TWI400729B

TWI400729B - Dielectric ceramics and laminated ceramic capacitors

Info

Publication number: TWI400729B
Application number: TW097131748A
Authority: TW
Inventors: Takehisa Sasabayashi; Tomoyuki Nakamura; Masayuki Ishihara; Takayuki Yao
Original assignee: Murata Manufacturing Co
Priority date: 2007-09-19
Filing date: 2008-08-20
Publication date: 2013-07-01
Also published as: KR20100055484A; CN101801882A; JP5182531B2; CN105130422A; US7911764B2; KR101161495B1; WO2009037922A1; TW200917299A; JPWO2009037922A1; US20100165541A1

Description

介電質陶瓷及積層陶瓷電容

本發明係關於一種介電質陶瓷及積層陶瓷電容，更詳細而言，本發明係關於與小型、大容量之積層陶瓷電容之介電質材料相適之介電質陶瓷以及使用該介電質陶瓷所製造之積層陶瓷電容。

積層陶瓷電容係使用於各種各樣的電子裝置之電路中之電子零件，伴隨電子裝置之小型化，要求積層陶瓷電容小型化。

該種積層陶瓷電容係將在介電質層與介電質層之間介在有內部電極者積層，且使該積層體燒結而形成，但為了不降低積層陶瓷電容之容量而使其小型化，必須使介電質層薄層化。

另一方面，在使介電質層薄層化後，該介電質層上會被施加高電場強度之電壓，由此可能會導致介電常數之降低及溫度特性之劣化，以及由於高溫下之長時間驅動而使絕緣電阻降低，易產生不良品，從而導致可靠性降低。

由此，必須實現一種介電質陶瓷，即使在因介電質層之薄層化而被施加有高電場強度之電壓時，其介電常數亦較大，具有良好的溫度特性，且可靠性優異。

因此，一直以來，提出一種介電質陶瓷，其具有如下組成：包含主成分與添加成分，其中，上述主成分含有由ABO₃ (A為Ba及Ca，或者為Ba、Ca及Sr；B為Ti，或者為Ti 及Zr、Hf中之至少任1種)所表示之鈣鈦礦型化合物，上述添加成分含有Si、特定之稀土類元素R及特定之金屬元素M，且該介電質陶瓷具備晶粒與佔據晶粒間之晶界，關於上述晶粒個數之85%以上者，於其截面之90%以上之區域中，上述添加成分不固溶，且存在上述主成分，對於上述晶界中之分析點數之85%以上之分析點，含有至少上述Ba、上述Ca、上述Ti、上述Si、上述R及上述M(專利文獻1)。

於專利文獻1中，將(Ba，Ca)TiO₃ 作為主成分，作為副成分，含有Si、特定之稀土類元素R及特定之金屬元素M，且使上述副成分幾乎不固溶於主成分中而是存在於晶界中，以此確保高溫負載壽命，從而謀求可靠性之提高。

[專利文獻1]日本專利特開2004－224653號公報

然而，在將專利文獻1之介電質陶瓷使用於薄層的積層陶瓷電容時，存在以下問題：相對於施加電場之靜電容量之變動較大。

即，通常，於積層陶瓷電容中施加有0.1~0.5 V左右之交流電壓，但根據使用狀況，有時交流電壓之振幅會變動。特別是伴隨近年來的薄層化之進展，施加電場之變動增大，由此，靜電容量亦會較大地變動，從而存在交流電壓特性(以下稱「AC電壓特性」)劣化之問題。

本發明係鑒於如上所述之問題研製而成者，其目的在於提供一種AC電壓特性得以改善之介電質陶瓷，進而，提供一種具有良好的AC電壓特性，此外可維持所需之介電特性與良好的溫度特性，且耐電壓性亦良好，從而亦能確保可靠性之介電質陶瓷、及使用該等介電質陶瓷之積層陶瓷電容。

為達成上述目的，本發明之介電質陶瓷之特徵在於：其係具有如下組成：以通式ABO₃ 所表示之鈣鈦礦型化合物(A必含有Ba，且含有選自Ba、Ca、Sr中之至少1種；B必含有Ti，且含有選自Ti、Zr、Hf中之至少1種)作為主成分，進而含有稀土類元素R與Ni，上述稀土類元素R含有選自由La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu及Y所成群中之至少1種，且該介電質陶瓷具備晶粒與晶界，上述Ni均勻或者大致均勻地固溶於晶粒內，且上述晶粒中之上述稀土類元素R之固溶區域中，以截面面積比計為平均10%以下(包含0%)。

又，本發明之介電質陶瓷之特徵在於：上述組成係由以下通式表示：100A_m BO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eXO_w (其中，M表示選自由Mn、Fe、Cu、Co、V、W、Cr、Mo及Al所成群中之至少1種之金屬元素，X表示含有至少Si之燒結助劑成分。n、v及w為分別對應於上述稀土類元素R、上述金屬元素M及上述燒結助劑成分X之價數而唯一決定之正數)，且上述m、a、b、c、d及e分別滿足0.96≦m≦1.030、0.05≦a≦3、0.1≦b≦1.5、0.1≦c≦1.0、0.1≦d≦ 1.5及0.05≦e≦3.5。

另外，本發明之積層陶瓷電容係具有將介電質層與內部電極交替積層而成之陶瓷燒結體，並且於該陶瓷燒結體之兩端部形成有外部電極，且該外部電極與上述內部電極被電性連接，該積層陶瓷電容之特徵在於：上述介電質層係藉由上述介電質陶瓷所形成。

根據本發明之介電質陶瓷，上述Ni均勻或者大致均勻地固溶於晶粒內，且上述晶粒中之上述稀土類元素R之固溶區域中，以截面面積比計為平均10%以下(包含0%)，因此，藉由使Ni均勻或者大致均勻地固溶於晶粒內而抑制稀土類元素R固溶於晶粒中，從而可改善靜電容量之AC電壓特性。

又，上述組成係由以下通式表示：100A_m BO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eXO_w ，且上述m、a、b、c、d及e分別為0.96≦m≦1.030、0.05≦a≦3、0.1≦b≦1.5、0.1≦c≦1.0、0.1≦d≦1.5及0.05≦e≦3.5，因此，亦不會損及介電特性、溫度特性、耐電壓性、可靠性等之諸特性，從而可獲得AC電壓特性得以改善之介電質陶瓷。

