ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末
【課題】本発明は、ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関する。
【解決手段】本発明によるペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、を含む。
【解決手段】本発明によるペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、を含む。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関し、より具体的には、優れた結晶性を有し、平均粒径が小さいペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電気・電子機器産業における高機能化と軽薄短小化に伴い、電子部品においても小型、高機能・低コスト化が求められている。特に、ＣＰＵの高速化、機器の小型・軽量化、デジタル化及び高機能化が進んでおり、積層セラミックキャパシタ（Ｍｕｌｔｉ Ｌａｙｅｒ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｃａｐａｃｉｔｏｒ、以下「ＭＬＣＣ」）においても小型化、薄層化、高容量化、高周波領域における低インピーダンス化などの特性を具現するための研究が活発に行われている。
【０００３】
積層セラミックキャパシタの誘電体層として使用されるペロブスカイト粉末は、主に固相法又は共沈法などを用いて製造されてきた。しかし、これらの方法は高温のか焼工程で結晶相を成すことから、高温のか焼工程及び粉砕工程が必要であり、粒径が均一ではないという短所を有する。
【０００４】
最近では、積層セラミックキャパシタの小型化及び高容量化を進めるために、積層セラミックキャパシタを構成する誘電体層の薄層化が求められている。誘電体層が薄層化された場合、ペロブスカイト粉末の粒径が大きいと、誘電体層の表面粗さが増加し、ショート率が増加して絶縁抵抗不良が発生することがある。
【０００５】
そのため、より優れた特性のペロブスカイト粉末を得ることが可能な水熱合成法や金属アルコキシドの加水分解法を用いた粉末合成法について多くの研究が行われている。
【０００６】
水熱合成法は、球状の結晶性チタン酸バリウムが直接に得られるという長所があるが、反応器の設計及び維持が難しく、製造コストが高いという短所を有する。また、最近では、水熱合成法により製造されたチタン酸バリウムの粒子の内部に酸素空孔（ｏｘｙｇｅｎ ｖａｃａｎｃｙ）及びバリウム空孔（ｂａｒｉｕｍ ｖａｃａｎｃｙ）のような欠陥があり、これらが熱処理時に気孔（ｐｏｒｅ）となり誘電特性を劣化させると報告されている。
【０００７】
一方、金属アルコキシドの加水分解反応を用いたチタン酸バリウムの合成法は出発物質が液状であり、水熱合成より反応性が優れるため、比較的低温で合成が可能であるという長所を有する。しかし、出発物質としてアルコキシド試薬を用いるとコストが高くなり、アルコール溶媒の使用などにおいて合成温度などの工程条件がややこしいため、その量産に様々な制約がつくという問題点もある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、優れた結晶性を有し、平均粒径が小さいペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明はＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、を含むＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法を提供する。
【００１０】
上記シード結晶を形成する段階は、５秒〜１０分間行われることができる。
【００１１】
上記シード結晶を形成する段階は、３００℃〜５００℃の温度及び５０〜３００の気圧下で行われることができる。
【００１２】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４になるように行われることができる。
【００１３】
上記粒成長させる段階は、１５０℃〜３００℃の温度で行われることができる。
【００１４】
上記粒成長させる段階は、２時間〜１００時間行われることができる。
【００１５】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０であることができる。
【００１６】
上記Ａサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質であることができる。
【００１７】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質であることができる。
【００１８】
又は、上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、ゾル形態の物質であることができる。
【００１９】
上記Ａサイトに該当する元素は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ及びＬａから成る群から選択される１種以上であることができる。
【００２０】
上記Ｂサイトに該当する元素は、Ｔｉ及びＺｒから成る群から選択される１種以上であることができる。
【００２１】
本発明は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成し、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を提供する。
【００２２】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４であることができる。
【００２３】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０であることができる。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によると、シード結晶は超臨界水の条件で形成されることができる。超臨界水の条件によると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末のシード結晶が急速に形成され、結晶性の高いシード結晶を形成することができる。結晶性の高いシード結晶は配置式反応により徐々に粒成長することができる。
【００２５】
本発明によると、結晶性に優れたシード結晶を粒成長させて最終粉末を形成でき、最終粉末の粒子サイズにかかわらず高結晶性のセラミック粉末を製造することができる。
【００２６】
