一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体及其应用

1.本发明涉及一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体及其应用，属于高介电常数的陶瓷粉体和高频复合介质材料制备领域。


背景技术：

2.高频复合介质材料是由陶瓷和树脂复合而成，兼具陶瓷优异的介电、导热特性以及树脂高可靠性的复合材料。在两面覆上铜箔后制备成印刷电路板（pcb）广泛应用与航空航天、5g/6g通讯、汽车雷达等通讯领域。根据微波理论，器件尺寸与材料介电常数的平方根成反比。因此，高频下（～10ghz）高介电常数的微波介质材料是器件小型化的关键所在。作为介电增强相，陶瓷粉的性能至关重要。纳米级的陶瓷粉体由于比表面积过高，与树脂复合后造成过高的界面损耗，难以适用于微波介质复合材料。粉体粒径过高则会导致复合材料均匀性下降，因此单分散的微米级高介电常数的陶瓷粉体是复合材料性能突破的关键。
3.现阶段，陶瓷粉体的制备通常分为“自下而上”和“自上而下”两种思路。自下而上的思路通常是通过化学气相沉积或者水热法等制备陶瓷粉体，该方法适合制备纳米级别的陶瓷粉体，且该方法制备工艺复杂，难以适应大批量生产。而自上而下通常是指通过固相法制备成陶瓷块体，再通过球磨的方法将陶瓷块体破碎制成陶瓷粉体并达到微米级别。该方法优点在于工艺简单，但由于陶瓷块体破碎过程中，晶界强度高于晶内，穿晶断裂模式下会产生大量细粉，导致比表面积急剧增加，使得陶瓷粉体的介电损耗也大幅度增加。


技术实现要素：

4.为了解决上述问题，本发明的目的在于提供一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体及其应用。
5.一方面，本发明提供了一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，所述高介电常数的陶瓷粉体的化学组成为r
(1-x)mx
tio3；其中，r为ca、sr、ba中的一种，m为co、ni、mn、zn中的三种，0.1≤x≤0.4；当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为（0.5～1.5）：（0.5～1.5）：1；所述高介电常数的陶瓷粉体的粒径d
50
为5～15μm，d
10
为0.7～1.6μm；所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的制备方法包括：（1）将r的碳酸盐粉体、m的氧化物粉体和tio2粉体按r
(1-x)mx
tio3的化学计量比称量并混合后进行煅烧，得到合成粉体；（2）将合成粉体进行磨细处理和烘干，得到磨细后的合成粉体；（3）将磨细后的合成粉体和粘结剂混合并进行造粒处理，得到造粒粉体后再压制成型，得到陶瓷素坯；（4）将陶瓷素坯破碎后过20目筛，再经过1250～1400℃烧结，得到烧结粉体；（5）将烧结粉体进行球磨处理，得到所述高介电常数的陶瓷粉体。
6.为了解决现有微米级陶瓷粉体粒径分布宽，导致介电损耗增加的问题，本发明提
出的一种通过控制晶界强度使陶瓷由穿晶断裂变成沿晶断裂，实现单分散的微米级粉体制备的方法。具体地，首先将r的碳酸盐粉体（rco3）、m的氧化物粉体（mo）和tio2按照化学计量比混合煅烧，得到高性能的高介电常数陶瓷煅烧粉，即合成粉体。随后将合成粉体球磨处理磨细后，再进行造粒处理，最后再次破坏后过20目筛，得到粒径较大的团聚体，以促进陶瓷粉体的高温致密化过程。所得陶瓷粉体在高温烧结下晶粒长大，再通过球磨破碎的方式得到微米级陶瓷粉体。相对于现有技术，本发明通过多种m离子的高熵掺杂，在陶瓷内部形成点缺陷，一方面增加成核数量，使晶粒尺寸更佳均匀，同时形成钉扎效应增加晶粒强度，使陶瓷在破碎时应力沿晶界释放，最终得到粒径与晶粒尺寸相同的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体。该方法可以大幅度降低细粉的产生，降低材料比表面积，抑制复合材料的介电损耗。
7.较佳的，0.2≤x≤0.3。
8.较佳的，当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为（1～1.5）：（1～1.5）：1。
9.又，较佳的，当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为1：1：1。
10.较佳的，所述高介电常数的陶瓷粉体的粒径d
50
为5～12μm，d
10
为0.7～1.5μm。所述高介电常数的陶瓷粉体的比表面积为1200～2000m2/kg。
