CN112203999A - 压电陶瓷、陶瓷电子部件及压电陶瓷的制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种压电陶瓷，其特征在于，含有至少包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物，在上述钙钛矿型化合物的X射线结晶结构分析图中，在PZT四方相的主峰即2θ＝30.5°～31.5°的范围检测到X射线衍射峰的(101)面和在2θ＝30.8°～31.8°的范围内检测到X射线衍射峰的(110)面的X射线衍射峰没有分支，基于(101)面与(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个。

Description

压电陶瓷、陶瓷电子部件及压电陶瓷的制造方法
技术领域
本发明涉及一种压电陶瓷、陶瓷电子部件及压电陶瓷的制造方法。
背景技术
近年来，便携式终端的小型化、电视的轻薄化等的要求高涨，相对于电子部件也要求更进一层的小型/矮化。而压电共振驱动高功率器件由于在低电压下可得到大位移，因此对小型/矮化有利。
作为这种压电陶瓷电子部件中使用的陶瓷材料，广泛使用具有良好的压电特性的钛酸锆酸铅(以下，称为“PZT”)。
然而，上述压电共振驱动高功率器件中，共振驱动时的Vmax(极限振动速度)低时，驱动时产生热失控，导致温度急剧上升，压电陶瓷的寿命显著降低。并且，在压电变压器中，驱动时的发热对周边电路带来影响，为此有可能导致器件特性的降低。因此，为了抑制驱动时的热失控，需要提高共振驱动时的Vmax。
专利文献1中公开了以多成分系PZT为主成分的压电陶瓷组合物。并且，专利文献2中也公开了压电陶瓷组合物，记载了通过在1300℃以上的温度煅烧成型物，由此制备压电陶瓷组合物。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-199524号公报
专利文献2：日本特开2017-165618号公报
发明内容
在专利文献1这样的PZT系压电体中，通过将Pb的一部分取代为电负性小的Sr，能够期待高压电常数。然而，在共振驱动时由于存在容易移动的Sr离子，容易产生伴随着Vmax的降低、Qm降低的发热增加的问题，从压电陶瓷的长寿命化的观点出发，不优选。
并且，专利文献1的【0031】中记载了“Kr特性提高的原因是陶瓷的晶粒生长的效果”，由此可推测专利文献1中得到的压电陶瓷组合物是高结晶性。
专利文献2中，通过对PZT的A位点取代La，从而与Sr取代的情况相比，能够期待Qm改善。但是，该材料为了耐烧结性，需要进行最高温度1300℃这样高温下的煅烧。在高温煅烧下，迅速进行烧结扩散，原子浓度增加，结晶核生成被促进，从而进行结晶化。如果进行结晶化，90°区域反转增加，产生伴随共振大振驱动时的Qm降低的发热增加以及Vmax降低，无法期待压电陶瓷的长寿命化。
本发明是鉴于上述的实际情况而完成的，目的在于提供一种提高共振大振幅驱动时的Qm而抑制发热，提高Vmax，从而能够实现长寿命化的压电陶瓷以及使用该压电陶瓷的陶瓷电子部件及压电陶瓷的制造方法。
本发明的压电陶瓷的特征在于，含有至少包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物，在上述钙钛矿型化合物的X射线结晶结构分析图中，在PZT四方相的主峰即2θ＝30.5°～31.5°的范围检检测到X射线衍射峰的(101)面和2θ＝30.8°～31.8°的范围检测到X射线衍射峰的(110)面的X射线衍射峰没有分支，基于(101)面和(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个。
本发明的陶瓷电子部件的特征在于具备包含本发明的压电陶瓷的压电体和外部电极。
本发明的压电陶瓷的制造方法的第一方式是一种压电陶瓷的制造方法，具备如下的工序：制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料，对上述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末的陶瓷预烧粉末制备工序；将上述陶瓷预烧粉末进行成型而形成陶瓷成型体的成型工序；以及，对上述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体的煅烧工序，其中，在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行上述煅烧工序。
本发明的压电陶瓷的制造方法的第二方式的特征在于，包括如下的工序：制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料，对上述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末的陶瓷预烧粉末制备工序；对上述陶瓷预烧粉末进行粉碎的粉碎工序；将被粉碎的上述陶瓷预烧粉末进行成型而形成陶瓷成型体的成型工序；以及，对上述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体的煅烧工序。
