龐錦標(biāo)，何創(chuàng)創(chuàng)，居 奎，班秀峰，陳 剛，楊邦朝

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錳離子摻雜對Ca0.6La0.8/3TiO3微波陶瓷性能的影響

龐錦標(biāo)，何創(chuàng)創(chuàng)，居 奎，班秀峰，陳 剛，楊邦朝

（中國振華集團(tuán)云科電子有限公司，貴州 貴陽 550018）

通過固相反應(yīng)法，制備了錳離子摻雜的Ca0.6La0.8/3(Ti1–Mn)O3陶瓷，研究了摻雜離子對其相結(jié)構(gòu)和微波介電性能的影響。結(jié)果表明，錳離子摻雜樣品具備單一的正交晶系鈣鈦礦結(jié)構(gòu)。樣品的體積密度以及·0值隨著錳離子含量的增加，呈現(xiàn)出先增大后減小的趨勢；而相對介電常數(shù)r隨著錳含量的增加僅有小幅度降低，并且錳離子的加入有助于諧振頻率溫度系數(shù)的降低。當(dāng)錳離子摻雜量為0.015時(shí)，所制備樣品具備較優(yōu)的微波介電性能：r=113、·0=9 877 GHz和= 186×10–6/℃。

微波陶瓷；摻雜；錳離子；固相反應(yīng)；相結(jié)構(gòu)；介電性能

微波介質(zhì)陶瓷是指應(yīng)用于微波頻段（300 MHz~30 GHz）電路中、作為介質(zhì)材料并完成一種或多種功能的陶瓷，是近幾十年來迅速發(fā)展起來的一類新型電子功能陶瓷。該材料已經(jīng)成為制備微波電路中的結(jié)構(gòu)件（如集成電路基片，微波元器件的支撐架等）和功能器件（介質(zhì)諧振器，介質(zhì)濾波器，微波電容器，介質(zhì)天線等）的關(guān)鍵材料，具有廣闊的市場前景[1-3]。根據(jù)介電常數(shù)的大小，微波介質(zhì)陶瓷可分為三類：低介電常數(shù)微波介質(zhì)陶瓷、中介電常數(shù)微波介質(zhì)陶瓷以及高介電常數(shù)微波介質(zhì)陶瓷。近年來，為了實(shí)現(xiàn)微波介質(zhì)器件的小型化、集成化、便攜化，以及多功能低成本化，要求微波介質(zhì)陶瓷具有高的介電常數(shù)和品質(zhì)因數(shù)的同時(shí)，還需具有較小的諧振頻率溫度系數(shù)（如r≥110，·0≥10 000 GHz，≤200×10–6/℃），因此研究高介電常數(shù)類微波介質(zhì)陶瓷材料有著重要的意義[4-6]。

目前，高介電常數(shù)類微波介質(zhì)陶瓷材料主要包括BaO-Ln2O3-TiO2系、鉛基鈣鈦礦系、(Ca1–xLn2x/3)TiO3系和CaO-Li2O-Ln2O3-TiO2系等。對于BaO-Ln2O3-TiO2系，其相對介電常數(shù)r大于80，但是通常又低于100。對于鉛基鈣鈦礦體系，其r介于80~104，但仍小于110，且鉛基體系對環(huán)境有一定的污染。相比之下，CaO-Li2O- Ln2O3-TiO2體系（Ln=Sm, Nd, La）具有較高的介電常數(shù)和低諧振頻率溫度系數(shù)等特點(diǎn)，受到廣泛關(guān)注。研究表明：1 400℃燒結(jié)的0.55(Ca0.61Nd0.26)TiO3-0.45Li1/2Nd1/2TiO3陶瓷體系微波性能可以達(dá)到r=101，·0=5 300 GHz，=13×10–6/℃，但是其介電常數(shù)仍然小于110，與多功能化要求有一定差距[7-9]。因此，在已有的高介電常數(shù)類微波介質(zhì)陶瓷體系里，如何在保證·0值不大幅下降的前提下，進(jìn)一步提高介電常數(shù)，降低諧振頻率溫度系數(shù)，已然成為該領(lǐng)域的難題。

