"一般式O3で表わされ,ここにxyzuvw13xyz3u2v2xyzu0v≧0であり,M1は第1族元素の少なくとも1種を含み,M2は第2族元素の少なくとも1種を含み,Lはランタノイド元素の少なくとも1種を含み,Vは空孔であり,ZはZrHf及びこれらの組み合わせから選択されている,セラミック素材。請求項1に記載のセラミック素材であって,0005≦z≦0250005≦v≦0250001≦u≦0020≦w≦0020≦s≦02であるセラミック素材。請求項1又は2に記載のセラミック素材であって,前記M1は,Li及びKを含む群から選択し,前記M2はCaSr及びBaを含む群から選択されているセラミック素材。請求項1~3の何れか一項に記載のセラミック素材であって,前記Lは,LaCePrNdPmSmEuGdTbDyHoErTm及びYbを含む群から選択されているセラミック素材。請求項1~4の何れか一項に記載のセラミック素材であって,式Bi049Na0335K0125Li004Nd001TiO3で表わされるセラミック素材。請求項1~5の何れか一項に記載のセラミック素材であって,無鉛とされているセラミック素材。請求項1~6の何れか一項に記載のセラミック素材であって,分極温度が20°C未満,キュリー温度が150°C未満であるセラミック素材。請求項1~7の何れか一項に記載のセラミック素材であって,20°C~150°Cの温度範囲における誘電損率が05未満であるセラミック素材。請求項1~8の何れか一項に記載のセラミック素材であって,20°C~150°Cの温度範囲において電界を印加したときの膨張率が01~03であるセラミック素材。請求項1~9の何れか一項に記載のセラミック素材であって,20°C~150°Cの温度範囲において電界を印加したときの温度依存性が30未満であるセラミック素材。請求項1~10の何れか一項に記載のセラミック素材を含む圧電アクチュエータ。請求項1~10の何れか一項に記載のセラミック素材を製造する方法であって,A粉末状の出発物質を化学量論比で混合及び粉砕するステップと,Bその混合物を乾燥させると共に焼成するステップと,C前記混合物をセラミック粉末に粉砕するステップと,D該セラミック粉末を脱脂及び焼結して前記セラミック素材とするステップと,を含む方法。請求項12に記載の方法であって,前記ステップAにおける出発物質を,前記M1M2L及びZに含まれる酸化物及び/又は炭素塩から選択する方法。請求項12又は13に記載の方法であって,前記ステップBにおいて前記混合物を60°Cで乾燥させ,750°C~950°Cの温度範囲で焼成する方法。請求項12~14の何れか一項に記載の方法であって,前記ステップDにおいて前記セラミック粉末を450°Cの温度下で脱脂し,1000°C~1150°Cの温度範囲で焼結する方法。本発明の一実施形態の課題は,無鉛であり,優れた電気特性を有するセラミック素材を提供することにある。更なる実施形態の課題は,上記セラミック素材を含む圧電アクチュエータと,上記セラミック素材の製造方法を提供することにある。上述した課題は,請求項1に記載のセラミック素材,請求項11に記載の圧電アクチュエータ,及び請求項12に記載の方法により解決される。本発明に係るセラミック素材及びその製造方法の更なる実施形態は,従属請求項に記載したとおりである。本発明は,一般式O3で表わされるセラミック素材に関する。ここに,xyzuvw13xyz3u2v2xyzu0v≧0である。更に,M1は周期表において一価とすることのできる第1族元素の少なくとも1種を含み,M2は周期表において二価とすることのできる第2族元素の少なくとも1種を含み,Lは三価とすることのできるランタノイド元素の少なくとも1種を含んでいる。Vはセラミック素材における格子の空孔であり,ZはZrHf及びこれらの組み合わせから選択されている。即ち,本発明は,Bi05Na05TiO3ペロブスカイト型セラミックスに基づき,かつ1種以上の元素によって変化させたセラミック素材を提供するものである。一般構造ABO3を有するBi05Na05TiO3ペロブスカイト型セラミックは,セラミック素材の主成分であると共に,ホスト格子を構成している。この格子には,置換基M1M2Lと共に,Z及び空孔Vが任意に設けられている。従って,ペロブスカイト格子におけるA位置は一部を要素M1M2L又は空孔Vが占める構成とし,B位置は一部を要素Zが占める構成とすることができる。O3で表わされるセラミック素材の実施形態において,0005≦z≦0250005≦v≦0250001≦u≦0020≦w≦0020≦s≦02である。