专利名称：电子部件的制作方法
技术领域：
本发明涉及多层陶瓷电容器等电子部件，更详细地说，涉及介电常数等电特性优异，即使在电介质层薄的情况下，也能得到温度特性优异、可靠性高的小型大容量的电子部件。
背景技术：
近年来，电气产品越来越要求小型化和高性能化，伴随而来的是对电子部件也强烈要求小型化和高性能化。作为电子部件一例的多层陶瓷电容器，尤其要求高容量和高可靠性。
然而，为了得到小型且高容量的多层陶瓷电容器，电介质陶瓷层、内部电极层的薄层化是必不可少的，但是伴随而来的是可靠性变差。另一方面，为了得到小型且高可靠性的多层陶瓷电容器，必须使电介质陶瓷层、内部电极层变厚，但这样无法获得高容量。
作为得到高容量且显示出高可靠性的多层陶瓷电容器的方法，例如在文献1(特开平5-9066号公报)中，提出了满足EIA标准的X7R特性，还显示出高介电常数，且绝缘电阻高的电介质陶瓷组合物。然而，在该文献1所示的方法中，例如将电介质陶瓷层薄层化为3μm或以下时，未必能得到满足市场要求的可靠性。
此外，在文献2(特开2001-316176号公报)中，公开了通过在以BaTiO3为主成分的电介质粉末中使用微细的材料，以及限定其最大粒径、粒度分布，从而得到微细且显示出良好电特性的电介质陶瓷的方法。通过将电介质陶瓷微细化，还可以得到高可靠性。
然而，在上述文献2中，将电介质陶瓷层的厚度设想为30μm，在将电介质陶瓷层薄层化为3μm或以下时，推测未必能得到满足市场要求的可靠性。例如在文献2中，添加非常多的Mn、Mg这样的副成分，但是如果过量添加添加物组成的话，则由于在晶粒界面上供体或受体成分偏析等原因，可以预想层压陶瓷的可靠性降低。即，在该文献2中所述的方法中，在电介质层更薄层化时，可以预想存在以绝缘不良的增加、以寿命为代表的可靠性降低的问题。
此外，在文献3(特开平11-302071号公报)和文献4(特开2002-29836号公报)中，公开了通过使用以Ca代替Ba作为主原料的B1-xCaxTiO3母材，从而满足X7R特性且得到高可靠性的电介质陶瓷组合物。然而，在这些专利文献所述的方法中，相对于直流电压的容量劣化大，仍然无法充分满足市场的要求。
发明内容
本发明是鉴于这样的现状而作出的，其目的是提供一种介电常数等电特性优异，即使在电介质层薄的情况下，也能获得温度特性优异、可靠性高的小型大容量的多层陶瓷电容器等电子部件。
本发明人发现即使在电介质层的厚度薄层化为例如5μm或以下、3μm或以下的情况下，通过将构成电介质层的结晶粒子间的晶粒界面的厚度控制为合适的值，可以得到满足JIS标准的B特性和EIA标准的X5R特性、高可靠性且小型大容量的多层陶瓷电容器等电子部件，从而完成本发明。
即，本发明第1观点涉及的电子部件为具有以钛酸钡为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的30％-95％。
在本发明的第1观点中，优选相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子比例为全部的40％-90％。
本发明第2观点涉及的电子部件为以具有以通过Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤0.15)表示的钛酸钡钙为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的20％-70％。
在本发明的第2观点中，优选相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子比例为全部的25％-65％。
在本发明的第1和第2观点中，如果晶粒界面的厚度为1nm或以下或者0.75nm或以下的粒子的比例过少的话，则存在电介质层的介电常数变低同时绝缘电阻寿命变短的倾向。此外，如果晶粒界面的厚度为1nm或以下或者0.75nm或以下的粒子的比例过多的话，则存在电介质层的绝缘电阻的寿命变短同时温度特性变差的倾向。
电介质层的厚度优选为4.5μm或以下，进一步优选为3μm或以下，特别优选为2.5μm或以下。本发明在电介质层的厚度特别薄的情况下是有效的。
优选陶瓷粒子的平均粒径为0.3μm或以下。通过减小粒径，可以获得良好的可靠性，但是，通过电介质粒子的尺寸效果，难以得到高的介电常数。因此，对粒径的下限没有特别的定义。然而，为了得到小的粒径，必须使用小的原料，如果其原料粉末越小，则越难以处理，因而通常陶瓷粒子的平均粒径下限为0.05μm左右。
优选在电介质层中含有镁(Mg)氧化物作为副成分，相对于100mol的钛酸钡(BaTiO3)或钛酸钡钙(Ba1-xCaxTiO3)，Mg氧化物的含量为0～2mol(其中不包括0)，进一步优选为0～1mol(其中不包括0)。
通过含有Mg氧化物，可以实现电介质粒子的微粒化，但是如果作为副成分的MgO的添加量过多的话，则虽然能实现电介质粒子的微粒化，但会产生温度特性的劣化、绝缘电阻的降低等不良情况。因此，在不会产生这样的各种电特性劣化的范围内，期望减少MgO的含量。
优选在电介质层中含有锰(Mn)氧化物和/或铬(Cr)氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡或钛酸钡钙，Mn氧化物和Cr氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)，进一步优选为0～0.4mol(其中不包括0)。
通过含有Mn氧化物和/或Cr氧化物，具有促进烧结的效果、提高IR(绝缘电阻)的效果和提高高温负荷寿命的效果，但是如果它们的含量过多的话，则会产生温度特性的劣化、绝缘电阻的降低等不良情况。因此，在不会产生这样的各种电特性劣化的范围内，期望减少Mn氧化物和/或Cr氧化物的含量。
优选在电介质层中含有稀土类(R)氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡或钛酸钡钙，R氧化物的含量为0～4mol(其中不包括0和4)，进一步优选为0.5～3mol，特别优选为0.5～2mol。
作为R，优选为选自Sc、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Dy、Ho、Tb、Gd和Eu中的1种或2种或以上，进一步优选为选自Y、Dy和Ho中的1种或2种或以上。
