鈦酸鉍鈉基無鉛壓電陶瓷的極化性能熱穩定性研究進展

任鵬榮，王家樂

(西安理工大學材料科學與工程學院，陜西 西安 710048)

1 前 言

隨著社會的進步和發展，工業及日常生活信息化程度有了巨大的提升，這加速了電子功能陶瓷材料的研究和發展。如今電子功能陶瓷已經被廣泛應用于電子、光、熱、聲學等重要領域，成為國防工業、民用工業以及日常生活中重要的功能材料。壓電陶瓷能夠實現電能和機械能的相互轉化，一方面，在應力作用下壓電材料能產生電荷；另一方面，在電場作用下，壓電材料能發生變形。在日常生活中，壓電材料被廣泛應用于致動器、濾波器等微電子器件及醫用超聲、潛艇聲納等領域。目前商用的壓電材料基本都是鉛基壓電材料，例如Pb(Ti,Zr)O3(PZT)[1]。但是鉛有毒且在燒結過程中容易揮發，回收處理也比較困難，隨著環境保護和可持續發展的理念深入人心，各個國家都先后出臺了限制鉛在電子元器件中使用的法律法規。因此開發新型無鉛壓電陶瓷材料在各個國家獲得提倡和支持，研究高性能無鉛壓電陶瓷也成為了壓電材料領域的重要課題。

目前，無鉛壓電材料主要可分為以下4種體系：鈦酸鋇(BaTiO3，簡稱BT)基、鈮酸鉀鈉(K0.5Na0.5NbO3，簡稱KNN)基、鈦酸鉍鈉(Bi0.5Na0.5TiO3，簡稱BNT)基和鐵酸鉍(BiFeO3，簡稱BFO)基。其中，BNT基陶瓷因為具有較高的居里溫度、對燒結氣氛和環境濕度不敏感、制備工藝重復性好等一系列獨特優勢而被廣泛關注。研究發現，弛豫態BNT基陶瓷具有較大的電致應變、較高的機械品質因數等優異性能，特別是其在高功率器件中具有獨特的優勢[2]。但是，BNT基陶瓷自身的缺陷限制了其應用，如Bi3+、Na+容易揮發，漏電流較大，矯頑場較大，難以極化；再者BNT基陶瓷的壓電常數(d33)相對較小。針對BNT基陶瓷的缺陷，研究者們做了大量的工作來提升BNT基陶瓷的性能。例如通過在BNT中引入四方相結構的組元構成(1-x)Bi0.5Na0.5TiO3-xBaTiO3(BNT-BT)、(1-x)Bi0.5Na0.5TiO3-xBi0.5K0.5TiO3(BNT-BKT)等固溶體，可以有效減小BNT基陶瓷的矯頑場，提升其壓電常數[3],但同時又會導致BNT基陶瓷的退極化溫度(Td)降低。研究人員進而通過引入非化學計量比缺陷、化學摻雜、構建0-3或1-3復合及淬火等方式來提升BNT基陶瓷的Td[4-9]。

本文首先介紹了BNT基陶瓷材料的結構、性能及其退極化行為，然后總結了提高BNT基壓電陶瓷Td的方法，列出了一些通過組分設計、熱處理工藝等途徑提高Td的實例，闡述了每一種方法的作用機理，為開發設計高Td無鉛壓電陶瓷提供一定的參考，并推動其在實際中的應用。

