CN112110722A - 一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法 - Google Patents

一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法 Download PDF

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Abstract

本发明属于电介质陶瓷材料技术领域，尤其涉及一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，所述方法是采用两种或多种尺寸的粉体材料作为原料，粉体尺寸需满足密堆积模型。介电陶瓷粉体尺寸范围在30‑500nm，当大颗粒粉体和小颗粒粉体直径分别为DL和DS时，粉体尺寸需满足DL≤0.414DS；大颗粒粉体和小颗粒粉体质量配比在1:1至20:1之间；控制烧结温度在950‑1200℃，保温时间为2‑14h。本发明具有可控制备微纳米电介质陶瓷材料的优势，且制备方法无需使用特殊的烧结设备、助烧剂，可作为新一代微纳米电介质陶瓷的生产，具有很强的实用性。

Description

一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法
技术领域
本发明属于电介质陶瓷材料技术领域，尤其涉及一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法。
背景技术
在陶瓷材料实际应用方面，包括满足高介电、高储能密度、小型化等要求，合成微纳米陶瓷至关重要。微纳米陶瓷的合成取决于粉体性质和烧结方法。关于粉体方面的研究已经相当成熟，采用不同的制备方法可以获得尺寸、形貌和相各异组成的粉体。因此，目前研发重点主要集中在优化烧结方法和开发新的烧结方法。
传统烧结法通过提高烧结温度、延长保温时间提高陶瓷致密度，但是会导致陶瓷晶粒尺寸增大，造成介电常数和储能性能不可控。重要的是，提高烧结温度和延长保温时间带来极大的成本损耗，制约了其在工业上的批量生产。针对这些问题，研究者们对电介质陶瓷合成方法不断探索，包括如热压烧结法、放电等离子烧结法、冷烧结法和两步烧结法。彭孝茹等人采用热压烧结法制备了钛酸钡基微纳米陶瓷(授权公布号CN 105272232 A)。周开珍等人采用放电等离子烧结法制备了钛酸钡基微纳米陶瓷(授权公布号CN 107759217 A)。王师阳等人采用冷烧结法制备了微纳米电介质陶瓷(授权公布号CN 106587994 A)。蒲永平课题组采用两步烧结法钛酸锶基微纳米陶瓷(授权公布号CN 107935589 A)。显然，上述方法的制备设备昂贵特殊、工艺复杂、制备条件苛刻，从而导致材料的制造成本高、难以实现可控合成的问题，这些限制了它们的实际应用。
因此，开发一种能够实现可控合成微纳米电介质陶瓷材料的通用方法，是改善陶瓷微观结构、优化组成、提高储能性能的关键技术。
发明内容
为了解决上述问题，本发明提供了一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，包括以下步骤：
步骤一：粉体预处理：
将粉体粒径从大到小的顺序排列，每相邻粒径的两种粉体尺寸满足DL≤0.414DS，质量比均为1-20:1，按此质量比分别称取两种或两种以上的不同粒径尺寸的介电陶瓷粉体，将其混合在无水乙醇中球磨，在60-90℃烘箱中蒸发溶剂至烘干，获得所需的介电陶瓷混合粉体；
步骤二：陶瓷烧成：
取步骤(1)所得介电陶瓷混合粉体，进行造粒和压片成型得到生坯，生坯在950-1200℃烧结2～14h得到陶瓷样品。
进一步的方案为，所述介电陶瓷粉体尺寸范围在30-500nm。
进一步的方案为，步骤(1)所述介电陶瓷粉体组元数为二元或多元。
进一步的方案为，步骤(1)所述介电陶瓷粉体种类包括BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3、BT@KNN、BSZT@KNN、BSZT@KNN陶瓷材料。
上述方法烧结所得陶瓷相对密度在0.65-0.96之间，晶粒尺寸控制在215-2656nm之间，室温介电常数在1240-4421之间。