通过在规定的范围内含有这样的R氧化物，可以控制晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子的比例，可以实现本发明的作用效果。
优选在电介质层中含有钒(V)氧化物、钨(W)氧化物、钽(Ta)氧化物和/或铌(Nb)氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡或钛酸钡钙，V氧化物、W氧化物、Ta氧化物和Nb氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)，进一步优选为0～0.3mol(其中不包括0)，特别优选为0～0.1mol(其中不包括0)。
通过含有V氧化物、W氧化物、Ta氧化物和Nb氧化物，有提高高温负荷寿命的效果，但如果它们的含量过多的话，则会产生温度特性劣化、绝缘电阻降低等不良情况。因此，在不会产生这样的各种电特性劣化的范围内，期望减少这些氧化物的含量。
在本发明的第1观点中，优选在电介质层中含有玻璃成分。作为玻璃成分，优选为(Ba1-xCax)SiO3(其中，x＝0.3～0.7)。在含有该玻璃成分的情况下，相对于100mol钛酸钡，玻璃成分的含量为0.5～12mol(其中不包括0.5)，进一步优选为0.5～6mol(其中不包括0.5和6)，进一步优选为1～4mol。
通过在规定的范围内含有这样的玻璃成分，可以控制晶粒界面的厚度为1nm或以下、或0.75nm或以下的粒子的比例，可以实现本发明的作用效果。
在本发明的第2观点中，优选在电介质层中含有玻璃成分。作为玻璃成分，没有特别的限定，可以使用碱土类金属氧化物、Li2O3、B2O3、SiO2的混合物或(Ba1-xCax)SiO3(其中，x＝0.3～0.7)等。
相对于100mol的钛酸钡钙，玻璃成分为0.5～12mol(其中不包括0.5)，更优选为0.5～6mol(其中不包括0.5和6)，特别优选1～5mol。
通过在规定的范围内含有这样的玻璃成分，可以控制晶粒界面的厚度为1nm或以下、或0.75nm或以下的粒子的比例，可以实现本发明的作用效果。
在本发明中，作为电子部件，没有特别的限定，优选为具有相互层压有上述电介质层和内部电极层的元件主体的多层陶瓷电容器。作为其他的电子部件，没有特别的限定，例示有压电元件、芯片感应器、芯片变阻器、芯片热敏电阻、芯片电阻、其他表面安装(SMD)芯片型电子部件。
优选上述内部电极层以Ni或Ni合金等贱金属为主成分。
根据本发明的电子部件，可以提供介电常数等电特性优异，即使在电介质层薄的情况下，也能获得温度特性优异、可靠性高的小型大容量的多层陶瓷电容器等电子部件。
以下，基于附图中示出的实施方式对本发明进行说明。
图1是作为本发明一个实施方式涉及的电子部件的多层陶瓷电容器的示意截面图，图2是构成多层陶瓷电容器中电介质层的电介质粒子的示意图，图3A是本发明一个实施例涉及的多层陶瓷电容器中构成电介质层的电介质粒子的TEM照片，图3B是图3A中示出的晶粒界面的放大照片，图4A是本发明一个比较例涉及的多层陶瓷电容器中构成电介质层的电介质粒子的TEM照片，图4B是图4A中示出的晶粒界面的放大照片，图5A是本发明一个实施例涉及的多层陶瓷电容器中构成电介质层的电介质粒子的TEM照片，图5B是图5A中示出的晶粒界面的放大照片，图6A是本发明一个比较例涉及的多层陶瓷电容器中构成电介质层的电介质粒子的TEM照片，图6B是图6A中示出的晶粒界面的放大照片，具体实施方式
(第1实施方式)多层陶瓷电容器的制造方法如图1所示，作为本发明电子部件一个例子的多层陶瓷电容器1具有交替层压电介质层2和内部电极层3结构的电容元件主体10。在电容元件主体10的两端，形成分别与交替设置在元件主体10内部的内部电极层3导通的一对外部电极4。内部电极层3按照如下方式层压，使得各个端面交替暴露在电容元件主体10相对的两个端部的表面。
一对外部电极4形成于电容元件主体10的两个端部，并与交替设置的内部电极层3的暴露端面连接，从而构成电容器电路。
对电容器元件主体10的外形、尺寸没有特别的限制，可以根据用途适当设定，通常，外形可以设置为大致的矩形形状、尺寸通常可以设置为长(0.4～5.6mm)×宽(0.2～5.0mm)×高(0.2～1.9mm)左右。
电介质层2具有钛酸钡、玻璃成分和副成分。
钛酸钡通过组成式(BaO)mTiO2表示。此外，在上述式中，对作为A位点构成成分的Ba与作为B位点构成成分的Ti的摩尔比(A/B值)m没有特别的限定，为0.990～1.035。
在本实施方式中，作为玻璃成分，可以例示含有Ba氧化物、Ca氧化物和Si氧化物的情况。优选玻璃成分以(Ba1-xCax)SiO3(其中，x＝0.3～0.7)来表示。
在本实施方式中，副成分含有Mg氧化物、Mn氧化物和Cr氧化物的一种或两种、选自V氧化物、W氧化物、Ta氧化物和Nb氧化物中的1种或2种或以上、和R(其中，R选自Sc、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Dy、Ho、Tb、Gd和Eu中的1种或2种或以上，优选为选自Y、Dy和Ho的1种或2种以上)的氧化物。
如图2所示，本实施方式的电介质层2含有多个电介质粒子(陶瓷粒子)20。电介质粒子20的平均粒径为0.3μm或以下。通过减小粒径，可以得到良好的可靠性，但由于电介质粒子的尺寸效果，难以得到高的介电常数。因此，对粒径的下限没有特别的定义。然而，为了得到小的粒径，必须使用小的原料，如果其原料粉末越小，则越难以处理，因而通常陶瓷粒子的平均粒径下限为0.05μm左右。
在电介质粒子20与电介质粒子20之间存在晶粒界面22，在本实施方式中，在相邻的陶瓷粒子之间存在的晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子的比例为全部的30％-95％。优选在相邻的陶瓷粒子之间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子的比例为全部的40％-90％。
如果晶粒界面的厚度为1nm或以下、或0.75nm或以下的粒子的比例过少的话，则存在电介质层的介电常数降低同时绝缘电阻寿命变短的倾向。此外，如果晶粒界面的厚度为1nm或以下或0.75nm或以下的粒子的比例过多的话，则存在电介质层的绝缘电阻的寿命变短且温度特性恶化的倾向。