2 鈦酸鉍鈉基陶瓷材料的結構與性能

由于純BNT具有高矯頑場而較難極化，早期的研究者通過A位或B位離子取代來提高壓電常數[10]，但提升效果非常有限。眾所周知，構筑準同型相界(morphotropic phase boundary,MPB)對提升材料的壓電性能非常有效，這在鉛基壓電材料中得到了很好的應用[1]。學者在BNT基陶瓷中也采用了構筑MPB的辦法，其中Takenaka等[3]于1991年報道了 (1-x)Bi0.5Na0.5TiO3-xBaTiO3(BNT-BT)二元陶瓷，當x=0.06～0.07時在陶瓷中構筑了三方-四方(R-T)相界，從而獲得了高壓電常數(d33=125 pC/N)。BNT-BT陶瓷隨BT含量及溫度變化呈現的相界如圖1所示，以此相圖為基礎，研究人員展開了廣泛的研究。隨后，Sasaki等[11]于1999年報道了另一種二元體系(1-x)Bi0.5Na0.5TiO3-xBi0.5K0.5TiO3(BNT-BKT)，當x=0.18～0.20時在BNT-BKT中同樣構筑了R-T相界，其d33值和Td均高于BNT-BT(見表1)。三元BNT基陶瓷(0.94-x)Bi0.5Na0.5TiO3-0.06BaTiO3-xK0.5Na0.5TiO3(BNT-BT-KNN)最早由Zhang等[13]于2007年報道，其具有較大的電致應變(S=0.45%)。研究發現，BNT-BT-KNN的大電致應變主要來源于外加電場引起的弛豫-鐵電相變而導致的晶格畸變的貢獻，然而外加電場引起可逆的極性-非極性相變也被認為是高應變的一種原因[13-15]。目前，一般認為BNT基陶瓷材料存在兩種不同的相界，可分為同時包含鐵電態R相和T相的MPB(Ⅰ)和具有弛豫(無極性)-鐵電(極性)相變的MPB(Ⅱ)。MPB(Ⅰ)可獲得較大的壓電系數，如BNT-BT和BNT-BKT；MPB(Ⅱ)則可獲得大電致應變，如BNT-BT-KNN。

圖1 BNT-BT陶瓷材料的相圖[3] Fig.1 Phase diagram of BNT-BT ceramics[3]

3 鈦酸鉍鈉基陶瓷材料的退極化行為

經過電場極化的樣品在升溫過程中，除了材料宏觀性能產生變化之外,也會伴隨著微觀形貌——即電疇的變化[16]。未經極化的BNT樣品微觀結構為大量方向隨機的極性納米微區(polar nano regions，PNRs)組成的無極性母相。在對樣品施加一個單向電場并保持一段時間后，樣品被極化，本來無序的極性納米微區在電場作用下轉為與極化方向同向，并且形成了長程有序的鐵電相，當外界溫度升高時，電疇失去了定向性，有序的極性納米微區再次轉變為無序狀態,即發生退極化。

BNT陶瓷的退極化現象在宏觀上表現為,當溫度上升到某一個值時，BNT材料宏觀的極化強度顯著降低(圖2)，這直接決定了BNT基陶瓷的最高工作溫度。BNT陶瓷中的退極化現象主要歸因于BNT陶瓷在200 ℃附近發生的相變[17]，這一特征可以從介電溫譜圖中明顯看出，在Td點之前，極化的BNT陶瓷呈現鐵電態，此時壓電常數d33較高；在Td點之后，BNT陶瓷呈現出弛豫態，發生頻率色散，而且d33急劇下降。也有學者利用其他方法確定BNT陶瓷的Td，如觀察BNT電滯回線隨溫度的變化，當剩余極化強度(Pr)有明顯下降時的溫度確定為Td。Wu等[18]提出將壓電系數d33突然下降時的溫度確定為Td；或者采用熱刺激電流(TSDC)峰值處的溫度作為Td，當BNT陶瓷出現退極化現象時，定向的偶極子極化方向發生轉變，轉變為無序化，此時會出現退電流，相應地在TSDC曲線上會明顯出現一個峰值[19]。Anton等[20]對以上幾種確定BNT陶瓷Td的方法做了比較，發現d33急劇下降時對應的溫度和TSDC曲線峰值對應的溫度基本一致。

圖2 退極化過程的主要步驟圖解Fig.2 Illustration of key stages in the depolarization mechanism

4 提高鈦酸鉍鈉基陶瓷退極化溫度的方法

4.1 摻雜

對于BNT基壓電陶瓷來說，其壓電常數可以通過構筑MPB(I)來提高，但由于不可避免地同時構筑了MPB(II)使其Td較低，導致其使用溫度范圍較窄，如圖3所示，這一特性是這種材料實際應用的一大阻礙[21,22]。

圖3 不同材料的退極化溫度(Td)與壓電常數(d33)的關系Fig.3 Relationship between depolarization temperature (Td)and piezoelectric constant (d33)of different type materials

