专利名称：电介质陶瓷及其制造方法
技术领域：
本发明涉及电介质陶瓷，具体而言，涉及添加少量烧结助剂，在低温下进行烧成、致密化得到的电介质陶瓷及其制造方法。
背景技术：
近年，随着以手机为代表的移动通信等的发展及普及，作为用于该移动通信的电子部件的材料，电介质陶瓷组合物的需求逐渐增大。
以往，在电子部件中，同时烧成电介质陶瓷组合物与导通电阻小的Ag、Cu等内部导体时，使大量烧结助剂(玻璃成分)混合于作为主要成分的钙钛矿型氧化物中，实现低温烧成化(例如，参见专利文献1及2)。
专利文献1公开的电介质陶瓷组合物以钙钛矿型氧化物为主要成分，且相对于该主要成分“含有5重量％以上、低于40重量％玻璃成分，该玻璃成分用通式aLi2O·bBaO·cB2O3·(1-a-b-c)SiO2表示时，a、b、c的值以摩尔比表示分别在0≤a＜0.25、0.1＜b＜0.5、0.1＜c＜0.5、0.3＜a+b+c＜0.8的范围内”，由于为了在1050℃以下的低温下使其烧结而含有大量玻璃成分，故介电常数小，介电损耗大，并且玻璃成分中含有的BaO偏离作为主要成分的钙钛矿型氧化物ABO3的A-site/B-site比，结果存在烧结性变差之类问题。
专利文献2公开了下述低温烧成陶瓷组合物的发明，相对于100重量份选自钙钛矿型氧化物等的至少一种陶瓷粉末，“含有10～30重量％SiO2；10～60重量％选自MgO、CaO、BaO及SrO中的至少一种；20～50重量％Al2O3及B2O3中的至少1种；0～30重量％选自Li2O、Na2O及K2O中的至少1种，上述成分的总量为95重量％以上，并且含有1～20重量份软化点为600℃以下的低软化点玻璃”，还公开了“本发明的使用软化点玻璃的试样No.1～9即使玻璃量为20重量％以下，也均在1050℃以下的烧成温度被致密化至吸水率为0.1％以下，是具有相对介电常数为6.0～120、Q值为2000以上的优良介电特性的试样。”(段落 )，但是相对于钙钛矿型氧化物，使玻璃量为10重量％以上烧成得到的试样的相对介电常数低(表2)。另外，专利文献2公开的低温烧成陶瓷组合物因低软化点玻璃含有的碱土类氧化物偏离作为主要成分的钙钛矿型氧化物ABO3的A-site/B-site比，结果存在烧结性变差的问题。
也已知以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有少量烧结助剂(玻璃成分)的电介质陶瓷组合物(参见专利文献3)。
专利文献3公开的发明为“一种电介质陶瓷组合物，该电介质陶瓷组合物相对于100重量份作为杂质的碱金属氧化物的含量为0.03重量％以下的BaTiO3，含有0.5～3.0重量份Nb2O5、0.1～1.0重量份Co2O3、0.05～0.5重量份MnO2、及0.05～2.0重量份以BaO-B2O3-Li2O-SiO2为主要成分的氧化物玻璃”，由于氧化物玻璃的含量少，故介电常数大，介电损耗小，但是氧化物玻璃中含有的BaO偏离主要成分BaTiO3的Ba/Ti比，结果烧结性变差，烧成温度高达1200～1250℃(表3)。
如上所述，现有的低温烧成技术中，烧成温度与介电常数为权衡(trade-off)关系，无法在低温下烧成高介电常数的电介质材料。
特开昭63-224105号公报[专利文献2]特开2003-2682号公报[专利文献3]特开平5-6710号公报发明内容本发明欲解决上述问题，通过在钙钛矿型氧化物中使用低于以往的烧结助剂，在低温下烧成，提供高介电常数的电介质陶瓷及其制造方法。
本发明为了解决上述问题，采用下面的方法。
(1)一种电介质陶瓷，所述电介质陶瓷为以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有烧结助剂的烧结后的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂具有以一定量为界限，随着其含量的增加，致密化温度降低，随着其含量的减少，致密化温度下降后上升的特性，并且，所述烧结助剂的含量低于上述一定量，为处于致密化温度低的区域内的量。
(2)如上述(1)所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述致密化温度为1080℃以下。
