JP5316545B2 - ガラスセラミック組成物およびガラスセラミック基板 - Google Patents

Description

この発明は、低温での焼成が可能なようにガラス成分を含むガラスセラミック組成物、およびそれを用いて構成されるガラスセラミック基板に関するものである。

電子機器の小型化を可能にする有効な手段の１つとして、電子機器において多機能電子部品を用いることが行なわれている。多機能電子部品としては、たとえばセラミック多層モジュールがある。

セラミック多層モジュールは、積層型セラミック基板を備えている。積層型セラミック基板の内部には、電気的接続機能を果たしたりコンデンサやインダクタなどの受動素子を構成したりするための配線導体が内蔵され、また、積層型セラミック基板上には、種々の電子部品が搭載される。

このようなことから、セラミック多層モジュールは、小型でありながら、多機能化を図ることができ、これを用いることによって、電子機器の小型化が可能になる。

また、電子機器に対しては、上述したような小型化に加えて、高周波化に対する要望も高まっている。このような背景の下、高周波領域で用いられるセラミック多層モジュールにあっては、そこに備える積層型セラミック基板が高周波特性に優れていることが望まれる。より具体的には、積層型セラミック基板において積層構造を与える絶縁性セラミック層を構成する絶縁性セラミック焼結体が高周波特性に優れていることが望まれる。

このような要望を満たし得る絶縁性セラミック焼結体を得るための絶縁体セラミック組成物として、たとえば特開２００８−３７７３９号公報（特許文献１）に記載されたものがある。

特許文献１には、フォルステライトを主成分とする第１のセラミック粉末と、チタン酸カルシウムを主成分とするセラミック粉末、チタン酸ストロンチウムを主成分とするセラミック粉末および酸化チタンを主成分とするセラミック粉末からなる群より選ばれる少なくとも１種からなる第２のセラミック粉末と、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜４５重量％、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％、および、アルミニウムをＡｌ_２Ｏ_３換算で０〜１５重量％含む、ホウケイ酸ガラス粉末とを含む、ガラスセラミック組成物が開示されている。

このガラスセラミック組成物において、上記ホウケイ酸ガラス粉末は３重量％以上を占めており、ホウケイ酸ガラス粉末には、酸化カルシウム、酸化バリウムおよび酸化ストロンチウムからなる群より選ばれる少なくとも１種の添加成分が添加されている。この添加成分の含有率を当該ホウケイ酸ガラス粉末に占める割合で表したとき、添加成分の含有率の下限は、酸化カルシウム、酸化バリウムおよび酸化ストロンチウムを、それぞれ、ＣａＯ、ＢａＯおよびＳｒＯに換算して、合計で２重量％であり、かつ、添加成分の含有率の上限は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で１５重量％であり、酸化バリウムの場合にはＢａＯ換算で２５重量％であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２５重量％である。

特許文献１に記載のガラスセラミック組成物によれば、まず、１０００℃以下の温度で焼成することができ、この焼成によって得られたガラスセラミック焼結体は、化学的安定性に優れ、比誘電率が比較的低く、Ｑ値が高く、また、共振周波数の温度係数（τ_f）が安定している。したがって、このガラスセラミック焼結体をもってセラミック基板を構成すれば、そこに備える配線導体の主成分として銅または銀を用いることができ、高周波用途に適したセラミック基板とすることができる。

しかしながら、前述の特許文献１に記載のガラスセラミック組成物は、その焼結体のＱ値が比較的低く、また、たとえば耐めっき液性といった耐薬液性に劣るという問題がある。

他方、積層型セラミック基板において、たとえばコンデンサを構成する場合、コンデンサに関連して配置されるセラミック層を構成するセラミック焼結体は高誘電率であることが望まれる。

このような要望を満たし得るセラミック焼結体を得るための高誘電率セラミック組成物として、たとえば国際公開第２００８／０１８４０８号パンフレット（特許文献２）に記載されたものがある。

特許文献２には、ＳｒＺｒＯ_３系セラミックとＬｉ_２Ｏ−ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２系ガラスとを含んで構成され、上記Ｌｉ_２Ｏ−ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２系ガラスは、全体の１〜１２重量％を占めており、かつ、Ｌｉ_２Ｏ含有量が３．５〜１５重量％、ＭｇＯ含有量が２０〜５０重量％、ＢａＯ含有量が０〜２５重量％、ＣａＯ含有量が０〜１０重量％、ＳｒＯ含有量が０〜２５重量％、Ｂ_２Ｏ_３含有量が１６〜２９重量％、ＳｉＯ_２含有量が１１〜３５重量％、ＺｎＯ含有量が５〜２０重量％、Ａｌ_２Ｏ_３含有量が０〜１５重量％であり、さらに、ＳｒＴｉＯ_３系セラミックを全体の０〜６重量％の割合で含有する、ガラスセラミック組成物が開示されている。

特許文献２に記載のガラスセラミック組成物によれば、特定の組成比を持つＬｉ_２Ｏ−ＭｇＯ−ＺｎＯ−Ｂ_２Ｏ_３−ＳｉＯ_２系ガラスがＳｒＺｒＯ_３系セラミックに対して極めて良好な濡れ性を示すので、たとえ少量の上記ガラスの添加でも、ＳｒＺｒＯ_３系セラミックの特性を維持しつつ、その低温焼結化を十分に達成することができる。したがって、このガラスセラミック組成物を焼成して得られたガラスセラミック焼結体によれば、ＳｒＺｒＯ_３系セラミックが有する高い比誘電率を維持することができる。また、このガラスセラミック組成物は、Ｍｇ_３Ｂ_２Ｏ_６やＬｉ_２ＭｇＳｉ_２Ｏ_８等の結晶相を析出する。これらの結晶相は高いＱ値を示すものであるので、その焼結体のＱ値を高めることができる。

低誘電率層、およびこの低誘電率層とともに積層される高誘電率層を備える、複合構造の積層型セラミック基板が提案されている。このような積層型セラミック基板を製造しようとするとき、誘電率の点では、低誘電率層を前述の特許文献１に記載のガラスセラミック組成物の焼結体から構成し、高誘電率層を特許文献２に記載のガラスセラミック組成物の焼結体から構成することが考えられる。

上述のような複合構造の積層型セラミック基板を製造しようとする場合、低誘電率層と高誘電率層とを共焼成する必要がある。この場合、低誘電率層と高誘電率層との間での熱膨張係数差ができるだけ小さい方が好ましい。しかしながら、前述した特許文献１に記載のガラスセラミック組成物の焼結体の熱膨張係数と特許文献２に記載のガラスセラミック組成物の焼結体の熱膨張係数との間には、比較的大きな隔たりがあり、積層型セラミック基板において、剥がれ、クラック、ポアなどの欠陥が生じる可能性が高い。

特開２００８−３７７３９号公報 国際公開第２００８／０１８４０８号パンフレット

そこで、この発明の目的は、上述した特許文献１に記載のようなガラスセラミック組成物が有する組成系において、Ｑ値を高め、かつ、耐めっき液性に優れた焼結体を得ることができる、ガラスセラミック組成物を提供しようとすることである。

この発明の他の目的は、上述のガラスセラミック組成物を焼成して得られる、ガラスセラミック基板を提供しようとすることである。

この発明のさらに他の目的は、低誘電率層と高誘電率層とを備える積層型ガラスセラミック基板を提供しようとすること、より特定的には、低誘電率層が上述のガラスセラミック組成物を用いて構成されるとき、高誘電率層を構成するのに適したガラスセラミック組成物を提供しようとすることである。

この発明は、フォルステライトからなる第１のセラミックと、チタン酸ストロンチウムおよび酸化チタンの少なくとも一方からなる第２のセラミックと、ジルコン酸バリウムからなる第３のセラミックと、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンからなる第４のセラミックと、ホウケイ酸ガラスとを含む、ガラスセラミック組成物にまず向けられるものであって、上述した技術的課題を解決するため、次のような構成を備えることを特徴としている。

すなわち、第２のセラミックの含有率は、チタン酸ストロンチウムの場合には３重量％以上かつ１３重量％以下であり、酸化チタンの場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下であり、チタン酸ストロンチウムと酸化チタンとの合計で３．５重量％以上かつ１４重量％以下であり、第３のセラミックの含有率は、４重量％以上かつ８重量％以下であり、第４のセラミックの含有率は、酸化ジルコニウムが５重量％以上かつ２０重量％以下であり、酸化マンガンが１重量％以上かつ９重量％以下であり、酸化ジルコニウムと酸化マンガンとの合計で８重量％以上かつ２５重量％以下であり、ホウケイ酸ガラスの含有率は、３重量％以上かつ２０重量％以下である。

そして、ホウケイ酸ガラスは、当該ホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる添加成分をさらに含み、添加成分の含有率を当該ホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下であることを特徴としている。

この発明は、また、上記のガラスセラミック組成物を所定形状に成形し、１０００℃以下の温度で焼成することによって得られた、ガラスセラミック基板にも向けられる。このガラスセラミック基板は、積層型であっても、単層型であってもよい。

さらに、この発明は、低誘電率層、および低誘電率層とともに積層される高誘電率層を備える、複合構造の積層型ガラスセラミック基板にも向けられる。

この発明に係る積層型ガラスセラミック基板において、低誘電率層は、前述のこの発明に係るガラスセラミック組成物を焼成してなるものである。

他方、高誘電率層は、ジルコン酸ストロンチウムからなる第５のセラミックと、チタン酸ストロンチウムからなる第６のセラミックと、フォルステライトからなる第７のセラミックと、第２のホウケイ酸ガラスとを含む、ガラスセラミック組成物を焼成してなるものである。

ここで、第２のホウケイ酸ガラスの含有率は、１重量％以上かつ１２重量％以下であり、第２のホウケイ酸ガラスは、当該第２のホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる第２の添加成分をさらに含み、第２の添加成分の含有率を当該第２のホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、第２の添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下であることを特徴としている。

高誘電率層は、さらに、酸化ジルコニウムおよび／または酸化マンガンを含んでいてもよい。ここで、酸化ジルコニウムは、含有率が５重量％以上かつ２０重量％以下に選ばれ、酸化マンガンは、含有率が１重量％以上かつ９重量％以下に選ばれ、酸化ジルコニウムと酸化マンガンとの合計の含有率が８重量％以上かつ２５重量％以下に選ばれる。

この発明に係るガラスセラミック組成物によれば、まず、１０００℃以下の温度で焼成することができ、この焼成によって得られたガラスセラミック焼結体は、比誘電率が比較的低く、安定な温度特性を有し、また、高い電気的絶縁信頼性を有するばかりでなく、前述の特許文献１に記載されたガラスセラミック組成物を焼成して得られた焼結体に比べて、Ｑ値が高く、耐めっき液性を高くすることができる。

上述したＱ値および耐めっき性の向上は、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンからなる第４のセラミックの添加によるものであり、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの添加によって、ガラスの結晶化が促進されたためであると推測される。

なお、ガラスセラミック組成物が、バリウム（Ｂａ）を多く含む場合には、Ｂａ−Ｂからなる結晶が析出し、この結晶については耐めっき液性が低いため、焼結体において高い耐めっき液性が得られない。この発明に係るガラスセラミック組成物は、ジルコン酸バリウムからなる第３のセラミックの含有率が８重量％以下と低く、また、特許文献１に記載のガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスは酸化バリウムを含むことを許容しているが、この発明に係るガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスは、特許文献１に記載のものとは異なり、酸化バリウムを含まない。このように、この発明に係るガラスセラミック組成物は、バリウム含有量が少ないことも１つの特徴としている。

