WO2006041093A1 - 高周波用誘電体セラミックス - Google Patents

高周波用誘電体セラミックス Download PDF

Info

Publication number
WO2006041093A1
WO2006041093A1 PCT/JP2005/018791 JP2005018791W WO2006041093A1 WO 2006041093 A1 WO2006041093 A1 WO 2006041093A1 JP 2005018791 W JP2005018791 W JP 2005018791W WO 2006041093 A1 WO2006041093 A1 WO 2006041093A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
wilmite
titanium oxide
firing
rutile
high frequency
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/018791
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hitoshi Ohsato
Yiping Guo
Original Assignee
Nagoya Industrial Science Research Institute
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nagoya Industrial Science Research Institute filed Critical Nagoya Industrial Science Research Institute
Priority to JP2006540949A priority Critical patent/JP5134819B2/ja
Publication of WO2006041093A1 publication Critical patent/WO2006041093A1/ja

Links

Classifications

    • H—ELECTRICITY
    • H01—ELECTRIC ELEMENTS
    • H01B—CABLES; CONDUCTORS; INSULATORS; SELECTION OF MATERIALS FOR THEIR CONDUCTIVE, INSULATING OR DIELECTRIC PROPERTIES
    • H01B3/00—Insulators or insulating bodies characterised by the insulating materials; Selection of materials for their insulating or dielectric properties
    • H01B3/02—Insulators or insulating bodies characterised by the insulating materials; Selection of materials for their insulating or dielectric properties mainly consisting of inorganic substances
    • H01B3/12—Insulators or insulating bodies characterised by the insulating materials; Selection of materials for their insulating or dielectric properties mainly consisting of inorganic substances ceramics
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/16—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on silicates other than clay
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3232—Titanium oxides or titanates, e.g. rutile or anatase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3284—Zinc oxides, zincates, cadmium oxides, cadmiates, mercury oxides, mercurates or oxide forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/604—Pressing at temperatures other than sintering temperatures
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/77—Density