Ca0.6La0.8/3TiO3（CLT）陶瓷的r可高至110，但是也高達(dá)220×10–6/℃以上，難以直接應(yīng)用，需要對其進(jìn)行摻雜改性；除此之外，CLT微波陶瓷可與Li0.5Ln0.5TiO3、MgTiO3、CaTiO3、Mg0.95Co0.05TiO3、Mg0.95Ni0.05TiO3等組分的微波介質(zhì)陶瓷復(fù)合后得到性能優(yōu)異的微波介質(zhì)陶瓷，因此，通過摻雜提升CLT陶瓷的介電常數(shù)，降低損耗角正切及諧振頻率溫度系數(shù)，再與其他負(fù)諧振頻率溫度系數(shù)的微波介質(zhì)陶瓷復(fù)合可以得到非常規(guī)介電常數(shù)且性能優(yōu)異的微波介質(zhì)陶瓷，具有較大的研究意義。鑒于此，本研究在Ca0.6La0.8/3TiO3微波陶瓷中摻雜不同含量的錳離子，系統(tǒng)地研究所制備陶瓷的物相、形貌以及微波介電性能。

1 實(shí)驗(yàn)

1.1 樣品制備

采用高純度的CaCO3、La2O3、TiO2和MnO2粉體為原料，首先將各原料在120℃烘箱中保溫24 h，以除去原料中由于長期放置吸收的水分，然后使用精度為0.001 g的電子天平分別稱量進(jìn)行配料。按照Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3的化學(xué)計(jì)量比（其中=0，0.01，0.015，0.02，0.025，0.03）稱量后放入球磨罐中，采用無水乙醇作為球磨介質(zhì)將稱量好的混料、氧化鋯球、無水乙醇按照質(zhì)量比1:(1~1.4):(0.8~1.2)放入聚氨酯球磨罐中，用行星式球磨機(jī)以322 r/min的速率球磨12 h進(jìn)行混料。球磨后將漿料倒出，置入烘箱中以恒溫90℃保溫10 h烘干，然后用270 μm(50目)的不銹鋼篩網(wǎng)分離出粉料與氧化鋯球。將烘干后的粉體放入剛玉坩堝中，壓實(shí)后加蓋進(jìn)行預(yù)燒，使原料中各種化合物進(jìn)行預(yù)合成，預(yù)燒工藝曲線為：400 min從室溫升溫至1 100℃后，保溫3 h，然后自然冷卻至室溫。

將預(yù)燒后的塊體放入研缽中進(jìn)行粉碎，然后加入適量的無水乙醇，在球磨罐中進(jìn)行二次球磨細(xì)化，球磨條件與第一次球磨相同。將球磨后的漿料倒出90℃烘干，加入質(zhì)量分?jǐn)?shù)為5%的聚乙烯醇粘結(jié)劑（PVA），在研缽中充分研磨混合進(jìn)行造粒，將造好的團(tuán)粒過150 μm(100目)與180 μm(80目)篩，取中間團(tuán)粒在100 MPa的壓力下壓制成10 mm×5 mm的圓柱體生片。將壓好的生坯放入箱式電阻爐中進(jìn)行排膠，燒結(jié)工藝曲線如下：從室溫1 h升溫到100℃，保溫0.5 h，然后5 h升溫到650℃，保溫2 h，然后隨爐冷卻至室溫。再將排膠后的坯體置入箱式電阻爐中進(jìn)行致密化燒結(jié)，燒結(jié)制度為：由室溫8 h升至1 300 ℃，保溫3 h后，隨爐冷卻至室溫。對燒結(jié)好的樣品進(jìn)行磨平、拋光處理，加工成直徑和厚度比約為2:1的光滑柱狀陶瓷，用于對其微波介電性能進(jìn)行測試。

