材料的形变和再结晶

1、第5章 材料的形变和再结晶 回复再结晶回复和再结晶经塑性变形的材料具有自发恢复到变形前低自由能状态的趋势。当冷变形金属加热时会发生回复、再结晶和晶粒长大等过程。了解这些过程的发生和发展规律，对于改善和控制金属材料的组织和性能具有重要的意义。 冷变形金属在加热时的组织与性能变化 冷变形后材料经重新加热进行退火之后，其组织和性能会发生变化。观察在不同加热温度下变化的特点可将退火过程分为回复、再结晶和晶粒长大三个阶段 回复： 指新的无畸变晶粒出现之前所产生的亚结构和性 能变化的阶段；再结晶：指出现无畸变的等轴新晶粒逐步取代变形晶粒 的过程；晶粒长大：指再结晶结束之后晶粒的继续长大 冷变形金属在退火

2、时晶粒形状和大小的变化回复阶段，由于不发生大角度晶界的迁移，所以晶粒的形状和大小与变形态的相同，仍保持着纤维状或扁平状，从光学显微组织上几乎看不出变化。再结晶阶段，首先是在畸变度大的区域产生新的无畸变晶粒的核心，然后逐渐消耗周围的变形基体而长大，直到形变组织完全改组为新的、无畸变的细等轴晶粒为止。晶粒长大阶段 ，在晶界表面能的驱动下，新晶粒互相吞食而长大，从而得到一个在该条件下较为稳定的尺寸展示了冷变形金属在退火过程中的性能和能量变化 （1）强度与硬度：回复阶段的硬度变化很小，约占总变化的15，而再结晶阶段则下降较多。可以推断，强度具有与硬度相似的变化规律。上述情况主要与金属中的位错机制有关，

3、即回复阶段时，变形金属仍保持很高的位错密度，而发生再结晶后，则由于位错密度显著降低，故强度与硬度明显下降 （2）电阻：变形金属的电阻在回复阶段已表现明显的下降趋势。因为电阻率与晶体点阵中的点缺陷（如空位、间隙原子等）密切相关。点缺陷所引起的点阵畸变会使传导电子产生散射，提高电阻率。它的散射作用比位错所引起的更为强烈。因此，在回复阶段电阻率的明显下降就标志着在此阶段点缺陷浓度有明显的减小 （3）内应力：在回复阶段，大部或全部的宏观内应力可以消除，而微观内应力则只有通过再结晶方可全部消除 （4）亚晶粒尺寸：在回复的前期，亚晶粒尺寸变化不大，但在后期，尤其在接近再结晶时，亚晶粒尺寸就显著增大 （5）

4、密度：变形金属的密度在再结晶阶段发生急剧增高，显然除与前期点缺陷数目减小有关外，主要是在再结晶阶段中位错密度显著降低所致 （6）储能的释放：当冷变形金属加热到足以引起应力松弛的温度时，储能就被释放出来。回复阶段时各材料释放的储存能量均较小，再结晶晶粒出现的温度对应于储能释放曲线的高峰处 回复 1回复动力学 回复是冷变形金属在退火时发生组织性能变化的早期阶段 在此阶段内物理和力学性能的回复是随温度和时间而变化的不同温度下电阻随保温时间的变化/铜同一变形程度的多晶体铁在不同温度退火时，屈服应力的回复动力学曲线动力学曲线表明，回复是一个驰豫过程：1、没有孕育期2、在一定温度时初期的回复速率大，随后逐

5、渐变慢，直到趋近于零3、预变形量越大，起始的回复速率也越快，晶粒尺寸减小也有利于回复过程的加快回复特征通常可用一级反应方程来表达： 式中，t为恒温下的加热时间；x为冷变形导致的性能增量经加热后的残留分数；c为与材料和温度有关的比例常数，c值与温度的关系具有典型的热激活过程的特点，可由著名的阿累尼乌斯（Arrhenius）方程来描述： ： 式中，Q为激活能；R为气体常数；T为绝对温度；c0为比例常数 将上式代入一级反应方程中并积分，以X0表示开始时性能增量的残留分数，则得两边取对数得回复方程式： 式中，A为常数。作lnt1/T图，如为直线，则由直线斜率可求得回复过程的激活能 2回复机制 a低温回

6、复 低温时，回复主要与点缺陷的迁移有关 b中温回复 加热温度稍高时会发生位错运动和重新分布小回复的机制主要与位错的滑移有关 c高温回复 高温（Tm）时，刃型位错可获得足够能量产生攀移使滑移面上不规则得位错重新分布，刃型位错垂直排列成墙，显著降低位错得畸变能，有较大得应变能释放沿垂直于滑移面方向排列并具有一定取向差的位错墙（小角度晶界），以及由此产生的亚晶，即多边化结构多边化产生的条件：1、塑性变形使晶体点阵发生弯曲2、在滑移面上有塞积的同号刃型位错3、需要加热到较高的温度，使刃型位错能够产生攀移运动通过攀移使同一滑移面上异号位错相消，位错密度下降，位错重排成较稳定的组态，构成亚晶界，形成回复后

7、的亚晶结构 从上述回复机制可以理解，回复过程中电阻率的明显下降主要是由于过量空位的减少和位错应变能的降低；内应力的降低主要是由于晶体内弹性应变的基本消除；硬度及强度下降不多则是由于位错密度下降不多，亚晶还较细小之故 再结晶再结晶是一种形核和长大过程，即通过在变形组织的基体上产生新的无畸变再结晶晶核，并通过逐渐长大形成等轴晶粒，从而取代全部变形组织的过程 a形核 通过观察表明，再结晶晶核是现存于局部高能量区域的，以多边化形成的亚晶为基础形核。晶界弓出形核亚晶形核（1）晶界弓出形核 对于变形程度较小（一般小于20）的金属，其再结晶核心多以晶界弓出方式形成，即应变诱导晶界移动或称为凸出形核机制 具有

8、亚晶粒组织的晶粒间的凸出形核示意图晶界弓出形核模型假设晶界扫过地方的储存能全部释放，则由到时的自由能变化为弓出形核示意图对于任意曲面可以定义两个主曲率半径r1、r2，当曲面移动时有若该曲面为一球面，则r1、r2r，而故其自由能变化为（2）亚晶形核 此机制一般是在大的变形度下发生。借助亚晶作为再结晶的核心，其形核机制又可分为两种 亚晶合并机制:多存在于大变形且具有高层错能的金属中相邻亚晶界边界上的位错网络解离，拆散攀移，滑移周围其他晶界上相邻亚晶边界消失和亚晶合并形成大角度晶界边界位错密度增加晶粒变大无畸变晶粒迅速迁移，清除位错亚晶粒合并形核示意图亚晶迁移机制 变形程度大的低层错能金属亚晶界位错