Definitions

  • the present invention relates to a high frequency dielectric ceramic.
  • High-frequency dielectric materials are becoming important materials for determining the characteristics of communication circuits due to recent developments in information communication technology.
  • Forsterite is known as one of such high-frequency dielectric ceramics. This is a reaction product of MgO and SiO (Mg SiO), which has a relatively good high frequency
  • Patent Document 1 a forsterite dielectric material having a low dielectric loss in the microwave region by controlling the impurities and the particle size of the powder in the forsterite manufacturing process.
  • acid titanium rutile-type titanium oxide
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 3083638
  • Patent Document 2 Japanese Patent No. 3083645
  • a dielectric material having a low dielectric constant and a high quality factor such as forsterite
  • rutile-type titanium oxide is a material with a large temperature coefficient on the positive side. Accordingly, the present inventors have attempted to create a dielectric material having a small absolute value of temperature coefficient by adjusting the amount of rutile-type titanium oxide added to forsterite.
  • the present invention has been made in view of the above-described circumstances, and an object of the present invention is to provide a novel high-frequency dielectric ceramic having an excellent dielectric characteristic, which is easy to manage the synthesis process. is there.
  • Wilmite does not react with moisture in the air or evaporates during firing, so that it is easy to synthesize a compound with a stoichiometric composition.
  • Wilmite can be fired at a lower temperature than forsterite.
  • the dielectric material that also has the strength of Wilmite alone is from forsterite alone. Therefore, it is suitable as a low dielectric constant material used for a device in which signal delay is a problem.
  • Wilmite is a material having a large temperature coefficient on the negative side, and the temperature coefficient can be adjusted to around 0 by adding rutile-type titanium oxide.
  • wilmite does not react with rutile-type titanium oxide under firing conditions to produce a by-product. For this reason, it is possible to stably obtain a temperature coefficient corresponding to the addition amount of rutile-type titanium oxide without maintaining delicate firing conditions, and to maintain the excellent high-frequency dielectric properties of Wilmite. Can be easily mass-produced.
  • the present invention has been made on the basis of powerful new knowledge.
  • the present invention is a high-frequency dielectric ceramic having a main phase of a crystalline phase of Wilmite.
  • Another aspect of the present invention is a high-frequency dielectric ceramic containing a Wilmite crystal phase as a main phase and a rutile type titanium oxide crystal phase as a subphase.
  • a high-frequency dielectric ceramic having a low dielectric constant and a high quality factor can be provided.
  • a high-frequency dielectric ceramic having a low dielectric constant and a high quality factor can be provided.
  • wilmite and rutile-type titanium oxide titanium it is possible to provide an excellent dielectric ceramic for high frequency in which the temperature coefficient is controlled close to the absolute value force.
  • the dielectric ceramic for high frequency of the present invention can be fired at a relatively low temperature, it can be fired at a low temperature such as an electronic device manufactured by simultaneous firing in which electrodes are formed simultaneously with firing of a substrate. Therefore, it can be expected to be used as a dielectric material that requires
  • the Wilmite used in the present invention does not generate by-products during the synthesis process or vaporize components during firing, so that synthesis of a compound having the intended composition is possible. It is easy and suitable for mass production.
  • FIG. 1 Process diagram showing an example of a manufacturing process of high frequency dielectric ceramics with a single strength of Wilmite
  • FIG. 2 Process diagram showing an example of a manufacturing process for high-frequency dielectric ceramics that contains the crystal phase of wilmite as the main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as the sub phase.
  • FIG. 3 Graph showing the relationship between firing temperature and relative density in high-frequency dielectric ceramics that also have a single strength of Wilmite
  • FIG. 5 Graph showing the relationship between firing temperature and quality factor in high-frequency dielectric ceramics that also have a single strength of Wilmite
  • FIG. 7 A graph showing the relationship between firing temperature and apparent density in high-frequency dielectric ceramics that contain the crystal phase of wilmite as the main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as the subphase.
  • FIG. 8 A graph showing the relationship between firing temperature and relative dielectric constant in high-frequency dielectric ceramics that contain the crystal phase of wilmite as the main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as the sub-phase.
  • Figure 10 Crystal of Wilmite In a high-frequency dielectric ceramic containing a phase as a main phase and a rutile-type titanium dioxide crystal phase as a subphase, a dull that shows the relationship between the firing temperature and the temperature coefficient.
  • FIG. 11 is a graph showing the relationship between the titanium oxide addition rate and the relative dielectric constant in high-frequency dielectric ceramics that contain the crystal phase of wilmite as the main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as the subphase.
  • FIG. 12 A graph showing the relationship between the titanium oxide addition rate and the quality factor in high frequency dielectric ceramics containing the crystalline phase of wilmite as the main phase and the crystalline phase of rutile-type titanium oxide as the subphase.
  • FIG. 13 The relationship between the titanium oxide addition rate and the temperature coefficient in high-frequency dielectric ceramics containing the crystal phase of wilmite as the main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as the subphase.
  • the dielectric ceramic for high frequency of the present invention has a crystalline phase of Wilmite as a main phase, and the crystalline phase of rutile type titanium oxide, which may be a single strength of the crystalline phase of Wilmite, is a secondary phase. It may be contained as a phase.
  • the crystal phase of rutile-type titanium oxide is contained, the content is preferably 7% by weight or more and 14% by weight or less based on the weight of the crystal phase of Wilmite.
  • Such a high-frequency dielectric ceramic can be manufactured as follows.
  • the particle size is preferably as small as possible, but it is sufficient that the particle size is sufficiently reacted in the pre-baking.
  • the pulverization can be performed by a general method using, for example, a ball mill.
  • the obtained mixed powder of raw materials is dried and then temporarily fired (temporary firing step).
  • the pre-baking may be performed, for example, with a baking temperature of about 1200 ° C. and a baking time of about 3 hours.
  • virumite is synthesized.
  • the synthesized Wilmite is pulverized and dried again to produce Wilmite powder.
  • the pulverization can be performed by a general method using, for example, a ball mill.
  • noisya is added to the obtained Wilmite powder and granulated (granulation step).
  • organic pastes such as polybulal alcohol and methylcellulose can be preferably used.
  • the granulated powder is molded (molding process). For example, after molding by uniaxial pressing at 8 MPa for 2 minutes using a mold with a diameter of 12 mm, it is re-molded by cold isostatic pressing (CIP) at 200 MPa for 2 minutes to form a pellet-shaped molding. It can be done by obtaining.
  • CIP cold isostatic pressing
  • the degreasing treatment may be performed under the condition that organic substances such as a binder contained in the molded product are gradually burned off.
  • the degreasing treatment may be performed at 300 to 500 ° C. for about 4 to 8 hours.
  • the main firing is a firing temperature of 1200 ° C or higher 1432 It can be carried out at less than ° C and a firing time of about 2 hours. A firing temperature of less than 1200 ° C is not preferable because sintering does not proceed sufficiently.
  • the firing temperature refers to the temperature measured by installing a thermocouple in the heating furnace.
  • ⁇ 2 to 3 ° C there is an error of ⁇ 2 to 3 ° C at the center of the heating furnace and about 30 ° C depending on the measurement position throughout the furnace.
  • dielectric ceramics for high frequency having a single strength of Wilmite can be obtained.
  • FIG. 2 shows a process diagram showing an example of the manufacturing process.
