WO2009157231A1 - 誘電体磁器およびそれを用いた積層セラミックコンデンサ - Google Patents

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barium titanate
dielectric ceramic
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ceramic
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雅昭 名古屋
洋一 山崎
勇介 東
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京セラ株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a dielectric ceramic composed of crystal particles mainly composed of barium titanate and a multilayer ceramic capacitor using the dielectric ceramic as a dielectric layer.
  • digital electronic devices such as mobile computers and mobile phones have been widely used, and digital terrestrial broadcasting is being developed nationwide in the near future.
  • liquid crystal displays, plasma displays, and the like as digital electronic devices that are receivers for digital terrestrial broadcasting, and many LSIs are used for these digital electronic devices.
  • the dielectric ceramic described in Patent Document 1 described above has a stable temperature characteristic with a maximum change rate of -4.5% in the relative dielectric constant in the temperature range of -55 to 125 ° C.
  • the dielectric constant was as low as about 2500.
  • the dielectric ceramic described in Patent Document 2 has a high relative dielectric constant of 3700 or more at room temperature (25 ° C.).
  • the maximum relative dielectric constant in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. Change rate of ⁇ 14% to ⁇ 15%, which is barely satisfying the X7R characteristic, and the change rate of the relative dielectric constant in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. was not within ⁇ 10%.
  • An object of the present invention is to provide a dielectric ceramic having a high dielectric constant and excellent temperature characteristics of a relative dielectric constant, and a multilayer ceramic capacitor using the dielectric ceramic.
  • the dielectric ceramic of the present invention has crystal grains mainly composed of barium titanate and a grain boundary phase existing between the crystal grains.
  • This dielectric ceramic is one kind selected from 0.05 to 0.3 mol of vanadium in terms of V 2 O 5 and yttrium, dysprosium, holmium and erbium with respect to 100 mol of barium constituting the barium titanate. It contains 0.5 to 1.5 moles of rare earth element (RE) in terms of RE 2 O 3 .
  • the dielectric porcelain has a diffraction intensity of the (004) plane indicating tetragonal barium titanate than the diffraction intensity of the (400) plane indicating cubic barium titanate. It is large and has a Curie temperature of 100 to 120 ° C.
  • the average particle diameter of the crystal particles is 0.15 to 0.3 ⁇ m.
  • the multilayer ceramic capacitor of the present invention is composed of a laminate of a dielectric layer made of the above dielectric ceramic and an internal electrode layer.
  • the rare earth element RE is based on the rare earth element English notation (Rare earth) in the periodic table.
  • yttrium is included in the rare earth element.
  • vanadium and rare earth element are contained at a predetermined ratio with respect to barium titanate, and in the X-ray diffraction chart of the dielectric ceramic, barium titanate tetragonal crystal.
  • the diffraction intensity of the (004) plane representing the system is larger than the diffraction intensity of the (400) plane representing the cubic system of barium titanate, and the Curie temperature is set in the range of 100 to 120 ° C.
  • the dielectric constant when the average grain size of the crystal grains is in the range of 0.15 to 0.3 ⁇ m, the dielectric constant can be increased while the temperature characteristic of the relative permittivity is stabilized and the dielectric constant is maintained. Loss can be reduced.
  • the above-described dielectric ceramic is applied as the dielectric layer.
  • a multilayer ceramic capacitor having a high dielectric constant and excellent temperature characteristics of relative dielectric constant can be obtained.
  • (A) is a sample No. which is a dielectric ceramic of the present invention in Examples. 3 shows an X-ray diffraction chart of No. 3, and (b) shows a sample No. 1 which is a dielectric ceramic of a comparative example in the embodiment. 15 is an X-ray diffraction chart of 15; Sample No. in the examples. 3 is a graph showing the temperature characteristics of the capacitance of 3; It is a cross-sectional schematic diagram which shows the example of the multilayer ceramic capacitor of this invention.
  • the dielectric ceramic of the present invention has crystal grains mainly composed of barium titanate and a grain boundary phase existing between the crystal grains.
  • One kind of rare earth element (RE) selected from yttrium, dysprosium, holmium and erbium with respect to 100 mol of barium constituting the barium titanate, vanadium is 0.05 to 0.3 mol in terms of V 2 O 5. It is contained in an amount of 0.5 to 1.5 mol in terms of RE 2 O 3 .
  • the diffraction intensity of the (004) plane showing tetragonal barium titanate is larger than the diffraction intensity of the (400) plane showing cubic barium titanate and the Curie temperature ( Tc) is 100 to 120 ° C.
  • the dielectric ceramic of the present invention having the above composition, prepared so that the crystal structure of the crystal grains has the relationship of the diffraction intensity of the X-ray diffraction chart described above, and the Curie temperature in the above range is room temperature (25 ° C.).
  • the relative permittivity at 3000 is not less than 3000, and the maximum change rate of the relative permittivity in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. with respect to the relative permittivity at room temperature (25 ° C.) satisfies ⁇ 10% or less.
  • the dielectric porcelain of the present invention contains barium titanate as a main component, and 0.05 to 0.3 mol of vanadium in terms of V 2 O 5 with respect to 100 mol of barium constituting the barium titanate, yttrium, dysprosium. It is important that one rare earth element (RE) selected from holmium and erbium is contained in an amount of 0.5 to 1.5 mol in terms of RE 2 O 3 .
  • RE rare earth element
  • the vanadium content is less than 0.05 mol in terms of V 2 O 5 with respect to 100 mol of barium constituting barium titanate, or the rare earth element (RE) in terms of RE 2 O 3
  • the maximum change rate of the relative dielectric constant in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. does not satisfy within ⁇ 10.
  • rare earth elements RE
  • yttrium dysprosium
  • holmium holmium
  • erbium erbium
  • the relative dielectric constant of the body ceramic can be increased.
