Computergestützte und experimentelle Untersuchungen der riesigen dielektrischen Eigenschaft von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik

Scientific Reports Band 13, Artikelnummer: 4638 (2023) Diesen Artikel zitieren

441 Zugriffe

2 Zitate

Details zu den Metriken

Mithilfe einer modifizierten Sol-Gel-Methode konnten erfolgreich Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramiken mit hoher dielektrischer Permittivität hergestellt werden. Die dielektrische Permittivität von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik erreicht bei Raumtemperatur und 1 kHz Werte über 104. Darüber hinaus weisen diese Keramiken über einen weiten Temperaturbereich zwei unterschiedliche thermisch induzierte dielektrische Relaxationen auf. Der Verlustfaktor ist tatsächlich klein, ~0,032–0,035. Bei niedrigen Temperaturen wurde die dielektrische Relaxation auf den Sauerstofffehlstelleneffekt zurückgeführt, während sie bei hohen Temperaturen auf Korngrenzen- und Probe-Elektroden-Kontakteffekte zurückgeführt wurde. Unsere Berechnungen ergaben, dass Y- und Na-Ionen wahrscheinlich Ca- bzw. Cu-Positionen besetzen. Infolgedessen wurden an den Korngrenzen andere Cu-verwandte Phasen, insbesondere CuO, beobachtet. Basierend auf unserer Analyse gibt es einen Ladungsausgleich zwischen Na- und Y-Ionen in Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12. Darüber hinaus sind die in unserer XPS-Studie beobachteten Cu+- und Ti3+-Zustände auf das Vorhandensein einer Sauerstofffehlstelle im Gitter zurückzuführen. Schließlich ist die Hauptursache für die enorme dielektrische Permittivität von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramiken in erster Linie der interne Barriereschichtkondensatoreffekt.

Die Menschen sind in ihrem Alltag stark auf leistungsstarke elektronische Geräte angewiesen. Daher wurden zahlreiche elektronische Innovationen entwickelt, angefangen bei der Verbesserung der elektronischen Eigenschaften von Materialien, die in wesentlichen Komponenten verwendet werden, bis hin zur Herstellung elektronischer Geräte. Der am häufigsten geäußerte Standpunkt ist der Wunsch, die Größe von Geräten zu verkleinern und gleichzeitig ihre Leistung zu steigern1,2,3,4,5. Eine weitere Perspektive ist die Notwendigkeit, den Einsatz gefährlicher Verbindungen in elektronischen Geräten zu verringern5,6,7,8,9,10,11,12. In den letzten Jahren wurden High-Tech-Geräte, insbesondere solche zur Speicherung elektrischer Energie, ausführlich diskutiert1,2,3,4. Früher veröffentlichte Studien zeigten, dass die Leistung von Kondensatoren verbessert wird, da ihr Einsatz für die temporäre Stromspeicherung von entscheidender Bedeutung ist1,2,3,4,5. Keramikkondensatoren werden häufig als wesentliche Komponenten in einer Vielzahl von Geräten verwendet, beispielsweise in Grafikkarten und Arbeitsspeichern (RAM)13. Die dielektrischen Eigenschaften eines Materials bestimmen seine Eignung für verschiedene Anwendungen, insbesondere für Kondensatoren. Dielektrizitätskonstanten (ε′) und dielektrische Verlusttangenten (tan δ) sind kritische Parameter, die die dielektrische Leistung von Materialien angeben14. Jüngstes Interesse an mit Metallionen co-dotiertem TiO2, mit Metallionen co-dotiertem SnO2 und undotierter, einfach dotierter und co-dotierter ACu3Ti4O12 (A=Ca, Cd, Na1/2Y1/2, Sm2/3, Y2/3) Keramik haben die Aufmerksamkeit von Wissenschaftlern erregt, die an der Untersuchung ihrer strukturellen und dielektrischen Eigenschaften interessiert sind1,2,3,4,5,6,15,16,17,18,19,20,21,22. Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12 (NYCTO) ist eines der beliebtesten keramischen Dielektrika, die in den letzten Jahren untersucht wurden18,19,20,22.

Bei NYCTO-Keramik sind die beiden wichtigsten Untersuchungsbereiche die Verbesserung ihrer dielektrischen Eigenschaften und die Untersuchung der Ursachen ihrer kolossalen dielektrischen Reaktion18,19,20,22. Generell ist das hohe ε′ der NYCTO-Keramik interessant. Nach dem Modell des internen Barriereschichtkondensators (IBLC) ist die Grenzflächenpolarisation der allgemein anerkannte Ursprung des hohen ε′ von NYCTO und ähnlichen Keramiken23,24. Dies ist auf die Heterogenität ihrer Mikrostruktur zurückzuführen. Fortschrittliche technologische Methoden haben das Vorhandensein halbleitender Körner und isolierender Korngrenzen (GBs) in NYCTO und verwandten Keramiken gezeigt18,19,20,22,23,24. Aus ihrer mikroskopischen Skala, die auf einem IBLC-Modell basiert, geht hervor, dass der Mechanismus der nanoskaligen Barriereschichtkapazität (NBLC) und der Einfluss auf die Domänengrenzen auf intrinsische Defekte zurückzuführen sind. Es wurde festgestellt, dass sie die Ursprünge der gigantischen dielektrischen Reaktion in NYCTO25,26 sind. Unsere früheren Arbeiten zeigten, dass NYCTO-Keramiken, die durch eine Festkörperreaktion (SSR) hergestellt und über verschiedene Zeiträume bei 1100 °C gesintert wurden, hohe ε′-Werte von 0,13–2,30 × 104 und niedrige tanδ-Werte von 0,030–0,11118 erreichten. Ahmad und Kotb berichteten über eine reduzierte Sintertemperatur durch das Sintern mit Funkenplasma (SP). Sie entdeckten einen hohen ε′ von etwa 2,49×104 in einer NYCTO-Keramik, die 10 Minuten lang bei 975 °C gesintert wurde. Dennoch bleibt sein tanδ sehr hoch (~3,39)20. Darüber hinaus zeigten Kotb und Ahmad, dass ein ε′-Wert von 4,50×103 und ein Verlustfaktor von 0,055 in einer NYCTO-Keramik erreicht werden können, die mit einem SSR hergestellt und 10 Stunden lang bei 1050 °C an Luft gesintert wurde19. Nach dem SSR wurde unter Verwendung einer hohen Sintertemperatur (1100 °C) ein ε′-Wert von mehr als 104 mit einem tanδ von weniger als 0,10 erhalten. Nasschemische Techniken, insbesondere eine modifizierte Sol-Gel-Technik, wurden als praktikable Herstellungsverfahren zur Herstellung dielektrischer Keramik mit gewünschten Eigenschaften durch Sintern bei niedriger Temperatur vorgeschlagen6,9,10,12. Die dielektrischen Eigenschaften von ACu3Ti4O12-Keramiken, die durch ein nasschemisches Verfahren hergestellt wurden, wurden zwar ausführlich dokumentiert6,7,8,9,10,11,12, sie wurden jedoch nie für NYCTO veröffentlicht. In einigen NYCTO-Studien wurde in REM-Bildern eine geringfügige Zersetzung zusätzlicher Phasen beobachtet18,20,27. XRD kann sie jedoch nicht identifizieren. Diese Phasen können in NYCTO hohe ε′-Werte mit niedrigen tanδ-Werten erzeugen. Daher sollte zur Herstellung von NYCTO eine modifizierte Sol-Gel-Methode verwendet werden. Obwohl ausführlich über Untersuchungen von NYCTO-Keramik18,19,20,22 berichtet wurde, wurden nur experimentelle Ergebnisse präsentiert. Es ist sinnvoll, sowohl experimentelle als auch rechnerische Methoden auf der Grundlage der Dichtefunktionaltheorie (DFT) zu kombinieren, um Einblicke in die elektrischen und dielektrischen Eigenschaften dieser Keramik zu gewinnen.

NYCTO-Keramik wurde in dieser Studie effektiv mit einer modifizierten Sol-Gel-Technik hergestellt. Darüber hinaus wurden die strukturellen und dielektrischen Eigenschaften der NYCTO-Keramik systematisch untersucht und bewertet. DFT-Rechnungen wurden durchgeführt, um die stabilste Position des Gitters für Na-, Y-, Cu-, Ti- und O-Atome zu ermitteln. Alle experimentellen und rechnerischen Ergebnisse werden diskutiert und mit in der Literatur veröffentlichten Werten verglichen. Der Herstellungsprozess wird in den Ergebnissen und der Diskussion von Anfang bis Ende beschrieben.