11.较佳的，步骤（1）中，所述m的氧化物粉体（mo）为coo、nio、mno、zno中的三种；所述混合方式为球磨混合，且在球磨混合结束后进行烘干；所述球磨混合参数包括：去离子水或/和有机溶剂为球磨介质，球磨转速为250～300转/分钟，球磨时间为12～24小时；所述烘干的温度为100～150℃，时间为6～10小时；所述煅烧的温度为1100～1200℃，煅烧时间为2～6小时。
12.较佳的，步骤（2）中，所述磨细处理的参数包括：去离子水或/和有机溶剂作为球磨介质，球磨转速为300～400转/分钟，球磨时间为10～16小时；所述烘干的温度为100～150℃，烘干时间为6～10小时。
13.较佳的，步骤（3）中，所述粘结剂为浓度为1～5wt%的pva水溶液；所述粘结剂的加入量为磨细后的合成粉体质量的4～10wt%；所述造粒处理的方式为研磨造粒；所述压制成型的压力为10～30mpa。
14.较佳的，步骤（4）中，所述烧结的时间为4～12小时。
15.较佳的，步骤（5）中，所述球磨处理的参数包括：去离子水或/和有机溶剂作为球磨介质，球磨转速为300～400转/分钟，球磨时间为5～8小时；直至高介电常数的陶瓷粉体的直径d
50
降至5～12μm。
16.另一方面，本发明提供了一种高频复合介质材料，包含上述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体和树脂复合后得到；所述高频复合介质材料中高介电常数的陶瓷粉体的体积百分比为30～50vol%。
17.较佳的，所述树脂为聚四氟乙烯（ptfe）、聚苯醚（ppo）、聚酰亚胺（pi）中的至少一种。
18.本发明的有益效果：
1、本发明中通过成分、烧结工艺与球磨工艺调控，减少细粉的产生，得到单分散的微米级陶瓷粉体；2、本发明中，所得微米级陶瓷粉体由于具有低比表面积，可以抑制材料的界面介电损耗。
附图说明
19.图1为r
(1-x)mx
tio3（（a）x=0.1；（b）x=0.2；（c）x=0.3；（d）x=0.4）制备的烧结后陶瓷的显微形貌图，其中（a）为实施例2，（b）为实施例6，（c）为实施例10，（d）为实施例14中，未进行三次球磨的块体材料的显微形貌；图2为实施例10中沿晶断裂方式得到的陶瓷粉体的显微形貌图，从图中可知所得陶瓷粉体形貌与晶粒形状类似，细粉较少；图3为实施例2中穿晶断裂方式得到的陶瓷粉体的显微形貌图，从图中可知所得陶瓷粉体形貌为无规则块体，细粉较多。
实施方式
20.以下通过下述实施方式进一步说明本发明，应理解，下述实施方式仅用于说明本发明，而非限制本发明。
21.本公开中，微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的化学组成可为r
(1-x)mx
tio3；其中，r为ca、sr、ba中的一种，m为co、ni、mn、zn中的三种，0.1≤x≤0.4。而且，m为co、ni、mn、zn中的三种时，不同m元素之间优选为等摩尔比。以下示例性地说明单分散的微米级别粉体的制备方法。
22.将rco3（r为ca、sr、ba中的一种）、mo（m为co、ni、mn、zn中的三种）和tio2按r
(1-x)mx
tio3（0.1≤x≤0.4）的化学计量比混合，得到混合粉体。其中，混合方式可为球磨混合（或称一次球磨处理）。所述球磨混合参数包括：加入去离子水作为球磨介质，在250～300转速下球磨12～24小时。优选，在球磨处理后进行烘干。所述烘干的温度可为150℃。
23.将混合粉体可在1100～1200℃下煅烧4小时，以形成rtio3相，记为合成粉体。
24.将煅烧后的合成粉体进行磨细处理，其目的在于减小粉体粒度，提高烧结活性。所述磨细处理的方式为球磨处理（或称二次球磨处理）。所述球磨处理的参数包括：加入去离子水作为球磨介质，在300～400转速下二次球磨12小时。优选，在球磨处理后进行烘干。所述烘干的温度为150℃。
25.将粘结剂加入磨细处理后的合成粉体进行研磨造粒后，得到造粒粉体。其中，粘结剂可为3wt%的pva溶液。所述粘结剂的加入量为磨细处理后的合成粉体质量的4～10wt%。将造粒粉体压制成型（例如10mpa压力），得到陶瓷素坯。
26.将成形的陶瓷素坯破碎后过20目筛，其目的在于提前破碎素坯，防止烧结后的瓷体过硬给球磨带来困难。将过20目筛后的粉体置于1250～1400℃下进行烧结4～12h，其目的在于促使晶粒长大形成大晶粒，得到烧结粉体。
27.将烧结后的陶瓷粉体进行球磨处理（或称三次球磨处理），直至粉体d
50
降至10μm左右。所述球磨混合参数包括：加入去离子水作为球磨介质，在300～400转/min转速下球磨4～8h小时。优选，在球磨处理后进行烘干。所述烘干的温度为150℃。