根据本发明，能够提供一种通过提高共振大振幅驱动时的Qm而抑制发热，提高Vmax，从而能够实现长寿命化的压电陶瓷。
附图说明
图1是示意性地表示陶瓷电子部件的第一方式的一个例子的剖视图。
图2是示意性地表示陶瓷电子部件的第二方式的一个例子的剖视图。
图3是示意性地表示陶瓷电子部件的第三方式的一个例子的剖视图。
图4是由试样编号3制备的压电陶瓷的电子显微镜照片。
图5是将由试样编号1～4制备的压电陶瓷单板的X射线衍射峰进行比较的图。
图6是将由试样编号2、5和6制备的压电陶瓷单板的X射线衍射峰进行比较的图。
图7是表示由试样编号1～4制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与Qm的关系的坐标图。
图8是表示由试样编号2、5、6制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与Qm的关系的坐标图。
图9是表示由试样编号1～4制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与发热的关系的坐标图。
图10是表示由试样编号2、5、6制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与发热的关系的坐标图。
具体实施方式
以下，对本发明的压电陶瓷、陶瓷电子部件以及压电陶瓷的制造方法进行说明。
然而，本发明并不限于以下的构成，可以在不变更本发明的主旨的范围内适当地变更而应用。应予说明，组合2种以上的以下记载的本发明的各个优选的构成也属于本发明。
<压电陶瓷>
本发明的压电陶瓷的特征在于，至少含有包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物，在上述钙钛矿型化合物的X射线结晶结构分析图中，在PZT四方相的主峰即2θ＝30.5°～31.5°的范围检测到X射线衍射峰的(101)面和在2θ＝30.8°～31.8°的范围检测到X射线衍射峰的(110)面的X射线衍射峰没有分支，基于(101)面和(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个。
包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物的结晶，在X射线结晶结构分析图中，基于(101)面的X射线衍射峰在2θ＝30.5°～31.5°的范围被检测。另外，基于(110)面的X射线衍射峰在2θ＝30.8°～31.8°的范围被检测。
在钙钛矿型化合物的结晶性高的情况下，基于(101)面的X射线衍射峰和基于(110)面的X射线衍射峰能够被明确地区别形式被检测出。
另一方面，在钙钛矿型化合物的结晶性低的情况下，基于(101)面的X射线衍射峰和基于(110)面的X射线衍射峰的峰没有分支，基于(101)面和(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个。
即，构成本发明的压电陶瓷的钙钛矿型化合物是结晶性低的化合物。
本发明的压电陶瓷中，在钙钛矿型化合物的X射线结晶结构分析图中，优选基于(101)面和(110)面的一个X射线衍射峰在2θ＝30.8°～31.2°的位置出现。
该位置是从基于PZT四方相的(101)面的峰位置少许偏移的位置，在该位置没有基于(101)面和(110)面的峰的边界，作为一个X射线衍射峰出现。
X射线结晶结构解析可以使用通常使用的X射线结晶结构解析装置而进行。
例如，可以利用下述的装置和测定条件进行测定。
球管：CuKα
管电压：45kV
管电流：200mA
扫描角：10－70°
取样宽度：0.02°
光学体系：集中法光学体系
构成本发明的压电陶瓷的钙钛矿型化合物的结晶性低，作为陶瓷电子部件测定压电特性时，在高振动速度区域抑制Qm的降低。并且，极限振动速度(Vmax)变高。
以往，为了提高使用压电陶瓷的陶瓷电子部件的压电特性，通常使构成压电陶瓷的化合物的晶粒成长，提高结晶性，而通过有意地使用结晶性低的化合物而提高压电特性是从以往的技术无法预想到的方法。
本发明的压电陶瓷含有包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物，是在PZT陶瓷中至少添加有Mn和Nb的组成。
钙钛矿型化合物中的Mn的含量优选为0.019mol％～0.041mol％。另外，钙钛矿型化合物中的Nb的含量优选为0.048mol％～0.057mol％。
另外，如果在不损害本发明的压电陶瓷的特性的范围内，作为不可避免的杂质，可以含有微量的Hf、Fe、Cl、Si、Al等。
本发明的压电陶瓷优选其作为材料的机械品质因数Qm在振动速度0.55m/s时为800以上。