本発明により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、積層セラミックキャパシタの誘電体層に使用する場合に薄膜の誘電体層を形成でき、積層セラミックキャパシタの電気的特性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造に使用できる製造装置の構成を概略的に示す図面である。
【図２ａ】比較例及び実施例２によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図２ｂ】比較例及び実施例２によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図３ａ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図３ｂ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図４ａ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ，Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）の写真である。
【図４ｂ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ，Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
本発明は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関する。
【００２９】
本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法を利用すると、超臨界水を用いた連続式反応によりシード結晶が形成され、上記シード結晶が配置式反応により粒成長することができる。このような方法により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、平均粒径が小さく結晶性に優れた特徴を有することができる。
【００３０】
以下、添付された図面を参照し、本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法について説明する。後述するＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法により、本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の特徴がより明確になる。
【００３１】
本発明の一実施形態は当業界において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供される。従って、図面における要素の形状及びサイズなどはより明確な説明のために誇張されることがあり、図面上の同一の符号で表示される要素は同一の要素である。また、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形でき、本発明の範囲は以下で説明する実施形態のみに限定されるものではない。
【００３２】
図１に本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造に使用できる製造装置の構成を概略的に示す。
【００３３】
本発明の一実施形態によると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を形成するための原料は、各原料供給部１１０、１２０、１３０から供給されることができる。
【００３４】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイト（Ａ−ｓｉｔｅ）に該当する元素の化合物（以下、「Ａ元素の原料」ともいう）は第１原料供給部１１０に収容され、第１原料供給部１１０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。
【００３５】
上記Ａサイトに該当する元素（以下、「Ａ元素」ともいう）は、アルカリ土類金属又は希土類元素であることができる。これに制限されるものではないが、具体例としては、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ又はＬａなどが挙げられ、２種以上の元素を使用できる。
【００３６】
上記Ａ元素の原料は、Ａ元素を含む塩（ｓａｌｔ）形態の物質であることができる。より具体的には、Ａ元素がＢａの場合は、硝酸バリウム、塩化バリウム又は水酸化バリウムなどの水溶性塩を用いることができる。上記塩形態の物質は水溶液の状態で第１原料供給部に収容され得る。上記水酸化バリウム以外の硝酸バリウム又は塩化バリウムは、アルカリ性の水溶液を用いて中和してから使用できる。上記アルカリ性水溶液は、ＬｉＯＨ、ＮａＯＨ、ＫＯＨ、ＮＨ４ＯＨ、Ｂａ（ＯＨ）２などを用いることができる。
【００３７】
上記Ａ元素の原料は、これに制限されるものではないが、濃度０．１Ｍ〜２Ｍであることができる。
【００３８】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ｂサイト（Ｂ−ｓｉｔｅ）に該当する元素の化合物（以下、「Ｂ元素の原料」ともいう）は、第２原料供給部１２０に収容され、第２原料供給部１２０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。
【００３９】
上記Ｂサイトに該当する元素（以下、「Ｂ元素」ともいう）は転移金属であることができ、これに制限されるものではないが、例えば、Ｔｉ又はＺｒなどがあり、２種以上の元素を使用できる。
【００４０】
上記Ｂ元素の原料は、Ｂ元素を含む塩（ｓａｌｔ）形態の物質であることができる。これに制限されるものではないが、例えば、Ｂ元素がＴｉの場合は、チタニウムテトラクロライド（ＴｉＣｌ４）などのチタニウム塩を用いることができ、Ｂ元素がＺｒの場合には、ジルコニウムオキシクロライド（ＺｒＯＣｌ２）などのジルコニウム塩を用いることができる。上記塩形態の物質は水溶液の状態で第２原料供給部に収容され得る。上記Ｂ元素の原料は、これに制限されるものではないが、濃度０．０５Ｍ〜２Ｍであることができる。
【００４１】
また、Ｂ元素の原料は、Ｂ元素を含むゾル形態の物質であることができる。これに制限されるものではないが、例えば、二酸化チタンゾル又はシュウ酸ジルコニウムゾルを用いることができる。Ｂ元素の原料がゾル形態であると、反応性が向上し、より優れた結晶性を有するセラミック粉末を製造できるようになる。
【００４２】
第３原料供給部１３０には蒸留水が収容され得、上記蒸留水は上記第３原料供給部１３０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。上記反応管に供給された蒸留水は第１ヒーター１６０により加熱され、超臨界水となることができる。
【００４３】