(3)如上述(1)或(2)所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03。
(4)如上述(1)～(3)中的任一项所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂为含有B及Li的烧结助剂。
(5)如上述(4)所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂是Si取代部分B所得到的烧结助剂。
(6)一种电介质陶瓷，所述电介质陶瓷为以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有烧结助剂的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03，所述烧结助剂为B及Li，或Si取代部分B得到的B、Li及Si，相对于100摩尔％所述钙钛矿型氧化物，B、Li及Si的含量，换算成B2O3、Li2O及SiO2为0.1～4.0摩尔％。
(7)如上述(6)所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物ABO3中，A-site由选自Ba、Sr、Ca及Pb中的一种以上元素形成，B-site由选自Ti、Zr、Sn及Hf中的一种以上元素形成。
(8)如上述(6)或(7)所述的电介质陶瓷，其特征在于，Si取代部分B的比例，换算成B2O3及SiO2，SiO2/(B2O3+SiO2)的比为90％以下。
(9)如上述(6)～(8)中的任一项所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂中含有的Li含量，换算成B2O3、Li2O及SiO2，相对于(B2O3+Li2O+SiO2)的总量100摩尔％，Li2O为14～60摩尔％。
(10)一种电介质陶瓷的制造方法，所述电介质陶瓷的制造方法为向以钙钛矿型氧化物为主要成分的原料化合物中添加烧结助剂，混合粘合剂成型，进行脱粘合剂后，烧成，其特征在于，作为所述烧结助剂，使用具有下述特性的烧结助剂以一定量为界限，随着其含量的增加，致密化温度下降，随着其含量的减少，致密化温度下降后上升，烧结助剂的添加量低于上述一定量，为处于致密化温度低的区域内的量。
(11)如上述(10)所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述致密化温度为1080℃以下，在1080℃以下烧成。
(12)如上述(10)或(11)所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03。
(13)如上述(10)～(12)中的任一项所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述烧结助剂为含有B及Li的烧结助剂。
(14)如上述(13)所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述烧结助剂为Si取代部分B所得到的烧结助剂。
根据本发明，通过向以BaTiO3为代表的钙钛矿型氧化物中添加低于以往的烧结助剂，在1080℃以下的温度烧结，可以得到致密化后的电介质陶瓷。另外，使用含有少量导致介电常数降低的烧结助剂的电介质陶瓷，能得到具有优良特性的电子部件。
表示本发明的烧结助剂的添加量区域的简图。
表示烧结助剂的添加量与致密化温度(烧结温度)的关系图。
具体实施例方式
本发明人发现在烧成钙钛矿型氧化物制造电介质陶瓷时，如果改变烧结助剂的添加量，如图1所示，则随着烧结助剂的添加量的减少，致密化温度上升，但是如果比一定量还少，则随着烧结助剂的添加量减少，致密化温度暂时下降，并再度上升，从而完成了本发明。
以往，为了使致密化温度下降至例如1080℃以下，则必须含有远远高于上述一定量、例如20摩尔％以上的烧结助剂，只能得到介电常数低的电介质陶瓷，但是根据本发明，即使烧结助剂的含量低于上述一定量，也可以选择在1080℃以下这样的致密化温度低的区域内的量，可以使成为介电常数下降原因的烧结助剂减少到以往的一半～1/10左右，从而在低温下烧成，得到高介电常数的电介质陶瓷。
