0-3表面复合型BaTiO3-ZnO压电复合陶瓷的压电性能有限元分析

为了从多物理场耦合的角度解释弥散分布于其中的ZnO非均匀局域结构对陶瓷基体压电性能的增强机理,运用COMSOL Multiphysics结构力学模块中的压电设备模块,对ZnO复合表面0-3型BaTiO₃压电复合陶瓷进行有限元仿真分析。结果表明：弥散分布的ZnO非均匀局域结构导致整个样品性能分布不均匀,即在ZnO附近,同时获得小的压电应力和较大的压电极化强度;通过增加样品的孔数目和弥散度等方式,可以改善模拟的BaTiO₃陶瓷性能的不均匀性,进而获得BaTiO₃复合陶瓷均匀的增强压电性能。研究结果为BaTiO₃陶瓷电性能的优化提供了新思路。     

冷烧并退火制备(Bi0.5Na0.5)0.94Ba0.06TiO3无铅陶瓷及其结构与电学性能

采用冷烧并退火方法制备了(Bi_0.5Na_0.5)_0.94Ba_0.06TiO₃无铅陶瓷,探究了退火温度对陶瓷物相,显微组织,介电、铁电及压电性能的影响。结果表明：冷烧并退火所得陶瓷均呈纯钙钛矿结构,在180℃冷烧所得坯体的相对密度为71.8%。冷烧坯体经1 000～1 100℃退火所得陶瓷的相对密度为81.7%～97.1%,平均晶粒尺寸为600～800 nm,介电弥散因子为1.85～1.96。在1 025、1 050、1 075和1 100℃退火陶瓷的退极化温度分别为130、137、135和123℃;在1 075℃退火陶瓷具有最大的饱和极化强度和剩余极化强度,分别为60.9μC/cm²和51.8μC/cm²。与常规固相法烧结的(Bi_0.5Na_0.5)_0.94Ba_0.06TiO₃陶瓷的击穿场强(<75 kV/cm)相比,冷烧...     

焙烧温度对BaTiO3/Co3O4复合材料相组成、微观结构与催化性能的影响

目的 研究焙烧温度对BaTiO₃/Co₃O₄复合材料催化氧化性能的影响。方法 采用溶胶-凝胶法一步合成铁电BaTiO₃/Co₃O₄复合材料,并以有机染料亚甲基蓝(MB)氧化脱色为模型反应。利用XRD,SEM,EDS,XPS和紫外-可见分光光度计等表征手段研究焙烧温度对样品的相组成、微观形貌及催化氧化性能的影响。结果 随着焙烧温度的升高,BaTiO₃/Co₃O₄复合颗粒的晶粒尺寸逐渐增大,对MB的去除效率呈现出先增大后减小的变化趋势。结论 当焙烧温度为800℃时,所得样品为BaTiO₃/Co₃O₄复合材料,该复合材料对MB展现出较好的氧化降解性能,20 min去除率达到100%。     

纳米添加物-聚合物界面效应增强PVDF基三聚物纳米复合材料的介电响应（英文）

在纳米复合材料中,随着纳米颗粒尺寸的减小,纳米颗粒与聚合物基体间的界面起着越来越大的作用.为此以P(VDF-TrFE-CFE)三元共聚物作为聚合物基体,以低介电系数的SiO₂和高介电系数的BaTiO₃纳米颗粒为填料研究了界面的增强效应.对于这两种纳米颗粒,当体积分数低于1%时,其介电系数和极化响应均出现异常的增加.这些增加与纳米颗粒本身的介电性能及三聚物的结晶度变化无关.聚合物中的结晶相由非极性结构向极性结构有轻微的转变,因此提高了界面区域的介电响应.对此提出一种界面模型,解释了界面区域的非均匀介电响应是引起该介电现象的主要原因.在某一纳米颗粒含量下,界面区域的重叠可带来纳米复合材料最大的介电响应.     