9、密度高，其两侧亚晶的位向差较大，在加热过程中容易迁移生成大角晶界，于是就做为再结晶核心而长大亚晶粒长大示意图再结晶晶核形成之后，它就借界面的移动而向周围畸变区域长大界面迁移的推动力是无畸变的晶粒本身与周围畸变的母体（即旧晶粒）间的应变能差，晶界总是背离其曲率中心，向着畸变区域推进，直到全部形成无畸变的等轴晶粒为止，再结晶即告完成b长大2再结晶动力学再结晶动力学决定于形核率 和长大速率G的大小 和G不随时间而改变的情况下，在恒温下经过t时间后，已经再结晶的体积分R可用下式表示 Johnson和 Mehl 方程恒温再结晶时的形核率 是随时间的增加而呈指数关系衰减的，故通常采用Avrami方程进行描

10、述或式中，B和K均为常数，可通过实验确定：作图直线斜率为K，直线的截距为等温温度对再结晶速率v的影响，可用阿累尼乌斯公式表示，即而再结晶速率的产生某一体积分数R所需的时间t成反比，即故式中 为常数，Q为再结晶的激活能；R为气体常数，T为绝对温度 两边取对数和等温回复的情况相似，在两个不同的恒定温度产生同样程度的再结晶时，可得这样，若已知某温度的再结晶激活能及此晶体在某温度完成再结晶所需的等温退火时间，就可计算出它再另一温度退火时完成再结晶所需的时间3再结晶温度及其影响因素再结晶温度定义：冷变形金属开始进行再结晶的最低温度测定方法：金相法或硬度法测定 标准：显微镜中出现第一颗新晶粒时的温度或以硬

11、度下降 50所对应的温度工业生产中，通常以经过大变形量（约70以上）的冷变形金属，经过1h退火能完成再结晶所对应的温度定义为再结晶温度再结晶温度并不是一个物理常数，它不仅随材料而改变，同一材料其冷变形程度、原始晶粒度等因素也影响着再结晶温度 a变形程度的影响 随着冷变形程度的增加，储存能也增多，再结晶的驱动力就越大，因此再结晶温度越低，同时等温退火时的再结晶速度也越快。但当变形量增大到一定程度后，再结晶温度就基本上稳定不变了 对工业纯金属，经强烈冷变形后的最低再结晶温度TR/K约等于其熔点TmK的0.350.4 b原始晶粒尺寸 在其他条件相同的情况下，金属的原始晶粒越细小，则变形的抗力越大，冷

12、变形后储存的能量较高，再结晶温度则较低 c微量溶质原子 微量溶质原子的存在对金属的再结晶有很大的影响 微量溶质原子存在显著提高再结晶温度的原因可能是溶质原子与位错及晶界间存在着交互作用，使溶质原子倾向于在位错及晶界处偏聚，对位错的滑移与攀移和晶界的迁移起着阻碍作用，从而不利于再结晶的形核和核的长大，阻碍再结晶过程 d第二相粒子 第二相粒子的存在既可能促进基体金属的再结晶，也可能阻碍再结晶 ，这主要取决于基体上分散相粒子的大小及分布。第二相粒子尺寸大，间距宽的，再结晶核心能在表面产生第二相粒子尺寸小又密集时，会阻碍再结晶的进行e再结晶退火工艺参数 加热速度、加热温度与保温时间等退火工艺参数，对变

13、形金属的再结晶有着不同程度的影响 若加热速度过于缓慢时，变形金属加热时间长，使点阵畸变度降低，储能减少，使再结晶驱动力减小，再结晶温度上升 当变形程度和退火保温时间一定时，退火温度愈高，再结晶速度愈快 ，产生一定体积分数的再结晶所需要的时间也越短，再结晶后的晶粒越粗大4再结晶后的晶粒大小 由于晶粒大小对材料性能将产生重要影响，因此，调整再结晶退火参数，控制再结晶的晶粒尺寸，在生产中具有一定的实际意义 运用约翰逊一梅厄方程，可以证明再结晶后晶粒尺寸d与 和长大速率 之间存在着下列关系：a变形度的影响 冷变形程度对再结晶后晶粒大小的影响如图 / 当变形程度很小时，晶粒尺寸即为原始晶粒的尺寸，这是因

14、为变形量过小，造成的储存能不足以驱动再结晶，所以晶粒大小没有变化。当变形程度增大到一定数值后，此时的畸变能已足以引起再结晶，但由于变形程度不大， 得到特别粗大的晶粒 比值很小，因此通常，把对应于再结晶后得到特别粗大晶粒的变形程度称为“临界变形度” 当变形量大于临界变形量之后，变形度愈大，晶粒愈细化 变形量原始晶粒尺寸尺寸大小临界变形量b退火温度的影响 退火温度对刚完成再结晶时晶粒尺寸的影响比较弱 提高退火温度可使再结晶的速度显著加快，临界变形度数值变小 （如图）再结晶过程完成，随后还有一个晶粒长大阶段，温度越高晶粒越粗790退火700650应变 / %100时，6.45cm 中晶粒数2晶粒度晶

15、粒长大 再结晶结束后，材料通常得到细小等轴晶粒，若继续提高加热温度或延长加热时间，将引起晶粒进一步长大 晶界移动的驱动力通常来自总的界面能的降低 晶粒长大按其特点可分为两类：1、正常晶粒长大，大多数晶粒几乎同时逐渐均匀长大；2、异常晶粒长大，少数晶粒突发性的不均匀长大 1 晶粒的正常长大及其影响因素对于系统，晶粒长大的驱动力式总界面能的减小对于个别晶粒，不同曲率是造成晶界迁移的直接原因 晶面是向着曲率中心的方向移动正常晶粒长大时，晶界的平均移动速度在一定温度下，上式可看作常数分离变量，积分得若则近似有或公式与实验结果得比较黄铜在恒温下的晶粒长大曲线30306060909012012012362

