(Bi0.5 Li0.5)HfO3 摻雜鈮酸銀基反鐵電陶瓷的儲(chǔ)能特性研究

徐坤,張丹陽(yáng),展敏園,曹月叢,徐永豪

(河南理工大學(xué) 物理與電子信息學(xué)院,河南 焦作 454003)

固態(tài)介質(zhì)電容器具有功率密度高(約108 W/kg)、充放電速度快(<1 μs) 和循環(huán)壽命長(zhǎng)(約5 萬(wàn)次) 的優(yōu)點(diǎn),在核物理與技術(shù)、新能源發(fā)電系統(tǒng)、醫(yī)用手術(shù)激光、混合動(dòng)力汽車、石油天然氣勘探和定向能武器等領(lǐng)域得到廣泛應(yīng)用,成為脈沖功率設(shè)備中最關(guān)鍵的元件之一[1-5]。然而,其儲(chǔ)能密度(Wrec) 往往較小,且易受儲(chǔ)能效率(η)、熱穩(wěn)定性和疲勞特性的制約。低儲(chǔ)能效率意味著更多的電能被轉(zhuǎn)化為熱能,從而容易引起電容器在服役中失效。因此,設(shè)計(jì)和開(kāi)發(fā)同時(shí)具有高儲(chǔ)能密度、高儲(chǔ)能效率和性能穩(wěn)定的儲(chǔ)能介質(zhì)材料就顯得日益重要。以Pb(Zr,Sn,Ti)O3(PZST)為代表的鉛基反鐵電材料因其飽和極化強(qiáng)度大、剩余極化強(qiáng)度低和儲(chǔ)能密度高等特征,在高密度儲(chǔ)能電容器方面得到了廣泛研究[6-9]。但是鉛基反鐵電材料在制備、使用以及廢棄處理過(guò)程中,對(duì)人類健康和自然環(huán)境會(huì)造成嚴(yán)重的危害[10-11],因此尋找具有優(yōu)越儲(chǔ)能性能和良好環(huán)境協(xié)調(diào)性的無(wú)鉛反鐵電材料體系變得日趨重要。

室溫下,AgNbO3屬于正交鈣鈦礦結(jié)構(gòu),其隨著溫度的變化會(huì)經(jīng)歷一系列復(fù)雜的結(jié)構(gòu)相變[12-16]:

其中M1為正交亞鐵電相或未補(bǔ)償?shù)姆磋F電相,M2和M3為正交反鐵電相,O、T 和C 為順電相[17-19]。M2和M3屬于中心對(duì)稱Pbcm 點(diǎn)群,其中在單位晶胞中Ag+和Nb5+陽(yáng)離子反平行位移[20-21]。根據(jù)已有研究[22],在M1相中,存在兩種不同結(jié)構(gòu)的點(diǎn)群,即非中心對(duì)稱的Pmc21點(diǎn)群和中心對(duì)稱的Pbcm 點(diǎn)群。

2007 年,Fu 等[15]在氧氣氛下,成功制備出高質(zhì)量的AgNbO3陶瓷。外加電場(chǎng)為220 kV·cm-1時(shí),室溫下測(cè)得類似于反鐵電體的雙電滯回線(相變場(chǎng)強(qiáng)接近110 kV·cm-1),最大極化強(qiáng)度(Pm) 達(dá)到52 μC·cm-2,剩余極化強(qiáng)度(Pr)約為10 μC·cm-2。在忽略能量損耗的條件下,AgNbO3的Wrec達(dá)到5 J·cm-3,這一研究引起了研究者對(duì)AgNbO3陶瓷儲(chǔ)能性能的廣泛關(guān)注。

Tian 等[16]首先研究了AgNbO3陶瓷的儲(chǔ)能性能,在175 kV·cm-1電場(chǎng)強(qiáng)度下,獲得了2.1 J·cm-3的Wrec。Zhao 等[23]通過(guò)將MnO2引入AgNbO3,降低容忍因子t,穩(wěn)定反鐵電相,有效地提高了材料的Wrec[23]。Tian等[24]通過(guò)A 位引入Bi3+摻雜,降低了M1-M2和M2-M3相變溫度,穩(wěn)定了AgNbO3基陶瓷的反鐵電性。在(Ag0.91Bi0.03)NbO3陶瓷中,外加電場(chǎng)約為210 kV·cm-1時(shí),Wrec和η分別達(dá)到2.6 J·cm-3和86%。同時(shí),通過(guò)較低極化率和電負(fù)性的Ta5+引入B 位,AgNbO3基陶瓷的反鐵電性得到了穩(wěn)定。在Ag(Nb0.85Ta0.15)O3陶瓷中,外加電場(chǎng)為230 kV·cm-1時(shí),Wrec達(dá)到4.2 J·cm-3[25]。此外,Han 等[26]通過(guò)在AgNbO3的A 位引入Sr2+,增強(qiáng)了材料體系的弛豫特性,細(xì)化了電滯回線。在170 kV·cm-1電場(chǎng)下,Ag0.9Sr0.05NbO3陶瓷的Wrec和η分別為2.9 J·cm-3和56%。