上記第１及び第２原料供給部１１０、１２０から送られたＡ元素の原料とＢ元素の原料は、反応管で超臨界水と接触して連続式で混合されることができる。ここで、連続式で混合されるということは、反応管に沿って流れながら混合される過程のことと理解できる。よって以下において、Ａ元素の原料とＢ元素の原料が超臨界水と連続式で混合される過程は連続式反応とも言える。
【００４４】
上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料が上記超臨界水と連続式で混合されながらシード結晶を形成するようになる。
【００４５】
Ａ元素の原料とＢ元素の原料は、超臨界水と同時に混合されることが好ましい。Ａ元素の原料とＢ元素の原料は常温でも反応できるが、このような場合、常温で生成されたシード結晶は以後の粒子成長を妨げる要因となる。従って、Ａ元素の原料とＢ元素の原料は超臨界水との反応直前に混合されることが好ましい。
【００４６】
超臨界水の条件下では、塩の溶解度が急激に減少して、Ａ元素の原料とＢ元素の原料からＡ及びＢの元素が急速に析出され、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末になろうとする駆動力が非常に大きくなる。これにより、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末のシード結晶が急速に形成され、結晶性の高いシード結晶を形成できるようになる。
【００４７】
また、超臨界水が昇温過程で亜臨界領域を経ると、亜臨界領域でシード結晶が生成され、粒成長が起こることがある。このような場合、急激なシード結晶による欠陥の減少及び超微粒子の合成といった超臨界水の長所を生かすことができなくなる。従って、超臨界領域では、上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料が超臨界水と混合されることが好ましい。
【００４８】
上記連続式反応は反応管に沿って流れながら行われ、その反応時間は数秒〜数十秒と短い。上記反応時間は反応管の長さ及び原料が流れる速度に応じて調節できる。これに制限されるものではないが、上記連続式反応の反応時間は５秒〜１０分であることができる。
【００４９】
上記連続式反応の温度は超臨界の条件であることが好ましく、例えば、３００℃〜５００℃であることができる。また、連続式反応は５０〜３００の気圧下で行われることができる。
【００５０】
上記連続式反応により形成されるシード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであることができる。上記シード結晶は超臨界の条件で急速に生成されたもので、シード結晶内にＯＨ欠陥が少なく、結晶性が高いという特徴を有する。上記シード結晶の結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００１〜１．００４であることができる。
【００５１】
上記連続式反応により形成されたシード結晶は反応管に沿って配置式反応器２１０に投入されることができる。上記配置式反応器２１０にはインペラ２２０が装着されることができる。上記配置式反応器２１０において、シード結晶は長時間攪拌されて所望の粒子サイズに粒成長することができる。以下において、シード結晶が配置式反応器で所定の時間混合される過程を配置式反応とも言う。
【００５２】
連続式反応によって反応液が反応管を流れる構造では、粒成長のための十分な時間を確保することが困難である。そのため、本発明の一実施形態では、連続式反応による反応物を配置式反応器に投入し、配置式反応器で所定の時間粒成長を行う。
【００５３】
上記配置式反応器２１０には第２ヒーター２３０が装着されることができ、上記ヒーターにより配置式反応の温度を調節できる。
【００５４】
上記配置式反応は１５０℃〜３００℃の温度で行われることができる。
【００５５】
上記配置式反応は、所望の粒子サイズを得るために数時間行われることができる。これに制限されるものではないが、配置式反応の反応時間としては、例えば、２時間〜１００時間行われることができる。
【００５６】
上記のシード結晶の粒成長が完了すると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末が得られる。上記ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の平均粒径は５０ｎｍ〜１５０ｎｍであることができる。上記配置式反応の反応時間及び反応温度を調節し最終粉末の平均粒径を調節できる。
【００５７】
本実施形態によると、結晶性に優れたシード結晶を粒成長させて最終粉末を形成でき、粒子サイズにかかわらず高結晶性のセラミック粉末を製造することができる。これに制限されるものではないが、例えば、上記最終粉末の結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００５〜１．０１０、より好ましくは、１．００７５〜１．０１０であってもよい。
【００５８】
上記配置式反応が完了すると、沈殿物溶液をろ過させ、洗浄し乾燥することでペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を得ることができる。
【００５９】
一般的に、ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は微粒化されると結晶性が減少するが、本発明の一実施形態によると、微粒化されながら結晶性に優れたペロブスカイト構造のセラミック粉末を得ることができる。
【００６０】
本発明の一実施形態によるセラミック粉末は、連続式反応によりシード結晶を形成し、上記シード結晶が配置式反応により粒成長したものである。上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４であることができる。上記配置式反応により粒成長した最終粉末の平均粒径は５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００５〜１．０１０であることができる。
【００６１】
本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の具体的な種類は上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料によって調節され、これに制限されるものではないが、例えば、ＢａＴｉＯ３、（ＢａＣａ）ＴｉＯ３、（ＢａＣａ）（ＴｉＺｒ）Ｏ３又はＢａ（ＴｉＺｒ）Ｏ３、ＣａＴｉＯ３、又はＣａ（ＴｉＺｒ）Ｏ３が挙げられる。
【００６２】
本発明の一実施形態により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は積層セラミックキャパシタの誘電体層として使用できる。本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、平均粒径が小さく、結晶性に優れることから薄膜の誘電体層を形成できる。これにより、誘電体層の表面粗さが小さくなりショート発生率が減少し、絶縁抵抗などの電気的特性が向上する。