16、4486072154530607590时间 / minw(Zn)10w(Zn)20w(Zn)30w(Zn)35Dt /10 cm228a.温度对晶粒长大得影响由上图可以看出，温度越高，晶粒得长大速度也越快。这是因为因此代入得恒温下晶粒长大速度与温度得关系上式积分或b.分散相粒子分散颗粒对晶界得阻碍作用，从而使晶粒长大速度降低假设第二相粒子为球形晶界右移时，晶界沿其移动方向对粒子所施的拉力为当实际上，合金基体均匀分布着许多第二相颗粒，因此晶界迁移能力及其所决定的晶粒长大速度，不仅与分散相粒子的尺寸有关，而且单位体积中第二相粒子的数量也具有重要影响在第二相颗粒所占体积分数一定的条件下颗粒愈细，数量

17、愈多，晶界迁移的阻力愈大当晶界能迁移的驱动力与所受阻力相等时，晶粒的正常长大停止，此时晶粒平均直径（极限的晶粒平均直径）为分散粒子体积分数c.晶粒间的位相差实验表明:相邻晶粒间的位相差对晶界的迁移有很大影响当晶界两侧的晶粒位向较为接近或具有孪晶位向时，晶界迁移速度很小但若晶粒间具有大角度晶界的位向差时，则由于晶界能和扩散稀疏相应增大，因而其晶界的迁移速度也随之加快d.杂质与微量合金元素右图为微量Sn在高纯Pb中对300时晶界迁移速度的影响。通常认为，由于微量杂质原子与晶界的交互作用及其在晶界区域的吸附，形成了一种阻碍晶界迁移的“气团”从而随着杂质含量的增加，显著降低了晶界的迁移速度。该类晶界结

18、构中的点阵重合性较高，从而不利于杂质原子的吸附但是 图中虚线所示，微量杂质原子对某些具有特殊位向差的晶界迁移速度影响较小，这可能与特殊晶界匀晶移动速度/ (mm/min)一般晶界2.异常晶粒长大（二次再结晶）一次再结晶的细小晶粒加热消除阻碍晶界迅速迁移长大与其它晶粒界面接触纯的和含MnS的Fe3Si合金在不同温度退火1h的晶粒尺寸再结晶织构与退火孪晶 1再结晶织构通常具有变形织构的金属经再结晶后的新晶粒若仍具有择优取向，称为再结晶织构 再结晶织构与原变形织构之间可存在以下三种情况：（1）与原有的织构相一致；（2）原有织构消失而代之以新的织构；（3）原有织构消失不再形成新的织构 再结晶织构的形成

19、机制：a.定向生长理论b.定向型核理论a.定向生长理论一次再结晶形成了各种位向的晶核，但只有某些具有特殊位相的晶核才能迅速向变形基体中长大，即形成了再结晶织构。b.定向形核理论当变形量较大的金属组织存在变形织构时，由于各亚晶的位向相似，而使再结晶形核具有择优取向，并经长大形成与原有织构相一致的再结晶织构当基体存在变形织构时，其中大多数晶粒取向是相似的，晶粒不易长大，而某些与变形织构成特殊位向关系的再结晶晶核，其晶界则具有很高的迁移速度，故发生择优生长，并通过逐渐吞食其周围变形基体达到互相接触，形成与原变形织构取向不同的再结晶织构2退火孪晶某些面心立方金属和合金如铜及铜合金，镍及镍合金和奥氏体不

20、锈钢等冷变形后经再结晶退火后，其晶粒中会出现退火孪晶 A、B、C代表三种典型的退火孪晶形态：A为晶界交角处的退火孪晶；B为贯穿晶粒的完整退火孪晶；C为一端终止于晶内的不完整退火孪晶 孪晶带两侧互相平行的孪晶界属于共格的孪晶界，由（111）组成；孪晶带在晶粒内终止处的孪晶界，以及共格孪晶界的台阶处均属于非共格的孪晶界 关于退火孪晶的形成机制，一般认为退火孪晶是在晶粒生长过程中形成的 当晶粒通过晶界移动而生长时，原子层在晶界角处（111）面上的堆垛顺序偶然错堆，就会出现一共格的孪晶界并随之而在晶界角处形成退火孪晶 ，这种退火孪晶通过大角度晶界的移动而长大。在长大过程中，如果原子在（111）表面再次

21、发生错堆而恢复原子的堆垛顺序，则又形成第二个共格孪晶界，构成了孪晶带。同样，形成退火孪晶必须满足能量条件，层错能低的晶体容易形成退火孪晶The end“材料科学前沿” 功能陶瓷代建清一、引言二、功能陶瓷的研究现状三、功能陶瓷的发展趋势四、共性科学问题材料：无机材料和有机材料； 无机材料中除金属以外的材料都是无机非金属材料。1、材料科学技术的主要发展趋势： 1）材料科学技术更加注重多学科的交叉与综合； 2）材料的合成及制备科学技术得到高度重视； 3）材料表征和评价科学技术是新材料发展的重要基础； 4）材料设计与性能预测科学技术发展迅速； 5）纳米材料科学技术的发展特别引人关注； 6）向高性能、低

22、成本和复合化、集成化、低维化、智能化方向发展； 7）新材料发展与基础和传统材料的改进、更新、提高之间相互促进； 8）材料及其制品与生态环境和生态资源的协调性，与人类社会可持续发 展的关系备受重视。一、引言2、无机非金属材料： 最初只包括传统的陶瓷、玻璃、水泥和耐火材料； 随科技发展，半导体、先进结构陶瓷、功能陶瓷、新型功能玻璃、人工晶体、非晶态材料、碳素材料等也都纳入其中。1）传统无机非金属材料是国家基本建设所必须的基础材料，量大面广，其质量提升和性能改进都将产生重大的经济效益和社会效益，2）无机非金属新材料，如片式电子陶瓷元器件材料、光纤放大器材料、白光发光二极管、激光透明陶瓷、巨磁阻材料、

23、生物医用材料等，在形成高技术产业、改造传统产业、节能和建立新能源、环保和节约资源等方面都对国民经济和社会进步发挥着重要作用。3）无机非金属材料的高硬度、低密度、耐高温、耐腐蚀、耐磨和优异的环保性能以及特殊的光声、电等性能，在航空航天、兵器、舰船等国防领域得到越来越多的应用，如陶瓷基复合材料、结构陶瓷、特种功能陶瓷、人工晶体、石英玻璃等已成为武器装备中不可或缺的关键材料。无机非金属材料对国防建设发挥着越来越重要的作用。 3、无机非金属材料学科的共性科学问题：l）无机非金属材料合成与制备的科学技术；2）材料设计与性能预测的理论与模型；3）材料组成和微结构表征及其与材料性质和使用性能的关联；4）材料