另外，晶粒界面的厚度为1nm或以下、或0.75nm或以下的粒子的比例例如可以按照下面的方式来测定。即，首先，通过透射式电子显微镜(TEM)观察700nm×500nm的区域。对于在该区域中观测的晶粒界面22，从任意的三向点24，沿着晶粒界面22，在每隔100nm的点上测定晶粒界面的厚度。在多个区域中对其进行测定，在总计50个点中，测定晶粒界面的厚度，通过收集，可以求得其比例。
电介质层2的层压数、厚度等各项条件，可以根据目的、用途适当决定，在本实施方式中，一对内部电极层3中夹持的电介质层2的厚度薄层化为4.5μm或以下，优选为3.0μm或以下，更优选为2.5μm或以下。在本实施方式中，在薄层化这样的电介质层2的厚度时，也能保持电容器1的各种电特性，特别是保持足够的温度特性，同时能改善CR积、IR寿命。
内部电极层3优选由实际上起电极作用的贱金属的导电材料构成。作为用作导电材料的贱金属，优选Ni或Ni合金。作为Ni合金，优选选自Mn、Cr、Co、Cu、Al、Ru、Rh、Re、Pt、Ir和Os中的一种或以上的元素与Ni的合金，合金中的Ni含量优选为95重量％或以上。另外，在Ni或Ni合金中，还可以含有0.1重量％左右或以下的P等各种微量成分。内部电极层3的厚度可以根据用途等适当确定，通常为0.05～3μm，特别优选为0.1～2.0μm左右。
外部电极4通常由Ni、Pd、Ag、Au、Cu、Pt、Rh、Ru、Ir等至少一种或它们的合金构成。通常使用Cu、Cu合金、Ni或Ni合金等、Ag、Ag-Pd合金、In-Ga合金等。外部电极4的厚度根据用途等适当确定，通常优选为10～50μm左右。
多层陶瓷电容器的制造方法以下，对制造本实施方式的多层陶瓷电容器1的方法的一个例子进行说明。
(1)在本实施方式中，准备有待构成用于烧结后形成图1中所示电介质层2的烧结前电介质层的电介质层用糊料、和有待构成用于烧结后形成图1中所示内部电极层3的烧结前内部电极层的内部电极层用糊料。此外，还准备外部电极用糊料。
电介质层用糊料通过混炼电介质原料和有机载体来制备。
(1-1)在本实施方式中使用的电介质原料以规定组分比含有构成上述电介质陶瓷组合物的各种原料。首先，准备作为上述各种原料的钛酸钡原料、玻璃成分原料和副成分原料。
钛酸钡原料作为电介质层主成分的钛酸钡原料，使用以组成式(BaO)mTiO2表示的物质。本实施方式中使用的钛酸钡原料除了通过所谓的固相法以外，还可以通过所谓的液相法得到。固相法(煅烧法)是在使用BaCO3、TiO2作为起始原料的情况下，定量称量这些原料，通过混合煅烧、粉碎得到原料的方法。作为液相法，可以列举草酸盐法、水热合成法、醇盐法、溶胶-凝胶法等。
玻璃成分原料作为玻璃成分原料，使用含有Ba化合物、Ca化合物和Si化合物的物质。玻璃成分原料中的Si化合物起到烧结助剂的作用，Ca化合物和Ba化合物显示出改善静电电容的温度特性(对温度的静电电容的变化率)的效果。
在本实施方式中使用的玻璃成分原料可以以混合物的方式使用，也可以以复合氧化物的方式使用。其中，在本实施方式中，优选使用比混合物的形态熔点降低的复合氧化物的形态。
作为混合物的方式，可以例示Ca化合物(CaO、CaCO3等)+Si化合物(SiO2等)+Ba化合物(BaO、BaCO3等)等。作为复合氧化物的方式，可以例示(Ba1-xCax)SiO3等。上式中的x优选为0.3～0.7，进一步优选为0.35～0.50。如果x过小的话，则温度特性存在劣化的倾向，如果x过大的话，介电常数存在降低的倾向。
副成分原料在本实施方式中，作为副成分原料，使用Mg化合物、Mn化合物和Cr化合物的1种或2种、选自V化合物、W化合物、Ta化合物和Nb化合物的1种或2种或以上、和R(其中，R为选自Sc、Er、Tm、Yb、Lu、Y、Dy、Ho、Tb、Gd和Eu的1种或2种或以上，优选为选自Y、Dy和Ho的1种或2种或以上)的化合物。
Mg化合物具有平坦化容量温度特性的效果和抑制粒子成长的效果。Mn化合物和Cr化合物具有促进烧结的效果、提高IR(绝缘电阻)的效果和提高高温负荷寿命的效果。V化合物、W化合物、Ta化合物和Nb化合物具有提高高温负荷寿命的效果。R化合物主要显示出提高高温负荷寿命的效果。
另外，所谓的Mg化合物，是指氧化镁和/或烧结后形成氧化镁的化合物，所谓的Mn化合物，是指氧化锰和/或烧结后形成氧化锰的化合物，所谓的Cr化合物，是指氧化铬和/或烧结后形成氧化铬的化合物。
所谓的V化合物，是指氧化钒和/或烧结后形成氧化钒的化合物，所谓的W化合物，是指氧化钨和/或烧结后形成氧化钨的化合物，所谓的Ta化合物，是指氧化钽和/或烧结后形成氧化钽的化合物，所谓的Nb化合物，是指氧化铌和/或烧结后形成氧化铌的化合物。
所谓的R化合物，是指R氧化物和/或烧结后形成R氧化物的化合物。
(1-2)然后，通过混合钛酸钡原料、玻璃成分原料和副成分原料，形成最终组成。
相对于100mol上述钛酸钡原料，玻璃成分原料的混合量(比例)如下所述。
在Ba化合物换算成BaO，Ca化合物换算成CaO，Si化合物换算成SiO2时，优选Ba化合物+Ca化合物0.5～12mol(其中不包括0.5)，Si化合物0.5～12mol(其中不包括0.5)。
更优选为Ba化合物+Ca化合物0.5～6mol(其中不包括0.5和6)，Si化合物0.5～6mol(其中不包括0.5和6)，如果Ba化合物、Ca化合物、Si化合物的添加量过少的话，则难以在较低的温度下致密化，同时会对温度特性产生不良影响。
此外，在本发明中，通过在规定的范围内含有玻璃成分，可以控制晶粒界面的厚度为1nm或以下或0.75nm或以下的粒子的比例。
相对于100mol上述钛酸钡原料，副成分原料的混合量(比例)如下所述。
在Mg化合物换算成MgO，Mn化合物换算成MnO，Cr化合物换算成Cr2O3，V化合物换算成V2O5、W化合物换算成WO3，Ta化合物换算成Ta2O5，Nb化合物换算成Nb2O5，R化合物换算成R2O3时，优选Mg化合物0～2mol(其中不包括0mol)，Mn化合物+Cr化合物0～0.5mol(其中不包括0mol)，
V化合物+W化合物+Ta化合物+Nb化合物0～0.5mol(其中不包括0mol)，R化合物0～4mol(其中不包括0mol和4mol)，更优选为Mg化合物0～1mol(其中不包括0mol)，Mn化合物+Cr化合物0～0.4mol(其中不包括0mol)，V化合物+W化合物+Ta化合物+Nb化合物0.01～0.1mol，R化合物0.5～3.5mol。