Die XRD-Muster der NY9h- und NY15h-Keramiken sind in Abb. 1a dargestellt. Analysen der Phasenzusammensetzungen zeigten eine Vermischung der CCTO-ähnlichen Phase mit einer kleinen Phase von CuO (ICSD Nr. 01−080−0076), die bei 2θ = 35,6 beobachtet wird. XRD-Daten zeigten, dass die CCTO-ähnliche Phase eine kubisch-raumzentrierte Struktur mit der Raumgruppe Im-3 (204) aufweist28. In unserer Rietveld-Verfeinerung werden die Raumgruppe und die Atompositionen von CaCu3Ti4O12 (ICSD-Nr. 01-075-2188) als Anfangsparameter verwendet. Anschließend ersetzten wir 0,5 Mol an Ca-Stellen dieser Struktur, die als NYCTO-Struktur bekannt ist, durch Na und Y. Die Atompositionen von Na, Y, Cu, Ti und O, die Besetzung und die Raumgruppe der NY9h- und NY15h-Keramiken sind in Tabelle 1 angegeben. Unter Verwendung der in Tabelle 1 angegebenen Parameter wurde die Rietveld-Technik zur Untersuchung der XRD-Spektren von NY9h verwendet und NY15h-Keramik. Rietveld-Profilanpassungen für diese beiden Keramikproben sind in Abb. 1b, c dargestellt. In diesen Abbildungen wird gezeigt, dass der Rietveld-Ansatz verwendet werden könnte, um die experimentellen Daten effektiv abzugleichen. Es wurden Parameter berücksichtigt, die auf akzeptable Ergebnisse der Rietveld-Verfeinerung hinweisen. Dafür sollten die R-Faktoren für die Rietveld-Verfeinerung weniger als 10 % betragen29. Darüber hinaus sollten die Koeffizienten der Anpassungsgüte (GOF) niedriger als ein Wert von 4 sein. Wie in Tabelle 2 gezeigt, lieferte die Rietveld-Technik geeignete Werte für den gewichteten Profil-R-Faktor (Rwt), den erwarteten Profil-R-Faktor (Rexp), der Profil-R-Faktor (Rp) und die GOF-Faktoren. Die geschätzten Gitterparameter (ɑ) der NY9h- und NY15h-Keramik betrugen 7,3816(0) bzw. 7,3823(0) Å. Es wurden Fehler aus allen angepassten XRD-Mustern ermittelt. Es wurde festgestellt, dass sie tatsächlich klein sind, weniger als 10−5 Å. Daher sind die Fehler des Gitterparameters in der vorliegenden Arbeit vernachlässigbar. Diese Ergebnisse können mit denen veröffentlichter Studien5,10,12,28 verglichen werden. Zusätzlich wurden die theoretischen Dichten (ρT) von NY9h- und NY15h-Keramiken anhand der XRD-Spektren geschätzt.

(a) XRD-Muster von NY9h- und NY15h-Keramik. (b,c) jeweilige Rietveld-Profilanpassungen dieser beiden Proben.

Basierend auf den Ergebnissen wurden sie auf 5,2025 bzw. 5,2011 g/cm3 ermittelt. Es ist interessant festzustellen, dass ρT im NYCTO-System höher ist als die im CCTO-System geschätzten Werte. Bei unseren Syntheseverfahren werden zunächst 3 Mol CuO verwendet. Gemäß unserer Rietveld-Verfeinerung wurde festgestellt, dass in unseren Proben immer noch ein kleiner Prozentsatz von 2,5 CuO verbleibt. Daher entspricht dieses verbleibende CuO 0,075 Mol. Die Zusammensetzung unserer Proben ohne die CuO-Phase sollte Na0,5Y0,5Cu3-0,075Ti4O12 oder Na0,5Y0,5Cu2,925Ti4O12 sein.

REM-Bilder der polierten Querschnittsmikrostruktur und Größenverteilung von NY9h- und NY15h-Keramiken nach der Wärmebehandlung sind in Abb. 2a, b dargestellt. In diesen Proben werden unterschiedliche Korngrößen beobachtet. Darüber hinaus kann sowohl in der NY9h- als auch in der NY15h-Keramik eine geringe Anzahl von Poren festgestellt werden. Es wurde festgestellt, dass das Kornwachstum abnormal war. Zur Bestimmung der mittleren Korngröße aller Proben wurde eine Linienschnitttechnik verwendet. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 2 dargestellt. Es wurde festgestellt, dass die mittlere Korngröße der NY9h-Keramik etwa 7,75 μm beträgt, was kleiner ist als die der NY15h-Keramik (∼10,07 μm).

Polierte REM-Querschnittsbilder und Größenverteilungen von (a) NY9h- und (b) NY15h-Keramik.

Dies könnte an der längeren Sinterzeit der NY15h-Keramik liegen. Bei gleicher Sintertemperatur ist die durchschnittliche Körnung der NY9h- und NY15h-Keramik etwas größer als die der NYCTO-Keramik, die mit einem SSR19 hergestellt wurde. Darüber hinaus ist die Mikrostruktur unserer Proben besonders feiner als die der NYCTO-Keramik, die im SSR-Verfahren hergestellt und 5 Stunden lang bei 1090 °C gesintert wurde. Darüber hinaus ist es, wie in den GB-Schichten gezeigt, wahrscheinlich, dass eine zweite Phase vorhanden war. Beim Vergleich von SEM-Bildern und XRD-Befunden ist es plausibel, dass bei GBs eine kleine Sekundärphase vorhanden war, die CuO darstellen könnte.

Wie in Abb. 3 dargestellt, zeigt die EDS-Kartierung, dass Na- und Y-Elemente gleichmäßig auf den Keramikoberflächen verteilt sind. Ti-Ionen sind im Kornbereich vorherrschend, während sie im GB selten sind. Darüber hinaus sind auch in den GB-Schichten (hellere Zonen) reichlich Cu-reiche Phasen vorhanden. Basierend auf diesen Beobachtungen wurde CuO an den GBs gefunden. Vor der Herstellung wurden die stöchiometrischen Mengen und die Ladungsbalance der Keramiken sorgfältig untersucht. Dennoch kann es sein, dass sich CuO noch in eine zweite Phase zersetzt hat. Laut unserer Studie ist das Vorhandensein einer verwandten Cu-Phase in NYCTO mit der in der Literatur für dieses Material beschriebenen vergleichbar18,20. Die Zersetzung der CuO-Phase kann abnormal sein. Daher sollte eine gründliche Untersuchung durchgeführt werden, um den Ursprung der beobachteten CuO-Phasenzersetzung zu bestimmen. Die Schüttdichten (ρB) der NY9h- und NY15h-Keramiken wurden mit der Archimedes-Methode untersucht und betrugen 4,5466 bzw. 4,6514 g/cm3. Gemäß den Werten von ρT und ρB betrugen die D-Faktoren für NY9h und NY15h 87,39 bzw. 89,43 %.

EDS-Mapping der NY9h-Keramik. Verteilung von (a) allen Elementen, (b) Na, (c) Y, (d) Cu, (e) Ti und (f) O-Elementen in der NY9h-Probe.

Wir haben eine umfassende Untersuchung der elektrischen und dielektrischen Eigenschaften gesinterter NYCTO-Keramik durchgeführt. Die Ergebnisse werden als relative Kapazität (Cp) und tanδ während der Messungen ausgedrückt. Der ε′-Wert kann mit Gl. ermittelt werden. (1):

Dabei bezeichnet d die Dicke der Probe, A die Fläche der Metallelektrode und ε0 die Permittivität des leeren Raums (ε0=8,85410−12 F/m). In der dielektrischen Forschung wird ein Impedanzkomplexdiagramm (Z*=Z′-jZ″) verwendet, um die elektrischen Eigenschaften von Materialien zu erklären. Um die Impedanzdaten zu analysieren, wurden die Z*-Diagramme durch eine ideale Ersatzschaltung aus zwei parallelen RC-Elementen modelliert, die in Abb. 4d dargestellt ist. Aus Abb. 4d geht hervor, dass das erste RC-Element, das die Korngrenzenreaktion darstellt, in Reihe mit dem zweiten RC-Element geschaltet ist, das die Korngrenzenreaktion anzeigt. Gleichung (2) kann zur Berechnung des Z*-Diagramms verwendet werden:

wobei ω=2πf die Kreisfrequenz ist, C0=ε0A/d die Raumkapazität ist. ε* bezeichnet die komplexe dielektrische Permittivität, die sich aus einem Realteil (ε′) oder dielektrischen Permittivität und einem Imaginärteil (ε''=ε′tanδ) oder Gesamtverlustfaktor zusammensetzt. Die dielektrischen Eigenschaften von NY9h- und NY15h-Keramiken wurden in dieser Studie bei verschiedenen Frequenzen und Temperaturen untersucht. Die Frequenzabhängigkeiten von ε′ und tanδ in NY9h- und NY15h-Keramiken sind in Abb. 4a bzw. b dargestellt.

(a) Frequenzabhängigkeiten von ε′ bei 20 °C von NY9h- und NY15h-Keramik. (b) Frequenzabhängigkeit von tan δ. (c) Diagramme des Impedanzkomplexes (Z*) bei 20 °C; sein Einschub zeigt Z* bei 60 °C. (d) Der Ersatzschaltkreis stellt die elektrische heterogene Mikrostruktur des halbleitenden Korns und der isolierenden Korngrenze dar.

