反铁电陶瓷材料用于引信安全系统的设想

铁电陶瓷材料的研究现状和应用1、层状铁电陶瓷（1）Bi系目前，研究较多、并且用于制备铁电陶瓷材料的是钙钛矿结构的锆钛酸铅（简称PZT）系列。

此系列的突出优点是剩余极化较大Pr（10~35 μC/cm 2）、热处理温度较低（600℃左右）。

但是随着研究的深入，人们发现，在经过累计的极化反转之后PZT系列性能退化，主要表现在出现高的漏电流和较严重的疲劳问题，另外，铅的挥发对人体也有害。

因此研究和开发性能优良且无铅的铁电陶瓷具有重要的现实意义。

而铋系层状钙钛矿结构材料属于铁电材料类且性能较好又不含铅，因此受到人们的广泛关注。

（2）(Pb,Ba)(Zr,Ti)O3系(Pb,Ba)(Zr,Ti)O3（简称PBZT）系陶瓷与Pb(Zr,Ti)O3(PZT)同属于ABO3型钙钛矿结构，具有较大的电致伸缩应变，在电子微位移动领域已得到广泛应用。

但在使用过程中发现这类铁电陶瓷因其脆性和较低的强度影响了其产品的耐久性和使用寿命，因此改善其机械性能已引起人们的重视。

2、弛豫型铁电陶瓷弛豫型铁电体（relaxation ferroelectrics，简称RF）是指顺电—铁电转变属于弥散相变的一类铁电材料，它同时具有铁电现象和弛豫现象。

与典型铁电体相比，弛豫型铁电体的一个典型特征是复介电常数（ε*(ω) =ε'(ω) −ε"(ω)，ω为角频率）的实部ε'(ω)随温度变化呈现相对宽且变化平缓的峰，其最大ε'(ω)值对应的温度Tm随ω的增加而向高温移动。

该特征与结构玻璃（structureglass）化转变、自旋玻璃（spin glass）化转变的特征极为相似。

所以，弛豫型铁电体又被称为极性玻璃（polar glass），相应的弛豫铁电相变又被称为极性玻璃化转变。

迄今为止，虽然人们对弛豫铁电相变进行了大量的实验测量和理论探索，但是仍然没有被普遍接受的弛豫铁电相变模型，所以对弛豫铁电相变机制的研究一直是该领域研究的热点问题之一。

BNT-BT基无铅反铁电陶瓷储能性能优化研究的开题
报告
题目：BNT-BT基无铅反铁电陶瓷储能性能优化研究
1、研究背景和意义
随着社会的快速发展和人们需求的不断增长，对新型能源的需求也
越来越大。

陶瓷储能器具有很高的能量密度、圆柱形、正方形、长方形
等多种形状，因此在储能领域具有广阔的发展前景。

BNT-BT基无铅反铁电陶瓷因其良好的力学性能、成分易得等优异特性，在储能领域受到了
广泛的关注，但其储能性能还需要进一步优化。

因此，对BNT-BT基无铅反铁电陶瓷储能性能的研究和优化具有重要的研究价值和实际应用意义。

2、研究内容和方法
本研究将对BNT-BT基无铅反铁电陶瓷的储能性能进行系统研究，
主要包括以下内容：
（1）利用固相法合成不同BNT-BT基无铅反铁电陶瓷样品；
（2）采用XRD、SEM等物理化学检测方法对样品的结构与性质进行表征；
（3）通过电学测试方法探究样品的储能性能，分析影响储能性能的因素；
（4）优化BNT-BT基无铅反铁电陶瓷的储能性能，提升其储能效率。

3、预期成果和意义
（1）发掘BNT-BT基无铅反铁电陶瓷储能性能的研究空间和优化策略；
（2）提高BNT-BT基无铅反铁电陶瓷的储能效率，为实现新型储能器件提供有效的技术手段和理论基础；
（3）为储能领域提供新的材料解决方案，促进我国储能技术的发展。