綜上所述,盡管AgNbO3基儲(chǔ)能陶瓷的研究取得了顯著成果,但仍面臨著一些挑戰(zhàn),如擊穿場(chǎng)強(qiáng)(Eb)相對(duì)較低、儲(chǔ)能效率偏低、制備和測(cè)試?yán)щy等。同時(shí),隨著摻雜元素含量的增加,燒結(jié)溫度超過(guò)AgNbO3基儲(chǔ)能陶瓷的分解溫度,無(wú)法進(jìn)一步提升AgNbO3基陶瓷的儲(chǔ)能特性。相對(duì)于塊體陶瓷,厚膜陶瓷的厚度較小,在簡(jiǎn)化制備工藝的同時(shí),能夠有效地降低燒結(jié)溫度和保溫時(shí)間,同時(shí)提高Eb。此外,厚膜陶瓷可以制備成多層結(jié)構(gòu),具有更大的厚度,總儲(chǔ)能也相對(duì)較高。

基于以上分析,結(jié)合軋膜成型工藝,本文設(shè)計(jì)了(1-x) Ag0.86Sr0.07NbO3-x(Bi0.5Li0.5) HfO3(ASN-100xBLH,x=0.00～0.12) 體系,在1050～1140 ℃下保溫2 h 成功制備出致密性良好的AgNbO3基厚膜陶瓷,系統(tǒng)研究了其相結(jié)構(gòu)、微觀形貌、介電性能以及儲(chǔ)能性能等。其中,摩爾分?jǐn)?shù)7% Sr2+引入AgNbO3(Ag0.86Sr0.07NbO3,容忍因子t為0.8989) 有效地降低了M1-M2相變溫度;(A1A2)BO3型鈣鈦礦復(fù)合化合物(Bi0.5Li0.5)HfO3(BLH,容忍因子t為0.7716) 的引入,將其M2-M3相變溫度移至室溫附近,增強(qiáng)其反鐵電性和弛豫特性。

1 實(shí)驗(yàn)

以氧化銀(Ag2O,99.7%,天津市光復(fù)精細(xì)化工研究所)、五氧化二鈮(Nb2O5,99.99%,國(guó)藥集團(tuán))、碳酸鍶(SrCO3,99.0%,國(guó)藥集團(tuán))、氧化鉍(Bi2O3,99.0%,國(guó)藥集團(tuán))、碳酸鋰(Li2CO3,99.0%,國(guó)藥集團(tuán)) 和氧化鉿(HfO2,99.9%,上海麥克林生化科技有限公司) 為原料,按照化學(xué)計(jì)量比稱量各種原料的質(zhì)量。將稱量好的原料與無(wú)水乙醇、鋯球放入尼龍罐中球磨24 h,球磨烘干后的粉體在氧氣氛下830～900 ℃保溫6 h。預(yù)燒后的粉體再次球磨24 h 并烘干,按照5 ∶1 質(zhì)量比與PVB 粘合劑混合。將混合后的坯料放至軋膜機(jī)進(jìn)行練泥,精軋得到厚度為0.12 mm 左右的厚膜陶瓷,然后使用沖片機(jī)獲得直徑為11 mm 的圓形樣品。排粘后的圓形樣品在氧氣氛下1050～1140 ℃保溫2 h 進(jìn)行燒結(jié),各組分燒結(jié)條件如表1 所示。

表1 ASN-100xBLH 陶瓷的燒結(jié)參數(shù)Tab.1 Sintering parameters of ASN-100xBLH ceramics