  • the process of obtaining the Wilmite powder by performing pre-firing may be performed in the same manner as in the production of the dielectric ceramic for high frequency having the Wilmite simple substance.
  • rutile-type titanium oxide powder together with the binder to the obtained Wilmite powder, mix and grind and granulate by spray drying, etc. to obtain a powder (mixing process) granulation process ).
  • organic pastes such as polybulal alcohol and methylcellulose can be preferably used.
  • a high-purity rutile type titanium oxide titanium Specifically, it is preferable to use one having a purity of 99.5% or more.
  • the addition amount of rutile type titanium oxide is preferably 7% by weight or more and 14% by weight or less based on the weight of the Wilmite powder. This is because dielectric ceramics having a small absolute value of temperature coefficient within this range can be obtained.
  • the addition rate of rutile-type titanium oxide in this step is the dielectric material finally obtained. It can be considered that it is almost equal to the content of the rutile-type titanium oxide phase in the ceramic mix (percentage by weight relative to the Wilmite crystal phase).
  • the obtained granular material is pressure-molded (molding step).
  • the molding can be performed, for example, by molding with a uniaxial press and then remolding with a cold isostatic press (CIP).
  • CIP cold isostatic press
  • the obtained compact is degreased and then fired (main firing step).
  • the degreasing and main firing processes are the same as the production of dielectric ceramics for high frequency, which has the above-mentioned Wilmite unit power. The same may be done. Even when rutile-type titanium oxide is added, the firing temperature should be 1200 ° C or higher and lower than 1432 ° C for the same reason as in the case of manufacturing dielectric ceramics for high frequency composed of Wilmite alone. Cost.
  • a dielectric ceramic for high frequency containing the crystal phase of wilmite as a main phase and the crystal phase of rutile-type titanium oxide as a sub phase can be obtained.
  • the obtained Wilmite powder was added with 1% polybulal alcohol as a binder, mixed, and then molded by uniaxial pressing at 300 kg / cm 3 for 2 minutes to obtain a cylindrical molded product. .
  • the molded product was placed in a heating furnace, degreased by heating at 400 ° C for 2 hours, and then heated, and subjected to main firing at 1280 ° C for 2 hours to obtain a cylindrical sintered body .
  • a part of the sintered body was polished on both end surfaces to prepare a sample.
  • the apparent density was determined by the Archimedes method.
  • the relative density was obtained by dividing the obtained apparent density value by the theoretical density.
  • the both-end short-circuited dielectric resonator method CliS R 1627 improved from the Hakki and Coleman method.
  • the relative dielectric constant ⁇ , the quality factor Q ′ f value, and the temperature coefficient ⁇ were measured.
  • the measurement frequency is 14
  • the temperature coefficient ⁇ is the resonance frequency f in the temperature range of +20 to + 80 ° C.
  • the obtained sintered body was analyzed by a powder X-ray diffraction method (radiation source: CuKa).
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 1-1, except that the firing temperature in the main firing was 1300 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 1-1 except that the firing temperature in the main firing was 1320 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 1-1 except that the firing temperature in the main firing was 1340 ° C.
  • Examples of dielectric ceramics for high frequency use including a crystal phase of wilmite as a main phase and a crystal phase of rutile-type titanium oxide as a sub phase]
  • Wilmite powder was prepared in the same manner as in Example 1-1. To the resulting Wilmite powder, 11% by weight of high-purity rutile-type titanium oxide powder was added to the Wilmite powder, and 1% PolyBuur alcohol was added as a binder and mixed. This mixture was pulverized in distilled water for 24 hours with a ball mill using zirconium balls, and then dried at 100 ° C. for 24 hours to obtain a mixed powder.
  • the obtained mixed powder was molded in the same manner as in Example 11, and degreased and main-fired to obtain a sintered body.
  • the firing temperature for main firing was 1200 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 2-1, except that the firing temperature in the main firing was 1230 ° C.
  • Example 2-3 A sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 2-1, except that the firing temperature in the main firing was 1250 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 2-1, except that the firing temperature in the main firing was 1280 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 2-1, except that the addition ratio of rutile-type titanium oxide was changed to 5% by weight.
  • the firing temperature in the main firing was 1250 ° C.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 3-1, except that the addition ratio of rutile-type titanium oxide was changed to 10% by weight.
  • a sintered body was produced and tested in the same manner as in Example 3-1, except that the addition ratio of rutile-type titanium oxide was changed to 15% by weight.
  • Table 1 shows the measurement results of the relative density, relative dielectric constant ⁇ r , quality factor Q ′ f and temperature coefficient ⁇ of each sintered body in Examples 11 to 14.
  • Figure 3 shows the firing temperature and phase f.
  • Fig. 4 is a graph showing the relationship between the firing temperature and the TP relative dielectric constant
  • Fig. 5 is a graph showing the relationship between the firing temperature and the quality factor
  • Fig. 6 is a graph showing the relationship between the firing temperature and the quality factor. The graphs showing the relationship between the firing temperature and the temperature coefficient are shown respectively.
  • the quality factor is about 160,000 to 220,000 GHz, and it was found that dielectric ceramics with a good quality factor can be obtained at a lower firing temperature compared to phonoresterite. In addition, the quality factor increased as the firing temperature increased, but it increased linearly, especially up to 1320 ° C, and then the slope became gentle.
  • Examples of high-frequency dielectric ceramics including a wilmite crystal phase as a main phase and a rutile-type titanium oxide crystal phase as a subphase
  • Table 2 shows the measurement results of the apparent density, relative dielectric constant ⁇ , quality factor Q′f, and temperature coefficient ⁇ of each sintered body in Examples 2-1 to 2-4.
  • Figure 7 shows the firing temperature
  • Fig. 8 is a graph showing the relationship between apparent density
  • Fig. 8 is a graph showing the relationship between firing temperature and relative dielectric constant
  • Fig. 9 is a graph showing the relationship between firing temperature and quality factor
  • Fig. 10 is a graph showing the relationship between firing temperature and quality factor. Shows graphs showing the relationship between the firing temperature and the temperature coefficient, respectively.
  • the temperature coefficient showed a stable value near 0 at a firing temperature of 1200 to 1280 ° C.
  • the fact that the temperature coefficient is relatively wide and stable in the temperature range means that the stability of the crystalline phase of Wilmite and the rutile phase of titanium oxide is good, and does not react with each other during firing. It is thought to be caused by this. This means that it is not necessary to delicately control the firing temperature in the dielectric ceramic manufacturing process, and it can be said that it has characteristics suitable for mass production of Wilmite.
  • Table 3 shows the measurement results of the relative dielectric constant ⁇ , the quality factor Q′f, and the temperature coefficient ⁇ of each sintered body in Examples 3-1 to 3-3.
  • the results of Example 2-3 (calcination conditions are the same f
  • Fig. 11 is a graph showing the relationship between the oxide titanate addition rate and the relative dielectric constant.
  • Fig. 12 is a graph showing the relationship between the titanium oxide addition rate and the quality factor. Shows graphs showing the relationship between the titanium oxide addition rate and the temperature coefficient, respectively.
  • the quality factor decreased as the amount of titanium oxide added increased. For this reason, it is considered preferable to minimize the amount of titanium oxide added in order to maintain a high quality factor.
  • Wilmite does not react with titanium oxide and does not lose the rutile phase, so that the temperature coefficient adjusting effect of titanium oxide can be maximized. Therefore, in dielectric materials that have Wilmite as the main phase and rutile titanium oxide as the subphase, the amount of titanium oxide added can be minimized to obtain the desired temperature coefficient, resulting in high quality. The coefficient can be maintained.