论文第51卷第4期 2006年2月反铁电/铁电相界附近PbLa(Zr,Sn,Ti)O3陶瓷性能研究戴中华姚熹徐卓冯玉军王军(西安交通大学电子材料与器件研究所, 西安 710049. E-mail: zhdai_xjtu@)摘要采用固相烧结工艺制备了位于反铁电/铁电(AFE/FE)相界附近两个组分的PbLa(Zr,Sn,Ti)O3 (PLZST)陶瓷样品. 研究了电场作用下样品的电致伸缩效应及等静压力对反铁电/铁电相界附近PLZST 陶瓷相变、介电性能的影响. 在交变电场作用下, 两个样品总应变量分别达到0.21%及0.13%. 随着等静压力的增加, 反铁电PLZST陶瓷铁电/反铁电转变温度降低, 反铁电/顺电转变温度上升; 随着等静压力的增加, PLZST铁电陶瓷铁电/顺电转变温度降低.关键词等静压力 极化 相变 反铁电/铁电PbLa(Zr,Sn,Ti)O320世纪中期, Shirane等人[1]发现PZT二元系固溶体具有许多优良的特性并进行了深入的研究. Ti的加入降低了反铁电的相变临界场, 并为室温条件下研究场诱相变提供了方便. 进一步用Sn替换Zr之后, 由于Sn的掺入, 扩大了四方反铁电相的稳定区域和Zr/Ti比的调节范围, 有利于反铁电相变特性的研究和剪裁. Berlincourt在A位掺入微量La对PZST进行改性得到了PLZST相图(图1)[2]. 之后, 由于铁电、反铁电材料的应用没有实质性的进展, 再加上研究条件的限制PLZST基铁电、反铁电陶瓷的研究比较少. 进入20世纪90年代, 人们对于PLZST陶瓷材料的研究逐渐增多. 除了借助现代表征技术对它的结构特征、相变性能、相变机制等进行深入研究外, 针对其特殊的相变性能也开发了各种功率器件. 利用其大应变量的特征可制作A c t u t o r s,如R a i n b o w, Moonie[3~5], 利用其形状记忆特性可制作各种微机械夹持器[6,7]. 利用其压制相变过程中电荷释放的突变特性可制作爆电换能器[8]. 利用其非线性双电滞回线特性可制作高密度储能器[9]等等.本研究通过对反铁电/铁电相界附近材料组分的裁剪及调整, 得到具有较大电致应变及较低相变压力的材料, 研究了等静压力对温度诱导铁电及反铁电PLZST两种材料相变的影响.1实验选用掺入La离子的锆锡钛酸铅Pb0.97La0.02 (Zr1-x-y Sn x Ti y)O3作为研究体系. 相图选用Berlincourt 的研究结果(图1). 在这个固溶体系中存在着四方反铁电相AFE T, 正交反铁电相AFE O, 低温三角铁电相FE R(LT)和高温三角铁电相FE R(HT)等. 由于相转换图1 样品组分在PLZST相图中的位置所需要的外场值很大, 位于正交反铁电相区的材料并不适合作反铁电/铁电相变研究, 而由于四方反铁电相组分的陶瓷的能量与低温三方铁电相组分的能量相差不大, 它们之间的转变在较低的外场下就能够实现.本研究选用了两个材料配方Pb0.97La0.02(Zr0.67 Sn0.23Ti0.10)O3 (A样品)及Pb0.97La0.02(Zr0.67Sn0.21Ti0.12) O3 (B样品). 它们的成分位于PLZST相图FE/AFE相界附近, 前者位于反铁电一侧, 后者位于铁电区. 样品采用传统的固相烧结工艺, 经氧化物原料混料、预烧、成型后, 在1240℃富铅气氛中烧结2.5 h.电滞回线的测量采用改进的Sawyer-Tower电路, 测试用频率为 1 Hz的正弦波. 高压电场由Trek Model 609A产生, 最大输出电压为±10 kV. 极化样品的压电系数d33用ZJ-2型准静态测试仪测量.在 2 GPa等静压装置上测试样品在不同等静压下介电性能随温度的变化情况, 升温速率为3℃/min,第51卷 第4期 2006年2月论 文测试频率为1 kHz. 样品电容C , 损耗角正切tan δ由HP4274测量仪测量.2 结果与讨论2.1 电滞回线测试图2是新鲜样品室温下的电滞回线, 显示该样品A 是反铁电态, 样品B 是铁电态. 样品A 的E c = 0.84 kV/mm, E A-F = 1.33 kV/mm, 样品B 的E c = 0.86 kV/mm, E F = 0.8 kV/mm. 可见样品A 在临界场1.33 kV/mm 下发生了电场诱导的AFE/FE 转变, 当外电场去掉后(E = 0 kV/mm), 试样不能回到反铁电态, 而是处于诱导的铁电态, 剩余极化强度P r ＝ 30 μC/cm 2. 矫顽场较低, 为E c = 0.84 kV/mm. 矫顽场较PZT 和PZST 陶瓷低, 原因是La 3+掺杂形成A 位正离子缺位, 施主杂质La 3+成为新的正电荷中心, 在其周围出现一个易受电场激发的导电电子, 使得矫顽场E c 降低, 同时畴壁容易移动.将材料制作成厚度d = 0.5 mm,直径φ = 10 mm 的样品, 涂上银电极在1.2 kV 电压下极化. 由于样品B 初始态是铁电态, 内部存在自发极化, 它在较低的图2 室温下新鲜样品的第一圈电滞回线(a) 样品A; (b) 样品B外电场E = 0.9 kV/mm 作用下即可以使其内部铁电畴重新定向.图3是不同温度下测量得到的电滞回线. 在不同的温度范围内电滞回线表现出不同的特征. 