如果Mg化合物的添加量过少的话，则存在异常粒子生长的倾向，如果过多的话，则相对介电常数存在降低的倾向。如果Mn化合物和Cr化合物合计添加量太多的话，会有相对介电常数降低的倾向。如果V化合物、W化合物、Ta化合物和Nb化合物的合计添加量过多的话，则存在IR显著降低的倾向。如果R化合物的添加量过多的话，则烧结性存在恶化的倾向。
之后，根据需要，在球磨机中，在纯水等分散介质中混合该混合粉末，通过干燥，从而得到电介质原料。
另外，由上述成分构成的电介质原料可以使用上述氧化物、其混合物、复合氧化物，除此之外，还可以从通过烧结形成上述氧化物、复合氧化物的各种化合物，例如碳酸盐、草酸盐、硝酸盐、氢氧化物、有机金属化合物等中适当选择，混合后使用。
另外，电介质原料中各化合物的含量可以由烧结后使其成为上述电介质陶瓷组合物的组成的方式来确定。
在涂料化前的状态下，电介质原料的平均粒径优选为0.3μm或以下，更优选为0.05～0.26μm左右。
有机载体为含有粘合剂和溶剂的物质。作为粘合剂，可以使用例如乙基纤维素、聚乙烯醇缩丁醛、丙烯酸树脂等通常的各种粘合剂。对溶剂也没有特别的限定，可以使用萜品醇、丁基卡必醇、丙酮、甲苯、二甲苯、乙醇等有机溶剂。
电介质层用糊料可以混炼电介质原料和在水中溶解水溶性粘合剂的载体来形成。水溶性粘合剂没有特别限制，可以使用聚乙烯醇、甲基纤维素、羟乙基纤维素、水溶性丙烯酸树脂、乳液等。
内部电极层用糊料可以通过将包含上述各种导电性金属、合金的导电材料、或者在烧结后形成上述导电材料的各种氧化物、有机金属化合物、树脂等，与上述有机载体混合来制备。
外部电极用糊料也可以通过与该内部电极层用糊料相同的方法来制备。
对上述各种糊料中有机载体中的含量没有特别的限定，通常的含量可以是例如粘合剂为1～5重量％左右，溶剂为10～50重量％左右。此外，在各种糊料中，还可以根据需要含有选自各种分散剂、增塑剂、电介质、绝缘体等的添加物。
(2)然后，使用含有上述电介质原料的电介质层用糊料和内部电极层用糊料，制备层压了烧结前电介质层和烧结前内部电极层的生片(green chip)。然后，进行脱粘合剂工序、烧结工序、根据需要进行的退火工序，从而得到电容器元件主体10。然后，在该元件主体10中，印刷或转印外部电极用糊料，进行烧结，形成外部电极4，从而制造多层陶瓷电容器1。
(第2实施方式)第2实施方式是上述第1实施方式的变化实施方式，仅电介质层2的材料与其不同，其它的结构和作用效果与第1实施方式相同。以下，仅对不同的部分进行说明，相同部分的说明省略。
在本实施方式中，电介质层2含有以Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤0.15)表示的钛酸钡钙、玻璃成分和副成分。钛酸钡钙是以组成式(BaO)mTiO2表示的钛酸钡中作为A位点构成成分的Ba的一部分被Ca取代的化合物。如果钛酸钡钙中x的值过小的话，则温度特性存在劣化的倾向，如果过大的话，则介电常数存在减少的倾向。
作为玻璃成分，在本实施方式中，没有特别的限定，可以使用碱土类金属氧化物、Li2O3、B2O3、SiO2的混合物或(Ba1-xCax)SiO3(其中，x＝0.3～0.7)等。
在本实施方式中，在电介质粒子20与电介质粒子20之间存在晶粒界面22，在相邻的陶瓷粒子之间存在的晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子的比例为全部的20％-70％。优选在相邻的陶瓷粒子之间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子的比例为全部的25％-65％。
如果晶粒界面的厚度为1nm或以下、或0.75nm或以下的粒子的比例过少的话，则电介质层的介电常数存在降低的倾向。此外，如果晶粒界面的厚度为1nm或以下或0.75nm或以下的粒子的比例过多的话，则会有电介质层的绝缘电阻的寿命变短的倾向。
作为电介质层主成分的钛酸钡钙原料，可以使用组成式Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤0.15)表示的物质。本实施方式中使用的钛酸钡钙原料除了通过所谓的固相法以外，还可以通过所谓的液相法得到。固相法(煅烧法)是在使用BaCO3、CaCO3、TiO2作为起始原料的情况下，定量称量这些原料进行混合，通过煅烧、粉碎得到原料的方法。作为液相法，可以列举草酸盐法、水热合成法、醇盐法、溶胶-凝胶法等。
作为玻璃成分，没有特别的限定，可以使用碱土类金属氧化物、Li2O3、B2O3、SiO2的混合物或(Ba1-xCax)SiO3(其中，x＝0.3～0.7)等。
在本实施方式中使用的玻璃成分原料可以以混合物的方式使用，也可以以复合氧化物的方式使用。其中，在本实施方式中，优选使用比混合物的形态熔点降低的复合氧化物的形态。
作为混合物的形态，可以例示Ca化合物(CaO、CaCO3等)+Si化合物(SiO2等)+Ba化合物(BaO、BaCO3等)等。作为复合氧化物的形态式，可以例示(Ba1-xCax)SiO3等。上式中的x优选为0.3～0.7，进一步优选为0.35～0.50。如果x过小的话，则温度特性存在劣化的倾向，如果x过大的话，则介电常数存在降低的倾向。
相对于100mol上述钛酸钡钙原料，玻璃成分原料的混合量(比率)如下所述。
即，玻璃成分含有0.5～12mol(其中不包括0.5)，进一步优选含有0.5～6mol(其中不包括0.5和6)，特别优选为1～5mol。
如果玻璃成分的添加量过少的话，则难以在较低的温度下致密化，同时也会对温度特性产生坏的影响。
此外，在本发明中，通过在规定的范围内含有玻璃成分，可以控制晶粒界面的厚度为1mm或以下或0.75nm或以下的粒子的比例。
相对于100mol上述钛酸钡钙原料，副成分原料的混合量(比例)如下所述。
在Mg化合物换算成MgO，Mn化合物换算成MnO，Cr化合物换算成Cr2O3，V化合物换算成V2O5、W化合物换算成WO3，Ta化合物换算成Ta2O5，Nb化合物换算成Nb2O5，R化合物换算成R2O3时，优选Mg化合物0～2mol(其中不包括0mol)，Mn化合物+Cr化合物0～0.5mol(其中不包括0mol)，V化合物+W化合物+Ta化合物+Nb化合物0～0.5mol(其中不包括0mol)，R化合物0～4mol(其中不包括0mol和4mol)，更优选为Mg化合物0～1mol(其中不包括0mol)，Mn化合物+Cr化合物0～0.4mol(其中不包括0mol)，V化合物+W化合物+Ta化合物+Nb化合物0.01～0.1mol，R化合物0.5～3.5mol。
