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Hintergrund
der Erfindung
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(1) Gebiet der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung betrifft eine Keramikzusammensetzung, insbesondere
eine dielektrische Keramikzusammensetzung, die Niedertemperatur-Sinterungseigenschaften
bis zu einem solchen Ausmaß, dass
Ag, Cu oder eine Legierung, die hauptsächlich Ag oder Cu enthält, als
ein innerer Leiter verwendet werden können, und die eine niedrige
Dielektrizitätskonstante
und einen hohen linearen Expansions- bzw. Ausdehnungskoeffizienten
aufweist.
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(2) Beschreibung des Standes
der Technik
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In
den letzten Jahren sind Verfahren zur Bildung dicker Filme wie Druck-
und Platten-Verfahren angewandt worden, um Chip-Komponenten wie einen Chip-Kondensator,
einen Chip-Induktor und einen Chip-Filter herzustellen. Außerdem schließen Beispiele
einer elektronischen Vorrichtung, die durch gemeinsames Brennen
einer Vielzahl von Typen von Keramikzusammensetzungen gebildet sind,
die sich bei den Materialeigenschaften unterscheiden, einen LC-Filter,
der aus einer Kombination aus einem magnetischen und einem dielektrischen
Material gebildet ist, ein Schaltkreis-Substrat (Element), das einen Kondensator
enthält,
der aus einer Kombination aus einem Material mit hoher und mit niedriger
Dielektrizität
gebildet ist, und dgl. ein.
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Beispielsweise
kann für
den Kondensator, der durch gemeinsames Brennen der Materialien mit
hoher und niedriger Dielektrizität
gebildet ist, eine Herabsetzung der Verteilungskapazität und dgl.
hergestellt werden, gegenüber einem
Kondensator, der nur aus einem Material mit hoher Dielektrizität gebildet
ist. Außerdem kann,
verglichen mit dem Kondensator, der nur aus dem Material mit niedriger
Dielektrizität
gebildet ist, eine Kapazitätserweiterung
realisiert werden.
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In
der oben beschriebenen elektronischen Vorrichtung ist es zur Steigerung
der Verlusteigenschaften bevorzugt, einen niedrigen Widerstand aufweisendes
Ag, Cu oder die Legierungen, die hauptsächlich Ag oder Cu enthält, als
Leiter-Elektrode zu verwenden. Da allerdings ein solches Leiter-Metall
einen niedrigen Schmelzpunkt aufweist, ist es erwünscht, dass
die Keramikzusammensetzung zur Verwendung in der elektronischen
Vorrichtung beim Schmelzpunkt des Leiter-Metalls oder einer tieferen Temperatur
gesintert werden kann (eine Sinterbarkeit bei niedriger Temperatur
aufweist).
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Außerdem müssen zum
gemeinsamen Brennen einer Vielzahl von Typen von Keramikzusammensetzungen
die linearen Expansionskoeffizienten der jeweiligen Keramikzusammensetzungen
bis zu gewissen Graden abgestimmt und angepasst werden. Liegt eine
große
Differenz des linearen Expansionskoeffizient vor, bricht das gesinterte
Produkt. Beispielsweise liegt in allgemeinen Keramikzusammensetzungen
mit Perovskit-Struktuen, wie in Oxidtitan, Bariumtitanat oder Calciumtitanat,
in Wolframbronze-Strukturen, wie in Barium-Seltenerde-Titanoxid, in Spinell-Strukturen,
wie in NiCuZn-basiertem
Ferrit und dgl. der lineare Expansionskoeffizient in der Größenordnung
von 80 × 10–7/°C bis 130 × 10–7/°C. Sogar
in der Keramikzusammensetzung, die mit einer Niedertemperatur-Sinterbarkeit
durch Zugabe von Glas oder dgl. ausgestattet wird, ist der lineare
Expansionskoeffizient im wesentlichen der gleiche wie der ursprüngliche
lineare Expansionskoeffizient (ca. 80 × 10–7/°C bis 130 × 10–7/°C). In vielen
der herkömmlichen
Keramikzusammensetzungen mit niedriger Dielektrizität, die hauptsächlich Glas
enthalten, liegt der lineare Expansionskoeffizient in einem Bereich
von ca. 40 × 10–7/°C bis 80 × 10–7/°C, wobei
der lineare Expansionskoeffizient niedriger als derjenige des dielektrischen oder
magnetischen Materials ist, das mit der Niedertemperatur-Sinterbarkeit
durch die Zugabe von Glas oder dgl. ausgestattet ist, weshalb das
Problem auftritt, dass beim gemeinsamen Brennen der Materialien
das Produkt zu Bruch geht.