即使在上述Ba之一部分由Sr及Ca中之至少任一元素所取代，且上述Ti之一部分由Zr及Hf中之至少任一元素所取代之情況下，亦可發揮上述作用效果。

而且，根據本發明之積層陶瓷電容，其係具有將介電質層與內部電極交替積層而成之陶瓷燒結體，並且於該陶瓷燒結體之兩端部形成有外部電極，且該外部電極與上述內部電極經電性連接，上述介電質層係藉由上述介電質陶瓷所形成，因此，可獲得一種相對於AC電壓之變動具有穩定之靜電容量，並且可維持所需之較大的介電常數與良好的溫度特性，且介電損失亦較小，耐電壓性亦良好，還能確保可靠性之積層陶瓷電容。

具體而言，可獲得以下可靠性優異之積層陶瓷電容：在以有效電壓0.5 Vrms為基準之情況下，有效電壓為0.1 Vrms時的靜電容量之電壓變化率為±8%以內，介電常數ε 為2800以上，在以25℃之靜電容量為基準之情況下，－55℃~＋105℃時的靜電容量之變化率為±22%以內，滿足EIA(electronic industries association，美國電子工業協會)標準之X6S特性，絕緣破壞電壓為100 V以上，且即使於高溫下受到連續驅動，亦不會產生不良品。

其次，詳細說明本發明之實施形態。

本發明之介電質陶瓷係具有以下組成：以通式ABO₃ 所表示之鈣鈦礦型化合物(A必含有Ba，且含有選自Ba、Ca、Sr中之至少1種；B含有選自Ti、Zr、Hf中之至少1種)作為主成分，進而含有稀土類元素R與Ni，上述稀土類元素R含有選自由La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu及Y所成群中之至少1種，且該介電質陶瓷具備晶粒與晶界。

其次，Ni均勻或者大致均勻地固溶於晶粒內(以下，僅稱「均勻固溶」)，並且上述晶粒中之稀土類元素R之固溶區域中，以截面面積比計為平均10%以下(包含0%)。

使介電質陶瓷中含有特定之稀土類元素R，藉此可抑制介電損失tanδ，又可謀求高溫負載時之耐久性提高，從而可有助於提高可靠性。

並且，作為如上所述之特定之稀土類元素R，可使用選自由La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu及Y所成群中之1種或者該等之組合。

另外，於複數個部位之任意截面測定上述稀土類元素R於晶粒中之固溶區域後可知，以截面面積比表示時，若其平均值超過10%固溶於晶粒內，則AC電壓特性之劣化顯著。換言之認為，形成上述稀土類元素R於晶粒中之固溶區域為平均10%以下之陶瓷組織，藉此可改善AC電壓特性。

因此，本發明者等著眼於上述問題進行了努力研究後可知，使Ni均勻固溶於晶粒內，由此，以截面面積比表示時，可將稀土類元素R於晶粒中之固溶抑制於平均10%以下。

藉此可改善靜電容量之AC電壓特性，但從確保介電常數ε 及介電損失tanδ等之介電特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性、進而可靠性等諸特性之觀點而言，較好的是，將A位與B位之組成莫耳比m調配為適當範圍，並且使組成系中包括含有特定之金屬元素M、Mg、Si之燒結助劑，且將各成分調配成適當範圍。

即，作為介電質陶瓷，較好的是由以下通式(A)所表示之組成系所構成。而且，特別好的是，組成調配為使m、a、b、c、d及e滿足下述數式(1)~(6)。

100A_m BO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eXO_w ………(A) 0.96≦m≦1.030………(1) 0.05≦a≦3………(2) 0.1≦b≦1.5………(3) 0.1≦c≦1.0………(4) 0.1≦d≦1.5………(5) 0.05≦e≦3.5………(6)

此處，作為金屬元素M，可使用選自由Mn、Fe、Cu、Co、V、W、Cr、Mo及Al所成群中之1種或者該等之組合。

作為A_m BO₃ 中之A位成分，必含有Ba，但視需要，以Ca及Sr中之至少任一者取代Ba之一部分亦較佳。又，作為B位成分，必含有Ti，但視需要，以Zr及Hf中之至少任一者取代Ti之一部分亦較佳。

作為燒結助劑成分X，含有至少Si，且除該Si以外，可視需要而適當選擇使用Ti、Li、Na、B、K、Mg等。

再者，n為對應於稀土類元素R之價數而唯一決定之正數，例如，當稀土類元素R為3價之Dy時，n為3/2。

同樣地，v為對應於金屬元素M之價數而唯一決定之正數，例如，當金屬元素M為2價時，v為1，當金屬元素M為5價時，v為5/2。又，w為對應於燒結助劑成分X之價數而唯一決定之正數，當X為4價Si時，w為2。

其次，對將m、a、b、c、d及e設定為上述數式(1)~(6)之較佳理由加以描述。

(1)m

m表示作為主成分之BaTiO₃ 系化合物的A位與B位之組成莫耳比，理想配比為1.000，但視需要，以A位過剩或者B位過剩之方式來調整A位化合物與B位化合物之組成莫耳比亦較佳。

然而，若組成莫耳比m未滿0.96，則主成分組成中之B位過度過剩，其結果導致稀土類元素R易固溶於晶粒。即，於該情形時，即使Ni均勻固溶於晶粒中，亦會促進稀土類元素R於晶粒中固溶，其結果可能會使晶粒中之稀土類元素R之固溶區域擴大，平均值甚至亦超過10%，從而無法改善靜電容量之AC電壓特性。而且，靜電容量之溫度特性亦會劣化，進而還可能會導致可靠性降低。另一方面，若組成莫耳比m超過1.030，則主成分組成中之A位過度過剩，其結果可能會導致介電常數ε 降低。

因此，組成莫耳比m較好的是0.96≦m≦1.030。

(2)a

如上所述使Ni均勻固溶於晶粒中，藉此可抑制稀土類元素R固溶於晶粒中，從而可獲得良好的AC電壓特性。

然而，當Ni之含量相對於主成分100莫耳份未滿0.05莫耳份時，即使Ni固溶於晶粒中，亦無法發揮所需之作用效果。另一方面，若Ni之含量相對於主成分100莫耳份超過3 莫耳份，則即使靜電容量之AC電壓特性良好，亦可能導致耐電壓降低且可靠性降低。