元素摻雜是改善BNT基陶瓷壓電性能重要的方法之一。Takenaka等[23]在研究中發現，選取離子半徑較小的元素可以減緩Td的下降程度，并且設計了xBNT-y(Bi1/2Li1/2)TiO3-zBKT(x+y+z=1)陶瓷體系，研究發現該體系的晶格畸變和Td隨成分的變化趨勢保持高度一致，因此提出BNT基陶瓷的Td是由晶格畸變程度決定的。Lei等[24,25]在BNT-BKT-BT陶瓷中摻雜Li2CO3，發現Td隨著四方相的含量增加而提高，而且A位金屬堿金屬元素的揮發會導致陶瓷中四方相含量減少，隨之，Td降低。表1列舉了近年來元素摻雜對BNT基陶瓷Td的影響的一些研究進展。從表中可以看出，Mn元素的摻雜使BNT-BT陶瓷的Td由107 ℃增加至150 ℃，對Td的影響較為明顯。

表1 元素摻雜對BNT基陶瓷退極化溫度Td的影響Table 1 The effect of doping on the depolarization temperature of BNT-based ceramics

4.2 復合

2015年Zhang等[31]通過將BNT-6BT和極性半導體ZnO進行復合，構建了0.94Bi0.5Na0.5TiO3-0.06BaTiO3∶xZnO (BNT-6BT∶xZnO)3-0型復合陶瓷，研究發現ZnO能夠抑制BNT-6BT的退極化行為，當x=0.3時，退極化現象消失，這是因為ZnO復合后分布在BNT-6BT的晶界，利用ZnO極性半導體的性質提供電荷來補償部分極化電場的退極化，從而提高了退極化溫度，甚至使退極化現象消失(圖4)。

通過復合ZnO提高BNT基陶瓷的退極化溫度，這為BNT基陶瓷的改性提供了新的研究思路，學者圍繞BNT基復合陶瓷的壓電性能展開了廣泛的研究，并提出了不同的改性機制。Zhai等[32]將ZnO與BNT-7BT進行復合，研究發現部分Zn2+固溶到了基體晶格中，導致退極化溫度升高；隨后Yan等[33]也證實了來自ZnO的Zn2+會擴散到基體的晶格點陣中穩定鐵電相。Lukas等[34]通過壓電力顯微鏡(piezoelectric force microscopy，PFM)和核磁共振(nuclear magnetic resonance，NMR)證明了BNT-6BT陶瓷復合ZnO后，由于基體和ZnO的熱膨脹系數(coefficient of thermal expansion，CTE)不同所產生的內應力引起了弛豫態向鐵電態的轉變，誘導了鐵電態的長程有序，從而提高了退極化溫度，復合陶瓷的退極化機理如圖5所示。Zhang等[35]通過原位透射電鏡技術揭示了BNT-6BT∶0.3ZnO復合材料的退極化機理，Zn2+摻雜進BNT-6BT晶格中，產生了大量的微米級鐵電疇，原位加熱TEM表明，復合材料中的退極化行為不僅僅是簡單的Td轉移到更高的溫度，而是逐漸擴散到一個較寬的溫區；此外殘余應力對ZnO顆粒周圍的納米疇產生釘扎效應，而BNT-6BT晶粒中形成的微米疇也會被ZnO自發極化產生的電荷所束縛(圖6)。

圖4 BNT-6BT陶瓷退極化行為示意圖和BNT-6BT∶ZnO復合陶瓷抑制退極化行為示意圖[31] Fig.4 Schematics of depolarization in BNT-6BT ceramics and suppressed depolarization in BNT-6BT∶ZnO composite[31]

圖5 BNT-6BT∶xZnO (3-0)型復合材料的退極化機理：(a)由于ZnO顆粒和BNT-6BT的熱膨脹系數不匹配而產生應力場，(b)應力在rk內誘導鐵電長程有序并導致應力增加，其余材料處于非遍歷弛豫狀態；(c)外加電場對復合材料進行極化，(d)溫度升至T1時極化后的復合材料，(e)隨著溫度升高，ZnO顆粒附近逐漸發生退極化，(f)進一步升溫導致鐵電體轉變為弛豫體[34]Fig.5 Mechanism of thermal depolarization in (3-0)-type BNT-6BT∶xZnO composites:(a)A stress field occurs due to the mismatch of the thermal expansion coefficients of a ZnO sphere and the BNT-6BT matrix:Here a is the particle radius,r is the distance of a point to the center of the sphere,σR is the stress at the particle-matrix interface,σr and σt are the radial and the tangential component of the stress field in the matrix,respectively,σr* is the critical transformation stress and rk the critical radius of transformation,(b)stress induces a ferroelectric long range order within rk leading to a growth process in the stress field,the remaining material is in the nonergodic relaxor state;(c)electric poling leads to a polarized composite,(d)the polarized composite when the temperature increases to T1,(e)with increasing temperature,the local polarization switching in the vicinity of the ZnO sphere causes stepwise depolarization,(f)further heating leads to the ultimate depolarization due to the ferroelectric-relaxor transition[34]