【実施例】
【００６３】
以下、実施例及び比較例を通じて本発明をより詳細に説明するが、これは発明の具体的な理解を助けるためであり、本発明の範囲が実施例により限定されるものではない。
【００６４】
実施例１及び実施例２
濃度０．１Ｍの水酸化バリウム水溶液とＴｉＯ２ゾルをそれぞれの供給部に貯蔵した後、ポンプを介して反応管に流入し、反応管内で超臨界水と混合させてシード結晶を生成した。上記連続式反応は、それぞれ３５１℃、２６３気圧（ａｔｍ）（実施例１）及び４００℃、２３２気圧（ａｔｍ）（実施例２）で施した。その後、上記シード結晶を配置式反応器で２４時間反応させ、８０ｎｍのＢａＴｉＯ３の最終粉末を製造した。
【００６５】
比較例
濃度０．１Ｍの水酸化バリウム水溶液とＴｉＯ２ゾルを９５℃、１気圧（ａｔｍ）で蒸留水と混合させてシード結晶を生成した。その後、上記シード結晶を配置式反応器で２４時間反応させ、８０ｎｍのＢａＴｉＯ３の最終粉末を製造した。
【００６６】
上記実施例及び比較例によるシード結晶及びＢａＴｉＯ３の最終粉末の特性を測定し、その結果を下記表１に示した。
【００６７】
【表１】
【００６８】
表１を参照すると、実施例１及び２によるシード結晶は超臨界の条件で合成され、サイズに比べて結晶性が非常に高いことが分かる。また、このようなシード結晶を用いて８０ｎｍの粉末で粒成長させた場合、最終粉末の結晶性も高いことが確認された。一方、比較例によるシード結晶は格子における結合が大きく、結晶性が低いことが分かった。
【００６９】
図２ａ及び図２ｂは、上記比較例（図２ａ）及び実施例２（図２ｂ）によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡の写真であり、図３ａ及び図３ｂは、上記比較例（図３ａ）及び実施例２（図３ｂ）による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡の写真である。
【００７０】
図４ａ及び図４ｂは、上記比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡の写真である。
【００７１】
図４ａを参照すると、比較例による最終粉末には気孔（ｐｏｒｅ）が多く存在するが、図４ｂを参照すると、実施例２による最終粉末には気孔（ｐｏｒｅ）が存在しないことが分かった。
【００７２】
本発明は、上述した実施形態及び添付された図面によって限定されるものではなく、添付の請求範囲によって限定しようとするものである。従って、請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を外れない範囲内で、当該技術分野の通常の知識を有する者によって多様な形態の置換、変形及び変更が可能であり、これも本発明の範囲に属すると言える。
【符号の説明】
【００７３】
１１０、１２０、１３０ 第１〜第３原料供給部
１４０ ポンプ
１６０ 第１ヒーター
２１０ 配置式反応器
２２０ インペラ
２３０ 第２ヒーター
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関し、より具体的には、優れた結晶性を有し、平均粒径が小さいペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、電気・電子機器産業における高機能化と軽薄短小化に伴い、電子部品においても小型、高機能・低コスト化が求められている。特に、ＣＰＵの高速化、機器の小型・軽量化、デジタル化及び高機能化が進んでおり、積層セラミックキャパシタ（Ｍｕｌｔｉ Ｌａｙｅｒ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｃａｐａｃｉｔｏｒ、以下「ＭＬＣＣ」）においても小型化、薄層化、高容量化、高周波領域における低インピーダンス化などの特性を具現するための研究が活発に行われている。
【０００３】
積層セラミックキャパシタの誘電体層として使用されるペロブスカイト粉末は、主に固相法又は共沈法などを用いて製造されてきた。しかし、これらの方法は高温のか焼工程で結晶相を成すことから、高温のか焼工程及び粉砕工程が必要であり、粒径が均一ではないという短所を有する。
【０００４】
最近では、積層セラミックキャパシタの小型化及び高容量化を進めるために、積層セラミックキャパシタを構成する誘電体層の薄層化が求められている。誘電体層が薄層化された場合、ペロブスカイト粉末の粒径が大きいと、誘電体層の表面粗さが増加し、ショート率が増加して絶縁抵抗不良が発生することがある。
【０００５】
そのため、より優れた特性のペロブスカイト粉末を得ることが可能な水熱合成法や金属アルコキシドの加水分解法を用いた粉末合成法について多くの研究が行われている。
【０００６】
水熱合成法は、球状の結晶性チタン酸バリウムが直接に得られるという長所があるが、反応器の設計及び維持が難しく、製造コストが高いという短所を有する。また、最近では、水熱合成法により製造されたチタン酸バリウムの粒子の内部に酸素空孔（ｏｘｙｇｅｎ ｖａｃａｎｃｙ）及びバリウム空孔（ｂａｒｉｕｍ ｖａｃａｎｃｙ）のような欠陥があり、これらが熱処理時に気孔（ｐｏｒｅ）となり誘電特性を劣化させると報告されている。
【０００７】
一方、金属アルコキシドの加水分解反応を用いたチタン酸バリウムの合成法は出発物質が液状であり、水熱合成より反応性が優れるため、比較的低温で合成が可能であるという長所を有する。しかし、出発物質としてアルコキシド試薬を用いるとコストが高くなり、アルコール溶媒の使用などにおいて合成温度などの工程条件がややこしいため、その量産に様々な制約がつくという問題点もある。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、優れた結晶性を有し、平均粒径が小さいペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
本発明はＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、を含むＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法を提供する。
【００１０】
上記シード結晶を形成する段階は、５秒〜１０分間行われることができる。
【００１１】
上記シード結晶を形成する段階は、３００℃〜５００℃の温度及び５０〜３００の気圧下で行われることができる。
【００１２】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４になるように行われることができる。
【００１３】
上記粒成長させる段階は、１５０℃〜３００℃の温度で行われることができる。
【００１４】
上記粒成長させる段階は、２時間〜１００時間行われることができる。
【００１５】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０であることができる。