缺陷钉扎导致的铁电陶瓷介电弛豫

把电荷密度波理论引入到铁电陶瓷的介电温谱研究中。指出陶瓷中缺陷的钉扎效应导致介电响应的弛豫。高温时,集体钉扎主导陶瓷的极化行为;低温时,局域亚稳态的弛豫对极化起决定作用。两者的竞争导致介电峰值的出现。理论计算与试验结果定性吻合。     

退极化场对Ba0.5 Sr0.5 TiO3外延薄膜的铁电和介电性能的影响

基于Ginzburg-Landau-Devonshire唯象理论,定性研究了在有或无退极化场情形下外延Ba_0.5Sr_0.5TiO₃薄膜的铁电和介电性能随厚度的依赖特性。结果表明:与无退极化场相比,退极化场的存在使薄膜极化强度空间分布更均匀,抑制了系统的平均极化强度,降低了相变温度(ΔT_c),但增加了临界厚度(Δh_c、Δh_m)和调谐率(Δφ),尤其在电极弱补偿情况下更加显著,厚度为100 nm时薄膜的ΔT_c、Δh_c、Δh_m和Δφ分别约为-57.5 ℃、15 nm、40 nm和20%;外延薄膜的介电性能取决于极化强度对外加电场的响应能力,而非极化本身,这一观点可从完全相反的极化强度和调谐率厚度依赖性趋势充分证明。     

镨掺杂PZT95/5陶瓷的微结构转变与性能优化

为探究镨掺杂对PZT95/5陶瓷微结构和性能的影响,以一氧化铅、氧化锆、二氧化钛和硝酸镨为原料,采用固相法制备镨离子掺杂PZT95/5陶瓷,分别利用X线衍射、扫描电子显微镜、精密阻抗分析仪和铁电分析仪对样品的微观结构、表面形貌、介电性能和铁电性能进行表征.结果表明:镨掺杂有利于PZT95/5陶瓷铁电三方相到反铁电四方相的微结构转变;掺杂镨可以使PZT95/5陶瓷样品的晶粒发育保持良好,晶粒分布更均匀,结构致密度也有所提高,但镨掺杂过量会抑制晶粒发育;随着镨掺杂量的增加,样品的相对介电常数呈现先增大后减小的趋势,在掺杂物质的量分数为3%时,相对介电常数最大,达到225.9,此时介电损耗为0.011 36;样品的剩余极化强度和矫顽场与介电常数呈现相同的变化趋势,镨掺杂物质的量分数为3%时,剩余极化强度最大,达到11.078 5μC/cm2,矫顽场最大为27.46 k V/cm.     

硬脂酸凝胶法制备的BaTiO_3微粉和陶瓷的特性

要硬脂酸凝胶法制备了ＢａＴｉＯ３微粉和陶瓷．ＸＲＤ、介电、压电和热释电性的研究结果表明，所有样品在室温下都呈立方钙钛矿结构，没有铁电性，但陶瓷有低温铁电性．ＸＲＤ对这些样品所测的晶粒尺寸都有常规ＢａＴｉＯ３的铁电临界尺寸以下．基于表面层的成份偏析，我们对其晶粒生长困难给出了初步解释．     

Pb（In1/2Nb1/2）O3-Pb（Mg1/3Nb2/3）O3-PbTiO3弛豫铁电薄膜厚度尺寸效应研究

新一代弛豫铁电薄膜Pb(In_1/2Nb_1/2)O₃-Pb(Mg_1/3Nb_2/3)O₃-PbTiO₃(PIMNT)因兼具优异的电学性能与高的相变温度,在国内外获得广泛关注.为了探究不同薄膜厚度对PIMNT薄膜的结构及电学性能的影响,通过溶胶凝胶法制备了150 nm～1μm不同厚度的PIMNT薄膜,对其形貌结构以及电学性能进行了对比研究,在此基础上进一步研究了极化对其电学性能的影响.实验结果表明:随着厚度的增加,薄膜介电常数先增加后略有降低,剩余极化强度先增大后减小,矫顽场逐渐增大;在极化电压为18 V、极化温度和时间分别为100℃和5 min时,1μm厚度PIMNT薄膜的介电常数和损耗在100 Hz下分别为1 009和0.022,室温下的热释电系数达6.85×10^-4C·m^-2·K^-1,是目前主流的锆钛酸铅(PZT)薄膜的3倍左右.     

