3种玻璃材料的介电弛豫谱---文本资料
电介质的介电常数
电介质的介电常数温度() 温度()石英玻璃电学性能石英玻璃具有很高的介电强度，很低的电导率折电损失，即使在高温时，其电导率与介电损失也较一般材料低，特别适合高温高机械应力条件下作高频和电压绝缘材料。
电导率在20o C时，透明石英玻璃的电导率为10-17-10-16西/米，不透明石英玻璃的电导率为10-14-3.2×10-13西/米，其值与石英玻璃的纯度有关。
介电常数在常温和0-106赫兹频率下，透明石英玻璃的介电常数为3.70；不透明石英玻璃为3.50，温度升高，介电常数略有增加，到450o C以后，介电常数显著增加。
介电损失石英玻璃的介电损失与温度的关系是随温度的升高，介电损失增加，在350o C 以上，介电损失随温度的升高而增加更为显著。
石英玻璃的介电损失击穿强度在200o C时，透明石英玻璃的击穿电压约为普通玻璃的三倍， 500o C时为普通玻璃的十倍。
石英光学玻璃我厂生产的光学石英光学玻璃窗口片，能耐高温和高压，主要应用于：特种光源，光学仪器，光电子，军工，冶金，半导体，光通讯等领域。
它能实验温度：1200度，软化温度为：1730度，具体参数如下。
1．JGS1（远紫外光学石英光学玻璃）它是用高纯度氢氧熔化的光学石英光学玻璃。
具有优良的透紫外性能，特别是在短波紫外区，其透过性能远远地胜过所有其他玻璃，在185mμ处的透过率可达90％，是185—2500mμ波段范围内的优良光学材料。
2．JGS2（紫外光学石英光学玻璃）它是用氢氧熔化的光学石英光学玻璃。
它是透过220—2500mμ波段范围内的良好材料。
3．JGS3：（红外石英光学玻璃）它是具有较高的透红外性能，透过率高达85％以上，其应用波段范围260—3500mμ的光学材料。
石英光学玻璃物理性能高硼硅3.3耐热冲击浮法平板玻璃——一种真正全能、广泛应用的材料！高硼硅3.3耐热冲击浮法平板玻璃是使用浮法工艺生产的，以氧化钠（Na2O)、氧化硼（B2O3)、二氧化硅（SiO2）为基本成份的一种平板玻璃。
极化弛豫和介电损耗课件
离子极化
材料中离子在外电场作用 下，发生相对位移，形成 感应电场的过程。
界面极化
由于材料表面或相界面的 存在，电荷分布不均匀， 形成感应电场的过程。
材料中的介电损耗机制
电导损耗
材料中载流子在外电场作用下， 发生迁移运动，引起能量损耗。
极化损耗
材料在极化过程中，发生弛豫现 象，引起能量损耗。
界面损耗
2
电子元件设计
在设计电子元件时，需要考虑元件的介 电性能和介电损耗。通过优化材料的选 择和结构设计，可以降低元件的介电损 耗，提高元件的性能和稳定性。
3
能源利用
在能源利用领域，如太阳能电池和燃料 电池中，通过优化材料的介电性能和介 电损耗，可以提高能源转换效率和设备 性能。
03
材料中的极化弛豫和介电损耗
数据清洗
去除异常值和噪声，确保数据的准确性和可靠性。
数据拟合
采用拟合函数对实验数据进行拟合，以获得更好的结果。
数据分析
通过数据分析方法，提取材料的介电性质参数，如介电常数、介电 损耗等。
结果解释和讨论
结果解释
根据实验结果，对材料的介电性质进行分析和解释。
结果讨论
对实验结果进行讨论，分析误差来源和不确定性因素，提出改进建议。
中或介质取向不均匀等，会导致局部区域产
偶极子会发生转向，这个过程称为松弛极化。
生热量，使介质温度升高，从而增大介电损耗。 松弛极化会随着频率的增加而增强，因此介
电损耗也会随之增大。
介电损耗的测量方法
频率扫描法
在一定频率范围内扫描样品，通 过测量样品在不同频率下的介电 常数和介电损耗，可以得出样品
的介电性能。
"The Electromagnetic Field." By L. M. Milne-Thomson, 4th ed., Macmillan & Co., Ltd., 1962.
