摘要：無機電介質薄膜相對有機電介質材料具有更高的工作溫度范圍，相對無機塊體陶瓷材料又有更高的擊穿場強和儲能密度，因而近年來受到研究者的關注． 從無機電介質薄膜材料的 ５ 種類型：順電薄膜、 鐵電薄膜、弛豫鐵電薄膜、反鐵電薄膜和線性電介質薄膜，分類綜述了過去 １０ 余年這個領域優(yōu)化其儲能性能的手段與思路，從不同尺度歸納無機電介質薄膜的儲能改性策略，最后展望發(fā)展趨勢，如應用場景的挖掘、能量效率與能量密度的平衡和多尺度改性等．

關鍵詞：無機電介質；薄膜；能量存儲；脈沖電容器；能量密度

中圖分類號：ＴＭ５３；ＴＢ３４ 文獻標志碼：Ａ 文章編號：１００１-８３９５（２０２４）０３-０３１２-１６

ｄｏｉ：１０． ３９６９ ／ ｊ． ｉｓｓｎ． １００１-８３９５． ２０２４． ０３． ００３

電能存儲是一種重要的能量存儲技術，并受移動電子設備、混合動力汽車及功率器件與武器裝備等應用的驅動而受到學術界與工業(yè)界廣泛關注 ［１-４］． 電能存儲元件主要有電介質電容器、電化學超級電容器以及各類電池等． 由圖 １ 的拉貢（Ｒａｇｏｎｅ）圖可知，這三者的充放電原理各有不同， 因而它們的功率密度和能量密度特點具有明顯區(qū)別，也決定了它們在不同領域的應用． 其中電池具有最高的能量密度，但是由于其充放電速率緩慢而適合應用于長時段穩(wěn)定持續(xù)供電，如便攜式設備和電動汽車等的電力存儲． 電化學電容器的能量密度相對適中，具有較快的充電、放電速率特征（幾秒 ～數(shù)十秒），可供應脈沖電壓或電流，其主要問題為電解液在高壓下有泄露風險，導致性能不穩(wěn)定，且容易出現(xiàn)安全問題 ［５］，因而高功率器件應用時仍顯不足． 相比之下，電介質電容器的放電時間從納秒到毫秒不等，其全固態(tài)的材料特性使得它在高場下可長壽命地安全工作，因而在脈沖電力系統(tǒng)中儲能應用方面最具競爭力 ［１，４，６-７］．

電介質電容器根據(jù)電介質材料可以分為無機電介質電容器和有機電介質電容器． 其中目前最成功商用的有機電介質材料為雙軸取向聚丙烯（ｂｉａｘ-ｉａｌ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｐｏｌｙｐｒｏｐｙｌｅｎｅ，ＢＯＰＰ），具有質量輕、無毒無臭、防潮、印刷性能好、透明性好和污染低等優(yōu)點，電容器有耐高壓、容量范圍寬和自愈性好等特點，并且是卷繞（ｒｏｌｌ-ｔｏ-ｒｏｌｌ）工藝． 但有機材料的通病在于它們的耐高溫性較差，如 ＢＯＰＰ 在短期工作中的最高使用溫度 ＜ １０５ ℃ ，長期運行則≤８５ ℃ ， 當溫度升高至 ８５ ℃ 以上時，觀察到 ＢＯＰＰ 中出現(xiàn)顯著的電導損耗，放電效率和能量密度急劇下降 ［８-１２］． 無機電介質電容器作為一種儲能元件，最早的文獻出現(xiàn)在 １９６０ 年的美國原子能委員會（ＵＳ-ＡＥＣ）的報告中． 美國斯普拉格電氣公司在早期就研究了 ＳｒＴｉＯ３ 、ＢａＴｉＯ３ 和 ＰｂＺｒＯ３ 等具有不同極化特征的陶瓷儲能性能，儲能密度大約為 ２ Ｊ／ ｃｍ３，并且該公司在 １９９０ 年首次報道了多層陶瓷電容器（ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ ｃｅｒａｍｉｃ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ，ＭＬＣＣ）應用于能量存儲，并同時指出適中的介電常數(shù)和超高的擊穿強度在一種電介質材料中才有利于獲得更優(yōu)的儲能密度． 盡管在 ２０ 世紀 ９０ 年代就有高達 ８ Ｊ／ ｃｍ３的儲能密度數(shù)據(jù)報道，但是電介質儲能的研究都處于不溫不火的狀態(tài)． 直到 ２１ 世紀的幾個在該領域的報道中凸顯了儲能技術的優(yōu)勢，如超快的放電速度和薄膜儲能密度可媲美于超級電容器等，而后研究方向逐漸成為電介質材料和儲能領域的研究熱點．在中科院科技戰(zhàn)略咨詢研究院、中國科學院文獻情報中心與科睿唯安聯(lián)合發(fā)布的《研究前沿》報告 “化學與材料科學領域 Ｔｏｐ１０ 熱點前沿中排名”中， 與電介質儲能相關的“高能量密度聚合物納米復合材料”２０１８ 年列第八，２０１９ 年列第十，“無鉛儲能陶瓷”在 ２０２０ 年列第一，２０２１ 年列第四．

根據(jù)材料尺度，無機電介質材料可以分為塊體陶瓷、ＭＬＣＣ 和陶瓷薄膜，因而無機電介質儲能也分為對應的 ３ 個領域． 其中 ＭＬＣＣ 作為一種成熟的電子元件技術，全球年產(chǎn)量約 ３ 萬億只，必定成為無機電介質儲能規(guī)模應用的有效方案［１３］． 塊體陶瓷則主要作為基礎研究的對象，其成功的研發(fā)可為 ＭＬＣＣ提供材料選擇． 圍繞這些爆炸似的電介質儲能研究報道，過去 １０ 年間有多篇綜述性論文總結了這些研究進展［２，７，１３-１４］，但主要以塊體陶瓷為主，僅有數(shù)篇關于陶瓷薄膜的電介質儲能綜述性論文［１，６-７，１５］． 考慮到這個領域的飛速發(fā)展，本論文再次總結無機電介質薄膜儲能的研究動態(tài)． 第一部分介紹電介質電容器的儲能工作原理與主要性能參數(shù)，第二部分根據(jù)電介質材料的類型介紹典型的無機電介質薄膜儲能案例及改性策略，最后在第三部分總結與展望無機電介質儲能薄膜的主要趨勢．

１ 電介質儲能電容器主要性能參數(shù)

電介質在外電場作用下發(fā)生極化，同時在電極上感應電荷，這對應于充電過程（圖 ２ 中的 Ｉ ～ ＩＩ）；去除電場后電介質則去極化即為電容器的放電過程（圖 ２ 中的 ＩＩ ～ ＩＩＩ），電介質電容器正是通過電介質材料中的電偶極子發(fā)生分離和排列產(chǎn)生電位移（或極化），以靜電場的形式存儲能量，由于這一過程為物理變化，無超級電容器和鋰電池中的電化學過程發(fā)生，因此具有超高的功率密度 ［１５-１６］． 然而由于介電損耗和電荷遷移（即導電）引起的泄漏電流以及固有的電偶極子極化對電場的遲滯導致的損耗，電介質電容器存儲的能量有一部分不可避免地會遭受損失．

２ 無機電介質薄膜材料的類型及儲能改性進展

相對于陶瓷塊體而言，陶瓷薄膜具有結構致密和缺陷較少的特點，因而能夠承受更高的電場，顯示出更高的能量存儲密度． 更小尺寸的薄膜電容器是進一步提升電容體積效率的有效手段，特別適用于微電子系統(tǒng)、移動式和可穿戴柔性器件，同時也是脈沖功率系統(tǒng)集成電路小型化的發(fā)展方向． 與塊體材料一樣，無機電介質薄膜材料可分為順電、鐵電、弛豫鐵電、反鐵電和線性，其對應的疇結構、Ｐ-Ｅ曲線及ε ｒ-Ｅ 曲線如圖 ５ 所示．

２． １ 順電薄膜 順電材料對外加電場顯示出輕微的非線性極化響應，如圖 ５（ａ）所示，具有相比線性電介質更高的介電常數(shù)，但是 Ｅ ｂ 偏低；而比起其他幾類（反／弛豫）鐵電材料，其極化較低，因而其儲能密度有限． 此外，順電材料表現(xiàn)出較低的介電損耗和遲滯損耗，因而理論效率較高，適用于電介質電容器儲能的應用． ＳｒＴｉＯ３［１７］和 Ｂａ １- ｘ Ｓｒ ｘ ＴｉＯ３ （ＢＳＴ， ｘ ＞ ０． ３５）［１８］在室溫下呈現(xiàn)順電特征，是典型的順電材料． 此類材料的儲能陶瓷研究多數(shù)是加入其他固溶離子來增加飽和極化強度或增加 Ｅ ｂ ，如純 Ｓｒ-ＴｉＯ３ 陶瓷效率一般很大（＞ ９０％ ），但是能量密度只有 １． ０ Ｊ／ ｃｍ３左右 ［１９］． 如將 Ｂｉ 摻入 ＳｒＴｉＯ３ 陶瓷后在保留其優(yōu)點基礎上彌補了一部分缺點，特別由于Ｂｉ 的 ６ｐ 軌道可以與 Ｏ 的 ２ｐ 軌道發(fā)生雜化，增加了材料的極化強度，并且氧化鉍還是很好的助燒劑，可降低陶瓷的燒結溫度，進而可改善 Ｅ ｂ ，最終可很大地優(yōu)化能量密度 ［２０］．

在 ＳｒＴｉＯ３ 薄膜方面，除了摻雜和固溶的思路， 還可通過電介質／電極界面效應來改善它的 Ｅ ｂ 和Ｗ ｒｅｃ［１７，２１-２３］． 如文獻［２１］將 Ａｌ ２ Ｏ３ 納米顆粒摻雜ＳｒＴｉＯ３ 薄膜，同時一側電極為鋁，Ａｌ ２Ｏ３ 納米顆粒能夠促進鋁電極在外電場下的陽極氧化反應，在電極和電介質層間形成 ＡｌＯｘ氧化層，由于 ＡｌＯｘ具有超高的 Ｅ ｂ 使得薄膜的 Ｅ ｂ 從 ２． ３３ ＭＶ／ ｃｍ 提升到了５． ０７ ＭＶ／ ｃｍ． 這表明界面設計是提升電介質薄膜Ｅ ｂ 的可行措施，不過 ＳｒＴｉＯ３ 薄膜為非晶，其介電常數(shù)非常小，因而儲能密度仍不高． 文獻［１７］研究了ＳｒＴｉＯ３ 外延薄膜與（Ｌａ，Ｓｒ）ＭｎＯ３ （ＬＳＭＯ）電極的界面對 Ｅ ｂ 和儲能性能的影響：在 Ａｕ ／ ＳｒＴｉＯ３ ／ ＬＳＭＯ 三明治結構，Ｅ ｂ 值依賴于電場方向，電場指向底電極ＬＳＭＯ 時的 Ｅ ｂ 大于指向上電極 Ａｕ 時的 Ｅ ｂ ． 在指向底電極 ＬＳＭＯ 時的 ６． ８ ＭＶ／ ｃｍ 的外加場下，器件獲得了 ＞ ３００ Ｊ／ ｃｍ３ 的超高 Ｗ ｒｅｃ，而細長的電滯回線也使該薄膜實現(xiàn)了高的儲能效率（８９％ ），如圖 ６ 所示． 如此高的 Ｅ ｂ 得益于 ＳｒＴｉＯ３ 和 ＬＳＭＯ 界面間形成的離子互擴散層：電場驅動氧空位由 ＳｒＴｉＯ３ 層遷移至 ＬＳＭＯ 層，造成 ＳｒＴｉＯ３ 層漏電流降低和 Ｅ ｂ 的提高，同時 ＳｒＴｉＯ３ ／ ＬＳＭＯ 界面勢壘會更高可抑制載流子的注入，進而改善 Ｅ ｂ ．