對摻雜錳離子的Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3樣品測試如下：采用千分尺測量圓柱體陶瓷樣品的直徑和厚度；采用阿基米德法測量燒結(jié)陶瓷樣品的體積密度；采用日本理學(xué)D/Max-IIIC X射線衍射儀對樣品的物相結(jié)構(gòu)進(jìn)行表征；用日本電子JSM-6700F場發(fā)射掃描電子顯微鏡觀察樣品的微觀結(jié)構(gòu)；采用矢量網(wǎng)絡(luò)分析儀和金屬結(jié)構(gòu)微波諧振腔相結(jié)合的測試系統(tǒng)測試陶瓷樣品的微波介電性能。

2 結(jié)果與分析

圖1為1 350℃燒結(jié)溫度下、不同錳離子含量摻雜樣品的XRD譜。通過與PDF標(biāo)準(zhǔn)卡片對比，發(fā)現(xiàn)本實(shí)驗(yàn)所有組分的XRD譜與PDF#81-0561標(biāo)準(zhǔn)卡特征峰重合，說明所研究的組分范圍內(nèi)生成了單一的正交晶系鈣鈦礦結(jié)構(gòu)相。同時(shí)，未觀察到第二相衍射特征峰的存在。這可能是因?yàn)殄i離子和Ti離子半徑相近，易形成置換式固溶體[10]。另外，圖中結(jié)構(gòu)顯示，隨著錳離子含量的增加，樣品的特征峰逐漸向低角度方向偏移。當(dāng)錳離子摻雜進(jìn)入Ca0.6La0.8/3TiO3晶格時(shí)，錳離子替代氧八面體中的Ti離子，而Mn離子半徑大于Ti離子的半徑，因此會導(dǎo)致Ca0.6La0.8/3TiO3晶格常數(shù)的增大，從而使得特征峰向2低角度方向偏移。進(jìn)一步說明了燒結(jié)過程中Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3固溶體的形成。

圖1 1 350℃燒結(jié)Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMnx)O3陶瓷樣品的XRD譜

圖2為1 350℃燒結(jié)溫度下所制備錳離子摻雜Ca0.6La0.8/3TiO3陶瓷自然表面的SEM照片。從圖中可以看出，在1 350℃的燒結(jié)溫度下，樣品能夠形成致密陶瓷體，具有較好的微觀結(jié)構(gòu)。對比六種不同錳含量陶瓷樣品的SEM照片，可知錳離子摻雜量的變化對陶瓷樣品晶粒尺寸沒有太大的影響。當(dāng)=0.015時(shí)，所制備陶瓷樣品的平均粒徑約為8 μm。但是隨著錳含量的增加，晶粒中出現(xiàn)了過燒的現(xiàn)象，說明隨錳離子置換量的增加使陶瓷致密化溫度略有降低，這與文獻(xiàn)報(bào)道的MnO2可降低陶瓷燒結(jié)溫度的結(jié)論相符[11-13]。

圖2 1 350 ℃燒結(jié)樣品的SEM照片

不同燒結(jié)溫度所制備Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷的體密度隨錳含量的變化曲線如圖3所示。從圖中結(jié)果可以看出，在不同燒結(jié)溫度下，樣品的體密度均隨著錳含量的增加呈現(xiàn)出先增大后減小的變化趨勢。研究表明[14]，錳離子存在多種價(jià)態(tài)（Mn2+，Mn3+和Mn4+），且錳離子在不同燒結(jié)溫度下會呈現(xiàn)出不同的價(jià)態(tài)，He等[15]利用XPS驗(yàn)證了在1 300~ 1 400℃的燒結(jié)溫度下，錳離子主要以Mn3+的形式存在。如前所述，Mn3+（0.066 nm）與Ti4+（0.061 nm）的離子半徑相近，所以在一定的摻雜濃度下，Mn3+離子通過置換方式取代Ca0.6La0.8/3TiO3體系中的Ti4+，從而進(jìn)入Ca0.6La0.8/3TiO3晶格形成固溶體。而Mn（54.94）的相對原子質(zhì)量遠(yuǎn)大于Ti的47.88，會導(dǎo)致樣品體密度的增加。該推斷與從XRD中計(jì)算得到的該固溶體的理論密度的變化趨勢一致（=0時(shí)，其理論密度約為4.656 g/cm3，=0.015時(shí)候，其理論密度約為4.688 g/cm3）。但是，當(dāng)錳含量增加至超過0.015時(shí)，樣品的體密度又有所下降，這主要是因?yàn)檫M(jìn)一步摻雜導(dǎo)致陶瓷微觀結(jié)構(gòu)產(chǎn)生了部分氣孔，如圖2中SEM結(jié)果所示。此外，對于相同摻雜濃度、不同燒結(jié)溫度制備樣品的體密度進(jìn)行比較，發(fā)現(xiàn)當(dāng)燒結(jié)溫度為1 350℃時(shí)樣品的體密度均達(dá)到最大值。在1 350℃燒結(jié)溫度下，當(dāng)=0.015時(shí)Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷樣品的體密度達(dá)到最大值，為5.77 g/cm3。