另外，本发明的压电陶瓷优选为其作为材料的极限振动速度(Vmax)为0.8m/s以上。
本发明的压电陶瓷的特性的测定可以如下进行。
(1)利用切割机将压电陶瓷切成纵13mm×横3mm×厚度0.9mm的形状，用于压电特性评价。
(2)将切割的试样使用油浴等，在温度150℃下、电场强度3kV/mm的条件下进行30分钟极化处理。
(3)微型电场的比介电常数(ε33 T/ε0)和机电耦合系数(k31)可以使用阻塞检测仪(Agilent Technologies公司制：4294A)，基于日本电子材料工业会标准规格(EMAS－6100)而利用共振－***振法进行测定。
(4)共振驱动的机械品质因数(Qm)、极限振动速度(Vmax)以及弹性柔量(elasticcompliance)(S11 E)的测定是通过额定电流测定法进行的。将在常温下共振驱动的状态下的振子的振动节点上的温度上升达到20℃时的振动速度作为极限振动速度。
＜压电陶瓷的制造方法＞
接着，对本发明的压电陶瓷的制造方法进行说明。
本发明的压电陶瓷的制造方法包含两个方式，第一方式的特征在于，在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行煅烧工序。
另外，第二方式的特征在于，进行对陶瓷预烧粉末进行粉碎的粉碎工序。
不论是哪种方法均可以得到本发明的压电陶瓷。
(压电陶瓷的制造方法的第一方式)
本发明的压电陶瓷的制造方法的第一方式包括如下的步骤：制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料，对上述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末的陶瓷预烧粉末制备工序；将上述陶瓷预烧粉末进行成型而形成陶瓷成型体的成型工序；对上述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体的煅烧工序，其中，在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行上述煅烧工序。
[陶瓷预烧粉末制备工序]
制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料。
这些化合物的形态没有特别限定，可以使用各金属的氧化物、碳酸盐、氯化物、氢氧化物、金属有机化合物等形态的化合物等。
以这些在烧结后成为规定的组成比的方式称量上述陶瓷材料原料。
接着，将这些称量物投入到内部含有部分稳定化锆等粉碎介质的球磨机等中，将纯水、有机溶剂等作为溶剂充分地进行湿式混合处理，脱水后，在大气氛下，在温度930℃～1080℃进行预烧，制备陶瓷预烧粉末。
[成型工序]
接下来，将该陶瓷原料粉末打碎后，添加聚乙烯醇树脂等有机粘合剂，进行无介质湿式分散混合或者以内部含有粉碎介质的球磨机等来进行湿式粉碎，由此制备浆料。并且，通过对其进行喷雾干燥，制备成型用的造粒粉。通过将该造粒粉进行成型而制备陶瓷成型体。
[煅烧脱脂处理]
将陶瓷成型体投入到烧盆，在炉内载置，进行煅烧脱脂处理。作为煅烧脱脂处理，在大气气氛下，利用马弗炉等进行。作为煅烧条件，以规定的升温速度(例如0.5℃/分钟～4℃/分钟)将炉内温度升温到规定的温度(例如400℃～500℃)，进行规定的时间(例如1小时～3小时)脱脂，通过以规定的降温速度(例如1℃/分钟～6℃/分钟)降温而完成煅烧脱脂处理。
煅烧脱脂处理是任意工序。
[煅烧工序]
接着，进行主煅烧(煅烧工序)。煅烧工序在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－ 1MPa的高氧气氛下进行。
作为煅烧条件，以规定的升温速度(例如0.5℃/分钟～4℃/分钟)将炉内温度升温到规定温度(例如250℃～350℃)，保持规定的时间(例如1小时～3小时)，将煅烧气氛替换成O2而设为上述高氧气氛后，以规定的升温速度(例如0.5℃～4℃/分)将炉内温度升温到规定的煅烧温度(例如1100℃～1250℃)，保持规定的时间(例如6小时～10小时)后，以规定的降温速度(例如1℃/分钟～6℃/分钟)降温，完成煅烧工序，得到压电陶瓷。
另外，煅烧工序的煅烧温度更优选为1060℃～1200℃。从使压电陶瓷致密化的观点考虑优选将煅烧温度设为1060℃以上，由此可以得到空隙率低的压电陶瓷。
在使用O2气的高氧分压下(氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的气氛下)进行煅烧，则可得到PZT四方相的(101)面和(110)面的X射线衍射峰没有分支，基于(101)面和(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个上的、结晶性低的钙钛矿型化合物。
推测这是因为抑制了向PZT系钙钛矿型化合物的B位点的Mn成分固溶，因伴随于此的氧空穴减少而抑制了烧结，从而低结晶化。
(压电陶瓷的制造方法的第二方式)