また、この発明に係るガラスセラミック組成物によれば、第４のセラミックとして、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの双方を含むので、このガラスセラミック組成物を焼成することによって得られたガラスセラミック基板の機械的強度を向上させることができる。酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの添加により、前述したように、ガラスの結晶化が促進されるが、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの双方が添加されると、このようなガラスの結晶化の促進が、基板の内部で一様に起こるのではなく、基板の表面付近でより起こりやすくなる。そのため、基板の表面付近では、熱膨張係数が内部より小さくなり、この表面付近と内部とでの熱膨張係数差によって、表面付近では圧縮応力が作用する状態がもたらされ、その結果、機械的強度が向上するものと推測される。

前述したように、この発明に係るガラスセラミック組成物は１０００℃以下の温度で焼成可能であるので、これを用いてガラスセラミック基板を構成すれば、そこに備える配線導体の主成分として銅または銀を用いることができ、高周波用途に適したセラミック基板とすることができる。

また、この発明に係るガラスセラミック組成物によれば、そこに含まれるホウケイ酸ガラスに、添加成分として、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方を含んでいるので、これを焼成して得られたガラスセラミック焼結体の電気的絶縁信頼性を向上させることができる。この絶縁信頼性の向上のメカニズムについては、正確には把握されていないが、次のようなものであると推定できる。

この発明に係るガラスセラミック組成物を焼成して得られた焼結体は、基本的には、第１のセラミックによるＭｇ_２ＳｉＯ_４結晶相と、ホウケイ酸ガラスによるＭｇ−Ｓｉ−Ｂ−Ｚｎ−Ｌｉ系ガラス相とからなっており、さらに、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｂ−Ｚｎ−Ｌｉ系ガラス相にＬｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相が析出した微細構造を有している。ここで、たとえば第２のセラミックとしてＴｉＯ_２を含んでいる場合は、さらにＭｇＴｉＯ_３やＭｇＴｉ_２Ｏ_５の結晶相が析出しており、このＭｇＴｉ_２Ｏ_５のようなＡＢ_２Ｏ_５型の結晶相が絶縁信頼性を低下させる大きな原因となっているようである。そこで、ガラス相にＣａおよび／またはＳｒを予め加えておくと、これらがＴｉＯ_２と反応して、ＣａＴｉＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３のようなＡＢＯ_３型結晶相を作り、ＡＢ_２Ｏ_５型の結晶相が作られにくくなる。すなわち、ＣａＴｉＯ_３、ＳｒＴｉＯ_３のようなＡＢＯ_３型の結晶相が、ＭｇＴｉ_２Ｏ_５のようなＡＢ_２Ｏ_５型の結晶相に優先して析出するため、結果として、ＭｇＴｉ_２Ｏ_５のようなＡＢ_２Ｏ_５型の結晶相の析出を抑制し、絶縁信頼性の低下を抑制する。

このようなことから、この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて積層型のガラスセラミック基板を構成すれば、そこに備えるガラスセラミック層の薄層化をより図ることができる。

この発明に係るガラスセラミック組成物では、ホウケイ酸ガラスの含有量を２０重量％以下と減らすことができる。ホウケイ酸ガラスはコストが比較的高いものであるので、このように、ホウケイ酸ガラスの含有量を減らすことができれば、コスト的に有利である。また、ホウケイ酸ガラスの含有量が減ることにより、添加物としての第２のセラミックとガラスとの反応の制御が行ないやすくなり、添加物による共振周波数の温度係数（τ_f）の制御が容易になる。

次に、この発明に係る積層型ガラスセラミック基板によれば、剥がれ、クラック、ポアなどの欠陥の発生を抑制することができる。これには、低誘電率層を構成する、この発明に係るガラスセラミック組成物に酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンが添加されていることが大いに寄与していると推測される。

すなわち、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンのいずれもが添加されない場合には、フォルステライトを主成分とするガラスセラミック組成物中のガラス成分が高誘電率層側へ拡散しやすくなり、高誘電率層側の組成中のジルコン酸塩を分解させてしまう。その結果、低誘電率層と高誘電率層との間での熱膨張係数差を大きくしてしまい、共焼結体には欠陥が発生しやすくなる。これに対して、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンが添加されると、ガラスの結晶化が促進され、それによって流動しにくくなり、上述したようなガラス成分の拡散が抑制されるため、高誘電率層側でのジルコン酸塩の分解は少なくなり、その結果、低誘電率層と高誘電率層との間での線膨張係数差が小さくなり、欠陥の発生が抑制された良好な共焼結体が得られるようになる。

この発明に係る積層型ガラスセラミック基板に備える高誘電率層においても、酸化ジルコニウムおよび／または酸化マンガンを所定量含んでいると、共焼成時に生じ得る反りを低減することができる。

この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて構成される積層型ガラスセラミック基板２を備えるセラミック多層モジュール１を示す断面図である。 図１に示したセラミック多層モジュール１を分解して示す斜視図である。 この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて構成される積層型ガラスセラミック基板２３を備えるＬＣフィルタ２１の外観を示す斜視図である。 図３に示したＬＣフィルタ２１が与える等価回路図である。 図３に示したＬＣフィルタ２１を製造するにあたって焼成工程に付される中間製品としての生の積層体２２を分解して示す斜視図である。 実験例４において作製した第１の電気特性評価用共焼結体７１を示すもので、（ａ）は内部構造を示す正面図であり、（ｂ）は内部構造を示す平面図である。 実験例４において作製した第２の電気特性評価用共焼結体７２を示すもので、（ａ）は内部構造を示す正面図であり、（ｂ）は内部構造を示す平面図である。 実験例４において作製した構造欠陥評価用共焼結体８１の外観を示す斜視図である。 実験例６において作製した第１の抗折強度評価用共焼結体８５の積層構造を示す断面図である。 実験例６において作製した第２の抗折強度評価用共焼結体８６の積層構造を示す断面図である。 実験例７において作製した反り量評価用共焼結体９１の外観を示す斜視図である。 図１１に示した反り量評価用共焼結体９１の側面図であり、反り量測定方法を説明するためのものである。

この発明に係るガラスセラミック組成物は、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）からなる第１のセラミックを含むとともに、添加物として、チタン酸ストロンチウム（ＳｒＴｉＯ_３）および酸化チタン（ＴｉＯ_２）の少なくとも一方からなる第２のセラミックと、ジルコン酸バリウム（ＢａＺｒＯ_３）からなる第３のセラミックと、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ_２）および酸化マンガン（ＭｎＯ）からなる第４のセラミックとを含み、さらにホウケイ酸ガラスを含む。

ホウケイ酸ガラスは、当該ホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％、および、アルミニウムをＡｌ_２Ｏ_３換算で０〜１５重量％含んでいる。このホウケイ酸ガラスは、特に、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相を析出し得る組成であることが、焼結体において、より高いＱ値およびより高い信頼性（耐湿性）を実現し得る点で好ましい。

ホウケイ酸ガラスに含まれるリチウムは、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４の構成成分となるもので、ガラスセラミック組成物の焼結温度を下げるように作用する。ホウケイ酸ガラスにおいて、リチウムの含有量をＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％に限定したのは、３重量％未満であると、１０００℃以下の温度での緻密化が不可能であり、焼結体において、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相が析出せず、また、Ｑ値が低くなり、他方、１５重量％を超えると、焼結体において、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相が析出せず、Ｑ値が低く、耐めっき液性および絶縁信頼性も低くなるためである。リチウムの含有量に関して、Ｌｉ_２Ｏ換算で４〜１０重量％であることがより好ましく、これによって、焼結体のＱ値をより高くすることができる。

次に、ホウケイ酸ガラスに含まれるマグネシウムは、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相の構成成分となるもので、ガラス作製時の溶融温度を下げるように作用する。ホウケイ酸ガラスにおいて、マグネシウムの含有量をＭｇＯ換算で２０〜５０重量％に限定したのは、２０重量％未満であると、焼結体において、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相が析出せず、Ｑ値が低くなり、他方、５０重量％を超えると、ガラスが失透してしまうためである。

ここで、上記「失透」とは、ガラスの一部が結晶化してしまうことである。ある特定のガラス組成の場合、原料粉末の溶融から急冷に至る時点で結晶化しやすいため、「失透」するが、析出する結晶の量は、冷却条件等に依存するため、安定しない。よって、ガラスセラミック組成物の焼結性やガラスセラミック焼結体の誘電特性に影響が出ることがある。また、ガラスセラミックでは、結晶化直前のガラスの粘度の低下を利用して、焼結させることもある。この場合も、ガラスの一部が結晶化し、かつ、その量が不安定であれば、ガラスセラミック組成物の焼結性やガラスセラミック焼結体の誘電特性に影響が出ると考えられ、結晶化が著しいと、ガラスセラミック組成物が焼結しないこともあり得る。

マグネシウムの含有量は、より好ましくは、ＭｇＯ換算で３０〜４５重量％とされる。これによって、焼結体のＱ値をより高くすることができる。

ホウケイ酸ガラスにおいて、ホウ素の含有量をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％に限定したのは、１５重量％未満であると、ガラス化が困難となり、他方、３０重量％を超えると、焼結体において、耐湿性が低下し、結晶化度も低くなり、Ｑ値が低くなり、耐めっき液性および絶縁信頼性も低くなるためである。

ここで、上記「ガラス化が困難」とは、網目形成酸化物（ＳｉＯ_２、Ｂ_２Ｏ_３のようなもの）の含有量が少ないため、アモルファス状（ガラス状）にならないという意味である。網目形成酸化物が少ないと、単なる仮焼物になる。

ホウ素の含有量は、より好ましくは、Ｂ_２Ｏ_３換算で１５〜２５重量％とされる。これによって、焼結体において、Ｑ値がより高くなり、また、ＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２との反応性が低くなる。

ホウケイ酸ガラスに含まれるケイ素は、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相の構成成分となるものである。ホウケイ酸ガラスにおいて、ケイ素の含有量をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％に限定したのは、１０重量％未満であると、ガラスが失透してしまうこともあり、他方、３５重量％を超えると、１０００℃以下の温度では焼結が困難になるためである。ケイ素の含有量は、より好ましくは、ＳｉＯ_２に換算して１５〜３０重量％とされる。これによって、焼結体のＱ値をより高くすることができる。

より好ましくは、ホウケイ酸ガラスに含まれるケイ素の含有量は、より限定的に、ＳｉＯ_２換算で２３．５〜２６．５重量％とされる。これによって、この発明に係るガラスセラミック組成物をコンデンサのような静電容量形成素子において用いた場合の、負荷試験前後での容量変動率を絶対値で０．５％以下に抑えることができる。なお、容量変動率は、次の式によって表わされるものである。

容量変動率［％］＝｛（Ｃ₁−Ｃ₀）／Ｃ₀｝×１００
ただし、Ｃ₀は、試験前の容量であり、Ｃ₁は試験後の容量である。また、上記の０．５％以下といった容量変動率を求めた負荷試験は、温度１２０℃、相対湿度９５％、および１５ＶのＤＣ電圧印加の条件を１００時間付与する加速試験である。

ホウケイ酸ガラス中のケイ素の含有量の範囲を２０〜２６．５重量％と上述のより限定的な範囲より広げても、第１のセラミックと第２のセラミックと第３のセラミックと第４のセラミックとホウケイ酸ガラスとの合計１００重量部に対して、別に、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１重量部以下添加することにより、上記と同様の効果が奏される。

このように、コンデンサの容量変動率を絶対値で０．５％以下に抑えることができると、静電容量形成素子がフィルタを構成するために用いられた場合、容量変動によるフィルタ特性の変動を低減することができる。なお、容量変動率が絶対値で０．５％を超えると、容量変動によるフィルタ特性の変動は許容できないレベルにまで達し、好ましくない。

ホウケイ酸ガラスに含まれる亜鉛は、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相の構成成分となるもので、焼結体のＱ値を上げる効果がある。ホウケイ酸ガラスにおいて、亜鉛の含有量をＺｎＯ換算で６〜２０重量％に限定したのは、６重量％未満であると、焼結体において、亜鉛がＬｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４にならず、Ｑ値の低下や耐めっき液性の低下、さらには絶縁信頼性の低下を招くことがあり、他方、２０重量％を超えると、焼結体の耐めっき液性および絶縁信頼性が低くなるためである。