同樣的，我們?nèi)杂蒙衔墓蚕斫?jīng)濟(jì)的定義嘗試深究一下，元征此舉是類似于滴滴打車和愛彼迎為交易服務(wù)提供兩端鏈接的平臺。滴滴打車鏈接了私家車主和乘客，愛彼迎鏈接了個(gè)人房東和有住宿需求的旅客，元征鏈接了汽修技師和車主，使得閑置的汽修技師的技術(shù)資源得到充分利用，給汽修技師和車主雙方提供便利。而略有不同的是，滴滴打車和愛彼迎實(shí)現(xiàn)的是汽車、房屋等的共享，共享維修站除了場地和設(shè)備的共享，更具意義的是實(shí)現(xiàn)汽修技師技術(shù)的共享，同時(shí)解決了汽車維修這一服務(wù)對場地和設(shè)備的需求，從而使這一技術(shù)的共享得以落地實(shí)施。

圖3 不同燒結(jié)溫度制備Ca0.6La0.8/3(Ti1–x Mnx)O3陶瓷樣品的體密度隨錳含量的變化曲線

圖4為錳離子摻雜Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3樣品的微波介電性能曲線。可以看出，在不同的燒結(jié)溫度下，樣品的r均隨著錳含量的增加呈現(xiàn)出逐漸減小的變化趨勢。當(dāng)=0時(shí)，在1 350℃下燒結(jié)樣品的r約為117，隨著錳摻雜量增加到=0.025，樣品的r逐漸減小到約109。陶瓷材料介電常數(shù)一般主要受其組分與致密度的影響。根據(jù)圖3結(jié)果可知，樣品的體密度雖然隨著錳含量的增加發(fā)生變化，但是變化幅度較小，因此對于Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷體系而言，其介電常數(shù)主要受陶瓷組分的影響，即其介電常數(shù)主要是由晶胞結(jié)構(gòu)和分子中的電子與離子極化率決定[16]。由于錳離子半徑大于Ti離子半徑，當(dāng)錳離子置換Ti離子時(shí)，[TiO6]八面體中心離子的運(yùn)動(dòng)空間減小，使其離子極化率降低，從而導(dǎo)致介電常數(shù)降低。另外，當(dāng)組分不變時(shí)，燒結(jié)溫度對陶瓷的介電性能也會產(chǎn)生一定的影響。主要是因?yàn)楫?dāng)樣品在較低的溫度進(jìn)行燒結(jié)時(shí)，其點(diǎn)缺陷濃度會增大，晶格常數(shù)也會隨之增大，因此介電常數(shù)會變小，并且會在電介質(zhì)中引起較大的漏電流，導(dǎo)致其電導(dǎo)損耗增大；當(dāng)樣品在較高溫度燒結(jié)時(shí)，又會由于晶界移動(dòng)速度加快而使一些晶粒的生長速率明顯高于其他晶粒，在樣品中出現(xiàn)過燒現(xiàn)象，導(dǎo)致晶粒生長不均勻，使晶粒與晶界之間的相互作用產(chǎn)生異常，導(dǎo)致介電性能的惡化[17]。