本发明的压电陶瓷的制造方法的第二方式的特征在于，包括如下的工序：制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物以及Nb化合物的陶瓷材料原料，对上述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末的陶瓷预烧粉末制备工序；对上述陶瓷预烧粉末进行粉碎的粉碎工序；对被粉碎的上述陶瓷预烧粉末进行成型而形成陶瓷成型体的成型工序；以及对上述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体的煅烧工序。
该方式中，到[陶瓷预烧粉末制备工序]为止可以与上面说明的第一方式相同，因此，对其后的工序(粉碎工序以后的工序)进行说明。
[粉碎工序]
粉碎工序中，将陶瓷预烧粉末粉碎后，添加分散剂、消泡剂，在投入了部分稳定化氧化锆球的容器内进行规定时间(例如10小时～40小时)的湿式粉碎而制备浆料。
通过进行粉碎工序，能够降低预烧粉末的结晶性，由此可以得到结晶性低的钙钛矿型化合物的压电陶瓷。
粉碎工序中，优选以基于BET法的比表面积成为2.9～5.3m2/g的方式进行粉碎。
[成型工序]
成型工序中，将该浆料填充于树脂制的铸模中，通过以规定的时间(例如20小时～28小时)进行干燥，得到陶瓷成型体(铸造成型体)。
[煅烧脱脂处理]
将该铸造成型体投入烧盆，在炉内载置，进行煅烧脱脂处理。作为煅烧脱脂处理，在大气气氛下，利用马弗炉等进行。作为煅烧条件，利用规定的升温速度(例如0.5℃/分钟～4℃/分钟)将炉内温度升温到规定的温度(例如70℃～80℃)，接着以规定的升温速度(例如0.2℃/分钟～0.5℃/分钟)升温到规定的温度(例如350℃～450℃)，保持规定的时间(例如1小时～3小时)后，进一步以规定的升温速度(例如2℃/分钟～4℃/分钟)升温到规定的温度(例如550℃～650℃)，保持规定的时间(例如0.5小时～1.5小时)后以规定的降温速度(例如1℃/分钟～5℃/分钟)降温而完成煅烧脱脂处理。
煅烧脱脂处理是任意工序。
[煅烧工序]
接着，进行主煅烧(煅烧工序)。
作为煅烧条件，以规定的升温速度(例如0.5℃/分钟～4℃/分钟)将炉内温度升温到规定温度(例如250℃～350℃)，保持规定的时间(例如1小时～3小时)而将煅烧气氛替换为N2后，以规定的升温速度(例如0.5℃/分钟～4℃/分钟)将炉内温度升温到规定温度(例如1030℃～1200℃)，保持规定的时间(例如6小时～10小时)后，以规定的降温速度(例如1℃/分钟～6℃/分钟)降温，从而完成主煅烧处理。
作为煅烧工序的炉内气氛，优选在使用N2气体的、氧分压为5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa的低氧气氛下进行。
另外，优选在并用H2/N2混合气体和水滴(Water Drop，以下也略称表述为WD)的、氧分压为1.04×10－9MPa～1.20×10－8MPa的低氧气氛下进行。
应予说明，在这样的气氛下进行煅烧工序的情况下，优选通过在1050℃以上的煅烧而使压电陶瓷低温致密化。
通过使其低温致密化，能够抑制结晶核的生长，由此能够得到结晶性低的钙钛矿型化合物。
另外，可以将煅烧工序在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行。
该情况下，成为组合本发明的压电陶瓷的制造方法的第一方式和第二方式的工序，此情况下可得到结晶性低的钙钛矿型化合物。
＜陶瓷电子部件＞
本发明的陶瓷电子部件的特征在于，具备包含本发明的压电陶瓷的压电体和外部电极。
另外，优选为压电陶瓷电子部件，上述压电体具有输入部和输出部，供给到上述输入部的电压信号变压而从上述输出部输出。
以下，对陶瓷电子部件的例子进行说明。
图1是示意性地表示陶瓷电子部件的第一方式的一个例子的剖视图。
作为第一的方式，表示压电致动器的一个例子。
该压电致动器具有具备由本发明的压电陶瓷形成的压电体4a～4h和内部电极5a～5g的层叠烧结体6，在层叠烧结体6的外表面形成有外部电极7a、7b。压电体4b、4d、4f、4h在箭头A方向上极化，压电体4c、4e、4g在箭头B方向上极化。即，压电体4b～4h构成为各层每个之间分级方向是相反的。
层叠烧结体6交替层叠有压电体4a～4h和内部电极5a～5g，内部电极5a、5c、5e、5g与一方的外部电极7a电连接，内部电极5b、5d、5f与另一方的外部电极7b电连接。
内部电极材料、外部电极材料没有特别限定，可以优选使用Ag、Ag－Pd。
该压电致动器中，在外部电极7a和外部电极7b施加电压时，利用反向压电效果在箭头X方向上位移，释放机械能量，能够将各种电子设备高精度地进行控制。
第一方式中，压电体4a～4h由本发明的压电陶瓷形成，因此，机械品质因数Qm高，极限振动速度Vmax高，因此抑制自发热，能够使压电致动器长寿命化，能够确保稳定的压电特性。
该压电致动器能够如下制造。
准备成为内部电极和外部电极的导电性浆料。