【００１６】
上記Ａサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質であることができる。
【００１７】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質であることができる。
【００１８】
又は、上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、ゾル形態の物質であることができる。
【００１９】
上記Ａサイトに該当する元素は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ及びＬａから成る群から選択される１種以上であることができる。
【００２０】
上記Ｂサイトに該当する元素は、Ｔｉ及びＺｒから成る群から選択される１種以上であることができる。
【００２１】
本発明は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成し、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を提供する。
【００２２】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４であることができる。
【００２３】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０であることができる。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によると、シード結晶は超臨界水の条件で形成されることができる。超臨界水の条件によると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末のシード結晶が急速に形成され、結晶性の高いシード結晶を形成することができる。結晶性の高いシード結晶は配置式反応により徐々に粒成長することができる。
【００２５】
本発明によると、結晶性に優れたシード結晶を粒成長させて最終粉末を形成でき、最終粉末の粒子サイズにかかわらず高結晶性のセラミック粉末を製造することができる。
【００２６】
本発明により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、積層セラミックキャパシタの誘電体層に使用する場合に薄膜の誘電体層を形成でき、積層セラミックキャパシタの電気的特性を向上させることができる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造に使用できる製造装置の構成を概略的に示す図面である。
【図２ａ】比較例及び実施例２によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図２ｂ】比較例及び実施例２によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図３ａ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図３ｂ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ，ｓｃａｎｎｉｎｇ ｅｌｅｃｔｒｏｎ ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｅ）の写真である。
【図４ａ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ，Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）の写真である。
【図４ｂ】比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ，Ｓｃａｎｎｉｎｇ Ｔｒａｎｓｍｉｓｓｉｏｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ）の写真である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
本発明は、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法及びこれにより製造されたペロブスカイト構造を有するセラミック粉末に関する。
【００２９】
本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法を利用すると、超臨界水を用いた連続式反応によりシード結晶が形成され、上記シード結晶が配置式反応により粒成長することができる。このような方法により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、平均粒径が小さく結晶性に優れた特徴を有することができる。
【００３０】
以下、添付された図面を参照し、本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法について説明する。後述するＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法により、本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の特徴がより明確になる。
【００３１】
本発明の一実施形態は当業界において平均的な知識を有する者に本発明をさらに完全に説明するために提供される。従って、図面における要素の形状及びサイズなどはより明確な説明のために誇張されることがあり、図面上の同一の符号で表示される要素は同一の要素である。また、本発明の実施形態は、様々な他の形態に変形でき、本発明の範囲は以下で説明する実施形態のみに限定されるものではない。
【００３２】
図１に本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造に使用できる製造装置の構成を概略的に示す。
【００３３】
本発明の一実施形態によると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を形成するための原料は、各原料供給部１１０、１２０、１３０から供給されることができる。
【００３４】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイト（Ａ−ｓｉｔｅ）に該当する元素の化合物（以下、「Ａ元素の原料」ともいう）は第１原料供給部１１０に収容され、第１原料供給部１１０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。
【００３５】
上記Ａサイトに該当する元素（以下、「Ａ元素」ともいう）は、アルカリ土類金属又は希土類元素であることができる。これに制限されるものではないが、具体例としては、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ又はＬａなどが挙げられ、２種以上の元素を使用できる。