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Zusammenfassung
der Erfindung
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Die
vorliegende Erfindung ist in Anbetracht der oben beschriebenen Sachverhalte
entwickelt worden, wobei es eine entsprechende Aufgabe ist, eine
Keramikzusammensetzung mit niedriger Dielektrizität bereitzustellen,
die eine Sinterbarkeit bei niedriger Temperatur aufweist, mit einem
inneren Leiter allein gesintert werden kann, einen hohen linearen
Expansionskoeffizienten aufweist und mit weiteren Keramikzusammensetzungen
gemeinsam gebrannt werden kann.
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Zur
Lösung
dieser Aufgabe wird, gemäß der vorliegenden
Erfindung, eine Keramikzusammensetzung bereitgestellt, die hauptsächlich Ba-basiertes
Glas und einen α-Quarz
umfasst. Die Gehaltsmenge des Ba-basierten Glases liegt in einem
Bereich von 55,0 bis 69,4 Gew.%, die Gehaltsmenge des α-Quarz liegt in einem Bereich
von 12,1 bis 40,2 Gew.%, und die Gehaltsmenge von Al2O3 beträgt
24,5 Gew.% oder weniger. Bezüglich
der Bestandteile des Ba-basierten Glases, bezogen auf Oxide, liegen
die Gehaltsmenge von BaO in einem Bereich von 19 bis 29 mol-%, die
Gehaltsmenge von SiO2 in einem Bereich von
62 bis 72 mol-%, die Gehaltsmenge von Al2O3 in einem Bereich von 6 bis 11 mol-% und
die Gehaltsmenge von B2O3 pro
der Gesamtheit von 100 mol BaO, SiO2 und
Al2O3 in einem Bereich
von 3 bis 7 mol.
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Außerdem liegt,
in der Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung, der lineare
Expansionskoeffizient in einem Bereich von 80 × 10–7/°C bis 150 × 10–7/°C.
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Ferner
umfasst die Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung den α-Quarz und
einen von vier Typen der Kristallphasen [BaAl2SiO8 + BaSi2O5], [BaAl2SiO5 + BaSi2O5 + Al2O3],
[BaAl2SiO8 + Al2O3] und [BaSi2O5 + Al2O3].
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In
der vorliegenden Erfindung ist die Sintertemperatur der Keramikzusammensetzung
gleich dem oder niedriger als der Schmelzpunkt von Ag, Cu oder der
Legierung, die hauptsächlich
Ag oder Cu enthält,
und die Dielektrizitätskonstante
ist niedrig, aber der lineare Expansionskoeffizient ist hoch. Daher
kann das gemeinsame Brennen mit unterschiedlichen Typen von Keramikzusammensetzungen
wie aus dem Material mit hoher Dielektrizität und dem magnetischen Material
durchgeführt
werden, welche bei einer niedrigen Temperatur gesintert werden können. Durch
Anwendung von bei niedriger Temperatur schmelzenden Metallen wie
von Ag und Cu als inneren Leiter kann die Zusammensetzung zur Herstellung
elektronischer Vorrichtungen wie eines Filters kleiner Größe, eines
Resonators und eines Schaltkreis-Substrats verwendet werden.
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Kurze Beschreibung
der Zeichnungen
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1 ist eine Rasterelektronenmikroskop-Fotografie
als Ersatz für
eine Darstellung, die eine gebrochene Grenzoberfläche zeigt,
wenn eine Probe 8 mit einem Material hoher Dielektrizität in einer
ersten Ausgestaltung gemeinsam gebrannt wird.
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2 ist eine Rasterelektronenmikroskop-Fotografie
als Ersatz für
eine Darstellung, die eine gebrochene Grenzoberfläche zeigt,
wenn eine Probe 23 mit dem Material hoher Dielektrizität in der
ersten Ausgestaltung gemeinsam gebrannt wird.
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3 ist eine Rasterelektronenmikroskop-Fotografie
als Ersatz für
eine Darstellung, die eine gebrochene Grenzoberfläche zeigt,
wenn eine Probe 41 mit einem Material hoher Dielektrizität in der
ersten Ausgestaltung gemeinsam gebrannt wird.