因此，相對於主成分100莫耳份之Ni之莫耳份a較好的是0.05<a≦3。

(3)b

將稀土類元素R添加到主成分中，藉此如上所述可抑制介電損失tanδ，亦有助於提高可靠性。其次，以截面面積比表示時，將於晶粒中之固溶抑制於平均10%以下，藉此可改善靜電容量之AC電壓特性。

然而，若稀土類元素R之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份未滿0.1莫耳份，則稀土類元素R可能會以稀薄之濃度擴散至晶粒之較廣區域。即，稀土類元素R擴散至晶粒之較廣區域，其結果為，在以截面面積比表示時，固溶區域平均會超過10%，從而可能無法改善靜電容量之AC電壓特性。而且於該情形時，介電損失tanδ會變大，進而可能會導致可靠性降低。另一方面，若稀土類元素R之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份超過1.5莫耳份，則可能會導致介電常數ε降低，且靜電容量之溫度特性劣化。

因此，相對於主成分100莫耳份之稀土類元素R之莫耳份b較好的是0.1≦b≦1.5。

(4)c

將金屬元素M添加到主成分中，藉此可謀求諸特性之提高，因而使介電質陶瓷中含有適量之金屬元素M亦較佳。

然而，若金屬元素M之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份未滿0.1莫耳份，則無法期待所需之添加效果。另一方面，若金屬元素M之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份超過1.0莫耳份，則可能會導致介電常數ε之降低。

因此，相對於主成分100莫耳份之金屬元素M之莫耳份c較好的是0.1≦c≦1.0。

(5)d

將Mg成分添加到主成分中，藉此可抑制介電損失tanδ，又可使耐電壓性及可靠性提高，因而，使介電質陶瓷中含有與其他金屬元素M不同之另外的適量之Mg亦較佳。

然而，若Mg成分之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份未滿0.1莫耳份，則無法期待所需之添加效果。另一方面，若Mg成分之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份超過1.5莫耳份，則可能會導致介電常數ε降低及靜電容量之溫度特性劣化。

因此，相對於主成分100莫耳份之Mg成分之莫耳份d較好的是0.1≦d≦1.5。

(6)e

於主成分中添加適量之燒結助劑，藉此可使燒結性提高，可有助於低溫煅燒，且可謀求介電質陶瓷之各種特性之提高。

然而，若燒結助劑成分X之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份未滿0.05莫耳份，則無法使燒結性提高，從而無法獲得高介電常數。另一方面，當燒結助劑成分X之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份超過3.5莫耳份時，即便使Ni 均勻固溶於晶粒中，稀土類元素R仍易固溶於晶粒，因而無法改善靜電容量之AC電壓特性，且靜電容量之溫度特性亦可能劣化。

因此，相對於主成分100莫耳份之燒結助劑成分X之莫耳份e較好的是0.05≦e≦3.5。

如上所述，使上述通式(A)所表示之介電質陶瓷滿足上述數式(1)~(6)，藉此可獲得一種介電質陶瓷，其AC電壓特性良好，且可維持所需之較大的介電常數與良好的溫度特性，介電損失亦較小，耐電壓性良好，還能確保可靠性。

其次，對使用本介電質陶瓷所製造之積層陶瓷電容加以詳述。

圖1係示意性地表示上述積層陶瓷電容之一種實施形態之剖面圖。

該積層陶瓷電容係於陶瓷燒結體10中埋設有內部電極2a~2f，且於該陶瓷燒結體10之兩端部形成有外部電極3a、3b，進而於該外部電極3a、3b之表面形成有第1電鍍膜4a、4b及第2電鍍膜5a、5b。

即，陶瓷燒結體10係將由上述介電質陶瓷所形成之介電質層1a~1g與內部電極層2a~2f交替積層並煅燒而成，內部電極層2a、2c、2e係與外部電極3a電性連接，內部電極層2b、2d、2f係與外部電極3b電性連接。而且，在內部電極層2a、2c、2e與內部電極層2b、2d、2f之對向面之間形成靜電容量。

其次，對上述積層陶瓷電容之製造方法之一例加以詳述。

首先，準備BaCO₃ 等之A位化合物、TiO₂ 等之B位化合物、NiO等之Ni化合物作為陶瓷原材料。

其次，稱量出特定量之該等A位化合物、B位化合物及Ni化合物。

接著，將該稱量物與PSZ(Partially Stabilized Zirconia：部分穩定化氧化鋯)球等之磨球及純水一同投入到球磨機中，經充分的濕式混合粉碎後，以1000℃以上之溫度進行煅燒處理，以製作晶粒中均勻固溶有Ni之含有{100A_m BO₃ ＋aNiO}之煅燒粉末。

即，使構成主成分之陶瓷原材料與NiO混合並煅燒合成，藉此可使Ni成分容易固溶於晶粒內。

其次，準備含有稀土類元素R之R化合物、含有金屬元素M之M化合物、含有至少Si之燒結助劑，並稱量出特定量。接著，於球磨機內將該等稱量物與上述煅燒粉末混合，然後使其蒸發乾燥，獲得陶瓷原料粉末。

其次，將上述陶瓷原料粉末與有機黏合劑及有機溶劑一同投入到球磨機中進行濕式混合，藉此製作陶瓷漿料，其後，以脂漿混合法等對陶瓷漿料進行成形加工，製作陶瓷生片。

接著，使用內部電極用導電膏於陶瓷生片上進行網版印刷，從而於上述陶瓷生片之表面形成特定圖案之導電膜。

再者，作為內部電極用導電膏中含有之導電材料，從低成本化之觀點考慮，較好的是使用將Ni、Cu及該等合金作為主成分之賤金屬材料。

其次，將形成有導電膜之陶瓷生片於特定方向上積層複數片，並以未形成有導電膜之陶瓷生片進行夾持、壓接，再將其切割成特定尺寸，以製作陶瓷積層體。然後，以溫度300~500℃進行脫黏處理，進而，在將氧分壓控制為10^－9 ~10^－12 MPa之由H₂ －N₂ －H₂ O氣體所組成之還原性環境中，以溫度1100~1250℃進行約2小時之煅燒處理。藉此，將導電膜與陶瓷生片一同燒結，以獲得將內部電極2a~2f與介電質層1a~1g交替積層之陶瓷燒結體10。