【００３６】
上記Ａ元素の原料は、Ａ元素を含む塩（ｓａｌｔ）形態の物質であることができる。より具体的には、Ａ元素がＢａの場合は、硝酸バリウム、塩化バリウム又は水酸化バリウムなどの水溶性塩を用いることができる。上記塩形態の物質は水溶液の状態で第１原料供給部に収容され得る。上記水酸化バリウム以外の硝酸バリウム又は塩化バリウムは、アルカリ性の水溶液を用いて中和してから使用できる。上記アルカリ性水溶液は、ＬｉＯＨ、ＮａＯＨ、ＫＯＨ、ＮＨ４ＯＨ、Ｂａ（ＯＨ）２などを用いることができる。
【００３７】
上記Ａ元素の原料は、これに制限されるものではないが、濃度０．１Ｍ〜２Ｍであることができる。
【００３８】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ｂサイト（Ｂ−ｓｉｔｅ）に該当する元素の化合物（以下、「Ｂ元素の原料」ともいう）は、第２原料供給部１２０に収容され、第２原料供給部１２０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。
【００３９】
上記Ｂサイトに該当する元素（以下、「Ｂ元素」ともいう）は転移金属であることができ、これに制限されるものではないが、例えば、Ｔｉ又はＺｒなどがあり、２種以上の元素を使用できる。
【００４０】
上記Ｂ元素の原料は、Ｂ元素を含む塩（ｓａｌｔ）形態の物質であることができる。これに制限されるものではないが、例えば、Ｂ元素がＴｉの場合は、チタニウムテトラクロライド（ＴｉＣｌ４）などのチタニウム塩を用いることができ、Ｂ元素がＺｒの場合には、ジルコニウムオキシクロライド（ＺｒＯＣｌ２）などのジルコニウム塩を用いることができる。上記塩形態の物質は水溶液の状態で第２原料供給部に収容され得る。上記Ｂ元素の原料は、これに制限されるものではないが、濃度０．０５Ｍ〜２Ｍであることができる。
【００４１】
また、Ｂ元素の原料は、Ｂ元素を含むゾル形態の物質であることができる。これに制限されるものではないが、例えば、二酸化チタンゾル又はシュウ酸ジルコニウムゾルを用いることができる。Ｂ元素の原料がゾル形態であると、反応性が向上し、より優れた結晶性を有するセラミック粉末を製造できるようになる。
【００４２】
第３原料供給部１３０には蒸留水が収容され得、上記蒸留水は上記第３原料供給部１３０に連結されたポンプ１４０を介して反応管に送られることができる。上記反応管に供給された蒸留水は第１ヒーター１６０により加熱され、超臨界水となることができる。
【００４３】
上記第１及び第２原料供給部１１０、１２０から送られたＡ元素の原料とＢ元素の原料は、反応管で超臨界水と接触して連続式で混合されることができる。ここで、連続式で混合されるということは、反応管に沿って流れながら混合される過程のことと理解できる。よって以下において、Ａ元素の原料とＢ元素の原料が超臨界水と連続式で混合される過程は連続式反応とも言える。
【００４４】
上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料が上記超臨界水と連続式で混合されながらシード結晶を形成するようになる。
【００４５】
Ａ元素の原料とＢ元素の原料は、超臨界水と同時に混合されることが好ましい。Ａ元素の原料とＢ元素の原料は常温でも反応できるが、このような場合、常温で生成されたシード結晶は以後の粒子成長を妨げる要因となる。従って、Ａ元素の原料とＢ元素の原料は超臨界水との反応直前に混合されることが好ましい。
【００４６】
超臨界水の条件下では、塩の溶解度が急激に減少して、Ａ元素の原料とＢ元素の原料からＡ及びＢの元素が急速に析出され、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末になろうとする駆動力が非常に大きくなる。これにより、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末のシード結晶が急速に形成され、結晶性の高いシード結晶を形成できるようになる。
【００４７】
また、超臨界水が昇温過程で亜臨界領域を経ると、亜臨界領域でシード結晶が生成され、粒成長が起こることがある。このような場合、急激なシード結晶による欠陥の減少及び超微粒子の合成といった超臨界水の長所を生かすことができなくなる。従って、超臨界領域では、上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料が超臨界水と混合されることが好ましい。
【００４８】
上記連続式反応は反応管に沿って流れながら行われ、その反応時間は数秒〜数十秒と短い。上記反応時間は反応管の長さ及び原料が流れる速度に応じて調節できる。これに制限されるものではないが、上記連続式反応の反応時間は５秒〜１０分であることができる。
【００４９】
上記連続式反応の温度は超臨界の条件であることが好ましく、例えば、３００℃〜５００℃であることができる。また、連続式反応は５０〜３００の気圧下で行われることができる。
【００５０】
上記連続式反応により形成されるシード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであることができる。上記シード結晶は超臨界の条件で急速に生成されたもので、シード結晶内にＯＨ欠陥が少なく、結晶性が高いという特徴を有する。上記シード結晶の結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００１〜１．００４であることができる。
【００５１】
上記連続式反応により形成されたシード結晶は反応管に沿って配置式反応器２１０に投入されることができる。上記配置式反応器２１０にはインペラ２２０が装着されることができる。上記配置式反応器２１０において、シード結晶は長時間攪拌されて所望の粒子サイズに粒成長することができる。以下において、シード結晶が配置式反応器で所定の時間混合される過程を配置式反応とも言う。
【００５２】
連続式反応によって反応液が反応管を流れる構造では、粒成長のための十分な時間を確保することが困難である。そのため、本発明の一実施形態では、連続式反応による反応物を配置式反応器に投入し、配置式反応器で所定の時間粒成長を行う。
【００５３】
上記配置式反応器２１０には第２ヒーター２３０が装着されることができ、上記ヒーターにより配置式反応の温度を調節できる。
【００５４】
上記配置式反応は１５０℃〜３００℃の温度で行われることができる。
【００５５】
上記配置式反応は、所望の粒子サイズを得るために数時間行われることができる。これに制限されるものではないが、配置式反応の反応時間としては、例えば、２時間〜１００時間行われることができる。
【００５６】
上記のシード結晶の粒成長が完了すると、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末が得られる。上記ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の平均粒径は５０ｎｍ〜１５０ｎｍであることができる。上記配置式反応の反応時間及び反応温度を調節し最終粉末の平均粒径を調節できる。