更に,M1はLi及びKを含む群から選択し,M2はCaSr及びBaを含む群から選択することができる。即ち,M1はアルカリ金属を含むことができ,M2はアルカリ土類金属を含むことができる。更に,LはLaCePrNdPmSnBuGdTbDyHoBrTm及びYbを含む群から選択することができる。他の実施形態において,セラミック素材は無鉛とする。これにより,環境及び健康に対して無害のセラミック素材が製造可能となる。他の実施形態において,セラミック素材は,式Bi049Na0335K0125Li004Nd001TiO3で表わすことができる。上記実施形態に係るセラミック素材は,非圧電効果,即ち電界誘導による相変態に基づく大きな膨張率を示す。ペロブスカイト格子における置換基及び/又は空孔により,セラミック素材における無極性相が広い温度範囲に亘って安定化する。即ち,セラミック素材は,極性相及び無極性相間における,通常は可逆的な変態に関して,広範な温度変化に対する安定性を示す。この広い温度範囲において,無極性相は温度変化に起因して極性相に変態することがない。かかる変態は通常,ヒステリシスと大きな誘電損率をもたらし,エネルギ伝達に際して効率の低下につながる。セラミック素材は,20°Cよりも低い脱分極温度Tdと,150°Cよりも高いキュリー温度Tcとを有することができる。キュリー温度Tcは,好適には200°Cよりも高く,特に300°Cよりも高くすることができる。脱分極温度は,特に0°Cよりも低温とすることができる。セラミック素材を特殊な組成とすることにより,脱分極温度を室温よりも大幅に低い温度に調整し,キュリー温度を高温,好適には300°Cよりも高い温度に調整することが可能となる。この場合,何れの臨界温度も実際の応用に際して想定される温度範囲,例えば20°C~150°Cの範囲外となる。このように,電界を印加したときのセラミック素材の電気機械的応答性は,温度変化の影響を全く又は僅かにしか受けない。かかる特性は,置換基及び/又は空孔が格子内に乱れを生じさせ,その結果として生ずる拡散型相変態にも起因する。そして,拡散型相変態はエネルギ損失を更に低減するものである。強誘電格子内に導入された陽イオン空孔及び/又は異なるイオン価を有する陽イオンは,異なる電荷を有する陽イオンを不規則に分配することにより,電界及び/又は結合に乱れをもたらす。この乱れは,強誘電体における秩序を広範囲に亘って抑制し,その結果として拡散型相転移が生ずる。かかる拡散型相転移は,特定温度又は特定電界で急激に生ずるものではなく,ある温度範囲又は電界範囲において生ずるものである。その結果,前記特性の温度依存性が低下する。併せて,誘電ヒステリシスが大幅に抑制されると共に,誘電損失が更に低レベルに維持される。無極性状態から極性状態への相変態は,電界,例えば1KVmm~6KVmmの範囲から選択される電界値の電界を印加することにより達成可能である。セラミック素材の誘電損率は,20°C~150°C,好適には20°C~200°C,特に好適には0°C~280°Cの温度範囲において,05以下,特に045以下とすることができる。セラミック素材の膨張率は,20°C~150°Cの温度範囲,好適には20°C~200°Cの温度範囲,特に0°C~280°Cの温度範囲において01~03,例えば02とすることができる。同一の温度範囲においてセラミック素材は,電界を印加したときに30未満,例えば20未満の温度依存性を示すことができる。セラミック素材の臨界温度は,置換基及び/又は空孔により調整することが可能とされている。キュリー温度Tcは,セラミック素材におけるBi及び/又はNaを,より小さなイオン半径を有する陽イオン,例えばCaLi又はランタノイドで置換することにより高めることができる。これに対して,キュリー温度Tcは,より大きなイオン半径を有する陽イオン,例えばBaSr及びKを導入することにより低下させることができる。同様に,セラミック素材における置換基を利用して脱分極温度Tdに影響を及ぼすこともできる。Li及びK以外の置換基は全て,菱面晶相に対して減算的に影響する。即ち,Li及びK以外の置換基の含有量が増加することにより,脱分極温度が低下する。Ba及びKは,より高濃度で含有されている場合,正方晶の強誘電相をモルフォトロピック相境界MPBmorphotropicphaseboundaryに亘って安定化させ,これにより脱分極温度Tdを高める。セラミック素材のB位置における大きな置換基,例えばZr及びHf,並びにA位置における空孔により,脱分極温度Tdを低下させ,無極性相が安定化される温度範囲を拡大させることができる。