玻璃形成体系中的β弛豫
玻璃形成体系中的β弛豫闻平【摘要】一定压强下对液体进行冷却,若避免晶化,则冷却中液体不可避免地转变为典型非晶态固体——玻璃.这种现象称为玻璃转变,是一种普遍存在的自然现象,涉及多体相互关联体系中众多基础理论问题.近几十年以来,玻璃转变问题的探索过程中,弛豫存在的普适性、其机理/物理图像及其对液体和玻璃性能认知的影响等一直是争论的热点.在梳理β弛豫研究进展的同时,本文尝试对未来β弛豫研究方向进行展望.%As soon as crystallization is suspended at constant pressure, cooling liquids turn inevitably into rigid amorphous solids, i.e. glasses. The process is a universal phenomenon in nature, termed as glass transition involving many fun-damental problems in many-body interaction system and material science. Among the decades research on the glass transition, the universality ofβ-relaxation, its mechanism and its effects on the understanding of liquids and glasses have been studied argumentatively. In this paper we review the research progress of β-relaxation and also try to point out the tendency ofβ-relaxation study in future.【期刊名称】《物理学报》【年(卷),期】2017(066)017【总页数】10页(P282-291)【关键词】玻璃形成体系;结构弛豫;β弛豫【作者】闻平【作者单位】中国科学院物理研究所, 北京 100190【正文语种】中文一定压强下对液体进行冷却,若避免晶化,则冷却中液体不可避免地转变为典型非晶态固体——玻璃.这种现象称为玻璃转变,是一种普遍存在的自然现象,涉及多体相互关联体系中众多基础理论问题.近几十年以来,玻璃转变问题的探索过程中,弛豫存在的普适性、其机理/物理图像及其对液体和玻璃性能认知的影响等一直是争论的热点.在梳理β弛豫研究进展的同时,本文尝试对未来β弛豫研究方向进行展望.液体是我们这个星球上最为常见的三种物质形态(气体、液体和固体)之一,更是生命和人类社会赖以生存并得以发展的最重要的物质基础.相对于气体和固体,人们对液体的认知是十分有限的,主要表现在仍缺乏普遍共识的液体“理想模型”[1,2].理想气体模型早在十九世纪就确立起来:其基本单元——原子或分子之间没有相互作用,在限定的体积内能够自由地运动.理想固体——Einstein和Debye固体模型在二十世纪早期就已确立,其中,位于晶格点的基本组成单元原子和/或分子只能简协振动.在理想模型的扩展和精修下,绝大部分真实气体和固体的特性已获得充分的解释.难以建立理想液体模型的主要原因是液体兼具固体和气体的主要特征:短时间尺度上液体表现为固体,具有刚性;而长时间尺度内液体又像气体,具有流体行为.但是,绝大多数液体的性能绝不是介于相应的固体和气体之间或两者的简单叠加,例如水的比热大于冰与水蒸气的比热之和(有人认为水是特殊的,但不可否认的是它是最典型的液体).