２． ２ 鐵電薄膜 鐵電材料理論上由于存在強烈的滯后 Ｐ-Ｅ 曲線，其能量效率很低，并不適合作為儲能介 質． 代 表 性 的 有 ＢｉＦｅＯ３［２４］、ＢａＴｉＯ３［２５］、 Ｂｉ ０． ５Ｎａ ０． ５ＴｉＯ３［２６］和 Ｋ０． ５ Ｎａ ０． ５ ＮｂＯ３［２７］． 例如溶膠凝膠法沉積的 ＢｉＦｅＯ３ 薄膜放電能量密度只有３０ ｍＪ／ ｃｍ３，能量效率低至 ２２％ ［２８］． 沉積在柔性云母基底的 Ｋ 摻雜Ｂｉ ０． ５Ｎａ ０． ５ＴｉＯ３ 薄膜，在約１ ＭＶ／ ｃｍ達到其飽和極化，Ｅ ｂ 低于 ２． ４ ＭＶ／ ｃｍ，可釋放能量密度可以達到 ５５ Ｊ／ ｃｍ３，然而其能量效率只有 ５０％ ［２６］．鑒于組分簡單的鐵電材料相對低的儲能效率， 在電介質儲能領域，更多的研究工作集中在多組分固溶鐵電材料的研究上，主要目的就是在保持其原有大的極化基礎上，讓滯后性減弱，Ｐ-Ｅ 曲線變細， 大幅降低剩余極化，同時提高 Ｅ ｂ ，最終獲得優(yōu)異的Ｗｒｅｃ和 η． 這一思路的基礎在于鐵電材料的疇工程： 打斷長程的鐵電疇，變?yōu)榧{米極化區(qū)，以此來提高其達到飽和時的電場，抑制其剩余極化 ［２９］． 如文獻［３０］設計了ＢｉＦｅＯ３-ＢａＴｉＯ３-ＳｒＴｉＯ３ 固溶體薄膜，該材料具有多形態(tài)的納米疇結構． 通過調(diào)節(jié)固溶體各組分的比例，取得了 １１２ Ｊ／ ｃｍ３ 的高能量密度和較優(yōu)的能量效率（８０％ ），如圖 ７ 所示． 多相疇結構還可以通過調(diào)節(jié)基底和介質層的晶格失配實現(xiàn)，例如ＬａＡｌＯ３ 、（Ｌａ，Ｓｒ）（Ａｌ，Ｔａ）Ｏ３ 和 ＳｒＴｉＯ３ 等襯底與Ｂａ（Ｚｒ ０． ２Ｔｉ ０． ８ ）Ｏ３ 膜之間的晶格失配，能夠使電極化飽和顯著延遲，以及抑制剩余極化 ［３１］． 薄膜和基底之間的晶格失配能夠構建依賴于膜厚度的多疇結構，并具有緩和失配應力的競爭機制． 此外，異相多疇結構在大失配應變薄膜的情況下占主導地位， 而分層多孿晶結構隨著薄膜厚度的增加，控制應力松弛． 襯底對能量存儲的調(diào)節(jié)效應在具有較高殘余應 變 的 較 薄 薄 膜 中 更 為 突 出． 由 于 高 的Ｅ ｂ （５． ７ ＭＶ／ ｃｍ）和較薄的Ｂａ（Ｚｒ ０． ２Ｔｉ ０． ８ ）Ｏ３ 薄膜顯示出大的能量密度（１１５ ～ １６６ Ｊ／ ｃｍ３），而較厚的薄膜顯示出更高的效率（８８％ ～ ９６％ ）

２． ３ 弛豫鐵電薄膜 弛豫鐵電材料具有鐵電體的高介電常數(shù)和飽和極化，但是其剩余極化顯著降低，展現(xiàn)了更細的Ｐ-Ｅ曲線，這些特征使得這類材料能夠產(chǎn)生更高的能量密度和儲能效率． 弛豫材料的 一個普遍特征是在溫度相關的介電常數(shù)中存在一 個相當寬的峰，隨著測量頻率的增加，峰值向更高的溫度移動． ＲＦＥ 的獨特性能源自于它的納米尺寸極化區(qū)和對外界刺激的響應． 在過去的幾十年中， 已經(jīng)確認一些用于電介質儲能電容器的 ＲＦＥ 功能材料，例 如 （Ｐｂ，Ｌａ）（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ３ （ＰＬＺＴ ）， Ｐｂ（Ｍｇ １ ／ ３Ｎｂ ２ ／ ３ ）Ｏ３ -ＰｂＴｉＯ３ （ＰＭＮ-ＰＴ），Ｚｒ、Ｓｎ、Ｈｆ 等金屬離子摻雜 ＢａＴｉＯ３ 等 ［３２-３４］．

在 ＰＬＺＴ 材料中，Ｚｒ／ Ｔｉ 比、Ｌａ 的摻雜量和 Ｐｂ空位的濃度等均影響材料的結構，從而在弛豫性能方面得以體現(xiàn) ［３５］． 例如，Ｚｒ／ Ｔｉ 比為 ７０ ／ ３０、６５ ／ ３５、 ５８ ／ ４２、５２ ／ ４８、４５ ／ ５５ 和 ４０ ／ ６０ 時均觀察到了弛豫行為． 通常，當 Ｌａ 濃度增加到摩爾比 ７％ 以上時，ＰＺＴ晶胞的 ｃ／ ａ 比降低到接近 １，接近準立方結構，這導致 ＰＬＺＴ 中具有擴散相變和細長的電滯回線弛豫鐵電行為． 此外，Ｐｂ 空位的數(shù)量隨著 Ｌａ 濃度的增加而增加，增強了疇壁釘扎，從而防止了疇轉變，使得飽和極化和剩余極化值都下降 ［３３］． 在 ＰＬＺＴ 應用于介電儲能的研究工作中，為緩和來自于薄膜與基底間熱膨脹失配導致的殘余應力，提高電學和能量存儲能力，ＬａＮｉＯ３ （ＬＮＯ）緩沖層經(jīng)常用作底電極． 例如 ＰＬＺＴ 薄膜分別沉積在 Ｐｔ ／ Ｓｉ 和 ＬＮＯ／ Ｎｉ 基底做性能對比：相比 Ｐｔ ／ Ｓｉ 基底，在 ＬＮＯ／ Ｎｉ 基底上的ＰＬＺＴ 明顯提升了介電可調(diào)性，增加了不可逆的疇壁移動，提高了極化以及增強了擊穿強度． 在４． ５ＭＶ／ ｃｍ的操作電場下，器件能夠存儲的能量密度為８５ Ｊ／ ｃｍ３，能量效率為 ６５％ ［３３］．

在一些 ＰＭＮ-ＰＴ 弛豫鐵電薄膜用于電介質儲能電容器的報道中，得到的儲能密度并不高（＜４０ Ｊ／ ｃｍ３）， 這主要是由于其低的Ｅｂ （＜３ ＭＶ／ ｃｍ）［３６-３７］． 例如在０． ９ＰＭＮ-０． １ＰＴ 體系中，薄膜與電極之間的界面層的影響在界面附近最大，隨著距界面距離的增加而逐漸減小 ［３６］． 在薄膜厚度（３７５、５００、７５０ 和 １ ０００ｎｍ）增加的過程中，Ｅ ｂ 先增大后減小，７５０ ｎｍ 的薄膜具有最大的 Ｅ ｂ （２． ６２ ＭＶ／ ｃｍ），同時該薄膜也得到了最高的能量密度 ３１． ３ Ｊ／ ｃｍ３． ２０２０ 年，Ｋｉｍ等 ［３７］演示了高能離子轟擊０． ６８ＰＭＮ-０． ３２ＰＴ弛豫鐵電薄膜，提高了其儲能性能． 離子轟擊產(chǎn)生的缺陷能夠抑制漏電流提高擊穿強度，并且延遲極化飽和時的電場，增強高電場下的極化率． 報道的儲能密度高達 １３３ Ｊ／ ｃｍ３，能量效率超過 ７５％ ． 利用離子轟擊等合成后處理方法確定性控制缺陷，克服了高極化率和擊穿強度之間的權衡，達到兩者同步提升的效果．

最近，文獻［３８］在弛豫電介質薄膜儲能領域有了新的突破，設計了摩爾比 １０％ Ｓｍ 摻雜 ｙＢｉＦｅＯ３ -（１ － ｙ）ＢａＴｉＯ３ （Ｓｍ-ＢＦＢＴ；ｙ ＝ ０． １ ～ ０． ９）弛豫鐵電薄膜，ＢｉＦｅＯ３ -ＢａＴｉＯ３ 體系是一種有廣闊前景的高極化的弛豫鐵電體系，Ｓｍ 摻雜可以有效地增加局部非均勻性，進而將納米疇再細化至幾個晶胞尺度的極性團簇，有助于獲得弛豫鐵電的超順電特征（ｓｕｐｅｒｐａｒａｅｌｅｃｔｒｉｃ ｒｅｌａｘｏｒ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ），如圖 ８ 所示． 工作模擬了體系的介電常數(shù)、疇結構和 Ｐ-Ｅ 回線的溫度依賴性，模擬結果與典型的弛豫鐵電類似的溫度相關變化及納米域模型非常吻合． 隨溫度升高，體系依次呈現(xiàn)鐵電、傳統(tǒng)弛豫鐵電、超順電和順電的特征． 超順電薄膜的疇尺寸（１． ５ ｎｍ）明顯小于鐵電（２６ ｎｍ）和傳統(tǒng)弛豫鐵電（１０ ｎｍ）的疇． 同時Ｐ-Ｅ 回線顯著縮小，從而使其產(chǎn)生最小的滯后． 由于非極性相的出現(xiàn)和疇分數(shù)的減少，超順電薄膜維持適度的極化降低． 然而，與由于消除極性疇而具有可忽略不計的滯后的線性極化順電薄膜（１ １００Ｋ）相比，保留了介電非線性和相對較高的極化，從而實現(xiàn)了能量存儲的最佳折衷（Ｗ ｒｅｃ ＝ １５２ Ｊ／ ｃｍ３， η ＞ ９０％ ）