2 結(jié)果與討論

ASN-100xBLH 陶瓷的XRD 圖譜如圖1 (a) 所示。在x=0.00～0.12 摻雜范圍內(nèi),每個(gè)組分均具有純鈣鈦礦結(jié)構(gòu),沒(méi)有明顯雜相,且所有衍射峰與PDF 卡片(70-4738) 能夠較好地吻合。這說(shuō)明Sr2+和BLH 均固溶到AgNbO3的主晶格中。圖1(b)和(c)分別為ASN-100xBLH 陶瓷31.5°和45°附近的衍射峰放大圖?？梢园l(fā)現(xiàn),隨著B(niǎo)LH 的摻雜濃度增加,31.5°和45°附近的衍射峰均逐漸向低角度移動(dòng),表明ASN-100xBLH 陶瓷的晶胞體積逐漸增大。主要原因是離子半徑大的Hf4+(rHf4+=0.071 nm,CN=6) 取代Nb5+(rNb5+=0.064 nm,CN=6)。同時(shí),45°附近的衍射峰(220)O和(008)O逐漸合并成一個(gè)衍射峰,表明晶體結(jié)構(gòu)朝對(duì)稱性更高的方向演變,即M2-M3相變[27]。

圖1 (a) ASN-100xBLH 陶瓷XRD 衍射圖譜;(b,c)31.5°和45°附近衍射峰放大圖Fig.1 (a) XRD diffraction patterns of ASN -100xBLH ceramics;(b,c) Close view of the diffraction peaks near 31.5°and 45°,respectively

圖2(a)～(f)為ASN-100xBLH 陶瓷的SEM 圖像。所有樣品表面均未顯示明顯的孔隙,表明所有陶瓷均具有良好的致密性。同時(shí),隨著B(niǎo)LH 摻雜濃度的增加,ASN-100xBLH 陶瓷的平均晶粒尺寸從x=0.00 時(shí)的1.60 μm 降至x=0.12 時(shí)的0.92 μm,如圖3 所示。這可能是由于陶瓷結(jié)構(gòu)內(nèi)部A/B 位陽(yáng)離子的半徑不同導(dǎo)致晶格的應(yīng)變能提升,晶界遷移率降低[28]。ASN-100xBLH 陶瓷樣品的EDS 元素分布圖像如圖4 所示,可以觀察到各元素均勻分布,未在晶界處聚集。晶粒尺寸的減小和元素分布的均勻性均有利于提高材料的Eb。這可能是由于隨著晶粒尺寸的減小,晶界的密度逐漸增大,高晶界密度會(huì)對(duì)載流子起到屏障作用,從而增強(qiáng)材料的絕緣性能[29-32]。

圖2 ASN-100xBLH 陶瓷樣品的微觀形貌圖Fig.2 Microstructures of ASN-100xBLH ceramics

圖3 ASN-100xBLH 陶瓷樣品的粒徑分布圖Fig.3 Grain size of ASN-100xBLH ceramics

圖4 ASN-11BLH 陶瓷樣品的EDS 元素分布圖Fig.4 EDS of ASN-11BLH ceramic

圖5 和表2 分別為ASN-100xBLH 陶瓷Eb的Weibull 分布圖和相關(guān)參數(shù)。結(jié)果表明,Eb隨著B(niǎo)LH摻雜濃度的增加得到了顯著提高,從x=0.00 時(shí)的312.5 kV·cm-1增加到x=0.12 時(shí)的518.6 kV·cm-1。同時(shí),各摻雜濃度樣品的擬合優(yōu)度β值均大于16,表明擬合數(shù)據(jù)具有良好的可信度[33]?？梢园l(fā)現(xiàn),隨著B(niǎo)LH 摻雜濃度的增加,樣品的平均晶粒尺寸逐漸減小,Eb逐漸增加。

圖5 (a) ASN-100xBLH 陶瓷的威布爾分布圖;(b) ASN-100xBLH 陶瓷的Eb和平均晶粒尺寸Fig.5 (a) Weibull distribution of ASN-100xBLH ceramics;(b)Eb and average grain size of ASN-100xBLH ceramics

表2 ASN-100xBLH 陶瓷的擊穿場(chǎng)強(qiáng)參數(shù)Tab.2 Dielectric breakdown strength (Eb) of ASN-100xBLH ceramics