【００５７】
本実施形態によると、結晶性に優れたシード結晶を粒成長させて最終粉末を形成でき、粒子サイズにかかわらず高結晶性のセラミック粉末を製造することができる。これに制限されるものではないが、例えば、上記最終粉末の結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００５〜１．０１０、より好ましくは、１．００７５〜１．０１０であってもよい。
【００５８】
上記配置式反応が完了すると、沈殿物溶液をろ過させ、洗浄し乾燥することでペロブスカイト構造を有するセラミック粉末を得ることができる。
【００５９】
一般的に、ペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は微粒化されると結晶性が減少するが、本発明の一実施形態によると、微粒化されながら結晶性に優れたペロブスカイト構造のセラミック粉末を得ることができる。
【００６０】
本発明の一実施形態によるセラミック粉末は、連続式反応によりシード結晶を形成し、上記シード結晶が配置式反応により粒成長したものである。上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４であることができる。上記配置式反応により粒成長した最終粉末の平均粒径は５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）は１．００５〜１．０１０であることができる。
【００６１】
本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の具体的な種類は上記Ａ元素の原料とＢ元素の原料によって調節され、これに制限されるものではないが、例えば、ＢａＴｉＯ３、（ＢａＣａ）ＴｉＯ３、（ＢａＣａ）（ＴｉＺｒ）Ｏ３又はＢａ（ＴｉＺｒ）Ｏ３、ＣａＴｉＯ３、又はＣａ（ＴｉＺｒ）Ｏ３が挙げられる。
【００６２】
本発明の一実施形態により製造されたＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は積層セラミックキャパシタの誘電体層として使用できる。本発明の一実施形態によるＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末は、平均粒径が小さく、結晶性に優れることから薄膜の誘電体層を形成できる。これにより、誘電体層の表面粗さが小さくなりショート発生率が減少し、絶縁抵抗などの電気的特性が向上する。
【実施例】
【００６３】
以下、実施例及び比較例を通じて本発明をより詳細に説明するが、これは発明の具体的な理解を助けるためであり、本発明の範囲が実施例により限定されるものではない。
【００６４】
実施例１及び実施例２
濃度０．１Ｍの水酸化バリウム水溶液とＴｉＯ２ゾルをそれぞれの供給部に貯蔵した後、ポンプを介して反応管に流入し、反応管内で超臨界水と混合させてシード結晶を生成した。上記連続式反応は、それぞれ３５１℃、２６３気圧（ａｔｍ）（実施例１）及び４００℃、２３２気圧（ａｔｍ）（実施例２）で施した。その後、上記シード結晶を配置式反応器で２４時間反応させ、８０ｎｍのＢａＴｉＯ３の最終粉末を製造した。
【００６５】
比較例
濃度０．１Ｍの水酸化バリウム水溶液とＴｉＯ２ゾルを９５℃、１気圧（ａｔｍ）で蒸留水と混合させてシード結晶を生成した。その後、上記シード結晶を配置式反応器で２４時間反応させ、８０ｎｍのＢａＴｉＯ３の最終粉末を製造した。
【００６６】
上記実施例及び比較例によるシード結晶及びＢａＴｉＯ３の最終粉末の特性を測定し、その結果を下記表１に示した。
【００６７】
【表１】
【００６８】
表１を参照すると、実施例１及び２によるシード結晶は超臨界の条件で合成され、サイズに比べて結晶性が非常に高いことが分かる。また、このようなシード結晶を用いて８０ｎｍの粉末で粒成長させた場合、最終粉末の結晶性も高いことが確認された。一方、比較例によるシード結晶は格子における結合が大きく、結晶性が低いことが分かった。
【００６９】
図２ａ及び図２ｂは、上記比較例（図２ａ）及び実施例２（図２ｂ）によるシード結晶を撮影した走査型電子顕微鏡の写真であり、図３ａ及び図３ｂは、上記比較例（図３ａ）及び実施例２（図３ｂ）による最終粉末を撮影した走査型電子顕微鏡の写真である。
【００７０】
図４ａ及び図４ｂは、上記比較例及び実施例２による最終粉末を撮影した走査型透過電子顕微鏡の写真である。
【００７１】
図４ａを参照すると、比較例による最終粉末には気孔（ｐｏｒｅ）が多く存在するが、図４ｂを参照すると、実施例２による最終粉末には気孔（ｐｏｒｅ）が存在しないことが分かった。
【００７２】
本発明は、上述した実施形態及び添付された図面によって限定されるものではなく、添付の請求範囲によって限定しようとするものである。従って、請求の範囲に記載された本発明の技術的思想を外れない範囲内で、当該技術分野の通常の知識を有する者によって多様な形態の置換、変形及び変更が可能であり、これも本発明の範囲に属すると言える。
【符号の説明】
【００７３】
１１０、１２０、１３０ 第１〜第３原料供給部
１４０ ポンプ
１６０ 第１ヒーター
２１０ 配置式反応器
２２０ インペラ
２３０ 第２ヒーター
【特許請求の範囲】
【請求項１】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、
上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、
を含む、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項２】
上記シード結晶を形成する段階は５秒〜１０分間行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項３】
上記シード結晶を形成する段階は３００℃〜５００℃の温度及び５０〜３００の気圧下で行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項４】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４になるように行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項５】
上記粒成長させる段階は、１５０℃〜３００℃の温度で行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項６】
上記粒成長させる段階は、２時間〜１００時間行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項７】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項８】