２． ４ 反鐵電薄膜 反鐵電（ＡＦＥ）代表了另外一種有潛力的用于電介質電容器儲能的材料． 在 ＡＦＥ中，２ 個反平行的偶極子在 ２ 個相鄰的晶格處對齊， 導致原始狀態(tài)下的零凈極化（零電場下）． 如果施加的電場高于正向相位（ＡＦＥ 到 ＦＥ）轉變場，它將轉變?yōu)殍F電相，表現(xiàn)出誘導宏觀極化． 因此，反鐵電材料在低電場下表現(xiàn)出低介電損耗、低矯頑力和可忽略的滯后現(xiàn)象，如圖 ５（ｄ）所示． 值得注意的是，它們經(jīng)歷了高場誘導的 ＡＦＥ-ＦＥ 相變，并且反平行偶極子的重新排列會產(chǎn)生雙電滯極化響應，從而產(chǎn)生大的 Ｗ ｒｅｃ ． 目前，用于儲能應用的反鐵電陶瓷薄膜的研究主要集中在 ３ 種材料體系：ＰｂＺｒＯ３ （ＰＺＯ）、 ＰＬＺＴ 和 Ｈｆ １- ｘＺｒ ｘＯ２ （ＨＺＯ）［１５］．

在 ＰＺＯ 基反鐵電材料中，大量的工作集中在穩(wěn)定反鐵電相和抑制鐵電相的方向上． Ｚｈａｎｇ 等 ［３９］研究了殘余應力對在 ＬＮＯ 緩沖的（００１ ）ＳｒＴｉＯ３ 和ＳｉＯ２ ／ Ｓｉ襯底上，不同氧分壓下生長的（１１０）／（１０１）和（００１）取向 ＰＺＯ 薄膜的儲能性能的影響． 由于熱膨脹系數(shù)的差異，ＳｒＴｉＯ３ 和 ＳｉＯ２ ／ Ｓｉ 襯底上的 ＰＺＯ膜分別處于壓縮應力和拉伸應力下，這影響了 ＦＥ到 ＡＦＥ 相變的臨界電場． 考慮通過不同的應力狀態(tài)來解釋不同取向的 ＰＺＯ 薄膜的 Ｗ ｒｅｃ差異． ＬＮＯ 上的 ＰＺＯ 膜的儲能密度比 ＳｉＯ２ ／ Ｓｉ 上的樣品高了３５％ ． Ｇｕｏ 等 ［４０］通過改變預退火熱分解溫度制備了具有（１００）和（１１１）取向的 ＰＺＯ 薄膜． 實驗結果顯示出穩(wěn)定的 ＡＦＥ（雙滯后）行為和低介電損耗的（１００）取向，ＰＺＯ 薄膜比具有類似 ＦＥ 滯后和更高介電常數(shù)的（１１１）取向薄膜表現(xiàn)出更高的 Ｗ ｒｅｃ ． 近些年以來，由于對便攜式可折疊、可穿戴電子器件的需求越來越高，柔性電介質儲能電容器也因此獲得了廣泛關注． 最近 Ｌｅｅ 等 ［４１］在云母基底上制備了柔性的 ＰＺＯ 反鐵電薄膜，具有快速充放電速率的用于介電儲能的反鐵電材料是重要的研究方向． 在這項研究中，為了構建一個在柔性透明設備中的潛在應用平臺，ＰＺＯ 的生長首先在剛性基底上進行優(yōu)化，然后以外延和多晶的形式轉移到云母基底上．器件儲能性能具有良好的電學和機械穩(wěn)定，獲得了４６ ～ ５２ Ｊ／ ｃｍ３的高能量密度． 與外延 ＰＺＯ 相比，多晶 ＰＺＯ 膜的儲能效率提高了 ２８％ ，并具有更高的耐熱性． 此外，在透明的氧化銦錫電極上制造的ＰＺＯ 異質結構表現(xiàn)出優(yōu)異的儲能性能和高達７０％ ～ ８０％ 的光學透射率． 在離子摻雜 ＰＺＯ 中， Ｐｂ ２ ＋ 的取代會影響其極性有序度，改變 ＡＦＥ 或 ＦＥ態(tài)的穩(wěn)定性． 而對于 Ｚｒ 位取代，氧網(wǎng)絡的變化有效地穩(wěn)定了與氧旋轉耦合相關的反鐵電性． 然而，目前離子摻雜 ＰＺＯ 薄膜的 Ｗ ｒｅｃ大都小于 ２０ Ｊ／ ｃｍ３，還有待進一步提高． 類似于鐵電薄膜的納米疇工程的設計方法也被用來提升該材料體系的性能，Ｐｅｎｇ等 ［４２］制備了一種高度織構化（１１１）取向的 Ｂａ 摻雜ＰＺＯ 薄膜，其中 ＡＦＥ 和 ＦＥ 相共存，多晶態(tài)共存有利于緩和 ＰＢＺＯ 薄膜中的大應力相變，增強其飽和極化，同時降低其剩余極化． 薄膜致密的微觀結構賦予其高的 Ｅｂ （２． ９ ＭＶ／ ｃｍ），而高織構和弛豫分散有助于實現(xiàn)增強 Ｗｒｅｃ（４０． １８ Ｊ／ ｃｍ３）和 η（６４． １％ ）．

ＰＬＺＴ 具有優(yōu)異的光電特性被人們所熟知，作為反鐵電電介質用于電介質電容器已經(jīng)被廣泛研究． 富含 Ｚｒ 的 ＰＺＴ 陶瓷（Ｚｒ／ Ｔｉ 比為 ８５ ／ １５、９０ ／ １０、 ９５ ／ ５、９７ ／ ３ 和 ９８ ／ ２）接近 ＡＦＥ-ＦＥ 相的邊界，ＦＥ 相略比 ＡＦＥ 相穩(wěn)定． 此時，Ｌａ 的摻入（摩爾比 ＜ ７％ ）能夠破壞 ＦＥ 相，達到穩(wěn)定 ＡＦＥ 相的效果． 目前已經(jīng)報道了 ＰＬＺＴ 薄膜的制備、處理工藝、組分、插入層或添加、電極材料、晶體取向、厚度和組分梯度的沉積順序等對其介電、鐵電和能量存儲的影響，在用離子摻雜進行化學修飾 ＰＬＺＴ 來試圖提升儲能性方面也做了一些工作 ［４３］． 從性能上講，ＰＬＺＴ 薄膜比 ＰＺＴ 有一些提高，但是目前所有有關 ＰＬＺＴ 的儲能研究，不同報道的性能差異并不明顯．

摻雜或未摻雜 ＨＺＯ 基 ＦＥ 或 ＡＦＥ 薄膜是最近十年來發(fā)展起來的適合用于電介質電容器儲能的電介質材料． 這類材料具有一些特性，包括納米量級的沉積厚度、簡單的組成、與金屬-氧化物-半導體（ＣＭＯＳ）工藝兼容． ＨｆＯ２ 和 ＺｒＯ２ 存在類似的化學和結構特征，它們均存在多個晶相，不同晶相的電介質類型不同，介電常數(shù)存在明顯差異 ［４４］． 以 ＺｒＯ２ 為例，常壓下 ＺｒＯ２ 存在立方（ｃ-ＺｒＯ２ ）、線性單斜（ｍ-ＺｒＯ２ ）和反鐵電的四方（ｔ-ＺｒＯ２ ）３ 種晶體結構． 其中，ｍ-ＺｒＯ２ 是常溫常壓下最穩(wěn)定的結構，立方相的穩(wěn)定溫度高達 ２ ６４０ Ｋ，四方相穩(wěn)定存在的溫度范圍在 １ ４４０ ～ ２ ６４０ Ｋ，隨溫度改變，結構可以從 ｍ-相轉變?yōu)?ｔ-相或者從 ｔ-相轉變成 ｃ-相 ［４５］． ２０１２ 年Ｍüｌｌｅｒ 等 ［４６］在實驗上獲得了極性正交相的 ＨＺＯ， 該工作在超?。ā?１０ ｎｍ）的 ＨＺＯ 膜中發(fā)現(xiàn)了鐵電性，有望取代鈣鈦礦型鐵電材料成為下一代低功耗四方邏輯和非易失記憶器件的候選者，因此引起了研究者的廣泛關注． 自此，摻雜、未摻雜或插入層ＨｆＯ２ 、ＺｒＯ２ 、ＨＺＯ 薄膜的鐵電性被相繼報道并受到深入研究． 受限于鐵電材料的特性，單層鐵電 ＨＺＯ基材料不適合用于介電儲能的應用． 目前，用于電介質電容器儲能的 ＨＺＯ 基薄膜主要集中在其反鐵電四方相結構，該結構可以看成是立方點陣中沿著 ｃ 軸方向相鄰的氧原子對上下發(fā)生交替偏移畸變后得到的． 在所有結構的 ＨＺＯ 薄膜中，ｔ-相具有最高的介電常數(shù)，以 ＺｒＯ２ 為例，非晶、ｍ-、ｔ-、ｏ-ＺｒＯ２ 的介電常數(shù)分別為 ２２、２０、４７、３７． 然而由于 ｔ-到 ｏ-相或 ｏ-到 ｔ-相的轉變電場較低，導致一些 ＨＺＯ 膜的儲能效率不高（約 ６０％ ）． 選擇合適的摻雜劑（摻雜量）和制備工藝在 ＡＢＯ３ 型材料中被證實是提升儲能性能行之有效的措施，該措施在 ＨＺＯ 基反鐵電薄膜中同樣適用． Ｌｏｍｅｎｚｏ 等 ［４７］利用原子層（ＡＬＤ）法沉積了大約 １０ ｎｍ 的 Ｓｉ∶ Ｈｆ ０． ５ Ｚ０． ５ Ｏ２ （Ｓｉ∶ ＨＺＯ）薄膜，固定通入 ＨＺＯ 和 Ｓｉ 原料的脈沖數(shù)為 ２４∶ １，研究不同退火溫度下（５００ ～ ８００ ℃ ）薄膜的儲能性能． 結果顯示當退火溫度為 ７００ ℃ 時，薄膜的綜合性能達到最佳，能量密度 ５０ Ｊ／ ｃｍ３，效率為 ８０％ ．Ｐａｙｎｅ 等 ［４８］對比研究了 ２０ ｎｍ 和 ５０ ｎｍ 厚摻鋁量分別為 ４％ 和 ８％ 的 ＨｆＯ２ 反鐵電薄膜的儲能性能．實驗結果表明 ５０ ｎｍ 厚摻鋁摩爾比 ８％ 的 ＨｆＯ２ 展現(xiàn)出細的 Ｐ-Ｅ 曲線，高的擊穿強度（～ ７ ＭＶ／ ｃｍ）， 因此實現(xiàn)了高的能量密度（６３ Ｊ／ ｃｍ３）和能量效率（８５％ ）． 最近 Ｙｉ 等 ［４９］用 ＡＬＤ 制備了反鐵電 ＺｒＯ２薄膜，系統(tǒng)研究了薄膜儲能性能隨厚度的變化． 結果顯示 ＺｒＯ２ 反鐵電薄膜隨厚度從 ８． ７ ｎｍ 增加到４８ ｎｍ，Ｐ-Ｅ 曲線逐漸變胖，滯后顯著增強，導致其能量密度從 ９４ Ｊ／ ｃｍ３ 迅速減小到 ３５ Ｊ／ ｃｍ３．９４ Ｊ／ ｃｍ３的儲能密度值是目前 ＨＺＯ 基單層薄膜電容器的最高記錄值，對應的能量效率為 ８０％ ． 然而， 通過 ＺｒＯ２ 的 Ｐ-Ｅ 曲線計算的不同厚度膜的介電常數(shù)均接近 １００，嚴重偏離了反鐵電 ＺｒＯ２ 的報道值（約 ４７），文中對此沒有相應的解釋說明．