如果Mg化合物的添加量过少的话，则存在异常粒子生长的倾向，如果过多的话，则相对介电常数存在降低的倾向。如果Mn化合物和Cr化合物的合计添加量太多的话，会有相对介电常数降低的倾向。如果V化合物、W化合物、Ta化合物和Nb化合物的合计添加量过多的话，则存在IR显著降低的倾向。如果R化合物的添加量过多的话，则烧结性存在恶化的倾向。
另外，本发明并不限定于上述的实施方式中，在本发明的范围内可以进行各种改变。
例如，在上述实施方式中，作为本发明的电子部件，例示了多层陶瓷电容器，但作为本发明的电子部件，并不限于多层陶瓷电容器，只要是具有由上述组成的电介质陶瓷组合物构成的电介质层的部件均可。
(实施例)以下，基于更详细的实施例对本发明进行说明，但本发明并不限于这些实施例。
实施例1电介质原料的制备首先，准备钛酸钡原料、玻璃成分原料和副成分原料。作为钛酸钡原料，使用比表面积(SSA)为6m2/g(BaO)m·TiO2(其中，m＝1.005)。钛酸钡原料是相对于1.005mol的BaCO3，准备1.000mol的TiO2，将这些原料通过球磨机湿式混合16小时，干燥后，在800℃下，在空气中烧结，再通过球磨机湿式粉碎100小时来制备的。
另外，SSA为通过氮吸附法测定的值，m通过玻璃珠法求得。
作为玻璃成分原料是使用如下的原料将BaCO3、CaCO3和SiO2按照规定的比例通过球磨机湿式混合16小时，干燥后，在1150℃下空气中烧结，再通过球磨机湿式粉碎100小时，从而得到作为复合氧化物的(Ba0.6Ca0.4)SiO3(下面称为BCG)。
作为副成分原料，使用平均粒径为0.01～0.1μm的MgO、MnO(或Cr2O3)、Y2O3、V2O5。
然后，相对于100mol的钛酸钡原料，添加作为玻璃成分原料的BCG、作为副成分原料的MgO、MnO(或Cr2O3)、Y2O3、V2O5，以水作为溶剂，在球磨机中湿式混合(水粉碎)16小时。然后，在130℃下用热风干燥，从而得到电介质原料。
电介质原料含有相对于100mol钛酸钡原料的BCG3mol，Y2O30～4mol(参照表1的试样1～8)，MgO0.5mol，MnO0.2mol(或Cr2O30.2mol)，V2O50.03mol。
表1mol％
*是比较例**是参考例然后，在获得的电介质原料中添加聚乙烯醇缩丁醛树脂和乙醇系有机溶剂，再次用球磨机混合，使其糊化制得电介质层用糊料。
然后，通过三辊磨混合44.6重量份的Ni粒子、52重量份萜品醇、3重量份乙基纤维素、0.4重量份苯并三唑，将其浆化，从而得到内部电极层用糊料。
烧结体的制备使用得到的电介质层用糊料，通过刮板法在PET薄膜上形成生片。在其上通过丝网印刷法印刷内部电极用糊料。然后将未印刷内部电极用糊料的保护用生片从PET薄膜上剥离，将多个薄片层压形成厚度为约300μm，在其上以期望张数(此时为5张)叠层从PET薄膜上剥离的印刷了内部电极用糊料的薄片，再层压保护用生片，压接，从而得到生片。另外，烧结前的电介质层厚度为3μm。
然后，将生片切断成规定的尺寸，按照下述条件进行脱粘合剂处理、烧结和退火，从而得到芯片烧结体。脱粘合剂处理条件为升温速度32.5℃/小时，保持温度260℃，温度保持时间8小时，氛围在空气中。烧结条件为升温速度200℃/小时，保持温度1200℃左右(1180～1280℃/参照表2)，温度保持时间2小时，冷却速度200℃/小时，氛围气体加湿的N2+H2混合气体。退火条件为升温速度200℃/小时，保持温度1050℃，温度保持时间2小时，冷却速度200℃/小时，氛围气体加湿N2气体。另外，在烧结和退火时的氛围气体的加湿时，使用将水温设为20℃的加湿器。
得到的烧结体的尺寸为3.2mm×1.6mm×0.6mm，在内部电极层间夹持的电介质层的数量为4。
电容器试样的制备及特性评价通过喷砂对所得的芯片烧结体的端面进行研磨后，涂布In-Ga作为外部电极，得到图1中示出的多层陶瓷电容器的试样。
对得到的各个电容器试样，测定相对介电常数ε、静电电容的温度特性(TC)、高温负荷寿命(IR寿命/在表中仅表示为“寿命”)，结果在表2中示出。
对于相对介电常数ε，首先，对所得的电容器试样，在基准温度20℃下，通过数字LCR计(横河电机(株)制造的YHP4284)，在频率为1kHz、输入信号水平(测定电压)为1Vrms/μm的条件下测定静电电容C。然后，由得到的静电电容计算出相对介电常数ε(无单位)。
在本实施例中，相对介电常数优选为2500或以上，进一步优选为2700或以上。
对于静电电容的温度特性(TC)，根据EIAJ标准的X5R特性进行评价。也就是说，对电容器试样，通过数字LCR计(YHP公司制造的4274A)，在频率为1kHz、输入信号水平(测定电压)为1Vrms的条件下测定静电电容，在基准温度设为25℃时，在-55℃～85℃的温度范围内，研究相对于温度的静电电容变化率(ΔC/C)是否满足X5R特性(±15％以内)，满足的情况记为○，不满足的情况记为×。
对于高温负荷寿命，对电容器试样，在150℃下施加40V的直流电压，通过保持该状态，测定高温负荷寿命。该高温负荷寿命对薄层化电介质层时特别重要。在本实施例中，将从施加开始到绝缘电阻降低一个数量级的时间定义为寿命。对10个电容器试样进行该评价，计算出其平均寿命时间。在本实施例中，IR寿命优选为100小时或以上，进一步优选为110小时或以上。这些结果在表2中示出。
表2
*是比较例**是参考例电介质层的厚度在与内部电极垂直的面上切断得到的烧结体，对该切断面进行研磨，通过金属显微镜观察该研磨面的多个部位。然后，对通过金属显微镜观察的图像进行数字化处理，从而求得烧结后的电介质层的平均厚度。各试样电介质层的平均厚度为2.5μm。
电介质层中的电介质粒子的平均粒径对所得的烧结体进行研磨，施加化学蚀刻后，通过扫描型电子显微镜(SEM)观察研磨面，通过编码(code)法，假定电介质层中电介质粒子20的形状为球，求得该电介质粒子的平均粒径。平均粒径为250点测定点数的平均值。平均粒径为0.20～0.26μm。
电介质层中电介质粒子的晶粒界面厚度机械研磨得到的烧结体，施加离子研磨后，通过透射式电子显微镜(TEM)，按下述方式测定晶粒界面的厚度。