借助计算机技术的飞速发展、分子动力学模拟技术及其他理论模拟技术的强力支撑,精确预测和描述液体性能正是现在科研学者追寻的主要目标之一.液体物理本质的探索归结于多体相互作用体系,涉及了众多领域,包括生命、环境、化学、物理和材料科学等,已成为前沿基础理论研究的热点[3−5].液体固化(转变为固体的过程)是研究液体本质的重要途径和方法.实践证实,常压下液体可通过两种方式转变为固体.其一是冷却过程中相变(液体→晶体)的晶化.随着形核和晶粒长大机理的建立,液体与晶体之间的差异已得到一定理解,即结构无序液体的基本组成单元运动比结构有序晶体快很多且更加复杂化.液体固化的另一个途径是玻璃转变[6,7].在晶化避免的前提下,冷却中液体转变为特殊类型的固体——玻璃.迥异于晶化,实验观测到的玻璃转变不是一个相变过程.微结构上,液体与玻璃没有差异,至少现有仪器是无法探测的.至此,液体与固体之间的本质差异不再是结构有序与否,而是基本组成单元运动模式和快慢存在差别.理论上,冷却速率没有限制、可能的晶化过程都可以避免的情况下,所有液体都能通过冷却转变为玻璃.实际/实验与理论有一定的差距,冷却速率不可能无限大.即便如此,能够形成玻璃的液体(玻璃形成液体)也是广泛的,包括了共价键、离子键、氢键和金属键所有类型的液体[6].值得强调的是玻璃形成液体并非特殊液体,只不过文献中常见的玻璃形成液体的玻璃形成能力相对强一些,形成玻璃所需的冷速要慢,冷凝过程中的液体行为便于实验测量和研究.正因如此,玻璃转变是一个普适的自然现象.玻璃转变的主体核心是探究和理解液体行为(包括动力学和热力学两方面)随温度变化规律以及液体形成玻璃的物理内涵.研究表明,除正常液体(熔点以上)和过冷液体(熔点以下较低过冷度)外,还存在深过冷液体(supercooled liquids),液体存在的温区拓展至玻璃转变温度Tg(约为2Tm/3,Tm为熔点).如果将玻璃看成冻结的液体,即特殊液体,那么液体存在的温区还会无限延伸至0 K(见图1).玻璃转变研究涌现出了大量有关描述液体的理论模型和概念,如自由体积、弹性模型、熵模型、模态耦合理论、强弱液体、液体能量形貌以及结构弛豫分裂[6−13]等,持续推进对玻璃转变的认知和澄清液体本质的同时,也强有力地推动了凝聚态物理基础理论的发展[14]. 对玻璃转变的研究发现液体动力学行为具有普适性.一定压强下,液体黏度η随温度的降低而逐渐增大,在Tm至Tg(约为2Tm/3)区间,可连续变化13—15个数量级[15].依据Stoke-Einstein公式(η与扩散系数的关系)和Maxwell力学方程(η与平均结构弛豫时间τ关系),液体基本组成单元分子/原子的扩散相关运动急剧慢化,由此造成液体平均结构弛豫(结构涨落)时间τ增大13—15个数量级.黏度关联的结构弛豫通常特指液体的主弛豫,在过冷液相区称为α弛豫,而在接近于Tg处的深过冷液相区则称之为α弛豫(见图2)[16].大量的研究表明绝大多数玻璃形成液体的τ随温度T的变化偏离Arrhenius关系.这种偏离是液体自身的一个重要动力学特性,能用单一参量脆性指数m来描述[12],m=,m值越大,液体的动力学行为越脆,也越偏离Arrhenius关系.理论描述非Arrhenius关系的模型较多,采用的物理参量大相径庭,物理图像上存在明显差异.随着研究的深入,物理参量之间的关联越来越清晰,众多理论模型逐渐趋向统一.然而,20世纪70年代,人们意外地发现了还存在另一种次弛豫.这种次弛豫与α弛豫存在密切联系,以发现人姓氏命名为“Johari-Goldstei n”(JG)弛豫,又称为慢β弛豫或β弛豫[17].