  • the components dissolved in barium titanate are substantially only vanadium and rare earth elements (RE) except for inevitable impurities.
  • the dielectric ceramic of the present invention may contain a glass component and other additive components in the dielectric ceramic at a ratio of 0.5 to 2% by mass as an auxiliary agent for enhancing the sinterability.
  • the dielectric ceramic of the present invention has a diffraction intensity of (004) plane showing tetragonal barium titanate in the X-ray diffraction chart, and a diffraction intensity of (400) plane showing cubic barium titanate.
  • the Curie temperature is 100 to 120 ° C.
  • the dielectric ceramic according to the present invention has almost a tetragonal system even when vanadium and rare earth elements (RE) are dissolved in crystal grains. It is occupied by a crystalline phase close to the single phase shown.
  • RE vanadium and rare earth elements
  • FIG. 1 shows a sample No. which is a dielectric ceramic of the present invention in Table 1 of Examples described later.
  • 3 shows an X-ray diffraction chart of No. 3
  • (b) shows a sample No. 1 which is a dielectric ceramic of a comparative example in Table 1.
  • 15 is an X-ray diffraction chart of 15;
  • 2 shows a sample No. in Table 1 of Examples described later.
  • 2 is a graph showing the temperature characteristics of the capacitance of the dielectric ceramic of No. 2, and the dielectric ceramic of the present invention has the temperature characteristics of the capacitance as shown in FIG.
  • the conventional dielectric ceramic according to the invention described in Patent Document 1 has a core-shell structure in the crystal structure, which corresponds to the X-ray diffraction chart of FIG.
  • a dielectric ceramic composed of crystal grains having barium titanate as a main component and having a core / shell structure
  • titanium appearing between the (004) plane and (400) plane showing the tetragonal system of barium titanate.
  • the diffraction intensity Ixc of the (400) plane showing the cubic system of barium oxide (the (040) plane and (004) plane overlap) is the diffraction intensity of the (004) plane showing the tetragonal system of barium titanate. It is larger than Ixt.
  • dielectric ceramics composed of crystal particles having a core-shell structure have a higher proportion of cubic crystal phases than tetragonal crystal phases. Anisotropy is reduced. Therefore, in the X-ray diffraction chart, the (400) plane diffraction lines are shifted to the low angle side and the (004) plane diffraction lines are shifted to the high angle side, so that both diffraction lines overlap each other at least partially. It becomes a wide diffraction line.
  • Such a dielectric ceramic is formed by molding a powder containing barium titanate as a main component and adding an oxide powder such as magnesium or a rare earth element, followed by reduction firing.
  • the crystal particles having a core-shell structure are solid-dissolved with many components such as magnesium and rare earth elements (RE) in the shell portion, whereas the core portion is composed of components such as magnesium and rare earth elements (RE). Since the amount of solid solution is small, it is a crystal phase of barium titanate that is almost pure, and for this reason, the Curie temperature is around 125 ° C. (122 to 126 ° C.).
  • a dielectric ceramic having a core-shell structure and composed of crystal grains having a Curie temperature of around 125 ° C. has a temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. based on room temperature (25 ° C.). Although the maximum rate of change in the relative dielectric constant at is about ⁇ 15%, it cannot satisfy within ⁇ 10%.
  • the dielectric ceramic of the present invention has a (004) plane diffraction intensity Ixt indicating the tetragonal system of barium titanate in the X-ray diffraction chart of the dielectric ceramic. Is larger than the diffraction intensity Ixc of the (400) plane showing the cubic system of barium titanate.
  • the X-ray diffraction peak at around (°) appears clearly, indicating the tetragonal system of barium titanate, and the cubic system of barium titanate appearing between the (004) plane and the (400) plane (400 ) Plane (the (040) plane and (400) plane overlap) has a lower diffraction intensity Ixc than the (004) plane diffraction intensity Ixt representing the tetragonal system of barium titanate.
  • the crystal structure of the dielectric ceramic according to the present invention is different from the conventional X-ray diffraction pattern of the core-shell structure, and as shown in FIG. 2, the Curie temperature (Tc) is in the range of 100 to 120 ° C.
  • the dielectric characteristics are different from those of a dielectric ceramic having a core-shell structure with a Curie temperature of 125 ° C. This is because a predetermined amount of vanadium and rare earth element (RE) are solid-dissolved over the entire crystal grains mainly composed of barium titanate.
  • the maximum change rate of the relative dielectric constant in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. with reference to the relative dielectric constant at room temperature (25 ° C.) can be made within ⁇ 10%.
  • the Curie temperature of the dielectric ceramic is measured at a capacitance in the range of ⁇ 55 to 125 ° C., and is a temperature showing the maximum capacitance in the measured temperature range.
  • the average particle diameter of the crystal particles is 0.15 to 0.3 ⁇ m.
  • the relative dielectric constant at room temperature (25 ° C.) is 3500 or more, and ⁇ 55 to 125 ° C. relative to the relative dielectric constant at room temperature (25 ° C.).
  • the dielectric loss at room temperature (25 ° C.) can be reduced to 12% or less while maintaining the maximum change rate of the relative dielectric constant within the temperature range of ⁇ 10%.
  • the average particle size of the crystal particles is determined by polishing the fracture surface of the sample, which is a dielectric ceramic after firing, and then taking a picture of the internal structure using a scanning electron microscope. Draw up to 30 circles, select the crystal particles in and around the circle, image the outline of each crystal particle, find the area of each particle, and replace it with a circle with the same area The diameter is calculated and obtained from the average value.
  • barium titanate powder (hereinafter referred to as BT powder) having a purity of 99% or more as a raw material powder, V 2 O 5 powder, Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho as additive components At least one rare earth element (RE) oxide powder of 2 O 3 powder and Er 2 O 3 powder is prepared.