28.本发明中，采用激光粒度仪测试微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的粒径d
50
为5～15μm，且d
10
为0.7～1.6μm，比表面积为1200～2000m2/kg。
29.在本发明一实施方式中，将陶瓷粉体以体积含量30～50vol%与树脂基体复合（ptfe、ppo、pi中的一种或多种），得到复合介质材料（简称复合材料）。本发明中，采用矢量网络分析仪测试由微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体制备的复合介质材料的介电损耗为不超过5.5
×
10-3
，优选不超过3.5
×
10-3
，更优选不超过2
×
10-3
，最优选不超过1.2
×
10-3
。采用矢量网络分析仪测试该复合介质材料的介电常数为8～26。
[0030] 下面进一步例举实施例以详细说明本发明。同样应理解，以下实施例只用于对本发明进行进一步说明，不能理解为对本发明保护范围的限制，本领域的技术人员根据本发明的上述内容作出的一些非本质的改进和调整均属于本发明的保护范围。下述示例具体的工艺参数等也仅是合适范围中的一个示例，即本领域技术人员可以通过本文的说明做合适的范围内选择，而并非要限定于下文示例的具体数值。
[0031]
实施例1步骤（1）：将rco3（r=ca）、mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为0.5:0.5:1）和tio2按r
0.9m0.1
tio3的化学计量比混合，加入去离子水作为球磨介质，在250转速/分钟下一次球磨处理12h后，再于150℃烘干，得到混合粉体；步骤（2）：将混合粉料在1200℃下煅烧4小时，得到合成粉体；步骤（3）：将煅烧所得合成粉体加入去离子水作为球磨介质，在300转速/分钟下二次球磨处理12小时后，再于150℃烘干，得到磨细后合成粉体；步骤（4）：将3wt%的pva溶液作为粘结剂，加入磨细后合成粉体进行研磨造粒后，在10mpa的压力下成形，得到陶瓷素坯；步骤（5）：将成形的陶瓷素坯经破碎后过20目筛，随后置于1250℃下进行烧结12h，得到烧结粉体；步骤（6）：将烧结粉体在300转速/分钟下三次球磨处理8h后，直至粉体d
50
降至10μm，再于150℃烘干，得到陶瓷粉体。所得陶瓷粉体的粒径及比表面积列于表3；步骤（7）：将干燥后的陶瓷粉体以体积比40vol%与树脂基体pi复合，复合材料介电性能列于表3。
[0032]
实施例2本实施例2中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别仅在于：烧结温度为1300℃，烧结时间为8h。
[0033]
实施例3本实施例3中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别仅在于：烧结温度为1350℃，烧结时间为6h。
[0034]
实施例4本实施例4中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别仅在于：烧结温度为1400℃，烧结时间为4h。
[0035]
实施例5本实施例5中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别在于：1）mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.8m0.2
tio3；
2）在250转速/分钟下一次球磨时间为16h；3）煅烧温度为1150℃，煅烧时间为4小时；4）烧结温度为1250℃，烧结时间为12h；5）在300转速/分钟下，三次球磨时间为6h。
[0036]
实施例6本实施例6中陶瓷粉体的制备步骤同实施例5，区别仅在于：烧结温度为1300℃，烧结时间为8h。
[0037]
实施例7本实施例7中陶瓷粉体的制备步骤同实施例5，区别仅在于：烧结温度为1350℃，烧结时间为6h。
[0038]
实施例8本实施例8中陶瓷粉体的制备步骤同实施例5，区别仅在于：烧结温度为1400℃，烧结时间为4h。
[0039]
实施例9本实施例9中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别在于：1）mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3；2）在250转速/分钟下一次球磨时间为20h；3）煅烧温度为1150℃，煅烧时间为4小时；4）烧结温度为1250℃，烧结时间为12h；5）在300转速/分钟下，三次球磨时间为6h。
[0040]
实施例10本实施例10中陶瓷粉体的制备步骤同实施例9，区别仅在于：烧结温度为1300℃，烧结时间为8h。
