微波介质陶瓷研究（精选7篇）
微波介质陶瓷研究 篇1
0 引言
微波介质陶瓷(Micro-wave Dielectric Ceramics,简称MWDC)是指应用于微波频段(主要是UHF、SHF频段)电路中作为介质材料并完成一种或多种功能的陶瓷[1]。20世纪后期,随着无线互联网、宽带主干网及全球定位系统GPS的迅猛发展,作为微波滤波器、谐振器及振荡器等无线通讯器件用的高性能微波介质陶瓷日益成为国际学术界广泛关注的焦点材料。衡量微波介质陶瓷材料的三个重要的介电参数:介电常数εr、介电损耗及谐振频率温度系数τf分别决定着微波器件的尺寸、选频特性和频率温度稳定性等物理性能,是微波器件的小型化、高品质化和集成化的重要基础。
1 微波介质材料的研究现状
目前在覆盖整个微波频率段的陶瓷材料中,人们对10cm以上微波波段(数百MHz～3000MHz)的微波介质陶瓷材料及器件的研究已比较成熟,开发出了一系列εr>70的高介电常数的微波介质陶瓷材料,但由于微波介质陶瓷介电常数εr和介电损耗tanδ之间内在物理机制的制约,其tanδ往往大于1×10-4(2GHz下)。与此同时,随着民用移动通讯技术,包括手机、GPS、卫星电视等,不断向着高频(第四代)、大信息量,高稳定度方向的发展,对微波介质陶瓷的介电损耗tanδ和谐振频率温度系数τf提出了越来越严格的要求。而与此相比,对材料的εr值的要求则可适当放宽。因此目前移动通讯市场对于3cm～10cm波段下(3～10GHz)的低损耗、高温度稳定的陶瓷材料的需求很大,对其研究正处于热点和重点研究阶段,可望在卫星电视、无线基站上作为滤波器、振荡器和谐振器等微波选频、振荡器件而获得广泛应用。
纵观目前国内外现状,对于已经研究过且正在研究的微波介质陶瓷材料体系的制备方法主要包括两种:
(1)制备单一物相的材料体系;
(2)利用叠加规律,对已知正负温度系数的陶瓷材料进行复合化处理,开发新型微波介质陶瓷。
前者由于微波介质物理学尚不完善,给材料的设计工作带来很大困难,而且由于微波介质陶瓷三参数间内在的物理制约机制,使得制备高介电常数、低损耗而温度系数又为零的新型微波介质陶瓷材料是十分困难的,且开发周期长和研发的成本高,因此运用这种方法制备的较少。运用较多的就是利用后者叠加规律来开发新型微波介质陶瓷材料,其优点就是充分利用已有材料来形成一系列新的固溶体或混合相陶瓷材料,其性能得到互补,从而改进材料的微波性能,另外其研发成本较低且易于开发。以这种复合方法制备的微波介质材料能较好的符合介电损耗tanδ低、介电常数εr大及谐振频率温度系数τf≈0的要求,是目前新型微波介质陶瓷研制领域的热点。国际上许多学者都对新型复合微波介质陶瓷材料进行了探索,开发出了各具特色的复合材料体系(见表1)。国内一些研究单位,对复合微波介质陶瓷的研究也非常关注,开始了一些工作,如浙江大学的陈湘明等研究了(1-x)Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-xLa(Mg1/2Ti1/2)O3的复合[15],发现该体系中在x=0.9处制得了εr=34.2,tanδ=3.2×10-4(6.79GHz),τf=-60ppm/℃的微波陶瓷;武汉理工大学陈文等研究了(1-y)Ca1-xLa2x/3TiO3-yCa(Mg1/3Nb2/3)O3[3]的复合,结果表明在x=0.2～0.8,y=0.4～0.6的范围内,体系均形成了正交钙钛矿单一固溶体结构,对于Ca1-xLa2x/3Ti O3材料,在当x=0.4时其介电性能最好,并在0.5Ca0.6La0.2667TiO3-0.5Ca(Mg1/3Nb2/3)O3的成分中获得了εr=55.0,tanδ=1.69×10-4(7.6GHz),τf=0.04ppm/℃的良好微波性能。
2 复合体系的制备工艺与非本征损耗的关系
2.1 制备工艺
采用分步合成法,利用传流氧化物工艺,以所需各元素的高纯氧化物或碳酸盐为原料,通过DSC/TGA确定最佳预烧及烧结温度;用SEM观测晶粒微观形貌,XRD测量预烧及烧结体的物相组成,并推导其相关反应过程。复合体系的工艺流程图如图1所示。
2.2 制备工艺与非本征损耗的关系
影响微波介质陶瓷介电损耗的因素很多,除了其本身固有的本征损耗外,还与一些宏观因素(非本征因素)如:晶体结构、晶格缺陷(如氧空位)、杂质、结构有序无序度、微结构(如孔隙)等影响因素有关。对于给定组成的陶瓷材料,决定其性能的主要因素取决于微波介质陶瓷材料的制备工艺,这就要求我们从工艺入手,通过调整工艺参数来使性能得到改善。下面主要从杂质、气孔、氧空位、有序无序几个方面讨论如何通过控制制备工艺获得低损耗复合微波介电陶瓷。
(1)制备工艺与杂相、气孔及氧空位的关系
对于微波介质陶瓷中的杂相,不但影响晶格的非简谐振动,而且还增加电导损耗,对材料的品质因数极为不利[16,17]。因此在复合过程中,从原料开始就应该选取含杂较少的原料,在其他制备环节中也要尽量避免杂质的引入;同样,高纯、超细、均匀的粉体有利于最终物相的形成且可避免杂相的产生,因此在球磨过程中要保证足够长的时间使之具混合均匀、粒度细小的组成,从而提高材料的微波性能[18,19]。
对于微波介质瓷中的气孔,其直接可导致陶瓷材料的相对密度、致密性下降,能急剧地增大介电损耗[20],因此在成型压力环节中适当增大成型压力可以使生坯密实,粉料间接触面积增大,排除部分气孔以利于烧结;同样在烧结环节中,适当的烧结温度也有利于气孔及第二相的消除,达到均匀致密的微结构,如在Ba6-XSm8+2X/3Ti18O54瓷中,当烧结温度达到1350℃时,气孔排除且原来烧结体中均匀分布的第二相成为少量晶界聚集物,Qf值有所提高[17]。
材料显微结构中氧空位的存在往往会增大介电损耗[21],在复合微波介质陶瓷的制备过程中,由于两端点材料的烧结温度不一致,往往会导致烧结过程中某一低温端点材料的挥发,如(Na0.5La0.5)TiO3(缩写为NLT)和CeO2烧结时[22],单一NLT瓷在烧结温度1100℃就可以成瓷,而CeO2的烧结温度要高于1600℃,要使最后复合陶瓷体成瓷的话烧结温度必须高于1500℃,而通常的瓷体往往在密闭的条件下烧结,这样一来氧气氛的不足以及材料的挥发容易导致陶瓷内部产生氧空位,这将极大的恶化陶瓷的微波介电性能,因此对于易挥发或烧结温度较低的材料,为了减少最终陶瓷中的晶格缺陷以及由此引发的松弛极化损耗,提高介电性能,在复合陶瓷的制备过程应注重两端点材料的选取和液相烧结助剂的利用,同样还可通过改善烧结工艺来有效控制挥发将是改善晶格振动的非简谐性,提高品质因数的关键工艺。
综上所述,既然杂相、气孔、氧空位等因素均会影响微波介电性能,因此在制备过程中如何消除或者减少这些影响因素,对于提高微波介电性能至关重要。这就告诉我们从工艺上提高相对密度,增加原料的纯度及细度,通过成型压力和烧结工艺中有效地控制样品中的晶粒生长,使晶粒致密均匀致密,这就可以尽量消除陶瓷中的晶格缺陷、杂质及空位等。
(2)制备工艺与有序无序度的关系
对于某些高Q值的微波介质陶瓷,有序度是影响介电性的重要因素。目前对新型复合微波介质陶瓷材料进行研究的重点都是对复合体系晶体结构随成分的演变规律,特别是其中阳离子的有序结构的变化规律,及其与tanδ值之间的对应关系,如韩国学者M.H.Kim的研究表明[23],在Ba(Zn1/3Ta2/3)O3复合钙钛矿中添加适量TiO2(1.0mol%),可以使体系tanδ值由0.76×10-4(6.5GHz)下降至0.48×10-4(6.5GHz),其原因是Ti4+并没有进入Ba(Zn1/3Ta2/3)O3晶体结构的B位,因此没有破坏Zn2+∶Ta5+的1∶2有序结构,从而保留了Ba(Zn1/3Ta2/3)O3陶瓷极低的tanδ值。并且TiO2在烧结的过程中还可以充当液相烧结助剂,增大体系的体密度,因此体系的tanδ值进一步降低了。又如M.P.Seabra研究表明[3],在(1-x)La(Mg0.5Ti0.5)O3-xCaTiO3固溶体中,当CaTiO3含量x仅为0.1mol时,从XRD上看,复合固溶体中B位阳离子1∶1有序结构即已消失,材料tanδ值由此增大了近8倍。由此可以得到非常明确的实验结论:如果有序结构被破坏,材料的tanδ值将会大幅升高,在复合材料体系中,有序超格子结构是材料低tanδ值的重要来源。由于目前合成的复合微波介质陶瓷大多是形成了固溶体结构,这使得在某些材料体系中,由于固溶时两种端点材料的阳离子的相互扩散,低tanδ值的重要来源—有序超格子结构被破坏,材料tanδ值大幅升高。因此为了解决这种固溶体中的有序结构很容易被破坏的情况,可通过设计复合材料的化学成分,使之形成复相陶瓷(multiphase ceramics)材料,以保留其有序结构。另外还可以通过控制工艺(特别是烧结与退火)来控制或者获得有序度,如Ba(Znl/3Ta2/3)O3陶瓷Q值的提高可通过1400℃下热压烧成或延长烧成时间使Zn和Ta原子规则排列来获得,提高烧成温度或延长保温时间也可实现Zn、Ta原子规则排列[24];在Ba(Znl/3Ta2/3)O3与SrGa1/2Ta1/2O3的复合过程中[25],通过在1275℃下退火24小时的工艺处理,该体系的Qf值得到较大提高,从10800增加到156000GHz,其增大的原因与有序度的增加是分不开的,但将退火时间增长对Qf值的影响不大。