需要强调的是：DL和DS分别代表相邻粒径的粉体直径，其中，DL为较大粒径，DS为较小粒径。
BT@KNN表示BaTiO3@K0.5Na0.5NbO3(中文是钛酸钡@铌酸钾钠)；
BSZT@KNN表示Ba0.8Sr0.2Zr0.1Ti0.9O3@K0.5Na0.5NbO3(中文是锆钛酸锶钡@铌酸钾钠)；
本发明的有益效果为：
(1)本发明利用自组装作用和纳米粉体提高烧结动力的作用，在不使用特殊烧结设备和助烧剂的情况下，通过不同粒径粉体颗粒的组合，实现致密微纳米陶瓷材料的可控合成。
(2)小颗粒粉体材料与大颗粒粉体材料自组装，促使小颗粒粉体材料填充到大颗粒粉体材料的空隙间，从而又促使大颗粒自组装致密排列，进而能够提高烧结速率，但不会造成晶粒长大，有助于获得致密度大的微纳米陶瓷。
(3)自组装的两种或者两种以上粉体材料中，小颗粒粉体材料粉体具有较低的活化能，从而有利于降低烧结温度。
(4)本发明具有可控制备微纳米电介质陶瓷材料的优势，可作为新一代微纳米电介质陶瓷的生产，具有强的实用性。
附图说明
图1为不同烧结温度下采用自组装烧结法所得BaTiO3介电陶瓷的SEM图：(a)950℃；(b)1000℃；(c)1050℃；(d)1110℃；(e)1150℃和(f)1200℃；(g)介温谱和(h)介电损耗曲线；(i)XRD图。
图2为烧结温度为1000℃不同保温时间所得BaTiO3介电陶瓷的SEM图：(a)2h；(b)6h；(c)10h和(d)14h；(e)介温谱和(f)介电损耗曲线；(g)XRD图。
图3为BaTiO3粉体不同配比所得BaTiO3介电陶瓷的SEM图：(a)0:1；(b)0.2:1；(c)1:1；(d)2:1；(e)5:1；(f)10:1；(g)15:1；(h)20:1和(i)1:0；(j)介温谱和(k)介电损耗曲线；(l)XRD图。
图4为自组装烧结法所得不同晶粒尺寸BaTiO3介电陶瓷的SEM图：(a)400nm；(b)400nm+200nm；(c)400nm+80nm；(d)500nm；(e)500nm+200nm；(f)500nm+80nm；(g)介温谱和(h)介电损耗曲线；(i)XRD图。
图5为三元和四元自组装烧结法所得BaTiO3介电陶瓷的SEM图：(a)三元；(b)四元；(c)介温谱和(d)介电损耗曲线；(e)XRD图。
图6为自组装烧结法所得BT@KNN陶瓷的SEM图：(a)S-1；(b)S-2；(c)S-3；(d)S-4；(e)S-5；(f)样品的XRD图；(g)介温谱和(h)介电损耗曲线。
图7为自组装烧结法所得BSZT@KNN陶瓷的SEM图：(a)S-1；(b)S-2；(c)S-3；(d)S-4；(e)S-5；(f)样品的XRD图；(g)介温谱和(h)介电损耗曲线。
图8为自组装烧结法所得不同系列介电陶瓷的SEM图：(a)BT+ST系列(b)BST系列(c)BT系列和(d)ST系列；(e)介温谱和(f)介电损耗；(g)XRD图。
具体实施方式
下面将结合附图和实施方式对本发明作进一步说明。
实施例1
本实例为烧结温度范围的实例。在本实施例中，分别以200nm和80nm的BaTiO3为粉体材料。经混合、球磨、烘干得到BaTiO3混合粉体。将烧结温度950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃和1200℃烧结2h得到圆片陶瓷材料，分别记为#1、#2、#3、#4、#5和#6。其相关结果如表1和图1所示。具体制备过程如下：
S1、粉体预处理。按照质量比为1:1分别称取5.0g 80nm和5.0g 200nm的BaTiO3粉体，将其在无水乙醇中球磨混合均匀，然后在烘箱中烘干，获得自组装烧结所需的BaTiO3粉体。
S2、陶瓷烧成。称取8.0g S1中所述的BaTiO3混合粉体取步骤(1)所得介电陶瓷混合粉体，按常规的造粒和压片工艺成型，然后在950℃、1000℃、1050℃、1100℃、1150℃和1200℃烧结2h得到圆片陶瓷样品。
表1陶瓷材料测试结果
Figure BDA0002654675120000051