  • BT powder barium titanate powder having a purity of 99% or more as a raw material powder, V 2 O 5 powder, Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho as additive components
  • At least one rare earth element (RE) oxide powder of 2 O 3 powder and Er 2 O 3 powder is prepared.
  • a BT powder having a Curie temperature of 128 to 131 ° C. at the raw material powder stage is used.
  • the Curie temperature is on the high temperature side, so that the relative dielectric constant near 125 ° C. is increased, and as a result, the obtained dielectric
  • the Curie temperature of the body porcelain can be set in the range of 100 to 120 ° C., and the change rate of the relative dielectric constant in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. with respect to room temperature (25 ° C.) can be easily ⁇ 10. % Can be done.
  • the Curie temperature of the BT powder is measured by differential scanning calorimetry (DSC).
  • the average particle size of the BT powder is preferably 0.1 to 0.17 ⁇ m. If the average particle size of the BT powder is 0.1 ⁇ m or more, grain growth during sintering can be suppressed, so that there is an advantage that a dielectric loss can be reduced as well as an increase in relative dielectric constant.
  • the average particle size of the BT powder is 0.17 ⁇ m or less, it becomes easy to solidify the additives such as vanadium and rare earth elements to the inside of the crystal particles, and as described later, before and after firing.
  • the ratio of grain growth from BT powder to crystal grains can be increased to a predetermined range.
  • the average particle diameter is preferably the same as or less than that of dielectric powder such as BT powder.
  • V 2 O 5 powder, Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho 2 O 3 are added to these raw material powders with respect to 100 mol of barium constituting the BT powder.
  • a rare earth element (RE) selected from powder and Er 2 O 3 powder is blended at a ratio of 0.5 to 1.5 mol in terms of RE 2 O 3 to produce a molded body having a predetermined shape. After degreasing, firing is performed in a reducing atmosphere.
  • glass powder may be added as a sintering aid so long as the desired dielectric properties can be maintained, and the addition amount is the main raw material powder.
  • the total amount of BT powder is 100 parts by mass, 0.5 to 2 parts by mass is preferable.
  • the sintering temperature is preferably 1050 to 1150 ° C. for the purpose of controlling the solid solution of the additive in the BT powder and the grain growth of the crystal particles when a sintering aid such as glass powder is used, Sintering at a temperature lower than 1050 ° C. is possible when pressure sintering such as hot pressing is performed without using a sintering aid such as glass powder.
  • the obtained dielectric ceramic has a diffraction intensity of (004) plane showing tetragonal barium titanate in the X-ray diffraction chart.
  • the diffraction intensity of the (400) plane of cubic barium titanate is higher, and the Curie temperature can be in the range of 100 to 120 ° C.
  • heat treatment is performed again in a weak reducing atmosphere after firing.
  • the temperature is preferably 900 to 1100 ° C. for the purpose of increasing the amount of reoxidation while suppressing further grain growth of crystal grains.
  • FIG. 3 is a schematic cross-sectional view showing an example of the multilayer ceramic capacitor of the present invention.
  • the multilayer ceramic capacitor of the present invention is one in which external electrodes 4 are provided at both ends of a capacitor body 10, and the capacitor body 10 is a multilayer body in which dielectric layers 5 and internal electrode layers 7 are alternately stacked. It is composed of
  • the dielectric layer 5 is formed by the dielectric ceramic of the present invention described above.
  • FIG. 3 the laminated state of the dielectric layer 5 and the internal electrode layer 7 is shown in a simplified manner, but the multilayer ceramic capacitor of the present invention has several hundreds of dielectric layers 5 and internal electrode layers 7. A laminated body extending to the layers is formed.
  • the dielectric ceramic of the present invention since it is possible to realize a temperature characteristic of a high dielectric constant and a stable relative dielectric constant, for example, it is possible to reduce a change in electrostatic capacitance when used as a bypass capacitor, and thereby a high capacitance.
  • the function can be enhanced as a capacitor that can input and output electric charges.
  • the thickness of the dielectric layer 5 is preferably 3 ⁇ m or less, and particularly preferably 2.5 ⁇ m or less, in order to reduce the size and capacity of the multilayer ceramic capacitor.
  • the thickness of the dielectric layer 5 is more preferably 1 ⁇ m or more.
  • the material for forming the internal electrode layer 7 is preferably a base metal such as nickel (Ni) or copper (Cu) in that the manufacturing cost can be suppressed even when the number of layers is increased.
  • nickel (Ni) is more desirable in that it can be fired simultaneously.
  • the external electrode 4 is formed by baking, for example, Cu or an alloy paste of Cu and Ni.
  • a ceramic slurry is prepared by adding a dedicated organic vehicle to the raw material powder, and then a ceramic green sheet is formed from the ceramic slurry using a sheet forming method such as a doctor blade method or a die coater method.
  • the thickness of the ceramic green sheet is preferably 1 to 4 ⁇ m from the viewpoint of reducing the thickness of the dielectric layer to increase the capacity and maintaining high insulation.
  • Ni, Cu, or an alloy powder thereof is suitable for the conductor paste that forms the internal electrode pattern.
  • the sheet laminate is cut into a lattice shape to form a capacitor body molded body so that the end of the internal electrode pattern is exposed.
  • the internal electrode pattern can be formed so as to be alternately exposed on the end surface of the cut capacitor body molded body.
  • the capacitor body is manufactured by performing heat treatment under the same firing conditions and weak reducing atmosphere as the above dielectric ceramic.
  • the external electrode paste is applied to the opposite ends of the capacitor body and baked to form the external electrodes 4. Further, a plating film may be formed on the surface of the external electrode 4 in order to improve mountability.
  • BT powder, Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho 2 O 3 powder, Er 2 O 3 powder and V 2 O 5 powder were prepared, and these various powders are shown in Table 1.
  • Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho 2 O 3 powder, Er 2 O 3 addition amount of the powder and V 2 O 5 powder are ratio BT powder 100 mol.
  • These raw material powders having a purity of 99.9% were used.
  • the average particle size and the Curie temperature of the BT powder are those shown in Table 1.
  • Y 2 O 3 powder, Dy 2 O 3 powder, Ho 2 O 3 powder, Er 2 O 3 powder and V 2 O 5 powder having an average particle diameter of 0.1 ⁇ m were used.
  • the Ba / Ti ratio of the BT powder was 1.
  • the addition amount of the glass powder was 1 part by mass with respect to 100 parts by mass of the BT powder.
  • a molded body having a diameter of 16 mm and a thickness of 1.5 mm was produced using the powder, and fired in hydrogen-nitrogen at 1110 to 1130 ° C. for 2 hours (Sample No. 1).
  • 11 is 1110 ° C. for 1 and 1130 ° C. for other samples).
  • the temperature was lowered to 1000 ° C.
  • a heat treatment (reoxidation treatment) for 4 hours was performed in a nitrogen atmosphere, and the dielectric ceramic was obtained as an evaluation sample by cooling.
  • a dielectric ceramic for measuring dielectric properties such as capacitance was formed by applying In—Ga on both upper and lower surfaces to form an electrode film.
  • the relative permittivity is measured by measuring the capacitance under the measurement conditions of a temperature of 25 ° C., a frequency of 1.0 kHz, and a measurement voltage of 1 Vrms. From the obtained capacitance, the thickness of the dielectric ceramic, the area of the applied electrode film, and the vacuum Calculated based on the dielectric constant. Dielectric loss was also measured under the same conditions as the capacitance.
  • the temperature characteristic of the relative permittivity was measured by measuring the capacitance in the range of ⁇ 55 to 125 ° C., and the temperature showing the maximum capacitance in the measured temperature range was defined as the Curie temperature.
  • the average grain size of the crystal grains is determined by polishing the fracture surface of the sample, which is a dielectric porcelain after firing, and then taking a picture of the internal structure using a scanning electron microscope. Draw a circle to enter, and select the crystal grains that fell within and around the circle. Next, the contour of each crystal particle was image-processed to determine the area of each particle, the diameter when replaced with a circle having the same area was calculated, and the average value was determined.
  • the composition analysis of the obtained dielectric ceramic sample was performed by ICP (Inductively-Coupled-plasma) analysis or atomic absorption analysis.
  • ICP Inductively-Coupled-plasma
  • the obtained dielectric porcelain mixed with boric acid and sodium carbonate and dissolved in hydrochloric acid is first subjected to qualitative analysis of the elements contained in the dielectric porcelain by atomic absorption spectrometry, and then specified.
  • the diluted standard solution for each element was used as a standard sample and quantified by ICP emission spectroscopic analysis. Further, the amount of oxygen was determined using the valence of each element as the valence shown in the periodic table.
  • Table 1 shows the composition, firing temperature, and characteristics. In addition, it confirmed from the said composition analysis that the composition of the produced dielectric ceramic was the same as a preparation composition.