Wie diese Abbildungen zeigen, ist der ε′-Wert der NY15h-Keramik im Frequenzbereich unter 105 Hz größer als der der NY9h-Keramik. Den REM-Bildern zufolge hängt der Anstieg von ε′ stark mit der erhöhten Korngröße zusammen, die durch die längere Sinterzeit für die NY15h-Probe verursacht wird, was auf das IBLC-Verhalten im Material hinweist. Diese mikrostrukturelle Komponente ist jedoch möglicherweise nicht der einzige Faktor, der Änderungen in der dielektrischen Reaktion maßgeblich beeinflusst. Die ε′-Werte bei 1 kHz der NY9h- und NY15h-Keramik betrugen 1,37×104 bzw. 1,99×104. Überraschenderweise können diese beiden Keramiken durch Sintern bei 1050 °C ε′-Werte von mehr als 104 erreichen, während NYCTO-Keramiken, die mit dem SSR hergestellt wurden, bei 1100 °C gesintert werden müssen, um diesen Wert zu erreichen18. NYCTO-Keramik, die mithilfe einer modifizierten Sol-Gel-Technik hergestellt wird, kann gute dielektrische Eigenschaften aufweisen. Wie in Abb. 4b dargestellt, ist im Frequenzbereich unter 103 Hz der tanδ der NY15h-Keramik höher als der der NY9h-Keramik. Bei Frequenzen über 105 Hz wurden starke Anstiege von tanδ beobachtet, die einem schnellen Abfall von ε′ entsprechen. Dies wird als dielektrische Relaxation bezeichnet19,20,21. Die bei höheren Frequenzen beobachtete dielektrische Relaxation könnte durch Ladungsträgerresonanz innerhalb des Korns verursacht werden. Folglich steigt der tanδ dramatisch an. Die mikrostrukturellen Ergebnisse deuten darauf hin, dass der erhöhte tanδ der NY15h-Keramik im Vergleich zu NY9h auf eine Verringerung des Gesamtwiderstands eines Materials, insbesondere der GB-Reaktion, zurückzuführen sein könnte. Mithilfe eines Z*-Diagramms ist es möglich, die Widerstände von Verstärkungen (Rg) und GBs (Rgb) abzuschätzen. Der breite Halbkreisbogen stellt die elektrische Reaktion der GBs dar, während der Schnittpunkt ungleich Null die elektrische Reaktion der Körner darstellt. Obwohl Rgb bei dieser Temperatur nicht bestimmt werden kann, wie in Abb. 4c dargestellt, können diese Z*-Spektren verwendet werden, um durch Vergleich der Steigungen dieser Diagramme zu schließen, dass der Rgb der NY9h-Keramik größer ist als der der NY15h-Keramik. Die Z*-Diagramme von NY9h und NY15h bei 60 °C sind im Einschub von Abb. 4c dargestellt. Es war deutlich zu erkennen, dass die Tendenzen des Z*-Diagramms bei Temperaturen von 20 °C und 60 °C identisch sind. Ein höherer Rgb-Wert für die NY9h-Keramik hängt stark mit ihrem niedrigeren tanδ im Frequenzbereich unter 103 Hz im Vergleich zur NY15h-Keramik zusammen. Der Anstieg von tanδ im Niederfrequenzbereich der NY15-Keramik steht in direktem Zusammenhang mit einer stärkeren Gleichstromleitung, die durch Ladungsmigration über große Entfernungen verursacht wird10,11, wie in Gl. (3):

Dabei bezeichnet σdc die Gleichstromleitfähigkeit und ε′s die dielektrische Permittivität bei niedrigen Frequenzen. Bei niedrigen Frequenzen wurde entdeckt, dass der Zusammenhang zwischen Gleichstromleitfähigkeit und tanδ eng der Gleichung folgt. (3). Die tanδ-Werte bei 1 kHz von NY9h und NY15h betrugen 0,035 bzw. 0,032. Es wurde festgestellt, dass die ε′-Werte von NY9h und NY15h größer sind als die für NYCTO-Keramik berichteten Werte, die mit den Methoden SSR19 und Spark-Plasma-Sintern20 hergestellt wurden. Darüber hinaus ist der tanδ unserer Proben kleiner als der der NYCTO-Keramik, die sowohl durch SSR- als auch durch Spark-Plasma-Sinter-Ansätze 19,20 synthetisiert wurde. Daher sind die dielektrischen Eigenschaften unserer NYCTO-Keramik denen der NYCTO-Keramik überlegen, die durch SSR- und Funkenplasmasinterverfahren erhalten wird.

Mit einer verringerten Sintertemperatur waren die Beibehaltung hoher ε′-Werte und die Reduzierung von tanδ bedeutende Erfolge bei der Herstellung und Untersuchung der Eigenschaften von NYCTO-Keramik unter Verwendung einer modifizierten Sol-Gel-Methode. Angesichts der Gleichung Rgb=1/ωCgb, wobei Cgb die GB-Kapazität ist, ist es plausibel anzunehmen, dass der Anstieg von ε′ nicht nur durch erhöhte Korngrößen verursacht wird, sondern auch aus einer Verringerung von Rgb im Vergleich zu resultieren kann das NY9h-Exemplar. Der von Null verschiedene Schnittpunkt, der die elektrische Reaktion innerhalb der Körner zeigt, war auch in Z*-Diagrammen zu sehen [Abbildung nicht gezeigt]. Die geschätzten Rg-Werte der NY9h- und NY15h-Keramik betragen 98 bzw. 103 Ω⋅cm, wie in Tabelle 3 aufgeführt. Obwohl die Sinterzeiten für die NY9h- und NY15h-Keramik um etwa 6 Stunden variieren, sind ihre Rg-Werte nahezu identisch.

Abbildung 5 zeigt die Temperaturabhängigkeiten von ε′ bei 1 kHz für NY9h- und NY15h-Keramik. Die ε′-Werte sowohl der NY9h- als auch der NY15h-Keramik sind wahrscheinlich bei Temperaturen unter 90 °C stabil. Darüber hinaus stieg ε′ bei Temperaturen über 90 °C leicht an. Dies weist darauf hin, dass in NYCTO-Keramik die Gleichstromleitung vorherrscht10,11. Dieses dielektrische Verhalten ähnelt dem für Na1/2Sm1/2Cu3Ti4O12-Keramiken berichteten30. In der aktuellen Arbeit wurden die Temperaturkoeffizienten von ε′ bei 1 kHz für die Keramiken NY9h und NY15h bewertet. Bei Temperaturen zwischen −60 und 80 °C veränderten sich die ε′-Werte der NY9h- und NY15h-Keramik um weniger als 22 % im Vergleich zu ε′ bei Raumtemperatur. Es ist bekannt, dass die Herstellungsmethode die physikalischen Eigenschaften wie Gitterparameter, Korngröße sowie elektrische und dielektrische Eigenschaften direkt beeinflusst. Gemäß den Anforderungen für kommerzielle Keramikkondensatoren sind ε‘, tanδ und die Temperaturstabilität des ε‘-Werts wichtige Parameter14, dh ein Verlustfaktor von weniger als 0,05 bei 1000 ± 50 Hz und Raumtemperatur und eine dielektrische Permittivität von mehr als 5000. Im In der vorliegenden Arbeit ergeben die mit einem modifizierten Sol-Gel-Verfahren hergestellten NYCTO-Keramiken ein sehr hohes ε′ (1,37–1,55×104), wohingegen das ε′ der NYCTO-Keramiken, die mit den SSR- und Spark-Plasma-Sinterverfahren erhalten wurden, zwischen 103 und 104 liegt. Darüber hinaus Wir möchten betonen, dass der ε′ unserer NYCTO-Keramik auch 2–11 Mal höher ist als der von Y2/3Cu3Ti4O1231, hergestellt durch Sol-Gel-Ansatz, Na1/2Sm1/2Cu3Ti4O1232 und Na1/2La1/2Cu3Ti4O1233, hergestellt durch die SSR-Methode . Beim Vergleich des tanδ wurde festgestellt, dass die tanδ-Werte unserer synthetisierten Keramiken (0,032–0,035) im Vergleich zum tanδ des NYCTO, das mit anderen Herstellungsmethoden erhalten wurde, tatsächlich niedrig sind19,20. Darüber hinaus ist der tanδ der Keramiken Y2/3Cu3Ti4O1231, Na1/2Sm1/2Cu3Ti4O1232 und Na1/2La1/2Cu3Ti4O1233 größer als der von uns erhaltene tanδ. Gemäß Abb. 5 ändern sich die Temperaturkoeffizienten von ε′ bei 1 kHz sowohl der NY9h- als auch der NY15h-Keramik bei Temperaturen im Bereich von –60 bis 80 °C um weniger als 22 %. Basierend auf diesen Ergebnissen entsprechen die ε′- und tanδ-Werte sowie die Temperaturkoeffizienten des ε′-Werts unseres NYCTO dem Standard von Kondensatoren der Klasse III, wie z. B. X5U- und Y5U-Kondensatoren14.

Temperaturabhängigkeit von ε′ bei 1 kHz von NY9h- und NY15h-Keramik. Sein Einschub zeigt den Temperaturkoeffizienten von ε′ bei 1 kHz.

Die nichtlinearen JE-Eigenschaften von gesintertem NYCTO bei Raumtemperatur sind in Abb. 6 dargestellt. Wir haben festgestellt, dass die Beziehung zwischen J und E nichtlinear ist, was auf das Vorhandensein einer IBLC-Struktur in diesen Proben zurückzuführen ist. Diese Beobachtung stimmt hervorragend mit Chung et al.26 überein. In der aktuellen Arbeit wurden das elektrische Durchbruchfeld (Eb) und die nichtlinearen Koeffizienten (α) der NY9h- und NY15h-Keramiken berechnet. Die Eb-Werte betrugen 6,28×103 bzw. 5,83×103 V/cm für NY9h- bzw. NY15h-Keramik, wie in Tabelle 3 dargestellt. Durch die Verlängerung der Sinterzeit von 9 auf 15 Stunden korreliert die Verringerung von Eb mit einer Verringerung des Rgb dieser Keramiken. Die α-Werte der NY9h- und NY15h-Keramiken betrugen 7,83 bzw. 7,89.

Nichtlineare J-E-Eigenschaften von NY9h- und NY15h-Keramik bei Raumtemperatur.