对于极化状态的A 样品, 80℃以下是铁电体, 80℃ < T < 160℃范围内为反铁电相, 到160℃时已经转变为顺电相. 经过极化的反铁电A 样品随温度的升高, 依次经历铁电/反铁电相变和反铁电/顺电相变. 极化状态的B 样品在160℃以下是典型的铁电体的电滞回线, 随着温度的升高在160℃附近发生了铁电/顺电相变. 2.2 电致应变电致伸缩效应是高阶机电耦合效应, 比线性的压电效应微弱. 样品在电压值为2 kV/mm 的交变电场作用下, 测试频率为1 Hz. A 样品最大伸长应变量为0.075%, 最大压缩应变量为0.135%; B 样品的最大伸长应变量为0.075%, 压缩应变量为0.055%. A样品总应变量为0.21%, B 样品为0.13%. A 样品明显较B 样品的大, 其中主要是由于A 样品的最大压缩应变远大于B 样品的最大压缩应变. 这是由于在交变电场的作用下A 样品发生了反铁电态与铁电态之间的图3 样品A 和B 的变温电滞回线论文第51卷 第4期 2006年2月图4 电致应变曲线图5 极化态A 样品的剩余极化强度与等静压力的关系相变, 晶格常数发生变化. PLZST 陶瓷的FE R , AFE T , PEC 三个物相之间的晶体原胞体积关系是V FE > V PE > V AFE 1), 较大的压缩应变是由于A 样品在从铁电态向反铁电态转变过程中原胞体积变小了. 而B 样品只是在电场作用下进行了铁电畴的重新定向.2.3 剩余极化与等静压力的关系A 样品位于四方反铁电相和三方铁电相相界附近四方反铁电一侧, 在电场作用下形成了亚稳的三方铁电相. 测得其压电系数d 33 = 95 pC/N. 将极化后的样品置于压腔中进行等静压实验, 在某个压力值附近发生压力诱导的相变, 在极短的时间内释放出电极化时所储存的全部电荷, 通过计算电容上收集的电荷得到极化样品的剩余极化强度P r 值. 图5是室温下样品的剩余极化强度P r 和等静压力的关系曲线. 由图可见, 曲线有一个突变, 从相变压力150 MPa 开始释放电荷, 到170 MPa 释放电荷结束, 样品的电荷释放完毕, 重新回到四方反铁电相, 剩余极化强度P r 由30 μC/cm 2左右迅速下降到约0 μC/cm 2, 具有连续压致相变的特征.B 样品在450 MPa 的等静压力下也不出现剩余极化强度P r 的变化, 这是由于在此压力下无法实现FE/AFE 的转变, 铁电畴没有重新定向, 因此没有表面束缚电荷释放. 图6 等静压力对A 样品相变温度及介电性能的影响系不符合居里-外斯定律而满足如下关系:r =()m kT T αε−. (1)式中k 为比例系数, T m 是εr 峰值温度, α ＞ 1, 相变呈弥散性相变(DPT)的特征. Smolensky 等人[10]认为, DPT 现象起源于钙钛矿结构ABO 3中共同占据B 位的两种离子的无序分布, 结构的无序分布导致晶体内部化学组分的起伏, 各组分不同的微区具有不同的居里温度T c , DPT 现象是大量微区T c 弥散的结果. 而等静压力增加了B 位离子的无序分布[11], 使得PLZST 反铁电陶瓷具有弥散性相变的特征. 随着等静压力的增加, 相变的弥散性特征更加明显.2.4 等静压力对相变温度的影响图6为极化样品A 在等静压力为P ＝ 1×105Pa, 30和60 MPa 时的温谱曲线. 测试频率为1 kHz. 由图可知, 介电常数εr 随等静压力的增加而降低, 在介电常数峰值εm 处更加明显. 等静压力增加, 反铁电/顺电相转变峰更加宽化. 30和60 MPa 时εr 与温度的关等静压力P =1×105 Pa 与P =30 MPa 之间的FE/ AFE 相变温差ΔT FE/AFE = 10.5℃, 而P =30 MPa 与P =60 MPa 之间的FE/AFE 相变温差ΔT FE/AFE = 2℃; P = 1×1051) 戴中华, 姚熹, 徐卓, 等. 外场下PbLa(Zr,Sn,Ti)O 3陶瓷相变及介电性能行为研究. 稀有金属材料与工程(待发表)第51卷 第4期 2006年2月论 文Pa 与P =30 MPa 之间的AFE/PE 相变温差ΔT AFE/PE =4℃, P =30 MPa 与P =60 MPa 之间的AFE/PE 相变温差ΔT AFE/PE = 8℃, 由此总结出等静压力对极化过的A 样品相变的相变温度影响的规律: 随着压力的增大, FE/ AFE 相变温度向低温方向漂移, 而AFE/PE 相变温度向高温方向移动. d T c /d P =(1.33~2.66)℃/10 MPa, 较d T c /d P =0.42℃/ 10 MPa 的PbZrO 3, d T c /d P =−0.67℃/10 MPa 的PbTiO 3对等静压力的灵敏程度更高[12].图7为B 样品在等静压力为P =1×105, 30和60 MPa 时的温谱曲线, 样品皆为极化样品, 测试频率为1 kHz. 由图可知, 峰值介电常数εm 随等静压力的增加而下降. 等静压力增加, 铁电/顺电相转变峰宽化. 随着压力的增大, FE/PE 相变温度向低温方向移动. 不同等静压力下介电损耗tan δ都有一突降, 对应于FE/PE 相变.从压力有利于晶体向体积更小的方向变化的角度考虑, 而且PLZST 陶瓷的FE R , AFE T , PE C 三个物相之间的晶体原胞体积关系是V FE > V PE > V AFE 1), 等静压力增大会导致样品铁电/反铁电相变温度降低, 反铁电/顺电相变的相变温度升高, 同时FE/PE 相变温度下降. 