另外，使用在上述本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序中使用的浆料，制备陶瓷生片。
在该陶瓷生片的表面利用网版印刷法等涂布导电性糊料而形成规定的导电图案。
接着，将形成有导电图案的陶瓷生片层叠于规定方向后，将没有形成有导电图案的陶瓷生片载置于最上层，进行热压而制备层叠成型体。
到此为止，相当于本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序。
接着，对于该层叠成型体，进行本发明的压电陶瓷的制造方法的煅烧脱脂处理(任意工序)和煅烧工序，得到压电体4a～4h和内部电极5a～5g交替配置的层叠烧结体6。在该阶段在层叠烧结体中制造本发明的压电陶瓷。
其后，使用真空蒸镀法等，在层叠烧结体6的外表面形成外部电极7a、7b。
其后，加热下，在外部电极7a、7b施加规定时间的电场，在箭头A方向和箭头B方向上进行极化处理，由此制备压电致动器。
图2是示意性地表示陶瓷电子部件的第二方式的一个例子的剖视图。
作为第二方式，示出了压电变压器的一个例子。
该压电变压器构成为：由本发明的压电陶瓷形成的压电体8具有输入部9和输出部10，供给到输入部9的电压信号变压而从输出部10输出。
输入部9具体而言具有压电体11a～11j和内部电极12a～12i交替层叠的层叠结构，在压电体11a的上表面和压电体11j的下表面形成有外部电极即输入电极13a、13b，内部电极12a～12h与输入电极13a、13b电连接。并且，压电体11a、11c、11e、11g、11i在箭头D方向上极化，压电体11b、11d、11f、11h、11j在箭头C方向上极化。即，压电体11a～11j构成为各层每个之间极化方向成为反方向。
另外，输出部10为不具有内部电极的单层结构，外部电极即输出电极14形成于一个端面，在箭头E方向上述极化。
这样形成的压电变压器在输入电极13a、13b施加共振频率的交流电压时，通过反向压电效果，变换为机械能量，激起机械振动。接着，该机械振动利用压电效果，变换为电能量，根据输入部9与输出部10的容量比而升压的电压信号从输出电极14输出。
第二方式中，压电体8、11a～11j由本发明的压电陶瓷形成，因此，机械品质因数Qm高、极限振动速度Vmax高，由此抑制自发热，能够使压电变压器长寿命化，能够确保稳定的压电特性的确保。
第二方式中，内部电极材料、外部电极材料没有特别限定，可以优选使用Ag、Ag－Pd。
并且，该压电变压器与上述压电致动器相同，可以如下制造。
准备成为内部电极和外部电极的导电性糊料。
另外，使用上述的本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序中使用的浆料而制备陶瓷生片。
在该陶瓷生片的表面利用网版印刷法等涂布导电性糊料，在相当于输入部9的部位形成规定的导电图案。
接着，层叠规定个数的形成有导电图案的陶瓷生片后，进行热压而制备层叠成型体。
到此为止，相当于本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序。
接着，对该层叠成型体进行本发明的压电陶瓷的制造方法的煅烧脱脂处理(任意工序)和煅烧工序，得到输入部9是压电体11a～11j和内部电极12a～12i交替配设的层叠结构，输出部10是单层结构的烧结体。在该阶段中，在烧结体中制造本发明的压电陶瓷。
其后，使用真空蒸镀法等，在输入部9的上表面和下表面形成作为外部电极的输入电极13a、13b，进而在输出部10的端面形成作为外部电极的输出电极14。
其后，加热下在输入电极13a、13b与输出电极14之间以规定时间施加电场，使输出部10在箭头E方向上极化。
并且，在加热到规定温度下，以输入部9的极化方向在各层每个之间成为相反的方式在输入电极13a与输入电极13b之间施加规定时间的电场，进行极化处理，由此制备压电变压器。
图3是示意性地表示陶瓷电子部件的第三方式的一个例子的剖视图。
作为第三方式，示出了压电变压器的另一个例子。
第三方式中，与第二方式同样地，由本发明的压电陶瓷形成的压电体15具有输入部16和输出部17，供给到输入部16的电压信号变压而从输出部17输出。
并且，该压电变压器的输入部16和输出部17均是具有内部电极的层叠结构，并且在输入部16和输出部17，内部电极的电极间距离不同。即，输入部16具有压电体18a～18e与内部电极19a～19d交替层叠的层叠结构，在输入部16的侧面形成有输入电极20a、20b。具体而言，内部电极19a、19c与一方的输入电极20a电连接，内部电极19b、19d与另一方的输入电极20b电连接。并且，压电体18b～18d在各层每个之间极化方向成为反的方式在箭头F方向或箭头G方向上极化。
另一方面，输出部17具有交替地层叠有压电体21a～21i和内部电极22a～22i的层叠结构，在输出部17的侧面形成有输出电极23a、23b。具体而言，内部电极22a、22c、22e、22g、22i与一方的输出电极23a电连接，内部电极22b、22d、22f、22h与另一方的输出电极23b电连接。并且，压电体21b～21i在各层每个之间极化方向成为相反的方式在箭头H方向或者箭头I方向上极化。