Um die dielektrischen Eigenschaften von NY9h- und NY15h-Keramik als Funktion der Temperatur zu untersuchen, sind in Abb. 7a, b und Einschüben die Frequenzabhängigkeiten von ε′ und ε″ dieser beiden Proben bei unterschiedlichen Temperaturen dargestellt. Bei Frequenzen unter 105 Hz neigen die ε′-Werte dazu, mit der Temperatur anzusteigen. ε'' nimmt im gleichen Frequenzbereich auch mit der Temperatur zu. Das dielektrische Verhalten in diesem Frequenzbereich kann auf die bei GBs induzierte Gleichstromleitung und andere Faktoren, wie den Kontakt zwischen Probe und Elektrode, zurückgeführt werden. Bei Frequenzen über 105 Hz wird eine schnelle Verringerung von ε′ beobachtet, was dem schnellen Anstieg des ε″-Werts bei denselben Frequenzen entspricht. Darüber hinaus verschieben sich diese verringerten ε′-Werte zu höheren Frequenzen, wenn die Temperatur steigt. Dieses dielektrische Verhalten wird im Inneren der Körner durch das Vorhandensein von Sauerstofffehlstellen erzeugt, was oft als dielektrischer Relaxationsprozess21 bezeichnet wird. Wie in Abb. 7a und b dargestellt, kann thermische Energie einen dielektrischen Relaxationsprozess auslösen, wie die Spitzenposition von ε'' zeigt, die sich bei steigender Temperatur zu höheren Frequenzen verschiebt21. Die Aktivierungsenergie für die Hochfrequenzrelaxation (Ea) wurde bestimmt. Die Temperaturabhängigkeit der Frequenz am Maximum-ε″-Peak (fmax) wird ausgedrückt als:

Dabei bezeichnet f0 einen konstanten Term und kB die Boltzmann-Konstante. T ist die absolute Temperatur. Wie in Abb. 7c und d gezeigt, kann die Temperaturabhängigkeit von fmax durch Gl. gut angepasst werden. (4). Die Steigung der angepassten Linien wird zur Berechnung von Ea verwendet, und die resultierenden Werte sind in Tabelle 3 aufgeführt. Die Ea-Werte für die NY9h- und NY15h-Keramik betrugen 0,138 bzw. 0,113 eV. Diese Ea-Werte liegen ziemlich nahe an denen von Liang et al.27. Es ist erwiesen, dass die erste (Vo+) und zweite Ionisierung (Vo++) von Sauerstofffehlstellen leicht durch ein Verfahren wie Hochtemperatursintern erzeugt werden kann35. Wenn beispielsweise CCTO erhitzt wird, wird intergranularer Sauerstoff aus dem Gitter freigesetzt, was zur Entstehung von Sauerstoffleerstellen (Vo) führt. Während des Abkühlungsprozesses wird O2- verwendet, um einige Vo-Stellen zu füllen, insbesondere jene in den GB-Schichten. Infolgedessen wird Vo in den Körnern nachgewiesen35.

(a,b) Frequenzabhängigkeiten von ε′ bei verschiedenen Temperaturen von NY9h- bzw. NY15h-Keramik. Der Einschub jeder Abbildung zeigt die Frequenzabhängigkeit von ε''. (c,d) Arrhenius-Diagramme von fmax dieser Keramikproben.

Aufgrund der inhärenten Defekte von Vo+ und Vo++ werden Donorenergieniveaus im Bereich von 0,01–0,07 eV bzw. 0,10–0,20 eV erzeugt27. Es ist möglich, dass Ea-Werte im Bereich von 0,113–0,138 eV aus der elektrischen Reaktion innerhalb der Körner der NY9h- und NY15h-Keramik resultieren und auf das Vorhandensein von Vo++ in der Keramik zurückzuführen sind. Die Schritte der dielektrischen Relaxation in einem Hochfrequenzbereich jeder Probe hängen stark mit ihren Ea-Werten zusammen.

Die Aktivierungsenergie der Leitung für Körner (Eg) und GBs (Egb) kann mithilfe des Arrhenius-Gesetzes für Widerstände berechnet werden.

wobei R0 der präexponentielle konstante Term ist. In der aktuellen Studie kann Rgb aufgrund des dominanten Effekts des Proben-Elektroden-Kontakts im Niederfrequenzbereich nicht aus den Z*-Spektren der NY9h- und NY15h-Keramiken berechnet werden. Ein komplexer elektrischer Modul (M*=M′+jM″) wurde in Betracht gezogen, um den Effekt eines Proben-Elektroden-Kontakts aus der Rgb-Berechnung zu eliminieren. Die folgenden Gleichungen können zum Erstellen eines M*-Diagramms verwendet werden:

M″max stellt den Maximalwert von M″ dar und τgb=1/ωmax bezeichnet die Variation der Relaxationszeit. Abb. 8 zeigt die Frequenzabhängigkeiten von M‘ und M‘‘ in gesinterten NYCTO-Proben. Die Muster für die Verschiebung der M''max-Position waren für NY9h- und NY15h-Keramik vergleichbar. Die M''max-Position verschob sich mit steigender Temperatur schnell zu höheren Frequenzen, was eine thermisch aktivierte dielektrische Relaxation zeigt21. Darüber hinaus deutete dieses Muster auf eine Verringerung des Rgb als Funktion der steigenden Temperatur hin. Die Rgb-Werte der NY9h- und NY15h-Proben bei 60 °C wurden mithilfe von M*-Diagrammen geschätzt und betrugen 1,77×106 bzw. 3,32×105 Ω⋅cm. Die Rgb-Werte jeder Probe stimmen mit dem tanδ im Niederfrequenzbereich überein.

Frequenzabhängigkeiten von M′ und M″ bei verschiedenen Temperaturen für (a) NY9h- und (b) NY15h-Keramik.

Zusätzlich wurde die Temperaturabhängigkeit von Rg mithilfe der komplexen Admittanz (Y*=Y′+jY″) untersucht.

wobei Y′ und Y′′ den Real- bzw. Imaginärteil von Y* darstellen. Im Allgemeinen können Rg-Werte aus dem Achsenabschnitt ungleich Null von Z*-Diagrammen angenähert werden. Rg kann auch durch Admittanzspektroskopie (AS)-Analyse unter Verwendung der Gleichung Rg = 1/2Y''max berechnet werden, wobei Y''max der höchste Wert am Y''-Peak ist. Y''-Peaks wurden im Frequenzbereich 105–106 Hz für die Keramiken NY9h und NY15h bei Temperaturen unter 30 °C beobachtet, wie in Abb. 9a und b dargestellt. Die Größe des Y''-Peaks nahm mit der Temperatur zu, was auf eine Verringerung von Rg schließen lässt. Rg und Rgb sind temperaturabhängig, wie in den M*- und Y*-Diagrammen zu sehen ist.

Frequenzabhängigkeit von Y'' bei verschiedenen Temperaturen für (a) NY9h- und (b) NY15h-Keramik.

Wie in Abb. 10 dargestellt, folgten die Variationen von Rgb und Rg für alle Proben dem Arrhenius-Gesetz. Eg- und Egb-Werte können aus den Steigungen linear angepasster Kurven geschätzt werden. Beispielsweise betrugen die Werte für die Keramiken NY9h und NY15h 0,114 bzw. 0,104 eV. Die Muster der Eg- und Ea-Änderungen sind in NY9h- und NY15h-Keramik ähnlich, was die elektrische Reaktion innerhalb der Körner dieser beiden Proben zeigt. Die aus der Arrhenius-Gleichung berechneten Egb-Werte für NY9h- und NY15h-Keramik betrugen 0,707 bzw. 0,674 eV. Der Unterschied der Werte von Eg und Egb von mehr als 0,5 eV weist auf eine heterogene Mikrostruktur mit halbleitenden und isolierenden Komponenten hin. Diese Beobachtung ähnelt stark dem IBLC-Modell für Dielektrika35. Die Egb- und Rgb-Werte der NY9h- und NY15h-Keramiken stimmen mit ihren niederfrequenten tanδ-Werten überein.

Arrhenius-Diagramme von Rg (offene Symbole) und Rgb (ausgefüllte Symbole) für NY9h- und NY15h-Keramik.

In dieser Forschung wurden auch die elektronischen Strukturen von Übergangsionen untersucht. Mithilfe der XPS-Technik wurden die Valenzzustände von Cu- und Ti-Ionen gründlich untersucht. XPS-Cu2p-Spektren wurden im Bindungsenergiebereich (BE) von 926–969 eV erhalten, während die XPS-Ti2p-Spektren im BE-Bereich von 448–469 eV aufgezeichnet wurden. Abb. 11 zeigt die XPS Cu2p- und Ti2p-Spektren. Überlappende Peaks sind im Cu2p3/2-Peak zu sehen, wie in den Abbildungen dargestellt. 11a und b. Die Hauptpeaks wurden bei BE-Positionen von ∼933,88 und ∼933,69 eV für NY9h- bzw. NY15h-Proben gefunden. Kleinere Peaks im Cu2p3/2-Peak dieser beiden Proben wurden bei BE-Positionen von 932,06 bzw. 931,81 eV beobachtet. Der BE-Unterschied zwischen dem Haupt- und dem Nebenpeak von Cu2p3/2 beträgt etwa 1,82–1,88 eV. Die Haupt- und Nebenpeaks weisen auf das Vorhandensein von Cu2+ und Cu+ sowohl in NY9h- als auch NY15h-Strukturen hin. Das Verhältnis von Cu+/Cu2+ für NY9h und NY15h betrug 8,47/91,53 bzw. 26,36/73,64 %. Ein überlappender Peak war auch in den XPS-Ti2p-Spektren zu sehen. Signifikante Ti4+-Peaks wurden an BE-Positionen von 458,05 und 458,26 eV für NY9h- bzw. NY15h-Proben festgestellt. In den NY9h- und NY15h-Strukturen wurden sehr kleine Ti3+-Peakunterschiede von etwa 1,83–1,90 eV festgestellt. Diese Peaks wurden an BE-Positionen von 456,15 bzw. 456,43 eV beobachtet. Das Ti3+/Ti4+-Verhältnis betrug 2,37/97,63 und 2,69/97,31 % für NY9h bzw. NY15h. Das Vorhandensein von Cu+ und Ti3+ steht im Einklang mit früheren Literaturberichten30,34. Cu+ und Ti3+ im NYCTO-Gitter weisen auf das Vorhandensein von VO in der Struktur hin. Aufgrund von Ladungsgleichgewichten kann der Verlust des Gittersauerstoffs (OL) dazu führen, dass Cu- und Ti-Ionen auf ihre Oxidationsstufen reduziert werden. Aufgrund des Ladungskompensationsmechanismus ist es plausibel, dass die Bildung von halbleitenden Körnern vom n-Typ in gesinterten NYCTO-Keramiken auf das Springen von Ladungsträgern zwischen Cu+↔Cu2+ und Ti3+↔Ti4+ zurückzuführen ist, was zu einem geringen Maß an Leitfähigkeit innerhalb der Körner führt diese Keramik.

