PDF《犔犪犃犾犗ز》

8 6时的ε r=1

0 2. 4. t a nδ先减小后增加, 当陶 瓷为正交相时, t a nδ 最小.当=0.

4

6、 0.

5 6 时, t a nδ分别为3.

0 1*1 0-4 和2.

6 9*1 0-4 . 图6

1 MH z时各组分ε r 和t a nδ L A S T 陶瓷的εr可用KiusiusMosotti方程[

1 4

1 5 ] 描述为 ε r -1 ε r +2 =

1 3 ε

0 荦α(1)式中: 荦 为单位体积极化分子数;

α 为极化率, 与电 介质组成粒子的性质有关;

ε

0 为真空介电常数. 虽然晶胞体积增大而使 荦 减小, 但其影响可忽 略.T i 4+ 的极化率( α( T i 4+ ) =2.

9 4 *1 0-3 n m

3 ) 远大于Al3+ 的极化率(α(Al3+ )=0.

7 8*1 0-3 n m

3 ) [

1 5] , 陶瓷组分含钛越多, ε r 越大.T i 4+ 半径较 小, 在外电场作用下很易在氧八面体内运动, 极化能 力强.随SrTiO3掺入量增加, 位离子 半径增大 引起的氧八面体的体积增加, T i 4+ 运动空间增大, 进 一步增大了 T i 4+ 的极化能力, 导致ε r 增加. 当=0.

3

6、 0.

6 6时, t a nδ 增大, 这时 L a A l O

3 与S r T i O

3 固溶, 晶格畸变显著, 固溶体陶瓷晶体结 构的结构趋势改变[

1 6 ] ( 见图5) , 陶瓷相结构分别由 三方相过渡为正交相、 正交相过渡为立方相, 损耗增 大与相结构转变有关. 由图3可知, =0.

4

6、 0.

5 6陶瓷组分晶粒发育 良好, 这样有利于获得低损耗的陶瓷, 而=0.

3

6、 0.

6 6陶瓷晶粒发育不良, 晶体缺陷增加, 而使t a nδ

5 1

4 第3期肖鹏等: ( 1-) L a A l O

3 SrTiO3陶瓷结构及介电性能研究 增加.这是随S r T i O

3 含量的增加, t a nδ 先减小后 增大的另一方面原因. τ 与介质陶瓷材料的热膨胀系数α 和介电常 数温度系数τ ε 有关[

1 7 ] , 即τ=-0.

5 τ ε -α (2)其中 τ ε = ε

2 -ε

1 2 -()1ε1(3)式中ε

1、 ε

2 分别为

1、

2 温度时的介电常数, 一般 选取 1=(

2 0±5 )℃, 2=(

8 0±5 )℃. 对于电子陶瓷材料αL相差不大,一般取10℃-1 左右.所以τ ε 成为影响τ 的主要因素.而τε主要与离子极化率有关, 因此, τ 也与离子极化 率有关.这使ε r 与τ 常有相似的变化趋势.前文 已分析到, 增加, 极化率增加, τ 增大, 在当陶瓷主 晶相为正交相时, 可得τ 妗0, 如图7所示. 图7 各组分谐振频率温度系数 综上可知, 在0.

4 6≤0.

5 6 内, 陶瓷有较高 的ε r、 低t a nδ, 且τ 妗0.

3 结束语

1 )成功制备了钙钛矿结构主晶相的( 1-) L a A l O

3 SrTiO3介质陶瓷, 在所有成分比范围固溶. L A S T陶瓷烧成温度随S r T i O

3 含量增加, 由16

1 0℃ 降低到15

2 0 ℃.S r T i O

3 掺入量增加, 极化能力强 的Ti4+ 含量增加, 极化率增加, 导致ε r、 τ 增加.控制S r T i O

3 含量, 可实现介电性能的系列可调化.

2 ) X R D研究表明, 0≤0 .

3 6时, 陶瓷为三方 相;

0 .

4 6 ≤

0 .

6 6时, 为正交相;

0 .

7 6≤1 .

0 0时, 为立方相.在成分点=0 .

3 6 、

0 .

6 6附近, 材料晶格 畸变和晶体结构的重大变化使介电损耗增大, 同时晶 粒发育不良, 晶体缺陷增加是导致介电损耗增加的另 一方面原因.当陶瓷为正交相时, 损耗最小.

3 ) L A........