并且，第三方式中，以输出部17的内部电极22a～22i的电极间距离比输入部16的内部电极19a～19d的内部电极距离短的方式在输出部17与输入部16之间使内部电极的电极间距离不同。
对于这样形成的压电变压器而言，对输入电极20a、20b施加共振频率的交流电压时，利用反向压电效果，变换为机械能量，激起机械振动。接着，该机械振动利用压电效果，变换为电能量，从输出电极23a、23b，输出根据容量比降压的电压信号。
并且，第三方式中，压电体18a～18e、21a～21i由本发明的压电陶瓷形成，由此与第二方式同样地，机械品质因数Qm高，极限振动速度Vmax高，因此抑制自发热，压电变压器可以长寿命化，能够确保稳定的压电特性的确保。
第三方式中，内部电极材料、外部电极材料没有特别限定，可以优选使用Ag、Ag－Pd。
另外，该压电变压器可以与上述压电致动器、压电变压器同样地如下进行制造。
准备成为内部电极和外部电极的导电性糊料。
另外，使用上述本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序中使用的浆料，制备厚度不同的两种陶瓷生片(输入用陶瓷生片和输出用陶瓷生片)。
在这些陶瓷生片的表面利用网版印刷法等，涂布导电性糊料，形成规定的导电图案，接着，层叠规定个数的形成有导电图案的陶瓷生片后，将没有形成导电图案的陶瓷生片配设于两端，进行热压接而制备层叠成型体。
到此为止，相当于本发明的压电陶瓷的制造方法的成型工序。
接着，对该层叠成型体，进行本发明的压电陶瓷的制造方法中的煅烧脱脂处理(任意工序)和煅烧工序，得到如下烧结体：输入部16是压电体18a～18e和内部电极19a～19d交替地配置的层叠结构，输出部17是压电体21a～21i和内部电极22a～22i交替配置的层叠结构，内部电极的电极间距离不同。在该阶段中，在烧结体中制造本发明的压电陶瓷。
其后，使用真空蒸镀法等，在输入部16以及输出部17的两侧面形成作为外部电极的输入电极20a、20b和作为外部电极的输出电极23a、23b。其后，在加热下，以极化方向在各层每个之间成为相反的方式施加规定时间的电场，进行极化处理，由此制备压电变压器。
应予说明，本发明的陶瓷电子部件并不限于上述实施方式。例如作为其它的陶瓷电子部件的一个例子，也能够形成为压电共振子、压电过滤器等。
实施例
以下示出更具体地公开了本发明的压电陶瓷的实施例。应予说明，本发明并不仅限于这些实施例。
(试样编号1～4)
[试样的制备]
作为陶瓷材料原料，准备PbO、ZrO2、TiO2、Nb2O5、MnCO3。并且，以煅烧后的主成分组成成为PbO(67.80－68.63wt％)、ZrO2(17.20－17.36wt％)、TiO2(11.49－12.10wt％)、MnO(0.59－0.64wt％)、Nb2O5(1.97－2.06wt％)的方式称量上述陶瓷材料原料。
接着，将该称量物与部分稳定化氧化锆球一起投入到球磨机中，以190分钟进行湿式混合粉碎。
其后，进行脱水、干燥后，在1030℃的温度下进行预烧，制备陶瓷预烧粉末。
接下来，将该陶瓷预烧粉末粉碎后，添加聚乙烯醇树脂等的有机粘合剂，进行无介质湿式分散混合，由此制备浆料。
然后，通过对其进行喷雾干燥，制备压制成型用的造粒粉。通过对该造粒粉进行压制成型，制备陶瓷成型体。
将陶瓷成型体置入烧盆，载置在炉内，进行煅烧脱脂处理。作为煅烧脱脂处理，在大气气氛下，使用马弗炉进行。作为煅烧条件，以升温速度0.5℃/分钟升温到炉内温度450℃，保持2小时后，通过在降温速度1℃/分钟～6℃/分钟降温，完成煅烧脱脂处理。
接着，进行主煅烧(煅烧工序)。作为煅烧条件，以升温速度3℃/分将炉内温度升温到300℃，保持1小时，以3℃/分钟升温到煅烧气氛为O2的情况下为1100℃～1150℃，置换为N2或H2/N2混合气体和WD的情况下为1050℃，保持8小时后，通过以降温速度1℃/分钟～6℃/分钟降温，完成煅烧工序。
煅烧工序的氧浓度如下所示。
试样编号1：1.04×10－9MPa～1.20×10－8MPa
试样编号2：5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa
试样编号3：9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa
试样编号4：9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa
利用切割机，切割成纵13mm×横3mm×厚度0.9mm的形状，用于压电特性评价用。切割的试样使用油浴等，在温度150℃下、电场强度3kV/mm的条件下进行30分钟的极化处理。
(试样编号5、6)