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Detaillierte
Beschreibung der bevorzugten Ausgestaltung
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Es
werden nun Ausgestaltungen der vorliegenden Erfindung beschrieben.
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Die
Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung umfasst hauptsächlich Ba-basiertes
Glas und α-Quarz.
In der Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung liegt die
Gehaltsmenge des Ba-basierten Glases im Bereich von 55,0 bis 69,4
Gew.%, vorzugsweise von 57,3 bis 66,5 Gew.% und bevorzugter von
61,1 bis 66,5 Gew.%. Die Gehaltsmenge des α-Quarz liegt im Bereich von 12,1 bis
40,2 Gew.%, vorzugsweise von 20,7 bis 30,3 Gew.% und bevorzugter
von 21,0 bis 26,0 Gew.%. Außerdem
beträgt
die Gehaltsmenge von Al2O3 24,5
Gew.% oder weniger, und vorzugsweise liegt sie in einem Bereich
von 6,4 bis 18,6 Gew.% und bevorzugter von 9,0 bis 12,9 Gew.%.
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Beträgt die Gehaltsmenge
des Ba-basierten Glases weniger als 55,0 Gew.%, verschlechtert sich
die Niedertemperatur-Sinterbarkeit
der Keramikzusammensetzung, und ein dichtes gesintertes Material
(mit einer relativen Dichte von 92% oder mehr nach der Sinterung
bei 900°C)
ist nicht erhältlich. Übersteigt
außerdem die
Gehaltsmenge 69,4 Gew.%, ist kein dichtes gesintertes Material aus
der Keramikzusammensetzung erhältlich.
Liegt andererseits die Gehaltsmenge des Ba-basierten Glases im am meisten bevorzugten
Bereich von 61,1 bis 66,5 Gew.%, weist die Keramikzusammensetzung
die Sinterbarkeit bei niedriger Temperatur auf, und das dichte gesinterte
Material ist erhältlich.
Außerdem
werden beim gemeinsamen Brennen mit dem Material hoher Dielektrizität aus Barium-Seltenerde-Titanoxid,
das bei einer niedrigen Temperatur von 900°C oder weniger gesintert werden
kann, die reaktiven Eigenschaften der Grenze gesteigert, und es
werden weder ein kontinuierlicher Raum noch Poren in der die Grenze
verbindenden Oberfläche
hergestellt.
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Beträgt darüber hinaus
die α-Quarz-Gehaltsmenge
weniger als 12,1 Gew.%, verschlechtert sich die Niedertemperatur-Sinterbarkeit, und
es ist kein dichtes gesintertes Material erhältlich. Übersteigt ferner die Gehaltsmenge
40,2 Gew.%, ist kein dichtes gesintertes Material erhältlich.
Liegt andererseits die α-Quarz-Gehaltsmenge
im am meisten bevorzugten Bereich von 21,0 bis 26,0 Gew.%, weist
die Keramikzusammensetzung die Niedertemperatur-Sinterbarkeit auf,
und das dichte gesinterte Material ist erhältlich.
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Außerdem werden,
beim gemeinsamen Brennen des Materials hoher Dielektrizität aus Barium-Seltenerde-Titanoxid,
das bei einer niedrigen Temperatur von 900°C oder weniger gesintert werden
kann, die reaktiven Eigenschaften der Grenzfläche gesteigert, und es werden
weder ein kontinuierlicher Raum noch Poren in der die Grenzfläche verbindenden
Oberfläche
hergestellt.
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Ein
Additiv aus Al2O3,
das dem Hauptbestandteil zugefügt
wird, der das Ba-basierte Glas und den α-Quarz einschließt, ergibt
den Effekt einer Steigerung der Formerhaltungseigenschaften der
Keramikzusammensetzung. Übersteigt
allerdings diese Zugabemenge 24,5 Gew.%, verschlechtert sich die
Niedertemperatur-Sinterbarkeit der Keramikzusammensetzung, und es
ist kein dichtes gesintertes Material erhältlich. Liegt andererseits
die Al2O3-Zugabemenge
im am meisten bevorzugten Bereich von 9,0 bis 12,9 Gew.%, weist
die Keramikzusammensetzung die Niedertemperatur-Sinterbarkeit auf, und der dichte Sinterkörper ist
erhältlich. Außerdem werden,
beim gemeinsamen Brennen mit dem Material hoher Dielektrizität aus Barium-Seltenerde-Titanoxid, wobei
bei einer niedrigen Temperatur von 900°C oder weniger gesintert werden
kann, die reaktiven Eigenschaften der Grenzfläche gesteigert, und es werden
weder ein kontinuierlicher Raum noch Poren an der die Grenzfläche verbindenden
Oberfläche
hergestellt.