通过TEM观察700nm×500nm的区域，对于在该区域中观测的晶粒界面22，从任意的三向点24，沿着晶粒界面22，在每隔100nm的点测定晶粒界面22的厚度。在多个区域中测定晶粒界面22的厚度，在总计50个点中，测定晶粒界面22的厚度。由该测定结果，对各试样计算出晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子对的比例(％)和晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例(％)。结果在表2中示出。
另外，在表1和表2中，实施例试样编号3的TEM照片在图3A中示出，其放大照片在图3B中示出。此外，比较例试样编号8的TEM照片在图4A中示出，其放大照片在图4B中示出。
评价1如表2的试样编号1～8所示，确认在晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的30％-95％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现在晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的40％-90％的多层陶瓷电容器同样满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
在比较代表芯的电介质部分和晶界部分时，通常绝缘电阻是晶界部分的较高。因此认为具有1nm或以上厚度的晶界的比例越多，其可靠性就越高。然而，另一方面，在比较相同的电介质部分和晶界部分时，通常介电常数是电介质部分较高。因此认为具有1nm或以下厚度的晶界的比例越少，多层陶瓷电容器的介电常数就越高。为了在其可靠性和介电常数的两方中得到优选的值，考虑具有1nm或以下厚度(优选为0.7nm或以下)的晶界的比例在上述的范围内。
另外，根据Y2O3的添加量的不同，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子对的比例会发生变化，但如后述其他的实施例所示，对添加Y2O3以外的方法，其比例也发生变化。
实施例2如表1的试样编号9和10所示，除了相对于100mol的钛酸钡原料，以1mol的添加量添加Dy2O3或Ho2O3代替Y2O3以外，与实施例1的试样编号3一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表2所示，确认存在与实施例1相同的倾向。由该实施例推测，使用其它的稀土类(Sc、Er、Tm、Yb、Lu、Tb、Gd和Eu)代替Y，也能获得同样的效果。
实施例3如表1的试样编号11～16所示，除了将BCG的添加量改变为0.5～6mol的范围以外，与实施例1的试样编号5一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表2所示，确认存在与实施例1相同的倾向。即，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的30％-95％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的40％-90％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
此外，确认即使改变BCG等玻璃成分的添加量、Mg量，晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子的比例也发生变化。
实施例4如表3的试样编号3a～3e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例1的试样编号3一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表3所示，确认存在与实施例1相同的倾向。即，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的30％-95％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的40％-90％的多层陶瓷电容器同样满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
此外，确认改变烧结温度的话，晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子的比例也发生变化。
表3
*是比较例**是参考例实施例5如表3的试样编号9a～9e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例1的试样编号9一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表3所示，确认存在与实施例4相同的倾向。
实施例6如表3的试样编号10a～10e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例1的试样编号1O一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表3所示，确认存在与实施例4相同的倾向。
实施例7除了使用钛酸钡钙代替钛酸钡以外，与实施例1一样制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。以下，仅对与实施例1不同的部分进行详细的说明，共同部分的说明部分省略。
电介质原料按如下述方式来制备。
首先，准备钛酸钡钙原料、玻璃成分原料和副成分原料。
作为钛酸钡钙原料，使用通过液相法合成的Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤O.15)。
作为玻璃成分原料，通过混合10mol％的BaO、60mol％的SiO2、10mol％的TiO2和20mol％的Li2O3，煅烧来制备。
作为副成分原料，使用平均粒径为0.01～0.1μm的MgO、MnO(或Cr2O3)Y2O3、V2O5。
然后，相对于100mol钛酸钡钙原料，添加上述的玻璃成分原料和副成分原料，以水作为溶剂，通过球磨机湿式混合(水粉碎)16小时。然后，在130℃下进行热风干燥，从而得到电介质原料。