如上所述，使R化合物等之其他添加物混合於煅燒粉末中而獲得陶瓷原料粉末，且將煅燒溫度於上述溫度範圍內調整為特定溫度，藉此可容易抑制稀土類元素R於晶粒中之固溶區域，從而在以截面面積比表示時，可將上述固溶區域容易抑制於平均10%以下。

其次，於陶瓷燒結體10之兩端面上塗佈外部電極用導電膏，並進行燒製處理，藉此形成外部電極3a、3b。

再者，關於外部電極用導電膏中所含有之導電性材料，仍從低成本化之觀點考慮，較好的是使用Cu等之賤金屬材料。

另外，作為外部電極3a、3b之形成方法亦可為，於陶瓷積層體之兩端面上塗佈外部電極用導電膏後，與陶瓷積層體同時進行煅燒處理。

接著，最後進行電解電鍍，於外部電極3a、3b之表面形成由Ni等組成之第1電鍍膜4a、4b，進而於該第1電鍍膜4a、4b之表面形成由焊錫及錫等組成之第2電鍍膜5a、5b，藉此製造積層陶瓷電容。

如此，本積層陶瓷電容係介電質層1a~1g使用上述介電質陶瓷而製造，故可獲得具有如下特性之積層陶瓷電容：即便使介電質層1a~1g更加薄層化，亦可確保良好的AC電壓特性，且不會損及介電特性及溫度特性，高溫負載壽命良好，可靠性優異，且具有良好的耐電壓。

具體而言，可獲得如下積層陶瓷電容：靜電容量之AC電壓特性為，在以有效電壓0.5 Vrms為基準之情況下，有效電壓為0.1 Vrms時的靜電容量之變化率為±8%以內，具有介電常數ε為2800以上之高介電常數，靜電容量之溫度特性為，在以25℃之靜電容量為基準之情況下，於－55~＋105℃時的靜電容量之變化率為±22%以內，又，於105℃之高溫下具有2000小時以上之耐久性，且適合於絕緣破壞電壓為100 V以上之薄層化的積層陶瓷電容。

而且，本實施形態中，於製作煅燒粉末時使Ni固溶於作為主成分之A_m BO₃ 中，藉此，即便不使用特殊之製法，亦可抑制稀土類元素R於晶粒中之固溶，從而可容易製造具有所需之陶瓷組織的介電質陶瓷。

再者，本發明並非限定於上述實施形態。例如，於上述積層陶瓷電容之製造過程中，有Zr、Zn、Ag、Na、Pd、Hf或Sr等作為雜質混入並存在於晶粒內及晶界中之虞，但並不影響積層陶瓷電容之電特性。

又，於積層陶瓷電容之煅燒處理中，內部電極成分可能會擴散到晶粒內及晶界中，於該情形時，亦不會對積層陶瓷電容之電特性造成任何影響。

另外，關於金屬元素M、Mg成分及燒結助劑之於介電質陶瓷上之存在形態，並無特別限制，其可固溶於晶粒內，亦可存在於晶界及結晶三相點中。

而且，於上述實施形態中，作為主成分之A_m BO₃ 係藉由將A位化合物、B位化合物作為起始原料之固相合成法而製作，但亦可藉由水解法及水熱合成法、共沈法等製作。進而，關於A位化合物、B位化合物，除碳酸鹽及氧化物以外，可根據合成反應之形態而適當選擇硝酸鹽、氫氧化物、有機酸鹽、醇鹽、螯合化合物等。

其次，具體說明本發明之實施例。

[實施例1] [試料之製作] [試料編號1]

準備BaCO₃ 、TiO₂ 及NiO作為陶瓷原材料，且稱量該等陶瓷原材料，使Ba與Ti之組成莫耳比m為1.010，且相對於100莫耳份之BaTiO₃ ，NiO之莫耳份a為1.0。

其次，將該稱量物與PSZ球及純水一同投入到球磨機中，經48小時濕式混合粉碎後，以1100℃之溫度進行煅燒處理，製作煅燒粉末。

接著，準備Dy₂ O₃ 、MnCO₃ 、MgCO₃ 及SiO₂ 作為添加物材料。然後，稱量該等添加物材料，使介電質陶瓷滿足下述通式(B)。

100Ba_1.010 TiO₃ ＋1.0NiO＋1.0DyO_3/2 ＋0.3MnO＋1.0MgO＋1.5SiO₂ ………(B)

其次，將該等添加物材料與上述煅燒粉末一同投入到球磨機中，並於該球磨機內進行24小時濕式混合，然後使其蒸發乾燥，獲得陶瓷原料粉末。

其後，於該陶瓷原料粉末中加入作為有機黏合劑之聚乙烯醇縮丁醛系黏合劑及作為有機溶劑之乙醇，並投入到球磨機中，進行特定時間的濕式混合，製作陶瓷漿料。接著，使用刮刀成形法將該陶瓷漿料進行薄片成形，製作陶瓷生片。

其次，準備以Ni作為主成分之內部電極用導電膏。然後，將該內部電極用導電膏塗佈於上述陶瓷生片上並進行網版印刷，從而於上述陶瓷生片之表面形成特定圖案之導電膜。

接著，將形成有導電膜之陶瓷生片於特定方向上積層複數枚，並以未形成有導電膜之陶瓷生片進行夾持、壓接，再將其切割成特定尺寸，以製作陶瓷積層體。然後，以溫度300℃進行脫黏處理，進而，在將氧分壓控制為10^－10 ~10^－12 MPa之由H₂ －N₂ －H₂ O氣體所組成之還原性環境中，以溫度1220℃進行約2小時煅燒處理，藉此，獲得將介電質層與內部電極交替積層而成之陶瓷燒結體。