従って,セラミック素材における各置換基の濃度を調整することにより臨界温度Td及びTcを,実際の応用に際して想定される温度範囲外に設定することが可能となる。即ち,本発明に係るセラミック素材は,相変態により膨張率が制御可能である。電界を印加することにより,03までの膨張率を生じさせることができる。このような電界印加に対するセラミック素材の電気機械的な応答性は,温度の影響を全く又は僅かにしか受けないため,セラミック素材のエネルギ効率を高めることが可能である。更に,上述した特性を備えるセラミック素材においては,所望の用途に使用できる状態に先立つ製造時に分極プロセスを実施する必要がない。これは,セラミック素材の膨張が,可逆的かつ電界誘導による無極性相から強誘電相への移行に起因するものであり,従って分極プロセスによって先に圧電気を発生させる必要がないからである。このため,セラミック素材の膨張は,電界の極性に影響されることもない。かかる理由により,セラミック素材の製造プロセスが簡素化され,これにより製造コストが低下すると共に製造に伴う欠陥が回避される。更に,セラミック素材はその極性に関して制約なく使用可能である。セラミック素材は,例えば非極性又は双極性の電圧又はこれら電圧形式の組み合わせにより励起することができる。即ち,本発明に係るセラミック素材は,その使用において高度の柔軟性を備えるものである。更に,本発明は,上述した実施形態に係るセラミック素材を含む圧電アクチュエータにも関する。従って,本発明に係る圧電アクチュエータは,製造コストの低減だけでなく,エネルギ効率も改善されている。更に,本発明は,上述の実施形態に係るセラミック素材の製造方法にも関する。本発明に係る製造方法は,A粉末状の出発物質を化学量論比で混合粉砕するステップと,B混合物を乾燥させて焼成するステップと,C混合物をセラミック粉末に粉砕するステップと,Dセラミック粉末を脱脂及び焼結してセラミック素材とするステップとを含む。セラミック素材の製造は,標準圧力及び適切な温度下で実施することができる。これにより,製造コストが更に低減可能である。ステップAにおける出発物質はM1M2L及びZに含まれる酸化物及び/又は炭素塩から選択し,例えばBi2O3Nd2O3Na2Co3Li2Co3及びTiO2から選択することができる。ステップBにおいては,混合物を60°Cで乾燥させ,750°C~950°C,特に800°Cで焼成することができる。更にステップDにおいては,450°Cの温度で脱脂し,1000°C~1150°C,特に1000°C~1100°Cで焼結することができる。以下,本発明の態様を添付図面及び実施形態に基づいて詳述する。以下,式Bi049Nd001Na0335K0125Li004TiO3で表わされる本発明セラミック素材の製造方法の実施形態について説明する。まず,粉末状出発物質であるBi2O3Nd2O3Na2Co3K2Co3Li2Co3及びTiO2を計量することにより,ABO3で表わされるペロブスカイトの一般式における化学量論を満足させる。この粉末状出発物質は,998以上の純度を有する。出発物質を混合した後,イットリウムで安定化させたZr02の粉砕球を収めたボールミルにより粉砕する。粉砕に際しては,媒体として無水エタノールを添加する。上記出発物質よりなる混合物は,炉内において60°Cで乾燥させる。乾燥させた粉末を濾過し,4時間に亘って800°Cで焼成することにより,均一なペロブスカイト構造を生成する。焼成した粉末を再粉砕して粒径を微細化する。これにより得られたセラミック粉末を乾燥させ,ポリビニルブチラールPVBバインダと混合して顆粒化する。次に,顆粒化したセラミック粉末を直径156mm及び厚さ15mmのペレットにプレスする。グリーンペレットを2時間に亘って450°Cで脱脂した後,1~2時間に亘って1000°C~1100°Cの温度で焼結する。ペレットの互いに対向する表面に銀ペーストをコーティングすることにより,セラミック素材を含むコンデンサ及び銀電極を得ることが可能である。この場合に誘電特性は,LCRブリッジを使用して温度T及び周波数νの関数として測定する。またセラミック素材の膨張率Sは,aixACCT圧電解析システムaixACCTSystemsGmbH社製を使用して電界E及び温度Tの関数として算出する。信号としては,01Hzの低周波数を有する三角波を使用する。電界Eの振幅は,47kVmmとする。図1aは,セラミック素材に作用する電界Eに応じた分極量Pを室温下で示すグラフである。