[0041]
实施例11本实施例11中陶瓷粉体的制备步骤同实施例9，区别仅在于：烧结温度为1350℃，烧结时间为6h。
[0042]
实施例12本实施例12中陶瓷粉体的制备步骤同实施例9，区别在于：烧结温度为1400℃，烧结时间为4h。
[0043]
实施例13本实施例13中陶瓷粉体的制备步骤同实施例1，区别在于：1）mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1.5:1.5:1），陶瓷组分为r
0.6m0.4
tio3；2）在250转速/分钟下一次球磨时间为24h；3）煅烧温度为1100℃，煅烧时间为4h；4）烧结温度为1250℃烧结时间为12h；5）在300转速/分钟下三次球磨时间为4h。
[0044]
实施例14本实施例14中陶瓷粉体的制备步骤同实施例13，区别仅在于：烧结温度为1300℃，烧结时间为8h。
[0045]
实施例15本实施例15中陶瓷粉体的制备步骤同实施例13，区别仅在于：烧结温度为1350℃，烧结时间为6h。
[0046]
实施例16本实施例16中陶瓷粉体的制备步骤同实施例13，区别仅在于：烧结温度为1400℃，烧结时间为4h。
[0047]
实施例17本实施例17中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.6m0.4
tio3。
[0048]
实施例18本实施例18中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.8m0.2
tio3。
[0049]
实施例19本实施例19中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.9m0.1
tio3。
[0050]
实施例20本实施例20中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：r=sr。
[0051]
实施例21本实施例21中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：r=ba。
[0052]
实施例22本实施例22中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、zn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0053]
实施例23本实施例23中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、mn、zn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0054]
实施例24本实施例24中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=ni、mn、zn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0055]
实施例25本实施例25中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：烧结温度为1350℃，烧结时间为8h。
[0056]
实施例26本实施例26中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：烧结温度为1400℃，烧结时间为8h。
[0057]
对比例1本对比例1中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、mn，且三种m的摩尔比为1:1:1），陶瓷组分为r
0.5m0.5
tio3。
[0058]
对比例2本对比例2中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co），陶瓷组分
为r
0.7m0.3
tio3。
[0059]
对比例3本对比例3中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m= ni），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0060]
对比例4本对比例4中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=mn），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0061]