２． ５ 線性電介質薄膜 線性電介質由于其高擊穿強度和低能量損耗而受到關注，其介電常數(shù)與電場無關，極化強度隨電場強度的增加而線性增加，沒有遲滯回線的產(chǎn)生，如圖 ５（ｅ）所示，因此其損失的能量密度幾乎為零，理論能量效率接近 １００％ ，另外目前已報道 的 線 性 電 介 質 薄 膜 擊 穿 強 度 在３ ＭＶ／ ｃｍ以上，展現(xiàn)出良好的熱穩(wěn)定性和高的可靠性，是高性能能量存儲電容器的候選電介質材料， 然而低的介電常數(shù)是影響其發(fā)展的主要障礙 ［１７］．

在簡單金屬氧化物線性材料中，用于電介質電容器儲能的研究比較少． ２０１７ 年，Ｚｈａｎｇ 等 ［５０］通過ＡＬＤ 技術在 ＬａＮｉＯ３ ／ Ｐｔ ／ Ｓｉ 基底上制備了厚度分別為 ２１、４３ 和 ６３ ｎｍ 的 ＨｆＯ２ 薄膜． ２１ ｎｍ 的 ＨｆＯ２ 薄膜由于 Ｐｔ 離子向 ＨｆＯ２ 薄膜中擴散，其晶粒尺寸較小， 使得其介電常數(shù)為 １２，比 ４３ 和 ６３ ｎｍ 薄膜較低． 所有樣品的漏電流密度均在 ０． ３ ～ ０． ６ μＡ／ ｃｍ２，漏電流對極化的貢獻可以忽略不計． ６３ ｎｍ 厚的 ＨｆＯ２ 薄膜具有最大的介電常數(shù)（最大的極化），因此在４． ２５ ＭＶ／ ｃｍ 的電場下得到了更大的能量密度２１． ３ Ｊ／ ｃｍ３，此時對應的能量效率為 ７５％ ． 而且，該樣品在室溫到 １５０ ℃ 的測試溫度范圍內(nèi)也表現(xiàn)出更好的熱穩(wěn)定性． 最近我們課題組通過反應磁控濺射法制備了無定形狀態(tài)的 ＴａＯｘ薄膜 ［５１］，該薄膜的擊穿強度高達 ５． ０７ ＭＶ／ ｃｍ，高的 Ｅ ｂ 值得益于所用的 Ａｌ 電極，在電極和 ＴａＯｘ電介質層界面自形成了 一層薄的 ＡｌＯｘ薄膜，在如此高的電場下其能量存儲密度達到 ２７． ６ Ｊ／ ｃｍ３；此外我們還設計了ＩＴＯ／ ＺｒＯ２ ／ ＩＴＯ結構的透明電容器 ［５２］，實驗結果顯示 ４７０ ｎｍ 厚度的 ＺｒＯ２ 薄膜具有最佳的高達 ５． ８２ＭＶ／ ｃｍ 的擊穿強度，高的介電常數(shù)（極化）特性，因此ＩＴＯ／ ＺｒＯ２ （４７０ ｎｍ）／ ＩＴＯ 結構器件實現(xiàn)了能夠與反鐵電 ＨｆＯ２ ／ ＺｒＯ２ 薄膜以及復雜組分線性電介質薄膜相競爭的高儲能密度（７５． ４ Ｊ／ ｃｍ３）和效率（約 ８８％ ）． 高透明的特性使得該器件在需要儲能元件的隱形、透明的電子電路中具有潛在的應用前景． 我們認為 ＩＴＯ 電極和 ＺｒＯ２ 薄膜間能夠形成ＳｎＯｘ界面層，該界面層一方面能夠抑制電極的電子注入和電介質中的載流子傳輸，另一方面能夠誘導界面極化增加器件的最大極化，從而實現(xiàn)擊穿強度和極化的同步提升．

一些堿金屬（Ｃａ、Ｓｒ、Ｂａ 等）的鋯酸鹽或鉿酸鹽也表現(xiàn)出線性電介質行為，通常被歸為線性材料， 最典型的用于儲能領域的順電線性電介質材料有ＳｒＴｉＯ３ （ＳＴＯ）和 ＣａＴｉＯ３ 等． Ｌｉｕ 等 ［２３］采用溶膠凝膠法在 Ｐｔ（１１１）／ Ｔｉ ／ ＳｉＯ２ ／ Ｓｉ（１００）襯底上制備了 ＳＴＯ薄膜，并且采用快速退火工藝（ＲＴＡ）研究了其電學性能，包括儲能性能與退火溫度的關系，最終在６５０ ℃ 退火得到 ＳＴＯ 薄膜獲得了 ５５ Ｊ／ ｃｍ３的可回收的儲能密度，儲能效率達 ９４． ７％（＠６． ５ ＭＶ／ ｃｍ）．２０２０ 年 Ｃｈｅｎ 等 ［５３］通過射頻（ＲＦ）磁控濺射制備了Ｃａ ０． ７４ Ｓｒ ０． ２６Ｚｒ ０． ７Ｔｉ ０． ３Ｏ３ 線性電介質薄膜． 薄膜具有 一個中等的介電常數(shù)，在 １ ＭＨｚ 頻率下約為 ５１，Ｅ ｂ約為 ５． ５ ＭＶ／ ｃｍ，在 此 條 件 下，薄 膜 表 現(xiàn) 出５９． ４ Ｊ／ ｃｍ３ 的 Ｗ ｒｅｃ，對應的 η 為 ８９％ ． 此外，在 － ９０ ～ １７０ ℃ 的溫度范圍內(nèi)，Ｗ ｒｅｃ的變化率小于３％ ，在 ３ ′１０ ７的 Ｐ-Ｅ 循環(huán)測試后，Ｗ ｒｅｃ的變化率為４． ５％ ，表現(xiàn)出了優(yōu)異的溫度穩(wěn)定性和抗疲勞特性．此外研究發(fā)現(xiàn)，通過調(diào)節(jié)類鐵電材料基固溶體的制備溫度，使材料表現(xiàn)出納米晶或納米晶嵌入無定形結構的狀態(tài)，其 Ｐ-Ｅ 回線也會出現(xiàn)線性特征． ２０２０年 Ｌｉ 等 ［５４］利用化學溶液法沉積了 Ｐｂ ０． ８８Ｃａ ０． １２ＺｒＯ３（ＰＣＺ）薄膜． 通過退火溫度控制薄膜的微觀結構， 隨退火溫度從 ６５０ 到 ５２５ ℃ 降低的過程中，其相結構從鈣鈦礦到燒綠石相再到非晶相變化，對應的晶粒尺寸也從大約 １３０ ｎｍ 減小到 １０ ｎｍ 以下． ５５０ ℃退火的樣品表現(xiàn)出燒綠石相的納米晶結構，該薄膜樣品得到了約 ５． ０ ＭＶ／ ｃｍ 的高擊穿強度，Ｐ-Ｅ 曲線也由鈣鈦礦時的反鐵電轉變?yōu)榫€性特征，此時獲得了優(yōu)異的能量存儲性能，Ｗ ｒｅｃ為 ９１． ３ Ｊ／ ｃｍ３，對應的η 為 ８５． ３％ ．

３ 無機電介質薄膜的儲能改性策略

電介質電容器的儲能性能的好壞由其能量密度和能量效率的大小評價，這通常要求電介質材料同時擁有大的極化和擊穿強度以及小的剩余極化 ［５５］． 然而，材料的極化和擊穿強度之間是倒易關系：Ｅ ｂ ＝ ２９． ９ ε ｒ－ ０． ５６． 這些參數(shù)很難同時提高，因此平衡 ２ 個參數(shù)是取得高儲能性能的關鍵． 能量密度與 Ｅ ｂ 之間的關系式顯示 Ｗ∝Ｅ２ｂ ，因此能量密度更大地受到施加電場的影響，在電介質材料的選擇中，同時具有高擊穿強度和中等介電常數(shù)的材料是受青睞的一類． 擊穿強度還受到材料的非本征因素影響，如致密度、形狀、晶粒尺寸、厚度以及電極類型等． 總之，通過選擇合適的電介質材料、調(diào)節(jié)其組分、制備工藝、微觀結構和基底電極等策略，得到一 個良好的綜合儲能性能電介質電容器是有可能實現(xiàn)的． 這些策略可以按照多維、多尺度來進行分類．

在零維尺度上，常見的改性策略有元素摻雜、 固溶和缺陷工程等，這些策略主要是通過打破長程鐵電疇，降低極化開關勢壘，并減少極化滯后來獲得較大的極化強度、較低的介電損耗和較高的擊穿電場，從而提升了電介質材料的儲能密度． 盡管采取這些一般的方法已經(jīng)取得了相關的進展，但仍然需要進一步提高儲能密度，以實現(xiàn)更廣泛的應用．文獻［２９］提出了一種在介電材料的高熵調(diào)控策略， 通過熵穩(wěn)定效應獲得了熱力學上不穩(wěn)定的Ｂｉ ２Ｔｉ ２Ｏ７基燒綠石材料［（Ｂｉ ３． ２５Ｌａ ０． ７５ ）（Ｔｉ ３-３ｘＺｒ ｘＨｆ ｘ Ｓｎ ｘ）Ｏ１２ ］于高熵策略的調(diào)控（多種元素在等效晶格位置上無序共存），降低了穩(wěn)定之后的燒綠石相材料的漏電流和介電損耗，同時多種 Ｂ 位元素的無序摻雜提升了材料的擊穿場強，從而使得該薄膜在較高的電場下也能保持較低的損耗，從而提升了儲能效率． 如圖 ９ 所示，非晶-納米晶也能使得該薄膜材料在具有較高電場時同時保持相對較高的極化強度． 最終，在 ｘ ＝ ０． ４ 的高熵薄膜（～ ０． ６ μｍ）中獲得了 １８２Ｊ／ ｃｍ３的可恢復的能量密度和 ７８％ 的儲能效率． 近日，文獻［５６］通過相場模擬進一步證明了熵可以顯著地調(diào)控介電材料的極化特性，進而優(yōu)化介電儲能性能． 在典型的層狀鉍基鐵電材料（Ｂｉ ４ Ｔｉ ３ Ｏ１２ ）上引入的調(diào)控熵的元素（Ｌａ、Ｐｒ、Ｎｄ 和 Ｓｍ），原子像的透射電鏡表明引入的元素在原子尺度是均勻分布的，在等價位置上的 Ｂｉ 元素可被引入的元素無序替代，表明通過熵的調(diào)控，提升了材料的局部成分異質性． 基于透射電鏡，他們進一步地統(tǒng)計了鈣鈦礦層中 Ｂ 位原子相對于頂角 Ａ 位原子的相對位移， 隨著熵的增加，原子相對位移方向變得更加無序， 且位移大小的分布變得更加彌散，表明更大的晶格扭曲和提升的局部結構異質性． 由于熵帶來的成分無序和結構無序增加，導致材料的弛豫性增加，極化回滯減小，實現(xiàn)了更佳的介電儲能性能，最終獲得了 １７８． １ Ｊ／ ｃｍ３，效率為 ８０． ５％ ．

