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实验表明，未掺杂的锂铁氧体样品950℃煅烧9h以上，继而降低烧结温度则致密化极难。为了实现900 C以下的快速致密化，研究了L n.sFe2.sO4.xBiO3 (x= 0, 0.05%, 0. 1%，0.2%, 0.5%，1%，2%,5%(摩尔分数)的烧结特性及磁导率的频散特性。当加入B izO3的量低于0.5%时，对致密化贡献有限,但过多地加入Bio3有可能造成过烧而导致损耗增加品质因数下降。使用凤谷锂电粉体材料回转烧结窑，添加B iO3为0.5%~ 1%的样品在880℃烧结2 h后，其相对烧结密度可达95%，1MHz25 C下测得磁导率μ= 40,Q=350,截止频率f<= 70MHz, 0= 7X10°s im。图1为添加0.5%的B ixO3样品的sEM断口形貌。图中，烧结体内部显微结构致密均匀，气孔较少，体内与表面无显著差异,表明Li的挥发被有效遏制。
2.2 FexO3 含k的偏离与材料性能的关系影响锂铁氧体导电性能的主要原因为re+与高温煅烧过程中出现的Fe2+间的3d电子跃迁。为了获得高电阻率，加入适量Mn并采用缺铁配方，可遏止Fe2+的存在。FezO3 含量的偏离对锂铁氧体的磁导率介电常数磁化强度温度稳定性损耗系数等性能有不同程度的影响。图2为缺铁量与磁导率的关系。由图可见，缺铁量∈0. 02~ 0. 04的配方可望得到较高的μi值∈0.05和∈=0.06的配方μi值呈现显著下降的迹象。μi0aK+ b\cM式中Ms 为饱和磁化强度，λ为磁致伸缩系数K为磁晶各向异性常数; R 为应力因子; a, b 为常数。由于L i+ 是非磁性离子, 磁各向异性主要来自四面体及八面体的Fe3+ 。Fe3+ 的3d5, 基态轨道角动量L = 0, 故K 1 值为很小的负值。随着缺铁量的减小, 体系内Fe2+ 含量增加, 当Fe2+ 为3d6 时, 在八面体晶体晶场基态为单重态, 高次微扰可得正的K 1 贡献, 从而可使锂体氧体的室温K 1 趋于零。此外, 随着Fe2+ 的含量增加, 由于Fe3O 4 (具有较大的正饱和磁致伸缩系数Ks ) 固溶入铁氧体后使得铁氧体的Ks 由负值趋于零。综上所述, 在一定范围内减少缺铁量将有利于使K 1 和Ks 值趋于零, 从而得到高Li。
由于锂铁氧体的磁性来源于A 2B 位铁离子的超交换作用, 缺铁量过高, 将会影响到超交换作用, 导致磁导率、截止频率显著下降。适宜的缺铁量为E= 0102～ 0104。E=0104 时由于体系Fe2+ 浓度低, Fe2+ →Fe3+ + e 为主的电子扩散不易进行, 涡流损耗相对较低, 比损耗系数tan D?Li< 5×10- 5, 电阻率可达10108 ·m。缺铁量对锂铁氧体的介电常数影响较小, 880 °C 烧结的E′值为13～ 16。
缺铁量范围为E= 0102～ 0104 的配方都有较稳定的矫顽力H c、剩余磁感应强度B r 和饱和磁感应强度B s 值(见表1) , 且B r 和B s 值都较高。E为0105 和0106 的两个配方, 虽然H c 有所下降, 但B r值下降太多。缺铁量对矫顽力、磁感应强度的影响a1 通过添加015～ 1% 的超细球状B i2O 3, 有效抑制了L i 的挥发, 在880～ 900 °C 温度区内获得了结构均匀、致密的L i 铁氧体, 为锂铁氧体在片式电感领域的应用创造了有利条件。
b1Fe2O 3 含量的偏离对L i2铁氧体材料的磁导率、磁化强度、温度稳定性、损耗系数等性能影响显著。适宜的E= 0102～ 0104。c1T i 含量对提高锂铁氧体的磁导率有很大作用, 含量在t= 011 附近可以获得较高的磁导率, L在245～ 260 间。d1 微量M n 的引入对于提高材料电阻率、起始磁导率、截止频率的作用显著。掺入M g 可获得稳定的E值。综上分析可知, 在添加适量超细球状B i2O 3 的基础上, 引入Zn2+ 、T i4+ 、M g2+ 、M n2+ 等金属离子, 控制原料中Fe2O 3 含量的偏离, 结合工艺过程, 可望显著改善低温烧结锂铁氧体材料的综合性能。