综上所述,对于复合体系,如何保留原有材料的有序结构和通过何种制备工艺来获得有序度,是大幅降低其tanδ值的关键,因此,在制备过程中,我们应该注重两端点材料的选取、化学成分的设计和先进工艺、新技术的使用,这些是获得低损耗微波介质陶瓷的重要途径。
3 总结与展望
(1)微波介质陶瓷到目前为止,利用复合的方法制备出了大量高性能的微波介质陶瓷材料。在微波高频段,今后的发展趋势仍是将不同的材料系列进行复合,利用复合效应获得综合性能更为优良的微波介质材料,其应用前景是十分广阔的。
(2)在制备过程中,要获得性能更优越的陶瓷体系,对于现有的制备工艺有待于进一步改进,如分别从煅烧后的球磨时间、烧结温度、保温时间、氧气氛退火及退火温度等工艺参数入手,优化复相陶瓷的有序度、晶粒尺寸、晶界、气孔率等结构,保证陶瓷均匀、致密、缺陷少。其中重点是考察烧结温度、保温时间及退火对复相陶瓷中有序度的影响,制备出性能优异的复相陶瓷。因此在今后的微波介质陶瓷的研究中,主要围绕这几个方面展开:(1)在制备过程中,针对目前多采用的常规高温固相反应法的烧结时间长、难获得致密的结构,而且组分易挥发等弊端,对现有制备工艺改进的同时,探索新工艺新技术来提高材料在组成与结构方面的均匀性及致密性已成为发挥材料优良性能不可忽视的问题;(2)目前的研究还只是从实验上定性地表明了有序结构是微波陶瓷低介电损耗的重要来源,它们之间深层的物理关系尚未有决定性结论,值得进一步研究。(3)根据材料设计的原理选取什么材料和通过何种工艺来获得有序度,需要更多的实验进行研究,总结出一些规律并建立一定的理论模型去解释和掌握这些规律,并揭示其相互制约、影响的物理机理。我们相信随着研究的进一步深入和新型烧结技术的运用,最终可实现微波介质陶瓷材料组成、结构与性能的可调控性,微波介电材料将显示出广阔的应用前景。
铌酸锌系微波介质陶瓷的研究进展 篇2
自1939年R.D.Richtmyer[1]尝试将电介质材料用于微波技术以来,人们对微波介质材料的研究已经有60多年了,但是它的迅速发展却是出现于20世纪80年代末期,其动力主要源于微波通信的发展需求。随着信息处理技术和电子信息数字化技术的发展,要求通讯设备向轻量化、小型化、集成化、高可靠性和低成本方向发展。除了进一步提高陶瓷材料的性能之外,独石型结构是实现上述要求的一个重要途径。在独石型结构中,要求微波介质陶瓷能够在低于900℃或更低的温度下烧结,以保证层间银或铜电极能与陶瓷层共同烧结(银的熔点为961℃、铜的熔点为1064℃)[2,3,4]。铌酸锌陶瓷属于低εr高Q值微波介质陶瓷,有着低的固有烧结温度和优良的微波介电性能[5,6,7,8,9]。如果能调整谐振频率温度系数则可将其应用于低温共烧陶瓷(LTCC,Low temperature co-fired ceramics)技术中:利用低温烧结微波介质陶瓷与导体浆料的共烧技术和精细叠层工艺,制成独石结构的叠层型表面贴装微波器件,其具有体积小、可表面贴装、可靠性高、可承受波峰焊和再流焊等优点[10]。
Zn-Nb-O的化学式有ZnNb2O6、Zn2Nb34O87、Zn3Nb2O8、Zn4Nb6O19、Zn4Nb2O9[8,11,12]。在铌酸锌系陶瓷制备中以获得ZnNb2O6正交晶系及Zn3Nb2O8单斜晶系陶瓷为目标。ZnNb2O6 和Zn3Nb2O8的点阵常数列于表1[13,14,15,16]。
目前关于铌酸锌系陶瓷的研究主要集中在:(1)制备工艺研究,主要是烧结制度对陶瓷性能的影响;(2)陶瓷改性研究,包括降低烧结温度、提高品质因数和调整谐振频率温度系数。在陶瓷改性研究中所采用的措施主要有添加助烧剂、离子取代和与其它微波介质陶瓷复合。
1 铌酸锌系陶瓷的改性研究
1.1 助烧剂的添加
在陶瓷烧结过程中加入低熔点玻璃添加剂可降低陶瓷的烧结温度;助烧剂要求在降低烧结温度的同时应具有低的介电损耗。纯相的铌酸锌系微波介质陶瓷要在1150℃以上才能致密烧结,一般采用添加一定量的助烧剂来降低烧结温度。
D-W Kim等[17]用CuO对ZnNb2O 6进行改性,结果表明,5%的CuO掺杂能使陶瓷的烧结温度从1150℃降低到900℃,微波介电性能为εr=22.1、τf=-66×10-6℃-1、Q·f=59500GHz;但是在掺杂后烧结的陶瓷中发现了第二相,即(ZnCu2)Nb2O8,第二相的存在使陶瓷的品质因数降低。张迎春等在成功制备出ZnNb2O6微波介质陶瓷后[18],以CaF2作为添加剂[19]以期实现陶瓷的低温烧结,发现CaF2的加入能有效降低ZnNb2O6陶瓷的烧结温度,提高介电常数,但品质因数值有所下降:1100℃烧结w(CaF2)=0.5%掺杂的ZnNb2O6陶瓷具有良好的介电性能(εr=31.6、τf=-47×10-6℃-1、Q·f=68000GHz)。张迎春等[20]还研究了CVB掺杂对ZnNb2O6陶瓷性能的影响,发现1.5%CVB(质量分数)的掺杂能有效地使陶瓷烧结温度降至890℃,此时陶瓷的介电性能为:εr=32.69、τf=-32.69×10-6℃-1、Q·f=67100GHz 。L-Z Guo等[21]采用亚熔盐法,以KCl-NaCl-ZnCl2作为助烧剂将ZnNb2O6陶瓷的烧结温度降至800℃,但并未报道陶瓷的介电性能。
Y-C Lee等[22]用V2O5掺杂Zn3Nb2O8微波介质陶瓷,将陶瓷的烧结温度降至850～1000℃、εr=22.4、Q·f=67500GHz。M.-C. Wu等通过BC和MC掺杂(0.29BaCO3和0.81MoO3-0.19CuO) Zn3Nb2O8陶瓷发现,3%BC(质量分数)掺杂使陶瓷的烧结温度降低至950℃,微波介电性为εr=14.7、Q·f=8200GHz(fn=8.3GHz)[23]。O-A. Shlyakhtin等[24]通过煅烧冷冻干燥-化学共沉淀法制备的草酸盐或铵盐前驱体制备出Zn3Nb2O8,在添加CuO-V2O5作为助烧剂的情况下,陶瓷的烧结温度降至约680℃,Q·f=36000GHz,致密度高达93%～97%。液相法制备的前驱体粒度小、烧结活性高是陶瓷烧结温度低的一个主要原因。
综上所述,助烧剂的加入有利于降低陶瓷的烧结温度,但随着烧结温度的降低,陶瓷性能下降,主要表现在品质因数大幅降低。材料在微波频率下的损耗可以分为两类:一类是内在的损耗,也称本征损耗,主要由晶格振动模式控制;另一类是外在的损耗,主要受杂质第二相、氧空位、气孔、晶粒尺寸及致密程度等影响[25,26,27]。助烧剂的加入在烧结后期有两种情况:一种是固熔到主晶相中,另一种是形成玻璃相存在于晶粒之间,两种情况都会增加陶瓷在微波频段下的损耗,从而降低品质因数。
1.2 离子取代
离子取代的目的是改善微波介电性能、开发新的陶瓷体系。关于铌酸锌系陶瓷的离子取代研究主要集中于ZnNb2O 6陶瓷。离子取代分为A位取代和B位取代:A位取代一般用Mg2+、Cu2+、Ba2+等取代Zn2+的位置,B位取代是用Ta5+取代Nb5+的位置。
Y-C Zhang等[28,29]研究了ZnNb2O 6陶瓷的A位和B位取代。Mg2+取代Zn2+形成(Zn1-xMgx)Nb2O6陶瓷,陶瓷达到致密化的温度,随x值的增大而升高,认为Mg2+半径与Zn2+半径的不同导致晶格常数产生变化,以致于阳离子氧八面体倾斜,并将(Zn1-xMgx)Nb2O6陶瓷中间组分谐振频率温度系数偏高的主要原因归结于此[28]。Ta5+取代Nb5+形成Zn(Nb1-xTax)2O6陶瓷,随着x(0～1.0)值的增大陶瓷的烧结温度从1150℃升高至1350℃;陶瓷的谐振频率温度系数在此体系中得到很好的改善:当x=0.65时,可得到谐振频率温度系数为0的陶瓷[29]。因为MgNb2O6和ZnTa2O6陶瓷的烧结温度都较高,研究中A位或B位离子取代都没有降低陶瓷的烧结温度,但在陶瓷的谐振频率温度系数上都有一定的改善,尤其是Ta5+的B位取代的陶瓷,其谐振频率温度系数为0。