  • the relative dielectric constant at room temperature (25 ° C.) is 3100 or more, and in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. with respect to room temperature (25 ° C.).
  • a dielectric ceramic having a maximum change rate of the relative dielectric constant within ⁇ 10% could be obtained.
  • Sample No. with an average particle size of crystal particles of 0.15 to 0.3 ⁇ m.
  • the relative dielectric constant at room temperature (25 ° C.) is 3500 or more, and the temperature change of the relative dielectric constant at 125 ° C. with reference to room temperature (25 ° C.) The rate was within ⁇ 10%, and the dielectric loss at room temperature (25 ° C.) was 12% or less.
  • the relative permittivity is less than 3000, or the maximum rate of change of the relative permittivity in the temperature range of ⁇ 55 to 125 ° C. with respect to room temperature (25 ° C.) was not within ⁇ 10%.

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Abstract

　チタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子と、該結晶粒子間に存在する粒界相とを有する誘電体磁器であって、チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムをＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる１種の希土類元素（ＲＥ）をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含有するとともに、Ｘ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きく、かつキュリー温度が１００～１２０°Cである。        

Description

誘電体磁器およびそれを用いた積層セラミックコンデンサ
　本発明は、チタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子により構成される誘電体磁器と、それを誘電体層として用いる積層セラミックコンデンサに関する。
　現在、モバイルコンピュータや携帯電話をはじめとするデジタル方式の電子機器の普及が目覚ましく、近い将来、地上デジタル放送が全国に展開されようとしている。地上デジタル放送用の受信機であるデジタル方式の電子機器として液晶ディスプレイやプラズマディスプレイなどがあるが、これらデジタル方式の電子機器には多くのＬＳＩが用いられている。
　そのため、液晶ディスプレイやプラズマディスプレイなど、これらデジタル方式の電子機器を構成する電源回路にはバイパス用のコンデンサが数多く実装されているが、ここで用いられているコンデンサは、通常、高い静電容量を必要とするため高誘電率の積層セラミックコンデンサ（例えば、特許文献１、２を参照）が採用されている。
　しかしながら、上述した特許文献１に記載された誘電体磁器については、－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の変化率が最大でも－４．５％と安定な温度特性を有するものの、比誘電率が２５００程度と低かった。
　一方、特許文献２に記載された誘電体磁器については、室温（２５℃）における比誘電率が３７００以上と高いものの、この場合には、－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１４％～±１５％と、かろうじてＸ７Ｒ特性を満たす程度であり、この－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の変化率が±１０％以内を満たすものではなかった。
特開２００４－２１０６１３号公報 特開２００２－３６２９７０号公報
　本発明は、高誘電率かつ比誘電率の温度特性に優れた誘電体磁器と、それを用いた積層セラミックコンデンサを提供することを目的とする。
　本発明の誘電体磁器は、チタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子と、該結晶粒子間に存在する粒界相とを有する。この誘電体磁器は、前記チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムをＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる１種の希土類元素（ＲＥ）をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含有する。また、前記誘電体磁器は、Ｘ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きく、かつキュリー温度が１００～１２０℃である。
　また、前記結晶粒子の平均粒径が０．１５～０．３μｍであることが望ましい。
　本発明の積層セラミックコンデンサは、上記誘電体磁器からなる誘電体層と内部電極層との積層体から構成されている。
　なお、希土類元素をＲＥとしたのは、周期表における希土類元素の英文表記（Rare earth）に基づくものである。また、本発明では、イットリウムは希土類元素に含まれるものとする。
　本発明の誘電体磁器によれば、チタン酸バリウムに対して、バナジウムおよび希土類元素（ＲＥ）をそれぞれ所定の割合で含有するとともに、誘電体磁器のＸ線回折チャートにおいて、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面の回折強度が、チタン酸バリウムの立方晶系を示す（４００）面の回折強度よりも大きいものとし、かつキュリー温度を１００～１２０℃の範囲とする。これにより、高誘電率かつ比誘電率の温度特性に優れた誘電体磁器を得ることができる。
　また、本発明の誘電体磁器において、結晶粒子の平均粒径を０．１５～０．３μｍの範囲としたときは、高誘電率にできるとともに、比誘電率の温度特性を安定にしつつ、誘電損失を低減できる。
　本発明の積層セラミックコンデンサによれば、誘電体層として、上述の誘電体磁器を適用する。これにより、高誘電率で、比誘電率の温度特性に優れた積層セラミックコンデンサを得ることができる。