自发现以来,其基本特征以及物理机理就备受关注,进而引发了对玻璃转变和液体更为深入的探索[18].大多数实验观测显示β弛豫与α弛豫相伴出现在深过冷液体区域 (见图2).由α弛豫分裂为β弛豫和α弛豫是一个过程,对应一个温度交叉(crossover region).公认的β弛豫基本特征有[16]:1)β弛豫是一个热激活过程,其平均弛豫时间与温度成Arrhenius关系;2)时间范畴内β弛豫要比α弛豫更快;3)在频率范畴内β弛豫峰要比α弛豫更宽;4)在实验时间尺度下α弛豫只存在于液体,而β弛豫不仅存在于液体,还能存在于玻璃.曾有研究认为β弛豫是低温下玻璃形成液体的一种动力学内禀特征,具有普适性.这种普适性却常常受到来自实验的挑战和质疑,更为重要的是其物理本质/物理图像仍存在争议.本文是就β弛豫的几个热点问题,如β弛豫的普适性、β弛豫物理本质进行梳理,以此来阐明β弛豫对液体和玻璃认知的影响,进而获得β弛豫的研究意义和未来需要解决的问题以及研究方向.β(JG)弛豫隶属于次结构弛豫.在其发现之前,已有多种类型次结构弛豫被发现,但并不受关注.这是因为次结构弛豫对应的是分子液体中基本单元(分子)内部存在若干如支链或官能团的运动模式,对分子整体运动做贡献的α弛豫没有影响,无助于α弛豫机理的理解和液体流体行为的认知.Johari和Goldstein[17,19]发现的β弛豫存在于刚性分子型玻璃形成体系.刚性分子的内部运动可以忽略,因此β弛豫只可能与分子或分子间的运动模式存在联系,进而与α弛豫有着必然的联系.对于液体这样的复杂多体相互作用体系,无论分子是否刚性,分子或分子间的运动模式必然存在,理论上β弛豫应该像α弛豫一样具有普适性.建立两者的关联有助于推进这两类弛豫物理本质的澄清和对玻璃转变、液体和玻璃本质的深入理解.然而,弛豫存在的普适性还存在激烈争论[18,20].现有结构弛豫主要的探测手段常常基于介电谱测量技术[21,22].该技术应用的前提是观察体系中的结构组成基本单元具有一定强度的介电性.模型中,结构组成基本单元可近似单个介电极子,基本单元的运动将映射到介电谱上.大量的介电谱弛豫研究表明,众多分子型玻璃形成体系中存在α弛豫的同时没有明显的β弛豫.大多数情况下,α弛豫峰的高频端显现出一个数学分析无法描述的过剩尾(excess wing,见图3)[23].值得关注的是,现有的数学分析都是经验性的,物理图像或物理内涵并不明确.过剩尾与β弛豫的关系存在两种相互冲突的观点.一是过剩尾是β弛豫存在普适性的佐证,是α弛豫峰与β弛豫峰相互重叠造成的.Ngai[24]依据他的耦合模型(coupling model),理论上推出β弛豫在一定条件下将被主导地位的α弛豫谱掩盖,其结果是β弛豫峰消失,而只能以对应β弛豫谱高频端的过剩尾显现[18,25].实验上,通过适当低温等温处理,β弛豫因为对温度的依赖性远低于α,剩尾能够逐渐演化成明显的β弛豫峰[26].此外,相关研究还发现β弛豫的平均弛豫时间随温度变化并非一定是Arrhenius关系[27].Döß等[28]曾对多元醇体系做过系统性研究,发现随着玻璃形成体的“脆度”系数m值的增大,弛豫谱中过剩尾将逐渐演变成β弛豫峰.这意味着随着体系的动力学行为越脆,β弛豫峰越明显.该结果支持过剩尾就是β弛豫,而且β弛豫的存在是普适的.Casalini和Roland[29]也报道了过剩尾与α弛豫没有明晰的关联性,从而支持过剩尾等同于β弛豫的推论.另一种研究结果是过剩尾与β弛豫无关,它只是α弛豫复杂性的一种表现.Dixon等[30]采用一种数学方法——Nagle标度将多种体系中不同温度下的α弛豫和过剩尾谱重叠成单一曲线.