24、界面和表面结构及其与材料特性和应用的关联；5）纳米材料的合成、组装、特性预测、性能调控与器件设计；6）功能材料的电子态及其与光电功能特性的关联和规律；7）物性多尺度耦合机制及相关理论；8）材料缺陷及掺杂行为与物性设计；9）材料非平衡、非线性、非均匀的机制与相关理论；10）新材料、新效应、新器件、新应用中的基础问题。4、功能陶瓷材料：1）功能陶瓷是指以电、磁、光、声、热、力、化学和生物等信息的检测、转换、耦合、传输及存储等功能为主要特征的陶瓷材料。2）主要包括铁电、压电、介电、半导体、超导和磁性陶瓷等。大部分功能陶瓷广泛应用于电子工业，是电子信息技术中基础元器件的关键材料，占先进陶瓷工业市场份额

25、的80%。3）功能陶瓷是电子信息、集成电路、计算机、通讯广播、自动控制、航空航天、海洋探测、激光技术、精密仪器、汽车、能源、核技术和生物医学等近代高技术领域的关键材料.4）功能陶瓷的特点： 成分可控性、结构宽容性、性能多样性、应用广泛性 据功能陶瓷组成、结构的易调性和可靠性：可制备超高绝缘性、绝缘性、半导性、导电性和超导电性陶瓷 据功能陶瓷的能量转换和耦合特性：可制备压电、光电、热点、磁电和铁电等陶瓷 据对外场的敏感效应：可制备热敏、气敏、湿敏、压敏、磁敏、电压敏和光敏等敏感陶瓷功能陶瓷材料及市场需求 铁电材料压电材料导电材料磁性材料热电材料介电材料半导体材料光电材料功能陶瓷2000 年度对新

26、型功能器件的市场需求示意图5）电子陶瓷及元器件领域创新活跃、竞争激烈 世界各国元器件生产企业都在电子陶瓷及其元器件的新产品、新技术、新工艺、新材料、新设备方面投入巨资进行研究开发，每年都有大量新型功能陶瓷材料及其元器件问世。在功能陶瓷的研究和开发方面，美国和日本走在世界前列。 日本：依靠其超大规模生产和先进制备技术在世界电子陶瓷市场中 占主导地位，占有世界电子陶瓷市场60以上的份额。 美国：研究力量雄厚，在基础研究和新材料开发方面领先，其产品 侧重于高技术和军事工程，在水声、电光、光电子、红外技 术和半导体封装等领域处于优势。 韩国：近年来在电子陶瓷领域发展迅速，引人注目。1装置陶瓷1）主要包

27、括用于电子技术、微电子技术和光电子技术中起电绝缘作用的陶瓷装置零件、陶瓷基片以及多层陶瓷封装等。2）装置陶瓷是功能陶瓷中市场份额最大的一类材料，大体上约占1 / 4 以上。最常用的装置陶瓷有氧化铝陶瓷、堇青石瓷、橄榄石瓷、氧化铍瓷等。近年来一些新型绝缘陶瓷材料相继开发成功，并得到了快速发展，如高热导氮化铝陶瓷基片和低温共烧陶瓷材料已在先进陶瓷封装和陶瓷集成领域获得应用。3）近年来我国在装置陶瓷，特别是在陶瓷基片和封装材料应用开发方面取得很大进展，例如，将先进成型工艺技术引入到陶瓷基片的研究和生产中，先后开发成功流延成型的无毒料浆新体系和水系胶态注模成型新工艺，对环保和降低成本效果显著。二、功能

28、陶瓷的研究现状2电容器陶瓷1）分为高频介质陶瓷（I 类）、铁电介质陶瓷（II类）和半导体介质陶瓷（III类）。I类陶瓷介质：主要用于制造高频电路中使用的陶瓷电容器，最常用的高频电容器陶瓷材料有金红石陶瓷、钛酸钙陶瓷、镁镧钛瓷、钙钛硅瓷、锆酸盐瓷等。 II类陶瓷介质：主要用于制造低频电路中使用的陶瓷电容器，目前以改性BaTiO3陶瓷为主。 III类陶瓷电容器：又称晶界层陶瓷电容器，其表观介电常数很高，主要是半导化的SrTiO3 和BaTiO3陶瓷。2） 片式多层陶瓷电容器（MLCC）成为陶瓷电容器的主流： 随电子信息技术日益走向集成化、薄型化、微型化和智能化，MLCC主要用于各类军用、民用电子整

29、机中的振荡、藕合、滤波旁路电路中，应用领域拓展到自动仪表、计算机、手机、数字家电、汽车电器等行业。 MLCC在国际电子制造业中地位越来越重要，全球MLCC市场需求量，由1998年的3070亿只，增至2004年的8000 多亿只，增长速度超过20%, 2005年MLCC产品的全球市场需求高达9500亿只。 日本是MLCC的生产大国，日本的村田、TDK、太阳诱电、京瓷，韩国的三星电机，中国台湾的国巨、信昌等都是国际上著名的MLCC生产企业。 我国MLCC研究和生产起步于20世纪80年代中期，目前生产企业有20多家，但真正有生产规模的仅有广东风华等少数几个企业。3）小型化、大容量、贱金属化、高频化、

30、集成复合化是MLCC 的主流发展技术。 贱金属化是近年来发展最快的MLCC 技术，采用贱金属内电极是降低MLCC成本的最有效途径，而实现贱金属化的关键是发展高性能抗还原BaTiO3瓷料。 日本的一些企业就已经开发出此项技术，并一直保持领先。目前大容量MLCC 几乎全部实现了贱金属化。国内MLCC 贱金属化起步较晚，但近年来在高品质抗还原瓷料和相关制备技术方面都取得重要突破，为大容量薄层化贱金属内电极MLCC 提供了关键材料与技术。3铁电压电陶瓷1）铁电陶瓷的基本特征是具有铁电性，即自发极化，且自发极化随外电场而转向，是高比容电容器的最佳介质材料。 目前BaTiO3陶瓷已广泛应用于多层陶瓷电容器