1.3 铌酸锌系陶瓷的复合化研究
复合化是将性能各有优点的陶瓷复合起来以获得期望的微波性能。将两种谐振频率温度系数正负不同的微波介质陶瓷复合,可获得谐振频率温度系数为零的陶瓷,从而达到陶瓷的实用化。
张启龙等[30]研究了m(ZnO)∶m(Nb2O5)∶m(TiO2 )=1∶1∶x系统中x量的变化对材料烧结特性、相组成及介电性能的影响。结果表明,随x的增加,致密化温度逐步升高,晶相组成逐步从ZnTiNb2O8相转变为(Zn0.15Nb0.3Ti0.55)O2 相,介电常数增大,Q·f值先增后减,τf向正温度系数方向移动。当x=1.92时,在930℃保温4h,可获得晶粒大小均匀、结构致密的烧结体,并有较佳的介电性能:εr =37.71、Q·f=10370GHz(fn =2.5GHz)、τf = -2×10-6℃-1;当x>1.92或x<1.92时,会出现气孔、晶粒异常长大等现象,从而导致材料损耗的增大。S-P Wu等[31]也对ZnNb2O6与TiO2陶瓷的复合进行了研究,发现添加2.0%CuO(质量分数)对ZnNb2O6-1.75TiO2-2.0%B2O3复合陶瓷进行助烧在975℃下烧结可得到介电性能为εr=40、τf=-12×10-6℃-1、Q·f=17000GHz的复合陶瓷,其可应用于多层片式陶瓷电容器。
P-S Anjana等[32]对ZnNb2O6-Zn3Nb2O8体系进行了研究,发现加入质量分数为12%的ZnCuB2O5助烧剂可使0.5ZnNb2O6-0.5Zn3Nb2O8陶瓷的烧结温度降至875℃,此时介电性能为εr=18.3、τf=-88×10-6℃-1、Q·f=39750GHz。而0.09(0.5ZnNb2O6-0.5Zn3Nb2O8)-0.91Zn-Ta2O6陶瓷具有εr=34.7、Q·f=41950GHz、τf=0的微波介电性能。
S-d′Astorg等[33]对Ba5Nb4O15与ZnNb2O6复合和Ba5Nb4O15与Zn3Nb2O8复合并同时加入5ZnO+2B2O3助烧剂改性进行了研究,发现2%(质量分数)的5ZnO+2B2O3助烧剂可使陶瓷的烧结温度降至900℃,同时陶瓷的微波介电性能劣化明显;在体积相同的情况下复合并未得到τf为0的陶瓷。
1.4 铌酸锌系陶瓷与电极共烧研究
陶瓷与电极共烧研究是为陶瓷实用化作准备。作为多层结构使用的低温共烧陶瓷材料,必须满足与共烧电极之间具有良好的化学相容性,即不能与内电极发生化学反应或者产生严重的互扩散。
S-d′Astorg等[34]研究了ZnNb2O 6与Zn3Nb2O 8陶瓷在空气和Ar/H2气氛下的烧结情况,发现ZnNb2O 6与Zn3Nb2O 8陶瓷在高于900℃烧结过程中有Zn析出,陶瓷收缩比率较大。因此ZnNb2O 6与Zn3Nb2O 8陶瓷不适合与铜电极共烧。
张迎春等[35]研究了ZnNb2O 6陶瓷在CVB掺杂900℃烧结后与Ag电极共烧,发现CVB掺杂低温共烧ZnNb2O 6陶瓷与Ag电极化学相容性很好,未发生明显的扩散反应现象,从SEM照片上可以看出,ZnNb2O 6陶瓷与内电极Ag的热收缩匹配也较好,可见Ag可作为ZnNb2O 6陶瓷低温共烧电极。
2 结语
微波介质陶瓷研究 篇3
近年来, 随着移动通讯、卫星通讯特别是数字卫星电视的迅速发展, 人们对广泛应用于移动通信基站、数字电视接收系统以及军用雷达等领域的具有中等介电常数、高品质因数的微波介质陶瓷的研究越来越多。目前, 该类微波介质陶瓷主要有以下体系[1～5]:BaO_TiO2系中的BaTi4O9、Ba2Ti9O20、 (Zr, Sn) TiO4;MTiO3_LnAlO3 (M:Sr, Ca;Ln:La, Nd, Sm) 系及MLn4Ti4O15 (M:Sr, Ca;Ln:La, Nd, Sm) 系。BaTi4O9、BaTi9O20、 (Zr, Sn) TiO4研究较早, 并且研究得非常系统, 对其研究情况已经有较多的综述报道。虽然对MTiO3_LnAlO3和MLn4Ti4O15这两类中介微波介质陶瓷有较多的研究, 但缺乏对其研究现状的总结综述。而MTiO3_LnAlO3系中的CaTiO3_NdAlO3微波介质陶瓷具有优异的综合介电性能[3,6,7]:ε=45, Qf=45 000GHz, τf=0/℃, 特别是其介电常数较高, 因此在一定程度上要优于BaTi4O9、BaTi9O20、 (Zr, Sn) TiO4。正是由于其优异的微波介电性能以及钙钛矿结构的可调性, 近年来对CaTiO3_NdAlO3系微波介质陶瓷的研究日益增多。本文对CaTiO3_NdAlO3系微波介质陶瓷的研究现状进行了综述。
2 晶体结构
CaTiO3_NdAlO3系陶瓷优异的微波介电性能与其结构密切相关, 因此, 人们对该体系陶瓷的结构进行了较多的研究。结果表明, CaTiO3_NdAlO3系陶瓷可以形成钙钛矿结构完全固溶体, 但是在对该体系陶瓷结构更加精细的研究中, 不同的研究者所报道的结果存在很大的差异。
Wise等[8]对CaTiO3和LnAlO3进行了研究, 结果表明CaTiO3、LnAlO3分别为正交、菱方钙钛矿结构。Jancar等[6,9]对 (1-x) CaTiO3_xNdAlO3系陶瓷的研究发现, 在0
Kipkoecha等[11]针对具有优异微波介电性能的0.7CaTiO3_0.3NdAlO3 (简称CTNA30) 陶瓷的晶体结构进行了详细研究, 结果表明Ca2+与Nd3+离子交替占据氧八面体A位, Ti4+与Al3+离子交替占据氧八面体B位, 具体化学结构式为Ca0.713Nd0.312Ti0.703Al0.275O2.998, 可见结构式中Al比名义成分有所降低。同时, 他们通过同步X射线衍射分析[12], 对CTNA30陶瓷的晶体结构进行了更为详细的研究。由于在CaTiO3中引进了半径小的Nd和Al离子, 晶格受到挤压, 使得晶胞体积有所减小。同时, 相对于纯CaTiO3晶体结构, 在CTNA30中, 由于TiO6八面体和AlO6八面体发生了面内倾斜, 或离子在位上发生偏离, 使许容因子提高到0.974 0。
3 反应过程
固相反应法合成CaTiO3、NdAlO3陶瓷的温度分别达到1 200℃、1 600℃以上, 故CaTiO3_NdAlO3系陶瓷合成和烧结温度也较高[9]。掌握陶瓷在合成中的反应过程, 对有效控制烧结工艺从而制备出介电性能优异的陶瓷有着重要的指导意义及研究价值。
Jancar等[9]采用4种不同的原料 (1) CaCO3、TiO2、Nd2O3、Al2O3; (2) NdAlO3、CaCO3、TiO2; (3) CaTiO3、Nd2O3、Al2O3; (4) CaTiO3、NdAlO3对CTNA30陶瓷的固相反应过程进行了系统的研究。分别如下:
(1) 原料为CaCO3、TiO2、Nd2O3、Al2O3
T<1 000℃时, 主要发生CaCO3分解和CaTiO3生成反应, 新的物相为CaO和CaTiO3, 反应式为:
CaO+TiO2CaTiO3和/或
1 000℃
2Nd2TiO5+2CaNdAl3O7和/或
随温度的提高和时间的延长, 陆续生成Nd2TiO5、CaNdAl3O7、NdAlO3等物相, CaO消失, 但CaTiO3仍存在。
T>1 200℃时, CaTiO3和NdAlO3发生如下反应, 生成CTNA相:
(2) 原料为NdAlO3、CaCO3、TiO2
T<1 000℃时, 发生的反应与 (1) 相同;
1000℃
T>1 200℃时, CaTiO3和NdAlO3发生反应生成CTNA相。
(3) 原料为CaTiO3、Nd2O3、Al2O3
T<1 000℃时, 几乎未观察到反应发生;
1 000℃
T>1 200°C时, 反应与 (1) 、 (2) 相同:
(4) 原料为CaTiO3、NdAlO3
只发生如下反应:
由上述反应过程可知, 采用固相反应法合成CTNA30陶瓷时, 将优先形成CaTiO3和NdAlO3相, 而CaTiO3和NdAlO3在1 200℃下才开始反应形成CTNA固溶体。Jancar等[9]发现Al原子扩散进入固溶体晶格的速度缓慢, 从而导致了中间相CaAl12O19相的出现, 增加了钙钛矿主晶相晶体缺陷, 影响了CaTiO3_NdAlO3陶瓷固溶体的介电损耗, 因此在合成CaTiO3_NdAlO3陶瓷固溶体时需要在1 300℃以上预烧, 以降低中间相CaAl12O19的量, 减少晶体缺陷, 提高陶瓷性能。