在單一的電介質材料中，要同時實現(xiàn)較高的介電常數(shù)、較大的點位移／極化、較低的介電損耗和滯后損耗、較低的電子／離子電導率、較大的擊穿電場、較高的耐疲勞特性和熱穩(wěn)定性是比較困難的．每一類電介質材料都有其優(yōu)點和自身的局限性，特別是在電介質材料中，材料的極化和擊穿電場呈倒易關系，所以在選擇電介質材料時需要我們進行相應的取舍或者平衡． 在眾多的改性方法中，構建多層電介質薄膜是最簡單有效且容易實現(xiàn)的方法，多層膜的堆疊構建會使其出現(xiàn)新的物理現(xiàn)象，能夠增加電介質薄膜的擊穿強度、極化以及它們之間平衡優(yōu)化等． Ｚｈａｎｇ 等 ［５７］在 ＰＺＴ 之間引入了絕緣層Ａｌ ２Ｏ３ 構建了 ＰＺＴ ／ Ａｌ ２Ｏ３ ／ ＰＺＴ 雙異質結構的鐵電-絕緣體-鐵電結構，在該多層結構中，異質界面形成了一個抵消外電場的內(nèi)建電場，并且可以起到阻擋Ａｌ ２Ｏ３ 層中的載流子濃度的作用，從而使得薄膜的擊穿電場增加，最終表現(xiàn)出了 ５ ７１１ ｋＶ／ ｃｍ 的超高的擊穿強度、６３．７ Ｊ／ ｃｍ３ 的高儲能密度和８１．３％的效率．Ｃｈｅｎ 等［５８］設計了由 Ｐ 型Ｎａ ０．５Ｂｉ ３．２５Ｌａ １．２５Ｔｉ １．２５Ｔｉ ４Ｏ１５ 和 Ｎ型 ＢａＢｉ ３． ４Ｐｒ ０． ６Ｔｉ ４Ｏ１５ 組成的 ＰＮＰ 型多層異質結構膜，通過異質結構中高電阻耗盡區(qū)工程調(diào)控多層膜的儲能性能． 由于多數(shù)載流子的復合和運功，耗盡區(qū)的寬度隨著施加的外電場而增加，從而在耗盡區(qū)中引起高電阻狀態(tài)，這極大地改善了絕緣特性和擊穿強度，獲得了 ３． ４５ ＭＶ／ ｃｍ 的高擊穿強度和１５９． ７ Ｊ／ ｃｍ３和 ７０％ 的優(yōu)異儲能性能． Ｎｇｕｙｅｎ 等 ［５９］通過改變弛豫鐵電 ＰＬＺＴ 和反鐵電 ＰＺＯ 層之間的界面數(shù)量，固定薄膜厚度為 ５００ ｎｍ，研究了不同周期數(shù)對薄膜介電性能的影響，其中 ＰＬＺＴ 界面層阻礙了導電路徑的發(fā)展，使得薄膜的漏電流降低，大大提高了多層膜的擊穿強度，最終 ＰＬＺＴ ／ ＰＺＯ 獲得了 １２８． ４ Ｊ／ ｃｍ３的高儲能密度．

此外，相較于單一尺度改性策略，協(xié)同的多尺度策略往往是更簡單有效的提升儲能密度的方法．已有大量報道證明，低溫制備的非晶或非晶／納米晶混合薄膜具有超大的擊穿強度，但是它們的極化則同時降至很小 ［６０-６１］，如圖 １０． 我們課題組最近在Ｌａ ３ ＋ 部分取代 Ｐｂ ２ ＋ 改善了 ＰＺＴ 的弛豫特性的基礎上，同時在低退火溫度下（４５０ ℃ ）得到的致密非晶微結構，使其具有相對高的擊穿電場，并且在 ＰＺＴ中插入介電層 ＳｒＴｉＯ３ ，抑制了界面作用引起的載流子遷移，進一步提高了絕緣強度和擊穿強度，最終在 ７． ４５ ＭＶ／ ｃｍ 的 超 高 擊 穿 電 場 下 實 現(xiàn) 了６７． １ Ｊ／ ｃｍ３的高可恢復能量密度 ［６２］．

４ 總結與展望

電介質電容器由于具有高功率密度在電子和電氣系統(tǒng)的大功率應用中有著巨大的潛力，進一步刺激了電介質儲能材料的研究和快速發(fā)展． 由于電介質薄膜中致密的微結構和厚度效應，其擊穿場強遠高于其對應的塊體材料，因此其具有相對更高的能量密度，這有助于電子器件的小型化、輕量化、集成化和多功能化．

經(jīng)過大量的研究，目前無機電介質薄膜中報道的最高能量密度值約為 ２００ Ｊ／ ｃｍ３，是 ＭＬＣＣ 的 １０倍左右，是商用 ＢＯＰＰ 的 １００ 倍左右． 但是電介質薄膜電容器受限于其體積大小，實際上所儲存的總能量是比較小的，這將嚴重限制其相關的應用． 例如按 １００ ｎｍ 厚、１５０ μｍ 直徑估算其體積為 １０ -１０ ｃｍ３數(shù)量級，也就意味著一個單元僅能存儲約 ２０ ｎＪ 的能量；與此對比，ＭＬＣＣ 尺寸可到 ２． ０３２ ｃｍ × １． ５２４ｃｍ，其體積約 ４． ７ ｃｍ３，可存儲約 ８０ Ｊ 的能量，而ＢＯＰＰ 電容器則由于其特殊的卷繞工藝則可將體積做的更大，從而存儲更多的能量． 將薄膜厚度和電極尺寸做大，也即厚膜化，可以提升體積，進而可提高總存儲能量，其體積可以提升 ３ ～ ４ 個數(shù)量級，存儲的能量在微焦耳數(shù)量級． 這也意味著薄膜到厚膜電介質電容器單元的存儲能量可覆蓋從納焦耳到微焦耳的范圍，相比塊體電容器有成熟的應用場景而言，可提出什么應用場景下電介質薄膜電容器如何與能量收集器件和微能量脈沖器件集成的命題， 這將是一個充滿前景但卻少有人涉及的研究方向．

目前對電介質薄膜電容器的文獻報道數(shù)據(jù)主要集中在能量密度的改善方面，由于其電極尺寸較小和存儲能量較少，導致實際的充放電數(shù)據(jù)報道并不多，所報道的放電時間范圍也較大，從 μｓ 到 ｍｓ之間，文獻并未對這些差異進行深入的分析，因此非常有必要揭示放電時間的影響因素． 此外，多數(shù)電介質薄膜電容器在高電場下其能量效率變低，其趨勢比陶瓷更為顯著，這主要是因為高場下漏電流將急速升高，因而在適中的電場下平衡能量密度與能量效率也變得較為有意義 ［６３-６４］．

無機電介質薄膜按結晶形態(tài)分類，可分為單晶外延、多晶和非晶形式． 文獻報道較高的能量密度值通常都是在外延薄膜中取得的，這就要求使用成本較高的單晶襯底材料、較高的沉積溫度和較昂貴的真空沉積設備． 非晶薄膜中雖然展現(xiàn)了超高的擊穿場強，并且其制備成本與條件要求較低，但是如何克服其極化過小仍是一個挑戰(zhàn)性的問題． 采取單 一材料或改性策略提升儲能密度是極具挑戰(zhàn)性的， 畢竟每一種材料和改性策略都有其局限性，所以可通過多尺度的協(xié)同策略來提高儲能密度并對電介質的相關儲能性能參數(shù)進行平衡和優(yōu)化． 這種協(xié)同的多尺度方法在提高介電多層膜的儲能性能方面是普遍有效的，對開發(fā)高儲能密度的電介質薄膜電容器具有實際意義．

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［５］ＬＩ Ｑ，ＣＨＥＮ Ｊ Ｅ，ＦＡＮ Ｌ，ｅｔ ａｌ． Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ ｅｌｅｃｔｒｏｌｙｔｅｓ ｆｏｒ ｒｅｃｈａｒｇｅａｂｌｅ Ｌｉ-ｂａｓｅｄ ｂａｔｔｅｒｉｅｓ ａｎｄ ｂｅｙｏｎｄ［Ｊ］． Ｇｒｅｅｎ Ｅｎｅｒｇｙ ＆ Ｅｎ-ｖｉｒｏｎｍｅｎｔ，２０１６，１（１）：１８-４２．

［６］ＷＡＮＧ Ｘ Ｗ，ＹＡＮＧ Ｆ，ＹＵ Ｋ Ｘ，ｅｔ ａｌ． ＰｂＺｒＯ３ -ｂａｓｅｄ Ａｎｔｉ-ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｆｏｒ ｈｉｇｈ-ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ：ａｒｅｖｉｅｗ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｔｅｃｈｎｏｌｏｇｉｅｓ，２０２３，８（１０）：２２０２０４４．

［７］ＺＨＡＮＧ Ｌ，ＰＵ Ｙ Ｐ，ＣＨＥＮ Ｍ，ｅｔ ａｌ． Ｄｅｓｉｇｎ ｓｔｒａｔｅｇｉｅｓ ｏｆ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ ｆｏｒ ｎｅｘｔ-ｇｅｎｅｒａｔｉｏｎ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ ｔｈｅ Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｃｅｒａｍｉｃ Ｓｏｃｉｅｔｙ，２０２３，４３（１４）：５７１３-５７４７．

［８］ＴＡＮ Ｄ，ＺＨＡＮＧ Ｌ Ｌ，ＣＨＥＮ Ｑ，ｅｔ ａｌ． Ｈｉｇｈ-Ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｐｏｌｙｍｅｒ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０１４， ４３（１２）：４５６９-４５７５．