其次，準備以含有B₂ O₃ －Li₂ O－SiO₂ －BaO系玻璃成分之將Cu作為主成分之外部電極用導電膏。接著，於上述陶瓷燒結體之兩端面上塗佈上述外部電極用導電膏，且於N₂ 環境中以800℃之溫度進行燒製處理，形成與內部電極電性連接之外部電極，藉此製作試料編號1之積層陶瓷電容。

所獲得之積層陶瓷電容之外形尺寸為長1.6 mm，寬0.8 mm，厚1.0 mm，介電質層之平均每1層之厚度為0.7 μm。又，有效介電質陶瓷層之總數為50，平均每1層之對向電極面積為0.8 mm² 。

[試料編號2]

不添加NiO，除此之外，以與試料編號1相同之方法、順序製作試料編號2之積層陶瓷電容。

[試料編號3]

準備BaCO₃ 及TiO₂ 作為陶瓷原材料，且稱量該等陶瓷原材料，使Ba與Ti之組成莫耳比m為1.010。

接著，將該稱量物與PSZ球及純水一同投入到球磨機中，經48小時濕式混合粉碎後，以1100℃以上之溫度進行煅燒處理，製作煅燒粉末。

其次，準備NiO、Dy₂ O₃ 、MnCO₃ 、MgCO₃ 及SiO₂ 作為添加物材料。接著，與試料編號1相同，稱量該等添加物材料，使介電質陶瓷滿足上述通式(B)。

其次，將該等添加物材料與上述煅燒粉未一同投入到球磨機中，並於該球磨機內進行24小時濕式混合，然後使其蒸發乾燥，獲得陶瓷原料粉末。

其次，之後以與[試料編號1]相同之方法、順序而製作試料編號3之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

於試料編號1~3之積層陶瓷電容之截面中，經以下所示之TEM－EDX(transmission electron microscopy equipped with energy dispersive X－ray analysis，穿透式電子顯微鏡之能量分散式X射線分析儀)之對照分析，測定晶粒中之Ni之固溶部分的面積比率(以下，記作「固溶面積比率」)及Dy之固溶面積比率。

即，對於任意之晶粒，使用具有2 nm之探針之TEM－EDX來掃描全體晶粒，以檢測晶粒中之Ni固溶的區域，求出Ni固溶之面積比。此時，Ni之固溶/非固溶之臨界值相對於主成分100莫耳份設為0.5莫耳份。對於Dy之固溶面積比率，亦以相同之測定方法進行。

於任意20個晶粒中進行該測定，求出其平均值。對於Ni，將固溶面積比率為80%以上之情形作為「均勻固溶」。對於Dy，將固溶面積比率之定量值顯示於表1。

由該表1顯然可知，試料編號2中，於介電質陶瓷中不含有Ni，因而促進Dy成分於晶粒中之固溶，且固溶面積比率變大，為26%。

又，試料編號3雖於介電質陶瓷中含有Ni，但Dy成分之固溶面積比率變大，為20%。認為其原因在於，在煅燒粉末製作時未將NiO與BaCO₃ 及TiO₂ 混合，而是於煅燒後進行混合，故Ni並未均勻固溶於晶粒內，因此促進Dy成分於晶粒中之固溶。

相對於此可知，試料編號1中，Ni均勻固溶於晶粒內，由此阻礙Dy成分於晶粒中之固溶，固溶面積比率成為8%，從而可抑制於10%以下。

[特性評價]

以下對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性及可靠性進行評價。

即，使用自動橋式測定器，於頻率1 kHz、有效電壓0.5 Vrms、溫度25℃之條件下測定靜電容量C及介電損失tanδ，並根據靜電容量C計算出介電常數ε。

關於AC電壓特性，於頻率1 kHz、溫度25℃之條件下測定有效電壓為0.5 Vrms、0.1 Vrms時之靜電容量C_0.5 、C_0.1 。以0.5 Vrms時之靜電容量C_0.5 作為基準，求出0.1 Vrms時之靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 ，並將該電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為±8%以內作為良品進行評價。

關於溫度特性，以＋25℃之靜電容量作為基準，於－55℃~＋105℃之範圍內測定於最大的＋105℃時之靜電容量之溫度變化率(△C₁₀₅ /C₂₅ )。若溫度變化率(△C₁₀₅ /C₂₅ )為±22%以內，則滿足EIA標準之X6S特性，從而作為良品，以此評價溫度特性。

關於耐電壓，對各試料施加電壓，使施加電壓上升，測定於絕緣破壞時之電壓，並將絕緣破壞電壓為100 V以上作為良品進行評價。

關於可靠性，進行高溫負載試驗，根據高溫負載壽命進行評價。即，關於各試料100個，於溫度105℃之高溫下，施加9.5 V之直流電壓，測定絕緣電阻之經時變化。其次，在試驗開始後經過1000小時及經過2000小時之時，將絕緣電阻已降低為200 kΩ以下之試料判斷為不良品，並計算該不良品之個數，評價高溫負載壽命，即可靠性。

表2顯示試料編號1~3之各測定結果。

由表1及表2顯然可知，試料編號2中，Dy成分之固溶面積比率為26%，超過10%，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為－11.6%，無法抑制於±8%以內，從而靜電容量相對於電壓變動不穩定。而且還可知，於該情形時，靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為－27.6%，無法抑制於±22%以內，從而不滿足EIA標準之X6S特性。進而，亦於高溫負載試驗中，經過2000小時後，於100個中產生3個不良品。

試料編號3之情況亦為，Dy成分之固溶面積比率達20%，超過10%，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為－9.2%，無法抑制於±8%以內。又，亦可知，靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為－22.5%，無法抑制於±22%以內，從而不滿足EIA標準之X6S特性。進而，亦於高溫負載試驗中，經過2000小時後，於100個中產生2個不良品。

相對於此，試料編號1中，Dy成分之固溶面積比率為8%，被抑制於10%以下，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為－6.0%，從而可改善為±8%以內。又可知，靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 亦為－17.5%，滿足EIA標準之X6S特性。進而可知，高溫負載壽命亦為，在經過2000小時之時，未產生不良品。

如上所述使Ni均勻固溶於晶粒內，藉此可將Dy成分之固溶面積比率抑制於10%以內，從而可改善靜電容量之AC電壓特性，進而靜電容量之溫度特性及可靠性亦可獲得良好的結果。