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Das
Glas auf Basis von Ba umfasst in der Keramikzusammensetzung der
vorliegenden Erfindung die folgenden Bestandteile in den folgenden
Mengenbereichen, bezogen auf Oxide:
- – BaO: 19
bis 29 mol-%, vorzugsweise 21 bis 25 mol-%,
- – SiO2: 62 bis 72 mol-%, vorzugsweise 64 bis 70
mol-%,
- – Al2O3: 6 bis 11 mol-%,
vorzugsweise 7 bis 11 mol-%,
- – die
Menge von B2O3 pro
Gesamtheit von 100 mol BaO, SiO2 und Al2O3: 3 bis 7 mol,
vorzugsweise 4 bis 6 mol.
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Beträgt die BaO-Gehaltsmenge
weniger als 19 mol-% im Ba-basierten
Glas, ist die Glasbildung schwierig. Übersteigt sie 29 mol-%, ist
kein dichtes gesintertes Material aus der Keramikzusammensetzung erhältlich.
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Beträgt außerdem die
SiO2-Gehaltsmenge weniger als 62 mol-%,
ist kein dichtes gesintertes Material aus der Keramikzusammensetzung
erhältlich. Übersteigt
sie 72 mol-%, ist die Glasbildung schwierig.
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Beträgt ferner
die Al2O3-Gehaltsmenge
weniger als 6 mol-%, oder übersteigt
sie 11 mol-%, ist kein dichtes gesintertes Material aus der Keramikzusammensetzung
erhältlich.
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Beträgt die B2O3-Gehaltsmenge
pro Gesamtheit von 100 mol BaO, SiO2 und
Al2O3 weniger als
3 mol-%, ist die Glasbildung schwierig. Übersteigt sie 7 mol-%, ist
kein dichtes gesintertes Material aus der Keramikzusammensetzung
erhältlich.
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Durch
ausgewogene Festlegung der jeweiligen Aufbaubestandteile in den
oben beschriebenen Bereichen wird die Keramikzusammensetzung der
vorliegenden Erfindung mit der Niedertemperatur-Sinterbarkeit ausgestattet,
und der lineare Expansionskoeffizient kommt im Bereich von 80 × 10–7/°C bis 150 × 10–7/°C zu liegen.
Daher ist es leicht, den linearen Expansionskoeffizient demjenigen
des herkömmlichen
Materials mit hoher Dielektrizität,
des magnetischen Materials und weiteren unterschiedlichen Typen
von Keramikzusammensetzungen anzupassen, welche dann am Schmelzpunkt
von mit niedrigem Widerstand ausgestatteten Ag, Cu oder der Legierung
aus hauptsächlich
Ag oder Cu oder bei einer noch niedrigereren Temperatur gesintert werden
können.
Daher kommt es, sogar wenn der gemeinsame Brennvorgang mit den unterschiedlichen
Typen von Materialien durchgeführt
wird, im erhaltenen Sintermaterial zu keiner Bruchbildung. Außerdem wird es
verhindert, dass ein Material mit einem linearen Expansionskoeffizient,
der 150 × 10–7/°C übersteigt,
aus der Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung erhalten
wird.
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Ferner
ist, in der Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung, zusätzlich zur
Steuerung des linearen Expansionskoeffizient an sich durch die oben
beschriebene Zusammensetzung, der lineare Expansionskoeffizient
im Bereich von 80 × 10–7/°C bis 150 × 10–7/°C durch die
Sintertemperatur und die Sinterzeit steuerbar. Beim Sintern von
Ba-basiertem Glas und von α-Quarz
oder beim Sintern dieser Bestandteile mit zugefügtem Al2O3 tritt Glaskristallisation auf, und es werden
neue Kristallphasen [BaAl2SiO8]
und [BaSi2O5] erzeugt. Da
diese Kristallphasen inhärente
lineare Expansionskoeffizienten aufweisen, lässt sich der lineare Expansionskoeffizient
durch Änderung
des Typs und der Menge der Kristallphase gemäß den Sinterbedingungen steuern.