圖4 Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMnx)O3樣品的微波介電性能

從圖4還可以看出，Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷的·0值隨錳含量的增加，整體上呈現(xiàn)出先增大后減小的變化趨勢。另外，·0值隨燒結(jié)溫度的升高也呈現(xiàn)出相同的變化規(guī)律，且獲得最佳·0值的燒結(jié)溫度均是1350℃。該結(jié)果與其體密度的結(jié)果相同，說明·0值受樣品體密度的影響較大。陶瓷越致密，·0值越高，反之亦然。當(dāng)=0.015、燒結(jié)溫度為1350℃時(shí)，·0值達(dá)到最大值（9 877 GHz）。當(dāng)少量的錳離子置換Ti離子時(shí)，一方面由于錳離子的進(jìn)入，導(dǎo)致離子極化率降低，由其極化引起的損耗項(xiàng)也會隨之降低，使得·0值增大；另一方面，由于錳離子的電負(fù)性大于Ti離子，因此錳離子的置換會使A位陽離子的結(jié)合強(qiáng)度增加，導(dǎo)致非簡諧項(xiàng)損耗降低，也導(dǎo)致了·0值的增大。另外，Mn3+的引入，是以低價(jià)態(tài)取代高價(jià)態(tài)的Ti4+（受主摻雜），因此會在陶瓷體內(nèi)形成氧空位，其缺陷方程為：

同樣，La3+的引入是高價(jià)態(tài)取代低價(jià)態(tài)的Ca2+（施主摻雜），因此會在A位形成Ca2+離子空位。首先，這些缺陷的存在會引起晶體局部結(jié)構(gòu)發(fā)生畸變，形成具有一定極向的力場，從而加速微波介質(zhì)的響應(yīng)能力，減少弛豫損耗；其次，這些缺陷作為介質(zhì)中固有部分，它的存在又會降低介質(zhì)的品質(zhì)，但是缺陷也是運(yùn)動(dòng)的，它不停地從一處遷移到另一處，而缺陷運(yùn)動(dòng)的結(jié)果會使得自身的有序程度提高，降低對介質(zhì)品質(zhì)的負(fù)面影響；最后，缺陷運(yùn)動(dòng)的結(jié)果會改變晶體結(jié)構(gòu)與粒界等比例，使晶體結(jié)構(gòu)趨向更有序的排列，從而提高陶瓷的品質(zhì)因數(shù)[18]。隨著錳含量的繼續(xù)增大，一方面由于致密度的下降，·0值減小，另一方面由于摻雜量過大會導(dǎo)致晶格離子同雜質(zhì)離子的非簡諧作用增加以及過多的電子缺陷，致使材料的損耗增加，導(dǎo)致·0值反而減小。

不同燒結(jié)溫度所制備Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷樣品諧振頻率溫度系數(shù)隨Mn含量的變化曲線如圖5所示。可以看出，當(dāng)Mn含量=0時(shí)，1 300， 1 350和1 400℃燒結(jié)樣品的值分別為260×10–6，270×10–6，284×10–6℃–1。隨著Mn含量的增加，樣品的值顯著降低。當(dāng)Mn含量=0.02時(shí)，三種燒結(jié)溫度下樣品的值分別為202×10–6，196×10–6，183×10–6℃–1。當(dāng)Mn含量繼續(xù)增大，樣品的值雖然降低，但是降低幅度變小。眾所周知，微波陶瓷的諧振頻率溫度系數(shù)可以用公式（2）來表示：

= –(+ 1/2tr) （2）

式中：為介質(zhì)材料的線膨脹系數(shù)；tr為介電常數(shù)的溫度系數(shù)。由于大部分介質(zhì)材料的變化比較小，所以主要受tr影響。

圖5 Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMnx)O3樣品的τf隨錳含量的變化曲線

而Kim等[19]采用遠(yuǎn)紅外光譜、Kramers-Kronig 計(jì)算公式和諧振模式，揭示了CaTiO3系介質(zhì)材料的離子極化、損耗與介電常數(shù)之間的內(nèi)在規(guī)律，其中