另外，本发明人发现在现有的低温烧结方法的烧成过程中，因作为部分烧结助剂添加的碱土类固溶在钙钛矿型氧化物中、或成为钙钛矿型氧化物的碱土类溶解析出于烧结助剂中引起的相互作用，偏离于主要成分钙钛矿型氧化物ABO3的A-site/B-site比，结果烧结性变差。本发明通过设计烧结体中含有的A-site成分及B-site成分的总含量，实现不偏离主要成分钙钛矿型氧化物的A-site/B-site比，在1080℃以下烧成。
主要成分钙钛矿型氧化物ABO3的A-site/B-site比优选设定为0.98～1.03的范围。如果超出上述范围，则难以在1080℃以下致密化。
此处所示的A-site成分及B-site成分为在烧结体中含有的含量，未必需要形成主相，也含有作为二次相或玻璃相存在的成分。作为A-site，可以采用选自Ba、Sr、Ca及Pb中的一种以上元素，作为B-site，可以采用选自Ti、Zr、Sn及Hf中的一种以上元素。优选BaTiO3或部分Ba被Ca、Sr取代得到的化合物或部分Ti被Zr取代得到的化合物。
另外，为了调整电特性等，可以添加1种以上稀土类(La、Y、Ho、Dy、Yb等)或Mg、Mn、Al等，确保烧结性。
烧结助剂优选B及Li或部分B被Si取代的B、Li及Si，相对于100摩尔％主要成分钙钛矿型氧化物，烧结体(电介质陶瓷)中的B、Li及Si的含量，换算成B2O3、Li2O及SiO2，优选为0.1～4.0摩尔％。如果超出上述范围，则难以在1080℃以下致密化。
原因在于如果烧结助剂的添加量超过4.0摩尔，则难以控制将ABO3溶解成液相时的A-site/B-site溶解度比，ABO3液相间的溶解·再析出工序无法顺利进行，不仅烧结体的介电常数下降，烧结性也变差。
烧结助剂低于0.1摩尔％时，由于烧成时的液相成分不充分，故烧结性变差，难以在1080℃以下烧结。
Si取代部分B时的比例，换算成B2O3及SiO2，优选烧结体(电介质陶瓷)中SiO2/(B2O3+SiO2)的比为90％以下。如果高于该值则难以在1080℃以下致密化。
相对于(B2O3+Li2O+SiO2)的总量100摩尔％，烧结助剂中含有的Li的含量，换算成B2O3、Li2O及SiO2，Li2O优选为14～60摩尔％。如果超过上述范围，则难以在1080℃以下致密化。
本发明的电介质陶瓷可以如下制造作为烧结助剂，使用上述“具有为以一定量为界限，随着其含量的增加致密化温度降低，随着其含量的减少致密化温度下降后上升的特性的烧结助剂”，在以钙钛矿型氧化物为主要成分的原料化合物中添加小于上述一定量的烧结助剂，混合粘合剂成型，进行脱粘合剂后，在1080℃以下烧成，从而制得。
另外，按照下述与现有技术相同的方法，同时烧成电介质陶瓷组合物(陶瓷电介质层)与内部电极，制造层叠陶瓷电容器等电子部件。
作为形成陶瓷电介质层的材料，准备下述材料在主要成分BaTiO3等钙钛矿型氧化物中添加由B2O3及Li2O、或B2O3、Li2O及SiO2形成的烧结助剂得到的材料，还可以根据需要添加下述化合物La、Y、Ho、Dy、Yb等稀土类化合物；Mg、Mn、Al等化合物。
烧结助剂不是个别添加各成分，较优选先玻璃化再添加的方法。此时，为了稳定地使其玻璃化，可以在不超出上述规定的范围内将形成钙钛矿型氧化物的部分A-site成分及/或B-site成分固溶在玻璃中。
向如上所述准备的材料中加入粘合剂、溶剂、其他添加剂，混炼，形成陶瓷浆液。作为粘合剂，可以使用聚乙烯醇缩丁醛树脂或聚乙烯醇树脂、丙烯酸聚合物等。作为溶剂可以使用乙醇或异丙醇、水等。
使用刮刀、辊涂机等涂布机将得到的陶瓷浆液成薄片状涂布在PET膜等长形的基膜上，得到陶瓷基板(green sheet)。
在该陶瓷基板上采用丝网印刷涂布导电糊剂，形成内部电极金属层。用于形成该内部电极金属层的导电糊剂使用在粘合剂中分散Pt、Pd、Ag、Cu、Ni等金属粉末得到的导电糊剂。
将形成内部电极金属层的陶瓷基板冲切成规定形状，将其重叠，压合，得到陶瓷层叠体。切割该层叠体，成为层叠体芯片。加热该层叠体芯片，脱粘合剂后，烧成。本发明中，可在1080℃以下进行烧成。
通过在烧成后的层叠体芯片上烧渗导电糊剂，形成外部电极，得到层叠陶瓷电容器。另外，可以在未烧成的层叠体芯片上涂布导电糊剂，在烧成陶瓷电介质层的同时烧渗导电糊剂。