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Die
Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung umfasst den α-Quarz und
einen der vier Typen der Kristallphasen [BaAl2SiO8 + BaSi2O5], [BaAl25iO8 + BaSi2O5 + Al2O3],
[BaAl2SiO8 + Al2O3] und [BaSi2O5 + Al2O3], weist eine niedrige Dielektrizitätskonstante,
aber einen hohen linearen Expansionskoeffizient und eine Niedertemperatur-Sinterbarkeit
auf.
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Es
wird nun das Verfahren zur Herstellung der Keramikzusammensetzung
der vorliegenden Erfindung beschrieben.
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Zuerst
umfasst das Verfahren: die Zubereitung von BaO, SiO2,
Al2O3 und B2O3 als Ba-basierte
Glasbestandteile; das Wiegen und Mischen vorbestimmter Mengen; das
Schmelzen der Bestandteile in einem Tiegel; die Abschreckung des
geschmolzenen Materials; und das Mahlen des Materials zur Bildung
eines Glaspulvers. Außerdem
brauchen die Glas-Rohmaterialien
keine Oxide zu sein. Beispielsweise ist, sogar bei Verwendung von
Carbonat, Hydroxid, Sulfat und weiterer Materialien, die in Oxide
durch Hitzebehandlung überführt werden
können,
ein Glaspulver erhältlich,
das mit dem aus Oxiden sich ergebenden gleichwertig ist.
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Zum
Mischen der Glas-Rohmaterialien kann beispielsweise trocken vermischt
werden, und der Schmelzvorgang kann bei 1.500 bis 1.600°C 0,5 bis
5 h lang durchgeführt
werden. Zum Mahlen des geschmolzenen Materials ist Nass-Mahlen in
einer Kugelmühle
oder dgl. bevorzugt.
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Im
Anschluss daran umfasst das Verfahren: die Zubereitung von α-Quarzpulver
und des Ba-basierten Glaspulvers als die Hauptbestandteile und ferner
des Al2O3-Pulvers
je nach Bedarf; sowie das Wiegen und Mischen der jeweiligen vorbestimmten
Mengen. Durch Vermischen des erhaltenen Pulvers mit organischen
Bindern wie mit einem Polyvinylalkohol-basierten Binder, einem Acrylbinder
und mit einem Methylcellulose-basierten Binder und mit Lösungsmitteln,
Weichmachern und dgl., je nach Bedarf, wird eine Aufschlämmung hergestellt.
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Als
Nächstes
umfasst das Verfahren: die Formung der Aufschlämmung zu einer gewünschten
Form; sowie die Sinterung des geschmolzenen Materials. Zur Formgebung
können
eine Nass-Formung,
wie ein Platten- und Druck-Verfahren, oder eine Trocken-Formung
wie eine Pressformung durchgeführt
werden, und das Formungsverfahren kann in entsprechend geeigneter
Weise gemäß der gewünschten
Form ausgewählt
werden. Die Sintertemperatur kann im Bereich von 850 bis 960°C festgelegt
werden, und die Sinterzeit liegt vorzugsweise in der Größenordnung
von 0,1 bis 24 h. Das heißt,
die Niedertemperatur-Sinterung kann beim Schmelzpunkt von Ag, Cu
oder der Legierung aus hauptsächlich
Ag oder Cu oder auch bei einer noch niedrigeren Temperatur durchgeführt werden.
Daher kann eine elektronische Komponente aufgebaut werden, indem niedrig-schmelzende
Metalle mit einem niedrigen Widerstandswert wie Ag und Cu als das
interne Leiter-Metall verwendet werden. Außerdem wird die Sinter-Atmosphäre vorzugsweise
gemäß dem internen
Leiter für
den Vorgang des gemeinsamen Brennens ausgewählt. Beispielsweise werden
beim gemeinsamen Brennen mit Ag eine Sauerstoff-Atmosphäre, wie
Luft, und beim gemeinsamen Brennen mit Cu eine reduzierende Atmosphäre ausgewählt.
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Konkrete
Beispiele werden nun zur Verdeutlichung angegeben, um die vorliegende
Erfindung noch detaillierter zu beschreiben.