[實施例2] [試料之製作]

[試料編號11~18]

製作與試料編號1之組成相同之陶瓷原料粉末，獲得陶瓷積層體。

其次，將該陶瓷積層體於溫度300℃時進行脫黏處理，進而，在將氧分壓控制為10^－10 ~10^－12 MPa內之由H₂ －N₂ －H₂ O氣體所組成之還原性環境中，對各個試料以1140~1280℃ 之範圍內的不同溫度進行約2小時煅燒處理，獲得試料編號11~18之積層陶瓷電容。

[試料編號19~26]

不添加NiO，除此之外，以與試料編號11~18相同之方法、順序，獲得煅燒溫度不同之試料編號19~26之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

對於試料編號11~26之各試料，以與[實施例1]相同之方法分析陶瓷組織之構造，調查晶粒中之Ni成分之固溶狀態，求出Dy成分之固溶面積比率。

表3顯示試料編號11~26中相對於主成分100莫耳份之Ni之莫耳份a、Ni成分之固溶狀態、Dy成分之固溶面積比率及煅燒溫度。

在煅燒溫度上升時，Dy成分之固溶面積比率亦上升。即可知，藉由調整煅燒溫度而可對Dy成分之固溶面積比率進行微調整。

另外，將使Ni均勻固溶於晶粒內之試料編號11~18與不含有Ni成分之試料編號19~26進行對比後可知，試料編號11~18之各試料相較於對應的試料編號19~26之各試料，可抑制Dy成分之固溶面積比率。認為其原因在於，使Ni成分均勻固溶於晶粒中，從而Dy成分難以於晶粒中固溶。

[特性評價]

對於試料編號11~26之各試料，以與[實施例1]相同之方法，對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性及可靠性進行評價。

表4顯示其測定結果。

由表3及表4顯然可見，試料編號17、18中，Ni均勻固溶於晶粒內，但因煅燒溫度高，故Dy成分之固溶面積比率分別為16%、21%，超過10%。由此可知，在靜電容量之電壓變化率C_0.1 /C_0.5 分別為－10.3%、－11.3%時，其絕對值超過8%而變大，且靜電容量之溫度特性亦不滿足EIA標準之X6S特性。

又，由於試料編號19~26中不含有Ni，故Dy成分之固溶面積比率分別為12~52%，無法充分抑制Dy成分於晶粒中之固溶。由此可知，在靜電容量之電壓變化率C_0.1 /C_0.5 分別為－8.2~－19.6%時，其絕對值超過8%而變大，且靜電容量之溫度特性亦不滿足EIA標準之X6S特性。亦可知，特別是對於Dy成分之固溶面積比率超過40%之試料編號25、26，於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，於100個中產生15個以上之不良品，從而導致可靠性降低。

相對於此，試料編號11~16中，將Dy成分之固溶面積比率抑制於2~10%，由此可將靜電容量之電壓變化率C_0.1 /C_0.5 改善為－5.8~－6.4%。又可知，在靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為－16.2~－20.1%時，可獲得±22%以內之良好的結果，靜電容量之溫度特性亦滿足EIA標準之X6S特性。進而，亦於高溫負載試驗中，經過2000小時之時，未產生不良品。

即，將組成成分調配成如本實施例2，使Ni均勻固溶於主成分中，且調整煅燒溫度，藉此可將Dy成分之固溶面積比率抑制於10%以內。而且由此可知，可不損及介電常數 ε、介電損失tanδ、絕緣破壞電壓、靜電容量之溫度特性等之諸特性及可靠性而改善靜電容量之電壓特性。

可知，特別是在Dy成分之固溶面積比率越少時，介電常數ε越呈降低傾向，但靜電容量之AC電壓特性及靜電容量之溫度特性仍可獲得良好的結果。

[實施例3] [試料之製作]

準備BaCO₃ 、TiO₂ 及NiO作為陶瓷原材料，且稱量該等陶瓷原材料，使Ba與Ti之組成莫耳比m及相對於100莫耳份之BaTiO₃ 的NiO之莫耳份a為表5所示之值，並以與[實施例1]相同之方法、順序製作煅燒粉末。

其次，準備含有稀土類元素R之R氧化物(La₂ O₃ 、CeO₂ 、Pr₆ O₁₁ 、Nd₂ O₃ 、Sm₂ O₃ 、Eu₂ O₃ 、Gd₂ O₃ 、Tb₂ O₃ 、Dy₂ O₃ 、Ho₂ O₃ 、Er₂ O₃ 、Tm₂ O₃ 、Yb₂ O₃ 、Lu₂ O₃ 、Y₂ O₃ )、含有金屬元素M之M氧化物(MnO、Fe₂ O₃ 、CuO、CoO、V₂ O₅ 、WO₃ 、Cr₂ O₃ 、MoO₂ 、Al₂ O₃ )、MgO以及SiO₂ 作為添加物材料。

接著，稱量該等添加物材料，使由介電質陶瓷之下述通式(C)所表示之b、c、d及e為表5所示之值。

100Ba_m TiO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eSiO₂ ………(C)

其次，於球磨機內將該等添加物材料與上述煅燒粉末混合，然後使其蒸發乾燥，獲得陶瓷原料粉末。

接著於其後，以與[實施例1]相同之製作方法製作試料編號31~58之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

其次，與[實施例1]相同，使用TEM－EDX進行陶瓷組織之構造分析，並調查Ni成分之固溶狀態，從而確認Ni成分均勻固溶於晶粒中。又，測定R成分之固溶面積比率。

表5顯示試料編號31~58之各試料之成分組成及R成分之固溶面積比率。

試料編號49、51、55及58中，R成分之固溶面積比率均超過10%，為本發明範圍外。

於試料編號49中，R成分之固溶面積比率超過10%，認為其原因在於，雖Ni固溶於晶粒內，但組成莫耳比m為0.958，因而主成分中B位過度過剩(Ti過剩)。又，於試料編號51中，R成分之固溶面積比率超過10%，認為其原因在於，R成分(Dy)為低濃度，擴散存在於較廣範圍內。又，於試料編號55中，R成分之固溶面積比率超過10%，認為其原因在於，不含有適量之MgO。進而，於試料編號58中，R成分之固溶面積比率超過10%，認為其原因在於，作為燒結助劑之SiO₂ 之含有量過多。