这种处理的物理含义并不明确,但其结果隐含着α弛豫和过剩尾具有内在相同的物理机理,理论上β弛豫与α弛豫的机理是不同的,所以过剩尾就是α弛豫谱的一部分,与β弛豫无关.这与Hensel-Bielowka和Paluch[31]的高压研究结果一致.他们发现温度和高压对α弛豫谱和过剩尾具有相同效应,而温度和高压对α弛豫谱和β弛豫谱的影响理应不同.介电谱技术研究过剩尾与β弛豫的关系的报道有很多,研究结果时常自相矛盾[18,20].过剩尾是否表明β弛豫的存在至今无法达成定性共识.与介电谱研究不同,另一种结构弛豫探测手段是动态力学谱测量技术[22].对于简单体系,如合金,基本组成单元可近似于球体或质点,动态力学谱结构弛豫可以明确对应质点的径向平移运动,因为这种运动模式是径向扩散的机理,能够引发结构涨落,造成结构弛豫.对于分子体系,因基本单元不可球化或质点化,其运动模式不仅有径向平移,还有转动.后者运动能否引发体系的弹性性能变化仍然没有理论和实验支持.因此,动态力学谱结构弛豫研究而引发的关注主要集中于金属玻璃形成体系.该体系兴起于20世纪末,伴随着块体金属玻璃形成体系的发现.块体金属玻璃具有良好的玻璃形成能力和高稳定性,为深过冷液体的结构弛豫研究提供了可能.中国科学院物理研究所汪卫华研究团队采用动态力学分析技术对数10种块体金属玻璃中的结构弛豫展开了系统研究[32−40].在Zr46.75Ti8.25Cu7.5Ni10Be27.5合金深过冷液相区首次观测了较为完整的结构弛豫谱,发现该谱主要来源于α弛豫,不过高频端存在α弛豫无法描述的区域,类似于介电弛豫研究中分子玻璃形成体系的过剩尾.此后过剩尾在大量不同类型的金属玻璃形成体系中不断被发现和证实,显示过剩尾是金属玻璃体系结构弛豫的一个基本特征.近期该研究团队以及其他研究小组在La稀土基玻璃形成体系发现了明显的β弛豫.在金属玻璃体系中难以观察β弛豫的可能原因是该类体系绝大多数的“脆度”系数m值偏小(20—40之间),其液体属于偏强型.La稀土基玻璃形成液体的m值高达60,所以存在明显的β弛豫峰能够.借鉴于介电谱结构弛豫研究的有争议结果:过剩尾就是β弛豫,金属玻璃形成体系中β弛豫在该领域逐渐被认为是普适的.就金属玻璃中的结构弛豫,特别是β弛豫,Yu等[41]进行详细论述,明确提出过剩尾就是β弛豫,支持β弛豫普适性存在于金属玻璃形成体系中,并指出β弛豫起源于金属玻璃形成体系中部分特定原子较快的扩散运动[42,43].显然就目前研究进展来判定β弛豫普遍存在于所有玻璃形成液体并不十分充分.β弛豫存在的普适性问题起因于多个方面的考量.首先,尽管液体组成单元分布极广,涵盖了所有物质种类,作为一种物质状态,它是具有明显共性的.因此,β弛豫能够存在于若干液体体系,且具有相似特征,也就表明它是液体某段温区内的一个基本特征,应该普遍存在.没有观测到β弛豫可以理解为测量方法存在局限,如介电谱和动态力学谱,因其测量原理的限制,两者都不可能适用于所有液体体系.其次,现有绝大多数玻璃转变主流模型和理论支持或预测了β弛豫存在的必然性.基于第一性原理建立的模耦合理论及其扩展理论预言了深过冷液体是一类特殊液体[11].该类液体与正常液体和低过冷液体不同,其动力学行为无法再通过简单的壳模型进行描述,因为以基本单元和其紧邻单元构成的壳在理论上已冻结.这一理论与Adam-Gibbs的熵模型的预测相符合[10].熵模型认为深过冷液体中α弛豫是协调重排运动(cooperative motion)模式造成,且随温度降低协调重排增大.Debenedetti和Stillinger[44]依据计算机模拟,采用能量形貌图显示β弛豫与α弛豫之间的密切关联(见图4).该方法已成为玻璃转变问题理论研究的重要方法和手段.