ZnO屬于極性半導體，自身也擁有壓電特性，可以提供補償電荷。但是，大多數氧化物并不屬于壓電半導體，因此，選取除ZnO之外的其他氧化物與BNT基陶瓷構建復合型材料是否也可以提高Td？Wu等[36]發現復合Al2O3可以將BNT-BKT陶瓷的Td由116 ℃(x=0)提高至227 ℃(x=0.15)，并且x=0.15的樣品在高溫下(210 ℃)仍可以保持穩定的壓電系數(d33>60 pC/N)(圖7)，并提出了BNT基材料復合ZnO、Al2O3等氧化物后Td升高的驅動力可能為：① 退極化場的部分補償力；② BNT基體與氧化物之間的熱應力；③ 由離子擴散引起的穩定鐵電相的作用力；④ 由離子擴散和電荷紊亂引起的不穩定作用，推遲了退極化過程，而穩定力的作用則會促進退極化過程。

圖6 BNBT6∶0.3ZnO復合材料的原位TEM照片：圖6a的能譜儀(energy dispersive spectroscopy,EDS)分析結果顯示了不同區域的元素組成，(a)25 ℃，(b)150 ℃，(c)170 ℃，(d)190 ℃，(e)210 ℃ ，(f)220 ℃，(g)240 ℃時在方向的ZnO周圍BNBT6晶粒中的疇形貌明場照片，圖6a和6g的插圖為選區電子衍射(selected area electron diffraction,SAED)圖譜，圖6a中標出的白色的圈為1/2{ooo}超晶格點[35]Fig.6 In-situ TEM observation of the diffused thermal depolarization in the BNBT6∶0.3ZnO composite:the composition is verified with EDS analysis,bright field images of the domain morphology in a aligned BNBT6 grain around a ZnO particle at (a)25 ℃,(b)150 ℃,(c)170 ℃,(d)190 ℃,(e)210 ℃,(f)220 ℃,and (g)240 ℃,the SAED patterns are displayed as insets in Fig.6a and Fig.6g，the 1/2{ooo} superlattice spot is highlighted with the bright circle in Fig.6a[35]

圖7 極化的BNT-BKT∶xAl2O3(x=0～0.15)復合陶瓷在1,10及100 kHz的介電溫譜(a),極化的BNT-BKT∶xAl2O3 (x=0～0.15)陶瓷的d33隨溫度的變化曲線(b),BNT-BKT∶xAl2O3 (x=0～0.15)的極化強度與電流密度隨電場的變化曲線(c)[36] Fig.7 Temperature-dependent dielectric constant (εr)and loss tangent (tan δ)of poled BNT-BKT∶xAl2O3 (x=0～0.15)composites (1,10,100 kHz)(a),the relatively retained d33 of poled BNT-BKT∶xAl2O3 (x=0～0.15)as a function of annealing temperatures (b),polarization and current density against electric field for BNT-BKT∶xAl2O3 (x=0～0.15)(c)[36]

4.3 淬火

熱處理工藝也是提高BNT基陶瓷材料退極化溫度的一種重要手段。2013年Zang等[37]通過研究不同淬火溫度下BNT-6BT陶瓷介電峰的變化，提出了BNT-BT陶瓷中存在兩種不同類型的納米極性微區。2016年Nagata等[8]首先提出了通過淬火可以提高BNT基陶瓷的Td，將BNT基陶瓷在1100 ℃淬火后其Td提高了近50 ℃，并且陶瓷的鐵電和壓電性能沒有降低(圖8)。2017年Nagata等[9]發現對于Li摻雜BNT陶瓷(BNLT)，經1100 ℃淬火的樣品的Td相比未淬火的樣品提高了約60 ℃；而且無論是對BNT陶瓷(三方相)，還是對室溫下處于MPB的組分(BNT-6BT)，淬火都可以提高其Td，這說明這種方法具有一定的普適性。此外，對BNT基陶瓷的研究均表明淬火可以引起材料晶格畸變的增加(圖8和圖9)[8,9]。

圖8 BNT陶瓷在爐冷和淬火下的退極化溫度與淬火溫度和晶格畸變的關系[8]Fig.8 Relationship between the depolarization temperature (Td)and quenching temperature and rhombohedral distortion (90-α)of ordinary furnace (OF)-cooled and quenched(q)BNT ceramics[8]