氮气、氧气烧结气氛对(Na_(0.5)Bi_(0.5))_(0.94)Ba_(0.06)TiO_3陶瓷显微结构和电学性能的影响

为探索点缺陷对钛酸铋钠基陶瓷显微结构和电学性能的影响,在固相反应法制备(Na_(0.5)Bi_(0.5))_(0.94)Ba_(0.06)TiO_3陶瓷的预烧和烧结过程中分别引入氮气和氧气气氛,研究了不同气氛对陶瓷试样的显微结构、介电、压电和铁电性能的影响。X射线衍射及紫外可见漫反射谱测试结果表明:不同气氛在陶瓷试样中引入的点缺陷浓度存在差异,进而导致陶瓷试样的显微结构和退极化温度显著不同。氮气和氧气气氛中制备的陶瓷的平均晶粒尺寸分别为2.1μm和1.0μm,居里温度分别为248℃和258℃,退极化温度分别为76℃和87℃,剩余极化强度分别为27.2μC/cm~2和27.6μC/cm~2,压电常数分别为122pC/N和128pC/N。     

(Bi3.15Nd0.85)(Ti2Fe0.5Co0.5)O11.5陶瓷的制备及多铁性能表征

采用改进的固相反应法制备(Bi3.15Nd0.85)(Ti2Fe0.5Co0.5)O11.5陶瓷.多铁性能测试结果表明,陶瓷样品具有室温多铁性.样品的剩余磁化为~77memu/g,剩余极化为~1.7μC/cm2,且磁场对介电频谱的影响证实该陶瓷样品的室温磁电耦合效应.     

基于第一性原理的BaTiO3晶体电子结构和光学性质研究

应用第一性原理模拟得到了完整的压电材料BaTiO₃晶体的态密度、介电函数、吸收光谱、复折射率和复数光电导谱.计算结果表明,介电函数虚部、吸收光谱、复折射率和复数光电导谱的峰值位置存在对应关系,它们均与BaTiO₃晶体的的电子结构有关.计算结果与实验结果基本相符.     

钛酸钡纳米晶中钡钛比的测定方法

用配位滴定法、重量法和X-荧光分析法测定了sol-gel法制备的BaTiO₃纳米晶中Ba和Ti的物质的量比，结果基本一致，分别为1.011∶１，1.039∶１，1.023∶１.3种测定方法各有特点，但都能较好地解决BaTiO₃纳米功能材料的钡钛含量的分析问题.     

SrBi_(4-x)Nd_xTi_4O_(15)铁电陶瓷性能研究

用固相烧结法制备了不同Nd掺杂量的SrBi4-xNdxTi4O15(SBNT-x,x=0.00～1.00)铁电陶瓷.X射线衍射谱显示Nd掺杂未改变SrBi4Ti4O15(SBTi)的晶体结构.铁电测量表明,适量的Nd掺杂使SBTi的剩余极化(2Pr)显著增加.当x=0.18时,2Pr达到极大值,为25.8μC/cm2,和未掺杂相比,增长约56%.样品的矫顽场在x=0.00到0.18之间几乎不变,而在更大掺杂量下,随掺杂量的增加而逐步减小.掺杂引起材料中点缺陷浓度降低和晶格畸变减小,这两种因素的共同作用决定了剩余极化的变化.变温介电谱显示,样品的居里温度随掺杂量的增加而下降.在掺杂量大于0.75以后,SBNT-x样品出现驰豫铁电体的典型特征.     

应力对外延Pb(Zr,Ti)O3薄膜铁电性能的影响

应用朗道热力学理论研究了应力对Pb(Zr,Ti)O3陶瓷薄膜的相结构及介电特性的影响。结果表明:应力诱导结构相变,居里温度随应变(压应变或张应变)作用的增大而升高,有利于铁电相的稳定;讨论了极化-电场的滞回现象,剩余极化达50μC/cm2,计算结果与实验结果符合较好。     