この発明に係るガラスセラミック組成物において、ホウケイ酸ガラスは、３〜２０重量％含むようにされる。

上述のように、ホウケイ酸ガラスが３重量％以上含むとされたのは、３重量％未満であると、１０００℃以下の温度では緻密化しなくなることがあるからである。他方、ホウケイ酸ガラスの含有量が２０重量％以下とされたのは、２０重量％を超えると、コストの高いガラス量が増えて、コスト的に不利になるからである。また、ガラス量が増えると、前述した結晶相の割合が相対的に減少する傾向にあり、得られた焼結体のＱ値が低くなることがある。

言い換えると、ホウケイ酸ガラスの含有量は、３重量％以上であれば、より少ない方が好ましく、２０重量％以下の、たとえば１５重量％以下でも十分である。このように、ホウケイ酸ガラスの含有量が減ると、添加物としての第２のセラミックとガラスとの反応の制御が行ないやすくなり、添加物による共振周波数の温度特性の調整をより容易に行なえるようになる。

この発明に係るガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスには、電気的絶縁信頼性向上のため、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる添加成分が添加されている。

上記添加成分の含有率を当該ホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、添加成分の含有率の上限は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で１５重量％であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２５重量％である。添加成分としての酸化カルシウムの含有率がＣａＯ換算で１５重量％以下とされたのは、これを超えると、絶縁信頼性およびＱ値が低くなるためである。また、添加成分としての酸化ストロンチウムの含有率が、ＳｒＯ換算で２５重量％以下とされたのは、これを超えると、Ｑ値が低くなることがあるからである。

なお、添加成分としての酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムは、これらを合計で５〜２５重量％の範囲で複合的に添加することにより、絶縁信頼性の向上に対してより大きい効果を得ることができる。

添加成分の含有率の下限は、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムを、それぞれ、ＣａＯおよびＳｒＯに換算して、２．５重量％および２重量％である。添加成分の含有率の下限が、ＣａＯおよびＳｒＯに換算して、それぞれ、２．５重量％および２重量％とされたのは、これ未満では絶縁信頼性向上の効果が実質的に得られないためである。

この発明に係るガラスセラミック組成物において、第１のセラミックを５５重量％以上含むことが好ましく、第２のセラミックについては、チタン酸ストロンチウムの場合には３重量％以上かつ１３重量％以下含むようにされ、酸化チタンの場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下含むようにされる。そして、チタン酸ストロンチウムと酸化チタンとの合計で３．５重量％以上かつ１４重量％以下含むようにされる。

第１のセラミックとしてのフォルステライトは、−６０ｐｐｍ／℃のτ_fを有する。一方、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３は、＋１７００ｐｐｍ／℃のτ_f、同じくＴｉＯ_２は、＋４５０ｐｐｍ／℃のτ_fを有する。また、ホウケイ酸ガラスは、負のτ_fを有する。これらを用いて、±３０ｐｐｍ／℃以内のτ_fを得るために上記の調合が好ましい。

第１のセラミックとしてのフォルステライトは、ＭｇＯとＳｉＯ_２とのモル比が、ＭｇＯ／ＳｉＯ_２比で、１．９２〜２．０４のものであることが好ましい。ＭｇＯ／ＳｉＯ_２比が１．９２未満または２．０４を超えると、焼結体の化学的安定性が劣化することがあるからである。また、第１のセラミックは、フォルステライト（Ｍｇ_２ＳｉＯ_４）を主結晶相とするものであるが、その他には結晶相が存在しないか、あるいは、その他の結晶相として、ＳｉＯ_２（クォーツ）、ＭｇＯおよびＭｇＳｉＯ_３（ステアタイト）の少なくとも１種を微量に含有してもよい。

第１のセラミックの中心粒径Ｄ５０は１μｍ以下であることが好ましい。この中心粒径Ｄ５０が１μｍを超えると、ホウケイ酸ガラスの含有量が３〜２０重量％の範囲で緻密化しなくなることがあるからである。

添加物としての第２のセラミックは、焼結体における共振周波数の温度特性を調整するように作用するものであるが、第２のセラミックがＳｒＴｉＯ_３ である場合には、その含有量が３重量％以上であるとき、また、第２のセラミックがＴｉＯ_２ である場合には、その含有量が０．３重量％以上であるとき、この作用が十分に発揮される。

また、第２のセラミックがＳｒＴｉＯ_３ である場合には、その含有量は１３重量％以下とされる。１３重量％を超えて含まれると、焼結体において、Ｑ値が低くなることがあり、また、比誘電率が高くなり、高周波帯における伝送速度に影響を及ぼすからである。また、第２のセラミックがＴｉＯ_２ である場合、その含有量は１０重量％以下とされる。１０重量％を超えると、焼結体において、比誘電率が高くなり、高周波帯における伝送速度に影響を及ぼすためである。また、ＴｉＯ_２は結晶化度を上げる効果があるが、この効果を十分に発揮させるためには、前述したように、０．３重量％以上含むようにされる。

また、第２のセラミックには、前述のように、共振周波数の温度特性の制御という役割があるが、このような役割に加えて、同等のτ_fに制御する場合、ＳｒＴｉＯ_３を用いた場合の方が、ＴｉＯ_２を用いた場合よりも、比誘電率を低くすることができる。ＴｉＯ_２については、ガラスの結晶化促進（すなわち、焼結体の高Ｑ化および耐湿性向上）に対する寄与度が大きくなる。

そして、ＳｒＴｉＯ_３とＴｉＯ_２との組み合わせを選択した場合、その他の特性を大きく劣化させることなく、焼結体の低誘電率化やガラスの結晶化促進を図るためには、その配合量を、ガラスセラミック組成物全体に対して、ＳｒＴｉＯ _３ については６〜１０重量％とし、ＴｉＯ _２ については０．３〜３重量％とすることが好ましい。

ＳｒＴｉＯ _３ が６重量％未満であると、焼結体の共振周波数の温度係数がマイナス側に大きくなってしまう傾向がある。他方、ＳｒＴｉＯ _３ が１０重量％を超えると、焼結体のＱ値が低くなってしまう傾向がある。また、ＴｉＯ _２ が０．３重量％未満であると、結晶相が析出しにくくなる傾向があり、他方、３重量％を超えると、焼結体の共振周波数の温度係数がプラス側に大きくなる傾向がある。

また、第２のセラミックが、チタン酸ストロンチウムである場合には、チタン酸ストロンチウムは、ＳｒＯとＴｉＯ_２とのモル比が、ＳｒＯ／ＴｉＯ_２比で、０．９２〜１．０５のものであることが好ましい。

ＳｒＯ／ＴｉＯ_２比が１．０５を超えると、未反応のＳｒＯが炭酸塩等の形で残留することがあり、Ｑ値の低下を招いたり、ガラス成分と反応して耐湿性を低下させたりすることがある。また、Ｓｒ_２ＴｉＯ_４等の結晶相が析出することもある。Ｓｒ_２ＴｉＯ_４等が析出すると、これの誘電率の温度係数（ＴＣＣ）の絶対値は、ＳｒＴｉＯ_３と比較すると、小さいため、系全体のＴＣＣを調整するためには、添加量が増加してしまい、Ｑ値が低下することがある。

他方、ＳｒＯ／ＴｉＯ_２比が０．９２未満であると、ＳｒＴｉＯ_３とＴｉＯ_２とが析出することがある。この発明では、ＴｉＯ_２を別途添加することがあるため、ＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２の各添加量を調整すれば、電気的特性上、何ら問題はないが、製造工程上、その都度、ＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２の各添加量を調整することは、管理が煩雑になり、コストアップになることがある。

上述の場合、チタン酸ストロンチウムは、チタン酸ストロンチウム以外の不純物量が１重量％以下であることがより好ましい。不純物としては、原料の段階で混入しているもの、あるいは製造工程の途中で混入するものがある。例としては、Ｎｂ_２Ｏ₅、Ｆｅ_２Ｏ_３、Ｎａ_２Ｏ等が挙げられる。これらの不純物は、単独でも総量でも１重量％を超えると、Ｑ値が低下することがある。

また、チタン酸ストロンチウムからなるセラミック粉末の比表面積は、１．５〜７．５ｍ^２／ｇであることがより好ましい。比表面積が１．５ｍ^２／ｇ未満であると、焼結し難くなることがあり、他方、７．５ｍ^２／ｇを超えると、ガラスとの反応性が高くなり、Ｑ値が低下することがあるからである。

また、チタン酸ストロンチウムからなるセラミックは、当該セラミックのＳｒＴｉＯ_３（２２２）面に対するＸ線回折ピークの積分強度が１０００以上であることがより好ましい。積分強度が１０００未満であると、ＳｒＴｉＯ_３の結晶性があまり高くなく、ガラスとの反応性が高くなり、Ｑ値が低下することがあるからである。

以上のようなガラスセラミック組成物は、１０００℃以下の温度で焼成することができ、それによって得られたガラスセラミック焼結体は、Ｍｇ_２ＳｉＯ_４結晶相を主相とし、Ｌｉ_２（Ｍｇ，Ｚｎ）ＳｉＯ_４結晶相を副相として析出しているものであり、セラミック基板を構成するため、有利に用いられる。

この発明に係るガラスセラミック組成物において、ジルコン酸バリウムからなる第３のセラミックは４重量％以上かつ８重量％以下含むようにされる。ジルコン酸バリウムは、高いＱ値および安定した共振周波数の温度係数（τ_f）を維持したまま、当該ガラスセラミック組成物を静電容量形成素子において用いた場合の、負荷試験前後での容量変動率を低く抑えることができる。

この容量変動率の抑制効果は、前述したホウケイ酸ガラス中のケイ素の含有量の範囲を２３．５〜２６．５重量％に限定する場合よりも高い。より具体的には、前述した負荷試験の場合よりも過酷な条件である、温度１５０℃、相対湿度９５％、および２００ＶのＤＣ電圧印加の条件を１００時間付与する負荷試験であっても、その前後での容量変動率を絶対値で０．３％以下に抑えることができる。

上述のように、第３のセラミックをさらに含んでいると、ホウケイ酸ガラスの含有量を減らしても、十分に焼結したガラスセラミック焼結体を得ることが可能になるので、第１のセラミックの含有量を相対的に増やすことができ、その結果、１００００ＧＨｚ以上のＱｆ値を確実に得ることができるとともに、±３０ｐｐｍ・℃^-1以内の共振周波数の温度係数（τ_f）を確実に得ることができる。

この発明に係るガラスセラミック組成物において、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンからなる第４のセラミックは、酸化ジルコニウムが５重量％以上かつ２０重量％以下含むようにされ、酸化マンガンが１重量％以上かつ９重量％以下含むようにされる。酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンは、ガラスセラミック組成物を焼成して得られた焼結体のＱ値を高め、かつ耐めっき液性を高めるように作用する。これは、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの添加によって、ガラスの結晶化が促進されるためであると推測される。

酸化ジルコニウムの含有量が５重量％未満であったり、酸化マンガンの含有量が１重量％未満であったりするとき、上述した作用効果が十分に得られず、他方、酸化ジルコニウムの含有量が２０重量％を超えたり、酸化マンガンの含有量が９重量％を超えたりすると、焼結体の比誘電率を不所望に高めてしまう。

また、第４のセラミックが、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの双方を含むので、上述したガラスの結晶化の促進の効果に加えて、ガラスセラミック基板の機械的強度を向上させるという効果が奏される。なお、酸化ジルコニウムと酸化マンガンとは、合計で８重量％以上かつ２５重量％以下含むようにされる。

図１は、この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて構成されるセラミック多層モジュール１を示す断面図であり、図２は、図１に示したセラミック多層モジュール１を分解して示す斜視図である。