可表示為：

tr=tan-aer（3）

式中：為常數(shù)；tan為介質(zhì)損耗；為離子極化率；r為相對為介電常數(shù)。

3 結(jié)論

采用固相法制備了錳離子摻雜的Ca0.6La0.8/3TiO3陶瓷。研究發(fā)現(xiàn)，摻雜形成了Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3固溶體體系，該材料體系具有較高的介電常數(shù)和·0值，同時(shí)錳離子摻雜降低了樣品的諧振頻率溫度系數(shù)。摻雜引起樣品微波介電性能改善的主要原因是Mn3+固溶導(dǎo)致的晶格畸變對其性能的調(diào)節(jié)作用。當(dāng)錳含量=0.015時(shí)，在 1 350 ℃燒結(jié)溫度制備的Ca0.6La0.8/3(Ti1–xMn)O3陶瓷可獲得最佳的介電性能，其r、·0和分別為113，9 877 GHz和186×10–6/℃。

[1] CAVA R J. Dielectric materials for applications in microwave communications [J]. J Mater Chem, 2001, 11: 54-65.

[2] WANG S F, HSU Y F, WANG Y R. Densification, microstructural evolution and dielectric properties of Ba6–3x(SM1–yNd)(8+2x)Ti18O54microwave ceramics [J]. J Eur Ceram Soc, 2006, 26: 1629-1635.

[3] ZHOU H, LIU X, CHEN X. ZnLi2/3Ti4/3O4: a new low loss spinel microwave dielectric ceramic[J]. J Eur Ceram Soc, 2012, 32: 261-265.

[4] WANG S F, HSU Y F, CHEN C Y. Microwave dielectric properties of ZrO2and SnO2doped Ca5Nb4TiO17ceramics [J]. J Alloy Compd, 2016, 679: 254-259.

[5] WANG Y, ZUO R Z. Structure and microwave dielectric properties of Ba1–xSrMg2V2O8ceramics [J]. Ceram Int, 2016, 42: 10801-10807.

[6] DOU Z M, JIANG J, WANG G. Effect of Ga3+substitution on the microwave dielectric properties of 0.67CaTiO3- 0.33LaAlO3ceramics [J]. Ceram Int, 2016, 42: 6743-6748.

[7] HUANG C L, TSAI J T, CHEN Y B. Dielectric properties of CaLaTiO3-(Li,Nd)1/2TiO3ceramic system at microwave frequency [J]. Mater Res Bull, 2001, 36: 547-556.

[8] YOSHIDA M, HARA N, TAKADA T. Structure and dielectric properties of (Ca1–xNd2x/3)TiO3[J]. Jpn J Appl Phys, 1997, 36: 6818-6823.

[9] YOON K H, KIM W S, KIM E S. Dependence of the octahedral bond valence on microwave dielectric properties of (Ca1–xSm2x/3)TiO3ceramics [J]. Mater Sci Eng B, 2003, 99: 112-115.

[10] SHANNON R D. Crystal physics, diffraction, theoretical and general crystallography [J]. Acta Crystallogr A, 1976, 32: 751.

[11] HU M Z, QIAN J, GU H S. Phase formation, sintering behavior and microwave dielectric properties of bismuth and manganese co-doped [(Pb,Ca)La](Fe,Nb)O3+?solid solution [J]. J Mater Sci, 2006, 44: 6260-6265.

[12] YOON K H, PARK M S, KIM E S. Microwave dielectric properties and far-ir reflectivity of (Ca0.275Sm0.4Li0.25)(Til–xMn)O3ceramics [J]. Ferroelectrics, 2011, 262: 1147-1152.

[13] LOACHIM A, VASILIU F, TOACSAN M I. Dielectric and morphological studies of BST ferroelectric ceramics [J]. J Optoelectron Adv Mater, 2007, 9:1576-158.