作为主要成分钙钛矿型氧化物，使用A-site/B-site(Ba/Ti)比为0.99的BaTiO3，作为烧结助剂，使用组成为63摩尔％B2O3、3摩尔％SiO2、34摩尔％Li2O的烧结助剂，使烧结助剂的添加量(总量)如表1所示地从0.12摩尔％(实验No.1-1)变化至46.17摩尔％(No.1-13)，制作13种试样。
对向BaTiO3中添加B2O3、SiO2及Li2O的混合物得到的各试样进行如下操作使用聚乙烯醇作为粘合剂成型，在400℃下进行脱粘合剂后，改变烧成温度进行烧成。
使用XRF分析装置进行A-site/B-site比的测定。将烧成后的试样用玛瑙乳钵粉碎，由于试样的粒度或结晶结构等也对测定X射线强度有影响，故作为前处理，采用能排除上述因素的玻璃珠(glassbead)法。将混合试样与熔剂得到的混合物熔解在铂坩埚中，成型成玻璃状。作为不含有测定元素的熔剂，使用无水四硼酸锂。将制得的玻璃珠放在XRF分析装置中，采用标准曲线法测定A-site/B-site比。
对于如上所述地烧成得到的试样，以烧成后试样的吸水率达到0.1％以下的温度作为致密化温度(烧结温度)。吸水率遵照JIS C2141测定。
烧结助剂的添加量与致密化温度(烧结温度)的关系如表1及图2所示。
根据表1及图2确定，使用B、Li及Si作为烧结助剂烧成钙钛矿型氧化物时，随着烧结助剂的添加量减少至9摩尔％(实验No.1-9)左右，致密化温度上升至1130℃，但是，如果烧结助剂的添加量比9摩尔％左右还少，则随着添加量减少，致密化温度暂时下降至1000℃以下，一旦添加量低于1.85摩尔％(实验No.1-5)，则致密化温度将再度上升。
因此，在烧结助剂的添加量低于9摩尔％的区域中，例如为了将致密化温度设定为1080℃以下的低温，根据表1及图2可知，烧结助剂的添加量设定为0.2～8％(实验No.1-2～1-8)即可。需要说明的是，烧结助剂中的B、Li两种成分，因烧成而丧失，所以烧结助剂的添加量与下面所述的烧结体(低温烧成陶瓷组合物)中的含量不一致。
制作下述试样BaTiO3的A-site/B-site(Ba/Ti)比为0.97(实验No.2-1)、0.98(No.2-2)、0.99(No.2-3)、1.00(No.2-4)、1.01(No.2-5)、1.02(No.2-6)、1.03(No.2-7)、1.04(No.2-8)。作为烧结助剂，实验No.2-1～No.2-4使用B2O3、SiO2及Li2O(烧结体中的总含量为2.63～3.53摩尔％)，实验No.2-5～No.2-8使用B2O3及Li2O(烧结体中的总含量为1.37～2.21摩尔％)。
烧结体中烧结助剂的含量如下求得将烧成后的试样用玛瑙乳钵粉碎后，使用酸解法溶解析出成分，采用ICP分析测定而求得。
烧结的○×判定将烧成后试样的吸水率为0.1％以下的试样判定为○。吸水率遵照JIS C2141测定。
与实施例1同样地成型上述试样，烧成，测定烧结温度(致密化温度)结果如表2所示。
根据表2可知，A-site/B-site(Ba/Ti)比为0.98～1.03(实验No.2-2～No.2-7)的BaTiO3可以在1080℃以下烧结，但是如果A-site/B-site比为0.97(No.2-1)过小或为1.04(No.2-8)过大时，无法在1080℃以下烧结。因此，A-site/B-site比优选为0.98～1.03。
制作下述试样将烧结体中的烧结助剂B2O3、Li2O及SiO2(B2O3及Li2O)的含量相对于100摩尔％BaTiO3设定为0.54摩尔％(实验No.3-1)、0.18摩尔％(No.3-2)、0.64摩尔％(No.3-3)、0.23摩尔％(No.3-4)、0.11摩尔％(No.3-5)、0.08摩尔％(No.3-6)、3.28摩尔％(No.3-7)、3.64摩尔％(No.3-8)、3.96摩尔％(No.3-9)、4.05摩尔％(No.3-10)。制作BaTiO3的A-site/B-site(Ba/Ti)比设定为0.99(实验No.3-1、No.3-2、No.3-7～No.3-10)、1.00(实验No.3-3～No.3-6)的试样。
与实施例1相同地成型上述试样，烧成，测定烧结温度(致密化温度)的结果如表3所示。