采用湿化学法制备CTNA30陶瓷时, 反应则有所不同。本文作者采用聚合物前驱体法制备CT-NA30陶瓷时发现, 以钛酸丁酯 (Ti (OC4H9) 4) 为Ti源, 在600℃预烧后即可直接形成钙钛矿结构的CTNA单相[13]。但是当以TiCl4水解溶液为Ti源时, 则在650℃预烧后出现钙钛矿结构晶相以及明显的中间相Ca2Ti2O6, 随着预烧温度提高至800℃, Ca2Ti2O6相才消失, 并且在900℃预烧前后, 衍射峰整体向高角度偏移, 说明此时才真正形成单一的钙钛矿结构CTNA相[14]。
4 介电性能
NdAlO3为菱方钙钛矿结构, 微波介电性能为:ε=22.3、Qf=58 000GHz、τf=-4.3×10-6/℃, 与CaTiO3固溶可得到性能优异的微波介质陶瓷材料。20世纪60年代, Limar等[13]就对其进行了研究, 但当时只作为射频用, 直至90年代, 对CaTiO3_NdAlO3系陶瓷的研究才得到迅速发展。
Nenasheva等[14,15]对CaTiO3_NdAlO3系陶瓷进行了系统研究, 发现在x=0.3附近可获得近似零的温度系数, 其εr为43～48, 添加0.35%LaGaO3陶瓷的Qf值达到最大值 (46 000～48 000GHz) 。而Kim等[16]报道的CTNA30陶瓷的微波介电性能为:ε=45, Qf=45 000GHz, τf=-1.5×10-6/℃。Jancar等[6,17]采用传统陶瓷固相反应法合成CaTiO3_NdAlO3陶瓷, 发现该体系陶瓷中CTNA30的微波介电性能最佳:ε=44, Qf=33 000 GHz, τf=0×10-6/℃。同时, 他们还指出CTNA30陶瓷的Qf值对烧结过程中的降温速率非常敏感, 以较慢的降温速率 (0.5×10-6K/min) 可使Qf提高到45 000GHz, 而延长烧结时间以及采用O2气氛烧结对Qf影响不大。
本文作者分别采用固相反应法和聚合物前驱体法制备了CTNA30陶瓷。在固相反应法中采用改变保温时间、升温速度、降温速度等工艺参数, 获得的CTNA30陶瓷的微波介电性能为:ε=44～46, Qf=27 000～37 000GHz, τf= (4.5～20) ×10-6/℃。制备过程中, 工艺参数的改变对CTNA30陶瓷的密度、显微结构和介电常数影响甚少, 物相组成不变, 但是对Qf值和温度系数影响较大, 其中与Jancar等[6]报道明显不同的是Qf值并不随降温速度增大而下降, 反而略有上升。同时, 对不经预烧而用直接反应烧结法制备的CTNA30陶瓷的研究表明, 虽然其收缩率近30%, 但是密度较低, 其微波介电性能为:ε=43.0, Qf=34 047GHz, τf=12.4×10-6/℃。另外, 采用聚合物前驱体法制备的CTNA30陶瓷, 其微波介电性能达到:εr=44, Qf=50 494GHz, τf=6.9×10-6/℃。
5 结束语
微波介质陶瓷研究 篇4
微波介质陶瓷是近三十年发展起来的新型电子功能陶瓷,它的介电常数高、损耗低谐振频率温度系数小等特点使得其在卫星、雷达、移动通信电子计算机以及现代医学等众多领域中得到广泛应用。
早在1939年Richtmyer提出的微波谐振器尺寸正比于介质材料的介电系数εr-1/2的结论,为微波器件的小型化和集成化奠定了理论基础[1]。另外,近年来迅速发展的现代移动通讯、全球定位系统、无线局域网等要求微波电路元器件往小型化、片式化、集成化方向发展。因此迫切需要微波介质陶瓷应具有高的介电常数εr,高的品质因数(低的介电损耗)以及谐振频率温度系数τf接近于零或可调节[2]。
近来,越来越多的微波介电性能研究集中在六方类钙钛矿陶瓷,尤其是通式为AnBn-1O3n(n=4-8)的B位阳离子缺位型六方钙钛矿陶瓷成为了研究的重点。这类微波介质陶瓷介电常数高,损耗低,谐振频率温度系数也可以很好地调节,其中A8B7O24(n=8)在近些年来得到了广泛的关注与研究。以下介绍了A8B7O24型六方钙钛矿陶瓷的结构与微波介电性能,以及概述了降低该系列陶瓷谐振频率温度系数的研究进展。
1 A8B7O24型六方钙钛矿陶瓷的结构
A8B7O24型六方钙钛矿是B位缺位型AnBn-1O3n(n=4-8)中的一种情况。AnBn-1O3n型类钙钛矿结构与ABO3钙钛矿结构有所不同,钙钛矿是由立方AO3层紧密堆积,AnBn-1O3n也可以通过AO3层密堆方式来描述[3],但其结构中不仅包含了AO3立方密堆(ABC……)层,而且引入了六方堆积(AB,…),其中六方AB层用h,立方AO3层用c表示,相邻的层相似或者不同,hc混合堆积描述出现的共面的八面体。Trolliard等[4]根据AO3层紧密堆积的不同顺序,把AnBn-1O3n型六方钙钛矿分为交替型以及孪晶型,其结构如图1所示。
1.1 交替型A8B7O24
交替型结构的A8B7O24,其堆积方式按(hhc…c)顺序堆积,B空位有序分布在hh层之间,形成了完全空的八面体层,结构可以描述为完全空的八面体层将完全有序的n-1层共顶八面体堆积块(CSO)隔开,而且共顶八面体层发生了1/3<01ī0>H矢量偏移。根据已经报道的AnBn-1O3n(n=4-8)化合物[4],可以发现当n的取值为4,5,6,7时,容限因子t的取值在0.971≤t≤1.0493范围内,其结构均为交替型(见表1)。另外,结合表1,可以推断出在BanTin-1Nb4O24(n=5-8)系列化合物中,大的B位离子的尺寸决定了BanTin-1Nb4O24形成交替型结构的稳定性,而小尺寸低电价的B位离子和大的容限因子t则有利于孪晶型的稳定。比如当n=8的时候,Ba8Ti2Nb4.5Lu0.5O24由于其B位阳离子的离子半径较大,有利于形成交替型。随着Lu3+的减少而Ti4+的增加,B位阳离子的平均半径减小,从而不利于形成交替型结构,所以Ba8Ti2.5Nb4.25Lu0.25O24属于交替型与孪晶型的混合结构。而对于Ba8Ti2.75Nb4.125Lu0.125O24,它的结构就成了孪晶型的六方钙钛矿结构。另外,Ba5Sr3Ta4Zr3O24也属于交替型结构化合物。这是由于Sr2+的有效离子半径(1.18)要小于Ba2+的有效离子半径(1.35)[5],Sr2+取代A位阳离子Ba2+会导致容限因子降低,从而不利于结构的稳定性。因此在A8B7O24系列化合物中,利用Sr取代A位的Ba很难获得结构稳定的化合物,而且低的容限因子也更倾向于形成交替型结构。除了表1所列出的Ba8Ti2Nb4.5Lu0.5O24以及Ba5Sr3Ta4Zr3O24是属于交替型结构的A8B7O24化合物之外,还有Ba8CoNb6O24[6]也是属于交替型结构的化合物。
1.2 孪晶型A8B7O24
对于大多数的A8B7O24系列化合物,它们都属于孪晶型结构化合物。孪晶型化合物的排列方式为(hc…c),结构中不存在全空的八面体层,而是存在两层部分填满的共面氧八面体层。除了表1所列的孪晶型A8B7O24化合物之外,还有Ba8Ta6MO24(M=Mg,Zn,Co,Cu)[20,21],Ba8Ta6(Ni1-xMx)O24(M=Zn,Mg)[22],Ba8ZnNb6O24[23],Ba8M(Nb6-xSbx)O24(M=Zn,Mg)[24,25],Ba8Ga4-xTa4+0.6xO24[26],Ba8Ta4-0.8xTi3-xO24[27,28],Ba8Li2Nb6-xTaxO24(x=0,2,4,6)[29]以及Ba8Ta4Ru8/3Co2/3O24[30]等化合物。在孪晶型结构A8B7O24系列化合物里面,根据B位阳离子之间的电价差以及离子半径差,可以把B位阳离子在共面氧八面体层中的分布分为完全有序分布,部分有序分布以及无序分布三种情况。比如Ba8Ta6MO24(M=Ni,Zn),Ta5+与Ni2+,Zn2+的电价差大,离子半径相差大,B位阳离子在共面八面体内形成了完全有序分布,并且Ni2+与Zn2+仅仅存在于共面八面体层中。而对于Ba8Ga4-xTa4+0.6xO24来说,Ta5+与Ga3+的电价差较小,离子半径相差较小,B位阳离子在共面八面体层中形成了部分有序分布[26]。就Ba8Ti3Ta4O24而言,Ta5+与Ti4+的电价差小,离子半径相差小,B位阳离子在共面八面体层中形成了无序分布。
2 A8B7O24孪晶型六方钙钛矿陶瓷的微波介电性能
目前,A8B7O24型六方钙钛矿陶瓷的微波介电性能研究主要集中在孪晶型六方钙钛矿陶瓷上。其中,Ba8Ta6MO24系列化合物[20,21,22]拥有良好的微波介电性能:介电常数在30左右,品质因数在70,000GHz到90,000GHZ之间,谐振频率温度系数在30ppm/℃到44ppm/℃之间(见表2)。