セラミック多層モジュール１は、積層型ガラスセラミック基板２を備えている。積層型ガラスセラミック基板２は、積層された複数の低誘電率層３および積層された複数の高誘電率層４を備える複合構造を有しており、複数の低誘電率層３は、複数の高誘電率層４を挟むように位置している。

低誘電率層３は、この発明に係るガラスセラミック組成物を焼成して得られるガラスセラミック焼結体から構成されるもので、たとえば１０以下といった比較的低い比誘電率を有している。

他方、高誘電率層４は、後述する組成を有していて、その比誘電率は１５以上、好ましくは２５以上とされる。

積層型ガラスセラミック基板２は、種々の配線導体を備えている。配線導体としては、典型的には、層３および４間の特定の界面に沿って形成される内部導体膜６、層３および４の特定のものを貫通するように延びるビアホール導体７、および積層型ガラスセラミック基板２の外表面上に形成される外部導体膜８がある。

上述の内部導体膜６のうち、高誘電率層４に関連して設けられるもののいくつかは、静電容量を与えるように配置され、それによってコンデンサ素子を構成している。

積層型ガラスセラミック基板２の上面には、複数の電子部品９〜１７が搭載されている。図示された電子部品９〜１７のうち、たとえば、電子部品９はダイオードであり、電子部品１１は積層セラミックコンデンサであり、電子部品１６は半導体ＩＣである。これら電子部品９〜１７は、積層型ガラスセラミック基板２の上面に形成された外部導体膜８の特定のものに電気的に接続されながら、積層型ガラスセラミック基板２の内部に形成された配線導体とともに、セラミック多層モジュール１にとって必要な回路を構成している。

積層型ガラスセラミック基板２の上面には、電子部品９〜１７をシールドするための導電性キャップ１８が固定されている。導電性キャップ１８は、前述したビアホール導体７の特定のものに電気的に接続されている。

また、セラミック多層モジュール１は、積層型ガラスセラミック基板２の下面上に形成された外部導体膜８の特定のものを接続用端子として、図示しないマザーボード上に実装される。

セラミック多層モジュール１は、周知のセラミック積層一体焼成技術を用いて製造することができる。

すなわち、まず、低誘電率層３のための低誘電率セラミックグリーンシートが作製される。より具体的には、この発明に係る低誘電率ガラスセラミック組成物（すなわち、原料組成物）に、バインダ樹脂および溶剤からなる有機ビヒクルを添加し、セラミックスラリーを得る。このセラミックスラリーを、ドクターブレード法によってシート状に成形し、乾燥した後、所定の寸法に打ち抜くことによって、低誘電率セラミックグリーンシートを得る。そして、この低誘電率セラミックグリーンシートに、配線導体を形成するため、銅または銀を主成分とする導電性ペーストを、所望のパターンをもって付与する。

他方、高誘電率層４のための高誘電率ガラスセラミック組成物を含む高誘電率セラミックグリーンシートが作製される。より具体的には、高誘電率ガラスセラミック組成物として、ジルコン酸ストロンチウムからなる第５のセラミックと、チタン酸ストロンチウムからなる第６のセラミックと、フォルステライトからなる第７のセラミックと、ホウケイ酸ガラスとを含む、ガラスセラミック組成物が用意される。高誘電率ガラスセラミック組成物は、さらに、酸化ジルコニウムおよび／または酸化マンガンを含んでいてもよい。ここで、酸化ジルコニウムは、含有率が５重量％以上かつ２０重量％以下に選ばれ、酸化マンガンは、含有率が１重量％以上かつ９重量％以下に選ばれ、酸化ジルコニウムと酸化マンガンとの合計で、含有率が８重量％以上かつ２５重量％以下に選ばれる。

上述のホウケイ酸ガラスの含有率は、１重量％以上かつ１２重量％以下である。また、ホウケイ酸ガラスは、当該ホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる添加成分をさらに含み、添加成分の含有率を当該ホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下である。

次に、上記の高誘電率ガラスセラミック組成物に、バインダ樹脂および溶剤からなる有機ビヒクルを添加し、セラミックスラリーを得る。このセラミックスラリーを、ドクターブレード法によってシート状に成形し、乾燥した後、所定の寸法に打ち抜くことによって、高誘電率セラミックグリーンシートを得る。そして、この高誘電率セラミックグリーンシートに、配線導体を形成するため、銅または銀を主成分とする導電性ペーストを、所望のパターンをもって付与する。

次に、上述のようにして得られた低誘電率セラミックグリーンシートおよび高誘電率セラミックグリーンシートを、それぞれ、所定の順序で所定の枚数積層し、次いで、厚み方向に加圧する。

次に、上述のようにして得られた生の積層体を１０００℃以下、たとえば８００〜１０００℃の温度で焼成することにより、積層型ガラスセラミック基板２を得ることができる。ここで、焼成は、配線導体が銅を主成分とする場合、窒素雰囲気等の非酸化性雰囲気中で実施され、銀を主成分とする場合には、大気等の酸化性雰囲気中で実施される。

次に、積層型ガラスセラミック基板２の表面に、はんだ付け等を適用して、電子部品９〜１７を搭載し、導電性キャップ１８を取り付けることによって、セラミック多層モジュール１が完成される。

以上のようなセラミック多層モジュール１によれば、積層型ガラスセラミック基板２に備える低誘電率層３が、この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて構成されており、さらに、配線導体６〜８が銅または銀等の比抵抗の小さい金属を主成分として形成されているので、低誘電率層３の比誘電率が低く、共振周波数の温度特性にも優れ、Ｑ値も高く、それゆえ、高周波用途に適し、かつ信頼性に優れたセラミック多層モジュール１を得ることができる。また、セラミック多層モジュール１の絶縁信頼性を優れたものとすることができる。さらに、積層型ガラスセラミック基板２の耐めっき性を高めることができる。

また、上述した多層モジュール１に備える積層型ガラスセラミック基板２によれば、低誘電率層３を構成するガラスセラミック組成物に酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンが添加されているので、低誘電率層３と高誘電率層４との間での線膨張係数差を小さくすることができ、よって、剥がれ、クラック、ポアなどの欠陥の発生を抑制することができる。

上述の低誘電率層３と高誘電率層４との間での線膨張係数差は、焼成後において、積層型ガラスセラミック基板２の反りをもたらすものであるが、低誘電率層３を構成するガラスセラミック組成物だけでなく、高誘電率層４を構成するガラスセラミック組成物にも酸化ジルコニウムおよび／または酸化マンガンが添加されると、反りをより低減することができる。

図３ないし図５は、この発明に係るガラスセラミック組成物を用いて構成されるＬＣフィルタ２１を説明するためのものである。ここで、図３は、ＬＣフィルタ２１の外観を示す斜視図であり、図４は、ＬＣフィルタ２１が与える等価回路図であり、図５は、ＬＣフィルタを製造するにあたって焼成工程に付される中間製品としての生の積層体２２を分解して示す斜視図である。

ＬＣフィルタ２１は、図３に示すように、複数の積層されたガラスセラミック層をもって構成される積層型ガラスセラミック基板２３を備え、この積層型ガラスセラミック基板２３の外表面上であって、各端部には、端子電極２４および２５が設けられ、各側面の中間部には、端子電極２６および２７が設けられている。

ＬＣフィルタ２１は、図４に示すように、端子電極２４および２５の間に直列接続された２つのインダクタンスＬ１およびＬ２を構成し、インダクタンスＬ１およびＬ２の接続点と端子電極２６および２７との間にキャパシタンスＣを構成するものである。

図５を参照して、生の積層体２２は、焼成されることによって積層型ガラスセラミック基板２３となるべきもので、複数の積層されたセラミックグリーンシート２８〜４０を備えている。なお、セラミックグリーンシートの積層数は図示したものに限定されない。

セラミックグリーンシート２８〜４０の各々は、この発明に係るガラスセラミック組成物に、バインダ樹脂および溶剤からなる有機ビヒクルを添加し、これらを混合して得られたセラミックスラリーを、ドクターブレード法によってシート状に成形し、乾燥した後、所定の大きさに打ち抜くことによって得られたものである。

また、図４に示すようなインダクタンスＬ１およびＬ２ならびにキャパシタンスＣを与えるため、セラミックグリーンシート２８〜４０の特定のものに関連して、以下のような態様で配線導体が設けられる。

セラミックグリーンシート３０には、インダクタンスＬ１の一部を構成するコイルパターン４１が形成されるとともに、このコイルパターン４１の一方端から延びる引出しパターン４２が形成され、コイルパターン４１の他方端には、ビアホール導体４３が設けられる。

セラミックグリーンシート３１には、インダクタンスＬ１の一部を構成するコイルパターン４４が形成されるとともに、その一方端には、ビアホール導体４５が設けられる。コイルパターン４４の他方端は、前述したビアホール導体４３に接続される。

セラミックグリーンシート３２には、上述のビアホール導体４５に接続されるビアホール導体４６が設けられる。

セラミックグリーンシート３３には、キャパシタンスＣの一部を構成するコンデンサパターン４７が形成されるとともに、コンデンサパターン４７から延びる引出しパターン４８および４９が形成される。また、セラミックグリーンシート３３には、前述したビアホール導体４６に接続されるビアホール導体５０が設けられる。

セラミックグリーンシート３４には、キャパシタンスＣの一部を構成するコンデンサパターン５１が形成されるとともに、コンデンサパターン５１に接続されるビアホール導体５２が設けられる。コンデンサパターン５１は、前述したビアホール導体５０に接続される。

セラミックグリーンシート３５には、キャパシタンスＣの一部を構成するコンデンサパターン５３が形成されるとともに、このコンデンサパターン５３から延びる引出しパターン５４および５５が形成される。また、このセラミックグリーンシート３５には、前述したビアホール導体５２に接続されるビアホール導体５６が設けられる。

セラミックグリーンシート３６には、上述のビアホール導体５６に接続されるビアホール導体５７が設けられる。

セラミックグリーンシート３７には、インダクタンスＬ２の一部を構成するコイルパターン５８が形成されるとともに、その一方端には、ビアホール導体５９が設けられる。コイルパターン５８の他方端は、前述したビアホール導体５７に接続される。

セラミックグリーンシート３８には、インダクタンスＬ２の一部を構成するコイルパターン６０が形成されるとともに、このコイルパターン６０の一方端から延びる引出しパターン６１が形成される。コイルパターン６０の他方端は、前述したビアホール導体５９に接続される。

以上のような配線導体としての、コイルパターン４１、４４、５８および６０、引出しパターン４２、４８、４９、５４、５５および６１、ビアホール導体４３、４５、４６、５０、５２、５６、５７および５９、ならびにコンデンサパターン４７、５１および５３を形成するにあたっては、銅または銀を主成分とする導電性ペーストが用いられ、この導電性ペーストの付与のため、たとえばスクリーン印刷が適用される。

生の積層体２２を得るため、セラミックグリーンシート２８〜４０を、図５に示した順序で積層し、厚み方向に加圧することが行なわれる。

その後、生の積層体２２を１０００℃以下、たとえば８００〜１０００℃の温度で焼成することにより、図３に示した積層型ガラスセラミック基板２３を得ることができる。ここで、焼成は、前述したセラミック多層モジュール１の場合と同様、配線導体が銅を主成分とする場合には、窒素雰囲気等の非酸化性雰囲気で実施され、銀を主成分とする場合には、大気等の酸化性雰囲気中で実施される。

次に、積層型ガラスセラミック基板２３の外表面上に、端子電極２４〜２７が形成される。これら端子電極２４〜２７の形成のため、たとえば、銅または銀を主成分とする導電性ペーストの塗布および焼付け、または、蒸着、めっきもしくはスパッタリングなどの薄膜形成法等が適用される。