上記Ａサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項９】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１０】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、ゾル形態の物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１１】
上記Ａサイトに該当する元素は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ及びＬａから成る群から選択される１種以上である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１２】
上記Ｂサイトに該当する元素は、Ｔｉ及びＺｒから成る群から選択される１種以上である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１３】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成し、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させた、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【請求項１４】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４である、請求項１３に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【請求項１５】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０である、請求項１３に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【請求項１】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成する段階と、
上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させる段階と、
を含む、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項２】
上記シード結晶を形成する段階は５秒〜１０分間行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項３】
上記シード結晶を形成する段階は３００℃〜５００℃の温度及び５０〜３００の気圧下で行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項４】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４になるように行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項５】
上記粒成長させる段階は、１５０℃〜３００℃の温度で行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項６】
上記粒成長させる段階は、２時間〜１００時間行われる、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項７】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項８】
上記Ａサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項９】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、塩形態の水溶性物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１０】
上記Ｂサイトに該当する元素の化合物は、ゾル形態の物質である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１１】
上記Ａサイトに該当する元素は、Ｍｇ、Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ及びＬａから成る群から選択される１種以上である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１２】
上記Ｂサイトに該当する元素は、Ｔｉ及びＺｒから成る群から選択される１種以上である、請求項１に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末の製造方法。
【請求項１３】
ＡＢＯ３のペロブスカイト構造において、上記Ａサイトに該当する元素の化合物と上記Ｂサイトに該当する元素の化合物を超臨界水と連続式で混合してシード結晶を形成し、上記シード結晶を配置式で混合して粒成長させた、ＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【請求項１４】
上記シード結晶は、平均粒径が３ｎｍ〜２０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００１〜１．００４である、請求項１３に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【請求項１５】
上記粒成長したセラミック粉末は、平均粒径が５０ｎｍ〜１５０ｎｍであり、結晶軸比（ｃ／ａ）が１．００５〜１．０１０である、請求項１３に記載のＡＢＯ３のペロブスカイト構造を有するセラミック粉末。
【図１】
【図２ａ】
【図２ｂ】
【図３ａ】
【図３ｂ】
【図４ａ】
【図４ｂ】
【図２ａ】
【図２ｂ】
【図３ａ】
【図３ｂ】
【図４ａ】
【図４ｂ】
【公開番号】特開２０１２−１８０２６９（Ｐ２０１２−１８０２６９Ａ）
【公開日】平成２４年９月２０日（２０１２．９．２０）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−４６３５２（Ｐ２０１２−４６３５２）
【出願日】平成２４年３月２日（２０１２．３．２）
【出願人】（５９４０２３７２２）サムソン エレクトロ−メカニックス カンパニーリミテッド． (1,585)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２４年９月２０日（２０１２．９．２０）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年３月２日（２０１２．３．２）
【出願人】（５９４０２３７２２）サムソン エレクトロ−メカニックス カンパニーリミテッド． (1,585)
【Ｆターム（参考）】
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