该实验的结果符合这个规律. 实际上铁电和反铁电材料两者的T c 都可能随压强升高或降低, 这取决于有序化机构的细节. 铁电与反铁电PLZST 陶瓷材料有一强烈依赖于温度的布里渊区中心的光学模, 该模引起强烈的介电反常, 又有一不稳定的q ≠ 0的模. 增加压力, 反铁电PLZST的T c 升高, T 0降低, T c 处的介电反常显著变小, 即出现高等静压力下的弥散性相变现象. 同时在高压作用下, PLZST 陶图7 等静压力对B 样品相变温度及介电常数的影响瓷样品的体积减小, 诱导反铁电/顺电相变的q ≠0的反铁电模软化, 而同时铁电/顺电相变的铁电模硬化. 从而使得等静压力对铁电、反铁电PLZST 陶瓷样品T c 的影响存在差异.3 结论FE/AFE 相界附近经过极化的反铁电PLZST 陶瓷随温度的升高, 由铁电体转变为反铁电体, 最后转变为顺电体; 极化的铁电PLZST 陶瓷随温度的升高由铁电体直接转变为顺电体.由于反铁电PLZST 陶瓷在电场的诱导下发生了AFE/FE 相变, 反铁电PLZST 陶瓷的电致应变较铁电PLZST 陶瓷大.随着压力的增大, 极化过的反铁电PLZST 陶瓷FE/AFE 相变温度向低温方向移动, AFE/PE 相变温度向高温方向移动; 极化过的铁电PLZST 陶瓷FE/PE 相变温度向低温方向移动.致谢 本工作为国家自然科学基金(批准号: 10474077)和国家重点基础研究发展规划(批准号: 2002CB613307)资助项目.参 考 文 献1 Shirane G, Suzuki K. Crystal structure of Pb(Zr,Ti)O 3. J Phys Soc Jpn, 1952, 8: 7333~73422 Berlincourt D. IEEE Trans. Sonics Ultrason. SU-13, 1966: 1163 Li G , Furman E, Haertling G H. Fabrication and properties of PZST antiferroelectric rainbow actuators. Ferroelectrics, 1996, 188: 233~2364 Haertling G H. Rainbow ceramics: A new type of ultra-high-dis- placement actuator. Am Ceram Soc Bull, 1994, 73(1): 93~965Pan W Y, Pan C Q, Zhang Q M, et al. Large displacement trans-ducers based on electric field forced phase transitions in the tetragonal Pb 0.97La 0.02(Zr,Sn,Ti)O 3 family of ceramics. J Appl Phys, 1989, 66: 6014~6023[DOI]6 Furuta A, Oh K Y, Uchino K. Mechanical clamper using shape memory ceramics. Proc.7th ISAF, IEEE, 1990. 525~5277 Oh K Y , Furuta A, Uchino K. Development and application of shape memory ceramic actuators. Proc 7th ISAF, IEEE, 1990. 528~5308Cheng Z M, Lian J Y, Wang Y L. Phase transition studies of PZST ceramics with vertical ferro-antiferroelectric phase boundary. Ferroelectric, 1990, 101: 225~2349 徐延献. 电子陶瓷材料. 天津: 天津大学出版社, 1993. 25~28 10 Smolensky G A. Physical phenomena in ferroelectrics with dif-fused phase transition. J Phys Soc Jpn, 1970, 28: 26~3711Xu Z, Feng Y J, Zheng S G, et al. Phase transition and dielectric properties of La-doped Pb(Zr,Sn,Ti)O 3 antiferroelectric ceramics under hydrostatic pressure and temperature. J Appl Phys, 2002, 92 (5): 2663~2667[DOI]12Chen I W. Structural origin of relaxor ferroelectrics–revisited. J Phys Chem Sol, 2000, 61: 197~208[DOI](2005-07-25收稿, 2005-10-17接受)1) 同471页脚注。