對(duì)于鈮酸銀基材料,燒結(jié)過(guò)程中,由于Ag 元素?fù)]發(fā)會(huì)產(chǎn)生氧空位,進(jìn)而影響材料的電阻率。為研究ASN-100xBLH 陶瓷中的氧空位含量,通過(guò)XPS 對(duì)陶瓷的O 1s 軌道進(jìn)行了分析,其XPS 分峰擬合圖譜如圖6 (a)～(f) 所示。分峰擬合采用XPSPEAK41 軟件,半峰寬(FWHM) 為1.34 eV。530,531,532 eV 附近的峰分別對(duì)應(yīng)晶格氧(OL)、空位氧(OV) 和吸附氧(OA)。OV含量定義為OV/(OL+OV+OA),隨BLH 摻雜濃度的變化如圖7 所示。結(jié)果表明,隨著B(niǎo)LH 摻雜濃度的增加,OV含量從x=0.00 的13.38%減小到x=0.12 的10.9%?？瘴谎鹾康闹饾u減少,有利于提升材料電阻率和Eb,進(jìn)而可獲得更優(yōu)的儲(chǔ)能特性。

圖6 O 1s 軌道的XPS 分峰擬合圖譜Fig.6 XPS peak fitting maps of O 1s orbit

圖7 OV含量隨BLH 摻雜濃度的變化規(guī)律Fig.7 OV content as a function of BLH modification

為進(jìn)一步研究BLH 摻雜濃度對(duì)ASN-100xBLH 陶瓷反鐵電性能的影響,測(cè)試了ASN-100xBLH 陶瓷在-150～350 ℃溫度范圍內(nèi)、100 Hz～1 MHz 下的介電溫譜,如圖8 (a)～(f) 所示。隨著B(niǎo)LH 摻雜濃度的增加,樣品的最大介電常數(shù)(εm) 呈逐漸減小的趨勢(shì),且M1-M2、M2-M3和M3-O 相變溫度(TM1-M2、TM2-M3和TM3-O) 均向低溫移動(dòng)。其中,TM2-M3和TM3-O分別在x=0.04 和x=0.12 時(shí),降至室溫以下。對(duì)于其余摻雜濃度(x=0.08,0.10 和0.11),其TM2-M3處于室溫附近,且x=0.11 組分為M3相。介電溫譜結(jié)果表明,BLH 摻雜有效地增強(qiáng)了AgNbO3基陶瓷的反鐵電相性,進(jìn)而有利于提高其儲(chǔ)能密度。同時(shí),在100 kHz 頻率下,ASN-100xBLH 陶瓷在-150～350 ℃的溫度區(qū)間內(nèi)保持較小的介電損耗,有利于減小樣品在高電場(chǎng)下的內(nèi)部漏電流,提高陶瓷的Eb。ASN-100xBLH 陶瓷介電性能的具體參數(shù)如表3 所示。

圖8 ASN-100xBLH 陶瓷的介電溫譜Fig.8 Dielectric properties of ASN-100xBLH ceramics

表3 ASN-100xBLH 陶瓷在100 kHz 下的介電性能參數(shù)Tab.3 Dielectric properties of ASN-100xBLH ceramics at 100 kHz

對(duì)于ABO3鈣鈦礦材料,當(dāng)A、B 位同時(shí)被多種陽(yáng)離子占位時(shí),會(huì)存在納米線度上的組分非均勻,形成相變彌散和極化弛豫,進(jìn)而減小電滯和能量損耗,提高其儲(chǔ)能效率。通常,鐵電體的介電常數(shù)(εr) 在居里溫度以上遵從Curie-Weiss 定律,而弛豫鐵電體的介電常數(shù)(εr) 由于弛豫相變而偏離Curie-Weiss 定律。弛豫鐵電體的介電常數(shù)偏離居里-韋斯定律程度(ΔTm)[34]可由公式(1) 表示:

其中:TB代表介電常數(shù)開(kāi)始偏離居里-韋斯定律的溫度;Tm為最大介電常數(shù)對(duì)應(yīng)的溫度。

圖9 (a)～(f) 為ASN-100xBLH 陶瓷在100 kHz下1000/εr隨溫度的變化關(guān)系。由圖可知,隨著B(niǎo)LH摻雜濃度的增加,ΔTm從x=0.00 時(shí)的74 ℃增加到x=0.12 時(shí)的206 ℃,表明BLH 的引入使ASN-100xBLH陶瓷的弛豫行為明顯增強(qiáng),有利于提高其儲(chǔ)能效率。100 kHz 下,ASN-100xBLH 陶瓷偏離居里-韋斯定律的溫度參數(shù)如表4 所示。

圖9 100 kHz 下ASN-100xBLH 陶瓷介電常數(shù)偏離居里-韋斯定律的程度Fig.9 Inverse εr vs. T at 100 kHz of ASN-100xBLH ceramics

表4 ASN-100xBLH 陶瓷100 kHz 下偏離居里-韋斯定律的溫度參數(shù)Tab.4 Temperature parameters of ASN-100xBLH ceramics deviating from the Curie-Weiss Law at 100 kHz