以上のようにして、ＬＣフィルタ２１を得ることができる。

なお、上記説明では、セラミックグリーンシート２８〜４０の各々が、この発明に係る低誘電率のガラスセラミック組成物を用いて作製されるとしたが、セラミックグリーンシート２８〜４０のうち、特にキャパシタンスＣの構成に直接寄与するセラミックグリーンシート３３および３４については、前述の図１に示したセラミック多層モジュール１に備える高誘電率層４を構成する高誘電率ガラスセラミック組成物を用いて作製されてもよい。そして、このように、低誘電率ガラスセラミック組成物と高誘電率ガラスセラミック組成物との双方を用いても、積層型ガラスセラミック基板２３において、剥がれ、クラック、ポアなどの欠陥の発生を抑制することができる。

この発明に係るガラスセラミック組成物の用途となるガラスセラミック基板は、図示したようなセラミック多層モジュール１やＬＣフィルタ２１に備えるガラスセラミック基板に限定されるものではない。たとえば、マルチチップモジュール用ガラスセラミック基板、ハイブリッドＩＣ用ガラスセラミック基板などの各種ガラスセラミック基板、あるいはこれらのガラスセラミック基板に電子部品を搭載した様々な複合電子部品、さらには、チップ型積層コンデンサやチップ型積層誘電体アンテナなどの様々なチップ型積層電子部品を構成するガラスセラミック基板に対しても、この発明に係るガラスセラミック組成物を適用することができる。

次に、この発明に係るガラスセラミック組成物によって得られる特性を確認するため、ならびに、ガラスセラミック組成物について、この発明の範囲を求めるために実施した実験例について説明する。

（実験例１）
まず、ガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスとして、表１に示すような種々の組成のものを用意した。

表１において、「ガラス記号」に＊を付したものは、この発明の範囲外の組成を有するガラスである。

表１に示したガラスのうち、「失透」となったガラスＧ１０、Ｇ１１およびＧ１５を除いて、平均粒径１〜２μｍになるまで粉砕し、ガラスセラミック組成物のためのホウケイ酸ガラス粉末とした。

他方、ガラスセラミック組成物に含まれる第１のセラミックとして、平均粒径（中心粒径Ｄ５０）０．８μｍのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末を用意し、第２のセラミックとして、平均粒径１．５μｍのＳｒＴｉＯ_３粉末および平均粒径１．０μｍのＴｉＯ_２粉末をそれぞれ用意し、第３のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＢａＺｒＯ_３粉末を用意し、第４のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＺｒＯ_２粉末を用意した。

この実験例１は、第４のセラミックとして、上記のように、酸化ジルコニウム（ＺｒＯ_２）を用いたことを特徴としている。なお、実験例１は、第４のセラミックとして、酸化ジルコニウムのみを用い、酸化マンガンをも用いなかった点で、この発明の範囲外の参考例となるものである。

次に、表２に示した各試料に係るガラスセラミック組成物を得るため、上述した第１のセラミック、ホウケイ酸ガラス、第２のセラミック、第３のセラミックおよび第４のセラミックの各粉末を混合した。

表２において、試料番号に＊を付したものは、この参考例での好ましい範囲を外れたガラスセラミック組成物である。

また、表２において、「第１のセラミック量」、「第２のセラミック量」、「第３のセラミック量」および「第４のセラミック量」の各欄には、それぞれ、第１のセラミックとしてのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末の添加量、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３粉末およびＴｉＯ_２粉末の添加量、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３粉末の添加量、ならびに第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２粉末の添加量が示されている。

また、「ホウケイ酸ガラス」における「種類」の欄には、表１の「ガラス記号」が示され、同じく「量」の欄には、ホウケイ酸ガラス粉末の添加量が示されている。

次に、各試料に係るガラスセラミック組成物について、表３に示すように、比誘電率（ε_r）、Ｑｆ値、共振周波数の温度係数（τ_f）、絶縁信頼性、容量変動率、および耐めっき性を評価した。

まず、比誘電率（ε_r）およびＱｆ値については、次のようにして求めた。各試料に係るガラスセラミック組成物１００重量部に対して、バインダとしてのアクリル系樹脂を２０重量部および溶剤としてのメチルエチルケトンを３０重量部加えて、スラリーを作製し、このスラリーをドクターブレード法によって成形し、次いで乾燥することによって、グリーンシートを作製した。このグリーンシートをカットし、積層し、圧着することによって、平面寸法が５０ｍｍ×５０ｍｍであって、厚みが０．６ｍｍの生の積層体を作製した。次に、この生の積層体を１０００℃以下の温度で焼成することによって、セラミック基板を得た。このセラミック基板について、測定周波数を約２５ＧＨｚとして、空洞共振器法により、比誘電率（ε_r）およびＱｆ値を求めた。

絶縁信頼性および容量変動率については、次のようにして求めた。上述のグリーンシートをカットし、その上に内部電極形成のためにＣｕを主成分とする導電性ペーストを印刷し、これらグリーンシートを積層し、圧着し、１０００℃以下の温度で焼成することによって、内部電極間距離が１５μｍの積層セラミックコンデンサを作製した。得られた積層セラミックコンデンサについて、初期段階と、１２１℃、１００％ＲＨ、２気圧、ＤＣ２００Ｖ印加の条件を１００時間付与した加速試験後の段階との各々において、絶縁抵抗測定とＬＣＲメータによる容量測定とを行なった。加速試験後の絶縁抵抗がｌｏｇＩＲ≧１１となった試料を絶縁信頼性が高いものと判断し、表３において「○」で表わし、そうではない試料については、表３において「×」で表わした。また、容量変動率については、初期段階の容量をＣ₀、加速試験後の容量をＣ₁としたとき、
容量変動率［％］＝｛（Ｃ₁−Ｃ₀）／Ｃ₀｝×１００の式から求めた。

耐めっき液性については、次のようにして評価した。上述のグリーンシートをカットし、積層し、圧着することによって、平面寸法が１０ｍｍ×１０ｍｍであって、厚みが０．８ｍｍの生の積層体を作製した。これを１０００℃以下の温度で焼成することによって、セラミック基板を得た。このセラミック基板を、酸性の電解Ｎｉめっき浴およびアルカリ性の電解Ｓｎめっき浴中に連続でそれぞれ２４時間浸漬し、浸漬後のセラミック基板を油性赤インクに浸し、その染色具合で表面の侵食性（耐めっき液性）を判断した。セラミック基板に赤インクの染色がなかったものを耐めっき液性に優れていると判断し、表３において「○」で表わし、そうではない試料については、表３において「×」で表わした。

共振周波数の温度係数（τ_f）については、次のようにして求めた。表２に示した各試料に係るガラスセラミック組成物１００重量部に対して、バインダとしてのアクリル系樹脂を２０重量部、および溶剤としてのメチルエチルケトンを３０重量部加えて造粒し、この粉末をプレス成形し、直径１５ｍｍおよび厚み８ｍｍの円柱状の成形体を得た。そして、成形体を、１０００℃以下の温度で焼成し、試料となるガラスセラミック焼結体を得た。そして、誘電体共振器法によって、このガラスセラミック焼結体の共振周波数の温度係数（τ_f）を求めた。

表３においても、この参考例での好ましい範囲を外れた試料番号には、＊が付されている。

表２および表３に示したこの参考例での好ましい範囲内の試料は、表２の「ホウケイ酸ガラス」における「種類」の欄を参照すればわかるように、表１に示したこの発明の範囲内のホウケイ酸ガラスを含むとともに、第１のセラミックとしてのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末と、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２の少なくとも一方からなる粉末と、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３粉末と、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２粉末とを含んでいる。

そして、この参考例での好ましい範囲内の試料では、第２のセラミックの含有率は、ＳｒＴｉＯ_３ の場合には３重量％以上かつ１３重量％以下であり、ＴｉＯ_２酸化チタンの場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下であり、第３のセラミックの含有率は、４重量％以上かつ８重量％以下であり、第４のセラミックの含有率は、５重量％以上かつ２０重量％以下であり、ホウケイ酸ガラスの含有率は、３重量％以上かつ２０重量％以下である。

その結果、この参考例での好ましい範囲内の試料によれば、１０００℃以下の温度での焼成が可能であるとともに、比誘電率（ε_ｒ）が低く（ε_ｒ＜１０）、Ｑｆ値が高く（Ｑｆ≧１００００ＧＨｚ）、安定な温度特性を有し（τ_f≦±３０ｐｐｍ／℃）、高い信頼性を有し（高絶縁信頼性であり、かつ容量変動率が±０．３％以下）、さらに耐めっき液性に優れた、ガラスセラミック焼結体を得ることができる。

これらに対して、表１に示したガラスＧ１は、Ｌｉ_２Ｏが３重量％未満であり、そのため、これを用いた表２および表３の試料１では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。他方、ガラスＧ４は、Ｌｉ_２Ｏが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料４では、Ｑｆ値が低くなり、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ５は、ＭｇＯが２０重量％未満であり、そのため、これを用いた試料５では、Ｑｆ値が低くなった。他方、ガラスＧ１０は、ＭｇＯが５０重量％を超えている。そのため、ガラスが一部結晶化する現象すなわち失透が生じた。

ガラスＧ１１は、Ｂ_２Ｏ_３が１５重量％未満であり、失透が生じた。他方、ガラスＧ１４は、Ｂ_２Ｏ_３が３０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１２では、Ｑｆ値が低く、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ１５は、ＳｉＯ_２が１０重量％未満であり、そのため、失透が生じた。他方、ガラスＧ１８は、ＳｉＯ_２が３５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１５では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。

ガラスＧ１９は、ＺｎＯが６重量％未満であり、そのため、これを用いた試料１６では、耐めっき液性が劣っていた。他方、ガラスＧ２２は、ＺｎＯが２０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１９では、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２３は、ＣａＯが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２０では、絶縁信頼性および耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２６は、ＳｒＯが２５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２３では、耐めっき液性が劣っていた。

表１に示したガラスＧ２９は、この発明の範囲内のものであるが、このガラスＧ２９を共通して用いた、表２および表３に示す試料２６〜５０の中で、この発明の範囲外となった試料について検討する。

表１に示したガラスＧ２９は、この発明の範囲内のものであるが、このガラスＧ２９を共通して用いた、表２および表３に示す試料２６〜５０の中で、この参考例での好ましい範囲外となった試料について検討する。

試料３３では、表２に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２の含有率が１０重量％を超えているので、表３に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。また、試料３７では、表２に示すように、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３の含有率が１３重量％を超えているので、表３に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。他方、試料５０では、表２に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２およびＳｒＴｉＯ_３のいずれをも含まないので、表３に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きくなった。

試料３８では、表２に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が４重量％未満であるので、表３に示すように、容量変動率が大きくなった。他方、試料４２では、表２に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が８重量％を超えているので、表３に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、かつ容量変動率が大きくなった。

試料４３および４４では、表２に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率が５重量％未満であるので、表３に示すように、耐めっき液性が劣っていた。他方、試料４９では、表２に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率が２０重量％を超えているので、比誘電率（ε_ｒ）が高くなった。

（実験例２）
この実験例２は、第４のセラミックとして、実験例１で用いた酸化ジルコニウムに代えて、酸化マンガンを用いたことを特徴としている。なお、実験例２についても、第４のセラミックとして、酸化マンガンのみを用い、酸化ジルコニウムをも用いなかった点で、この発明の範囲外の参考例となるものである。

まず、ガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスとして、表１に示したものを用いた。

他方、ガラスセラミック組成物に含まれる第１のセラミックとして、平均粒径（中心粒径Ｄ５０）０．８μｍのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末を用意し、第２のセラミックとして、平均粒径１．５μｍのＳｒＴｉＯ_３粉末および平均粒径１．０μｍのＴｉＯ_２粉末をそれぞれ用意し、第３のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＢａＺｒＯ_３粉末を用意し、第４のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＭｎＯ粉末を用意した。

次に、表４に示した各試料に係るガラスセラミック組成物を得るため、上述した第１のセラミック、ホウケイ酸ガラス、第２のセラミック、第３のセラミックおよび第４のセラミックの各粉末を混合した。