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Ceramic Engineering (AREA)
  • Inorganic Chemistry (AREA)
  • Manufacturing & Machinery (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Structural Engineering (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Inorganic Insulating Materials (AREA)
  • Compositions Of Oxide Ceramics (AREA)

Abstract

　本発明によれば、高周波用誘電体材料としてウイルマイトを使用することにより、低誘電率で高い品質係数をもつ高周波用誘電体セラミックスを提供できる。また、ウイルマイトとルチル型酸化チタンとを組み合わせることにより、温度係数の絶対値が０付近に制御された、優れた高周波用誘電体セラミックスを提供できる。また、本発明の高周波用誘電体セラミックスは、１２００°C～１４３２°Cという比較的低温での焼成が可能であるから、基板の焼成と同時に電極の形成を行う同時焼成によって製造される電子デバイス等のように、低温焼成が必要なセラミックス材料としての応用が期待できる。さらに、本発明に使用されるウイルマイトは、合成プロセス中において副生成物を生成したり、焼成中に成分が蒸発したりといったことがないため、意図した組成の化合物の合成が容易であり、量産に適する。

Description

明 細 書
高周波用誘電体セラミックス
技術分野
[0001] 本発明は、高周波用誘電体セラミックスに関する。
背景技術
[0002] 高周波用誘電体材料は、近年の情報通信技術の発展により、通信回路の特性を 決定する重要な材料となりつつある。
[0003] 情報通信分野では、現在使用されているマイクロ波領域の周波数帯領域において 電波資源が不足しつつあり、より高い周波数領域であるミリ波領域の利用が検討され て 、る。このミリ波領域に適した高周波材料に要求される特性としては以下のようなも のが挙げられる。第 1には、信号の高速ィ匕に伴って信号の遅延速度が問題となって いることから、この遅延速度を小さくするためにミリ波帯における比誘電率（ ε r)が小さ な材料が求められている。第 2には、高周波になるほど誘電損失が大きくなるため、 高い品質係数 (Q 'f ;但し Qは誘電正接 tan δの逆数、 fは共振周波数)をもつ材料が 求められている。第 3には、異なる温度環境で材料を伝わる周波数の変動が少ない 材料、すなわち温度係数（て
f )の絶対値が小さい材料が求められている。
[0004] このような高周波用誘電体セラミックスの一つとして、フォルステライトが知られてい る。このものは、 MgOと SiOの反応生成物（Mg SiO )であり、比較的優れた高周波
2 2 4
特性を有している。
[0005] 本発明者らは、これまでにフォルステライトの製造工程において、混入する不純物 および粉末の粒度を制御することにより、マイクロ波領域での誘電損失の小さいフォ ルステライト誘電体を開発してきた (特許文献 1参照)。また、 10重量％以下のルチル 型酸化チタン (以下、単に「酸ィ匕チタン」と称することがある）を添加することにより、よ り低温で焼成可能な材料の創製を試みてきた (特許文献 2参照)。
特許文献 1：特許第 3083638号公報
特許文献 2：特許第 3083645号公報
発明の開示 発明が解決しょうとする課題
[0006] しかしながら、フォルステライトは、合成の過程にぉ 、て、原料の一つである MgOが 大気中で水分と反応して Mg (OH) に変化しやすく取り扱いが難しいこと、焼成中に
2
MgOが蒸発しやすいため化学量論組成の化合物を得ることが困難であること、焼成 温度が 1400°Cと比較的高温であること、等の問題点を有している。
[0007] さらに、ルチル型酸ィ匕チタンを添加したフォルステライトについては、上記したフォ ルステライト単独の問題にカ卩えて、焼成中にルチル型酸ィ匕チタンとフォルステライトと が反応して MgSiOと MgTi Oとが生成するために、フォルステライトが本来的に有
3 2 5
して 、る高 、品質係数 Q 'fと!、う優れた特性が損なわれるおそれがある。
[0008] さらに、フォルステライトに代表されるような低誘電率で高い品質係数をもつ誘電材 料は、一般に温度係数が負側に大きいという特性を持っている。これに対し、ルチル 型酸ィ匕チタンは正側に大きな温度係数をもつ材料である。このことから本発明者らは 、ルチル型酸ィ匕チタンのフォルステライトへの添加量を調整することにより、温度係数 の絶対値が小さな誘電体材料を創製する試みを行っている。しかし、上記したような ルチル型酸ィ匕チタンとフォルステライトとの反応を抑制するため、焼成条件の繊細な 制御が必要であると 、うことが分力つてきて 、る。
[0009] 本発明は、上記した事情に鑑みてなされたものであり、その目的は、合成プロセス の管理が容易であり、優れた誘電特性を持つ新規な高周波用誘電体セラミックスを 提供することにある。
課題を解決するための手段
[0010] 本発明者らは、合成プロセスの管理が容易であり、高い誘電特性を持つ新規な高 周波用誘電体セラミックスを提供すべく鋭意研究を重ねた結果、ウィルマイト (Zn Si
2 o )がフォルステライトと比較して下記の点で優れた高周波用誘電体材料であること
4
を見出した。
[0011] すなわち、ウィルマイトは、フォルステライトと異なり、原料が大気中で水分と反応し たり焼成中に蒸発したりといったことが起こらないため、化学量論組成の化合物の合 成が容易である。また、ウィルマイトはフォルステライトと比較して低温での焼成が可 能である。さらに、ウィルマイト単体力もなる誘電体材料は、フォルステライト単体から なる誘電体材料と比較して誘電率が低 、ため、信号遅延が問題となるようなデバイス に使用される低誘電率材料として適する。
[0012] また、ウィルマイトはフォルステライトと同様、負側に大きな温度係数をもつ材料であ り、ルチル型酸ィ匕チタンを添加することで温度係数を 0付近に調整することができる。 このとき、ウィルマイトはフォルステライトと異なり、焼成条件下でルチル型酸化チタン と反応して副生成物を生成してしまうことがない。このため、焼成条件を繊細に制御し なくても、ルチル型酸ィ匕チタンの添加量に対応した温度係数を安定して得ることがで き、かつ、ウィルマイトの優れた高周波誘電特性を維持することができ、量産化が容 易である。
本発明は、力かる新規な知見に基づいてなされたものである。
[0013] すなわち、本発明は、ウィルマイトの結晶相を主相とする高周波用誘電体セラミック スである。