作为陶瓷材料原料，准备PbO、ZrO2、TiO2、Nb2O5、MnCO3。而且，煅烧后的主成分组成以成为PbO(67.80－68.63wt％)、ZrO2(17.20－17.36wt％)、TiO2(11.49－12.10wt％)、MnO(0.59－0.64wt％)、Nb2O5(1.97－2.06wt％)的方式称量上述陶瓷材料原料。
接着，将该称量物与部分稳定化氧化锆球一起投入到球磨机中，以190分钟实施湿式混合粉碎。
其后，脱水、干燥后，在1030℃的温度下进行预烧，制备陶瓷预烧粉末。
接下来，将该陶瓷预烧粉末粉碎后，添加分散剂、消泡剂，在装入部分稳定化氧化锆球的容器内进行湿式粉碎而制备浆料。
粉碎时间为试样编号5是12小时，试样编号6是36小时。
而且，在树脂制的铸型填充该浆料，通过干燥24小时，得到铸造成型体。
将该铸造成型体装入烧盆，在炉内载置，进行煅烧脱脂处理。作为煅烧脱脂处理，在大气气氛下，使用马弗炉进行。作为煅烧条件，在升温速度3℃/分钟升温到炉内温度80℃，接下来，以升温速度0.25℃/分钟升温到400℃，保持2小时后，进一步以升温速度3℃/分钟，升温到炉内温度600℃，保持1小时后，以降温速度1℃/分钟～5℃/分钟降温，完成煅烧脱脂处理。
接下来，进行主煅烧(煅烧工序)。作为煅烧条件，将升温速度3℃/分钟炉内温度升温到300℃，保持1小时，煅烧气氛替换为N2后，以升温速度3℃/分钟将炉内温度升温到1050℃，保持8小时后，以降温速度1℃/分钟～6℃/分钟降温，完成主煅烧处理。
煅烧工序的氧浓度如下所述。
试样编号5：5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa
试样编号6：5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa
利用切割机，切割为纵13mm×横3mm×厚度0.9mm的形状，用于压电特性评价。切割的试样是使用油浴等而在温度150℃下、电场强度3kV/mm的条件下进行30分钟极化处理。
[试样的评价]
烧结后的压电陶瓷的晶粒直径使用以SEM观察烧结后的样品表面，测定80个左右的粒子的体积分布，设为Heywood直径的情况的D50值。
烧结后的压电陶瓷的结晶性评价使用X射线衍射装置，设为球管CuKα、管电压45kV、管电流200mA、扫描角10－70°、取样宽度0.02°的条件，利用集中法进行。
压电特性中微型电场的比介电常数(ε33T/ε0)和机电耦合系数k31使用阻塞检测仪(Agilent Technologies公司制：4294A)，利用共振－***振法进行测定。
作为共振大振幅驱动时的压电特性，弹性柔量S11E和极限振动速度V max利用额定电流测定法进行测定。
将烧结后的压电陶瓷进行压制成型后，以荧光X射线分析该现象，鉴定该组成，确认了至少包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb。
将各试样编号的制造条件和评价结果集中示于表1。
Figure BDA0002798571210000171
氧分压高的O2煅烧时(氧分压：9.87×10－2MPa以上，1.01×10－1MPa以下)抑制对PZT的B位点的Mn受体固溶，促进晶粒的生长的氧空穴的生成变少，因此，晶粒直径小(试样编号3、4)。试样编号3、4中示出了高压电特性和高Vmax。
图4是由试样编号3制备的压电陶瓷的电子显微镜照片。
在O2气氛下，通过将煅烧温度设为1100℃以上，从而如图4所示可得到致密的结构。
另外，通过将煅烧温度设为1150℃，示出了更高的Vmax(试样编号4)。
另一方面，对预烧粉末进行湿式粉碎而减少粒径的试样编号5、6中，在具有基于氧空穴增加的烧结促进效果的低氧分压N2气氛下(5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa)，通过将煅烧温度调节为比O2煅烧时低的1050℃，能够在不使晶粒生长的情况下致密化。
由此，示出了高压电特性和高Vmax。
图5是对由试样编号1～4制备的压电陶瓷单板的X射线衍射峰进行比较的图。为了使试样编号1～4的比较变容易，使纵轴偏移地显示。
可知在氧气氛下煅烧的试样编号3、4中，PZT四方相的主峰的(101)面和(110)面的X射线衍射峰没有分支，衍射图案为一个。
另一方面，可知在低氧分压(H2/N2+WD)气氛下，或者低氧分压(N2)气氛下煅烧的试样编号1、2中，明确分为(101)面和(110)面的X射线衍射峰。
由此可知，试样编号3、4中，与试样编号1、2相比可抑制钙钛矿型化合物的结晶化。
图6是比较由试样编号2、5和6制备的压电陶瓷单板的X射线衍射峰的图。为了容易地进行试样编号2、5以及6的比较，使纵轴偏移地显示。
可知将陶瓷预烧粉末粉碎后煅烧的试样编号5、6中，PZT四方相的主峰即(101)面和(110)面的X射线衍射峰没有分支，衍射图案为一个。另一方面，在不粉碎陶瓷预烧粉末进行煅烧的试样编号2中，可看到明确分为(101)面和(110)面的X射线衍射峰。
由此可知，在试样编号5、6中，可判定与试样编号2相比钙钛矿型化合物的结晶化得到抑制。