（ａ）は実施例における本発明の誘電体磁器である試料Ｎｏ．３のＸ線回折チャートを示すものであり、（ｂ）は実施例における比較例の誘電体磁器である試料Ｎｏ．１５のＸ線回折チャートである。 実施例における試料Ｎｏ．３の静電容量の温度特性を示すグラフである。 本発明の積層セラミックコンデンサの例を示す断面模式図である。
符号の説明
　５　　　誘電体層
　７　　　内部電極層
　１０　　コンデンサ本体
　本発明の誘電体磁器は、チタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子と、該結晶粒子間に存在する粒界相とを有する。前記チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムがＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる１種の希土類元素（ＲＥ）がＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含有される。さらに、Ｘ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大き、かつキュリー温度（Ｔｃ）が１００～１２０℃である。
　上記組成を有し、結晶粒子の結晶構造が上述したＸ線回折チャートの回折強度の関係になるように調製され、キュリー温度が上記範囲にある本発明の誘電体磁器は、室温（２５℃）における比誘電率が３０００以上、室温（２５℃）における比誘電率を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１０％以内を満足する。
　本発明の誘電体磁器は、チタン酸バリウムを主成分とし、このチタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムをＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる１種の希土類元素（ＲＥ）をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含むことが重要である。
　即ち、チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムの含有量がＶ２Ｏ５換算で０．０５モルよりも少ない場合、または、前記希土類元素（ＲＥ）がＲＥ２Ｏ３換算で０．５モルよりも少ない場合には、－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１０以内を満足しなくなる。
　チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムの含有料がＶ２Ｏ５換算で０．０５モルよりも多い場合、または、前記希土類元素（ＲＥ）がＲＥ２Ｏ３換算で１．５モルよりも多い場合には、室温（２５℃）における比誘電率が３０００よりも低くなる。
　ところで、希土類元素（ＲＥ）の中でイットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムはチタン酸バリウムに固溶したときに異相が生成し難く、高い絶縁性が得られるから好適に用いることができ、その中でも誘電体磁器の比誘電率を高められるという理由からイットリウムがより好ましい。
　また、チタン酸バリウムに固溶している成分は不可避不純物を除き、実質的にバナジウムおよび希土類元素（ＲＥ）のみである。
　なお、本発明の誘電体磁器は、焼結性を高めるための助剤としてガラス成分や他の添加成分を誘電体磁器中に０．５～２質量％の割合で含有させても良い。
　また、本発明の誘電体磁器は、Ｘ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きく、かつキュリー温度が１００～１２０℃である。
　ここで、本発明の誘電体磁器の結晶構造についてさらに詳細に説明すると、本発明の誘電体磁器は、結晶粒子中にバナジウムと希土類元素（ＲＥ）が固溶しても、ほとんど正方晶系を示す単相に近い結晶相により占められている。
　図１の（ａ）は後述の実施例の表１における本発明の誘電体磁器である試料Ｎｏ．３のＸ線回折チャートを示すものであり、（ｂ）は同表１における比較例の誘電体磁器である試料Ｎｏ．１５のＸ線回折チャートである。図２は、後述の実施例の表１における試料Ｎｏ．２の誘電体磁器の静電容量の温度特性を示すグラフであり、本発明の誘電体磁器は、図２のような静電容量の温度特性を有している。
　ここで、特許文献１に記載された発明である従来の誘電体磁器は、その結晶構造がコア・シェル構造であり、図１（ｂ）のＸ線回折チャートに相当するものとなっている。
　即ち、チタン酸バリウムを主成分とし、コア・シェル構造を有する結晶粒子により構成される誘電体磁器では、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面および（４００）面の間に現れるチタン酸バリウムの立方晶系を示す（４００）面（（０４０）面、（００４）面が重なっている。）の回折強度Ｉｘｃが、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面の回折強度Ｉｘｔよりも大きくなっている。
　また、コア・シェル構造を示す結晶粒子により構成される誘電体磁器は、Ｘ線回折チャートで見る限り、正方晶系の結晶相に対して立方晶系の結晶相の割合が多いために結晶の異方性が小さくなる。そのために、Ｘ線回折チャートは（４００）面の回折線が低角度側にシフトするとともに（００４）面の回折線が高角度側にシフトし、両回折線は互いに少なくとも一部が重なるようになり幅広の回折線となる。
　このような誘電体磁器は、チタン酸バリウムを主成分とする粉末にマグネシウムや希土類元素などの酸化物粉末を添加混合したものを成形した後、還元焼成することによって形成されるものである。この場合、コア・シェル構造を有する結晶粒子はシェル部にマグネシウムや希土類元素（ＲＥ）などの成分が多く固溶しているのに対し、コア部はマグネシウムや希土類元素（ＲＥ）などの成分の固溶量が少ないことから、純粋に近いチタン酸バリウムの結晶相であり、このためにキュリー温度が１２５℃付近（１２２～１２６℃）にある。このように、コア・シェル構造を有し、キュリー温度が１２５℃付近にある結晶粒子により構成される誘電体磁器は、室温（２５℃）を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１５％程度にはなるものの±１０％以内を満足できない。
　これに対して、本発明の誘電体磁器は、図１（ａ）に示すように、誘電体磁器のＸ線回折チャートにおいて、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面の回折強度Ｉｘｔが、チタン酸バリウムの立方晶系を示す（４００）面の回折強度Ｉｘｃよりも大きい。
　即ち、本発明の誘電体磁器は、図１（ａ）に見られるように、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面（２θ＝１００°付近）と（４００）面（２θ＝１０１°付近）のＸ線回折ピークが明確に現れるものであり、チタン酸バリウムの正方晶系を示す、（００４）面および（４００）面の間に現れるチタン酸バリウムの立方晶系を示す（４００）面（（０４０）面、（４００）面が重なっている。）の回折強度Ｉｘｃが、チタン酸バリウムの正方晶系を示す（００４）面の回折強度Ｉｘｔよりも小さくなっている。
　つまり本発明の誘電体磁器の結晶構造は、従来のコア・シェル構造のＸ線回折パターンとは異なり、しかも、図２に示すように、キュリー温度（Ｔｃ）が１００～１２０℃の範囲であり、キュリー温度が１２５℃である従来のコア・シェル構造をもつ誘電体磁器とは誘電特性が異なる。これはチタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子の全体にわたりバナジウムと希土類元素（ＲＥ）とが所定量固溶しているためである。こうして、室温（２５℃）での比誘電率を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率を±１０％以内にすることができる。