β弛豫对应的是能量形貌图中相连势能极小值/小盆底之间的最为基本的弛豫,而α弛豫则是巨盆底之间的弛豫.巨盆底之间的弛豫—–α弛豫需要大的激活能,需要连续小盆底之间的最为基本弛豫—–β弛豫的激活得以产生.故而α弛豫在Tg以下(玻璃中)被冻结,而β弛豫却可以继续存在.这一理论图示明显支持了β弛豫对理解玻璃转变的重要性.至于β弛豫与α弛豫分离则是特定玻璃形成体系自身能量形貌图决定的.对于强的玻璃形成液体如SiO2液体,其能量形貌图中存在一个巨盆底,β弛豫与α弛豫完全耦合.而越脆的玻璃形成液体,能量形貌图中存在的巨盆底数量越多,β弛豫与α弛豫差异越大,故而β弛豫与α弛豫能够分离.此外,关注β弛豫存在普适性的另一个主要原因是基于一种观点:β弛豫与α弛豫之间有着内在关联,快于α弛豫,在时间范畴上可认为是α弛豫的先导,而α弛豫的物理图像是玻璃转变研究的核心.换言之,β弛豫的存在和研究更为重要,因为只有理解了β弛豫才有可能认知α弛豫.在β弛豫普适性存在争论的同时,β弛豫的物理图像并不十分清晰,尝试建立在液体基本组成单元运动基础上的结构弛豫机理仍有待进一步完善和论证.β弛豫机理或物理图像研究目标是依据测量原理,建立宏观性能的演化与微观组成单元运动或微结构涨落的关联[18].因为无序结构以及原子/分子运动难以探测,现有β弛豫机理或物理图像常常依赖于猜想和理论假设,在能描述特定现象的同时,也引发了很多问题,特别是不同的机理/物理图像之间还存在不可调和的冲突.总体上看,β弛豫的微观解释大致有两类.数学上,介电结构弛豫谱中β弛豫与α弛豫谱可解析为两类弛豫的简单叠加.基于这种分析以及现有凝聚态的介电物性原理,Williams和Watts[45]提出宏观结构弛豫对应体系组成单元(分子)的内禀运动之一——转动,而且转动又可以分为小角度和大角度两种类型,其中,分子小角度转动引发的结构重排对应β弛豫,而分子大角度转动产生的结构弛豫则为α弛豫.小角度转动是一个简单的局域热激活过程,所有分子小角度转动的统计叠加也将是一个热激活过程,具有一个激活能分布,所以实验中观测到的β弛豫是一个热激活过程(弛豫时间随温度变化符合Arrhenius关系),其弛豫谱是宽化的.尽管没有特别界定小角度和大角度转动之间的区别,直观上热驱动下小角度转动要比大角度转动更容易发生.也就是小角度重排发生后,那些分子才得以进行大角度重排,从而时间尺度上小角度重排要快于大角度重排,所以β弛豫要快于α弛豫.还有小角度转动对应的弛豫强度要比大角转动的低,加上现有绝大多数观点认为α弛豫的大角度转动需要分子之间协调,由此推断出β弛豫的弛豫强度要远远弱于α弛豫.这一定性推论与实验观测相符合.β弛豫的旋转机理涉及的是所有组成单元以及它们的小角度转动,隐含了非晶体系结构是均匀的.液体或玻璃中是否同时存在堆拓松散以及致密区域,而且这种结构不均匀性与否影响β弛豫则不予考虑. 与旋转机理恰恰相反,β弛豫的另一个机理就是建立在深过冷液体空间堆拓是不均匀性的,并认为结构弛豫起因于体系中特定区域的扩散,既包含了径向扩散,又涵盖了转向扩散[17,46].简单地讲,深过冷液体不再是通常意义上的液体,存在相对局域松散区域,且这些区域弥散分布于相对致密的基体.因局域堆积密度的不同,基本组成单元的扩散就存在差异.松散独立区域中的局域扩散要快于致密基体中的扩散.β弛豫对应于松散区域的扩散,而α弛豫则是致密基体中的扩散.因此,时间尺度上β弛豫要比α弛豫先出现,而且其弛豫强度要弱.这种最初的β弛豫机理描述并没有论述独立松散区域的大小以及其随温度的变化.之后,这些假想的区域逐步引述成无序团簇之间的“缝隙”、简化为分子的松散堆积或者分子团[47]等.