圖9 不同Li摻雜量的BNT樣品淬火前后晶格畸變的變化[9] Fig.9 Rhombohedral distortion (90-α)of OF-BNLT and q-BNLT with different Li content[9]

Cheng等[38]研究了淬火后BNT-6BT陶瓷的Td，并且發現對淬火的樣品在氧氣氣氛下退火，Td可以恢復到淬火前的溫度，進一步通過X射線光電子能譜(X-ray photoelectron spectroscopy，XPS)和電子順磁共振(electron paramagnetic resonance，EPR)證實淬火后的樣品存在的氧空位(見圖10)，由此推測淬火后樣品Td升高的原因可能來源于氧空位對疇壁的釘扎效應。

Lalitha等[39]研究了不同BT含量的BNT-BT陶瓷淬火后的結構及電學性能，發現淬火可以引起三方相和四方相晶格畸變度的增加，淬火后BNT-9BT的Td達到了200 ℃ (圖11)，對其極化與應變曲線研究發現，具有更高四方度的BNT-9BT陶瓷淬火后有自發地由弛豫態向鐵電態轉變的趨勢，并且對淬火的樣品于氧氣氣氛下退火后，Td可以恢復到淬火前的溫度。

圖10 BNT-6BT陶瓷中O 1s的X射線光電子譜(X-ray photoelectron spectroscopy,XPS)圖譜(a)及Ti4+的電子順磁共振(electron paramagnetic resonance,EPR)譜(b)[38]Fig.10 XPS spectra of BNT-6BT with different depolarization temperature:O 1s (a)and EPR of Ti4+ in BNT-6BT with different depolarization temperature (measured at 113 K)(b)[38](QS：quenching，AS800-2：annealing in O2 at 800 ℃ for 2 h，NS：cooling in furnace)

圖11 BNT-xBT材料淬火前后d33隨溫度變化關系曲線[39]Fig.11 Temperature dependent d33 in BNT-xBT ceramics (FC denotes a furnace-cooled sample,and Q1100 denotes a sample quenched at 1100 ℃)[39]

Ren等[40]將淬火后的BNT-6BT陶瓷分別于氧氣和氮氣氣氛退火，發現兩種氣氛退火后樣品的鐵電弛豫轉變溫度(TF-R)都恢復到原來的溫度，結合阻抗測試結果推測淬火后BNT-6BT陶瓷Td升高的主要原因不是來自氧空位的貢獻，而是淬火后引入的內應力。XRD衍射峰的半高寬可以間接地反應微觀應力，如圖12所示，不同熱處理狀態的樣品的Td與{200}pc衍射峰的半高寬具有很好的對應關系。

圖12 不同熱處理狀態的BNT-6BT陶瓷的Td與{200}pc衍射峰的半高寬(full width at half maxima,FWHM)[40]Fig.12 Td and FWHM of different heat-treated BNT-6BT.FWHM is calculated based on {200}pc peak[40].UQ：unquenching，AQ：air quenching，LNQ：liquid nitrogen quenching，LNQ+OA：liquid nitrogen quenching with following annealing in O2，LNQ+NA：liquid nitrogen quenching with following annealing in N2

Nagata等[41]通過同步輻射X射線衍射研究了Li+摻雜的BNT陶瓷淬火后的晶體結構。對分布函數(pair distribution function,PDF)衍射圖譜證實未淬火樣品中沿[111]方向的Bi離子周圍具有無序結構，淬火后樣品則更具有序結構；并且隨爐冷卻的Li+摻雜BNT(BNLT8)樣品中Bi+與Na+沿<111>方向的距離為0.9048 nm，而淬火后距離增大至1.386 nm(圖13)。這一研究定量地給出了淬火所引起的BNT陶瓷的結構變化。

圖13 使用可視化電子與結構分析(visualization for electronic and structural analysis,VESTA)軟件獲得的爐冷(OF)和淬火(Quench)后Li+摻雜BNT(BNLT8)樣品的結構模型[41]Fig.13 Schematic illustration of structure of OF and quenched Li+ doped BNT obtained by using the program VESTA[41]