根据表3可知，烧结体中烧结助剂的含量为0.11摩尔％(No.3-5)～3.96摩尔％(No.3-9)的试样可以在1080℃以下烧结，但是烧结助剂为0.08摩尔％(No.3-6)过少时，或为4.05摩尔％(No.3-10)过多时，无法在1080℃以下烧结。因此，B2O3、Li2O及SiO2(B2O3及Li2O)的含量优选相对于100摩尔％钙钛矿型氧化物为0.1～4.0摩尔％。
制作下述试样相对于烧结体中B2O3、Li2O及SiO2的总量3.65摩尔％(100摩尔％)，Li2O为2.35摩尔％(64摩尔％)(实验No.4-1)；相对于总量2.89摩尔％(100摩尔％)，Li2O为1.59摩尔％(55摩尔％)(No.4-2)；相对于总量2.17摩尔％(100摩尔％)，Li2O为0.73摩尔％(34摩尔％)(No.4-3)；相对于总量3.08摩尔％(100摩尔％)，Li2O为0.73摩尔％(24摩尔％)(No.4-4)；相对于总量3.11摩尔％(100摩尔％)，Li2O为0.45摩尔％(14摩尔％)(No.4-5)；相对于总量3.56摩尔％(100摩尔％)，Li2O为0.45摩尔％(13摩尔％)(No.4-6)；相对于总量0.16摩尔％(100摩尔％)，Li2O为0.03摩尔％(19摩尔％)(No.4-7)。BaTiO3的A-site/B-site(Ba/Ti)比设定为0.99。SiO2/(B2O3+SiO2)的比，实验No.4-1及No.4-2为90％、No.4-3为81％、No.4-4为50％、No.4-5为44％、No.4-6为38％、No.4-7为92％。
与实施例1相同地成型上述试样，烧成，测定烧结温度(致密化温度)的结果如表4所示。
根据表4可知，烧结助剂中含有的Li2O的含量相对于B2O3、Li2O及SiO2的总量100摩尔％，Li2O为14～55摩尔％(实验No.4-5～No.4-2)的试样可以在1080℃以下烧结，但是Li2O的含量过少为13摩尔％(No.4-6)时，或过多为64摩尔％(No.4-1)时，无法在1080℃以下烧结。因此，烧结助剂中含有的Li2O的含量优选相对于B2O3、Li2O及SiO2的总量100摩尔％为14～60摩尔％。
另外，SiO2/(B2O3+SiO2)的比为92％(No.4-7)时也无法在1080℃以下烧结。因此SiO2/(B2O3+SiO2)的比优选为90％以下。
制作下述试样烧结体中的烧结助剂B2O3及Li2O的总量设定为0.98摩尔％、Li2O设定为0.40摩尔％(相对于总量为41％)，主要成分钙钛矿型氧化物的A-site/B-site比设定为1.00，使用(Ba0.8Ca0.2)TiO3(No.5-2)、(Ba0.8Sr0.2)TiO3(No.5-3)、Ba(Ti0.7Zr0.3)O3(No.5-4)代替BaTiO3(实验No.5-1)。
与实施例1相同地成型上述试样，烧成，测定烧结温度(致密化温度)的结果如表5所示。
根据表5可知，不论主要成分钙钛矿型氧化物的组成如何，均可在1080℃以下烧结。
制作下述试样BaTiO3的A-site/B-site(Ba/Ti)比设定为1.00，烧结体中的烧结助剂B2O3、Li2O及SiO2的总量为1.63摩尔％，Li2O为0.55摩尔％(相对于总量为34％)，SiO2/(B2O3+SiO2)的比设定为81％，添加有下述其他添加成分的试样，作为其他添加成分，Ho2O30.25(实验No.6-1)；Dy2O30.25(No.6-2)、Yb2O30.25(No.6-3)、Y2O30.25(No.6-4)、MgO0.5(No.6-5)、MnO2.0(No.6-6)、Ho2O30.25/MnO0.5(No.6-7)、Dy2O30.25/MnO0.5(No.6-8)、Yb2O30.25/MnO0.5(No.6-9)、MgO0.3/La2O30.3/MnO0.3(No.6-10)、Al2O30.3/MnO0.3(No.6-11)。
与实施例1相同地成型上述试样，烧成，测定烧结温度(致密化温度)的结果如表6所示。
根据表6可知，即使在主要成分钙钛矿型氧化物中添加稀土类、Mn、Mg、Al等的化合物，也可在1080℃以下烧结。
权利要求