また、本発明の別の態様は、ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタン の結晶相を副相として含有する高周波用誘電体セラミックスである。
発明の効果
[0014] 本発明によれば、高周波用誘電体材料としてウィルマイトを使用することにより、低 誘電率で高い品質係数をもつ高周波用誘電体セラミックスを提供できる。また、ウイ ルマイトとルチル型酸ィ匕チタンとを組み合わせることにより、温度係数の絶対値力^付 近に制御された、優れた高周波用誘電体セラミックスを提供できる。また、本発明の 高周波用誘電体セラミックスは、比較的低温での焼成が可能であるから、基板の焼 成と同時に電極の形成を行う同時焼成によって製造される電子デバイス等のように、 低温焼成が必要な誘電体材料としての応用が期待できる。
[0015] さらに、本発明に使用されるウィルマイトは、合成プロセス中において副生成物を生 成したり、焼成中に成分が蒸発したりといったことがないため、意図した組成の化合 物の合成が容易であり、量産に適する。
図面の簡単な説明
[0016] [図 1]ウィルマイト単体力 なる高周波用誘電体セラミックスの製造プロセスの一例を 示す工程図 [図 2]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含 む高周波用誘電体セラミックスの製造プロセスの一例を示す工程図
[図 3]ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と相 対密度との関係を示すグラフ
[図 4]ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と比 誘電率との関係を示すグラフ
[図 5]ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と品 質係数との関係を示すグラフ
[図 6]ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と温 度係数との関係を示すグラフ
[図 7]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含 む高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と見かけ密度との関係を示すダラ フ
[図 8]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含 む高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と比誘電率との関係を示すグラフ [図 9]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含 む高周波用誘電体セラミックスにおいて、焼成温度と品質係数との関係を示すグラフ [図 10]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として 含む高周波用誘電体セラミックスにお 、て、焼成温度と温度係数との関係を示すダラ フ
[図 11]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として 含む高周波用誘電体セラミックスにおいて、酸化チタン添加率と比誘電率との関係を 示すグラフ
[図 12]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として 含む高周波用誘電体セラミックスにおいて、酸化チタン添加率と品質係数との関係を 示すグラフ
[図 13]ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として 含む高周波用誘電体セラミックスにおいて、酸化チタン添加率と温度係数との関係を 示すグラフ
発明を実施するための最良の形態
[0017] 本発明の高周波用誘電体セラミックスは、ウィルマイトの結晶相を主相とするもので あって、ウィルマイトの結晶相単体力もなるものであってもよぐルチル型酸化チタン の結晶相を副相として含有するものであってもよい。ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を 含有する場合は、その含有率が、ウィルマイトの結晶相の重量に対して 7重量％以上 14重量％以下であることが好まし 、。
[0018] このような高周波用誘電体セラミックスは、以下のようにして製造することができる。
まず、ウィルマイト単体力 なる高周波用誘電体セラミックスの製造方法にっ 、て説 明する。製造プロセスの一例を示す工程図を図 1に示す。
[0019] まず、原料である ZnOおよび SiOを、 2 : 1のモル比となるように秤量し、混合、粉砕
2
する。 ZnO、 SiOとしては、それぞれ高純度のものを使用することが好ましぐ具体的
2
には純度 99. 9%以上のものを使用することが好ましい。また、粒度はできるだけ小さ いことが好ましいが、仮焼成において充分反応する程度であればよい。粉砕は、例え ばボールミル等を用いた一般的な方法で行うことができる。
[0020] 次 、で、得られた原料の混合粉末を乾燥後、仮焼成する (仮焼成工程)。仮焼成は 、例えば焼成温度 1200°C程度、焼成時間 3時間程度で行えばよい。これにより、ウイ ルマイトが合成される。合成されたウィルマイトは再び粉砕、乾燥してウィルマイト粉 末とされる。粉砕は、例えばボールミル等を用いた一般的な方法で行うことができる。
[0021] 次 、で、得られたウィルマイト粉末にノインダを加えて造粒する（造粒工程)。 ノイン ダとしてはポリビュルアルコール、メチルセルロースなどの有機質の糊料を好ましく使 用できる。続いて、造粒後の粉粒体を成形する（成形工程)。成形は、例えば直径 12 mmの金型を用いて 8MPa、 2分間の一軸加圧により成形後、 200MPa、 2分間の冷 間等方圧プレス (CIP)により再成形してペレット状の成形物を得ることにより行うこと ができる。
[0022] 次 ヽで、得られた成形体を脱脂後、本焼成する (本焼成工程)。脱脂処理は成形物 に含まれるバインダ等の有機物を徐々に焼失させる条件で行えばよぐ例えば 300 〜500°Cで 4〜8時間程度行えば良い。また、本焼成は焼成温度 1200°C以上 1432 °C未満、焼成時間 2時間程度で行うことができる。焼成温度が 1200°C未満では、焼 結が充分に進行しないため、好ましくない。また、ウィルマイトの結晶相は 1432°Cで 液相化してしまうため、 1432°Cに達しない温度で焼成を行うことを要する。なお、本 明細書中で焼成温度とは加熱炉内に熱電対を設置して測定した温度をいう。但し、 加熱炉の中心位置では ± 2〜3°C、炉内全体では測定位置により士 30°C程度の誤 差が生じる。