由表1和图1可以看出，在本实施例中，当粉体配比为1:1、保温时间为2h时，提高烧结温度，陶瓷的相对密度和晶粒尺寸单调升高，最大介电常数均不断升高，介电损耗有所降低，陶瓷材料具有较好的介电温度稳定性，从而实现了对陶瓷材料晶粒尺寸的控制。
实施例2
本实例为保温时间范围的实例。在本实施例中，相比实例1，固定当烧结温度为1000℃，即具体制备过程与实例1中的样品#2一样，仅改变烧结保温时间，将2h、6h、10h和14h所得陶瓷，分别记为#7、#8、#9和#10。其相关结果如表2和图2所示。
由表2和图2可以看出，在本实施例中，当粉体配比为1:1、烧结温度为1000℃，控制保温时间为2～14h时，可以提高陶瓷的相对密度。但是，过长的保温时间造成晶粒异常长大，反而造成致密度有所降低。所得陶瓷相对密度可达0.92，最大介电常数为2692，介电损耗为0.049，且晶粒尺寸保持与200nm BaTiO3粉体相比变化不大。同样可以实现微纳米陶瓷的可控制备。
表2陶瓷材料测试结果
Figure BDA0002654675120000061
实施例3
本实例为不同比例范围的实例。在本实施例中，相比实例2，固定当烧结温度为1000℃、保温时间为2h，仅改变BaTiO3混合粉体在0:1-1:0之间的比例，获得不同相对密度和晶粒尺寸的BaTiO3介电陶瓷材料。即具体制备过程与实例2中的样品#9一样，差别仅是粉体比例不一样，将比例0:1、0.2:1、1:1、2:1、5:1、10:1、15:1、20:1和1:0所得陶瓷，分别记为#11、#12、#13、#14、#15、#16、#17、#18和#19。其相关结果如表3和图3所示。
表3陶瓷材料测试结果
Figure BDA0002654675120000071
Figure BDA0002654675120000081
由表3和图3可以看出，在本实施例中，当烧结温度为1000℃、保温时间为2h时，改变BaTiO3粉体比例对所得陶瓷相对密度、晶粒尺寸和介电性能影响最显著。随着大尺寸粉体比例增加时，陶瓷的相对密度和晶粒尺寸持续降低。陶瓷相对密度可达到0.92、晶粒尺寸为252nm。从而实现了对微纳米BaTiO3陶瓷材料的可控制备。
实施例4
本实例为不同组合方式的实例。在本实施例中，分别以不同微纳米的BaTiO3为粉体材料，经混合、球磨、烘干得到自组装烧结所需的BaTiO3混合粉体；再经过造粒、成型、烧结得到BaTiO3圆片陶瓷样品。将组合方式400nm、400nm+200nm、400nm+80nm、500nm、500nm+200nm和500nm+80nm所得陶瓷，分别记为#20、#21、#22、#23、#24和#25。其相关结果如表4和图4所示。具体制备过程如下：
S1、粉体预处理。按照质量比为1:1，分别称取5.0g 400nm和5.0g 200nm的BaTiO3粉体、5.0g 400nm和5.0g 80nm的BaTiO3粉体、5.0g 500nm和5.0g 200nm的BaTiO3粉体、5.0g500nm和5.0g 80nm的BaTiO3粉体，将其在无水乙醇中球磨混合均匀，然后在烘箱中烘干，获得自组装烧结所需的BaTiO3粉体。
S2、陶瓷烧成。称取8.0g S1中所述的混合粉体，按常规的造粒和压片工艺成型，然后在1100℃烧结6h得到圆片陶瓷样品。
由表4和图4可以看出，在本实施例中，满足几何尺寸的条件下，粉体尺寸差异越大，体系的烧结动力越大，容易获得致密的且晶粒尺寸与大尺寸粉体相当的纳米BaTiO3陶瓷材料。样品的平均晶粒尺寸可以控制在410-540nm之间，最大介电常数和介电损耗分别可以达到3972和0.047。从而实现了对不同尺寸微纳米BaTiO3陶瓷材料的可控制备。
表4陶瓷材料测试结果
Figure BDA0002654675120000091
实施例5
本实例为不同组元数的实例。在本实施例中，以三元和四元组合为例，但不限于这两种组元。即具体制备过程与实例4中的样品相同，差别仅是粉体组合方式不同。将三元组合方式400nm+200nm+80nm和四元组合方式500nm+400nm+200nm+80nm所得陶瓷，分别记为#26和#27。其相关结果如表5和图5所示。
相比以上二元自组装制备法实例，通过三元和四元自组装法，能够制备致密度更高的微纳米BaTiO3陶瓷材料。
表5陶瓷材料测试结果