上述研究結(jié)果表明,隨著B(niǎo)LH 摻雜含量的增加,ASN-100xBLH 陶瓷的反鐵電相穩(wěn)定性、弛豫特性和擊穿場(chǎng)強(qiáng)均得到了增強(qiáng),有利于獲得更優(yōu)的儲(chǔ)能特性。為研究ASN-100xBLH 陶瓷的儲(chǔ)能特性,對(duì)其進(jìn)行了電滯回線及電流密度曲線測(cè)試,如圖10 (a) 和(b)所示。可以發(fā)現(xiàn),隨著B(niǎo)LH 摻雜濃度的增加,各組分的Pm有不同程度的減小。同時(shí),樣品的Pr逐漸降低,電滯回線細(xì)化現(xiàn)象更加明顯,與ΔTm的變化相符合。x=0.00～0.04 時(shí),電滯回線具有明顯的雙電滯特征,且相變場(chǎng)強(qiáng)逐漸增大;當(dāng)x=0.08～0.12 時(shí),由于弛豫特性的增強(qiáng),陶瓷表現(xiàn)出類線性電介質(zhì)的電滯回線,且電流密度曲線上未觀察到明顯的電流峰。圖11 (a)為ASN-100xBLH 陶瓷不同BLH 摻雜含量下的儲(chǔ)能特性。結(jié)果表明,隨著B(niǎo)LH 含量的增加,在x=0.11 時(shí),獲得最優(yōu)的儲(chǔ)能性能。在460 kV·cm-1電場(chǎng)下,ASN-11BLH 陶瓷的Wrec和η分別達(dá)到4.6 J·cm-3和90.0%。圖11 (b)為ASN-11BLH 陶瓷與近期報(bào)道的其他無(wú)鉛陶瓷如AgNbO3基[35-46]、Bi0.5Na0.5TiO3基[47-52]、BaTiO3基[53-56]、K0.5Na0.5NbO3基[57-61]、NaNbO3基[62-65]的儲(chǔ)能特性對(duì)比圖。可以發(fā)現(xiàn),ASN-11BLH 陶瓷在維持較高儲(chǔ)能密度的同時(shí),獲得了優(yōu)異的儲(chǔ)能效率,在儲(chǔ)能電容器領(lǐng)域具有一定的應(yīng)用前景。

圖10 室溫下ASN-xBLH 陶瓷的(a) 電滯回線和(b) 電流密度曲線Fig.10 (a) Unipolar hysteresis loops,and (b) current density curves of ASN-100xBLH ceramics at room temperature

圖11 (a) ASN-100xBLH 陶瓷的儲(chǔ)能特性;(b) ASN-11BLH 陶瓷與其他無(wú)鉛陶瓷儲(chǔ)能轉(zhuǎn)性對(duì)比圖Fig.11 (a) Energy storage properties of ASN-100xBLH ceramics,and (b) energy storage properties of ASN-11BLH ceramic compared with those of various lead-free ceramics

一般來(lái)說(shuō),電介質(zhì)電容器的頻率穩(wěn)定性和溫度穩(wěn)定性是實(shí)際應(yīng)用的兩個(gè)重要參數(shù)。為了更好地驗(yàn)證和評(píng)價(jià)ASN-11BLH 陶瓷的穩(wěn)定性,在300 kV·cm-1電場(chǎng)下,測(cè)試和分析了其電滯回線和儲(chǔ)能性能隨溫度和頻率的變化,分別如圖12 和13 所示。圖12 結(jié)果表明,在25～100 ℃溫度范圍內(nèi),ASN-11BLH 陶瓷均保持較高的Pm和較小的Pr,Wrec和η均未出現(xiàn)明顯下降,其變化量分別為9.4%和9.8%。同時(shí),在10～500 Hz頻率范圍內(nèi),ASN-11BLH 陶瓷的Wrec和η均未出現(xiàn)明顯下降,其變化量分別為1.9%和1.2%,如圖13 所示。因此,ASN-11BLH 陶瓷表現(xiàn)出了良好的溫度和頻率穩(wěn)定性。

圖12 300 kV·cm-1電場(chǎng)下,ASN-11BLH 陶瓷在不同溫度時(shí)的(a) 電滯回線和(b) 儲(chǔ)能特性Fig.12 (a) Hysteresis loops and (b) energy storage properties of ASN -11BLH ceramics at various temperatures under an electric field of 300 kV·cm-1