(19)中华人民共和国国家知识产权局(12)发明专利申请(10)申请公布号 (43)申请公布日 (21)申请号 201811541537.3(22)申请日 2018.12.17(71)申请人 华中科技大学地址 430074 湖北省武汉市洪山区珞喻路1037号申请人 深圳华中科技大学研究院(72)发明人 刘品　姜胜林　张光祖　曾亦可　李明钰　(74)专利代理机构 华中科技大学专利中心42201代理人 孙杨柳　曹葆青(51)Int.Cl.C04B 35/01(2006.01)C04B 35/622(2006.01)C04B 35/626(2006.01)H01G 4/12(2006.01)(54)发明名称一种储能效率提高的反铁电储能陶瓷及其制备方法与应用(57)摘要本发明公开了一种储能效率提高的反铁电储能陶瓷及其制备方法与应用，属于电能储存材料领域。

制备方法为将反铁电介质和线性介质进行复合，得到反铁电储能陶瓷为反铁电介质与线性介质的复合物。

所述反铁电介质为(Pb 0.93Ba 0.04La 0.02)(Zr 0.95-x Sn x Ti 0.05)O 3，其中x的取值范围为0.3≤x≤0.45，所述线性介质为Ca(Zr y Ti 1-y )O 3，其中y的取值范围为0.3≤y≤0.5。

本发明通过高储能密度介质与高储能效率介质的复合，获得了储能密度达到4.39J/cm 3、储能效率为92.23％的储能材料。

权利要求书1页 说明书6页 附图2页CN 109369154 A 2019.02.22C N 109369154A1.一种储能效率提高的反铁电储能陶瓷的制备方法，其特征在于，含有以下步骤：(1)反铁电预烧粉体的制备：将PbO粉体、BaCO 3粉体、La 2O 3粉体、ZrO 2粉体、SnO 2粉体和TiO 2粉体充分混匀得到混合粉体A，所述PbO、BaCO 3、La 2O 3、ZrO 2、SnO 2和TiO 2的物质的量之比为0.93：0.04：0.01：(0.95-x)：x：0.05，所述x的取值范围为0.3≤x≤0.45；将所述混合粉体A在800℃-880℃条件下保温2h -3h，得到反铁电预烧粉体；(2)线性介质材料的制备：将CaCO 3粉体、ZrO 2粉体和TiO 2粉体充分混匀得到混合粉体B，所述CaCO 3、ZrO 2和TiO 2的物质的量之比为1：y：(1-y)，所述y的取值范围为0.3≤y≤0.5；将所述混合粉体B在1100℃-1200℃条件下保温3h -4h，然后进行预压，将预压后的粉料在1400℃-1500℃温度下煅烧2h -3h，即得到线性介质材料；(3)反铁电预烧粉体与线性介质材料复合：将步骤(1)得到的反铁电预烧粉体与步骤(2)得到的线性介质材料进行混合得到混合粉体C，所述线性介质材料质量为混合粉体C质量的1％-8％；将所述混合粉体C在1200℃-1250℃温度下煅烧2h -3h，即得到储能效率提高的反铁电储能陶瓷。