基于分子动力学的P(VDF50-TrFE50)高电场极化仿真

P(VDF-TrFE)类共聚物具有优异的铁电性能,可用于制作柔性压电传感器。在试验研究中,通常采用高电场极化来增强其压电效应。为了研究该共聚物的传感特性,本文利用分子动力学模拟软件Materials Studio(MS)建立P(VDF₅₀-TrFE₅₀)的三维晶胞模型,模拟高电场极化过程,分析各项极化条件对其剩余极化的影响。结果显示：在高电场强度下,晶胞内的大部分铁电畴在极短时间内完成翻转;P(VDF₅₀-TrFE₅₀)的极化强度与外加电场强度正相关,但当电场强度高于5 V/nm后,极化强度增长减缓;晶胞在低温时保持铁电相而在高温时转变为顺电相;被充分极化的P(VDF₅₀-TrFE₅₀)晶胞的最高剩余极化强度为59.94 mC/m²。该研究表明MS软件具有模拟P(VDF-TrFE)聚合物材料压电特性的能力,可为后续试验研究及传感器制作提供仿真依据。     

AlGaAs基光电阴极光学性质计算模型分析

为了分析不同波长响应对光电阴极结构的要求,提出适用于各类响应的AlGaAs基光电阴极的计算模型.通过宽光谱响应GaAs和窄带响应AlGaAs基光电阴极样品试验证实模型的有效性.基于该模型仿真研究AlGaAs基光电阴极组件中GaAs发射层及各子层、AlGaAs窗口层、Si₃N₄增透层的厚度与400～900 nm单波长光子吸收情况的分布关系.仿真结果表明,同一波长响应下,GaAs发射层对光电阴极吸收率的影响最大,其次是Si₃N₄增透层,而AlGaAs窗口层对吸收率的影响不明显.要得到90%以上的吸收率,在600 nm波长响应下GaAs发射层厚度应大于0.5μm, 700 nm波长响应下GaAs发射层厚度应大于0.8μm, 800 nm波长响应下GaAs发射层厚度应大于1.5μm.400～600 nm波段的光子主要在GaAs发射层表面0.2μm内被吸收,700～800 nm波段的光子主要在GaAs发射层表面0.6μm内被吸收,而850 nm以后的光子在各子层间的吸收比较均匀.该结论对不同响应AlGaAs基...     

β-Ga2O3 SBD器件的解析模型与仿真研究

本文设计了不同电场调节策略的Ga₂O₃ SBD器件,通过研究器件结构、钝化层方案下器件电学特性,分析不同终端结构(场板结构FP、边缘终端结构ET、沟槽型Trench、高K钝化)下Ga₂O₃ SBD的结构设计.此外本文结合理论分析和实验数据拟合,完善了Ga₂O₃材料和器件模型,通过对比实验数据验证了模型的正确性.研究发现:(1)高K钝化(κ>100)结合场板结构可有效舒缓表面电场并提升结终端效率, 2μm Ga₂O₃ SBD采用BaTiO₃钝化场板可实现终端效率91.4%, V_br=1.43 kV,巴利加优值BFOM=1.62 GW/cm²,七倍于Al₂O₃ FP SBD;(2)采用BaTiO₃钝化的FP&ET复合终端可实现终端效率93.6%, V_br     

固溶体KTa1—xNbxO3陶瓷的热释电性质

本文首次报道KTN铁电陶瓷的热释电系数λ与温度的依赖关系。测量了极化强度P。结果表明,x=0.5和0.6的样品在25℃时,P=4.6μc/cm~2和5.0μc/cm~2;λ=2.0×10~(-8)c/cm~2K和1.7×10~(-8)c/cm~2K。并讨论了Nb含量对极化强度的影响。     

铁电-反铁电相界附近的PSZT系列陶瓷的电致伸缩效应

本工作研究了PbTiO_3-PbZrO_3-PbSnO_3三元系(简称PSZT)陶瓷系列在铁电-反铁电相界附近16种成份的电致伸缩效应.测量了各种成份样品的横向电致伸缩系数Q_(12)和一些样品的流体静压电致伸缩系数Q_h 以及纵向电致伸缩系数Q_(11).实验结果表明,靠近相界的铁电相材料有较大的Q_(12)值且随Sn 的含量增加而增大,而靠近相界的反铁电相材料的Q_(12)则非常小.由本系列材料测出的最大的电致伸缩系数Q_(11)=2.16×10~(-2)m~4/C~2,Q_(12)=-0.58×10~(-2)m~4/C~2.在本实验的各成份中,并没有发现“弥散型”相转变的特征.