表４は、前掲の表２に対応するものであり、表２と同様の要領で表示されている。表４において、試料番号に＊を付したものは、この参考例での好ましい範囲から外れたガラスセラミック組成物である。

次に、各試料に係るガラスセラミック組成物について、実験例１の場合と同様の要領で、表５に示すように、比誘電率（ε_r）、Ｑｆ値、共振周波数の温度係数（τ_f）、絶縁信頼性、容量変動率、および耐めっき性を評価した。

表５においても、この参考例での好ましい範囲から外れた試料番号には、＊が付されている。

表４および表５に示したこの参考例での好ましい範囲内の試料は、表４の「ホウケイ酸ガラス」における「種類」の欄を参照すればわかるように、表１に示したこの発明の範囲内のホウケイ酸ガラスを含むとともに、第１のセラミックとしてのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末と、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２の少なくとも一方からなる粉末と、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３粉末と、第４のセラミックとしてのＭｎＯ粉末とを含んでいる。

そして、この参考例での好ましい範囲内の試料では、第２のセラミックの含有率は、ＳｒＴｉＯ_３ の場合には３重量％以上かつ１３重量％以下であり、ＴｉＯ_２酸化チタンの場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下であり、第３のセラミックの含有率は、４重量％以上かつ８重量％以下であり、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率は、１重量％以上かつ９重量％以下であり、ホウケイ酸ガラスの含有率は、３重量％以上かつ２０重量％以下である。

その結果、この参考例での好ましい範囲内の試料によれば、１０００℃以下の温度での焼成が可能であるとともに、比誘電率（ε_ｒ）が低く（ε_ｒ＜１０）、Ｑｆ値が高く（Ｑｆ≧１００００ＧＨｚ）、安定な温度特性を有し（τ_f≦±３０ｐｐｍ／℃）、高い信頼性を有し（高絶縁信頼性であり、かつ容量変動率が±０．３％以下）、さらに耐めっき液性に優れた、ガラスセラミック焼結体を得ることができる。

これらに対して、表１に示したガラスＧ１は、Ｌｉ_２Ｏが３重量％未満であり、そのため、これを用いた表４および表５の試料１０１では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。他方、ガラスＧ４は、Ｌｉ_２Ｏが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１０４では、Ｑｆ値が低くなり、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ５は、ＭｇＯが２０重量％未満であり、そのため、これを用いた試料１０５では、Ｑｆ値が低くなった。

ガラスＧ１４は、Ｂ_２Ｏ_３が３０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１１２では、Ｑｆ値が低く、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ１８は、ＳｉＯ_２が３５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１１５では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。

ガラスＧ１９は、ＺｎＯが６重量％未満であり、そのため、これを用いた試料１１６では、耐めっき液性が劣っていた。他方、ガラスＧ２２は、ＺｎＯが２０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１１９では、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２３は、ＣａＯが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１２０では、絶縁信頼性および耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２６は、ＳｒＯが２５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料１２３では、耐めっき液性が劣っていた。

表１に示したガラスＧ２９は、この発明の範囲内のものであるが、このガラスＧ２９を共通して用いた、表４および表５に示す試料１２６〜１５０の中で、この参考例での好ましい範囲外となった試料について検討する。

試料１２６では、表４に示すように、ホウケイ酸ガラスの含有率が３重量％未満であるので、表５に示すように、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。他方、試料１２９では、表４に示すように、ホウケイ酸ガラスの含有率が２０重量％を超えているので、表５に示すように、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

試料１３３では、表４に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２の含有率が１０重量％を超えているので、表５に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。また、試料１３７では、表４に示すように、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３の含有率が１３重量％を超えているので、表５に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。他方、試料１５０では、表４に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２およびＳｒＴｉＯ_３のいずれをも含まないので、表５に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きくなった。

試料１３８では、表４に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が４重量％未満であるので、表５に示すように、容量変動率が大きくなった。他方、試料１４２では、表４に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が８重量％を超えているので、表５に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、かつ容量変動率が大きくなった。

試料１４３および１４４では、表４に示すように、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率が１重量％未満であるので、表５に示すように、絶縁信頼性および耐めっき液性が劣っていた。他方、試料１４９では、表４に示すように、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率が９重量％を超えているので、比誘電率（ε_ｒ）が高くなった。

（実験例３）
この実験例３は、第４のセラミックとして、実験例１で用いた酸化ジルコニウムと実験例２で用いた酸化マンガンとの双方を用いたことを特徴としている。この点で、実験例３はこの発明の範囲内のものである。

まず、ガラスセラミック組成物に含まれるホウケイ酸ガラスとして、表１に示したものを用いた。

他方、ガラスセラミック組成物に含まれる第１のセラミックとして、平均粒径（中心粒径Ｄ５０）０．８μｍのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末を用意し、第２のセラミックとして、平均粒径１．５μｍのＳｒＴｉＯ_３粉末および平均粒径１．０μｍのＴｉＯ_２粉末をそれぞれ用意し、第３のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＢａＺｒＯ_３粉末を用意し、第４のセラミックとして、平均粒径１．０μｍのＺｒＯ_２粉末および平均粒径１．０μｍのＭｎＯ粉末を用意した。

次に、表６に示した各試料に係るガラスセラミック組成物を得るため、上述した第１のセラミック、ホウケイ酸ガラス、第２のセラミック、第３のセラミックおよび第４のセラミックの各粉末を混合した。

表６は、前掲の表２に対応するものであり、表２と同様の要領で表示されている。表６において、試料番号に＊を付したものは、この発明の範囲外のガラスセラミック組成物である。

次に、各試料に係るガラスセラミック組成物について、実験例１の場合と同様の要領で、表７に示すように、比誘電率（ε_r）、Ｑｆ値、共振周波数の温度係数（τ_f）、絶縁信頼性、容量変動率、および耐めっき性を評価した。さらに、この実験例３では、抗折強度も評価した。

抗折強度の評価にあたっては、比誘電率（ε_ｒ）等の評価のために作製されたグリーンシートと同様のグリーンシートをカットし、積層し、圧着することによって、０．６ｍｍ×４ｍｍ×５０ｍｍの寸法の生の積層体を作製し、これを１０００℃以下の温度で焼成することによって、セラミック基板を得た。そして、このセラミック基板について、３点曲げ法を適用し、その抗折強度を測定した。

表７においても、この発明の範囲外の試料番号には、＊が付されている。

表６および表７に示したこの発明の範囲内の試料は、表６の「ホウケイ酸ガラス」における「種類」の欄を参照すればわかるように、表１に示したこの発明の範囲内のホウケイ酸ガラスを含むとともに、第１のセラミックとしてのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末と、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３およびＴｉＯ_２の少なくとも一方からなる粉末と、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３粉末と、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２粉末およびＭｎＯ粉末とを含んでいる。

そして、この発明の範囲内の試料では、第２のセラミックの含有率は、ＳｒＴｉＯ_３ の場合には３重量％以上かつ１３重量％以下であり、ＴｉＯ_２ の場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下であり、第３のセラミックの含有率は、４重量％以上かつ８重量％以下であり、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率は、５重量％以上かつ２０重量％以下であり、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率は、１重量％以上かつ９重量％以下であり、ホウケイ酸ガラスの含有率は、３重量％以上かつ２０重量％以下である。

その結果、この発明の範囲内の試料によれば、１０００℃以下の温度での焼成が可能であるとともに、比誘電率（ε_ｒ）が低く（ε_ｒ＜１０）、Ｑｆ値が高く（Ｑｆ≧１００００ＧＨｚ）、安定な温度特性を有し（τ_f≦±３０ｐｐｍ／℃）、高い信頼性を有し（高絶縁信頼性であり、かつ容量変動率が±０．３％以下）、３００ＭＰａ以上の高い抗折強度を有し、さらに耐めっき液性に優れた、ガラスセラミック焼結体を得ることができる。

これらに対して、表１に示したガラスＧ１は、Ｌｉ_２Ｏが３重量％未満であり、そのため、これを用いた表６および表７の試料２０１では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。他方、ガラスＧ４は、Ｌｉ_２Ｏが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２０４では、Ｑｆ値が低くなり、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ５は、ＭｇＯが２０重量％未満であり、そのため、これを用いた試料２０５では、Ｑｆ値が低くなった。

ガラスＧ１４は、Ｂ_２Ｏ_３が３０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２１２では、Ｑｆ値が低く、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ１８は、ＳｉＯ_２が３５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２１５では、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。

ガラスＧ１９は、ＺｎＯが６重量％未満であり、そのため、これを用いた試料２１６では、耐めっき液性が劣っていた。他方、ガラスＧ２２は、ＺｎＯが２０重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２１９では、絶縁信頼性が劣り、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２３は、ＣａＯが１５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２２０では、絶縁信頼性および耐めっき液性が劣っていた。

ガラスＧ２６は、ＳｒＯが２５重量％を超えており、そのため、これを用いた試料２２３では、耐めっき液性が劣っていた。

表１に示したガラスＧ２９は、この発明の範囲内のものであるが、このガラスＧ２９を共通して用いた、表６および表７に示す試料２２６〜２５６の中で、この発明の範囲外となった試料について検討する。

試料２２６では、表６に示すように、ホウケイ酸ガラスの含有率が３重量％未満であるので、表７に示すように、１０００℃以下の温度で焼結しなかった。他方、試料２２９では、表６に示すように、ホウケイ酸ガラスの含有率が２０重量％を超えているので、表７に示すように、容量変動率が高く、かつ耐めっき液性が劣っていた。

試料２３３では、表６に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２の含有率が１０重量％を超えているので、表７に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。また、試料２３７では、表６に示すように、第２のセラミックとしてのＳｒＴｉＯ_３の含有率が１３重量％を超えているので、表７に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きく、かつ容量変動率が高くなった。他方、試料２５６では、表６に示すように、第２のセラミックとしてのＴｉＯ_２およびＳｒＴｉＯ_３のいずれをも含まないので、表７に示すように、共振周波数の温度係数（τ_ｆ）が大きくなった。

試料２３８では、表６に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が４重量％未満であるので、表７に示すように、容量変動率が大きくなった。他方、試料２４２では、表６に示すように、第３のセラミックとしてのＢａＺｒＯ_３の含有率が８重量％を超えているので、表７に示すように、比誘電率（ε_ｒ）が高く、かつ容量変動率が大きくなった。

試料２４３では、表６に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率が５重量％未満であるとともに、ＭｎＯの含有率が１重量％未満であるので、表７に示すように、抗折強度、絶縁信頼性および耐めっき液性が劣っていた。また、試料２４４および２４５では、表６に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率が５未満であるので、表７に示すように、抗折強度が劣っていた。同様に、試料２５０および２５１では、表６に示すように、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率が１重量％未満であるので、抗折強度が劣っていた。

他方、試料２４９では、表６に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２の含有率が２０重量％を超えているので、抗折強度が劣っていた。また、試料２５５では、表６に示すように、第４のセラミックとしてのＭｎＯの含有率が９重量％を超えているので、抗折強度が劣っていた。

（実験例４）
実験例４では、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体を作製し、その電気的特性および構造欠陥の有無を評価した。

まず、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）として、実験例１において作製した試料２、３、６、９、１０、１１、１３、１４、２７、２８、３０、３４、３９、４１、４３、４４、４５、４６、４７および４８の各々に係るガラスセラミック組成物を用意した。なお、試料４３および４４は、実験例１で扱った参考例での好ましい範囲外のものである。

他方、高誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（高ε材）を得るため、第５のセラミックとして、平均粒径（中心粒径Ｄ５０）１．０μｍのＳｒＺｒＯ_３粉末を用意し、第６のセラミックとして、平均粒径１．５μｍのＳｒＴｉＯ_３粉末を用意し、第７のセラミックとして、平均粒径０．８μｍのＭｇ_２ＳｉＯ_４粉末を用意した。また、ホウケイ酸ガラスとして、実験例１において作製したガラスＧ２、Ｇ３、Ｇ６、Ｇ９、Ｇ１２、Ｇ１３、Ｇ１６、Ｇ１７およびＧ２９をそれぞれ用意した。