1.一种电介质陶瓷，所述电介质陶瓷为以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有烧结助剂的烧结后的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂具有以一定量为界限，随着其含量的增加，致密化温度降低，随着其含量的减少，致密化温度下降后上升的特性，并且，所述烧结助剂的含量低于上述一定量，为处于致密化温度低的区域内的量。
2.如权利要求1所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述致密化温度为1080℃以下。
3.如权利要求1或2所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03。
4.如权利要求1～3中的任一项所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂为含有B及Li的烧结助剂。
5.如权利要求4所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂是Si取代部分B所得到的烧结助剂。
6.一种电介质陶瓷，所述电介质陶瓷是以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有烧结助剂的烧结后的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03，所述烧结助剂为B及Li、或Si取代部分B得到的B、Li及Si，B、Li及Si的含量相对于所述钙钛矿型氧化物100摩尔％，换算成B2O3、Li2O及SiO2为0.1～4.0摩尔％。
7.如权利要求6所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物ABO3，A-site由选自Ba、Sr、Ca及Pb中的一种以上元素形成，B-site由选自Ti、Zr、Sn及Hf中的一种以上元素形成。
8.如权利要求6或7所述的电介质陶瓷，其特征在于，Si取代部分B的比例，换算成B2O3及SiO2，SiO2/(B2O3+SiO2)的比为90％以下。
9.如权利要求6～8中的任一项所述的电介质陶瓷，其特征在于，所述烧结助剂中含有的Li的含量，换算成B2O3、Li2O及SiO2，相对于(B2O3+Li2O+SiO2)的总量100摩尔％，Li2O为14～60摩尔％。
10.一种电介质陶瓷的制造方法，所述电介质陶瓷的制造方法为向以钙钛矿型氧化物为主要成分的原料化合物中添加烧结助剂，混合粘合剂，成型，进行脱粘合剂后，进行烧成，其特征在于，作为所述烧结助剂，使用具有下述特性的烧结助剂以一定量为界限，随着其含量的增加，致密化温度下降，随着其含量的减少，致密化温度下降后上升，烧结助剂的添加量低于上述一定量，为处于致密化温度低的区域内的量。
11.如权利要求10所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述致密化温度为1080℃以下，在1080℃以下烧成。
12.如权利要求10或11所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述钙钛矿型氧化物用通式ABO3表示，A-site/B-site比为0.98～1.03。
13.如权利要求10～12中的任一项所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述烧结助剂为含有B及Li的烧结助剂。
14.如权利要求13所述的电介质陶瓷的制造方法，其特征在于，所述烧结助剂为Si取代部分B所得到的烧结助剂。
全文摘要
本发明涉及电介质陶瓷及其制造方法。其特征在于，所述电介质陶瓷为以钙钛矿型氧化物为主要成分、含有烧结助剂的烧结后的电介质陶瓷，所述烧结助剂具有以一定量为界限，随着其含量的增加，致密化温度降低，随着其含量的减少，致密化温度下降后上升的特点，并且，所述烧结助剂的含量低于上述一定量，为处于致密化温度低的区域内的量。该电介质陶瓷的制造方法的特征在于添加所述量的烧结助剂。其中使用的钙钛矿型氧化物用通式ABO
文档编号H01B3/12GK1970496SQ20061014674
公开日2007年5月30日 申请日期2006年11月22日 优先权日2005年11月22日
发明者竹冈伸介 申请人:太阳诱电株式会社