［９］ＨＵＡＮ Ｔ Ｄ，ＢＯＧＧＳ Ｓ，ＴＥＹＳＳＥＤＲＥ Ｇ，ｅｔ ａｌ． Ａｄｖａｎｃｅｄ ｐｏｌｙｍｅｒｉｃ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ ｆｏｒ ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］． Ｐｒｏｇｒｅｓｓｉｎ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０１６，８３：２３６-２６９．

［１０］ＱＩＮ Ｓ，ＨＯ Ｊ，ＲＡＢＵＦＦＩ Ｍ，ｅｔ ａｌ． Ｉｍｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ｏｆ ｔｈｅ ａｎｉｓｏｔｒｏｐｉｃ ｔｈｅｒｍａｌ ｃｏｎｄｕｃｔｉｖｉｔｙ ｏｆ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｗｉｎｄｉｎｇｓ［Ｊ］． ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｉ-ｃａｌ Ｉｎｓｕｌａｔｉｏｎ Ｍａｇａｚｉｎｅ，２０１１，２７（１）：７-１３．

［１１］ＲＹＴ？ＬＵＯＴＯ Ｉ，ＧＩＴＳＡＳ Ａ，ＰＡＳＡＮＥＮ Ｓ，ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ ｆｉｌｍ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｍｏｒｐｈｏｌｏｇｙ ｏｎ ｔｈｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｂｒｅａｋｄｏｗｎ ｃｈａｒａｃｔｅｒ-ｉｓｔｉｃｓ ｏｆ ｃａｓｔ ａｎｄ ｂｉａｘｉａｌｌｙ ｏｒｉｅｎｔｅｄ ｐｏｌｙｐｒｏｐｙｌｅｎｅ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｅｕｒｏｐｅａｎ Ｐｏｌｙｍｅｒ Ｊｏｕｒｎａｌ，２０１７，９５：６０６-６２４．

［１２］ＲＩＴＡＭ？ＫＩ Ｍ，ＲＹＴ？ＬＵＯＴＯ Ｉ，ＬＡＨＴＩ Ｋ． Ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｍｅｔｒｉｃｓ ｆｏｒ ａ ｍｏｄｅｒｎ ＢＯＰＰ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｆｉｌｍ［Ｊ］． ＩＥＥＥ Ｔｒａｎｓａｃｔｉｏｎｓ ｏｎＤｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ ａｎｄ Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ Ｉｎｓｕｌａｔｉｏｎ，２０１９，２６（４）：１２２９-１２３７．

［１３］ ＺＨＡＯ Ｐ Ｙ，ＣＡＩ Ｚ Ｍ，ＷＵ Ｌ Ｗ，ｅｔ ａｌ． Ｐｅｒｓｐｅｃｔｉｖｅｓ ａｎｄ ｃｈａｌｌｅｎｇｅｓ ｆｏｒ ｌｅａｄ-ｆｒｅｅ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ ｃｅｒａｍｉｃｃａｐａｃｉｔｏｒｓ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｃｅｒａｍｉｃｓ，２０２１，１０（６）：１１５３-１１９３．

［１４］ＨＡＯ Ｘ． Ａ ｒｅｖｉｅｗ ｏｎ ｔｈｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｆｏｒ ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ，２０１３， ３（１）：１３３０００１．

［１５］ＰＡＬＮＥＥＤＩ Ｈ，ＰＥＤＤＩＧＡＲＩ Ｍ，ＨＷＡＮＧ Ｇ Ｔ，ｅｔ ａｌ． Ｈｉｇｈ-ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｃｅｒａｍｉｃ ｆｉｌｍｓ ｆｏｒ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ： ｐｒｏｇｒｅｓｓ ａｎｄ ｏｕｔｌｏｏｋ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０１８，２８（４２）：１８０３６６５．

［１６］ＭＥＮＧ Ｎ，ＲＥＮ Ｘ Ｔ，ＳＡＮＴＡＧＩＵＬＩＡＮＡ Ｇ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ β-ｐｈａｓｅ ｃｏｎｔｅｎｔ ｐｏｌｙ（ｖｉｎｙｌｉｄｅｎｅ ｆｌｕｏｒｉｄｅ）ｗｉｔｈ ｒｅｌａｘｏｒ-ｌｉｋｅ ｆｅｒｒｏ-ｅｌｅｃｔｒｉｃｉｔｙ ｆｏｒ ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ［Ｊ］． Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１９，１０：４５３５．

［１７］ＨＯＵ Ｃ Ｍ，ＨＵＡＮＧ Ｗ Ｃ，ＺＨＡＯ Ｗ Ｂ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｉｎ ＳｒＴｉＯ３ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ［Ｊ］． ＡＣＳ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＆Ｉｎｔｅｒｆａｃｅｓ，２０１７，９（２４）：２０４８４-２０４９０．

［１８］ＤＯＢＡＬ Ｐ Ｓ，ＤＩＸＩＴ Ａ，ＫＡＴＩＹＡＲ Ｒ Ｓ，ｅｔ ａｌ． Ｐｈａｓｅ ｔｒａｎｓｉｔｉｏｎｓ ｉｎ Ｂａ １-ｘ Ｓｒ ｘＴｉＯ３ ｃｅｒａｍｉｃｓ［Ｊ］． Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ Ｓｅｃｔｉｏｎ， ２００２，２９（３ ／ ４）：１-１０．

［１９］ＷＡＮＧ Ｚ Ｊ，ＣＡＯ Ｍ Ｈ，ＹＡＯ Ｚ Ｈ，ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ Ｓｒ／ Ｔｉ ｒａｔｉｏ ｏｎ ｔｈｅ ｍｉｃｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ａｎｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｎｏｎｓｔｏｉ-ｃｈｉｏｍｅｔｒｉｃ ＳｒＴｉＯ３ ｃｅｒａｍｉｃｓ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍｉｃｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１４，４０（１）：９２９-９３３．

［２０］ＺＵＯ Ｃ Ｙ，ＹＡＮＧ Ｓ Ｌ，ＣＡＯ Ｚ Ｑ，ｅｔ ａｌ． Ｅｘｃｅｌｌｅｎｔ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ａｎｄ ｈａｒｄｎｅｓｓ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ Ｓｒ ０． ７Ｂｉ ０． ２ＴｉＯ３ ｃｅｒａｍｉｃｓ ｆａｂｒｉｃａ-ｔｅｄ ｂｙ ｓｏｌｕｔｉｏｎ ｃｏｍｂｕｓｔｉｏｎ-ｓｙｎｔｈｅｓｉｚｅｄ ｎａｎｏｐｏｗｄｅｒｓ［Ｊ］． Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ Ｊｏｕｒｎａｌ，２０２２，４４２：１３６３３０．

［２１］ＰＥＮＧ Ｙ，ＹＡＯ Ｍ Ｗ，ＹＡＯ Ｘ． Ｉｎｔｅｒｆａｃｉａｌ ｏｒｉｇｉｎ ｏｆ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｉｎ ＳｒＴｉＯ３ -ｂａｓｅｄ ｎａｎｏｃｏｍｐｏｓｉｔｅ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． ＣｅｒａｍｉｃｓＩｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１８，４４（３）：３０３２-３０３９．

［２２］ＧＡＯ Ｗ Ｂ，ＹＡＯ Ｍ Ｗ，ＹＡＯ Ｘ． Ｉｍｐｒｏｖｅｍｅｎｔ ｏｆ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｉｎ ＳｒＴｉＯ３ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｖｉａ ｓｅｌｆ-ｒｅｐａｉｒｉｎｇ ｂｅｈａｖｉｏｒ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍ-ｉｃｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１７，４３（１６）：１３０６９-１３０７４．

［２３］ＬＩＵ Ｊ Ｐ，ＷＡＮＧ Ｙ，ＺＨＡＩ Ｘ，ｅｔ ａｌ． Ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｓｏｌ-Ｇｅｌ-ｐｒｏｃｅｓｓｅｄ ＳｒＴｉＯ３ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０２３， １６（１）：３１．

［２４］ＰＡＮ Ｈ，ＭＡ Ｊ，ＭＡ Ｊ，ｅｔ ａｌ． Ｇｉａｎｔ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｈｉｇｈ ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ ａｃｈｉｅｖｅｄ ｉｎ ｂｉｓｍｕｔｈ ｆｅｒｒｉｔｅ-ｂａｓｅｄ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ ｖｉａ ｄｏ-ｍａｉｎ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ［Ｊ］． Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１８，９：１８１３．

［２５］ＤＩＡＯ Ｃ Ｌ，ＬＩＵ Ｈ Ｘ，ＺＨＥＮＧ Ｈ Ｗ，ｅｔ ａｌ． Ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＢａＴｉＯ３ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｂｙ Ｂａ ０． ４ Ｓｒ ０． ６ ＴｉＯ３ ｌａｙｅｒｓｍｏｄｕｌａｔｉｏｎ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ａｌｌｏｙｓ ａｎｄ Ｃｏｍｐｏｕｎｄｓ，２０１８，７６５：３６２-３６８．

［２６］ＬＶ Ｐ Ｐ，ＹＡＮＧ Ｃ Ｈ，ＱＩＡＮ Ｊ，ｅｔ ａｌ． Ｆｌｅｘｉｂｌｅ ｌｅａｄ-ｆｒｅｅ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｏｘｉｄｅ ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｂａｓｅｄ ｏｎ （Ｎａ ０． ８Ｋ０． ２ ）０． ５Ｂｉ ０． ５ＴｉＯ３ ／ Ｂａ ０． ５ Ｓｒ ０． ５ （Ｔｉ ０． ９７ Ｍｎ０． ０３ ）Ｏ３ ｆｏｒ ｈｉｇｈ-ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｅｎｅｒｇｙ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０２０， １０（１４）：１９０４２２９．

［２７］ＳＵＩ Ｈ Ｔ，ＳＵＮ Ｈ Ｊ，ＹＡＮ Ｃ，ｅｔ ａｌ． Ｔｈｅ ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｏｎ ｏｆ ｒｅｌａｘｏｒ ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ Ｎａ ０． ５Ｂｉ ０． ５ （Ｆｅ ０． ０３Ｔｉ ０． ９７ ）Ｏ３ ／ Ｂａ （Ｔｉ １-ｘＳｒ ｘ）Ｏ３ ｍｕｌｔｉ-ｌａｙｅｒ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍ ａｎｄ ｅｘｐｌｏｒａｔｉｏｎｓ ｏｎ ｏｒｉｇｉｎ ｏｆ ｔｈｅ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｓｕｒｆａｃｅ Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０２１， ５４３：１４８７５５．