次に、上述した第５のセラミックとホウケイ酸ガラスと第６のセラミックと第７のセラミックとを混合して、以下の表８に示す組成を有する試料３０１〜３１３の各々に係るガラスセラミック組成物（高ε材）を作製した。試料３０１〜３１３の各々に係るガラスセラミック組成物を焼成して得られた焼結体の比誘電率（ε_ｒ）を、実験例１の場合と同様の方法によって求めた。この結果も表８に示されている。なお、表８において、この発明の範囲外のものについて、試料番号に＊が付されている。

次に、上記低ε材となる各ガラスセラミック組成物および上記高ε材となる各ガラスセラミック組成物をそれぞれ用いて、実験例１の場合と同様の方法にて、グリーンシートを作製した。

次に、表９および表１０の「低ε材試料番号」および「高ε材試料番号」に示すように、上記低ε材となるグリーンシートと上記高ε材となるグリーンシートとを組み合わせて用いながら、図６および図７にそれぞれ示す電気特性評価用共焼結体７１および７２を作製した。

図６に示す共焼結体７１は、低ε材７３側の電気特性を評価するためのものであり、低ε材７３が高ε材７４によって挟まれた積層構造を有する積層体７５を備えている。積層体７５の内部には、１対の内部電極７６および７７が低ε材７３を介して対向するように形成される。積層体７５の各端部には、１対の外部電極７８および７９が形成され、外部電極７８および７９は、それぞれ、内部電極７６および７７と電気的に接続される。

図７に示す共焼結体７２は、高ε材７４側の電気特性を評価するためのものであり、高ε材７４が低ε材７３によって挟まれた積層構造を有する積層体７５ａを備えている。その他の構成については、図６に示した共焼結体７２の場合と実質的に同じであるので、対応の部分に同様の参照符号を付し、重複する説明は省略する。

上述した電気特性評価用共焼結体７１および７２は、内部電極７６および７７の形成のためのＣｕ含有導電性ペーストのグリーンシート上への印刷、所定のグリーンシートの積層、圧着、生の積層体７５または７５ａの焼成、ならびに、外部電極７８および７９の形成のためのＣｕ含有導電性ペーストの積層体７５または７５ａへの塗布および焼付けの各工程を経て作製されたもので、図６に表示したような寸法を有している。

次に、表９および表１０に示した試料４０１〜４７６の各々につき、電気特性評価用共焼結体７１に備える低ε材７３の比誘電率、および、電気特性評価用共焼結体７２に備える高ε材７４の比誘電率をそれぞれ求めた。比誘電率ε_ｒは、ＬＣＲメータにて電気特性評価用共焼結体７１および７２の各々が有する静電容量Ｃを１ＭＨｚにて測定するとともに、内部電極７６および７７の対向面積Ｓおよび内部電極７６および７７間の距離ｄを実測し、下式より算出した。

ε_r＝（ｄ×Ｃ）／（ε_０×Ｓ）
上式において、ε_０は真空の誘電率である。

表９および表１０において、上記の電気特性評価用共焼結体７１に備える低ε材７３の比誘電率が「低ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７１」側に示され、上記の電気特性評価用共焼結体７２に備える高ε材７４の比誘電率が「高ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７２」側に示されている。

また、表９および表１０の「低ε材：ε_ｒ」の欄における「単体」側には、用いた低ε材を単体で焼成して得られた焼結体の比誘電率が示され、同じく「高ε材：ε_ｒ」の欄における「単体」側には、用いた高ε材を単体で焼成して得られた焼結体の比誘電率が示されている。低ε材を単体で焼成して得られた焼結体の比誘電率については、表３に示したものと同様であり、高ε材を単体で焼成して得られた焼結体の比誘電率については、表８に示したものと同様である。

表９および表１０において、試料番号に＊を付したものは、実験例１で扱った参考例での好ましい範囲外または高ε材についての好ましい範囲外のものである。

表９および表１０において、「低ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７１」側に示された数値と「単体」側に示された数値とを比較すれば、前者と後者とが同じ数値を示していることがわかる。また、「高ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７２」側に示された数値と「単体」側に示された数値とを比較すれば、前者と後者とが同じ数値を示していることがわかる。これらのことから、低誘電率層および高誘電率層の各々単体での電気特性（比誘電率）を維持したまま、共焼結させることが可能であることがわかる。

次に、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体についての構造欠陥の有無を評価するため、図８に示すような構造欠陥評価用共焼結体８１を作製した。

構造欠陥評価用共焼結体８１は、低ε材８２と高ε材８３とが積み重ねられた構造を有しているもので、表９および表１０の「低ε材試料番号」および「高ε材試料番号」に示すように、低ε材８２となるグリーンシートと高ε材８３となるグリーンシートとを組み合わせて用いながら、積層し、圧着し、焼成することによって作製されたものである。

得られた構造欠陥評価用共焼結体８１の断面を金属顕微鏡にて観察し、ポア、クラック、剥がれなどの構造欠陥の発生の有無を評価した。表９および表１０の「共焼結体８１断面欠陥」の欄において、欠陥が発生したものには「×」、欠陥の発生しなかったものには「○」が表示されている。

表９および表１０からわかるように、実験例１で扱った参考例での好ましい範囲内かつ高ε材についての好ましい範囲内の試料によれば、共焼結体８１において、ポア、クラック、剥がれなどの構造欠陥が発生しなかった。

これに対して、高ε材８３において、表８の試料３１１のガラスセラミック組成物を用いた試料４１９、４２４、４２９、４３４、４３９、４４４、４４９、４５４、４５９、４６４、４６９および４７４では、構造欠陥が発生した。これは、表８の試料３１１のガラスセラミック組成物がフォルステライトからなる第７のセラミックを含まず、低ε材８２との熱膨張係数差が比較的大きくなったためであると推測される。

また、低ε材８２において、表２および表３の試料４３または４４を用いた試料４４７〜４５６においても、構造欠陥が発生した。これは、試料４３および４４のガラスセラミック組成物が、表２に示すように、第４のセラミックとしてのＺｒＯ_２を５重量％以上含まず、高ε材８３との熱膨張係数差が比較的大きくなったためであると推測される。

（実験例５）
実験例５では、実験例４の場合と同様、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体を作製し、その電気的特性および構造欠陥の有無を評価した。この場合、この実験例５では、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）において、第４のセラミックとして、実験例４で用いた酸化ジルコニウムに代えて、酸化マンガンを含むものを用いた。

すなわち、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）として、表１に示したガラスＧ２、Ｇ３、Ｇ６、Ｇ９、Ｇ１２、Ｇ１３、Ｇ１６、Ｇ１７およびＧ２９をそれぞれ用いながら、表１１に示す組成を有するものを、実験例２の場合と同様の要領で作製した。また、得られたガラスセラミック組成物を焼成して得られた焼結体の比誘電率（ε_ｒ）を、実験例１の場合と同様の方法によって求めた。この結果も表１１に示されている。

他方、高誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（高ε材）として、前述の実験例４において作製した表８に示すものを用いた。

以後、実験例４の場合と同様の要領にて、表１２および表１３に示した試料６０１〜６７６の各組み合わせにつき、図６および図７にそれぞれ示した電気特性評価用共焼結体７１および７２を作製した。表１２および表１３は、前掲の表９および表１０に対応していて、表９および表１０と同様の要領で表示されている。

次に、表１２および表１３に示した試料６０１〜６７６の各々につき、実験例４の場合と同様の評価を行なった。その結果が表１２および表１３に示されている。

表１２および表１３において、試料番号に＊を付したものは、低ε材または高ε材についての好ましい範囲外のものである。

表１２および表１３において、「低ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７１」側に示された数値と「単体」側に示された数値とを比較すれば、前者と後者とが同じ数値を示していることがわかる。また、「高ε材：ε_ｒ」の欄における「共焼結体７２」側に示された数値と「単体」側に示された数値とを比較すれば、前者と後者とが同じ数値を示していることがわかる。これらのことから、低誘電率層および高誘電率層の各々単体での電気特性（比誘電率）を維持したまま、共焼結させることが可能であることがわかる。

次に、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体についての構造欠陥の有無を評価するため、実験例４の場合と同様、図８に示すような構造欠陥評価用共焼結体８１を作製した。

得られた構造欠陥評価用共焼結体８１の断面を金属顕微鏡にて観察し、ポア、クラック、剥がれなどの構造欠陥の発生の有無を評価した。表１２および表１３の「共焼結体８１断面欠陥」の欄において、欠陥が発生したものには「×」、欠陥の発生しなかったものには「○」が表示されている。

表１２および表１３からわかるように、低ε材および高ε材についての好ましい範囲内の試料によれば、共焼結体８１において、ポア、クラック、剥がれなどの構造欠陥が発生しなかった。

これに対して、高ε材８３において、表８の試料３１１のガラスセラミック組成物を用いた試料６１９、６２４、６２９、６３４、６３９、６４４、６４９、６５４、６５９、６６４、６６９および６７４では、構造欠陥が発生した。これは、表８の試料３１１のガラスセラミック組成物がフォルステライトからなる第７のセラミックを含まず、低ε材８２との熱膨張係数差が比較的大きくなったためであると推測される。

また、低ε材８２において、表１１の試料５１５または５１６を用いた試料６４７〜６５６においても、構造欠陥が発生した。これは、試料５１５および５１６のガラスセラミック組成物が、表１１に示すように、第４のセラミックとしてのＭｎＯを１重量％以上含まず、高ε材８３との熱膨張係数差が比較的大きくなったためであると推測される。

（実験例６）
実験例６では、実験例４および５の場合と同様、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体を作製し、その抗折強度を評価した。この場合、この実験例６では、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）において、第４のセラミックとして、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの双方を含むものを用いた。

すなわち、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）として、表１に示したガラスＧ２、Ｇ３、Ｇ６、Ｇ９、Ｇ１２、Ｇ１３、Ｇ１６、Ｇ１７およびＧ２９をそれぞれ用いながら、表１４に示す組成を有するものを、実験例３の場合と同様の要領で作製した。また、実験例３の場合と同様の要領にて、当該ガラスセラミック組成物をもって作製したセラミック基板の抗折強度を求めた。この結果が後掲の表１５および表１６の「低ε材：抗折強度」における「単体」の欄に示されている。

表１４において、試料番号に＊を付したものは、この発明の範囲外のものである。この発明の範囲外の試料７１５〜７１７、７２１および７２２は、第４のセラミック量に関して、ＺｒＯ_２の場合には、５〜２０重量％の範囲から外れ、ＭｎＯの場合には、１〜９重量％の範囲から外れたものである。

他方、高誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（高ε材）として、前述の実験例４において作製した表８に示すものを用いた。また、実験例３の場合と同様の要領にて、当該高ε材をもって作製したセラミック基板の抗折強度を求めた。この結果が後掲の表１５および表１６の「高ε材：抗折強度」における「単体」の欄に示されている。

次に、表１５および表１６に示した試料８０１〜８７６の各組み合わせにつき、図９および図１０にそれぞれ示した第１および第２の抗折強度評価用共焼結体８５および８６を作製した。

第１および第２の抗折強度評価用共焼結体８５および８６は、ともに、実施例３の場合と同様の方法にて作製したグリーンシートを積層し、圧着することによって、０．６ｍｍ×４ｍｍ×５０ｍｍの寸法の生の積層体を作製し、これを１０００℃以下の温度で焼成することによって得た。そして、図９に示した第１の抗折強度評価用共焼結体８５は、低ε材８７が高ε材８８によって挟まれた積層構造を有し、他方、図１０に示した第２の抗折強度評価用共焼結体８６は、高ε材８８が低ε材８７によって挟まれた積層構造を有するものであるが、これら抗折強度評価用共焼結体８５および８６の各々における、低ε材８７および高ε材８８の各々の圧着後の厚みは０．２ｍｍとした。