31、、厚膜和薄膜电容器等。 利用铁电体所拥有的极化反转特性，发展了具有广阔应用前景的铁电薄膜存储器和各种电光器件； 经极化处理的铁电陶瓷所表现出优异的压电和热释电性能，据此发展了各种压电陶瓷驱动器、传感器，在现代先进机电系统中有重要的应用前景。 2）弛豫铁电体：某些具有复合钙钛矿结构的铁电体表现出不同于通常铁电体的介电特性，即具有扩散相变和频率弥散特性，这类铁电体通常称为弛豫铁电体。 弛豫铁电单晶和陶瓷具有优异的介电、铁电和压电性能，是重要的MLCC 介质、压电和电致伸缩材料。典型弛豫铁电体有Pb(Mg1/3Nb2/3)O3、Pb(Zn1/3Nb2/3)O3等。 近年来在铁电材料研究中取得的一个重

32、大进展是大尺寸弛豫铁电单晶材料的制备及其异常高的压电性能的发现。3）压电陶瓷作为一种重要的换能材料，以其优良的机电藕合效应得到广泛应用。 应用领域涵盖电子信息、机电换能、自动控制以及微机电系统，包括压电振子、压电换能器、压电滤波器、高压发生器和压电驱动器等在内的种类繁多的压电陶瓷器件。压电陶瓷作为重要的功能材料在电子材料领域占据相当大的比重。近几年来，压电陶瓷在全球每年销售量按15左右的速度增长，2000 年全球压电陶瓷产品销售额约达30 亿美元以上。随着电子整机向数字化、高频化、多功能化和薄、轻、小、便携式的方向发展，压电陶瓷器件也在向片式化、多层化和微型化方向发展。近年来，包括多层压电变压

33、器、多层压电驱动器、片式化压电频率器件、声表面波（SAW）器件等一些新型压电陶瓷器件不断研制成功，并得到应用。4微波介质陶瓷1）微波介质陶瓷是指适合于微波频段应用的低损耗、温度稳定型电介质陶瓷材料 是移动通信、卫星通信、全球卫星定位系统（GPS）、蓝牙技术以及无线局域网 (WLAN）等现代微波通信的关键材料。 广泛应用于微波谐振器、滤波器、振荡器、移相器、微波电容器以及微波基板。 由微波介质陶瓷构成的谐振器、滤波器及振荡器等元器件，在很大程度上决定了微波通信最终产品的性能、成本与尺寸极限。2） 微波介质陶瓷的主要性能要求是：适当的介电常数、高Q 值（低介电损耗）和近零谐振温度系数f。根据其性能

34、与用途，微波介质陶瓷可分为五类： 超低损耗类。主要是钡基复合钙钛矿陶瓷，其性能指标为=2030，在10GHz时，Q 20000，-510-6 f 5 000，-1010-6 f 1010-6 /，主要用于卫星通信及移动通信基站。高介电常数类。BaO-Ln2O3-TiO2基材料，Ln = La、Nd、Sm，其性能指标为80，在1GHz 时，Q = 5 00010 000，-1010-6 f 20 000，-5106 f 5106 /，主要用于微波基板及高端微波元件。 非线性类。目前有电场可调或称频率捷变微波介质陶瓷，其材料体系有（Ba,Sr)TiO3 等，主要用于可调谐振器、移相器以及可调微波电

35、容器等。非线性微波介质陶瓷的性能要求与线性材料略有不同，对前者主要性能要求有：高调谐率 =(E) - (0)/(0)、低损耗与良好的温度稳定性。3）目前日本在微波介质陶瓷领域处于明显优势，随第三代移动通信与数据微波通信的发展，美、日、欧均在调整这一高技术领域的发展战略。美国将战略重点置于非线性微波介质陶瓷与高介电常数微波介质陶瓷方面；欧洲着重于固定频率谐振器用材料；日本则利用其产业化的优势正在大力推进微波介质陶瓷的标准化与高品质化；韩国近年来在该领域发展也十分迅速。我国在高介电常数微波介质陶瓷的低损耗化、低介电常数微波介质陶瓷新体系以及低温烧结微波介质陶瓷等方面有一定优势，并逐渐形成研究特色，

36、但在微波介质陶瓷及器件的产司业化规模和技术水平方面与国外相比有较大差距。微波介质陶瓷 谐振器件 介质波导 微波天线 微波滤波器 介质基片 介质电容器5半导体陶瓷1）半导体陶瓷是一类能将力、热、声、光、电、湿、气等物理量转化为电信号的信息功能陶瓷材料是集固体电子学、材料学、结晶化学、半导体物理学等为一体的交叉性学科，是20 世纪7080年代逐渐发展起来的新兴学科。主要包括正温度系数热敏电阻（PTC）、负温度系数热敏电阻（NTC）和压敏电阻材料，以及气敏、湿敏等材料。 其中热敏陶瓷和压敏陶瓷的产量和产值最高。热敏电阻陶瓷材料及器件在国际上以美国VISHAY ，德国EPCOS，日本村田、TDK、石冢

37、、芝浦、三菱等公司的技术最先进，产量最大，他们的年产量约占世界总量的6080%，其产品质量好，但价格高。2）热敏电阻器向高性能、高可靠、高精度、片式化和规模化方向发展 适用高亮度、大屏幕彩电、彩显需要的消磁电路用PTC，正向高电压、低电阻方向发展。日本村田和三菱等公司的片式热敏电阻器已规模化生产，片式NTC和片式PTC 的最小尺寸规格已达0402和0201。 目前我国热敏电阻器的生产厂家有40 余家，但生产技术和规模与国外厂家相比有较大差距。6超导陶瓷1）超导材料在能源、信息、交通、科学仪器、医疗技术、国防军工、大型科学工程等方面有重要的应用价值和开发前景。全球超导材料市场需求达30 多亿美元

38、，预计2020 年全世界超导材料应用市场达2400 亿美元。2）1986 年，IBM 瑞士苏黎世研究院的Mller 和Bednorz 报道了在La-Ba-Cu-O化合物中观察到30K 以上超导转变的历史性发现，揭开了席卷全球的高温超导热潮，他们因此荣获1987年度诺贝尔物理学奖。目前，氧化物超导体的转变温度已经高达130K 以上。3) 国际上关于超导电性的研究和应用开发向纵深发展：深入发展高温超导物理研究、高温超导薄膜技术、超导结技术和微加工技术的基础上，高温超导在科学仪器、通信技术、军用电子学、医疗仪器等方面的应用将会在10年左右时期内有一定规模的发展。高温超导电性的微观机理和高温超导体的超