在微波介质材料中,有序行为对于理论研究以及实际应用方面有着重要的作用,这主要体现在材料的有序程度很大程度上决定了其Q·f值,尤其是六方钙钛矿材料中B位阳离子的排序对材料物理性质的影响是深远的。从表2可以看出,根据B位阳离子在共面氧八面体层中的分布情况,形成完全有序分布的Ba8Ta6MO24在Q·f值上普遍高于部分有序分布的Ba8Ga4-xTa4+0.6xO24以及无序分布的Ba8Ti3Nb4O24的Q·f值。
3 改善A8B7O24型六方钙钛矿陶瓷的温度系数
根据表2所列出的微波介电性能,A8B7O24孪晶型六方钙钛矿陶瓷的谐振频率温度系数τf均比较大,这使其在材料的实用商业化上受到了限制。而目前降低微波介质陶瓷的τf主要有两种方法,一种是通过两种或两种以上不同τf的材料混合在一起,从而得到τf大小可以调节的复合材料;另外一种是通过小离子极化率的离子取代大离子极化率的离子来降低τf值。特别是在钙钛矿以及类钙钛矿化合物里面,降低化合物平均离子极化率是降低化合物谐振频率温度系数的有效方法之一。在Ba8MNb6O24(M=Mg,Zn)体系中,较高的τf值限制了该体系的实用商业化,Suresh等人[24,25]通过Sb取代Nb来降低化合物的τf值,温度系数分别从66ppm/℃和50 ppm/℃降至1.5ppm/℃和-3.6ppm/℃。这不仅是由于Sb5+的有效离子半径与Nb5+的有效离子半径相近[5],而且Sb5+的离子极化率要低于Nb5+的离子极化率[31]。Ba8Ti3Nb4O24体系[15,16,17]具有较高的介电常数εr=38-49以及12,700GHz以上的品质因数,但是该体系的谐振频率温度系数比较大(τf>100ppm/℃),从而难以满足实际化应用。同样采用了离子极化率较小的Sb取代离子极化率较大的Nb,实验结果证明,Sb取代Nb可以有效地把τf从110ppm/℃降至1.5ppm/℃,并且把Q·f值从22,900GHz提高至38,000GHz。
4 结语
微波介质陶瓷研究 篇5
微波介质陶瓷材料问世不足50年,最初以其高的介电性能在高频下的优良特性,顺应了通讯设备微型化的要求。但随着现代通讯领域的对设备轻量化、电路集成化、经济适用性及低碳环保等方面的需求,对微波介质陶瓷材料的性能与制备工艺提出了更高的要求[1,2]。
为了满足微波介质陶瓷实用化和产业化的要求,低温共烧陶瓷(Low Temperature Co-fired Ceramic,简称LTCC)技术得到了极大的发展。LTCC是指能与环保型低熔点的金属Cu,Ag或Cu/Ag合金共烧的微波介质陶瓷。作为LTCC材料,不仅要有高介电常数、低介电损耗与小谐振频率温度系数等优异的综合微波介电性能,而且要有较低的烧结温度,要求材料能在1000℃或900℃以下烧结致密,满足低温共烧的要求。但是,目前大多数微波介质陶瓷的固有烧结温度都比较高,不能很好地与高导电率的铜或银金属内电极实现共烧[3]。
Li2O-Nb2O5-TiO2系微波介质陶瓷由于固有烧结温度低(～1100℃),容易实现低温烧结,而且具有优良的微波介电性能(相对介电常数εr在55～80之间、品质因数Q×f在3200～60000 GHz之间、频率温度系数τf可调),被认为是一种优良的LTCC材料,可快速实现工业化生产,具有广阔的发展前景[4]。本文综述了Li2O-Nb2O5-TiO2系微波介质陶瓷材料的研究发展现状,概括介绍了国内外对其微波介电性能、结构以及烧结工艺的最新研究,展望了该材料体系的应用与发展前景。
1. Li2O-Nb2O5-TiO2体系的由来
1987年,M.E.Villafurte-Castrejon等[5]对Li2O-Nb2O5-TiO2三元体系进行了系统地研究,总结了每两个组分在700～1425℃之间的所能生成的几乎所有的二元相及其中部分二元系统存在的热力学条件和晶体结构,又研究并发现了Li2TiO3固溶体和LiNbO3固溶体以及Li、Nb与Ti离子之间的取代规则。提出了该三元系统的M相(Li1+x-yNb1-x-3yTix+4yO3固溶体区域)具有很好的微波介电性能,且该M相微结构在c轴方向上呈现不对称调制结构的类LiNbO3型结构。随着TiO2/Li2TiO3引入量的不同,M相的XRD衍射峰角度会发生明显的变化。
2. Li2O-Nb2O5-TiO2体系结构的研究
1992年,Smith等[7]以Li2O-Nb2O5-TiO2相图上的LiNbO3-Li2TiO3之间的相点为基础进行了研究,提出了M相结构的第一个理论模型,认为该M相是由沿c轴方向厚度可变的LiNbO3层和Li2TiO3层交替生长的层状共生物。Hayasi等[8]对Li1.111Nb0.889Ti0.111O3组分进行了研究,认为LN层之间的异质层并非Li2TiO3层。2000年,Roth R.S.等[9]以LiNbO3-Li4Ti5O12之间的相点为基础进行研究,提出了M相结构的第二个理论模型,提出该M相是由c轴方向确定厚度的LN层和一种尖晶石型底心结构交替生长的层状共生物。P.Bordet等[10]对Li28.5Nb36.5Ti1.1O3组分进行研究,发现其结构可以用每4层LN之间被一层刚玉型的[Ti2O3]2+隔离的模型来描述。
Albina Y.Borisevich和Peter K.Davies[11]针对Li1+x-yNb1-x-3yTix+4yO3的M-Phase微结构的第一个理论模型和第二个理论模型进行了对比研究,认为LN层间的隔离层是一种成份近似于[Ti2O3]2+的刚玉型结构,LN层在c轴方向的厚度可变,并指出该区域具有优良的微波介电性能的和较高的Q×f值。
刘兴元等[12]对900℃低温预烧的Li2O-Nb2O5-TiO2体系粉体的结构和性能进行了研究,在900℃条件下,Li/Nb摩尔比为3/2,随着TiO2含量的增大,体系形成Ti和LiNbO3的固溶体、M相以及金红石结构的TiO2等物相;当TiO2含量在34.1～43.7 mo1%之间时,低温生成的Li2TiO3在900℃附近消失;当引入TiO2大于43.7 mo1%时,形成少量LiNbO3。随着TiO2含量的增大,M相的晶格参数a增大,c减小,并最终保持稳定的趋势。实验得出预烧温度在880～950℃时,有利于抑制中间相的生成。在1100℃高温烧结条件下,随着TiO2含量增大,体系的介电常数εr先减小,后增大,Q×f值先迅速提高再趋于稳定,频率温度系数τf呈现增大的趋势。
2006年,曾群等[13]在研究中发现了Li2TiO3固溶体相Li2+xNb3xTi1-4xO3(x=0.01,0.02,0.04,0.06,0.081)微波介质材料,该体系材料的微波介电性能和微观结构都与M相Li2O-Nb2O5-TiO2材料有很大的不同。介电常数εr较低(20～23),Q×f值较高(46000～60000 GHz),τf=-11.5～36.7 ppm/℃,晶粒呈等轴状。
除了对单相Li2O-Nb2O5-TiO2系材料的研究,曾群等[14]还对M相-Li2TiO3ss相复合材料的结构和性能进行了系统研究,发现在等轴状晶粒中存在“类珠光体”结构,而且通过调节M相和Li2TiO3ss相的比例,得到可调节的介电常数εr(20～70),同时保证较低的介电损耗(Q×f=6000～50000 GHz)和较小的频率温度系数(τf≤±20 ppm/℃)。
3. 低温烧结Li2O-Nb2O5-TiO2系粉体的制备
Li2O-Nb2O5-TiO2系微波陶瓷材料具有优异的微波介电性能,但目前对Li2O-Nb2O5-TiO2系材料的研究主要集中在结构与性能方面,对其制备工艺缺乏系统化的研究,难以满足通讯领域对微波介质陶瓷材料高性能和产业实用化的要求以及LTCC技术的发展。
虽然Li2O-Nb2O5-TiO2系材料的固有烧结温度低(1100℃),但仍高于Ag或Cu的熔点(961℃和1064℃),为了满足LTCC技术的要求,需采取进一步措施降低Li2O-Nb2O5-TiO2系的烧结温度。目前应用于低温烧结Li2O-Nb2O5-TiO2系粉体的制备方法主要有:(1)固相掺杂烧结助剂法,即加入低熔点氧化物或玻璃作为烧结助剂[15,16],通过液相烧结来提高粉体的烧结活性并降低粉体的烧结温度;(2)通过液相合成制备高活性的超细或纳米粉体来降低材料的烧结温度[17,18,19,20]。
3.1 固相掺杂法
固相掺杂法是在烧结基料中掺加低熔点的烧结助剂,其优点在于烧结过程中,烧结助剂可以形成晶间液相或与基料中活性较高的成分生成固溶组分[21],均匀地分散在基料中,加快烧结时物质的传输速率,活化晶格促进致密化,提高了预合成度,从而降低Li2O-Nb2O5-TiO2系微波介质陶瓷的烧成温度。