(a,b) XPS-Cu2p-Spektren von NY9h- und NY15h-Keramik. (c,d) XPS Ti2p-Spektren dieser beiden Proben.

Laut Tabelle 2 sind die ɑ-Werte sowohl der NY9h- als auch der NY15h-Keramik niedriger als die von CCTO28. Dies ist auf die unterschiedlichen Größen von Na und Y im Vergleich zu Ca und Cu zurückzuführen. Aus den experimentellen Untersuchungen von Shannon36 und Tkach et al.37 betragen die kovalenten Radien von Y3+ mit 9 Koordinationszahlen, Ca2+ mit 12 Koordinationszahlen und Cu2+ mit 6 nächsten Nachbarn 1,23 Å, 1,48 Å bzw. 0,87 Å. Im Fall von Y-dotiertem CCTO ergaben frühere experimentelle Untersuchungen38,39, dass die Gitterkonstante dieser Struktur verringert ist. Mit anderen Worten: Y-Ionen sollten Orte mit größeren kovalenten Radien besetzen. Aufgrund des kleineren kovalenten Radius von Y3+ im Vergleich zu Ca2+ besetzen die Y3+-Ionen bevorzugt Ca-Positionen.

Als nächstes wird die Besetzungsstelle von Na im CCTO-Wirt bestimmt. Wie oben diskutiert, führt die Substitution von Y3+ an Ca-Ziten zu einer verringerten Gitterkonstante. Aus Tabelle 2 geht hervor, dass der Gitterparameter der NY9h- und NY15h-Proben kleiner ist als der des intrinsischen CCTO. Es ist für Na+ unmöglich, Plätze mit einem größeren kovalenten Radius, nämlich Ca2+-Stellen, zu besetzen, da der Gitterparameter reduziert würde, was zu einer starken Abnahme der Gitterkonstanten führen würde, was im Widerspruch zu unseren XRD-Messungen steht. Daher muss Na+ Stellen mit kleineren kovalenten Radien besetzen. Es wurde festgestellt, dass die Kovalentradien von Na+ und Cu2+ mit 6 nächsten Nachbarn 1,16 bzw. 0,87 Å betragen36. Daher ist es wahrscheinlich, dass Na+ Cu2+-Stellen besetzt. Diese Beobachtung wird durch frühere experimentelle und theoretische Untersuchungen bestätigt34,40,41,42. Wie Li et al.43 gezeigt haben, können Ti4+-Ionen ihren Oxidationszustand auf Ti3+ reduzieren. Dann besetzen die Ti3+-Ionen die Cu2+-Stellen in der CCTO-Struktur. Für eine andere Perowskit-Keramik, insbesondere SrCu3Ti4O1244, wurde festgestellt, dass Ti-Ionen auch Cu-Plätze in dieser Struktur besetzen können, was zu einer Freisetzung von Cu-Ionen aus diesem Gitter führt. In ähnlicher Weise sind in unserer Arbeit Cu2+-Stellen in der NYCTO-Keramik durch Na+-Ionen besetzt, was zu unserer Beobachtung von überschüssigem Cu an der Korngrenze führte, wie in Abb. 3a deutlich zu sehen ist. Die Substitution von Na-Atomen an Cu-Positionen wird durch die folgende Reaktion beschrieben:

In unserem Experiment stellten wir Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12 unter der Annahme her, dass Na- und Y-Ionen Ca-Positionen besetzen. Die in Abb. 3a dargestellte EDS-Kartierung zeigt, dass in den GB-Schichten dieser Keramik deutlich Cu-reiche Phasen (grüne Farbe) vorhanden sind.

Diese Beobachtung war mit der Substitution von Na- oder Y-Dotierstoffen an den Cu-Stellen verbunden. Basierend auf unseren vorherigen Ergebnissen besetzen Na- und Y-Ionen Cu- bzw. Ca-Positionen, und die in unseren Berechnungen verwendete chemische Formel des NYCTO lautet Na2Y2Cu4Ti8O24. Drei mögliche Konfigurationen, nämlich die Strukturen I–III in Abb. 12, werden berücksichtigt, um die stabilste Struktur dieser NYCTO-Keramik zu bestimmen. Wie in Abb. 12 dargestellt, liefert Struktur III die niedrigste Gesamtenergie und ist damit am stabilsten. Außerdem haben wir in der vorliegenden Arbeit die Elektronendichtedifferenz zwischen NYCTO und CCTO (\(\Delta \rho_{A} ({\text{r}})\)) berechnet, die gegeben ist durch:

Hier stellen \(\rho_{CCTO} ({\text{r}})\) und \(\rho_{NYCTO} ({\text{r}})\) die Elektronendichte von CCTO- bzw. NYCTO-Strukturen dar . Aus Gl. (10) entspricht der Bereich mit \(\Delta \rho_{A} ({\text{r}}) > 0\) einem Bereich der Elektronenakkumulation. Umgekehrt tritt Elektronenverarmung in Regionen mit negativen \(\Delta \rho_{A} ({\text{r}})\)-Werten auf. Regionen mit positiven und negativen \(\Delta \rho_{A} ({\text{r}})\)-Werten sind in Abb. 13a bzw. b dargestellt.

Gesamtenergie von drei verschiedenen Konfigurationen von Na- und Y-Atomen im CCTO-Gitter.

(a) und (b) die positiven und negativen Elektronendichteunterschiede der (100)-Ebene zwischen NYCTO und CCTO.

In Abb. 13a ist die Elektronendichte an einem Y-Atom (grüne Kugel) tatsächlich hoch. Daher kommt es zu einer Elektronenakkumulation auf Y-Ionen, was zu weniger positiv geladenen Y-Ionen führt. In Abb. 13b findet sich die Elektronenverarmungsregion nur bei Na-Atomen (gelbe Kugeln). Dies führt zu einem positiveren Valenzzustand für Na im NYCTO. Basierend auf unseren Elektronendichteberechnungen wird das Y-Atom weniger positiv, wohingegen der Na-Valenzzustand positiver ist. Folglich gibt es einen Ladungsausgleich zwischen Na und Y in der NYCTO-Keramik, wenn sowohl Na als auch Y in die CCTO-Struktur dotiert werden. Experimentell werden Vo während eines Sintervorgangs immer beobachtet. Die stabilste Position von Vo im NYCTO muss geklärt werden. Unter Verwendung der in Abb. 12 dargestellten Struktur III als Ausgangsstruktur werden nur drei mögliche Standorte von Vo in diesem Wirt berücksichtigt. Für Struktur A befindet sich ein Vo zwischen den Na- und Y-Ionen. Die Positionierung von Vo zwischen Na- und Cu-Atomen wird als Struktur B dargestellt. In Struktur C befindet sich Vo in unmittelbarer Nähe zu Y. Die Gesamtenergie, die diesen drei Strukturen entspricht, ist in Abb. 14 angegeben. Basierend auf unseren Gesamtenergieergebnissen haben wir herausgefunden dass die Gesamtenergie von Struktur B am niedrigsten ist, gefolgt von den Strukturen C und A in dieser Reihenfolge. Folglich befindet sich Vo wahrscheinlich zwischen den Na- und Cu-Atomen in einem NYCTO-Wirt. Wie in Abb. 14 gezeigt, ist es sinnvoll anzunehmen, dass Na- und Cu-Atome in NYCTO während eines Sinterprozesses bei hohen Temperaturen bevorzugt Vo induzieren können. Wir fanden heraus, dass sich Vo in dieser Struktur auch in unmittelbarer Nähe zu Ti-Atomen befindet. Diese Beobachtung könnte mit Cu+ und Ti3+ in unseren Proben zusammenhängen.

Gesamtenergie verschiedener Positionen von Sauerstofffehlstellen im NYTO-Gitter im Vergleich zur Gesamtenergie von Struktur C. Struktur A ist eine Struktur mit einer Sauerstofffehlstelle zwischen Na- und Y-Ionen. Bei Struktur B ist die Sauerstofffehlstelle sowohl mit Na als auch mit Cu in der NYCTO-Struktur gekoppelt. Vo liegt nahe bei Y, markiert in Struktur C.

Um den Ursprung von Cu+ und Ti3+ in der NYCTO-Keramik zu untersuchen, wurde der Elektronendichteunterschied von NYCTO mit und ohne Vo (\(\Delta \rho_{B} ({\text{r}})\)) bestimmt. Die \(\Delta \rho_{B} ({\text{r}})\)-Werte können mit der folgenden Gleichung ausgewertet werden.

\(\rho_{NYCTO + V_o} ({\text{r}})\) ist die Elektronendichte der Struktur B, wie in Abb. 14 dargestellt. Das berechnete \(\Delta \rho_{B} ({\text {r}})\) ist in Abb. 15 dargestellt. In dieser Abbildung haben wir die \(\Delta \rho_{B} ({\text{r}})\)-Werte auf drei (100) Ebenen des betrachtet NYCTO +Vo-Struktur. Aus Abb. 15 ist ersichtlich, dass die Elektronendichte auf Cu (dunkelblaue Kugeln) und Ti (hellblaue Kugel) einen positiven Wert für \(\Delta \rho_{B} ({\text{r}})\ ergibt. ), obwohl die Elektronendichte sowohl auf Na als auch auf Y unverändert bleibt. Daher sollten Cu2+ und Ti4+ zu Cu+ bzw. Ti3+ reduziert werden. Mit anderen Worten: Die in unseren XPS-Messungen beobachteten Cu+- und Ti3+-Ionen (Abb. 11) stammen aus Vo im NYCTO-Gitter.

Elektronendichteunterschied zwischen NYCTO mit und ohne Sauerstofffehlstellen in drei Ebenen, nämlich den Ebenen I–III.