39、导物理为中心的基础研究正在迅速深入，科学问题的深化和科学内容的丰富非常引人注目。今后10 年左右将是高温超导电性的基础研究取得突破、高温超导技术真正走向实用化和产品化的关键时期。4)我国从20世纪60年代起开始超导研究，在80年代中期国际上高温超导材料的重大突破中，我国科学家起了重要作用。目前，我国的超导应用基础研究、加工和组织控制在世界上有一定地位。 在NbTi 、Nb3Sn 低温超导材料的研究和开发方面，在国际超导界享有较高声誉。 在Y系、Bi系高温超导材料与MgB2新型超导材料，Bi 系银套管制缆，量子干涉器件研制，大面积双面高温超导薄膜和微波技术应用以及Y系单畴块材等方面与国际先进水平

40、相近。 基础研究方面，我国在新材料探索、材料结构特征化、磁通动力学和实用成材新技术的探索等方而也有一些在国际上有影响的成果。工艺技术的成熟程度，向工业规模化逼近的程度等方面与国外有较大差距。7磁性陶瓷1)磁性陶瓷一般是由铁和其他一种或多种金属元素复合而成的氧化物，通常称为铁氧体，是具有亚铁磁性的无机非金属磁性材料。2)铁氧体是磁性材料中应用最广泛的一个分支： 对磁性陶瓷的大规模研究是在第二次世界大战以后开展起来的。人们发现电感线圈铁氧体磁性材料最重要的性能与损耗角和磁导率直接相关，这一发现直接导致了Mn-Zn 铁氧体材料的发展。该材料具有高磁导率的同时又有低损耗因子，相关研究奠定了铁氧体科学和

41、工艺学的基础，并由此而诞生了一个新兴产业。 先后开发出多种软磁高频低功耗、软磁高磁导率、永磁、抗电磁干扰铁氧体材料及元件，利用这些材料制作的电感器、滤波器、扼流圈、宽带变压器和脉冲变压器，广泛用于数字技术和光纤通信等高新技术领域。 利用微波铁氧体独特的旋磁特性制造的非互易性微波器件，如环行器、隔离器、振荡器和移相器，在现代通信系统中发挥着不可替代的重要作用。 采用多层陶瓷技术发展起来的叠层片式电感也已成为重要的片式元件，广泛用于计算机、数字电视、手机、无线电话等电子终端设备。3)我在20世纪50年代开始进行磁性陶瓷的科学与技术研究，在永磁、磁记录、矩磁、旋磁（微波）、磁泡、磁光材料等方面均有长

42、足发展。 利用高温高氧压技术和温度梯度定向凝固方法成功地生长出Mn-Zn 体系铁氧体单晶；利用热压和热等静压烧结技术获得了Mn-Zn 和Ni-Zn 系列铁氧体高密度磁头材料，并对其性能进行了深入细致的研究。在对石榴石型Y-La 系列铁氧体的磁性、铁磁共振及其频率的系统研究，石榴石型铁氧体磁泡材料的制备、磁畴图样和布洛赫磁畴壁的稳定性研究，以及Mg-Mn体系铁氧体微波性能的改进等方面都做出了卓有成效的研究工作。磁学基本问题的研究中，如通过对微波铁氧体铁磁共振弛豫理论、磁亚点阵等微观结构的研究，提出了新的学术观点。我国的磁性陶瓷产业发展迅猛，铁氧体磁性材料的生产方面位于世界前列。8其他功能陶瓷1）

43、如快离子导电陶瓷、生物陶瓷、远红外陶瓷、多功能复相陶瓷、梯度功能陶瓷、透明陶瓷、陶瓷光子晶体、微介孔陶瓷材料等。2）具有离子导电特性的陶瓷称为离子导电陶瓷，可以应用在固态电池、传感器等方面。 快离子导电陶瓷通常要求其离子电导率大于10-2 S / cm ，且电子电导很小，电导活化能应小于0.5 eV 。 目前比较引人注目的快离子导电陶瓷主要有稳定ZrO2、-A12O3、nasicon 以及CeO2基固溶体等陶瓷。 导电陶瓷材料在具有清洁、高效特点的燃料电池，新型能源部件以及功能独特的电色玻璃等先进技术领域发挥着越来越重要的作用。3）生物陶瓷是具有特殊生理行为和功能的一类陶瓷材料，可用来构成人类

44、骨骼和牙齿的某些部分，甚至有望部分或整体地修复或替代人体的某些组织。最重要的特性是与人体组织的生物相容性。 生物陶瓷分为生物惰性陶瓷和生物活性陶瓷，前者主要有氧化铝陶瓷和氧化锆陶瓷等，后者主要有磷酸钙基生物陶瓷、生物活性玻璃陶瓷等。 生物陶瓷材料的基础研究和应用开发相当活跃，已有多种生物陶瓷材料及部件获得了临床应用。9、小结：1）功能陶瓷材料的各个分支都得到了快速发展，开始从经验式的探索逐步走向按所需性能进行材料设计。凝聚态物理学、固态化学、纳米科学等基础学科所取得的研究成就对功能陶瓷的发展起到了推动作用；高活性纳米粉体的应用以及纳米烧结动力学的建立为功能陶瓷的微结构调制和性能优化奠定了基础；

45、功能陶瓷的研究已开始深入到介于宏观与原子尺度之间的纳米层次，纳米功能陶瓷的研究和开发将使陶瓷工艺、烧结理论、性能和应用包含更新的科学内涵。2）我国在功能陶瓷材料的基础研究与产业化方面的发展： 在功能陶瓷的各重要分支已经形成了比较稳定的研究格局。在电容器陶瓷、铁电压电陶瓷、微波介质陶瓷、半导体陶瓷、导电陶瓷、高温超导陶瓷、磁性陶瓷、生物陶瓷、纳米陶瓷、复相陶瓷、多功能复合陶瓷、陶瓷薄膜等方面均有一批研究工作进入国际前沿。 功能陶瓷基础研究方面：在纳米亚微米晶功能陶瓷的烧结动力学原理和微结构控制、弛豫铁电体相变本质的认识和微结构研究、多层多相复合功能陶瓷的共烧动力学行为与机制、多功能复合陶瓷的多场

