結体として形成されている。

もう１つの好ましい実施形態によれば、上記の導電性電極は、貴金属でない金属、好ましくは銀または銅を含んでいる。さらに好ましくは、内部電極（複数）はＣｕを含んでいる。とりわけ好ましくは、この貴金属でない金属は、これらの内部電極の主成分を形成している。

もう１つの好ましい実施形態によれば、本発明によるコンデンサは、８０℃〜１５０℃の領域において、好ましくは−４０℃〜１５０℃の領域において、少なくとも１Ａ／μＦの電流耐性を有する。本発明によるセラミックコンデンサの製造のために、たとえば、適合したバインダを含む、焼結されていない本発明によるセラミック粉末の懸濁液から、薄いセラミックシートが貼り付けられる。これは、金属ペーストを用いたシルクスクリーン印刷処理によって、将来の電極となるように印刷される。この金属ペーストは、Ｃｕ，ＡｇまたはＰｄを含有してよい。好ましくは、ＡｇまたはＣｕのような貴金属でない金属が用いられるが、これはこの製造プロセスが安価になるからである。上記の印刷された枚葉（Bogen）は、このコンデンサに必要な数の薄層で互いに積層され、プレスされて固められる。このセラミックの比誘電率（誘電定数、Dielektrizitatskonstante）の他に、重なった層の数および層厚が、このコンデンサの最終的な容量値を決定する。この印刷および層形成は、上記の積層体における電極が交互に僅かにずれて互いに積層されるように行われてよく、これによってこれらの電極は、最終的に櫛状に一方の側で接続面と接続することができる。

積層されて、プレスされた積層体は、続いて個々のコンデンサに分割される。

切断された後に、これらの分割されたコンデンサから、バインダがベーキング除去（ausgebacken）される。この後焼成プロセスが行われる。ここで上記のセラミック粉末は、１０００〜１４５０℃の温度で、好ましくは１０００℃〜１１２０℃で焼結され、その最終的な、主に結晶質の構造が得られる。この焼成プロセスによって、このコンデンサは、漸くその所望の誘電特性が得られる。この焼成プロセスに続いて、洗浄が行われ、これに続いて２つの外部電極のための外面のメタライジング化が行われる。このセラミックの端面へのメタライジング化によって、上記の内部電極が平列に接続される。これと同時にこのメタライジング化は、外部の電気的接続面となる。

以下に図を参照して、本発明によるセラミック材料の特有な特性について説明する。

図１は、ＰｂＺｒＯ₃−ＰｂＴｉＯ₃の混晶配列（Mischkristallreihe）の相図を示す。ＦＴおよびＦＲは、強誘電性の正方晶相あるいは菱面体晶相である。ＰＣは、常誘電性の立方晶相を示す。ＡＯおよびＡＴは、反強誘電性の斜方晶相または正方晶相に対応している。ＨＴは、高温相に対応し、ＬＴは低温相に対応している。

図２は、１０５０℃で焼結された、Ｐｂ_0.895-0.5xＬａ０．０７Ｎａ_xＺｒ_0.86Ｔｉ_0.14Ｏ₃のセラミック材料のパラメータｘに依存した焼結収縮（Sinterschwund）を示す。

図３は、１０５０℃で焼結された、Ｐｂ_0.895+1.105xＬａ_0.07(1-x)（Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14）_1-xＮｉ_xＯ₃のセラミック材料のパラメータｘに依存した焼結収縮を示す。

図４は、１２５０℃で焼結された、Ｐｂ_0.88-0.5xＬａ_0.08Ｎａ_xＺｒ_0.80Ｔｉ_0.20Ｏ₃の材料のヒステリシス曲線の比較を示す。これらのヒステリシス曲線は、ｘ＝０，ｘ＝０．００５，ｘ＝０．０１，ｘ＝０．０３に対して示されている。

図５は、１０５０℃で焼結された、Ｐｂ_0.895+1.105xＬａ_0.07(1-x)（Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14）_1-xＮｉ_xＯ₃のセラミック材料のヒステリシス曲線の比較を示す。ｘ＝０．０４およびｘ＝０．０５に対するヒステリシス曲線が示されている。

図６は、Ｃｕ電極を有する多層コンデンサのヒステリシス曲線を、Ｐｂ_0.87Ｌａ_0.07Ｎａ_0.05Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14Ｏ₃のセラミック材料に対して示したものである。

図７は、上記のセラミック材料Ｐｂ_0.87Ｌａ_0.07Ｎａ_0.05Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14Ｏ₃の比誘電率（誘電定数、Dielektrizitatskonstante）を示したものであり、これは図６のヒステリシス曲線の下側の部分（Ast）の微分から得られたものである。

図２および３は、上記の焼結収縮が、ＮａあるいはＮｉの相対量（パラメータｘ）によって制御され得ることを示している。

Ｎａでは、１０５０℃の温度でｘ＝０．０６の値に対して焼結収縮は１５％より大きくなる。これと同等のＮａが無い場合の焼結収縮は、１２６０℃の温度で漸く達成される（図２参照）。これよりこのセラミック材料におけるナトリウムの存在によって、低い温度で焼結することができる。

同様な結果が、焼結助剤Ｎｉに対しても得られる。図３では、Ｐｂ_0.895+1.105xＬａ_0.07(1-x)（Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14）_1-xＮｉ_xＯ₃のセラミック材料が１０５０℃で焼結されている。１５％より大きな最大の焼結収縮は、０．０３より大きなパラメータｘの値で得られる。これよりこのセラミック材料におけるニッケルの存在によって、低い温度で焼結することができる。