A.Y.Borisevich和P.K.Davies[22]以V2O5为烧结助剂对Li1+x-yNb1-x-3yTix+4yO3系进行了低温烧结,当引入质量分数为2%的V2O5时,该体系的烧结温度从1100℃降低到900℃,实现了低温烧结,并且获得了较好的微波介电性能:εr=66,Q×f=3800 GHz和τf=11 ppm/℃。
刘兴元等[23]在研究中发现,在Li2O-Nb2O5-TiO2体系中引入V2O5会导致陶瓷浆料出现偏析现象。为了解决V2O5不能在基料中均匀分散的问题,其课题组[21]研究了V2O5引入方式对材料烧结性能和微波介电性能的影响。以Li2CO3、Nb2O5、TiO2为原料,V2O5作为烧结助剂,850℃预烧4h,经粉碎、造粒,在900℃左右进行烧结。研究发现,经过多次热处理和粉碎的样品,偏析现象消失,这是由于在烧结过程中有LiVO3生成,可以均匀的分散在基料中。另外,LiVO3的熔点较低,使得粉料的活性增强,利于主晶相合成,从而降低了体系的烧结温度。
曾群等[24,25,26,27,28,29]系统研究了B2O3和V2O5的掺入量对Li2TiO3ss和M相复合Li2O-Nb2O5-TiO2系陶瓷材料的低温烧结和微波介电性能的影响,试验表明,当B2O3或V2O5的掺入量1 wt%时,体系均可在900℃左右烧结致密,并获得优良的微波介电性能。
喻佑华等[31,32]研究了SnO2的添加量对LiNb0.6Ti0.5-xSnxO3陶瓷性能的影响,试验表明,增加SnO2的掺量不影响粉体的介电常数,也不能降低烧结温度,Qf值先略有提高再迅速降低。在1100℃烧结,当x=0.01时,陶瓷的微波介电性能为εr=67.8,Q×f=6780 GHz,τf=+4 ppm/℃。
单一掺杂烧结助剂在降低Li2O-Nb2O5-TiO2体系烧结温度的同时并不能很好地改善其综合微波介质性能,为了提高Li2O-Nb2O5-TiO2系微波介质陶瓷体系的微波性能和实用性,国内外的研究者们对Li2O-Nb2O5-TiO2系微波介质陶瓷的复合掺加烧结助剂进行了大量的试验研究。
龙艳平和李永祥[30]用B2O3-SiO2溶液(BS溶液)对LiNb0.63Ti0.4625O3陶瓷材料进行掺杂,在900℃附近实现了低温烧结,当BS溶液的掺量为0.10 wt%时获得的微波介电性能为:εr=71.7,Q×f=4950GHz和τf=-2.1 ppm/℃。研究表明,BS溶液掺杂LiNb0.63Ti0.4625O3陶瓷与Ag电极化学相容性很好,共烧界面清晰,具有优异的共烧特性。
刘兴元等[12]研究Bi2O3-ZnO掺杂Li2O-Nb2O5-TiO2体系的低温烧结,当Bi2O3/ZnO=2/1(wt)时出现低共熔点,Bi2O3和ZnO最终分别与TiO2反应生成Bi4Ti3O12和Zn2TiO4,均匀分散在基料中,使体系烧结温度降至970℃,掺杂Bi2O3和ZnO可获得所需要的介电常数,但对提高Qf值不利。刘兴元等[12]还研究了复合掺加ZnO和B2O3对Li2O-Nb2O5-TiO2体系性能的影响,当引入ZnO和B2O3分别为4 wt%和0.5 wt%时,在900℃实现低温烧结并得到微波介电性能良好的微波介质陶瓷材料,εr=63,Q×f=3200 GHz,τf=+0.6 ppm/℃。
Zhou等[33,34]分别研究了0.83Li2O–0.17V2O5(LV)和B2O3-CuO(BCu)的引入对Li2TiO3ss和M-phase复合陶瓷材料3Li2O-Nb2O5-3TiO2的低温烧结以及微波介电性能的影响。分别掺入1 wt%LV或2 wt%BCu都可以使体系的烧结温度从1100℃降到900℃。在900℃低温烧结的条件下,LV的掺入量为1 wt.%时,陶瓷粉体具有较优的微波介电性能:εr=51.3,Q×f=7235 GHz,τf=22 ppm/℃;BCu引入量为2 wt%时得到的微波介电性能为:εr=50.1,Q×f=8300 GHz,τf=35 ppm/℃。通过比较可知,在3Li2O-Nb2O5-3TiO2中引入LV比掺加BCu更能获得良好的微波介电性能。
DONG HEON KANG[35]等以0.17Li2O-0.83V2O5作为烧结助剂,在850℃低温烧结制备出了Li1.0Nb0.6Ti0.5O3材料。在850℃烧结的条件下,0.17Li2O-0.83V2O5的掺量为0.5 wt%时获得的微波介电性能为:εr=64.7,Q×f=5593 GHz,τf=9.4 ppm/℃。
管恩祥等[36]研究了B2O3-ZnO-La2O3(BZL)玻璃作为烧结助剂对Li1.0Nb0.6Ti0.5O3陶瓷的低温烧结和微波介电性能的影响,在900℃烧结的条件下,BZL掺量为0.5 wt%时,得到较好的微波介电性能:εr=58,Q×f=4800 GHz,τf=11 ppm/℃。
固相掺杂烧结助剂法的缺点在于烧结过程中生成的液相成分可使陶瓷的微波介电性能下降,而且低熔点的氧化物烧结助剂可能会与LTCC技术中某些添加剂发生反应,导致陶瓷材料的工艺性变差。
3.2 液相合成法
液相合成法相比固相合成法有纯度高、均匀性好、合成温度低、粉体颗粒细等很多优点,广泛用于多种粉体的合成工艺[37,38,39],但采用液相合成法合成Li2O-Nb2O5-TiO2体系粉体的研究却较少。
1999年,Hayashi H等[40]用金属醇盐sol-gel法,以乙醇锂、乙醇铌和异丙醇钛为原料,在700℃致密烧结,制备出M-phase Li2O-Nb2O5-TiO2材料。
2003年,Yo Yamamoto等[41]以Al2O3(0001)单晶为基体,同样采用金属醇盐为原料,在800℃左右烧结,制备出Li1.18Nb0.82Ti0.18O3薄膜材料。
龙艳平等[42]采用柠檬酸sol-gel法,以(NH4)H2[NbO-C2O4)3]·3H2O、LiNO3和Ti(OC4H9)为原料,在650℃左右制备出M-phase的LiNb0.63Ti0.4625O3材料。柠檬酸sol-gel法制备M-phase LiNb0.63Ti0.4625O3粉体与固相法相比,没有形成LiNbO3固溶体过渡相,而是在柠檬酸盐分解的同时形成了M-phase LiNb0.63Ti0.4625O3材料。柠檬酸sol-gel合成提高了粉体的烧结活性,降低了烧结温度,并获得了好的微波介电性能:εr=68,Q×f=4800 GHz及τf=-1.1 ppm/℃。
王霞、李蔚等[43]以Nb2O5、Li OH·H2O、Ti(C4H9O)4为原料,柠檬酸为络合剂,用溶胶-凝胶法获得透明溶胶,经700℃锻烧,合成单相Li2TiO3ss(Li2.06Nb0.18Ti0.76O3)粉体,在相同频率下,粉体的介电常数和介电损耗都较固相法合成的粉体的小。
李绍纯等以钛酸丁酯、碳酸锂、五氧化二铌加入高压釜中,采用水热法,加入氨水调节pH值,添加分散剂后搅拌均匀,随后按照一定的升温速度到达反应温度,调节高压釜中的压力,反应结束后取出粉体,所得粉体反复冲洗过滤后于105℃干燥箱中烘干,在900℃左右烧结,得到Li1.075Nb0.625Ti0.45O3粉体,所得陶瓷粉体具有良好的微波介电性能。
3.3 其他方法
李绍纯等利用Ti凝胶合成锂铌钛微波介质陶瓷粉体,以钛酸丁酯、碳酸锂、五氧化二铌为原料,将钛酸丁酯溶于无水乙醇与冰醋酸的混合溶液中,添加硝酸调节p H值;所得溶液搅拌均匀,密封静置后得到Ti凝胶,所得凝胶干燥后进行研磨,将碳酸锂与氧化铌添加到凝胶粉体中,然后以无水乙醇为介质球磨混合,经900℃烧结得到Li1.075Nb0.625Ti0.45O3微波介质陶瓷粉体。
4. 结论与展望
微波介质陶瓷研究 篇6
近年来,介质滤波器因具有体积小、插损低和稳定性好的特点,已用于民用和军用通信工程[1]。这些装备除了对器件电性能、外观质量和环境条件的要求相当苛刻外,还对其提出高可靠性、适应SMD技术的要求。因此,制造这类滤波器的关键元件是制造品质因数高、介电常数适中、频率温度系数小且低成本的谐振子。获得低成本器件的有效方法之一是减少谐振子成本,降低谐振子烧结温度便是可采用的有效途径之一,同时研究微波陶瓷在贴片式滤波器上的应用显然是十分必要的。
本文着重研究了Ba2Ti9O20微波陶瓷的组成对介电性能的影响。用XRD结果分析了Ba2Ti9O20陶瓷材料的物相组成,获得低烧结温度的Ba2Ti9O20微波陶瓷,用掺入MnCO3和ZrO2的Ba2Ti9O20微波陶瓷制作1420.5MHz介质滤波器,期望得到电性能足设计要求的滤波器。