この場合,y軸は分極量Pcm2を,またx軸は電界EkVmmを示す。図1bは,電界EkVmmに対する膨張率Sを示すグラフである。セラミック素材の膨張率Sは,47kVmmの電界の場合に02である。電界誘導による相変態は約2kVmm~5kVmmの幅広い領域に亘って生じており,これは拡散型相変態を示唆するものである。図1aのP‐E曲線から誘電損率が算出可能であり,この場合の誘電損率は約43である。この値は,既知の無鉛セラミックにおける値よりも低い。低誘電損率は,電気機械的な結合挙動において高い効率を得るために不可欠である。図2は,電界誘導による最大膨張率Sの温度依存性と,誘電損率tanδの温度依存性を示すグラフである。図2aは,温度T°Cに対する膨張率S103を示し,図2bは,温度T°Cに対する誘電損率tanδを示す。電界誘導が47kVmmの場合の膨張率Sは,室温~150°Cの温度範囲内で±10と僅かである。この点で,既知の無鉛セラミックに比べて大幅に改善されている。更に,誘電損率tanδは,より高温の場合でも低い値を示している図2b参照。この高い温度安定性及び低い誘電損率は,セラミック素材を圧電アクチュエータに使用する上で有利な特性である。次に,各置換基のセラミック素材に対する効果と,特性温度Td脱分極温度及びTcキュリー温度に及ぼす影響を説明する。図3aは,イオン半径rÅに対応する置換基の含有量°Cmolが脱分極温度に及ぼす影響dTddxを示し,図3bは,イオン半径rÅに対応する置換基の含有量°Cmolがキュリー温度に及ぼす影響dTcdxを示す。この場合の温度は何れも,Ba05Na05TiO3セラミックへの置換基の追加に合わせて標準化してある。図面において互いに異なる記号は置換基の種類,即ち,M1アルカリ金属,M2アルカリ土類金属及びLランタノイドを表わしている。図3a及び図3bのパーセント表示は,各置換基の最大追加量,即ち,温度変化及び追加した置換基量の間において線形性の維持される量をmolで示す。即ち,置換基が臨界温度の変化に及ぼす影響は,置換基含有量に対する臨界温度の依存性を線形的に表わすことにより評価可能である。置換基含有量が臨界値を超えた場合には線形挙動からのズレや,飽和又は溶解の超過が生ずる。置換基により,セラミック素材のA位置におけるキュリー温度に大きな影響を及ぼすことができる。置換基のイオン半径が小さいほど,キュリー温度が高くなる図3a参照。セラミック素材のキュリー温度を変化させる置換基の機能は,ホスト格子内における置換基の溶解性にも左右される。例えばランタノイドはより大きな効果を有するが溶解性が低いため,キュリー温度の変化に対する影響は限定的である。アルカリ金属はホスト格子内で良好な溶解性を示すが,含有量が10molを超過するとキュリー温度を変化させることができなくなる。一般的に,脱分極温度Tdは,イオン半径の小さい置換基の追加に伴って低下する図3b参照。Ba及びアルカリ金属の追加により,異なる効果が生ずる。即ち,Ba,Li及び/又はKを,臨界値を下回る含有量でBa05Na05TiO3の格子に追加すれば,強誘電相が安定化される。これら元素の格子内における含有量の増加に伴い,格子の乱れが大きくなるために脱分極温度が低下する。脱分極温度は,例えば約3molのBaを追加した場合には最大値に達するが,より高い含有量のBaを追加した場合には低下する。更に,脱分極温度は約4molのLi及び8molのKを追加した場合にもピークに達する。通常,置換基含有量は以下の観点から最適化することができる。即ち,キュリー温度を300°C以上とし,脱分極温度を0°Cとすることにより,電気機械的特性に対する温度依存性を弱めることが可能である。更に,少なくとも1種のランタノイドを追加して,格子内のA位置における電気的な乱れや立体構造的な乱れを大きくすることにより,エネルギ損失を低減させるのが好適である。次に掲げる表1は,それぞれの置換基による影響を示す。第1列には置換基としてセラミック素材に追加し得る例示的元素を,第2列には例示的元素のイオン半径rを,第3列には例示的元素のイオン価を,第4列には例示的元素が占める格子位置を,更には第5列及び第6列には,例示的元素が温度Tc及びTdに及ぼす影響をそれぞれ示す。表1において,上向き矢印は置換基が温度を上昇させることを意味し,下向き矢印は置換基が温度を低下させることを意味するものである。これら置換基は,混合することも可能である。本発明は,上述した実施形態に限定されるものではない。即ち,特許請求の範囲又は明細書内に明示されていない実施形態の組み合わせをも包含することは,言うまでもない。"