Figure BDA0002654675120000101
实施例6
在本实施例中，采用溶胶包覆法制备200nm和80nm BT@KNN粉体，但不限于BT@KNN粉体。其中，KNN包覆量为BT粉体质量的8％。以不同的组合方式如表6所示，采用自组装烧结法制备微纳米BT@KNN陶瓷材料。以五种组合方式为例，但不限于这五种组合。其中，200nm和80nm BT@KNN粉体质量比为1:1。将表6组合方式所得陶瓷，分别记为#28、#29、#30、#31和#32。
表6 BT@KNN粉体的组合方式。
Figure BDA0002654675120000102
Figure BDA0002654675120000111
其相关结果如表7和图6所示。具体制备过程如下：
S1、制备KNN溶胶。采用柠檬酸盐法制备KNN溶胶：将质量比为1:10的Nb2O5(10g)和K2S2O7(100g)混合，在800℃下煅烧0.5h，得到白色固体物质。将其溶解于饱和草酸溶液中，向溶液中滴加氨水，获得白色沉淀Nb(OH)5。将Nb(OH)5沉淀以1:3的摩尔比溶解于柠檬酸溶液中，得到淡黄色柠檬酸铌溶液，经恒重法标定浓度。以n(Na+):n(K+):n(Nb5+)＝1:1:2的摩尔比，将Na2CO3和K2CO3加入柠檬酸铌溶液，向溶液中滴加氨水，调节pH＝6，在60℃下持续搅拌6h，获得淡黄色KNN溶胶。
S2、BT@KNN粉体的制备方法。以200nm的BaTiO3粉体和S1中所述的KNN溶胶为原料，通过溶胶包覆法合成不同尺寸的BT@KNN粉体，改变KNN包覆量分别为4、8、12和16wt.％。每100mL水、10.0g BT粉体和2.0mL乙二醇混合，经过超声分散1小时得到悬浮液，共准备四份。将含有KNN质量为0.4g、0.8g、1.2g和1.6g溶胶分别滴加到悬浮液中，用氨水调节pH＝6，在60℃下持续搅拌4h，获得前驱体。将此前驱体在80℃下干燥24h，在850℃下煅烧2h，随炉冷却后获得KNN不同包覆量的BT@KNN粉体。
S3、粉体预处理。从S3中所述的BT@KNN粉体，分别称取5.0g200nm BT@KNN粉体和5.0g 80nm BT@KNN粉体，将其在无水乙醇中球磨混合均匀，然后在烘箱中烘干，获得BT@KNN粉体。
S4、烧成。称取8.0g S4中所述的复合粉体，再经过造粒、成型、在1150℃下烧结生坯2h，烧结得到BT@KNN圆片陶瓷样品。
表7陶瓷材料晶粒尺寸和介电性能等测试结果。
Figure BDA0002654675120000121
由表7和图6可以看出，在本实施例中，经过KNN掺杂改性的BaTiO3陶瓷相对密度和介电温度稳定性有了进一步的提高。陶瓷样品相对密度高达0.96，晶粒尺寸仅为192nm，介电损耗仅为0.017。可见，经自组装烧结法能够控制陶瓷材料的相对密度、晶粒尺寸和介电性能。
实施例7
本实例为不同种类的实例，说明本方法不限于BaTiO3陶瓷材料，还包括Ba0.8Sr0.2Zr0.1Ti0.9O3@K0.5Na0.5NbO3(BSZT@KNN)陶瓷材料。在本实施例中，采用溶胶包覆法制备200nm和80nm BSZT@KNN粉体，但不限于BSZT@KNN粉体。其中，KNN包覆量为BT粉体质量的8％。以不同的组合方式(如表8所示)，采用自组装烧结法制备微纳米BSZT@KNN陶瓷材料。以五种组合方式为例，但不限于这五种组合。其中，200nm和80nm BSZT@KNN粉体质量比为1:1。将表8组合方式所得陶瓷，分别记为#33、#34、#35、#36和#37。其相关结果如表9和图7所示。具体制备过程如下：
表8 BSZT@KNN粉体的组合方式
Figure BDA0002654675120000131
S1、制备190nm和70nm的BSZT粉体。按化学计量比(1.3:1)称取26.562g Ba(Ac)2、50.6mL的TiCl4溶液(浓度为1.779mol/L)，以及5.224g Sr(Ac)2、6.070g Zr(NO3)4·5H2O，分别加入到准备好的1000mL NaOH溶液中(浓度为9和17mol/L)，并充分搅拌、使其发生反应。反应温度为室温，反应时间为4h，得到白色悬浊液，陈化12h。之后，在60℃烘箱中烘干得到白色粉末。之后，在800℃下煅烧2h得到粉体。