上述實驗均證實了淬火后BNT陶瓷的Td得到了顯著提升，而且d33沒有明顯的下降。但是和金屬樣品一樣，對陶瓷淬火也會造成樣品中產生微裂紋，甚至開裂。因此研究淬火后BNT基陶瓷的力學性能對于該項技術的應用十分關鍵。Takagi等[42]研究了不同淬火速率對0.96(Bi0.5Na0.5)TiO3-0.04(Bi0.5Li0.5)TiO3(BNLT4)陶瓷Td和力學強度的影響，研究發現，在淬火速率為3.85 ℃/s時，BNLT4陶瓷的Td增高至211 ℃，力學強度(σA=235 MPa)與未淬火的樣品(σA=227 MPa)相近，表明淬火可以在保持陶瓷力學強度和d33的同時提高樣品的Td[7]；在不同介質(水、硅油和空氣)中淬火，發現在水和硅油中淬火會導致樣品機械破碎，而在空氣中淬火陶瓷可以完整得保存下來(圖14)。

圖14 爐冷和在不同介質中淬火后BNT陶瓷的照片[42]Fig.14 Photographs of furnace cooled BNT and BNT quenched in three different medias:water,silicone oil and air[42]

同樣，Ren等[40]對BNT-6BT陶瓷在不同介質(空氣和液氮)中淬火，發現在液氮中淬火會導致樣品出現微裂紋，于氧氣和氮氣氣氛退火后，微裂紋依然存在(圖15)，而在空氣中淬火不會破壞陶瓷樣品。因此可以推斷，較低的淬火速率并不會破壞樣品的力學性能。Lalitha等[43]以對流和輻射熱交換作為邊界條件模擬了淬火后樣品中熱應力梯度隨時間和厚度的變化(圖16)，淬火樣品在2 s后，表面的拉應力最大，為15 MPa，而中心位置的壓應力最大，為8 MPa，由于熱應力大大低于產生裂紋擴展所需應力閾值(大約為閾值的1/4)，因此在空氣中淬火的BNT基陶瓷樣品中沒有產生裂紋。這說明，對于小尺寸的BNT基陶瓷樣品可以用淬火提高其Td。

圖15 不同工藝熱處理后的BNT-6BT陶瓷的SEM照片[40] Fig.15 SEM images of BNT-6BT ceramics:(a)unquenched,(b)air quenched,(c,d)liquid nitrogen quenched,(e,f)liquid nitrogen quenching followed by oxygen annealing,(g,h)liquid nitrogen quenching followed by nitrogen annealing.The inset of Fig.15e is the enlarged SEM image of the labeled region[40]

圖16 模擬的淬火后BNT-6BT陶瓷靜置不同時間后熱應力在樣品厚度方向的分布圖[43] Fig.16 Thermal stress distribution of quenched BNT-6BT ceramics within different time derived from the full thermal gradient[43]

近年來，許多學者提出了通過淬火提高BNT基陶瓷Td的物理機制，但是目前尚不統一，主要有以下3種觀點：① 淬火會引起陶瓷樣品中氧空位的增加，過多的氧空位會釘扎電疇，抑制了高溫下電疇的轉向，從而提高Td；② 淬火后樣品中存在內應力，引起了弛豫-鐵電相變的發生，穩定了鐵電相，提高了Td；③ 淬火導致BNT中偏離中心位置的Bi3+保持至室溫，增加了晶格畸變，而且體系的有序度增大，鐵電性增強，提高了BNT基陶瓷的Td。

5 結 語

本文分析了鈦酸鉍鈉(Bi0.5Na0.5TiO3,簡稱BNT)基陶瓷的退極化行為，綜述了提高BNT基陶瓷退極化溫度的方法：摻雜、復合和淬火。這些方法拓寬了BNT基陶瓷的工作溫度范圍，推動了BNT基無鉛壓電陶瓷的實際應用。但是，通過這些方法提高BNT基陶瓷退極化溫度的機理尚不明確，仍然需要進一步的研究。對于摻雜方法，需要探究摻雜元素對BNT基陶瓷晶體結構的影響規律，明確摻雜引起BNT基陶瓷Td提高的普適性機理。對于復合方法，仍需尋找新的與BNT基陶瓷不反應且固溶度低的氧化物與BNT基陶瓷進行復合，進一步探究BNT基陶瓷復合氧化物后退極化溫度提高的機理。對于淬火方法，需要控制淬火后的冷卻速率，精確測試淬火后陶瓷中存在的殘余應力，原位表征淬火所引起的Bi3+離子的偏心行為，并研究其它鉍基陶瓷淬火后的退極化行為。