在电介质原料中，相对于100mol钛酸钡钙原料，含有玻璃成分3mol，Y2O30～4mol(参照表4的试样21～28)，MgO0.5mol，MnO0.2mol(或Cr2O30.2mol)，V2O5O.03mol。
表4mol％
*是比较例**是参考例本实施例中烧结体试样和电容器试样的相对介电常数、IR寿命、X5R特性在表5中示出。
表5
*是比较例**是参考例电介质层的厚度在与内部电极垂直的面上切断得到的烧结体，对该切断面进行研磨，通过金属显微镜观察该研磨面的多个部位。然后，对通过金属显微镜观察的图像进行数字化处理，从而求得烧结后的电介质层的平均厚度。各试样电介质层的平均厚度为2.5μm。
电介质层中的电介质粒子的平均粒径对所得的烧结体进行研磨，施加化学蚀刻后，通过扫描型电子显微镜(SEM)观察研磨面，通过编码法，假定电介质层中电介质粒子20的形状为球形，测定该电介质粒子的平均粒径。平均粒径为250点测定点数的平均值。平均粒径为0.20～0.26μm。
电介质层中电介质粒子的晶粒界面厚度机械研磨得到的烧结体，施加离子研磨后，通过透射式电子显微镜(TEM)，按下述方式测定晶粒界面的厚度。
通过TEM观察700nm×500nm的区域。对于在该区域中观测的晶粒界面22，从任意的三向点24，沿着晶粒界面22，在每隔100nm的点上测定晶粒界面22的厚度。在多个区域中测定晶粒界面22的厚度，在总计50个点中，测定晶粒界面22的厚度。由该测定结果，对各试样计算出晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子对的比例(％)和晶粒界面22的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例(％)。结果在表5中示出。
另外，在表4和表5中，实施例试样编号23的TEM照片在图5A中示出，其放大照片在图5B中示出。此外，比较例试样编号28的TEM照片在图6A中示出，其放大照片在图6B中示出。
评价2在本实施例中，相对介电常数优选为2300或以上，进一步优选为2500或以上，2700或以上。此外，在本实施例中，IR寿命优选为100小时或以上，进一步优选为120小时或以上。
如表5的试样编号21～28所示，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的20％-70％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的25％-65％的多层陶瓷电容器同样满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
在比较代表芯的电介质部分和晶界部分时，通常绝缘电阻是晶界部分的较高。因此认为具有1nm或以上厚度的晶界的比例越多，其可靠性就越高。然而，另一方面，在比较相同的电介质部分和晶界部分时，通常介电常数是电介质部分较高。因此认为具有1nm或以下厚度的晶界的比例越少，多层陶瓷电容器的介电常数就越高。为了在其可靠性和介电常数的两方中得到优选的值，考虑具有1nm或以下(优选0.7nm或以下)厚度的晶界的比例在上述的范围内。
另外，根据Y2O3的添加量的不同，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子对的比例会发生变化，但如后述其他的实施例所示，对添加Y2O3以外的方法，其比例也发生变化。
实施例8如表4的试样编号29～32所示，相对于100mol的钛酸钡钙原料，除了按表4中示出的添加量添加Dy2O3或Ho2O3代替Y2O3以外，与实施例7的试样编号23一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表5所示，确认存在与实施例7相同的倾向。由该实施例推测，使用其它的稀土类(Sc、Er、Tm、Yb、Lu、Tb、Gd和Eu)代替Y，也能获得同样的效果。
实施例9如表4的试样编号33～38所示，除了将玻璃成分的添加量改变为0.5～6mol的范围以外，与实施例7的试样编号25一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表5所示，确认存在与实施例7相同的倾向。即，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的20％-70％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的25％-65％的多层陶瓷电容器同样满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
此外，确认即使改变玻璃成分的添加量、Mg量，晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子对的比例也发生变化。
实施例10如表6的试样编号23a～23e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例7的试样编号23一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表6所示，确认存在与实施例7相同的倾向。即，确认晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子对的比例为全部的20％-70％的多层陶瓷电容器满足EIA标准的X5R特性，且显示出高介电常数下的高可靠性。此外，更优选的是发现该晶粒界面的厚度为0.7nm或以下的粒子对的比例为全部的25％-65％的多层陶瓷电容器同样满足EIA标准的X5R特性，且显示出更高介电常数下的高可靠性(高寿命)。
此外，确认改变烧结温度的话，晶粒界面的厚度为1nm或以下(或0.7nm或以下)的粒子对的比例发生变化。
表6
*是比较例**是参考例实施例11如表6的试样编号30a～30e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例7的试样编号30一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表6所示，确认存在与实施例10相同的倾向。
实施例12如表6的试样编号32a～32e所示，除了将烧结温度改变为1180℃～1260℃以外，与实施例7的试样编号32一样，制备烧结体试样和电容器试样，进行同样的评价。如表6所示，确认存在与实施例10相同的倾向。