对比例5本对比例5中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=zn），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0062]
对比例6本对比例6中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：烧结温度为1450℃，烧结时间为8h。
[0063]
对比例7本对比例7中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni，且两种m的摩尔比为1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0064]
对比例8本对比例8中陶瓷粉体的制备步骤同实施例10，区别仅在于：mo（m=co、ni、mn和zn时，且四种m的摩尔比为1:1:1:1），陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3。
[0065]
表1为本发明实施例1-19中单分散微米级陶瓷粉体的制备参数：
[0066] 表2为本发明实施例20-26和对比例1-8中单分散微米级陶瓷粉体的制备参数：
[0067] 表3为本发明实施例1-19中单分散微米级陶瓷粉体及复合材料的性能参数：
[0068] 表4为本发明实施例20-26和对比例1-8中单分散微米级陶瓷粉体及复合材料的性能参数：
[0069]
参照实施例6，当组分为r
0.8m0.2
tio3时，此时由于多种元素共同a位掺杂，在陶瓷内部形成大量缺陷，缺陷部分能量高，会率先成核。而由于此时m掺杂量较少，成核位点之间距离较大，导致晶粒生长过快，形成巨大晶粒（如图1中（b）所示），晶粒内部气孔也无法排出，导致陶瓷介电损耗降低较少。同理，实施例19其介电损耗仍然较高。
[0070]
参照实施例10，当陶瓷组分为r
0.7m0.3
tio3时，由于m掺杂量增加，成核位点数量增加，相邻成核位点距离下降，晶粒尺寸明显均匀化。且此时的晶粒在钉扎作用下强度增加，断裂模式由穿晶断裂变为沿晶断裂，球磨后的颗粒为完整的晶粒，因此细粉含量极少，d
10
明显增加，比表面积较低。参照对比例1，若继续增加m的含量，由于陶瓷本身发生晶相转变，本征介电损耗增加，因此复合材料介电性能恶化。
[0071]
由对比例7可知，当m为2种元素时，样品的钉扎效应较弱，无法发生全部穿晶断裂向沿晶断裂的转变，即使调控烧结和球磨参数，也无法增加d
10
的粒径，样品比表面积依旧较大，复合材料损耗降低较少。参照对比例8，当m为4种元素，陶瓷发生晶格畸变，样品本征介电性能变差，虽然可以得到粒径分布较为均匀的微米级粉体，但复合材料的介电损耗依然较高。其中，m优选为co、ni、mn共掺，参见实施例10、22、23和24，其他组合本征介电损耗更高，因此虽然相同条件下实现均匀微米级粉体的制备，但介电损耗偏高。
[0072]
参见本发明中实施例9、10、25、26，当烧结温度为1250℃时，即使其烧结时间长达12h，晶粒依然无法长大，其介电损耗较高。当烧结温度为1300℃-1400℃时，其陶瓷粉体实现致密，其介电损耗明显下降。参见对比例6，当其烧结温度过高，晶粒生长速度过快，晶粒内部的气孔来不及排出，导致晶粒强度下降，破碎方式又从沿晶破碎向穿晶破碎转变，细粉
量增加，介电损耗增加。
[0073]
虽然本发明中实施例20、21相较于对比例其介电损耗较高，但二者分别基于srtio3和batio3进行高熵掺杂，且srtio3（介电损耗为0.005）和batio3（介电损耗为0.01）自身介电损耗就很高。因此，本发明实施例20、21通过三种m元素的高熵掺杂同样实现了srtio3基和batio3基陶瓷粉体的制备。
[0074]
综上，将陶瓷组分设定在r
(1-x)mx
tio3（0.1≤x≤0.4，优选0.2≤x≤0.3，更优选r
0.7m0.3
tio3）时，一方面由于高熵陶瓷的钉扎效应，晶粒内部强度增加。受外力作用下，陶瓷破碎时，应力沿晶界释放，穿晶断裂变为沿晶断裂，最终形成粉体形貌为完整的晶粒，避免穿晶断裂破坏晶粒带来的大量细粉。同时适量m种类和含量掺杂，通过抑制陶瓷的非谐损耗，可降低陶瓷本征介电损耗。再通过低温长时间保温的烧结制度，最终可实现粒径均匀分布的微米级高介电常数的陶瓷粉体的制备。

技术特征：
1.一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的化学组成为r
(1-x)
m
x
tio3；其中，r为ca、sr、ba中的一种，m为co、ni、mn、zn中的三种，0.1≤x≤0.4；当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为（0.5～1.5）：（0.5～1.5）：1；所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的粒径d