図４は、１２５０℃で焼結されたＰｂ_0.88-0.5xＬａ_0.08Ｎａ_xＺｒ_0.80Ｔｉ_0.20Ｏ₃のセラミック材料に対して示されており、分極率および反転電界強度へのパラメータｘの影響が示されている。ｘの値が大きいほど、すなわちこのセラミック材料におけるＮａの割合が大きいほど、より小さな分極率と大きな反転電界強度となっており、これはヒステリシスループが寝てくることを示している。

１０５０℃で焼結された、Ｐｂ_0.895+1.105xＬａ_0.07(1-x)（Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14）_1-xＮｉ_xＯ₃のセラミック材料に対して同様の結果が図５に示されている。ここでは、このパラメータｘの０．０４あるいは０．０５での比較が示されており、このセラミック材料におけるＮｉの割合を高くすると、分極率が低下し、反転電界強度が増加する。

図６には、Ｃｕ電極を有する多層コンデンサのヒステリシス曲線が示されており、この多層コンデンサは、Ｐｂ_0.87Ｌａ_0.07Ｎａ_0.05Ｚｒ_0.86Ｔｉ_0.14Ｏ₃のセラミック材料を備えている。このセラミック材料は、約８ｋＶ／ｍｍの高い反転電界強度を示す。この高い反転電界強度は、このコンデンサに相対的に大きなエネルギーを蓄えることを可能とする。さらにこのセラミック材料は、僅かな分極率−電界強度のヒステリシスを示し、これによりこのコンデンサは、ほんの僅かなエネルギー的損失を有する。

図７には、図６に示すヒステリシス曲線の下側の部分の微分から得られた、比誘電率（誘電定数、Dielektrikumskonstante）が示されている。これは反強誘電性材料の特徴的振る舞いを示している。この比誘電率は、約８ｋＶ／ｍｍで最大値３８００に達する。この最大値は上記の反転電界強度に対応する。

Claims (15)

1. 以下の式による多層技術のコンデンサのセラミック材料であって、
   Ｐｂ_{(1-1.5a-0.5b+1.5d+e+0.5f)}Ａ_aＢ_b（Ｚｒ_1-xＴｉ_x）_(1-c-d-e-f)
   Ｌｉ_dＣ_eＦｅ_fＳｉ_cＯ₃ ＋ ｙ・ＰｂＯ （Ｉ）
   ここで、
   Ａは、Ｌａ，Ｎｄ，Ｙ，Ｅｕ，Ｇｄ，Ｔｂ，Ｄｙ，Ｈｏ，ＥｒおよびＹｂから成るグループから選択され、Ｂは、Ｎａ，ＫおよびＡｇから成るグループから選択され、Ｃは、Ｎｉ，Ｃｕ，ＣｏおよびＭｎから成るグループから選択されており、
   ０＜ａ＜０．１２，
   ０．１≦ｘ＜０．２，
   ０≦ｂ＜０．１２，
   ０≦ｃ＜０．１２，
   ０≦ｄ＜０．１２，
   ０≦ｅ＜０．１２，
   ０≦ｆ＜０．１２，
   ０≦ｙ＜１であり、
   ここで、
   ｂ＋ｄ＋ｅ＋ｆ＞０となっていることを特徴とする、セラミック材料。
2. 請求項１に記載のセラミック材料において、
   ０．１＜ｘ＜０．２であることを特徴とするセラミック材料。
3. 請求項１または２に記載のセラミック材料において、
   ０．００１＜ｂ＜０．１２であることを特徴とするセラミック材料。
4. 請求項１または２に記載のセラミック材料において、
   ０．００１＜ｅ＜０．１２であることを特徴とするセラミック材料。
5. 請求項１乃至４のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
   ＢはＮａであることを特徴とするセラミック材料。
6. 請求項１乃至５のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
   比誘電率は、１ｋＶ／ｍｍの電界強度において、０ｋＶ／ｍｍの電界強度での比誘電率の少なくとも６０％となっていることを特徴とするセラミック材料。
7. 請求項１乃至６のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
   比誘電率は、２〜５ｋＶ／ｍｍの電界強度において、０ｋＶ／ｍｍの電界強度での比誘電率の少なくとも６０％となっていることを特徴とするセラミック材料。
8. 請求項１乃至７のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
   前記セラミック材料は、１ｋＶ／ｍｍの電界強度において、少なくとも５００の比誘電率を有することを特徴とするセラミック材料。
9. 請求項１乃至８のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
   前記セラミック材料は、２〜５ｋＶ／ｍｍの電界強度において、少なくとも５００の比誘電率を有することを特徴とするセラミック材料。
10. 請求項１乃至９のいずれか１項に記載のセラミック材料において、
    前記セラミック材料は、反強誘電性誘電体であることを特徴とするセラミック材料。
11. 請求項１乃至１０のいずれか１項に記載のセラミック材料からなる少なくとも１つのセラミック層と、
    前記少なくとも１つのセラミック層上に形成された導電性電極と、
    を備えることを特徴とする、コンデンサ。
12. 請求項１１に記載のコンデンサにおいて、
    前記導電性電極は、隣り合うセラミック層の間に配設されていることを特徴とするコンデンサ。
13. 請求項１１または１２に記載のコンデンサにおいて、
    前記導電性電極は、貴金属でない金属を含むことを特徴とするコンデンサ。
14. 請求項１１乃至１３のいずれか１項に記載のコンデンサにおいて、
    １００℃における電流耐性が、少なくとも１Ａ／μＦであることを特徴とするコンデンサ。
15. 請求項１１乃至１４のいずれか１項に記載のコンデンサにおいて、
    電流耐性は、８０℃〜１５０℃の領域において、少なくとも１Ａ／μＦであることを特徴とするコンデンサ。

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