これら第１および第２の抗折強度評価用共焼結体８５および８６の各々について、３点曲げ法にて抗折強度を求めた。第１の抗折強度評価用共焼結体８５によって求めた抗折強度が、表１５および表１６の「低ε材：抗折強度」における「共焼結体８５」の欄に示されている。第２の抗折強度評価用共焼結体８６によって求めた抗折強度が、表１５および表１６の「高ε材：抗折強度」における「共焼結体８６」の欄に示されている。

表１５および表１６において、試料番号に＊を付したものは、この発明の範囲外のものである。

表１５および表１６から、低ε材として、この発明の範囲外の試料７１５〜７１７、７２１および７２２を用いた、共焼結体の試料８４７〜８６１および８７７〜８６８では、低ε材による強度向上作用が働かないため、抗折強度について、「共焼結体８５」および「共焼結体８６」のいずれもが、「低ε材」の「単体」および「高ε材」の「単体」のいずれに比べても、高い値を示さなかった。

これらに対して、低ε材として、この発明の範囲内の試料７０１〜７１４、７１８〜７２０および７２３〜７２５を用いたものであって、高ε材として、この発明の範囲外の試料３１１以外の試料３０１〜３１０、３１２および３１３を用いた、共焼結体の試料８０１〜８１８、８２０〜８２３、８１２〜８２８、８３０〜８３３、８３５〜８３８、８４０〜８４３、８４５、８４６、８６２、８６３、８６５〜８６８、８７０〜８７３、８７５、８７６、８８７、８８８、８９０〜８９３、８９５〜８９８、９００および９０１では、低ε材による強度向上作用が働くため、抗折強度について、「共焼結体８５」および「共焼結体８６」の双方が、「高ε材」の「単体」より高い値を示した。

上記のように、抗折強度について、「共焼結体８５」および「共焼結体８６」が、「高ε材」の「単体」より高い値を示したのは、次の理由によると推測される。

まず、「共焼結体８６」が、「高ε材」の「単体」より高い値を示したのは、低ε材による強度向上作用が働いたためである。より詳細には、図１０を参照して、共焼結体８６において、低ε材８７にＺｒＯ_２およびＭｎＯの双方が添加されると、ガラスの結晶化の促進が、低ε材８７の露出している表面付近でより起こりやすくなり、この表面付近では、熱膨張係数が内部より小さくなる。この熱膨張係数がより小さくなった領域は、共焼結体８６の両主面に沿って位置されることになるので、共焼結体８６の両主面に沿って圧縮応力が作用する状態がもたらされ、その結果、抗折強度について、「共焼結体８６」が、「高ε材」の「単体」より高い値を示したものと推測される。

他方、抗折強度について、「共焼結体８５」が、「高ε材」の「単体」より高い値を示したのは、次の理由によるものと推測される。共焼結体８５の場合には、図９に示すように、低ε材８７は、その側縁部を露出させている。このような状況で、低ε材８７がＺｒＯ_２およびＭｎＯの双方を含む場合、露出する側縁部の方が、それ以外の内側部分より、ガラスの結晶化が促進される。その結果、低ε材８７から高ε材８８へのガラス成分の拡散が、側縁部に比べて、それ以外の内側部分においてより多く生じる。高ε材８８に含まれている第６のセラミックとしてのチタン酸ストロンチウムのようなジルコン酸塩がガラス成分に一部溶解するため、上述したガラス成分の拡散は、高ε材８８の側縁部以外の内側部分において熱膨張係数の低下がもたらされる。このため、高ε材８８の露出した主面において、その内側部分はその周縁部からの圧縮応力を受け、機械的強度を向上させるものと推測される。

（実験例７）
実験例７では、実験例４、５および６の場合と同様、低誘電率層と高誘電率層とがともに積層されかつ一体に焼成されることによって得られた共焼結体を作製し、その反り量を評価した。この場合、この実験例７では、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）において、第４のセラミックとして、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの少なくとも一方を含むものを用いるとともに、高誘電率層を構成するセラミックセラミック組成物（高ε材）においても、酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンの少なくとも一方を含むものを用いた。

まず、低誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（低ε材）として、表１に示したガラスＧ２９を用いながら、表１７に示す組成を有するものを、実験例３の場合と同様の要領で作製した。

他方、高誘電率層を構成するガラスセラミック組成物（高ε材）として、表１に示したガラスＧ２９を用いながら、表１８に示す組成を有するものを、実験例４の場合と同様の要領で作製した。なお、高ε材においては、表１８に示すように、平均粒径１．０μｍのＢａＺｒＯ_３粉末をさらに添加し、低ε材の組成に近づけた。

次に、表１９に示した試料１２０１〜１２４０の各組み合わせにつき、図１１および図１２に示した反り量評価用共焼結体９１を作製した。

反り量評価用共焼結体９１は、低ε材９２を高ε材９３の上に重ねた積層構造を有していて、図１１に表示した寸法を有している。反り量は、図１２に示すように、焼成後の反り量を評価したもので、非接触式レーザ変位計にて測定した。その結果が表１９に示されている。

表１７において、試料１００１がＺｒＯ_２およびＭｎＯのいずれをも含まない低ε材である。また、表１８において、試料１１０１がＺｒＯ_２およびＭｎＯのいずれをも含まない高ε材である。これら試料１００１に係る低ε材と試料１１０１に係る高ε材との組み合わせによる試料１２４０に係る共焼結体では、表１９に示すように、１００μｍを超える反り量を示した。

上記試料１２５２以外の試料１２０１〜１２３９では、表１７に示した低ε材および表１８に示した高ε材の双方について、ＺｒＯ_２およびＭｎＯの少なくとも一方を、前者が５〜２０重量％の含有率で、後者が１〜９重量％の含有率で、それぞれ含んでいるので、表１９に示すように、１００μｍ以下の反り量に抑えることができた。また、ＺｒＯ_２を含む試料１２０１〜１２１５よりも、ＭｎＯを含む試料１２１６〜１２２７の方が反り量を抑えることができた。これは、ＢａＺｒＯ_３やＳｒＺｒＯ_３のように、他の材料に既に含まれているＺｒ成分をさらにＺｒＯ_２として含む場合よりも、他の材料に含まれていないＭｎ成分を新たに含む場合の方が、ガラスの結晶化が促進され、それによってガラスが流動しにくくなり、ガラス成分の拡散が抑制されるため、低ε材と高ε材の間の線膨張係数差が小さくなるからであると推測される。

また、特に、表１７において、試料１００８〜１０１０が、５〜２０重量％の含有率でＺｒＯ_２と１〜９重量％の含有率でＭｎＯとの双方を含んでいる低ε材である。また、表１８において、試料１１０９〜１１１１が、５〜２０重量％の含有率でＺｒＯ_２と１〜９重量％の含有率でＭｎＯとの双方を含んでいる高ε材である。これら試料１００８〜１０１０のいずれかに係る低ε材と試料１１０９〜１１１１のいすれかに係る高ε材との組み合わせは、表１９に示すように、試料１２２９〜１２３１、１２３３〜１２３５および１２３７〜１２３９において実現されている。

これら試料１２２９〜１２３１、１２３３〜１２３５および１２３７〜１２３９によれば、表１９に示すように、２μｍ以下といった極めて小さい反り量に抑えることができた。

１ セラミック多層モジュール
２ 積層型ガラスセラミック基板
３ 低誘電率層
４ 高誘電率層
２１ ＬＣフィルタ
２３ 積層型ガラスセラミック基板
２８〜４０ セラミックグリーンシート

Claims (4)

1. フォルステライトからなる第１のセラミックと、
   チタン酸ストロンチウムおよび酸化チタンの少なくとも一方からなる第２のセラミックと、
   ジルコン酸バリウムからなる第３のセラミックと、
   酸化ジルコニウムおよび酸化マンガンからなる第４のセラミックと、
   ホウケイ酸ガラスと
   を含む、ガラスセラミック組成物であって、
   前記第２のセラミックの含有率は、チタン酸ストロンチウムの場合には３重量％以上かつ１３重量％以下であり、酸化チタンの場合には０．３重量％以上かつ１０重量％以下であり、チタン酸ストロンチウムと酸化チタンとの合計で３．５重量％以上かつ１４重量％以下であり、
   前記第３のセラミックの含有率は、４重量％以上かつ８重量％以下であり、
   前記第４のセラミックの含有率は、酸化ジルコニウムが５重量％以上かつ２０重量％以下であり、酸化マンガンが１重量％以上かつ９重量％以下であり、酸化ジルコニウムと酸化マンガンとの合計で８重量％以上かつ２５重量％以下であり、
   前記ホウケイ酸ガラスの含有率は、３重量％以上かつ２０重量％以下であり、
   前記ホウケイ酸ガラスは、当該ホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる添加成分をさらに含み、
   前記添加成分の含有率を当該ホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、前記添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下である、
   ガラスセラミック組成物。
2. 請求項１に記載のガラスセラミック組成物を所定形状に成形し、１０００℃以下の温度で焼成することによって得られた、ガラスセラミック基板。
3. 低誘電率層、および前記低誘電率層とともに積層される高誘電率層を備え、
   前記低誘電率層は、請求項１に記載のガラスセラミック組成物を焼成してなるものであり、
   前記高誘電率層は、
   ジルコン酸ストロンチウムからなる第５のセラミックと、
   チタン酸ストロンチウムからなる第６のセラミックと、
   フォルステライトからなる第７のセラミックと、
   第２のホウケイ酸ガラスと
   を含む、ガラスセラミック組成物を焼成してなるものであり、
   前記第２のホウケイ酸ガラスの含有率は、１重量％以上かつ１２重量％以下であり、
   前記第２のホウケイ酸ガラスは、当該第２のホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる第２の添加成分をさらに含み、
   前記第２の添加成分の含有率を当該第２のホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、前記第２の添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下である、
   積層型ガラスセラミック基板。
4. 低誘電率層、および前記低誘電率層とともに積層される高誘電率層を備え、
   前記低誘電率層は、請求項１に記載のガラスセラミック組成物を焼成してなるものであり、
   前記高誘電率層は、
   ジルコン酸ストロンチウムからなる第５のセラミックと、
   チタン酸ストロンチウムからなる第６のセラミックと、
   フォルステライトからなる第７のセラミックと、
   含有率が５重量％以上かつ２０重量％以下の酸化ジルコニウムおよび／または含有率が１重量％以上かつ９重量％以下の酸化マンガンと、
   第２のホウケイ酸ガラスと
   を含み、
   酸化ジルコニウムと酸化マンガンとの合計の含有率が８重量％以上かつ２５重量％以下である、ガラスセラミック組成物を焼成してなるものであり、
   前記第２のホウケイ酸ガラスの含有率は、１重量％以上かつ１２重量％以下であり、
   前記第２のホウケイ酸ガラスは、当該第２のホウケイ酸ガラス全体に対し、リチウムをＬｉ_２Ｏ換算で３〜１５重量％、マグネシウムをＭｇＯ換算で２０〜５０重量％、ホウ素をＢ_２Ｏ_３換算で１５〜３０重量％、ケイ素をＳｉＯ_２換算で１０〜３５重量％、および、亜鉛をＺｎＯ換算で６〜２０重量％含むとともに、酸化カルシウムおよび酸化ストロンチウムの少なくとも一方からなる第２の添加成分をさらに含み、
   前記第２の添加成分の含有率を当該第２のホウケイ酸ガラスに占める割合で表したとき、前記第２の添加成分の含有率は、酸化カルシウムの場合にはＣａＯ換算で２．５重量％以上かつ１５重量％以下であり、酸化ストロンチウムの場合にはＳｒＯ換算で２重量％以上かつ２５重量％以下であり、ＣａＯ換算での酸化カルシウムとＳｒＯ換算での酸化ストロンチウムとの合計で５重量％以上かつ２５重量％以下である、
   積層型ガラスセラミック基板。

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