　なお、誘電体磁器のキュリー温度は、静電容量を－５５～１２５℃の範囲で測定し、測定した温度範囲において最大の静電容量を示す温度とする。
　また、本発明の誘電体磁器は、結晶粒子の平均粒径が０．１５～０．３μｍであることが望ましい。結晶粒子の平均粒径が０．１５～０．３μｍであると、室温（２５℃）における比誘電率が３５００以上であり、かつ室温（２５℃）での比誘電率に対する－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率を±１０％以内に維持した状態で、室温（２５℃）における誘電損失を１２％以下にできる。
　ここで、結晶粒子の平均粒径は、焼成後の誘電体磁器である試料の破断面を研磨した後、走査型電子顕微鏡を用いて内部組織の写真を撮り、その写真上で結晶粒子が２０～３０個入る円を描き、円内および円周にかかった結晶粒子を選択し、各結晶粒子の輪郭を画像処理して、各粒子の面積を求め、同じ面積をもつ円に置き換えたときの直径を算出し、その平均値より求める。
　次に、本発明の誘電体磁器を製造する方法について説明する。まず、原料粉末として、純度が９９％以上のチタン酸バリウム粉末（以下、ＢＴ粉末という。）と、添加成分として、Ｖ２Ｏ５粉末と、Ｙ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末およびＥｒ２Ｏ３粉末のうち少なくとも１種の希土類元素（ＲＥ）の酸化物粉末とを準備する。
　本発明の誘電体磁器を製造するのに用いるＢＴ粉末として、原料粉末の段階でのキュリー温度が１２８～１３１℃を示すＢＴ粉末を用いる。これにより、キュリー温度が１２５℃付近にある従来のＢＴ粉末を用いた場合に比較して、キュリー温度が高温側にあるので、１２５℃付近における比誘電率が高くなり、その結果、得られる誘電体磁器のキュリー温度を１００～１２０℃の範囲にすることができるとともに、室温（２５℃）を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の変化率を容易に±１０％以内にできる。なお、ＢＴ粉末のキュリー温度は示差走査熱量分析(Differential Scanning Calorimetry:DSC)により測定する。
　ＢＴ粉末の平均粒径は０．１～０．１７μｍが好ましい。ＢＴ粉末の平均粒径が０．１μｍ以上であると、焼結時の粒成長を抑制できるために比誘電率の向上とともに誘電損失の低下が図れるという利点がある。
　一方、ＢＴ粉末の平均粒径が０．１７μｍ以下であると、バナジウムおよび希土類元素などの添加剤を結晶粒子の内部にまで固溶させることが容易となり、また、後述するように、焼成前後における、ＢＴ粉末から結晶粒子への粒成長の比率を所定の範囲まで高められるという利点がある。
　添加剤であるＶ２Ｏ５粉末ならびにＹ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末およびＥｒ２Ｏ３粉末のうち少なくとも１種の希土類元素（ＲＥ）の酸化物粉末についても平均粒径はＢＴ粉末などの誘電体粉末と同等、もしくはそれ以下のものを用いることが好ましい。
　次いで、これらの原料粉末を、ＢＴ粉末を構成するバリウム１００モルに対してＶ２Ｏ５粉末を０．０５～０．３モル、Ｙ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末およびＥｒ２Ｏ３粉末から選ばれる希土類元素（ＲＥ）をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モルの割合で配合して、所定形状の成形体を作製し、この成形体を脱脂した後、還元雰囲気中にて焼成する。
　なお、本発明の誘電体磁器を製造するに際しては、所望の誘電特性を維持できる範囲であれば焼結助剤としてガラス粉末を添加しても良く、その添加量は、主な原料粉末であるＢＴ粉末の合計量を１００質量部としたときに０．５～２質量部が良い。
　焼成温度は、ガラス粉末等の焼結助剤を用いる場合には、ＢＴ粉末への添加剤の固溶と結晶粒子の粒成長を制御するという理由から１０５０～１１５０℃が好適であり、一方、ガラス粉末等の焼結助剤を用いないで、ホットプレス法等の加圧焼成による場合には１０５０℃未満の温度での焼結が可能になる。
　本発明では、かかる誘電体磁器を得るために、キュリー温度が１２８～１３１℃のＢＴ粉末を用い、これに上述の添加剤を所定量添加し、上記温度で焼成する。こうしてＢＴ粉末に対して各種の添加剤の固溶量が制御され、その結果、得られる誘電体磁器は、Ｘ線回折チャートにおいて正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きいものとなり、また、キュリー温度を１００～１２０℃の範囲とすることができる。
　また、本発明では、焼成時に還元されて低下した絶縁抵抗を回復するために、焼成後に、再度、弱還元雰囲気にて熱処理を行う。その温度は結晶粒子の更なる粒成長を抑えつつ再酸化量を高めるという理由から９００～１１００℃が好ましい。
　図３は、本発明の積層セラミックコンデンサの例を示す断面模式図である。本発明の積層セラミックコンデンサは、コンデンサ本体１０の両端部に外部電極４が設けられたものであり、また、コンデンサ本体１０は誘電体層５と内部電極層７とが交互に積層された積層体から構成されている。そして、誘電体層５は上述した本発明の誘電体磁器によって形成される。なお、図３では、誘電体層５と内部電極層７との積層の状態を単純化して示しているが、本発明の積層セラミックコンデンサは、誘電体層５と内部電極層７とが数百層にも及ぶ積層体を形成している。
　このような本発明の積層セラミックコンデンサによれば、誘電体層５として、上記の誘電体磁器を適用することにより、高誘電率であり、また、室温（２５℃）を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１０％以内を満足するものを得ることができる。本発明の誘電体磁器によれば、高誘電率かつ安定な比誘電率の温度特性を実現できることから、例えば、バイパスコンデンサとして用いた時の静電容量の変化を低減でき、これにより高容量の電荷を入出力できるコンデンサとして機能を高められる。
　ここで、誘電体層５の厚みは３μｍ以下、特に、２．５μｍ以下であることが積層セラミックコンデンサを小型高容量化する上で好ましく、さらに本発明では静電容量のばらつきおよび容量温度特性の安定化のために、誘電体層５の厚みは１μｍ以上であることがより望ましい。
　内部電極層７を形成する材料としては、高積層化しても製造コストを抑制できるという点で、ニッケル（Ｎｉ）や銅（Ｃｕ）などの卑金属が望ましく、特に、本発明における誘電体層１との同時焼成が図れるという点でニッケル（Ｎｉ）がより望ましい。
　外部電極４は、例えば、ＣｕもしくはＣｕとＮｉの合金ペーストを焼き付けて形成される。
　次に、積層セラミックコンデンサの製造方法について説明する。上記の素原料粉末に専用の有機ビヒクルを加えてセラミックスラリを調製し、次いで、セラミックスラリをドクターブレード法やダイコータ法などのシート成形法を用いてセラミックグリーンシートを形成する。この場合、セラミックグリーンシートの厚みは誘電体層の高容量化のための薄層化、高絶縁性を維持するという点で１～４μｍが好ましい。
　次に、得られたセラミックグリーンシートの主面上に矩形状の内部電極パターンを印刷して形成する。内部電極パターンとなる導体ペーストはＮｉ、Ｃｕもしくはこれらの合金粉末が好適である。