图7是表示由试样编号1～4制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与Qm的关系的坐标图。
图8是表示由试样编号2、5、6制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与Qm的关系的坐标图。
由这些坐标图可知，PZT四方相的主峰即(101)面和(110)面的X射线衍射峰没有分支的、衍射图案为一个的由结晶性低的化合物构成的压电陶瓷(试样编号3～6)在高振动速度(0.5m/s以上)中Qm值高。
图9是表示由试样编号1～4制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与发热的关系的坐标图。
图10是表示由试样编号2、5、6制备的压电陶瓷的共振驱动时的振动速度与发热的关系的坐标图。
图9、10中发热[℃]到达20℃的时刻的振动速度[m/s]为极限振动速度V max。
由这些坐标图可知，PZT四方相的主峰即(101)面和(110)面的X射线衍射峰没有分支的、衍射图案为一个的且结晶性低的化合物构成的压电陶瓷(试样编号3～6)的极限振动速度Vmax高。
由先示出的表1可知，在高氧分压的O2煅烧气氛下致密化的试样编号4、对预烧粉末进行粉碎而制备的试样编号5、6的弹性柔量S11 E比试样编号1、2的S11 E小，表示压电陶瓷硬化。
换言之，90°领域难以反转，高振动速度(0.5m/s以上)的Qm的降低得到抑制(图7、图8)，因此，极限振动速度变高(图9、图10)。
符号说明
04a～4h：压电体
5a～5g：内部电极
6：层叠烧结体
7a、7b：外部电极
8、11a～11j：压电体
9：输入部
10：输出部
12a～12i：内部电极
13a、13b：输入电极
14：输出电极
15：压电体
16：输入部
17：输出部
18a～18e、21a～21i：压电体
19a～19d、22a～22i：内部电极
20a、20b：输入电极
23a、23b：输出电极

Claims (11)

1.一种压电陶瓷，其特征在于，含有至少包含Pb、Zr、Ti、Mn和Nb的钙钛矿型化合物，所述钙钛矿型化合物的X射线结晶结构分析图中，在PZT四方相的主峰即2θ＝30.5°～31.5°的范围检测到X射线衍射峰的(101)面和在2θ＝30.8°～31.8°的范围检测到X射线衍射峰的(110)面的X射线衍射峰没有分支，基于(101)面和(110)面出现的X射线衍射峰的个数为一个。
2.根据权利要求1所述的压电陶瓷，其中，基于所述(101)面和所述(110)面的一个X射线衍射峰出现在2θ＝30.8°～31.2°的位置。
3.一种陶瓷电子部件，其特征在于，包括权利要求1或2所述的压电陶瓷的压电体和外部电极。
4.根据权利要求3所述的陶瓷电子部件，是压电陶瓷电子部件，所述压电体具有输入部和输出部，供给到所述输入部的电压信号经过变压，从所述输出部输出。
5.一种压电陶瓷的制造方法，其特征在于，包括如下的工序：
陶瓷预烧粉末制备工序，制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料，对所述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末；
成型工序，对所述陶瓷预烧粉末进行成型而形成陶瓷成型体；以及
煅烧工序，对所述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体，
其中，在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行所述煅烧工序。
6.根据权利要求5所述的压电陶瓷的制造方法，其中，所述煅烧工序的煅烧温度为1060℃～1200℃。
7.一种压电陶瓷的制造方法，其特征在于，包括如下的工序：
陶瓷预烧粉末制备工序，制备至少包含Pb化合物、Zr化合物、Ti化合物、Mn化合物和Nb化合物的陶瓷材料原料，对所述陶瓷材料原料进行预烧而制备陶瓷预烧粉末；
粉碎工序，对所述陶瓷预烧粉末进行粉碎；
成型工序，将被粉碎的所述陶瓷预烧粉末进行成型而制成陶瓷成型体；以及
煅烧工序，对所述陶瓷成型体进行煅烧而得到烧结体。
8.根据权利要求7所述的压电陶瓷的制造方法，其中，在使用N2气体的、氧分压为5.74×10－7MPa～3.28×10－6MPa的低氧气氛下进行所述煅烧工序。
9.根据权利要求7所述的压电陶瓷的制造方法，其中，在并用H2/N2混合气体和水滴的、氧分压为1.04×10－9MPa～1.20×10－8MPa的低氧气氛下进行所述煅烧工序。
10.根据权利要求7～9中任一项所述的压电陶瓷的制造方法，其中，所述煅烧工序的煅烧温度为1030℃～1200℃。
11.根据权利要求7所述的压电陶瓷的制造方法，其中，在氧分压为9.87×10－2MPa～1.01×10－1MPa的高氧气氛下进行所述煅烧工序。
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