50
为5～15μm，且d
10
为0.7～1.6μm；所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的制备方法包括：（1）将r的碳酸盐粉体、m的氧化物粉体和tio2粉体按r
(1-x)
m
x
tio3的化学计量比称量并混合后进行煅烧，得到合成粉体；（2）将合成粉体进行磨细处理和烘干，得到磨细后的合成粉体；（3）将磨细后的合成粉体和粘结剂混合并进行造粒处理，得到造粒粉体后再压制成型，得到陶瓷素坯；（4）将陶瓷素坯破碎后过20目筛，再经过1250～1400℃下烧结，得到烧结粉体；（5）将烧结粉体进行球磨处理，得到所述高介电常数的陶瓷粉体。2.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，0.2≤x≤0.3。3.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为（1～1.5）：（1～1.5）：1。4.根据权利要求3所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，当m选自co、ni、mn、zn中的三种时分别记为m1、m2和m3，m1、m2和m3的摩尔比为1：1：1。5.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的粒径d
50
为5～12μm，且d
10
为0.7～1.5μm；所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的比表面积为1200～2000m2/kg。6.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，步骤（1）中，所述m的氧化物粉体为coo、nio、mno、zno中的三种；所述混合方式为球磨混合，且在球磨混合结束后进行烘干；所述球磨混合参数包括：去离子水或/和有机溶剂为球磨介质，球磨转速为250～300转/分钟，球磨时间为12～24小时；所述烘干的温度为100～150℃，时间为6～10小时；所述煅烧的温度为1100～1200℃，煅烧时间为2～6小时。7.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，步骤（2）中，所述磨细处理的参数包括：去离子水或/和有机溶剂作为球磨介质，球磨转速为300～400转/分钟，球磨时间为10～16小时；所述烘干的温度为100～150℃，烘干时间为6～10小时。8.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，步骤（3）中，所述粘结剂为浓度为1～5wt%的pva水溶液；所述粘结剂的加入量为磨细后的合成粉体质量的4～10wt%；所述造粒处理的方式为研磨造粒；所述压制成型的压力为10～30mpa。9.根据权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，步骤
（4）中，所述烧结的时间为4～12小时。10.根据权利要求1-9中任一项所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体，其特征在于，步骤（5）中，所述球磨处理的参数包括：去离子水或/和有机溶剂作为球磨介质，球磨转速为300～400转/分钟，球磨时间为4～8小时；直至高介电常数的陶瓷粉体的直径d
50
降至5～12μm。11.一种高频复合介质材料，其特征在于，包含权利要求1所述的微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体和树脂复合后得到；所述高频复合介质材料中高介电常数的陶瓷粉体的体积百分比为30～50vol%。12.根据权利要求11所述的高频复合介质材料，其特征在于，所述树脂为聚四氟乙烯ptfe、聚苯醚ppo、聚酰亚胺pi中的至少一种。

技术总结
本发明涉及一种微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体和应用，属于高介电常数的陶瓷粉体和高频复合介质材料制备领域。所述微波复合基板用高介电常数的陶瓷粉体的化学组成为R


技术研发人员：彭海益 姚晓刚 林慧兴 姜少虎 谢天翼 何飞 赵相毓 张奕 顾忠元
受保护的技术使用者：中国科学院上海硅酸盐研究所
技术研发日：2023.06.08
技术公布日：2023/7/12