　次に、内部電極パターンが形成されたセラミックグリーンシートを所望枚数重ねて、その上下に内部電極パターンを形成していないセラミックグリーンシートを複数枚、上下層が同じ枚数になるように重ねてシート積層体を形成する。この場合、シート積層体中における内部電極パターンは、長寸方向に半パターンずつずらしてある。
　次に、シート積層体を格子状に切断して、内部電極パターンの端部が露出するようにコンデンサ本体成形体を形成する。このような積層工法により、切断後のコンデンサ本体成形体の端面に内部電極パターンが交互に露出されるように形成できる。
　次に、コンデンサ本体成形体を脱脂したのち、上記した誘電体磁器と同様の焼成条件および弱還元雰囲気での熱処理を行うことによりコンデンサ本体を作製する。
　次に、このコンデンサ本体の対向する端部に、外部電極ペーストを塗布して焼付けを行い外部電極４を形成する。また、この外部電極４の表面には実装性を高めるためにメッキ膜を形成しても構わない。
　次に実施例をあげて、本発明の誘電体磁器を詳細に説明するが、本発明はこれらの実施例によって限定されるものでははい。
　まず、原料粉末として、ＢＴ粉末、Ｙ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末、Ｅｒ２Ｏ３粉末およびＶ２Ｏ５粉末を準備し、これらの各種粉末を表１に示す割合で混合した。Ｙ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末、Ｅｒ２Ｏ３粉末およびＶ２Ｏ５粉末の添加量は、ＢＴ粉末１００モルに対する割合である。これらの原料粉末は純度が９９．９％のものを用いた。なお、ＢＴ粉末の平均粒径およびキュリー温度は表１に示すものを用いた。Ｙ２Ｏ３粉末、Ｄｙ２Ｏ３粉末、Ｈｏ２Ｏ３粉末、Ｅｒ２Ｏ３粉末およびＶ２Ｏ５粉末は平均粒径が０．１μｍのものを用いた。ＢＴ粉末のＢａ／Ｔｉ比は１とした。焼結助剤はＳｉＯ２＝５５、ＢａＯ＝２０、ＣａＯ＝１５、Ｌｉ２Ｏ＝１０（モル％）組成のガラス粉末を用いた。ガラス粉末の添加量はＢＴ粉末１００質量部に対して１質量部とした。
　次に、これらの原料粉末にポリビニルアルコールとイオン交換水とを添加して直径５ｍｍのジルコニアボールを用いて湿式混合した。
　次に、湿式混合した粉末を乾燥させた後、この粉末を用いて直径１６ｍｍ、厚み１．５ｍｍの成形体を作製し、水素－窒素中、１１１０～１１３０℃で２時間焼成した（試料Ｎｏ．１については１１１０℃、それ以外の試料は１１３０℃）。この後、１０００℃まで降温し、窒素雰囲気中で４時間の加熱処理（再酸化処理）を施し、冷却して評価試料となる誘電体磁器を得た。
　次に、作製した誘電体磁器について以下の評価を行った。評価はいずれも試料数１０個とし、その平均値を求めた。静電容量等の誘電特性を測定する際の誘電体磁器は、その上下両面にＩｎ－Ｇａを塗布して電極膜を形成した。比誘電率は静電容量を温度２５℃、周波数１．０ｋＨｚ、測定電圧１Ｖｒｍｓの測定条件で測定し、得られた静電容量から誘電体磁器の厚みと、塗布した電極膜の面積および真空の誘電率をもとに換算して求めた。誘電損失も静電容量と同条件で測定した。比誘電率の温度特性は静電容量を温度－５５～１２５℃の範囲で測定し、測定した温度範囲において最大の静電容量を示す温度をキュリー温度とした。
　結晶粒子の平均粒径は、焼成後の誘電体磁器である試料の破断面を研磨した後、走査型電子顕微鏡を用いて内部組織の写真を撮り、その写真上で結晶粒子が２０～３０個入る円を描き、円内および円周にかかった結晶粒子を選択した。次いで、各結晶粒子の輪郭を画像処理して、各粒子の面積を求め、同じ面積をもつ円に置き換えたときの直径を算出し、その平均値より求めた。
　得られた誘電体磁器である試料の組成分析はＩＣＰ(Inductively Coupled plasma)分析もしくは原子吸光分析により行った。この場合、得られた誘電体磁器を硼酸と炭酸ナトリウムと混合し溶融させたものを塩酸に溶解させて、まず、原子吸光分析により誘電体磁器に含まれる元素の定性分析を行い、次いで、特定した各元素について標準液を希釈したものを標準試料として、ＩＣＰ発光分光分析にかけて定量化した。また、各元素の価数を周期表に示される価数として酸素量を求めた。
　表１に調合組成と焼成温度および特性の結果を示した。なお、作製した誘電体磁器の組成は調合組成と同じであることを上記組成分析より確認した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
 　表１の結果から明らかなように、チタン酸バリウムを主成分とし、チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムをＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム、ジスプロシウム、ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる希土類元素をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含み、誘電体磁器のＸ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きく、かつキュリー温度が１００～１２０℃である本発明の試料Ｎｏ．１～４，６～９，１２，１３および１６～１８では、室温（２５℃）における比誘電率が３１００以上、室温（２５℃）を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１０％以内を満足する誘電体磁器を得ることができた。
　また、結晶粒子の平均粒径を０．１５～０．３μｍとした試料Ｎｏ．２，３，６～９，１２，１３および１６～１８では、室温（２５℃）における比誘電率が３５００以上、室温（２５℃）を基準にしたときの１２５℃における比誘電率の温度変化率が±１０％以内を満足するとともに、室温（２５℃）における誘電損失が１２％以下であった。
　また、本発明の誘電体磁器を誘電体層として用いた積層セラミックコンデンサにおいても同様の結果が得られた。
　これに対して、本発明の範囲外の試料Ｎｏ．５，１０，１１，１４，１５および１９では、比誘電率が３０００より低いか、室温（２５℃）を基準にしたときの－５５～１２５℃の温度範囲における比誘電率の最大の変化率が±１０％以内を満足しないものであった。
　以上、本発明の誘電体磁器の実施形態について説明したが、本発明の範囲はこれらの説明に拘束されるものではなく、本発明の範囲内で適宜変更又は改善しうるものである。

Claims (3)

  1. 　チタン酸バリウムを主成分とする結晶粒子と、該結晶粒子間に存在する粒界相とを有する誘電体磁器であって、
    前記チタン酸バリウムを構成するバリウム１００モルに対して、バナジウムをＶ２Ｏ５換算で０．０５～０．３モル、イットリウム，ジスプロシウム，ホルミウムおよびエルビウムから選ばれる１種の希土類元素（ＲＥ）をＲＥ２Ｏ３換算で０．５～１．５モル含有するとともに、前記誘電体磁器のＸ線回折チャートにおいて、正方晶系のチタン酸バリウムを示す（００４）面の回折強度が、立方晶系のチタン酸バリウムを示す（４００）面の回折強度よりも大きく、かつキュリー温度が１００～１２０℃であることを特徴とする誘電体磁器。
  2. 　前記結晶粒子の平均粒径が０．１５～０．３μｍであることを特徴とする請求項１に記載の誘電体磁器。
  3. 　請求項１または２に記載の誘電体磁器からなる複数の誘電体層と内部電極層との積層体から構成されていることを特徴とする積層セラミックコンデンサ。
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