S2、制备KNN溶胶。同实施例6之S1。
S3、BSZT@KNN粉体的制备方法。采用S1中所述的BSZT粉体和S2中所述的KNN溶胶为原料，通过溶胶包覆法合成不同尺寸的BSZT@KNN粉体，改变KNN包覆量分别为4、8、12和16wt.％。每100mL水、10.0g BSZT粉体和2.0mL乙二醇混合，经过超声分散1小时得到悬浮液，共准备四份。将含有KNN质量为0.4g、0.8g、1.2g和1.6g溶胶分别滴加到悬浮液中，用氨水调节pH＝6，在60℃下持续搅拌4h，获得前驱体。将此前驱体在80℃下干燥24h，在850℃下煅烧2h，随炉冷却后获得KNN不同包覆量的BSZT粉体。
S4、粉体预处理。从S3中所述的BSZT@KNN粉体，分别称取5.0g 200nm BSZT@KNN粉体和5.0g 80nm BSZT@KNN粉体，将其在无水乙醇中球磨混合均匀，然后在烘箱中烘干，获得BSZT@KNN粉体材料。
S5、烧成。称取8.0g S4中所述的复合粉体，再经过造粒、成型、在1150℃下烧结生坯2h，烧结得到BSZT@KNN圆片陶瓷样品。
表9陶瓷材料晶粒尺寸和介电性能等测试结果
Figure BDA0002654675120000141
Figure BDA0002654675120000151
由表9和图7可以看出，在本实施例中，采用BSZT替代主成分BaTiO3，经过KNN掺杂改性BSZT陶瓷具有更低的介电特征温度，且弛豫性质更加明显，介电温度稳定性有了更大的提高。陶瓷样品的相对密度高达0.96，晶粒尺寸仅为193nm，介电损耗仅为0.017。可见，经自组装烧结法能够控制陶瓷材料的相对密度、晶粒尺寸和介电性能。
实施例8
在本实施例中，涉及BSZT@KNN粉体与纳米BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3组合制备的陶瓷材料，具体配比如表10所示，并分别记为#38、#39、#40和#41。
表10 BSZT@KNN基粉体的组合方式。
Figure BDA0002654675120000152
Figure BDA0002654675120000161
*“-”表示未添加
采用溶胶包覆法制备200nm和80nm BSZT@KNN粉体，但不限于BSZT@KNN粉体。其中，KNN包覆量为BSZT粉体质量的8％。同时，采用沉淀法分别制备30nm的BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3。根据表10的配比，分别按质量比称取80nm和200nm BSZT@KNN粉体，以及粒径均为30nm的BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3粉体材料。同时，加入相应质量的KNN干凝胶粉，以保证体系KNN总含量占粉体总质量的8％。之后，将上述原料经混合、球磨、烘干得到复合粉体；再经烧结制得不同的陶瓷材料。其相关结果表10和图8所示。具体制备过程如下：
S1、制备190nm和70nm的BSZT粉体。按化学计量比(1.3:1)称取26.562g Ba(Ac)2、50.6mL的TiCl4溶液(浓度为1.779mol/L)，以及5.224g Sr(Ac)2、6.070g Zr(NO3)4·5H2O，分别加入到准备好的1000mL NaOH溶液中(浓度为9和17mol/L)，并充分搅拌、使其发生反应。反应温度为室温，反应时间为4h，得到白色悬浊液，陈化12h。之后，在60℃烘箱中烘干得到白色粉末；在800℃下煅烧2h得到粉体。
S2、制备KNN溶胶。同实施例6之S1。
S3、BSZT@KNN粉体的制备方法。同实施例7之S3。
S4、30nm BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3的制备方法，方法同S1。具体如下：
(1)制备30nm BaTiO3。按化学计量比(1.3:1)称取33.2g Ba(Ac)2、56.2mL的TiCl4溶液(浓度为1.779mol/L)，分别加入到准备好的1000mL NaOH溶液中，其浓度为20mol/L，并充分搅拌、使其发生反应。反应温度为室温，反应时间为4h，得到白色悬浊液，陈化12h。之后，在60℃烘箱中烘干得到白色粉末；在700℃下煅烧2h得到30nm BaTiO3添加剂。