［２８］ＳＨＡＲＭＡ Ｓ，ＴＯＭＡＲ Ｍ，ＫＵＭＡＲ Ａ，ｅｔ ａｌ． Ｓｔｒｅｓｓ ｉｎｄｕｃｅｄ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｐｏｌａｒｉｚａｔｉｏｎ ｉｎ ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ ＢｉＦｅＯ３ ／ ＢａＴｉＯ３ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ ｗｉｔｈｉｍｐｒｏｖｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ［Ｊ］． ＡＩＰ Ａｄｖａｎｃｅｓ，２０１５，５（１０）：１０７２１６．

［２９］ＹＡＮＧ Ｂ Ｂ，ＺＨＡＮＧ Ｙ，ＰＡＮ Ｈ，ｅｔ ａｌ． Ｈｉｇｈ-ｅｎｔｒｏｐｙ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｃａｐａｃｉｔｉｖｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ［Ｊ］． Ｎａｔｕｒｅ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０２２， ２１（９）：１０７４．

［３０］ＰＡＮ Ｈ，ＬＩ Ｆ，ＬＩＵ Ｙ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ-ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｌｅａｄ-ｆｒｅｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｆｉｌｍｓ ｖｉａ ｐｏｌｙｍｏｒｐｈｉｃ ｎａｎｏｄｏｍａｉｎ ｄｅｓｉｇｎ［Ｊ］． Ｓｃｉ-ｅｎｃｅ，２０１９，３６５（６４５３）：５７８-５８２．

［３１］ＣＨＥＮＧ Ｈ Ｂ，ＯＵＹＡＮＧ Ｊ，ＺＨＡＮＧ Ｙ Ｘ，ｅｔ ａｌ． Ｄｅｍｏｎｓｔｒａｔｉｏｎ ｏｆ ｕｌｔｒａ-ｈｉｇｈ ｒｅｃｙｃｌａｂｌｅ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｉｅｓ ｉｎ ｄｏｍａｉｎ-ｅｎｇｉｎｅｅｒｅｄｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｎａｔｕｒｅ Ｃｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０１７，８：１９９９．

［３２］ ＭＯＨＡＭＭＥＤ Ｎ Ａ-Ａ，ＷＩＳＡＭ Ｎ Ｈ，ＫＵＴＡＩＢＡ Ａ-Ｍ． Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ ｌｅａｄ ｆｒｅｅ-ｒｅｌａｘｏｒ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ ｆｏｒ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｐｈｙｓｉｃｓ：Ｃｏｎｆｅｒｅｎｃｅ Ｓｅｒｉｅｓ，２０２１，１９７３：０１２１１７．

［３３］ＭＡ Ｂ Ｈ，ＨＵ Ｚ Ｑ，ＫＯＲＩＴＡＬＡ Ｒ Ｅ，ｅｔ ａｌ． ＰＬＺＴ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ ｆｏｒ ｐｏｗｅｒ ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ ａｎｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］．Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉｅｎｃｅ-Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ｉｎ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃｓ，２０１５，２６（１２）：９２７９-９２８７．

［３４］ＨＵ Ｚ Ｑ，ＭＡ Ｂ Ｈ，ＬＩＵ Ｓ Ｓ，ｅｔ ａｌ． Ｒｅｌａｘｏｒ ｂｅｈａｖｉｏｒ ａｎｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ＰＬＺＴ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｄｉｆｆｅｒ-ｅｎｔ Ｚｒ／ Ｔｉ ｒａｔｉｏｓ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍｉｃｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１４，４０（１）：５５７-５６２．

［３５］ＮＧＵＹＥＮ Ｍ Ｄ，ＨＯＵＷＭＡＮ Ｅ Ｐ，ＤＥＫＫＥＲＳ Ｍ，ｅｔ ａｌ． Ｒｅｓｅａｒｃｈ ｕｐｄａｔｅ：ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｅｎｅｒｇｙ ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙｏｆ ｅｐｉｔａｘｉａｌ Ｐｂ０． ９Ｌａ ０． １ （Ｚｒ ０． ５２Ｔｉ ０． ４８ ）Ｏ３ ｒｅｌａｘｏｒ-ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎ-ｆｉｌｍｓ ｄｅｐｏｓｉｔｅｄ ｏｎ ｓｉｌｉｃｏｎ ｂｙ ｐｕｌｓｅｄ ｌａｓｅｒ ｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ［Ｊ］． ＡｐｐｌＭａｔｅｒｉａｌｓ，２０１６，４（８）：０８０７０１．

［３６］ＫＡＮＧ Ｓ Ｂ，ＫＩＭ Ｈ Ｓ，ＬＥＥ Ｊ Ｇ，ｅｔ ａｌ． Ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ Ｐｂ（Ｉｎ１ ／ ２Ｎｂ１ ／ ２ ）Ｏ３ -Ｐｂ（Ｍｇ １ ／ ３Ｎｂ２ ／ ３ ）Ｏ３ -ＰｂＴｉＯ３ ｆｉｌｍ ｂｙ ａｅｒｏｓｏｌｄｅｐｏｓｉｔｉｏｎ ｆｏｒ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍ Ｉｎｔｅｒ，２０１６，４２（１）：１７４０-１７４５．

［３７］ＫＩＭ Ｊ，ＳＡＲＥＭＩ Ｓ，ＡＣＨＡＲＹＡ Ｍ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｃａｐａｃｉｔｉｖｅ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｉｎ ｉｏｎ-ｂｏｍｂａｒｄｅｄ ｒｅｌａｘｏｒ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］．Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０２０，３６９（６４９９）：８１．

［３８］ＰＡＮ Ｈ，ＬＡＮ Ｓ，ＸＵ Ｓ Ｑ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｉｎ ｓｕｐｅｒｐａｒａｅｌｅｃｔｒｉｃ ｒｅｌａｘｏｒ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｓ［Ｊ］． Ｓｃｉｅｎｃｅ，２０２１， ３７４（６５６３）：１００．

［３９］ＺＨＡＮＧ Ｔ Ｆ，ＴＡＮＧ Ｘ Ｇ，ＬＩＵ Ｑ Ｘ，ｅｔ ａｌ． Ｏｐｔｉｃａｌ ａｎｄ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ＰｂＺｒＯ３ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ａ ｓｏｌ-ｇｅｌ ｐｒｏｃｅｓｓｆｏｒ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ［Ｊ］． Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＆ Ｄｅｓｉｇｎ，２０１６，９０：４１０-４１５．

［４０］ＧＵＯ Ｘ，ＧＥ Ｊ，ＰＯＮＣＨＥＬ Ｆ，ｅｔ ａｌ． Ｅｆｆｅｃｔ ｏｆ Ｓｎ ｓｕｂｓｔｉｔｕｔｉｏｎ ｏｎ ｔｈｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ ｈｉｇｈ （００１）-ｏｒｉｅｎｔｅｄ ＰｂＺｒＯ３ ｔｈｉｎｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｔｈｉｎ Ｓｏｌｉｄ Ｆｉｌｍｓ，２０１７，６３２：９３-９６．

［４１］ＬＥＥ Ｈ Ｊ，ＷＯＮ Ｓ Ｓ，ＣＨＯ Ｋ Ｈ，ｅｔ ａｌ． Ｆｌｅｘｉｂｌｅ ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ ｕｓｉｎｇ Ｌａ-ｄｏｐｅｄ ＰｂＺｒＯ３ ａｎｔｉ-ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０１８，１１２（９）：０９２９０１．

［４２］ＰＥＮＧ Ｂ Ｌ，ＺＨＡＮＧ Ｑ，ＬＩ Ｘ，ｅｔ ａｌ． Ｌａｒｇｅ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｈｉｇｈ ｔｈｅｒｍａｌ ｓｔａｂｉｌｉｔｙ ｉｎ ａ ｈｉｇｈｌｙ ｔｅｘｔｕｒｅｄ （１１１）-ｏｒｉｅｎｔｅｄＰｂ０． ８Ｂａ ０． ２ＺｒＯ３ ｒｅｌａｘｏｒ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｃｏｅｘｉｓｔｅｎｃｅ ｏｆ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ａｎｄ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｐｈａｓｅｓ［Ｊ］． ＡＣＳ Ａｐｐｌｉｅｄ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ ＆Ｉｎｔｅｒｆａｃｅｓ，２０１５，７（２４）：１３５１２-１３５１７．

［４３］ＣＨＥＮ Ｌ Ｍ，ＬＩ Ｙ，ＺＨＡＮＧ Ｑ Ｗ，ｅｔ ａｌ． Ｅｌｅｃｔｒｉｃａｌ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ａｎｄ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ （Ｐｂ０． ９２ Ｂａ ０． ０５ Ｌａ ０． ０２ ）（Ｚｒ ０． ６８ Ｓｎ０． ２７Ｔｉ ０． ０５ ）Ｏ３ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｃｋ ｆｉｌｍｓ ｐｒｅｐａｒｅｄ ｂｙ ｔａｐｅ-ｃａｓｉｎｇ ｍｅｔｈｏｄ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍｉｃｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０１６，４２（１１）： １２５３７-１２５４２．

［４４］ＰＡＮＤＡ Ｄ，ＴＳＥＮＧ Ｔ Ｙ． Ｇｒｏｗｔｈ，ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ，ａｎｄ ｍｅｍｏｒｙ ｄｅｖｉｃｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ ｏｆ ＺｒＯ２ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｔｈｉｎ ＳｏｌｉｄＦｉｌｍｓ，２０１３，５３１：１-２０．

［４５］ＢＯＥＳＣＫＥ Ｔ Ｓ，ＭＬＬＥＲ Ｊ，ＢＲ？ＵＨＡＵＳ Ｄ，ｅｔ ａｌ． Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｉｔｙ ｉｎ ｈａｆｎｉｕｍ ｏｘｉｄｅ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ， ２０１１，９９（１０）：１０２９０３．

［４６］ＭＬＬＥＲ Ｊ，Ｂ？ＳＣＫＥ Ｔ Ｓ，ＳＣＨＲ？ＤＥＲ Ｕ，ｅｔ ａｌ． Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｉｔｙ ｉｎ ｓｉｍｐｌｅ ｂｉｎａｒｙ ＺｒＯ２ ａｎｄ ＨｆＯ２ ［Ｊ］． Ｎａｎｏ Ｌｅｔｔ，２０１２， １２（８）：４３１８-４３２３．

［４７］ＬＯＭＥＮＺＯ Ｐ Ｄ，ＴＡＫＭＥＥＬ Ｑ，ＦＡＮＣＨＥＲ Ｃ Ｍ，ｅｔ ａｌ． Ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ Ｓｉ-ｄｏｐｅｄ ＨｆＯ２ ｄｅｖｉｃｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｎ ｈｉｇｈｌｙ ｄｏｐｅｄ ｇｅｒｍａｎｉ-ｕｍ［Ｊ］． ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０１５，３６（８）：７６６-７６８．

［４８］ＰＡＹＮＥ Ａ，ＢＲＥＷＥＲ Ｏ，ＬＥＦＦ Ａ，ｅｔ ａｌ． Ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ，ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ，ａｎｄ ｌｏｓｓ ｓｔｕｄｙ ｏｆ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ-ｌｉｋｅ Ａｌ-ｄｏｐｅｄ ＨｆＯ２ ｔｈｉｎｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０２０，１１７（２２）：２２１１０４．