圖13 300 kV·cm-1電場(chǎng)下,ASN-11BLH 陶瓷在不同頻率下的(a) 電滯回線和(b) 儲(chǔ)能特性Fig.13 (a) Hysteresis loops and (b) energy storage properties of ASN-11BLH ceramics at various frequencies under an electric field of 300 kV·cm-1

為進(jìn)一步研究ASN-11BLH 陶瓷的實(shí)際應(yīng)用,通過(guò)脈沖充放電實(shí)驗(yàn),測(cè)試了其充放電性能。室溫時(shí),不同電場(chǎng)下ASN-11BLH 陶瓷的欠阻尼放電電流曲線分別如圖14 (a)所示?？梢钥闯?欠阻尼狀態(tài)下,樣品在外加電場(chǎng)的作用下表現(xiàn)出類似正弦波的放電曲線。隨著電場(chǎng)增加,樣品的電流峰值也隨之增加,電流在300 kV·cm-1時(shí)達(dá)到最大值(19.0 A)。其電流密度(CD) 和功率密度(PD) 分別為1075.2 A·cm-2和161.3 MW·cm-3,如圖14 (b) 所示。圖15 (a)為室溫時(shí),不同電場(chǎng)下ASN-11BLH 陶瓷的過(guò)阻尼放電電流曲線?？梢园l(fā)現(xiàn),過(guò)阻尼狀態(tài)下,負(fù)載電阻為170 Ω 時(shí),隨著電場(chǎng)增加,電流峰值從1.5 A 增加到8.1 A。圖15 (b) 為過(guò)阻尼狀態(tài)下,ASN-11BLH 陶瓷放電過(guò)程中儲(chǔ)能密度隨電場(chǎng)強(qiáng)度的變化。結(jié)果表明,當(dāng)電場(chǎng)強(qiáng)度從50 kV·cm-1增加到300 kV·cm-1時(shí),儲(chǔ)能密度相應(yīng)地由0.084 J·cm-3逐漸增加到2.04 J·cm-3。此外,通常將90%的總能量放電時(shí)間(t0.9) 稱為介電儲(chǔ)能材料中的放電時(shí)間,該時(shí)間用于評(píng)價(jià)放電速度。結(jié)果可以發(fā)現(xiàn),當(dāng)電場(chǎng)為300 kV·cm-1時(shí),ASN-100xBLH 陶瓷的t0.9約為25.2 ns,具有快速的放電速度,在脈沖電容器應(yīng)用中具有巨大的潛力。

圖15 ASN-11BLH 陶瓷不同電場(chǎng)下的(a) 過(guò)阻尼電流曲線和(b) 儲(chǔ)能密度隨放電時(shí)間的變化Fig.15 (a) Over-damped charging and discharging curves and(b) changes of energy storage density of ASN-11BLH ceramics at different electric fields

3 結(jié)論

在氧氣氛下,結(jié)合軋膜成型工藝,設(shè)計(jì)并制備了高質(zhì)量的(1-x)Ag0.86Sr0.07NbO3-x(Bi0.5Li0.5)HfO3(ASN-100xBLH,x=0.00～0.12) 厚膜陶瓷。軋膜成型工藝有效地提高了陶瓷的致密性,也在一定程度上降低了燒結(jié)溫度和保溫時(shí)間。隨著B(niǎo)LH 摻雜含量的增加,樣品的平均晶粒尺寸和空位氧含量逐漸減小,擊穿強(qiáng)度得到明顯提高。同時(shí),ASN-100xBLH 體系陶瓷的M2-M3相變溫度逐漸移至室溫附近,有效地增強(qiáng)了反鐵電相穩(wěn)定性和介電弛豫特性。

在460 kV·cm-1電場(chǎng)下,ASN-11BLH 陶瓷的儲(chǔ)能性能達(dá)到最優(yōu),Wrec和η分別為4.6 J·cm-3和90.0%。同時(shí),在300 kV·cm-1電場(chǎng)下,25～100 ℃溫度范圍內(nèi),Wrec和η的變化量分別為9.4%和9.8%;在10～500 Hz 頻率范圍內(nèi),Wrec和η的變化量分別為1.9%和1.2%,表現(xiàn)出良好的溫度和頻率穩(wěn)定性。此外,充放電測(cè)試結(jié)果表明,ASN-11BLH 陶瓷兼具較高的功率密度(161.3 MW·cm-3) 和較快的放電時(shí)間(25.2 ns),在脈沖電容器領(lǐng)域存在巨大應(yīng)用前景。