Im Allgemeinen kann die geringe Leitfähigkeit in Oxiden, die Vo enthalten, auf das elektronische Ladungsspringen zwischen ähnlichen Ionen zurückgeführt werden. Darüber hinaus findet in verwandten NYCTO-Strukturen wie CaCu3Ti4O12 kein Phasenübergang statt, wenn die Temperatur steigt, wie von Subramanian et al.28 berichtet. In diesem Fall kann der ferroelektrische Effekt also vernachlässigt werden. Bei NYCTO-Keramik könnte eine geringe Leitfähigkeit (innerhalb der Körner) aufgrund des Elektronensprungs zwischen Cu+↔Cu2+ und Ti3+↔Ti4+ eine wichtige Rolle bei der kolossalen dielektrischen Reaktion dieses Materials spielen. Früheren Studien zufolge kann die Variation der dielektrischen Reaktion durch Metallionendotierung34,42 im Keramikgitter oder Glühen bei verschiedenen Atmosphären45 gesteuert werden.

Diese Bedingungen können die Bildung von Vo induzieren. Folglich ist es vernünftig anzunehmen, dass die Bildung von Vo im Gitter entscheidend ist, um die kolossale dielektrische Reaktion in NYCTO-Keramik zu erzeugen. Dieser Befund stützt die Hypothese, dass der IBLC-Effekt der primäre Ursprung der dielektrischen Reaktion von NYCTO-Keramik ist.

Beide mit einem modifizierten Sol-Gel-Verfahren hergestellten gesinterten Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramiken enthalten eine CaCu3Ti4O12-Primärstruktur. Durch Sintern bei niedriger Temperatur wurden enorme dielektrische Eigenschaften erreicht. Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramiken, die 9 und 15 Stunden lang bei 1050 °C gesintert wurden, ergeben sehr hohe dielektrische Permittivitäten von 1,37–1,99×104 mit einem niedrigen Verlustfaktor von weniger als 0,04. Den DFT-Untersuchungen zufolge besetzen Na-Ionen eher Cu-Zentren und Ca-Zentren beherbergen Y-Ionen. Verwandte Cu-Phasen, insbesondere CuO, wurden aufgrund der Substitution von Na-Ionen an Cu-Positionen in der Nähe von Korngrenzen entdeckt. Diese verwandten Cu-Phasen, die sich als Schichten mit hohem Widerstand bilden, führen zu einer verbesserten Korngrenzenreaktion. Folglich wird die elektrische Leistung dieser Keramiken verbessert. Basierend auf Elektronendichteberechnungen haben wir herausgefunden, dass der Trend der Na-Ladung dem Trend der Y-Ladung entgegengesetzt ist, was zu einem Ladungskompensationsmechanismus in Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12 führt. Darüber hinaus sind die Cu+- und Ti3+-Zustände in der Probe auf das Vorhandensein von Sauerstofffehlstellen im Gitter zurückzuführen. Schließlich könnte ein interner Barriereschichtkondensator der Hauptgrund für die kolossale dielektrische Reaktion in diesen Keramiken sein.

C2H3O2Na (Sigma-Aldrich, 99,995 % Reinheit), C6H9O6Y·H2O (Sigma-Aldrich, 99,9 % Reinheit), C4H6CuO4⋅H2O (Sigma-Aldrich, 99,0 % Reinheit), C16H28O6Ti (Aldrich, 75 Gew.-% in Isopropanol), C6H8O7 ⋅H2O (RCL Labscan, 99,5 % Reinheit), C2H6O2 (QRëC, 99,5 % Reinheit), C2H5OH (RCL Labscan, 99,5 % Reinheit) und entionisiertes Wasser waren die Rohstoffe, die im Herstellungsprozess von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12 verwendet wurden über eine modifizierte Sol-Gel-Technik. Über Einzelheiten der Synthese, beginnend mit der Gelherstellung und endend mit einem gemischten Vorläufer vor der Kalzinierung, wurde bereits berichtet46. Das resultierende Pulver wurde 12 Stunden lang bei 900 °C an der Luft kalziniert, bevor es in einem Mörser und Pistill gemahlen wurde, um ein feines kalziniertes Pulver zu ergeben. Unter uniaxialer Kompression bei 200 MPa wurde das NYCTO-Pulver zu Grünkörpern mit einem Durchmesser von 9,5 mm und einer Dicke von 2 mm geformt. Die Grünkörper aus NYCTO-Pulvern wurden 9 (NY9h) und 15 Stunden (NY15h) bei 1050 °C an Luft gesintert. Die Sintertemperatur liegt in der aktuellen Arbeit etwa 50 °C niedriger als bei herkömmlichen Festkörperreaktionsmethoden. Die Heizrate während des Sintervorgangs beträgt 5 °C/min. Sobald der Ofen abgeschaltet wird, wird das Material durch natürliche Kühlung auf Raumtemperatur abgekühlt.

Zur Untersuchung der Phasenzusammensetzung und Kristallstruktur gesinterter Materialien wurde ein Röntgendiffraktometer (XRD, PANalytical, EMPYREAN) verwendet. Der bei der XRD-Datenerfassung verwendete 2θ-Bereich reichte von 20 bis 80°. Für die XRD-Datenerfassung wurde eine Schrittweite von 0,01 Grad/Punkt verwendet. Zur Analyse der XRD-Daten wurde die Rietveld-Verfeinerungsmethode eingesetzt. Nullpunktverschiebung, Skalierungsfaktor, Hintergrund (mit einem Polynomfunktionstyp), Profilhalbwertsbreitenparameter (v, u, w), Gitterparameter (a, b, c), atomare Platzbelegungen (Wyckoff), bevorzugte Orientierungsparameter und Die Standortbelegungsfraktion (Site Occupancy Fraction, SOF) waren die Parameter und Koeffizienten, die zur Optimierung bei der Rietveld-Verfeinerung verwendet wurden. Die Oberflächenmikrostruktur von NY9h- und NY15h-Keramiken wurde mithilfe der Desktop-Rasterelektronenmikroskopie (REM, SEC, SNE-4500M) untersucht. Die Beschleunigungsspannung für SEM-Messungen betrug 20 kV. Vor der Analyse der Massenmikrostruktur wurden die Querschnitte aller NYCTO-Keramiken mit einem Diamantpolierpad bei einer Rotationsgeschwindigkeit von 300 U/min poliert, bis die Querschnittsschicht glatt war. Anschließend wurden die Keramiken 5 Minuten lang bei 1010 °C an der Luft getempert. Zur Untersuchung der Elementverteilungen gesinterter Proben wurde die Feldemissions-Rasterelektronenmikroskopie (FE-SEM, FEI) im energiedispersiven Röntgenspektroskopie-Modus (EDS) eingesetzt. Die relative Dichte (D) wurde mit der Archimedes-Methode analysiert. Die ImageJ-Software wurde auch zur Schätzung der Korngrößen und Größenverteilungen verwendet. Zur Untersuchung der Oxidationsstufen von Übergangselementen wurde Röntgenphotoelektronenspektroskopie (XPS, AXIS Ultra DLD) eingesetzt. Die XPS-Daten wurden mit der MultiPak-Software verarbeitet, die auf einer Gauß-Lorentz-Profilanpassung basiert.

Vor dem Test wurden sowohl die NY9h- als auch die NY15h-Keramik poliert, um saubere und ebene Oberflächen zu erhalten. Dann wurde Au mit einer Dicke von ~40 nm auf beide parallelen Oberflächen dieser beiden Proben mit einem Sputterbeschichter Polaron SC500 aufgetragen. Die dielektrischen Eigenschaften der NY9h- und NY15h-Keramiken wurden mit einem KEYSIGHT E4990A-Analysator mit einer Oszillationsspannung (Vrms) von 0,5 V gemessen. Die Stabilität der dielektrischen Eigenschaften wurde über Frequenz- und Temperaturbereiche von 40 bis 107 Hz bzw. −60 bis 210 °C untersucht. Ein Temperaturregler (9023 Delta Design Chamber) wurde verwendet, um die Messtemperatur durch Erhöhung der Temperatur in Schritten von 10 °C zu steuern. Die nichtlinearen J-E-Eigenschaften wurden bei Raumtemperatur (RT) mithilfe einer Hochspannungsmesseinheit (Keithley Modell 247) bewertet, die an ein programmierbares Elektrometer (Keithley Modell 617) gekoppelt war. Bei unseren J-E-Messungen ist die Lastfrequenz für die angelegte Spannung auf 0,95 V/s eingestellt.

Berechnungen zur elektronischen Struktur und Elektronendichte von NYCTO-Keramik wurden mit dem Vienna Ab initio Simulation Package (VASP)47 durchgeführt. Das in dieser Arbeit verwendete Pseudopotential basiert auf der „Projector Augmented Wave“-Technik. Es wurde die Perdew-Burke-Ernzerhof-Form (PBE) des Austauschkorrelationspotentials48 verwendet. Die Valenzzustände von Cu, Ti und O wurden der veröffentlichten Literatur entnommen42. Die Valenzzustände von Na sind 2s, 2p und 3s. Darüber hinaus wurden 4s, 4p, 5s und 4d als Valenzzustände von Y gewählt. Gemäß den Gesamtenergiekonvergenztests wurden 650 eV Grenzenergie für ebene Wellen und 7×7×7 k-Punkt-Abtastung der reziproken Räume beobachtet. Zur Entspannung der NYCTO-Strukturen wurde die Konjugatgradiententechnik eingesetzt.

Die Daten dieser Studie sind auf begründete Anfrage beim entsprechenden Autor erhältlich.