［４９］ＹＩ Ｓ Ｈ，ＬＩＮ Ｈ Ｃ，ＣＨＥＮ Ｍ Ｊ． Ｕｌｔｒａ-ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｓｃａｌｅ-ｕｐ ｏｆ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ＴｉＯ２ ／ ＺｒＯ２ ／ ＴｉＯ２ ｓｔａｃｋｓ ｆｏｒ ｓｕ-ｐｅｒｃａｐａｃｉｔｏｒｓ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ Ａ，２０２１，９（１４）：９０８１-９０９１．

［５０］ＺＨＡＮＧ Ｌ，ＬＩＵ Ｍ，ＲＥＮ Ｗ，ｅｔ ａｌ． ＡＬＤ ｐｒｅｐａｒａｔｉｏｎ ｏｆ ｈｉｇｈ-ｋ ＨｆＯ２ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｅｆｆｉｃｉｅｎｔ ｅｌｅｃ-ｔｒｏｓｔａｔｉｃ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ［Ｊ］． ＲＳＣ Ａｄｖａｎｃｅｓ，２０１７，７（１４）：８３８８-８３９３．

［５１］ＬＩＵ Ｑ，ＸＵＥ Ｑ，ＷＡＮＧ Ｙ Ｂ，ｅｔ ａｌ． Ｂｉｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ ｄｅｖｉｃｅ ｗｉｔｈ ｈｉｇｈ-ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｕｌｔｒａｌｏｗ ｃｕｒｒｅｎｔ ａｎａｌｏｇ ｒｅｓｉｓｔｉｖｅｓｗｉｔｃｈｉｎｇ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｅｌｅｃｔｒｏｎｉｃ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０２１，７（３）：２０００９０２．

［５２］ＷＡＮＧ Ｙ Ｂ，ＷＡＮＧ Ｙ，ＺＥＮＧ Ｈ Ｚ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａ-ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ｏｆ ｔｒａｎｓｐａｒｅｎｔ ｃａｐａｃｉｔｏｒｓ ｂａｓｅｄ ｏｎ ｌｉｎｅａｒ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃＺｒＯ２ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｗｉｔｈ ｔｈｅ ｔｈｉｃｋｎｅｓｓ ｓｃａｌｅｄ ｕｐ ｔｏ ｈｕｎｄｒｅｄｓ ｎａｎｏｍｅｔｅｒｓ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０２２，１２０（２）：０２３９０４．

［５３］ＣＨＥＮ Ｘ Ｙ，ＨＵＡＮＧ Ｂ Ｂ，ＬＩＵ Ｙ，ｅｔ ａｌ． Ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｈｉｇｈ ｅｆｆｉｃｉｅｎｃｙ ａｃｈｉｅｖｅｄ ｉｎ ｔｈｅ Ｃａ ０． ７４ Ｓｒ ０． ２６Ｚｒ ０． ７Ｔｉ ０． ３Ｏ３ ｌｉｎｅａｒｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｏｎ ｔｈｅ ｓｉｌｉｃｏｎ ｓｕｂｓｔｒａｔｅｓ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０２０，１１７（１１）：１１２９０２．

［５４］ＬＩ Ｙ Ｚ，ＬＩＮ Ｊ Ｌ，ＢＡＩ Ｙ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ-ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｒｏｐｅｒｔｉｅｓ ｏｆ （ＰｂＣａ）ＺｒＯ３ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ ｖｉａ ｃｏｎｓｔｒｕｃｔｉｎｇ ａｐｙｒｏｃｈｌｏｒｅ ｎａｎｏｃｒｙｓｔａｌｌｉｎｅ ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ［Ｊ］． ＡＣＳ Ｎａｎｏ，２０２０，１４（６）：６８５７-６８６５．

［５５］ＹＡＮＧ Ｌ Ｔ，ＫＯＮＧ Ｘ，ＬＩ Ｆ，ｅｔ ａｌ． Ｐｅｒｏｖｓｋｉｔｅ ｌｅａｄ-ｆｒｅｅ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃｓ ｆｏｒ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎｓ［Ｊ］． Ｐｒｏｇｒｅｓｓ ｉｎ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｓｃｉ-ｅｎｃｅ，２０１９，１０２：７２-１０８．

［５６］ＹＡＮＧ Ｂ Ｂ，ＺＨＡＮＧ Ｑ Ｈ，ＨＵＡＮＧ Ｈ Ｂ，ｅｔ ａｌ． Ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ｒｅｌａｘｏｒｓ ｂｙ ｅｎｔｒｏｐｙ ｆｏｒ ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ［Ｊ］． ＮａｔｕｒｅＥｎｅｒｇｙ，２０２３，８：９５６．

［５７］ＺＨＡＮＧ Ｔ Ｄ，ＬＩ Ｗ Ｌ，ＺＨＡＯ Ｙ，ｅｔ ａｌ． Ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｏｐｐｏｓｉｔｅ ｄｏｕｂｌｅ-ｈｅｔｅｒｏｊｕｎｃｔｉｏｎ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃｉｔｙ-ｉｎｓｕ-ｌａｔｏｒｓ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０１８，２８（１０）：１７０６２１１．

［５８］ＣＨＥＮ Ｊ Ｙ，ＴＡＮＧ Ｚ Ｈ，ＹＡＮＧ Ｂ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａ-ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅｓ ｒｅｇｕｌａｔｅｄ ｂｙ ｄｅｐｌｅｔｉｏｎ ｒｅｇｉｏｎ ｅｎｇｉｎｅｅｒｉｎｇ ｓｅｎｓｉ-ｔｉｖｅ ｔｏ ｔｈｅ ｅｌｅｃｔｒｉｃ ｆｉｅｌｄ ｉｎ ＰＮＰ-ｔｙｐｅ ｒｅｌａｘｏｒ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｈｅｔｅｒｏｓｔｒｕｃｔｕｒａｌ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｊｏｕｒｎａｌ ｏｆ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ Ｃｈｅｍｉｓｔｒｙ Ａ，２０２０， ８（１６）：８０１０-８０１９．

［５９］ＮＧＵＹＥＮ Ｍ Ｄ，ＢＩＲＫＨ？ＬＺＥＲ Ｙ Ａ，ＨＯＵＷＭＡＮ Ｅ Ｐ，ｅｔ ａｌ． Ｅｎｈａｎｃｉｎｇ ｔｈｅ ｅｎｅｒｇｙ-ｓｔｏｒａｇｅ ｄｅｎｓｉｔｙ ａｎｄ ｂｒｅａｋｄｏｗｎ ｓｔｒｅｎｇｔｈ ｉｎＰｂＺｒＯ３ ／ Ｐｂ０． ９Ｌａ ０． １ Ｚｒ ０． ５２ Ｔｉ ０． ４８ Ｏ３ -ｄｅｒｉｖｅｄ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ／ ｒｅｌａｘｏｒ-ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒｓ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｅｎｅｒｇｙ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ， ２０２２，１２（２９）：２２００５１７．

［６０］ＮＩ Ｐ Ｆ，ＣＨＥＮ Ｂ Ｙ，ＷＥＩ Ｘ Ｈ． Ｅｆｆｅｃｔｓ ｏｆ ａｎｎｅａｌｉｎｇ ｔｅｍｐｅｒａｔｕｒｅｓ ｏｎ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ ｓｏｌ-ｇｅｌ ｄｅｒｉｖｅｄ（Ｂａ ０． ９５ ，Ｓｒ ０． ０５ ）（Ｚｒ ０． ２ ，Ｔｉ ０． ８ ）Ｏ３ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍｓ［Ｊ］． Ｃｅｒａｍｉｃｓ Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ，２０２２，４８（１３）：１８８８４-１８８９０．

［６１］ＹＵ Ｙ Ｈ，ＺＨＡＮＧ Ｑ，ＸＵ Ｚ Ｙ，ｅｔ ａｌ． Ｓｔｒｕｃｔｕｒｅ-ｅｖｏｌｕｔｉｏｎ-ｄｅｓｉｇｎｅｄ ａｍｏｒｐｈｏｕｓ ｏｘｉｄｅｓ ｆｏｒ ｄｉｅｌｅｃｔｒｉｃ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ［Ｊ］． ＮａｔｕｒｅＣｏｍｍｕｎｉｃａｔｉｏｎｓ，２０２３，１４（１）：３０３１．

［６２］ＭＡ Ｘ，ＣＨＥＮ Ｂ Ｙ，ＷＥＩ Ｘ Ｈ． Ｅｎｈａｎｃｅｄ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒｆｏｒｍａｎｃｅ ｏｆ （Ｐｂ，Ｌａ）（Ｚｒ，Ｔｉ）Ｏ３ ／ ＳｒＴｉＯ３ ｍｕｌｔｉｌａｙｅｒ ｆｉｌｍｓ ｖｉａ ａｓｙｎｅｒｇｉｓｔｉｃ ｓｔｒａｔｅｇｙ［Ｊ］． Ａｐｐｌｉｅｄ Ｐｈｙｓｉｃｓ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０２３，１２３（２）：０２２９０２．

［６３］ＹＥ Ｆ，ＴＡＮＧ Ｘ Ｇ，ＧＥ Ｐ Ｚ，ｅｔ ａｌ． ＢａＴｉＯ３ -ｂａｓｅｄ ｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ｔｈｉｎ ｆｉｌｍ ｃａｐａｃｉｔｏｒ ｏｎ ｓｉｌｉｃｏｎ ｆｏｒ ｕｌｔｒａ-ｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｓｔｏｒａｇｅ ｐｅｒ-ｆｏｒｍａｎｃｅ ａｔ ｌｏｗ ｅｌｅｃｔｒｉｃ ｆｉｅｌｄ ｓｔｒｅｎｇｔｈ［Ｊ］． ＩＥＥＥ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｄｅｖｉｃｅ Ｌｅｔｔｅｒｓ，２０２３，４４（８）：１３７６-１３７９．

［６４］ＬＩ Ｄ Ｘ，ＭＥＮＧ Ｘ Ｙ，ＺＨＯＵ Ｅ Ｈ，ｅｔ ａｌ． Ｕｌｔｒａｈｉｇｈ ｅｎｅｒｇｙ ｄｅｎｓｉｔｙ ｏｆ ａｎｔｉｆｅｒｒｏｅｌｅｃｔｒｉｃ ＰｂＺｒＯ３ -ｂａｓｅｄ ｆｉｌｍｓ ａｔ ｌｏｗ ｅｌｅｃｔｒｉｃｆｉｅｌｄ［Ｊ］． Ａｄｖａｎｃｅｄ Ｆｕｎｃｔｉｏｎａｌ Ｍａｔｅｒｉａｌｓ，２０２３：２３０２９９５．

（編輯 鄭月蓉）