1 实验过程与方法
1.1 实验原材料
实验原料如表1所示。
1.2 配方实验
1.2.1 配方组成点实验
根据BaO-TiO2系统的相图组成按(mol%)进行实验[2,3],其范围为:实验先固定MnCO3和ZrO2的质量百分比分别为0.05和0.1,然后BaCO3∶TiO2不同比例进行。
1.2.2 添加物实验
实验基本配方为配方组成点实验优选出BaCO3∶Ti O2摩尔比,在1300℃～1200℃、保温4小时预烧合成,再通过添加不同重量百分比MnCO3进行实验。
1.3 实验工艺流程
1.3.1 陶瓷材料制备
配料→球磨→烘干→预烧→球磨→烘干→加粘合剂→成型→烧成→被银、烧银→备用
1.3.2 滤波器制备
瓷料→成型→烧成→被银、烧银→研磨→测量
1.3.3 实验仪器
LCR电容测量仪,CJS-2电容器介质损耗测量仪,HP8714ET矢量网络分析仪。
2 结果与讨论
2.1 不同BaCO3∶TiO2摩尔比的Ba2Ti9O20陶瓷及其介电性能
固定MnCO3和ZrO2的质量百分比分别为0.05和0.1,不同比例的BaCO3∶TiO2(摩尔比A∶B)实验结果如表2所示(烧成温度1300℃)。2#配方的XRD图如图1所示。
从表2可知,随着TiO2含量的增加,材料的εr变化不大,τc向负值方向移动;当BaCO3∶TiO2的摩尔比为1∶4.4时,tanδ最小。从图1可知2#配方的主晶相是Ba2Ti9O20,副相BaTi4O9等较少,而Ba2Ti9O20的介质损耗1.3×10-4,τc为-30×10-6/℃,2#配方的主晶相是Ba2Ti9O20,所以其介质损耗小,τc小。结合配方分析,1#和3#中TiO2的量有较大变化,可能其副相较多,而副相的介质损耗较Ba2Ti9O20大,所以其介质损耗大,τc也较大。
2.2 MnCO3添加量对Ba2Ti9O20陶瓷烧结特性与介电性能的影响
2.2.1 MnCO3添加后的烧结特性
为了探索MnCO3的添加量与烧结温度Ba2Ti9O20微波介质陶瓷的性能的影响,我们以表2中2#配方的BaCO3∶TiO2为基础配方,固定ZrO2的添加量为0.1wt%,采用随不同的添加量改变烧结温度,在1220～1300℃的温度范围内烧结。并用阿基米德法测定体积密度,结果如图2所示。
从图2可以看出MnCO3的添加对Ba2Ti9O20微波介质陶瓷的烧结性能的影响并不大,所有掺MnCO3样品在1260～1300℃的烧结温度下都已致密,用排水法测定的体积密度皆可达到理论密度的97%,1300℃时部分样品出现大晶粒和局部熔融现象。随着Mn含量从x=0.05～0.20,在相同的烧结温度下致密度相应的提高,并且在x=0.20时达到最大值,由于Ba2Ti9O20微波介质陶瓷在高温下介电性能可能会严重恶化,所以Mn掺杂在一定程度上可以促进致密化,达到降低烧结温度的效果,可以将烧结温度降至1260℃,低于纯Ba2Ti9O20的1300℃的致密化烧结温度。
2.2.2 MnCO3添加后的介电特性
MnCO3掺杂对Ba2Ti9O20微波介质陶瓷介电常数的影响如图3所示;对Ba2Ti9O20微波介质陶瓷介电损耗的影响如图4所示;对Ba2Ti9O20微波介质陶瓷温度系数的影响如表3所示。
从图3可以看出Mn掺杂对Ba2Ti9O20微波介质陶瓷介电常数的影响,同样在掺杂样品的最佳烧结温度下(1260℃),其介电常数也达到了最大值,在x=0.10,0.20时相对介电常数达到最大值38.7左右,其略大于纯Ba2Ti9O20微波介质陶瓷在最佳烧结温度1300℃时的35。并随着烧结温度的上升略有下降,我们知道介电常数值与体密度紧密相关,在实验中我们发现随着烧结温度的升高,样品出现局部的熔融和晶粒的异常长大(大晶粒),体积密度反而有所下降,从而导致介电常数εr略微开始下降。
图4为样品的介电损耗与烧结温度关系曲线,明显可见不同的样品都在致密烧结温度下的达到最低的介电损耗值,并且随着Mn添加量的增大逐步下降,进一步添加则介电损耗又会有所增加。在1280℃的烧结温度下Mn添加量0.15wt%时的损耗为最低(小于3),但是Mn含量的进一步增加或减少时的损耗都会相应的增加。
图5为样品在1260℃烧结温度下的损耗与不同Mn含量的关系曲线。
笔者认为,在空气中烧结的样品由于氧挥发而产生氧空位Vo··,并且原料中不可避免的会有一些杂质(如:K2O等),杂质在高温下可以产生A,B位的替代而产生氧空位Vo··,这些带正电荷的氧空位可以吸附自由电子,为补偿自由电子就会产生Ti3+,而Ti3+离子在高温空气中烧结和室温下是稳定的,这就是介电损耗增大的原因。而这些自由电子是弱联系电荷,在电场的作用下弱联系电荷可以做定向的移动而产生很大的电导,从而使材料的电阻率降低,损耗增大。
对于Mn的添加可以降低损耗的原因是:因为Mn为可变价离子可以在缺陷平衡中作为补偿剂的作用,有助于稳定Ti4+,而对于Mn添加量的增大,介电损耗先是减小到一最小值后又增大的,原因是因为氧空位而产生的Ti3+离子浓度有限,在一定的Mn添加量时正好可以起到缺陷平衡的作用,也就是按公式正好基本平衡Ti3+,此时tanδ达到最低值,但是随着Mn含量的进一步增加,用于补偿的Ti3+消耗殆尽多余的Mn离子替换Ti4+,因为Mn4+进入氧八面体而会造成晶格的畸变,并且Mn为可变价离子,对此都会造成介电损耗的增大。
表3为Mn添加的Ba2Ti9O20陶瓷温度系数与添加量的关系,可见少量的Mn添加对温度系数并无较大的影响,但是添加量较大时温度系数τc向正温方向移动,原因应该为富余的Mn会在晶界处富集而导致。
综合考虑εr、tanδ和τc,Ba2Ti9O20微波介质陶瓷在固定ZrO2的加入量为0.1wt%、摩尔比BaCO3∶4.4TiO2以及MnCO3加入量为0.15wt%时,其介电性能最佳的致密化烧结温度为1280℃,可以得到:ε=37;tanδ=3×10-4;τc=-28×10-6/℃。
2.3 Ba2Ti9O20微波陶瓷在贴片式介质滤波器上的应用
2.3.1 方案的确定
本实验研究的是,用Ba2Ti9O20材料制作贴片式介质滤波器外形如图6所示,其外形尺寸(安装投影图)为12.1mm×8.1mm×4.5mm,主要技术要求如表4所示。实验采用Ba2Ti9O20材料制作独块状微波陶瓷TEM模介质谐振器为滤波器的谐振子,Ba2Ti9O20系材料的主要性能指标表5所示。
2.3.2 设计原理和实验结果
根据现代微波滤波器的设计理论,采用切比雪夫低通原型,通过计算归一化频率变量,确定滤波器的级数和等效电路图[4,5]。当n=3时,滤波器阻带衰减可满足要求。将低通型通过频率变换和导纳变换、转换成电容耦合的带通型,如图7所示。根据微波传输理论,1/4λ型同轴谐振器可等效LC并联谐振回路,图2(a)中C1L1、C2L2和C3L3便由D1、D2和D3三个同轴谐振器来取代。图7(b)中,耦合电容数值可通过计算导纳变换器的导纳J01、Jj,j+1和J34来确定,由陶瓷体开路端面上三个通孔周围的银层(电容)来形成耦合。图6中,输入和输出端是位于陶瓷体两侧面与贴片面的交接部位、经加工呈现“直角状”的独立方形银层,电容是由该独立的方形银层(电极)与周围电极的电容形成耦合电容。
由于滤波器设计、调试和测量夹具均采用阻抗50Ω设计,便形成了阻抗匹配的测量,耦合电容可以通过调整三个通孔周围的银层来改变,输入和输出电容可以通过调整独立的方形电极周围银层来改变,最后通过统调(f1、f2、f3和C12、C23),滤波器性能如图8所示。图8测量结果表明:该样品满足SMT组装技术的体积小和可靠性高的要求。
3 结论
1)Ba2Ti9O20微波介质陶瓷在BaCO3∶4.4TiO2摩尔比并固定ZrO2的加入量为0.1wt%且MnO2加入量为0.15wt%时,其介电性能最佳的致密化烧结温度为1280℃,可以得到:ε=37;tanδ=3×10-4;τc=-28×10-6/℃。
2)Ba2Ti9O20微波介质陶瓷在BaCO3∶4.4TiO2摩尔比时,XRD显示合成的主晶相为Ba2Ti9O20。MnCO3的添加不影响Ba2Ti9O20物相的生成。
3)MnCO3的添加可以稍微降低烧结温度,此时它起到烧结助剂的作用,致密化烧结温度可降至1260℃。MnCO3添加对介电损耗的影响较大,在Mn添加量为0.15wt%时的介电损耗接近2,可见适量的Mn添加可以起到缺陷平衡的作用,但是Mn添加对介电常数的影响不大。
4)用Ba2Ti9O20系统瓷料制作1420.5MHz的滤波器体积小、衰耗小,可靠性好。滤波器测量结果表明,能满足设计要求。