相對於此可知，試料編號31~48、50、52~54、56、57中，適量地調製有添加物各自之含有量，藉此可將R成分之固溶面積比率抑制於10%以內。

再者，將R成分之莫耳份b為0.08之試料編號51與R成分之莫耳份b為1.8之試料編號52進行對比後，儘管莫耳份b前者小於後者，但固溶面積比率前者卻遠大於後者。此原因在於，前者如上所述，其R成分為低濃度，且擴散存在於晶粒較廣之範圍，相對於此，後者中R成分為較高濃度，散布在局部。

[特性評價]

對於試料編號31~58之各試料，以與[實施例1]相同之方法，對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性以及可靠性進行評價。

表6顯示其測定結果。

由表5及表6顯然可知，如上所述，試料編號49、51、55及58中，R成分之固溶面積比率均超過10%，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為－9.8~－13.6%，其絕對值超過8%，從而無法改善AC電壓特性，

可知，特別是試料編號49、51及55於高溫負載試驗中，在經過1000小時後，於100個中產生5~9個不良品，在經過2000小時後，於100個中產生32~34個不良品，導致可靠性之顯著降低。又可知，於B位過剩之試料編號49及過剩添加有燒結助劑之試料編號58中，靜電容量之溫度特性劣化，從而不滿足EIA標準之X6S特性。

另一方面可知，試料編號48、50、52~54、56、57之任一者中，R成分之固溶面積比率均為10%以下，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 為－5.1~－7.1%，從而可抑制於±8%以內。

其中，可知試料編號48中，在NiO相對於主成分100莫耳份為3.2莫耳份時，含量超過3莫耳份，故絕緣破壞電壓降低為90 V，從而耐電壓性劣化，於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，於100個中產生6個不良品，導致可靠性降低。

又，試料編號50中，Ba與Ti之組成莫耳比m為1.032，A位過度過剩，故介電常數ε降低為2020，且靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 亦為－22.1%，從而溫度特性劣化，不滿足EIA標準之X6S特性。

試料編號52中，R成分之含有莫耳量之總計相對於主成分100莫耳份為1.8莫耳份，超過1.5莫耳份，故介電常數ε降低為2320，且靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 亦為－23.1%，從而溫度特性劣化，不滿足EIA標準之X6S特性。

試料編號53中，完全不含有金屬元素M，故絕緣破壞電壓降低為70 V，亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，於100個中產生9個不良品。

試料編號54中，金屬元素M之含有莫耳量之總計相對於主成分100莫耳份為1.1莫耳份，超過1.0莫耳份，故介電常數ε降低為2130，且亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，於100個中產生4個不良品。

試料編號56中，MgO之含有莫耳量相對於主成分100莫耳份為2.0莫耳份，超過1.5莫耳份，故靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 亦為－24.5%，從而溫度特性劣化，不滿足EIA標準之X6S特性。

試料編號57中，完全不含有燒結助劑，故燒結性降低，介電常數ε為1820，絕緣破壞電壓為60 V，均極低，且亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，於100個中產生2個不良品。

相對於此，於試料編號31~47中，將R成分之固溶面積比率抑制於10%以內，且組成莫耳比m為0.96≦m≦1.030，相對於主成分100莫耳份之NiO之莫耳份a、RO_n 之莫耳份b、MO_v 之莫耳份c、MgO之莫耳份d以及SiO₂ 之莫耳份e分別為0.05≦a≦3.0、1≦b≦1.5、0.1≦c≦1.0、0.1≦d≦1.5以及0.05≦e≦3.5，均處於適當範圍內，故靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 改善為±8%以內，而且介電常數ε具有2980~3620之高介電常數，靜電容量之溫度特性滿足EIA標準之X6S特性，絕緣破壞電壓可確保為100 V以上，於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，完全未產生不良品個數。

該實施例3之結果顯示，將R成分之固溶面積比率抑制於10%以內，由此可改善靜電容量之AC電壓特性，但若添加物之含量在適當範圍外，則於介電常數ε、靜電容量之溫度特性、耐電壓性以及可靠性中之至少一者會劣化，另一方面，使添加物之含量為適當範圍，由此可不損及介電特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性、可靠性等之諸特性而改善靜電容量之AC電壓特性。

[實施例4] [試料之製作]

準備BaCO₃ 、SrCO₃ 、CaCO₃ 、TiO₂ 、ZrO₂ 、HfO₂ 及NiO作為陶瓷原材料，且稱量特定量之該等陶瓷原材料，以與[實施例1]相同之方法、順序製作煅燒粉末。

其次，準備與[實施例3]相同之R氧化物、M氧化物、MgO及SiO₂ 作為添加物材料。

接著，稱量該等添加物材料，使滿足介電質陶瓷之下述通式(D)。

100A_m BO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eSiO₂ ………(D)

此處，A表示Ba及Sr及/或Ca；B表示Ti及Zr及/或Hf。

其次，於球磨機內將該等添加物材料與上述煅燒粉未混合，然後使其蒸發乾燥，獲得陶瓷原料粉末。

其後以與[實施例1]相同之製作方法製作試料編號61~76之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

對於試料編號61~76，與[實施例1]相同，使用TEM－EDX 進行陶瓷組織之構造分析，並調查Ni成分之固溶狀態，從而確認Ni均勻固溶於晶粒內。又，同樣地測定R成分之固溶面積比率後，確認為10%以內。

[特性評價]

對於試料編號61~76之各試料，以與[實施例1]相同之方法，對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性及可靠性進行評價。

表7顯示試料編號61~76之各試料之成分組成，表8顯示各特性之測定結果。

由該表7及表8顯然可見，即使在以Sr及/或Ca取代構成A位之Ba之一部分時以及在以Zr及/或Hf取代構成B位之Ti之一部分時，亦與僅由Ba形成A位或者僅由Ti形成B位之情形相同，可一方面將靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 抑制於±8%以內，一方面使靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為±22%以內，進而，可使介電常數ε為2800以上，且亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，不良數為0。即可知，使Ni成分均勻固溶於晶粒中以使R成分之固溶面積比率為10%以內，且將A位與B位之組成莫耳比m及各添加物之含有莫耳量保持於適當範圍，藉此，即使在以Ca及/或Sr取代Ba之一部分時以及在以Zr及/或Hf取代Ti之一部分時，亦可實現一種不僅AC電壓特性優異，且介電特性、溫度特性、耐電壓及可靠性亦優異之積層陶瓷電容。