以上のようにしてウィルマイト単体力 なる高周波用誘電体セラミックスが得られる。
[0023] 次に、ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として 含む高周波用誘電体セラミックスの製造方法にっ 、て説明する。製造プロセスの一 例を示す工程図を図 2に示す。
[0024] 仮焼成を行ってウィルマイト粉末を得るプロセスは、上記のウィルマイト単体力もな る高周波用誘電体セラミックスの製造と同様に行えばよい。
仮焼成工程後、得られたウィルマイト粉末にルチル型酸ィ匕チタンの粉末をバインダ とともに添加し、混合'粉砕して噴霧乾燥などにより造粒し、粉粒体を得る (混合工程' 造粒工程)。ノインダとしてはポリビュルアルコール、メチルセルロースなどの有機質 の糊料を好ましく使用できる。また、ルチル型酸ィ匕チタンとしては、高純度のものを使 用することが好ましぐ具体的には純度 99. 5%以上のものを使用することが好ましい 。ルチル型酸ィ匕チタンの添加量は、ウィルマイト粉末の重量に対して 7重量％以上 1 4重量％以下であることが好ま 、。この範囲内で温度係数の絶対値が小さな誘電 体セラミックスを得ることができるためである。なお、ルチル型酸ィ匕チタンとウィルマイ トとは、合成プロセス中に互いに反応しないから、この工程でのルチル型酸化チタン の添加率 (ウィルマイト粉末に対する重量百分率）は、最終的に得られる誘電体セラ ミックス中のルチル型酸ィ匕チタン結晶相の含有率 (ウィルマイト結晶相に対する重量 百分率）にほぼ等しいと考えてよい。
[0025] 次 、で、得られた粉粒体を加圧成形する（成形工程)。成形は、例えば一軸プレス により成形後、冷間等方圧プレス (CIP)により再成形することにより行うことができる。 次いで、得られた成形体を脱脂後、本焼成する (本焼成工程)。脱脂および本焼成 のプロセスは、上記のウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスの製造と 同様に行えばよい。なお、ルチル型酸ィ匕チタンを添加した場合でも、上記したウィル マイト単体からなる高周波用誘電体セラミックスの製造の場合と同様な理由で、焼成 温度は 1200°C以上 1432°C未満であることを要する。
以上のようにしてウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を 副相として含む高周波用誘電体セラミックスが得られる。
実施例
[0026] 以下、実施例を挙げて本発明をさらに詳細に説明する。
[0027] [ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスの実施例群]
<実施例 1 1 >
(1)焼結体の作成
高純度の SiO粉末及び ZnO粉末を、モル比が 2: 1となるように秤量し、蒸留水を
2
カロえて、ジルコユアボールを用いてボールミルで 20時間混合した。混合後の原料粉 末を約 100°Cで 24時間乾燥した。次いで、この原料粉末を 1200°Cで 3時間仮焼成 してウィルマイトの仮焼成物を得た。この仮焼成物をジルコユアボールを用いたボー ルミルにて蒸留水中で 24時間粉砕した後、 100°Cで 24時間乾燥してウィルマイト粉 末とした。
[0028] 得られたウィルマイト粉末にバインダとしてポリビュルアルコールを 1%添カ卩し、混合 した後、 300kg/cm3、 2分間の一軸加圧により成形して、円柱形の成形物を得た。 次いで、成形物を加熱炉に入れ、 400°Cで 2時間加熱して脱脂した後、昇温し、 12 80°Cで 2時間の本焼成を行って、円柱形の焼結体を得た。焼結体の一部に両端面 の研磨加工を施し、試料とした。
[0029] (2)試験
(0見かけ密度および相対密度
見かけ密度は、アルキメデス法により求めた。相対密度は、求めた見かけ密度の値 を理論密度で除することにより求めた。
[0030] (ii)誘電特性
上記（1)で得られた焼結体の両端面を研磨した後、 Hakki and Coleman (ハツキ アンドコールマン)法を改良した両端短絡形誘電体共振器法 CliS R 1627)により 比誘電率 ε 、品質係数 Q ' f値及び温度係数 τを測定した。なお、測定周波数は 14
Γ f
〜18GHzで行った。温度係数 τ は + 20〜 + 80°Cの温度範囲で共振周波数の変 f
ィ匕から求めた。
[0031] (iii)粉末 X線回折 (XRD)法による解析
得られた焼結体にっ ヽて、粉末 X線回折法による解析 (線源： CuK a )を行った。
[0032] <実施例 1 2 >
本焼成における焼成温度を 1300°Cとした他は、実施例 1— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0033] <実施例 1 3 >
本焼成における焼成温度を 1320°Cとした他は、実施例 1— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0034] <実施例 1 4 >
本焼成における焼成温度を 1340°Cとした他は、実施例 1— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0035] [ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含む 高周波用誘電体セラミックスの実施例群]
<実施例 2 - 1 >
実施例 1— 1と同様にしてウィルマイト粉末を調製した。得られたウィルマイト粉末に 高純度のルチル型酸化チタン粉末をウィルマイト粉末に対して 11重量％添加し、さ らにバインダとしてポリビュルアルコールを 1 %添カ卩して混合した。この混合物をジル コ-ァボールを用いたボールミルにて蒸留水中で 24時間粉砕した後、 100°Cで 24 時間乾燥して混合粉末を得た。
得られた混合粉末を実施例 1 1と同様にして成形し、脱脂 ·本焼成して焼結体を 得た。なお、本焼成の焼成温度は 1200°Cとした。
[0036] <実施例 2— 2 >
本焼成における焼成温度を 1230°Cとした他は、実施例 2— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0037] <実施例 2— 3 > 本焼成における焼成温度を 1250°Cとした他は、実施例 2— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0038] <実施例 2— 4 >
本焼成における焼成温度を 1280°Cとした他は、実施例 2— 1と同様にして焼結体 を作製し、試験を行った。
[0039] <実施例 3— 1 >
ルチル型酸ィ匕チタンの添加率を 5重量％とした他は、実施例 2— 1と同様にして焼 結体を作製し、試験を行った。なお、本焼成における焼成温度を 1250°Cとした。