Peng, H. et al. Gleichzeitige Realisierung eines breiten Temperaturstabilitätsbereichs und einer hervorragenden dielektrischen Leistung in (Ag+, Ta5+) co-dotierten TiO2-Keramiken. J. Alloys Compd. 783, 423–427. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.12.321 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, X. et al. Verbesserte elektrische Leistung von MgO-modifizierter CaCu3Ti4O12-Keramik. Physik. B 572, 98–104. https://doi.org/10.1016/j.physb.2019.07.048 (2019).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Hu, B. et al. Hohe dielektrische Leistung von (Nb5+, Lu3+) co-dotierten TiO2-Keramiken in einem breiten Temperaturbereich. Mater. Lette. 271, 127838. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2020.127838 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Lin, H. et al. Ursprung der hohen dielektrischen Leistung in feinkörnigen CaCu3Ti4O12-Materialien. J. Eur. Ceram. Soc. 40, 1957–1966. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2019.12.042 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Mao, P. et al. Hervorragende Kondensator-Varistor-Eigenschaften im bleifreien CaCu3Ti4O12–SrTiO3-System mit Faltenstruktur durch Schnittstellentechnik. ACS-App. Mater. Int. 12, 48781–48793. https://doi.org/10.1021/acsami.0c13067 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Chinnathambi, M., Sakthisabarimoorthi, A., Jose, M. & Robert, R. Einfluss der Neodym-Dotierung auf die dielektrischen und elektrischen Eigenschaften von CCTO, synthetisiert durch eine einfache Sol-Gel-Technik. J. Mater. Wissenschaft. 32, 9194–9207. https://doi.org/10.1007/s10854-021-05585-3 (2021).

Artikel CAS Google Scholar

Huang, Y., Qiao, Y., Li, Y., He, J. & Zeng, H. Zn-dotiertes Calciumkupfertitanat, synthetisiert durch schnelles Lasersintern von Sol-Gel-Vorläufern. Nanomaterialien 10, 1163 (2020).

Artikel PubMed PubMed Central Google Scholar

Wan, W. et al. Grüner Gelguss von CaCu3Ti4O12-Keramik. J. Mater. Sci.-Mater. Elektron. 31, 5360–5367. https://doi.org/10.1007/s10854-020-03096-1 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Liu, Z. & Yang, Z. Hohe Permittivität, geringer dielektrischer Verlust und Impedanzeigenschaften von Li0,5La0,5Cu3Ti4O12-Keramik durch eine Sol-Gel-Technik. J. Electron. Mater. 48, 5333–5341. https://doi.org/10.1007/s11664-019-07344-x (2019).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Mao, P. et al. Einfluss der Korngröße auf die dielektrischen und nicht-ohmschen Eigenschaften von CaCu3Ti4O12-Keramiken, die im Sol-Gel-Verfahren hergestellt wurden. J. Alloy Compd. 778, 625–632. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.11.200 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Mao, P. et al. Schnelle Herstellung und verbesserte elektrische Eigenschaften von CaCu3Ti4O12-Keramiken durch Sol-Gel- und Funkenplasmasintertechniken. J. Mater. Sci.-Mater. Elektron. 30, 13401–13411. https://doi.org/10.1007/s10854-019-01708-z (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Zhang, J. et al. Einfluss unterschiedlicher, durch Ammoniak eingestellter pH-Werte auf die dielektrischen Eigenschaften von CaCu3Ti4O12-Keramiken, die mit einem Sol-Gel-Verfahren hergestellt wurden. J. Alloy Compd. 779, 255–260. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.11.244 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Kim, J. et al. Infrarotuntersuchung der riesigen Dielektrizitätskonstante in Li- und Ti-dotiertem NiO. Physik. Rev. B 70, 172106. https://doi.org/10.1103/PhysRevB.70.172106 (2004).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Moulson, AJ & Herbert, JM Electroceramics 2. Aufl. (Wiley, 2003).

Buchen Sie Google Scholar

Maleki Shahraki, M., Golmohammad, M., Chermahini, MD, Mahmoudi, P. & Moghadam, HA Stabile hohe dielektrische Eigenschaften in (Cr, Nb) co-dotierten SnO2-Keramiken. Mater. Chem. Physik. 246, 122843. https://doi.org/10.1016/j.matchemphys.2020.122843 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Peng, Z. et al. Korntechnik zur Erzeugung hoher Energiespeicherung in CdCu3Ti4O12-Keramik. Ceram. Int. 46, 14425–14430. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2020.02.239 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Wang, X. et al. Deutlich verbessertes elektrisches Durchbruchfeld in Zn-dotierter Y2/3Cu3Ti4O12-Keramik. J. Alloy Compd. 778, 391–397. https://doi.org/10.1016/j.jallcom.2018.11.104 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Jumpatam, J. et al. Nichtohmsche Eigenschaften und elektrische Reaktionen von Körnern und Korngrenzen von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik. Marmelade. Ceram. Soc. 100, 157–166. https://doi.org/10.1111/jace.14473 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Kotb, HM, Ahmad, MM, Alshoaibi, A., Khater, HA & Aljaafari, A. Verbesserte dielektrische Eigenschaften von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik, synthetisiert durch Kugelmahlen und reaktives Sintern. Mater. Res. Express 7, 026550. https://doi.org/10.1088/2053-1591/ab73fb (2020).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Ahmad, MM & Mahfoz Kotb, H. Riesige dielektrische Eigenschaften feinkörniger Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramiken, hergestellt durch Mechanosynthese und Funkenplasmasintern. J. Mater. Wissenschaft. 26, 8939–8948. https://doi.org/10.1007/s10854-015-3576-0 (2015).

Artikel CAS Google Scholar

Ni, L., Fu, M. & Zhang, Y. Dielektrische Relaxation und relevanter Mechanismus in Sm2/3Cu3Ti4O12-Keramik mit riesiger Dielektrizitätskonstante. J. Mater. Sci.-Mater. Elektron. 29, 17737–17742. https://doi.org/10.1007/s10854-018-9880-8 (2018).

Artikel CAS Google Scholar

Jumpatam, J. et al. Auswirkungen von Mg2+-Dotierungsionen auf riesige dielektrische Eigenschaften und elektrische Reaktionen von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik. Ceram. Int. 42, 16287–16295. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2016.07.167 (2016).

Artikel CAS Google Scholar

Peng, Z. et al. Grenzflächeneffekt, der thermische Stabilität und dielektrische Reaktion in CdCu3Ti4O12-Keramik induziert. Festkörperion. 348, 115290. https://doi.org/10.1016/j.ssi.2020.115290 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Zhao, L. et al. Riesiges dielektrisches Phänomen von Ba0,5Sr0,5TiO3/CaCu3Ti4O12-Mehrfachschichten aufgrund der Grenzflächenpolarisierung für Kondensatoranwendungen. J. Eur. Ceram. Soc. 39, 1116–1121. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2018.11.039 (2019).

Artikel CAS Google Scholar

Ivanov, MS, Amaral, F., Khomchenko, VA, Paixão, JA & Costa, LC Untersuchung der mikro- und nanoskaligen Barriereschicht-Kapazitätsmechanismen der Leitfähigkeit in CaCu3Ti4O12 mittels Rastersondenmikroskopie. RSC Adv. 7, 40695–40704. https://doi.org/10.1039/C7RA06385G (2017).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Chung, SY, Kim, ID & Kang, SJL Starkes nichtlineares Strom-Spannungs-Verhalten in perowskitbasiertem Calcium-Kupfer-Titanat. Nat. Mater. 3, 774–778. https://doi.org/10.1038/nmat1238 (2004).

Artikel ADS CAS PubMed Google Scholar

Liang, P., Li, Y., Zhao, Y., Wei, L. & Yang, Z. Ursprung der Riesenpermittivität und des dielektrischen Anomalieverhaltens bei hoher Temperatur in Na0,5Y0,5Cu3Ti4O12-Keramik. J. Appl. Physik. 113, 224102. https://doi.org/10.1063/1.4809927 (2013).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Subramanian, MA, Li, D., Duan, N., Reisner, BA & Sleight, AW Hohe Dielektrizitätskonstante in den Phasen ACu3Ti4O12 und ACu3Ti3FeO12. J. Solid State Chem. 151, 323–325. https://doi.org/10.1006/jssc.2000.8703 (2000).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Jansen, E., Schafer, W. & Will, G. R-Werte bei der Analyse von Pulverbeugungsdaten mittels Rietveld-Verfeinerung. J. Appl. Kristalllogr. 27, 492–496. https://doi.org/10.1107/S0021889893012348 (1994).

Artikel CAS Google Scholar

Boonlakhorn, J. et al. Dielektrische Eigenschaften mit hoher dielektrischer Permittivität und niedrigem Verlustfaktor und nichtlinearer elektrischer Reaktion von Sol-Gel-synthetisierter Na1/2Sm1/2Cu3Ti4O12-Perowskitkeramik. J. Eur. Ceram. Soc. 42, 5659–5668. https://doi.org/10.1016/j.jeurceramsoc.2022.06.030 (2022).

Artikel CAS Google Scholar

Boonlakhorn, J., Nijpanich, S., Thongbai, P. & Srepusharawoot, P. Hohe dielektrische Permittivität und dielektrisches Relaxationsverhalten in einer Y2/3Cu3Ti4O12-Keramik, hergestellt durch eine modifizierte Sol-Gel-Route. Ceram. Int. 48, 15405–15413. https://doi.org/10.1016/j.ceramint.2022.02.074 (2022).

Artikel CAS Google Scholar

Kotb, HM, Khater, HA, Sabre, O. & Ahmad, MM Sintertemperatur, Frequenz und temperaturabhängige dielektrische Eigenschaften von Na0,5Sm0,5Cu3Ti4O12-Keramik. Materialien 14, 4805 (2021).