[實施例5] [試料之製作]

製作與[實施例1]之試料編號1相同之煅燒粉末。

其次，作為添加物材料，除Dy₂ O₃ 、MnO及MgO之外，還準備作為含有燒結助劑成分X之X氧化物的SiO₂ 、TiO₂ 、Li₂ O、NaO、B₂ O₃ 、K₂ O、MgO。

接著，稱量該等添加物材料，使介電質陶瓷由下述通式(E)表示。

100Ba_1.010 TiO₃ ＋1.0NiO＋1.0DyO_3/2 ＋0.3MnO＋1.0MgO＋eXO_w ………(E)

接著，其後以與[實施例1]相同之製作方法製作試料編號81~87之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

對於試料編號81~87，與[實施例1]相同，使用TEM－EDX進行陶瓷組織之構造分析，並調查Ni之固溶狀態，從而確認Ni均勻固溶於晶粒中。又，同樣地測定R成分之固溶面積比率後，確認為10%以內。

[特性評價]

對於試料編號81~87之各試料，以與[實施例1]相同之方法，對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、靜電容量之溫度特性、耐電壓性及可靠性進行評價。

表9顯示試料編號81~87中之燒結助劑成分X之成分種類及相對於主成分100莫耳份之莫耳份e，表10顯示各特性之測定結果。

由該表9及表10顯然可見，即便已使用除Si成分之外添加有試料編號82~87之成分之燒結助劑時，亦可一方面將靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 抑制於±8%以內，一方面使靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為±22%以內，進而，可使介電常數ε為2800以上，且亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時不良數為0。即可知，使Ni均勻固溶於晶粒內，以使R成分之固溶面積比率為10%以內，且將A位與B位之組成莫耳比m及各添加物之含有莫耳量保持於適當範圍，藉此，即使在除Si之外含有其他燒結助劑成分時，亦可實現一種不僅AC電壓特性優異，且介電特性、溫度特性、耐電壓性及可靠性亦優異之積層陶瓷電容。

[實施例6] [試料之製作]

設法使如表11所示之特定之雜質成分相對於主成分100莫耳份含有特定莫耳份，除此之外，以與[實施例1]之試料編號1相同之製作方法製作實施例91~97之積層陶瓷電容。

[陶瓷組織之構造分析]

對於試料編號91~97，與[實施例1]相同，使用TEM－EDX進行陶瓷組織之構造分析，並調查Ni成分之固溶狀態，從而確認Ni成分均勻固溶於晶粒中。又，同樣地測定R成分之固溶面積比率後，確認為10%以內。

[特性評價]

對於試料編號91~97之各試料，以與[實施例1]相同之方法，對介電常數ε、介電損失tanδ、靜電容量之AC電壓特性、溫度特性、耐電壓性及可靠性進行評價。

表11顯示於試料編號91~97中之雜質成分之成分種類及相對於主成分100莫耳份之莫耳份，表12顯示各特性之測定結果。

由該表11及表12顯然可見，即使於介電質陶瓷中含有微量之雜質，亦可一方面將靜電容量之電壓變化率△C_0.1 /C_0.5 抑制於±8%以內，一方面使靜電容量之溫度變化率△C₁₀₅ /C₂₅ 為±22%以內，進而可使介電常數ε為2800以上，且亦於高溫負載試驗中，在經過2000小時之時，不良數為0。即可確認，即使於介電質陶瓷中含有微量之雜質，亦不會影響諸特性。

1a~1g‧‧‧介電質層

2a~2f‧‧‧內部電極

3a、3b‧‧‧外部電極

10‧‧‧陶瓷燒結體

圖1係表示使用本發明之介電質陶瓷所製造的積層陶瓷電容之一實施形態之剖面圖。

1a~1g‧‧‧介電質層

2a~2f‧‧‧內部電極

3a、3b‧‧‧外部電極

4a、4b‧‧‧第1電鍍膜

5a、5b‧‧‧第2電鍍膜

10‧‧‧陶瓷燒結體

Claims

一種介電質陶瓷，其特徵在於：具有如下組成：以通式ABO₃ 所表示之鈣鈦礦型化合物(A必含有Ba，且含有選自Ba、Ca、Sr中之至少1種；B必含有Ti，且含有選自Ti、Zr、Hf中之至少1種)作為主成分，進而含有稀土類元素R與Ni，上述稀土類元素R含有選自由La、Ce、Pr、Nd、Sm、Eu、Gd、Tb、Dy、Ho、Er、Tm、Yb、Lu及Y所成群中之至少1種；且該介電質陶瓷具備晶粒與晶界；上述Ni均勻或者大致均勻地固溶於晶粒內，且於上述晶粒中，上述稀土類元素R之固溶區域以截面面積比計為平均10%以下(包含0%)。
如請求項1之介電質陶瓷，其中上述組成係由以下通式表示：100A_m BO₃ ＋aNiO＋bRO_n ＋cMO_v ＋dMgO＋eXO_w (其中，M表示選自由Mn、Fe、Cu、Co、V、W、Cr、Mo及Al所成群中之至少1種之金屬元素，X表示至少含有Si之燒結助劑成分；n、v及w為分別對應於上述稀土類元素R、上述金屬元素M及上述燒結助劑成分X之價數而唯一決定之正數)，且上述m、a、b、c、d及e分別滿足0.96≦m≦1.030、0.05≦a≦3、0.1≦b≦1.5、0.1≦c≦1.0、0.1≦d≦1.5、及0.05≦e≦3.5。
一種積層陶瓷電容，其係具有將介電質層與內部電極交替積層而成之陶瓷燒結體，並且於該陶瓷燒結體之兩端部形成有外部電極，且該外部電極與上述內部電極經電性連接，其特徵在於：上述介電質層係藉由請求項1或2之介電質陶瓷所形成。