[0040] <実施例 3— 2>
ルチル型酸ィ匕チタンの添加率を 10重量％とした他は、実施例 3— 1と同様にして焼 結体を作製し、試験を行った。
[0041] <実施例 3— 3 >
ルチル型酸ィ匕チタンの添加率を 15重量％とした他は、実施例 3— 1と同様にして焼 結体を作製し、試験を行った。
[0042] [結果と考察]
1.ウィルマイト単体力もなる高周波用誘電体セラミックスの実施例群
表 1には、実施例 1 1〜1 4における、各焼結体の相対密度、比誘電率 ε r,品 質係数 Q' fおよび温度係数 τの測定結果を示した。また、図 3には、焼成温度と相 f
対密度との関係を示すグラフを、図 4には、焼成温度 TP比誘電率ととの関係を示す グラフを、図 5には、焼成温度と品質係数との関係を示すグラフを、図 6には、焼成温 度と温度係数との関係を示すグラフを、それぞれ示した。
[0043] [表 1] 焼成温度 相対密度 比誘電率 品質係数 温度係数
。c [%] e r Q "/[GHz] τ [ppm/°C]
1280 92.9 6.02 1 64668 -63
1300 96.7 6.32 188579 -63
1320 98.5 6.49 214756 -62
1340 99.2 6.58 21 7956 -61 [0044] 表 1および図 3より、相対密度は全ての焼成温度において 92%を超えており、比較 的低 、焼成温度で緻密な焼結体が得られることが分力つた。また焼成温度が上昇す るにつれて相対密度は増大しているが、特に 1300°Cまでは急激に増大し、その後、 徐々になだらかな上昇に転ずることが分力つた。
[0045] 表 1および図 4より、比誘電率は 6. 02-6. 58の間で推移し、焼成温度が上がるに つれて増大していた。
表 1および図 5より、品質係数は約 160000〜220000GHzであり、フオノレステラィ トと比べて低い焼成温度で良好な品質係数をもつ誘電体セラミックスが得られること が分力つた。また、焼成温度が上昇するにつれて品質係数は増大しているが、特に 1 320°Cまでは直線的に増大し、その後、傾きが緩やかになることが分力つた。
表 1および図 6より、温度係数は、焼成温度に関わらず、 61〜一 63の間でほぼ 変化がな力つた。
[0046] 2.ウィルマイトの結晶相を主相とし、ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含む 高周波用誘電体セラミックスの実施例群
(1)焼成時間を変化させた実施例群
表 2には、実施例 2— 1〜2—4における、各焼結体の見かけ密度、比誘電率 ε 、 品質係数 Q'fおよび温度係数 τ の測定結果を示した。また、図 7には、焼成温度と
f
見かけ密度との関係を示すグラフを、図 8には、焼成温度と比誘電率との関係を示す グラフを、図 9には、焼成温度と品質係数との関係を示すグラフを、図 10には、焼成 温度と温度係数との関係を示すグラフを、それぞれ示した。
[0047] [表 2]
Figure imgf000012_0001
[0048] 表 2および図 7より、見かけ密度は、焼成温度 1250°Cまでは、焼成温度が上昇する につれて増大し、 1250°Cと 1280°Cとの間では変化がなかった。
[0049] 表 2および図 8より、比誘電率は、焼成温度 1250°Cまでは、焼成温度が上昇する につれて増大し、 1250°Cと 1280°Cとの間では変化がなかった。また、比誘電率は 8 . 7〜9. 32の間で推移しており、ウィルマイト単体の場合 (実施例 1 1〜1—4)と比 較してその値の増大がみられた。
[0050] 表 2および図 9より、品質係数は約 90000〜120000GHzの間で推移しており、特 【こ、焼成温度 1220~ 1280oCの場合【こ 110000〜 120000GHzの で安定した値 を示した。このように、ウィルマイト単体の場合 (実施例 1—1〜1— 4)よりも低いもの の、低 、焼成温度で比較的良好な特性が得られて 、ることが分力つた。
[0051] 表 2および図 10より、温度係数は、焼成温度 1200〜1280°Cで、いずれも 0付近で 安定した値を示した。このように比較的広 、温度範囲で安定した温度係数が得られ るということは、ウィルマイトの結晶相および酸ィ匕チタンのルチル相の安定性が良ぐ 焼成中に互 、に反応しな 、ことに起因すると考えられる。このことは誘電体セラミック スの製造プロセスにおいて、焼成温度を繊細に管理する必要性が低いことを意味し ており、ウィルマイト量産に適した特性を有していることが示されたといえる。
[0052] (2)酸化チタンの添加率を変化させた実施例群
表 3には、実施例 3— 1〜3— 3における、各焼結体の比誘電率 ε 、品質係数 Q'f および温度係数 τ の測定結果を示した。なお、実施例 2— 3の結果 (焼成条件が同 f
一で酸ィ匕チタン添加率 11重量％のもの）を併せて示した。また、図 11には、酸ィ匕チ タン添加率と比誘電率との関係を示すグラフを、図 12には、酸化チタン添加率と品 質係数との関係を示すグラフを、図 13には、酸化チタン添加率と温度係数との関係 を示すグラフを、それぞれ示した。
[0053] [表 3]
Ti02添加量 比誘電率 品質係数 温度係数
[wt%] ε , e - /[GHz] て / [ppm/°CJ
5 7.5 1 28884 -52
1 0 9.04 102756 -9.1
1 1 9.32 1 1 2756 1 .03
1 5 10.76 72844 37.9 [0054] 表 3および図 11より、比誘電率は 7. 5〜10. 76の間で推移し、酸ィ匕チタン添カロ量 が増大するにつれて増大した。
[0055] 表 3および図 12より、品質係数は、酸ィ匕チタン添加量が増大するにつれて低下した 。このことから、高い品質係数の維持のためには酸ィ匕チタンの添加量をできるだけ少 なくすることが好ましいと考えられる。ここで、ウィルマイトは、上記（1)でも述べたよう に、酸化チタンと反応せず、ルチル相を消失させることがないため、酸化チタンの温 度係数調整効果を最大限に発揮させうる。したがって、ウィルマイトを主相とし、ルチ ル型酸化チタンを副相とする誘電体材料では、酸化チタンの添加量を所望の温度係 数を得るための最小限度の量とすることができ、高い品質係数を維持することができ る。
[0056] 表 3および図 13より、温度係数は、酸ィ匕チタン添加量が増大するにつれて増大して おり、温度係数と酸ィ匕チタン添加量との間に直線的な相関関係があることが確認され た。特に、添加量 7重量0 /0以上 14重量0 /0以下で、温度係数が ± 30°Cの範囲内とな り、高周波用の誘電体材料として好まし 、セラミックス材料が得られることが分力ゝつた