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(Beispiel 1)
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Zuerst
wurden BaCO3, SiO2,
Al2O3 und B2O3 als die Ba-basierten Glasbestandteile
gewogen, um die in der Spalte für
die Glaszusammensetzung der folgenden Tabellen 1 bis 3 angegebene
Zusammensetzung zu erhalten, und diese wurden in einem Schüttelgerät trocken-vermischt,
worauf die Mischung in einen Tiegel gegeben und bei 1550°C 1 h lang
geschmolzen wurde. Anschließend
wurde das geschmolzene Material mit reinem Wasser abgeschreckt,
in einem automatisierten Mörser
grob gemahlen und in einer Kugelmühle nass-gemahlen, um das Glaspulver
auf Basis von Ba zu erhalten.
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Anschließend wurden
das wie oben beschriebene erhaltene Ba-basierte Glaspulver, α-Quarzpulver und
Al2O3-Pulver gewogen
und vermischt, um die in der Spalte für die Materialzusammensetzung
in den folgenden Tabellen 1 bis 3 angegebenen Mengenverhältnisse
zu erhalten. Zu 100 Gew.-Teilen
des gemischten Pulvers wurden 15 Gew.-Teile Acrylharz als organischer
Binder, 60 Gew.-Teile Toluol als das Lösungsmittel und 5 Gew.-Teile
n-Butylphthalyl-n-butylglykolat
(BPBG) gegeben. Das Ganze wurde in einer Kugelmühle dispergiert, und es wurden
57 Typen organischer Aufschlämmungen
zubereitet.
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Anschließend wurden
die organischen Aufschlämmungen
herangezogen, um 57 Typen von Grünplatten
(die Proben 2 bis 10 und 12 bis 59) mit einem Rakel-Verfahren herzustellen.
Anschließend
wurden die Grünplatten
zu einer jeweils vorbestimmten Größe in Abstimmung auf die im
Folgenden angegebenen jeweiligen Messverfahren geformt, und die
Sinterung wurde bei 900°C
2 h lang durchgeführt.
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Anschließend wurde,
für die
oben beschriebene Proben, die Niedertemperatur-Sinterbarkeit (mit
einer relativen Dichte von 92% oder mehr nach der Sinterung bei
900°C) bewertet,
die relative Dielektrizitätskonstante
und der lineare Expansionskoeffizient wurden mit dem folgenden Messverfahren
gemessen, und die enthaltene Kristallphase wurde in weiter unten
angegebenen Verfahren gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen
1 und 3 angegeben.
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Darüber hinaus
wurden die Proben 8, 23, 41 integral mit dem Material hoher Dielektrizität aus Barium-Seltenerde-Titanoxid
gesintert, wobei bei niedriger Temperatur gesintert werden konnte,
die gebrochene Grenzflächenoberfläche wurde
mit einer Rasterelektronenmikroskop-Vorrichtung (JED-2001, hergestellt
von Nihon Denshi Datum Co.) betrachtet, und die Compo-Bilder (2000-fach)
der Grenzflächenoberfläche nach
dem gemeinsamen Brennen wurden fotografiert, wie in 1 bis 3 gezeigt.
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Messverfahren
der relativen Dielektrizitätskonstante
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Eine
stabförmige
Probe mit einem Quadrat von ca. 1 mm wurde hergestellt, und die
relative Dielektrizitätskonstante
(2 GHz) wurde mit einem Hohlresonator-Strömungsverfahren (unter Verwendung
des 83620A, 8757C, hergestellt von Hewlett Packard) gemessen.
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Messverfahren
des linearen Expansionskoeffizienten
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Eine
Probe von ca. 4 × 4 × 28 mm
wurde hergestellt, und der lineare Expansionskoeffizient (100 bis 700°C) wurde
mit einem Linearexpansion-Gerät
vom Transvers-Typ (DL-7000Y-RH, hergestellt von Sinku Riko Kabushiki
Kaisha) gemessen.