(2)制备30nm SrTiO3。按化学计量比(1.3:1)称取18.3g Sr(Ac)2、56.2mL的TiCl4溶液(浓度为1.779mol/L)，分别加入到准备好的1000mL NaOH溶液中，其浓度为20mol/L，并充分搅拌、使其发生反应。反应温度为室温，反应时间为4h，得到白色悬浊液，陈化12h。之后，在60℃烘箱中烘干得到白色粉末；在700℃下煅烧2h得到30nm SrTiO3添加剂。
(3)制备30nm Ba0.5Sr0.5TiO3。按化学计量比(1.3:1)称取16.5g Ba(Ac)2、9.15g Sr(Ac)2、56.2mL的TiCl4溶液(浓度为1.779mol/L)，分别加入到准备好的1000mL NaOH溶液中，其浓度为20mol/L，并充分搅拌、使其发生反应。反应温度为室温，反应时间为4h，得到白色悬浊液，陈化12h。之后，在60℃烘箱中烘干得到白色粉末；在700℃下煅烧2h得到30nmBa0.5Sr0.5TiO3添加剂。
S5、KNN干凝胶粉的制备方法。将S2中的KNN溶胶在60℃下干燥24小时，得到KNN干凝胶粉。
S6、粉体预处理。从S3中所述的BSZT@KNN粉体，分别称取5.0g 200nm BSZT@KNN粉体和5.0g 80nm BSZT@KNN粉体，按照质量比称取S4中所述的添加剂，按比例加入S5中所述的KNN干凝胶粉，将其在无水乙醇中球磨混合均匀，然后在烘箱中烘干，获得复合粉体材料。
S7、烧成。称取8.0g S6中所述的复合粉体，再经过造粒、成型，在1100℃下烧结生坯4h，得到圆片陶瓷样品。
由表11和图8可以看出，在本实施例中，采用纳米添加剂提高了陶瓷整体的相对密度，降低了介电损耗，增强了弛豫性质和介电温度稳定性。陶瓷样品相对密度高达0.97，晶粒尺寸仅为192nm，介电损耗仅为0.0085。可见，该制备方法能够适用于复杂体系陶瓷材料的可控合成。
表11陶瓷材料晶粒尺寸和介电性能等测试结果
Figure BDA0002654675120000181
需要强调的是：本申请中提到的自组装烧结法指的是大小不同粉颗粒在烧结过程中可以自发组装成致密陶瓷。
本申请中提到的“较大粒径”和“较小粒径”是指在同一次烧结中，相邻粒径粉体中的相对较大粒径粉体和相对较小粒径粉体，无固定尺寸要求。
以上所述仅为本发明的实施例，并非因此限制本发明的专利范围，凡是利用本发明说明书及附图内容所作的等效结构或等效流程变换，或直接或间接运用在其它相关的技术领域，均同理包括在本发明的专利保护范围内。

Claims (4)

1.一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，其特征在于，包括以下步骤：
步骤一：粉体预处理：
将粉体粒径从大到小的顺序排列，每相邻粒径的两种粉体尺寸满足DL≤0.414DS；质量比均为1～20:1，按此质量比分别称取两种或两种以上的不同粒径尺寸的介电陶瓷粉体，将其混合在无水乙醇中，球磨，在60-90℃烘箱中蒸发溶剂至烘干，得到所需的介电陶瓷混合粉体；
步骤二：陶瓷烧成：
取步骤(1)所得介电陶瓷混合粉体，进行造粒和压片成型得到生坯，生坯在950-1200℃烧结2～14h得到陶瓷样品。
2.根据权利要求1所述的一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，其特征在于，所述介电陶瓷粉体尺寸范围在30～500nm。
3.根据权利要求1所述的一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)所述介电陶瓷粉体可以是两组大小不同的粉体材料，即为二元组元体系或多元组元体系。
4.根据权利要求1所述的一种微纳米电介质陶瓷材料的制备方法，其特征在于，步骤(1)所述介电陶瓷粉体种类包括BaTiO3、SrTiO3和Ba0.5Sr0.5TiO3、BT@KNN、BSZT@KNN、BSZT@KNN陶瓷材料。
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