权利要求
1.一种电子部件，其是具有以钛酸钡为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的30％-95％。
2.一种电子部件，其是具有以钛酸钡为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子比例为全部的40％-90％。
3.如权利要求1或2中所述的电子部件，其中上述电介质层的厚度为3μm或以下。
4.如权利要求1或2中所述的电子部件，其中上述陶瓷粒子的平均粒径为0.3μm或以下。
5.如权利要求1或2中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有镁氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡，镁氧化物的含量为0～2mol(其中不包括0)。
6.如权利要求1或2中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有锰氧化物和/或铬氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡，换算成MnO和Cr2O3，锰氧化物和铬氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)。
7.如权利要求1或2中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有稀土类氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡，稀土类氧化物的含量为0～4mol(其中不包括0和4)。
8.如权利要求1或2中所述的电于部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有钒氧化物、钨氧化物、钽氧化物和/或铌氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡，钒氧化物、钨氧化物、钽氧化物和铌氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)。
9.如权利要求1或2中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有玻璃成分，相对于100mol钛酸钡，玻璃成分的含量为0.5～12mol。
10.如权利要求1或2中所述的电子部件，其为具有相互层压有上述电介质层和内部电极层的元件主体的多层陶瓷电容器。
11.如权利要求10中所述的电子部件，其中上述内部电极层以贱金属为主成分。
12.一种电子部件，其是具有以Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤0.15)表示的钛酸钡钙为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的20％-70％。
13.一种电子部件，其是具有以Ba1-xCaxTiO3(0.001≤x≤0.15)表示的钛酸钡钙为主成分的电介质层的电子部件，其特征在于，在形成上述电介质层的多个陶瓷粒子中，相邻的陶瓷粒子间存在的晶粒界面的厚度为0.75nm或以下的粒子比例为全部的25％-65％。
14.如权利要求12或13中所述的电子部件，其中上述电介质层的厚度为3μm或以下。
15.如权利要求12或13中所述的电子部件，其中上述陶瓷粒子的平均粒径为0.3μm或以下。
16.如权利要求12或13中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有镁氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡钙，镁氧化物的含量为0～2mol(其中不包括0)。
17.如权利要求12或13中所述的电于部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有锰氧化物和/或铬氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡钙，换算成MnO和Cr2O3，锰氧化物和铬氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)。
18.如权利要求12或13中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有稀土类氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡钙，稀土类氧化物的含量为0～4mol(其中不包括0和4)。
19.如权利要求12或13中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有钒氧化物、钨氧化物、钽氧化物和/或铌氧化物作为副成分，相对于100mol钛酸钡钙，钒氧化物、钨氧化物、钽氧化物和铌氧化物的总量为0～0.5mol(其中不包括0)。
20.如权利要求12或13中所述的电子部件，其特征在于，在上述电介质层中，含有玻璃成分，相对于100mol钛酸钡钙，玻璃成分的含量为0.5～12mol。
21.如权利要求12或13中所述的电子部件，其为具有相互层压有上述电介质层和内部电极层相的元件主体的多层陶瓷电容器。
22.如权利要求21中所述所述的电子部件，其中上述内部电极层以贱金属为主成分。
全文摘要
多层陶瓷电容器1，其具有以钛酸钡或钛酸钡钙为主成分的电介质层2。在电介质层是钛酸钡的情况下，在形成电介质层2的多个电介质粒子20中，相邻的电介质粒子20间存在的晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的30％－95％。在电介质层2是钛酸钡钙的情况下，在形成电介质层2的多个电介质粒子20中，相邻的电介质粒子20间存在的晶粒界面22的厚度为1nm或以下的粒子比例为全部的20％－70％。
文档编号H01B3/12GK1848317SQ20061008404
公开日2006年10月18日 申请日期2006年3月31日 优先权日2005年4月1日
发明者梅田裕二, 上田智子, 藤川佳则, 佐藤阳 申请人:Tdk株式会社