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Messverfahren
der Kristallphase
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Das
gesinterte Material wurde in einem Mörser gemahlen und mit einem
Pulver-Röntgen-Beugungsverfahren
(mit einem MXP
3-System, hergestellt von Mac Science
Co.) gemessen. Als Messbedingungen wurde Cu als Ziel angewandt,
und es wurden 45 kV, 40 mA, 1 Grad/min, 2θ = 10° bis 60° festgelegt. Außerdem bedeuten
in den folgenden Tabellen 1 bis 3 die Buchstaben α, A, B, C
und D jeweils die folgenden Kristallphasen:
α: α-Quarz
A:
BaAl
2SiO
8 + BaSi
2O
5 B: BaAl
2SiO
8 + BaSi
2O
5 + Al
2O
3 C: BaAl
2SiO
8 + Al
2O
3 D:
BaSi
2O
5 + Al
2O
3
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Wie
in den Tabellen 1 bis 3 für
die Proben (2 bis 9, 12, 13, 17 bis 21, 23 bis 34, 39 bis 47 und
50 bis 54) gezeigt, die hauptsächlich
Ba-basiertes Glas und α-Quarz
enthalten und in denen die jeweiligen Aufbaubestandteile in den
gemäß der vorliegenden
Erfindung festgelegten Bereichen vorhanden sind, ist jede Probe bei
der Niedertemperatur-Sinterbarkeit überlegen, die Sinterung ist
bei einer Temperatur gleich oder unterhalb der des Schmelzpunkts
von Ag, Cu oder der Legierung aus hauptsächlich Ag oder Cu durchführbar, die
Dielektrizitätskonstante
ist niedrig (7 oder weniger (2 GHz)), und der lineare Expansionskoeffizient
liegt im Bereich von 80 × 10–7/°C bis 130 × 10–7/°C.
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Ferner
sind, unter den oben beschriebenen Proben 8, 23, 41, für die Proben
8 und 23 (siehe 1 und 2), in denen die Gehaltsmenge
des Ba-basierten Glases im Bereich von 61,1 bis 66,5 Gew.%, die
Gehaltsmenge des α-Quarzes
im Bereich von 21,0 bis 26,0 Gew.% und die Al2O3-Gehaltsmenge im Bereich von 9,0 bis 12,9
Gew.% beim gemeinsamen Brennen mit dem Material hoher Dielektrizität aus Barium-Seltenerde-Titanoxid
liegen, wobei bei niedriger Temperatur gesintert werden kann, die
reaktiven Eigenschaften der Grenzfläche besonders gut, verglichen
mit der Probe 41 (siehe 3).
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Andererseits
ist für
die Probe 1, in welcher die BaO-Gehaltsmenge
weniger als 19 mol-% in der Glaszusammensetzung beträgt, für die Probe
11, in welcher die B2O3-Gehaltsmenge
pro insgesamt 100 mol BaO, SiO2 und Al2O3 weniger als 3
mol beträgt,
und für
die Probe 14, in welcher die SiO2-Gehaltsmenge 72 mol-% übersteigt,
die Glasbildung schwierig, und es wird keine Keramikzusammensetzung
erhalten.
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Darüber hinaus
wird für
die weiteren Proben, in denen die Gehaltsmengen der Aufbaubestandteile
von den durch die vorliegende Erfindung festgelegten Bereichen abweichen,
keine Probe beim Sintern bei 900°C verdichtet,
und die relative Dichte beträgt
weniger als 92%.
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(Beispiel 2)
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Zuerst
wurde die organische Aufschlämmung
mit der gleichen Zusammensetzung wie die der Proben 39 bis 43 des
ersten Beispiels in ähnlicher
Weise wie im ersten Beispiel hergestellt.
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Anschließend wurde
die oben beschriebene organische Aufschlämmung herangezogen, um 5 Typen von
Grünplatten
(Proben A bis E) ähnlich
wie im ersten Beispiel herzustellen, worauf die Grünplatten
zu der jeweils vorbestimmten Größe wie der
des ersten Beispiels geformt und unter 2 Typen von Bedingungen gesintert
wurden: 880°C
und 2 h; und 920°C
und 2 h.
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Dann
wurde, bezüglich
der oben beschriebenen Proben, der lineare Expansionskoeffizient
wie im ersten Beispiel gemessen, und die Ergebnisse sind in Tabelle
4 angegeben. Außerdem
sind die Messergebnisse der Proben 39 bis 43 (bei Sinterung bei
900°C für 2 h wie
im ersten Beispiel) ebenfalls in Tabelle 4 angegeben.
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Die
in Tabelle 4 angegebenen Messergebnisse haben gezeigt, dass in der
Keramikzusammensetzung der vorliegenden Erfindung der lineare Expansionskoeffizient
im Bereich von 80 × 10–7/°C bis 130 × 10–7/°C durch Änderung
der Sinterbedingungen in der gleichen Zusammensetzung steuerbar
ist.