Artikel ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Liu, Z., Jiao, G., Chao, X. & Yang, Z. Herstellung, Mikrostruktur und verbesserte dielektrische und nichtlineare elektrische Eigenschaften von Na1/2La1/2Cu3Ti4O12-Keramiken durch Sol-Gel-Methode. Mater. Res. Stier. 48, 4877–4883. https://doi.org/10.1016/j.materresbull.2013.06.056 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Boonlakhorn, J., Manyam, J., Krongsuk, S., Thongbai, P. & Srepusharawoot, P. Verbesserte dielektrische Eigenschaften mit deutlich reduziertem Verlustfaktor in (Mg2+, Al3+) co-dotierten CaCu3Ti4O12-Keramiken: DFT und experimentelle Untersuchungen. RSC Adv. 11, 25038–25046. https://doi.org/10.1039/D1RA02896K (2021).

Artikel ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Sinclair, DC, Adams, TB, Morrison, FD & West, AR CaCu3Ti4O12: Einstufiger interner Barriereschichtkondensator. Appl. Physik. Lette. 80, 2153. https://doi.org/10.1063/1.1463211 (2002).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Shannon, RD Überarbeitete effektive Ionenradien und systematische Studien zu interatomaren Abständen in Halogeniden und Chalkogeniden. Acta Crystallogr. A 32, 751–767. https://doi.org/10.1107/s0567739476001551 (1976).

Artikel ADS Google Scholar

Tkach, A., Okhay, O., Almeida, A. & Vilarinho, PM Riesige dielektrische Permittivität und hohe Abstimmbarkeit in Y-dotierten SrTiO3-Keramiken, maßgeschneidert durch Sinteratmosphäre. Acta Mater. 130, 249–260. https://doi.org/10.1016/j.actamat.2017.03.051 (2017).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Mann, H. et al. Auswirkungen der Y-Dotierung auf die dielektrischen und Varistoreigenschaften von CaCu3Ti4O12-Dünnfilmen. J. Electron. Mater. 49, 7379–7385. https://doi.org/10.1007/s11664-020-08515-x (2020).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Han, F. et al. Dielektrischer Reaktionsmechanismus und Unterdrückung hochfrequenter dielektrischer Verluste in Y2O3-gepfropfter CaCu3Ti4O12-Keramik. J. Mater. Sci.-Mater. Elektron. 28, 17378–17387. https://doi.org/10.1007/s10854-017-7671-2 (2017).

Artikel CAS Google Scholar

Thongbai, P., Meeporn, K., Yamwong, T. & Maensiri, S. Extreme Auswirkungen der Na-Dotierung auf die Mikrostruktur, die riesige dielektrische Reaktion und das dielektrische Relaxationsverhalten in CaCu3Ti4O12-Keramik. Mater. Lette. 106, 129–132. https://doi.org/10.1016/j.matlet.2013.05.017 (2013).

Artikel CAS Google Scholar

Boonlakhorn, J. et al. Kolossale dielektrische Permittivität, reduzierter Verlustfaktor und die Mikrostruktur von Ca1−xCdxCu3Ti4O12−2yF2y-Keramik. RSC Adv. 11, 16396–16403. https://doi.org/10.1039/D1RA02707G (2021).

Artikel ADS CAS PubMed PubMed Central Google Scholar

Boonlakhorn, J., Chanlek, N., Thongbai, P. & Srepusharawoot, P. Stark verbesserte dielektrische Reaktion und strukturelle Untersuchung von (Sr2+, Ge4+) co-dotierten CCTO-Keramiken. J. Phys. Chem. C 124, 20682–20692. https://doi.org/10.1021/acs.jpcc.0c04484 (2020).

Artikel CAS Google Scholar

Li, J., Sleight, AW & Subramanian, MA Hinweise auf interne Widerstandsbarrieren in einem Kristall des Materials mit der riesigen Dielektrizitätskonstante: CaCu3Ti4O12. Solid-State-Kommune. 135, 260–262. https://doi.org/10.1016/j.ssc.2005.04.028 (2005).

Artikel ADS CAS Google Scholar

Li, J. et al. Hinweise auf die riesige Dielektrizitätskonstante von CaCu3Ti4O12 in der Defektstruktur von „SrCu3Ti4O12“. Chem. Mater. 16, 5223–5225. https://doi.org/10.1021/cm048345u (2004).

Artikel CAS Google Scholar

Adams, TB, Sinclair, DC & West, AR Einfluss der Verarbeitungsbedingungen auf die elektrischen Eigenschaften von CaCu3Ti4O12-Keramik. Marmelade. Ceram. Soc. 89, 3129–3135. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2006.01184.x (2006).

Artikel CAS Google Scholar

Vangchangyia, S. et al. Sehr niedriger Verlustfaktor und hohe dielektrische Permittivität in reiner CaCu3Ti4O12-Keramik, hergestellt durch einen modifizierten Sol-Gel-Prozess. Marmelade. Ceram. Soc. 95, 1497–1500. https://doi.org/10.1111/j.1551-2916.2012.05147.x (2012).

Artikel CAS Google Scholar

Kresse, G. & Furthmüller, J. Effizienz von Ab-initio-Gesamtenergieberechnungen für Metalle und Halbleiter unter Verwendung eines Plane-Wave-Basissatzes. Berechnen. Mater. Wissenschaft. 6, 15–50. https://doi.org/10.1016/0927-0256(96)00008-0 (1996).

Artikel CAS Google Scholar

Perdew, JP, Burke, K. & Ernzerhof, M. Verallgemeinerte Gradientennäherung leicht gemacht. Physik. Rev. Lett. 77, 3865–3868. https://doi.org/10.1103/PhysRevLett.77.3865 (1996).

Artikel ADS CAS PubMed Google Scholar

Referenzen herunterladen

Wir möchten uns bei Research and Graduate Studies der Khon Kaen University für die finanzielle Unterstützung bedanken. Darüber hinaus wurde diese Arbeit vom Fundamental Fund der Khon Kaen University und dem National Science, Research and Innovation Fund (NSRF) unterstützt. Diese Forschung wurde vom NSRF über die Program Management Unit for Human Resources & Institutional Development, Research and Innovation (Vertragsnummer: B05F650017) finanziell unterstützt. Schließlich wird dieses Projekt vom National Research Council of Thailand (NRCT) und der Khon Kaen University unter der Fördernummer N42A650293 finanziert.

Abteilung für Grundlagenwissenschaften und Mathematik, Fakultät für Naturwissenschaften, Thaksin-Universität, Songkhla Campus, Songkhla, 90000, Thailand

Jakkree Boonlakhorn

Giant Dielectric and Computational Design Research Group (GD–CDR), Fachbereich Physik, Fakultät für Naturwissenschaften, Khon Kaen University, Khon Kaen, 40002, Thailand

Punpatsorn Suksangrat, Sriprajak Krongsuk, Prasit Thongbai und Pornjuk Srepusharawoot

Fakultät für Mathematik, Fakultät für Naturwissenschaften, Khon Kaen University, Khon Kaen, 40002, Thailand

Weerachai Sarakorn

Institut für Nanomaterialforschung und Innovation für Energie (IN-RIE), Khon Kaen University, Khon Kaen, 40002, Thailand

Sriprajak Krongsuk, Prasit Thongbai und Pornjuk Srepusharawoot

Sie können diesen Autor auch in PubMed Google Scholar suchen

JB, PT, PS: Konzeptualisierung, Methodik, Datenkuration, Ressourcen, Validierung. PS, WS, SK: Formale Analyse, Untersuchung, Validierung. JB, PS: Schreiben – Überprüfen und Bearbeiten. PS: Finanzierungsakquise.

Korrespondenz mit Pornjuk Srepusharawoot.

Die Autoren geben an, dass keine Interessenkonflikte bestehen.

Springer Nature bleibt neutral hinsichtlich der Zuständigkeitsansprüche in veröffentlichten Karten und institutionellen Zugehörigkeiten.

Open Access Dieser Artikel ist unter einer Creative Commons Attribution 4.0 International License lizenziert, die die Nutzung, Weitergabe, Anpassung, Verbreitung und Reproduktion in jedem Medium oder Format erlaubt, sofern Sie den/die ursprünglichen Autor(en) und die Quelle angemessen angeben. Geben Sie einen Link zur Creative Commons-Lizenz an und geben Sie an, ob Änderungen vorgenommen wurden. Die Bilder oder anderes Material Dritter in diesem Artikel sind in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten, sofern in der Quellenangabe für das Material nichts anderes angegeben ist. Wenn Material nicht in der Creative-Commons-Lizenz des Artikels enthalten ist und Ihre beabsichtigte Nutzung nicht gesetzlich zulässig ist oder über die zulässige Nutzung hinausgeht, müssen Sie die Genehmigung direkt vom Urheberrechtsinhaber einholen. Um eine Kopie dieser Lizenz anzuzeigen, besuchen Sie http://creativecommons.org/licenses/by/4.0/.

Nachdrucke und Genehmigungen

Boonlakhorn, J., Suksangrat, P., Sarakorn, W. et al. Computergestützte und experimentelle Untersuchungen der riesigen dielektrischen Eigenschaft von Na1/2Y1/2Cu3Ti4O12-Keramik. Sci Rep 13, 4638 (2023). https://doi.org/10.1038/s41598-023-31879-z

Zitat herunterladen

Eingegangen: 5. Januar 2023

Angenommen: 20. März 2023

Veröffentlicht: 21. März 2023

DOI: https://doi.org/10.1038/s41598-023-31879-z

Jeder, mit dem Sie den folgenden Link teilen, kann diesen Inhalt lesen:

Leider ist für diesen Artikel derzeit kein Link zum Teilen verfügbar.

Bereitgestellt von der Content-Sharing-Initiative Springer Nature SharedIt

Durch das Absenden eines Kommentars erklären Sie sich damit einverstanden, unsere Nutzungsbedingungen und Community-Richtlinien einzuhalten. Wenn Sie etwas als missbräuchlich empfinden oder etwas nicht unseren Bedingungen oder Richtlinien entspricht, kennzeichnen Sie es bitte als unangemessen.