反铁电陶瓷材料用于引信安全系统的设想
徐粉红;吕雅萍
【期刊名称】《四川兵工学报》
【年(卷),期】2008(29)3
【摘要】介绍了反铁电陶瓷材料这种功能材料的研究进展、性能特点和在其他方面的一些应用,提出了反铁电陶瓷材料用于引信安全系统的设想,展望了反铁电陶瓷材料在引信技术上的应用前景.
【总页数】2页(P100-101)
【作者】徐粉红;吕雅萍
【作者单位】西安机电信息技术研究所,西安,710065;西安机电信息技术研究所,西安,710065
【正文语种】中文
【中图分类】TJ430.1
【相关文献】
1.应用于机电式引信安全系统的压电驱动器的设计
2.垂直铁电反铁电相界的PSZT 陶瓷材料的相变研究
3.应用于引信固态安全系统的硅微加速度传感器研究
4.世界著名的电子陶瓷材料科学家与工程专家中国铁电陶瓷研究领域的主要奠基人之一中国科学院院士国际陶瓷科学院首批院士亚太材料科学院院士美国国家工程院外籍院士亚洲铁电学联盟首任主席姚熹
5.国外引信电子安全系统发展预测及对国内引信电子安全系统发展的几点建议
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具有优异储能性能与充放电特性的类线性NaNbO_(3)基无铅弛豫反铁电陶瓷石睿健;雷俊伟;张祎;谢爱文;左如忠【期刊名称】《无机材料学报》【年(卷),期】2024(39)4【摘要】反铁电材料由于电场诱导的反铁电-铁电相变而在高性能介质储能电容器应用中显示出极大的潜力。

然而,场致相变带来大的极化滞后使得反铁电材料难以同时获得高储能密度(Wrec)和高储能效率(h)。

本工作通过在0.76NaNbO_(3)-0.24(Bi_(0.5)Na_(0.5))TiO_(3)中引入第三组元Bi(Mg_(0.5)Ti_(0.5))O_(3)调控其弛豫特性,改善了NaNbO_(3)基无铅反铁电陶瓷的储能性能。

采用传统固相合成法制备了(0.76–x)NaNbO_(3)-0.24(Bi_(0.5)Na_(0.5))TiO_(3)-xBi(Mg_(0.5)Ti_(0.5))O_(3)无铅弛豫反铁电陶瓷材料,并研究了该材料的相结构、微观形貌以及介电、储能和充放电特性。

结果表明,引入Bi(Mg_(0.5)Ti_(0.5))O_(3)在不改变基体反铁电正交R相结构的基础上明显增强了陶瓷的介电弛豫特性,显著减小了陶瓷的极化滞后性。

特别是在x=0.050组成中实现了具有极低滞后的类线性电滞回线。

同时,陶瓷的显微形貌还得到明显改善,介电常数降低,击穿场强显著提高。

因此,x=0.050的组成在30 kV/mm的中等电场下同时获得了高的储能密度Wrec=3.5 J/cm^(3)与储能效率h=93%。

此外,x=0.050组成还显示出优异的充放电特性,在20 kV/mm下具有高功率密度PD=131(1±1%)MW/cm^(3)、高放电能量密度WD=1.66(1±6%)J/cm^(3)以及快的放电速率t0.9<290 ns。

该充放电特性在25~125℃的宽温区内保持良好的稳定性。

这些研究结果表明,0.71NaNbO_(3)-0.24(Bi_(0.5)Na_(0.5))TiO_(3)-0.050Bi(Mg_(0.5)Ti_(0.5))O_(3)陶瓷是一种非常有应用潜力的高功率储能电容器介质材料。