46、耦合效应、低维铁电材料的畴结构观测和尺度限制等方面均取得了重要研究成果。 研制成功了一大批具有自主知识产权的新型功能陶瓷材料和元器件，以及新的制备技术： 高纯高活性纳米粉体的合成、纳米亚微米晶陶瓷的制备和微结构控制技术、BaTiO3陶瓷的抗还原特性和高温缺陷化学原理等研究工作成果显著，成功研制一批高性能贱金属内电极（BME）多层陶瓷电容器（MLCC）陶瓷材料和高介高稳定性MLCC介质瓷料，突破了新一代高性能BME MLCC薄层化、微型化关键技术，开发出若干种性能指标达国际先进水平的新型高性能多层陶瓷电容器，为我国多层陶瓷电容器向高性能、高比容、低成本为主要特征的贱金属多层陶瓷电容器的升级换代提

47、供了关键材料和技术。 高性能压电陶瓷的低温烧结研究取得突破，通过过渡液相烧结机制的应用基础研究，研制成功主要性能指标处于国际领先水平的低烧和高性能兼优的新型压电陶瓷材料，基于该材料研制成功的多层压电陶瓷变压器已实现规模生产，并在液晶显示背光电源等方面获得广泛应用。 低温烧结铁氧体片式电感材料研究取得突破性进展，通过纳米粉体的合成和低温烧结动力学的基础研究，研制成功几类低烧和高性能兼优的片式电感材料，其主要性能指标达国际领先或先进水平，为我国新型片式电感类元件的发展奠定了基础。 高温超导陶瓷的制备和应用开发研究成果显著，率先突破了超导陶瓷超长线材的制备技术，使我国迈入高温超导线材产业化技术的国际

48、先进行列，研制成功了高性能超导陶瓷滤波器系统，开始在CDMA 移动通信基站试用。 总体来看，我国的信息技术产业，特别是一些具有高附加价值、高技术含量的新型电子信息产品和一些基础电子产品的生产水平与发达国家相比仍存在很大差距，不少高端产品在相当大的程度上为外资所控制。国外大公司如村田、松下、京都陶瓷、摩托罗拉等近年来进入中国市场，占据了国内片式元器件，特别是高档片式元器件相当大的市场份额。我国对信息功能陶瓷材料的共性、关键性的基础研究相对薄弱，原创性的工作较少，尤其在新一代信息功能陶瓷材料的前沿性领域，基础研究工作亟待加强。1 、总体发展趋势l）小型化微型化: 随着移动通信和卫星通信尤其是近两年

49、来蓝牙、WAP 、GPS 等技术的迅速发展，在硬件上对器件小型化微型化的要求越来越迫切; 电子元器件，特别是大量使用的以电子陶瓷材料为基础的各类无源器件是实现整机小型化微型化的主要“瓶颈”; 小型化微型化（包括片式化）是目前元器件研究开发的一个重要目标, 实现小型化微型化的基础在于提高陶瓷材料的性能和发展陶瓷纳米晶技术和相关工艺。2）高频化与频率系列化: 数字化技术的核心是将各种信息变成脉冲编码信号，为了获得足够的带宽和处理速度，要求较高的工作频率。目前商品化的CPU 时钟频率最高可达23 GHz 。移动通信所使用的频率也在不断升高：以模拟信号的调制为主要特征的第一代移动通信所用的频段在800

50、900 MHz ，以数字信号为主要特征的第二代移动通信所用的频段则为900 MHz1.8 GHz ，目前正在研究的第三代移动通信系统的使用频率则在2 GHz 左右。 适应高的工作频率对各类电子元器件中的陶瓷材料来说是一个严峻的挑战。寻找具有良好高频特性以及系列化工作频率的功能陶瓷材料是目前新型电子元器件领域的一个研究热点。三、功能陶瓷的发展趋势3）集成化模块化: 适应电子产品小型化和满足高频电路要求的一个途径是将分立的陶瓷元件集成化以及进一步的模块化。 越来越多的集成陶瓷元件已被研制出来，如集成若干个高介陶瓷电容器和电感器的LC 滤波器，集成若干个陶瓷电阻器、电容器和电感器的LCR 组件（感容

51、式电阻）等。 作为实现集成化模块化这一问题的基础是异质材料的匹配共烧、化学兼容性和不同功能耦合与界面行为的相关性。4）多功能化: 具有电、磁、光、热、机耦合行为的新型多功能陶瓷材料及其耦合机制的研究日益为研究者所重视。5）高稳定性: 电子陶瓷元器件往往需要在不同外场环境（如不同温度、电磁场以及机械振动）条件下工作，要求元器件对上述条件的变化有高的稳定性。 器件的稳定性归根到底是陶瓷材料的稳定性，探索电子陶瓷材料的高稳定性以及服役行为是追求的一个重要目标。2功能纳米陶瓷材料及新型纳米陶瓷器件1）发展趋势：功能纳米陶瓷材料和纳米技术涉及纳米粉体、纳米添加剂、纳米复合以及陶瓷晶粒的纳米化 随着电子信

52、息技术日益走向集成化、薄型化、微型化和智能化，使陶瓷元器件小型化、多层化、片式化、集成化和多功能化成为这一领域的发展趋势。元器件的微型化和介质薄层化发展趋势必然促使相关的功能陶瓷材料走向晶粒微细化和纳米化。因此，功能材料纳米化、纳米陶瓷、纳米器件是信息陶瓷元器件发展的必然趋势，正成为国际研究的热点。 纳米晶陶瓷发展的一个重要的推动力来自功能陶瓷技术与半导体技术的集成化。面向铁电存储、红外探测、微波调谐、激光调制和微机电系统（MEMS ) 应用的铁电和压电陶瓷的薄膜化成为当前功能陶瓷领域最重要的研究方向之一，在半导体工艺和铁电材料工艺基础上发展起来的集成铁电学已发展成为电介质物理学重要的分支。铁