[14] NG Y S, ALEXANDER S M. Structural studies of manganese stabilized lead-zirconate-titanate [J]. Ferroelectrics, 1983, 51: 81-86.

[15] HE L X, LI C E. Effects of addition of MnO on piezoelectric properties of lead zirconate titanate [J]. J Mater Sci, 2000, 35: 2477-2480.

[16] LI B J, CHEN J Y, HUANG G S. Dielectric properties of B2O3-doped 0.92(Mg0.95Co0.05)2TiO4-0.08(Ca0.8Sr0.2)TiO3ceramics for microwave applications [J]. J Alloy Compd, 2010, 505: 291-296.

[17] SHEN Z J, BING L N. Influence of sintering temperature on the dielectric properties of barium titanate ceramics synthesized by solid state reaction [J]. Bull Chin Ceram Soc, 2015, 34: 320-324.

[18] HUANG J, ZHOU D X, HU M Z. Influence of point defect on microwave properties of dielectric ceramics [J]. Huazhong Univ Sci Tech, 2004, 32: 69-71.

[19] KIM W S, YOON K H, KIM E S. Far-infrared reflectivity spectra of CaTiO3-Li1/2Sm1/2TiO3microwave dielectrics [J]. Mater Res Bull, 1999, 34: 14-15.

[20] SHEN J, ZHOU J, SHI G Q. Resonant frequency temperature stability of CaTiO3based microwave dielectric ceramics [J]. Acta Phys, 2013, 62: 117702.

[21] ROTH R S, DAVIES K L. Incommensurate solid solution in TiO2doped LiNbO3and LiTaO3[C]// The 89th Annual Metting of American Ceramic Society. Ohio, American: American Ceramic Society, 1995.

[22] WANG S F, HSU Y C, CHU J P. Hexagonal Ba(Ti1–xMn)O3ceramics: microstructural evolution and microwave dielectric properties [J]. Appl Phys Lett, 2006, 88: 042909.

[23] WANG S F, HSU Y C, CHU J P. Properties of hexagonal Ba(Ti1–xMn)O3ceramics: effects of sintering temperature and Mn content [J]. Jpn J Appl Phys, 2007, 46(5A): 2978-2983.

（編輯：曾革）

Properties of Mn ion-doped Ca0.6La0.8/3TiO3microwave ceramics

PANG Jinbiao, HE Chuangchuang, JU Kui, BAN Xiufeng, CHEN Gang, YANG Bangchao

(Yunke Electronic Co., Ltd, Zhenhua Group, Guiyang 550018, China)

Mn3+-doped Ca0.6La0.8/3(Ti1–Mn)O3ceramics were prepared via solid state reaction method, and the effect of Mn ion doping on their phase structures and microwave dielectric properties was investigated. Results show that all the Mn ion doped samples are pure orthorhombic perovskite phases. The bulk density and·0value of the samples increase firstly, and then decrease with increasing Mncontent.rdecrease slightly and thevalue lowers due to the addition of Mn ion. When the Mn ion doping content () is 0.015, the better microwave dielectric properties of the prepared sample are obtained withr=113,·0=9 877 GHz and= 186×10–6/℃.

microwave ceramic; doping; manganese ion; solid state reaction; phase structures; dielectric property

10.14106/j.cnki.1001-2028.2017.03.003

TB321

A

1001-2028（2017）03-0011-05

2017-02-06

龐錦標(biāo)

貴州省工業(yè)攻關(guān)項(xiàng)目（No. [2015]30050）；國防基礎(chǔ)科研項(xiàng)目（No. JCKY2016211C007）；博士后科學(xué)基金資助項(xiàng)目（No. 2015M582537）

龐錦標(biāo)（1984－），男，湖北咸寧人，博士，主要從事電子功能材料及電子元器件的開發(fā)，E-mail:pjinbiao20032003@163.com。

http://kns.cnki.net/kcms/detail/51.1241.TN.20170310.1136.003.html

網(wǎng)絡(luò)出版時(shí)間：2017-03-10 11:36