参考文献
[1]金光浪,吴坚强等.ZST微波陶瓷在贴片式介质滤波器上的应用研究.中国陶瓷,2007.Vol 43.No6:31-33
[2]吴顺华,陈力颖,陈晓娟等.Mn掺杂BaTi4O9陶瓷结构和介电性能硅酸盐学报2001 29(1):80-83
[3]徐建梅,周东祥,微波介质陶瓷的研究现状及发展趋势,非金属矿,2001(24):47-49
[4]kazunori Hano,Hiroaki Kohriyama el.A direct-Coupledλ/4-Coaxial Resonator Bandpass Filter for Land Mobile Commumications IEEE Trans.MTT-344(9):972～976 1986
微波介质陶瓷研究 篇7
研究具有超低损耗陶瓷材料体系一直是微波介质陶瓷领域的热点。当前微波通信领域向高频化发展,如移动通信已从原来的900MHz进入到3G通信时代(2.4GHz),甚至4G通信的5.2GHz[1],这就要求应用于谐振器、滤波器或介质天线的微波介质陶瓷较之过去要具有更低的介电损耗(或更高的品质因子)。目前超低损耗主要代表体系是以复合钙钛矿结构Ba(Mg1/3Ta2/3)O3或Ba(Zn1/3Ta2/3)O3为基础的相关材料,然而该体系材料的制备成本较高,限制了其发展[2,3]。具有适中介电常数(K~18)、高品质因子(Qf~350000GHz)的ABO3型钛铁矿结构Mg Ti O3的制备工艺简单、原料成本低,在过去30年中得到了广泛的研究,已经成功应用于微波通信领域[4]。近年来由于高频化、低成本化的需求又再度引起了研究者的兴趣[5,6,7,8]。
然而由于单相Mg Ti O3陶瓷采用传统陶瓷制备方法存在粉体合成温度高、范围窄,且容易形成Mg Ti2O4或Mg2Ti O5等第二相,降低了烧结陶瓷的品质因子(Qf~160000GHz)。为了抑制杂相对介电性能的影响,研究学者通过A位或B位离子置换,导致在晶格中产生的局部晶格扭曲和阳离子的尺寸效应超过了杂相的影响。2008年,Tseng报道了采用0.05mol置换Ti离子,获得的Mg(Ti0.95Zr0.05)O3陶瓷具有高达3800000(7GHz)的品质因子[7]。然而-谐振频率温度系数(TCF)约为-50ppm/℃,从而限制了其应用。研究表明,在Mg Ti O3基微波介质陶瓷中适当引入一些阳离子,如Cu2+、B3+或Ca2+等[8,9,10],在基体材料中生成具有正温度系数的第二相(如Ti O2),从而可以调节其谐振频率温度系数。本文采用Sr2+调节Mg(Ti0.95Zr0.05)O3陶瓷的谐振频率温度系数,研究了Sr对该陶瓷体系结构和微波介电性能的影响。
1 实验过程
1.1 实验用原料
实验用原料如表1所示
1.2 实验方法
采用传统陶瓷制备工艺,按摩尔比Mg O∶Sr CO3∶Ti O2∶Zr O2=(1-x)∶x∶0.95∶0.05,其中x=0、0.03、0.05和0.07配料,以去离子水为介质,用行星球磨机球磨6小时,烘干后于1150℃预烧4小时。将预烧料于行星球磨机中二次球磨,烘干后加入5%PVA水溶液造粒。用粉末压片机于180MPa下压制成直径8mm,厚度约5mm的小圆柱,排胶后,在1330-1420℃烧结4小时。
采用阿基米德排水法测试烧结体密度,用荷兰帕纳科X射线(XRD)衍射仪分析陶瓷晶体结构和物相;陶瓷显微结构采用日本日立TM1000扫描电子显微镜(SEM)观察;微波介电性能采用美国安捷伦E4980矢量网络分析仪结合谐振腔法测定。谐振频率温度系数分别测定TE01模谐振器20和80℃下的谐振频率,根据公式TCF=(f80-f20)/(60×f20)计算得出。
2 结果与讨论
在不同温度下烧结陶瓷的体密度随温度如图1所示。样品的体密度随着x的增加略有增加,随着烧结温度的升高而增大。当在1390℃烧结时,无论x取何值,样品的体密度均为3.8~3.9g/cm3,进一步提高烧结温度,密度略有下降。然而,该密度值比Tseng等[5]研究所得数据(大约为4.5g/cm3)要低。为了对比这样的差异,采用XRD分析了样品的物相组成和晶体结构,如图2所示。可以很明显的看到当x=0时,主晶相为MZT,并有少量的Mg Ti2O5相产生(简称为MT2)。Tseng等发现在MZT陶瓷中Mg0.25Zr0.38Ti0.38O1.75(密度为4.76g/cm3)[7]相的产生会提高样品的密度,但是在本文中,有少量的MT2相(密度为3.6g/cm3)[11]存在,这也就是所得的密度较之报道较低的原因。随着x值的不断增加,出现了Sr Ti O3(STO)相,结果表明该陶瓷样品是由多相物质构成的复相陶瓷。
在1390℃烧结4小时所得的MZT-STO陶瓷的表面微观形貌如图3所示。所有的样品都获得了均匀致密的微观结构,平均晶粒尺寸随着Sr含量的增加而增大,没有气孔产生。Tseng等[5]在进行SEM和EDS分析时,发现粉末状颗粒为MZT相。另外,在所有样品中都观察到棒状颗粒。研究表明在Mg Ti O3基陶瓷中,其棒状的晶粒是MT2相[9,11],这与XRD分析结果一致。
陶瓷的微波介电性能随烧结温度的变化关系如图4所示,可以很明显地观察到,随烧结温度的升高,介电常数的变化趋势与体积密度具有相同的变化趋势。对每一种组成,品质因数和介电常数的最大值均在体密度最大处获得。当在1390℃烧结时,随着x值的增加,样品的介电常数从18.4增加到21.7。正如SEM和XRD所描述的那样,本文中的陶瓷由三种相组成,因此介电常数的变化可以通过以下的对数混合法则[13]来解释:ln K=VMZTln KMZT+VSTOln KSTO+VMT2ln KMT2,这里的K和V分别是每种相的介电常数和体积分数。尽管每种相的体积分数难以具体确定,但仍然可以推测出随着x值的增加介电常数会有所增加,这是因为MZT、STO和MT2的介电常数分别是18.1、290和17.1[5,14,12]。事实上,当陶瓷样品在1390℃烧结时,随着x值的增加,样品的介电常数从18.4增加到21.7。在本文中,没有进行掺杂的MZT的Qf值为274000GHz,比Tseng等得到数值(约为380000GHz)低,这可能是由于样品中出现了具有较低Qf值(47000GHz)[10]的MT2相所导致的。在1390℃烧结时,随着x值的增加,样品的Qf值从274000GHz降低到156000GHz,这是主要可以归结于随着Sr的引入,陶瓷中形成了Sr Ti O3(STO)相,而由于STO的Qf值约为4800GHz[14],因此随着x值得增加,其品质因子下降。
对没有掺杂的MZT陶瓷在1390℃烧结时,所得样品TCF值约为-57ppm/℃,比Tseng等报道的值(-50ppm/℃)低,这主要是由于MT2相的形成,它的TCF值为-66ppm/℃[11]。另外由于Sr2+的引入,导致了STO相的产生,并且由于STO具有正的TCF值,约为+1650ppm/℃[14],因此随着x的增加,TCF值从-57ppm/℃向正方向漂移,当x=0.07时,达到30.5ppm/℃。其中,当x=0.05时,在1390℃烧结所得的样品具有近零的TCF(2.1ppm/℃)。
3 结论
总之,通过传统工艺制得了Sr O掺杂Mg(Ti0.95Zr0.05)O3陶瓷,并对其相组成和微波介电性能进行了研究。通过增加Sr含量,介电常数得到增加、品质因数有所降低,其谐振频率温度系数向正方向漂移。特别地,当Sr2+=0.05时,在1390℃烧结4小时,制备出的样品具有优异的微波介电性能:介电常数K=20.9、品质因子Qf=207000(11.8GHz下损耗tanδ=5.7×10-5)、TCF=2.1ppm/℃。该陶瓷体系有望应用于微波高频段谐振器或滤波器。
摘要：为了提高具有超低损耗Mg(Zr0.05Ti0.95)O3陶瓷的温度稳定型,采用Sr2+掺杂来对其进行改性研究。采用传统固相法制备了摩尔比Mg∶Sr∶Zr∶Ti∶O=1-x∶x∶0.05∶0.95∶3(x=0、0.03、0.05和0.07)陶瓷,利用XRD和SEM分析其结构和相组成。随着Sr含量的增加,陶瓷中出现了SrTiO3相,起到了补偿Mg(Zr0.05Ti0.95)O3温度系数的作用。当Mg∶Sr=0.95∶0.05,1390℃烧结4小时的陶瓷一个近零的温度系数(2.1ppm/℃),高的品质因子(207000)以及一个高的介电常数(20.9)。该陶瓷有望应用现代微波领域。
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