53、电集成的核心是铁电压电陶瓷的薄膜化。薄膜化功能陶瓷的特征是在尺度上的纳米化。 功能陶瓷的纳米化是电子元器件微型化和集成化发展的必由之路，世界各国对纳米功能陶瓷的研究和开发也给子了高度重视。2）重要科学问题 (1）新型纳米晶信息功能陶瓷材料的制备科学 信息功能陶瓷纳米微粉的新的制备方法和原理； 功能陶瓷低维材料的制备技术和控制原理； 纳米晶陶瓷致密块体材料制备的控制烧结技术与烧结动力学。 (2）纳米晶信息功能陶瓷微结构、尺寸效应与外场响应机制的基础问题 纳米尺寸下功能陶瓷微结构特性、结构控制与界面效应； 纳米晶铁性材料的畴结构控制、尺寸限制和外场响应； 纳米晶信息功能陶瓷的多场和强场响应与调制。

54、 (3）纳米晶复相陶瓷、有机无机纳米复合功能材料等多层次复合材料的结构设计、制备科学与功能效应。 (4）纳米晶信息功能陶瓷与微电子器件集成的基础科学问题 (5）纳米晶陶瓷材料的结构与性能优化设计和模拟计算3铁电压电陶瓷材料及新型元器件l）发展趋势：压电器件的小型化、片式化、薄膜化和集成化成为压电陶瓷器件研究的新热点；研究在各种苛刻环境（如深海、太空等）下工作的新型压电器件 20世纪70 年代初提出的准同型相界(MPB)概念对于压电陶瓷材料的研究和应用开发发挥了重要的作用，近年来对压电陶瓷准同型相界的特征和本质又有了新的认识。理论和实验两方面的进展极大地推动了对在准同型相界附近钙钛矿结构弛豫铁电

55、材料电场诱导相变和电畴组态变化过程的研究，期望能为设计和制造更好的陶瓷和单晶材料提供更多的理论指导。 近年来材料研究中取得的另一个重大进展是大尺寸弛像铁电单晶材料的制备及其异常压电性能的发现。对于钙钛矿结构的弛豫铁电体与普通铁电体固溶组成的材料在MPB 的结构变化、相组成、畴结构的工程化调控应该是当前研究工作的重点，在理论上和应用背景上都有重要意义。 压电陶瓷的无铅化。发展非铅系的环境协调性的压电铁电陶瓷具有重大实用意义，但至今还没有能找到和PZT 的性能相比较的材料。Saito 等在Nature上发表文章，说明通过掺少量的Li、Ta、Sb后通过（K，Na) NbO3 为基陶瓷的准同型相界组成

56、区域的变化，并经织构化处理，最好试样的性能已可与PZT 相比较。 压电陶瓷器件使用条件的要求变得越来越苛刻。PZT 陶瓷的实际使用温度上限约为1/2 TC ，即低于170180 ，限制了它在高温领域的应用。因此，探求高温、高性能压电陶瓷材料将是铁电压电陶瓷研究的重要课题。铁电疲劳一直是铁电学领域研究的热点课题。对铁电陶瓷的场致疲劳的研究，不仅对于铁电材料和器件的应用具有实际意义，同时可以加深对强场下铁电极化反转、电畴结构演变、缺陷影响机制和非线性根源等科学问题的认识。铁电厚膜和薄膜的应用2）重要科学问题 铁电压电陶瓷的先进制备科学 铁电压电陶瓷的低温烧结与微结构控制基础； 高性能压电陶瓷薄膜和

57、厚膜的先进制备及集成化技术基础； 无铅压电陶瓷材料新体系及其织构化制备科学； 高居里点铁电压电陶瓷材料新体系。铁电压电陶瓷的微结构调制与外场响应 压电陶瓷准同型相界的结构特征与机电响应本质； 压电陶瓷的电畴结构特征与畴结构工程化调制。铁电压电陶瓷的结构变异与多场强场响应 多场（电场、应力和温度场）耦合作用下铁电压电陶瓷机电性能的非线性响应与畴结构演变； 铁电压电陶瓷与器件的场致疲劳与失效。 铁电复相陶瓷材料的多功能化与多场耦合效应4微波介质陶瓷材料1）发展趋势 具有实用价值的代表性材料体系主要有：Ba6-3xLn8+2xTi18O54基固溶体（Ln = La，Nd, Sm）、BaTi4O9、B

58、a2Ti9O20、( Zr , Sn ) TiO4、 Ba(Zn1/3Ta2/3)O3、Ba (Mg1/3Ta2/3)O3、CaTiO3-MgTiO3 、Al2O3以及(Sr, Ba)TiO3等。这些材料目前难以完全适应现代微波通信技术对微波介质陶瓷越来越高的要求，并且上述材料体系中尚有若干重要基础问题并未得到解决。此外，虽有不少关于改性Pb(B,B)O3 陶瓷以及LnAlO3 陶瓷( Ln La , Nd , Sm）的基础研究，但前者存在严重的环境问题，且综合性能无法超过Ba6-3xLn8+2xTi18O54基固溶体，而后者综合性能难以与BaTi4O9、Ba2Ti9O20、(Zr, Sn)T

59、iO4、Ba(Zn1/3Ta2/3)O3、Ba (Mg1/3Ta2/3)O3等相比。 有关微波介质陶瓷的基础研究还很不够，采用传统电介质理论难以解释超高频下（主要在微波频段）介质的高介电常数、低介电损耗和小温度系数，尚不能很好地指导现有材料的改性和新材料的开发，具体表现在：普适的微波介质极化理论有待建立； 对于微波陶瓷的介质损耗和改善机制缺乏深入认识；介电温度特性的调节机制尚需深入研究；一些微波陶瓷材料新体系缺乏必要的热力学数据和相平衡图。2）重要科学问题 Ba6-3xLn8+2xTi18O54基固溶体的低损耗化（高Q 值化）与高介电常数化； 中介电常数微波介质陶瓷新材料（5070 ）探索；

60、低介电常数微波介质陶瓷的超低损耗化； 低温烧结微波介质陶瓷； 高调谐率、低损耗、高稳定性作线性介电薄膜； 各类典型材料的本征和非本征微波损耗与其结构及微结构敏感性。5半导体敏感陶瓷材料1）发展趋势 (1）揭示半导体陶瓷材料的缺陷模型、能带结构、导电机理等之间的内在联系，发展相关固体电子学研究方法。(2）深入研究半导体陶瓷晶界的化学物理结构、载流子分布、势垒模型、复合介质特性及其与宏观电学性能的关系等，探索晶界效应起源及相关理论。(3）深入研究陶瓷的半导体化机理及与经典半导体物理理论的联系和差别、研究高温下杂质扩散的动力学过程及其与材料半导体化之间的内在联系，此外还包括对多位取代的半导化机制的研