Claims

請求の範囲
[1] ウィルマイトの結晶相を主相とする高周波用誘電体セラミックス。
[2] ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相を副相として含有する請求の範囲第 1項に記載の高 周波用誘電体セラミックス。
[3] 前記ルチル型酸ィ匕チタンの結晶相の含有率力 前記ウィルマイトの結晶相の重量 に対して 7重量％以上 14重量％以下である請求の範囲第 2項に記載の高周波用誘 電体セラミックス。
[4] ZnOと SiOを 2対 1のモル比で混合した原料粉末を仮焼成してウィルマイトを得る
2
仮焼成工程と、
前記ウィルマイトを加圧成形して成形物を得る成形工程と、
前記成形物を 1200°C以上 1432°C未満で焼成する本焼成工程と、を実行する高 周波用誘電体セラミックスの製造方法。
[5] 前記仮焼成工程後であって前記成形工程前に、前記ウィルマイトにルチル型酸ィ匕 チタンを混合する混合工程を実行する、請求の範囲第 4項に記載の高周波用誘電 体セラミックスの製造方法。
[6] 前記ルチル型酸ィ匕チタンの添加率が前記ウィルマイトに対して 7重量％以上 14重 量％以下である、請求の範囲第 5項に記載の高周波用誘電体セラミックスの製造方 法。
PCT/JP2005/018791 2004-10-12 2005-10-12 高周波用誘電体セラミックス WO2006041093A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2006540949A JP5134819B2 (ja) 2004-10-12 2005-10-12 高周波用誘電体セラミックス

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2004-298044 2004-10-12
JP2004298044 2004-10-12

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2006041093A1 true WO2006041093A1 (ja) 2006-04-20

Family

ID=36148381

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2005/018791 WO2006041093A1 (ja) 2004-10-12 2005-10-12 高周波用誘電体セラミックス

Country Status (2)

Country Link
JP (1) JP5134819B2 (ja)
WO (1) WO2006041093A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009221068A (ja) * 2008-03-18 2009-10-01 Doshisha Ｚｎ２ＳｉＯ４セラミックス及びその製造方法
WO2022255106A1 (ja) * 2021-05-31 2022-12-08 豊田合成株式会社 ミリ波透過ガーニッシュ
JP7494796B2 (ja) 2021-05-31 2024-06-04 豊田合成株式会社 ミリ波透過ガーニッシュ

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10324565A (ja) * 1997-05-26 1998-12-08 Kyocera Corp 高周波用磁器組成物および高周波用磁器の製造方法
JP2001240470A (ja) * 2000-02-29 2001-09-04 Kyocera Corp 高周波用磁器組成物および高周波用磁器並びに高周波用磁器の製造方法

Family Cites Families (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE68913985D1 (de) * 1988-10-14 1994-04-21 Raychem Corp Dichter, dielektrischer metalloxidformkörper und -pulver sowie verfahren zu deren herstellung.
JP3527818B2 (ja) * 1996-12-27 2004-05-17 京セラ株式会社 低温焼成磁器およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10324565A (ja) * 1997-05-26 1998-12-08 Kyocera Corp 高周波用磁器組成物および高周波用磁器の製造方法
JP2001240470A (ja) * 2000-02-29 2001-09-04 Kyocera Corp 高周波用磁器組成物および高周波用磁器並びに高周波用磁器の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
LEE CC ET AL: "Formation of willemite from powder mixture with TiO2 addition.", JOURNAL OF MATERIALS SCIENCE., vol. 24, no. 9, September 1989 (1989-09-01), pages 3300 - 3304, XP000135333 *

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009221068A (ja) * 2008-03-18 2009-10-01 Doshisha Ｚｎ２ＳｉＯ４セラミックス及びその製造方法
WO2022255106A1 (ja) * 2021-05-31 2022-12-08 豊田合成株式会社 ミリ波透過ガーニッシュ
JP7494796B2 (ja) 2021-05-31 2024-06-04 豊田合成株式会社 ミリ波透過ガーニッシュ

Also Published As

Publication number Publication date
JP5134819B2 (ja) 2013-01-30
JPWO2006041093A1 (ja) 2008-05-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP2004277226A (ja) 誘電体磁器組成物及びそれを用いた誘電体共振器
CN110790576A (zh) 一种微波陶瓷粉体材料及其制备方法
JP5128783B2 (ja) 高周波用誘電体材料
CN111925207B (zh) 一种Mg3B2O6-Ba3(VO4)2复合陶瓷材料及制备方法
JPH11106255A (ja) 誘電体磁器組成物およびその製造方法
WO2006041093A1 (ja) 高周波用誘電体セラミックス
JP2004018365A (ja) マイクロ波誘電体磁器組成物およびその磁器の製造方法
JP4808837B2 (ja) 高周波用アルミナ質焼結体
JPWO2010050514A1 (ja) 誘電体セラミックス、およびその誘電体セラミックスを用いた共振器
JPH0542762B2 (ja)
JP4828692B2 (ja) 誘電体粉末の製造方法
JP4579159B2 (ja) 高周波用磁器組成物とその製造方法、および平面型高周波回路
JP5566183B2 (ja) 誘電体粉末及び焼結体並びにそれを用いたコンデンサ
JP2002068837A (ja) 誘電体セラミック組成物の製造方法
WO1996008019A1 (fr) Composition de porcelaine dielectrique et fabrication
CN111018524A (zh) 一种低损耗三方晶系钨酸盐基微波介质陶瓷及其制备方法
JP4790365B2 (ja) 高周波用誘電体組成物
JP2003146752A (ja) 誘電体磁器組成物
JPH07201223A (ja) マイクロ波誘電体磁器組成物及びその製造方法
JPH08325054A (ja) 低誘電損失体
JPH09221355A (ja) 高周波用アルミナ質焼結体
JP2004284830A (ja) フォルステライト系セラミックス焼結体
JPH06239663A (ja) マイクロ波誘電体磁器組成物及びその製造方法
JPH06275126A (ja) 誘電体磁器組成物
JPH03261653A (ja) 誘電体磁器組成物及びその製造法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS JP KE KG KM KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV LY MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NG NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SM SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IS IT LT LU LV MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2006540949

Country of ref document: JP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

122 Ep: pct application non-entry in european phase

Ref document number: 05793668

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWW Wipo information: withdrawn in national office

Ref document number: 5793668

Country of ref document: EP