为与实验结果相一致,还假设了其尺寸随温度降低而减小.如此,β弛豫强度随温度降低而弱化获得了定性解释. 液态的核磁共振研究支持结构弛豫是均匀性的[48],所有分子都参与小角度以及大角度重排过程,也就是所有分子转动对β弛豫和α弛豫都有贡献,β弛豫和α弛豫的本质差异只在于转动的角度大小不同.对于所有分子都参与β弛豫的机理曾有过异议.众所周知,液体和/或固体的介电弛豫强度Δε随温度的降低而增大,且一定温度下Δε与单位体积内介电极子数量Nd成正比.根据核磁研究结论,所有分子都参与了小角度重排而且其角度几乎不随温度变化,降温过程中β弛豫的Δε应该倾向于增大,并大约与Nd/T成正比.实际研究却显示出相反的结果:Δε随温度的降低而减小.介电弛豫谱中β弛豫峰所涵盖的面积是Δε的另一种标度.对于非晶态聚合物的研究表明冷却过程中β弛豫峰所涵盖的面积快速减弱,甚至弱化到实验都无法探测.此外,玻璃时效会改变玻璃的密度,因而能影响β弛豫的Δε.等温退火致使玻璃逐渐趋向其对应的平衡液态,密度因此逐渐增大,故而Nd增大.如果所有分子都参与β弛豫并且小角度重排的角度不变,可以推测出Δε将随玻璃时效而增大.事实上,实验发现玻璃的物理时效致使β弛豫的Δε减小.更值得注意的是核磁共振和介电谱测量获得的转动信息是综合性的.它包含了所有的转动以及影响转动的其他运动模式,如径向运动(Brownian扩散),不能直接提供有关液体和玻璃中确切的分子运动信息,也就无法明确β弛豫具体起源于分子的特定运动模式.而且介电谱无法探测介电极子沿其介电方向的转动,但是核磁共振则可以,所以这两种技术获得的结果直接对比分析需要格外小心.径向扩散运动参与β弛豫的坚定支持主要来源于金属玻璃形成体系中的β弛豫研究.动态力学谱测量是这类研究的常用手段.类似于介电谱测量原理中的介电极子简单模型,动态力学弛豫观察的是弹性极子的重新取向过程.对于金属体系,其液体和玻璃的基本结构单元为原子,可近似为相同尺度/或不同尺寸的球体.此时,弹性极子的重排将只与径向扩散运动有关,与转动无关联.因此,一旦通过动态力学弛豫在这类体系中观测到β弛豫,那么β弛豫将无容质疑地涉及组成单元——原子的径向扩散运动.近期大量的对金属玻璃形成体系的研究结果表明,β弛豫是普遍存在的,因此β弛豫包含了径向扩散运动.这些研究观测到的β弛豫通常存在于玻璃态温区,且其弛豫强度远远低于深过冷液体的α弛豫,意味着深过冷液体空间堆拓的不均匀性,并且只有少部分原子参与.如果是所有原子都参与,玻璃的刚性势必无法存在,这是与基本常识——玻璃是典型刚性体不相符合.尽管如此,对于β弛豫是由过冷液体的结构不均匀性引起的判定仍有待进一步证实.因为现有具有宽深过冷液相区的块体金属玻璃形成体系的组成单元都是多元化的,不同元素之间化学特性的明显差异势必造成物理行为——扩散的显著不同,也即少部分原子参与的β弛豫并非一定起源于结构的不均匀性.此外,理论上结构不均匀性常常与熵模型中的协调重排区联系在一起,并且。
介电弛豫
这就是德拜针对无相互作用的转向偶极子 的介电弛豫方程。
令上式两边实部和虚部分别相等，得出：
' r
()
r
()
r (0) r () 1 ()2
'' r
()
r (0) r () 1 ()2
德拜介电弛豫中电容率实部和虚部与频率的关系
由此图可以看出，等于-1时，‘r 急剧 下降，此时
' r
r (0)
r ()/
2
同时 “r呈现极大值：
'' r
r
(0)
r
()/
2
对于阻尼谐振子系统，电场撤除后振子作 衰减振动，其频率1低于固有频率0，振 幅随时间指数衰减。
这可用exp(- t/2)sin(1t)来描写，其中 是阻尼系数，其大小等于阻尼力与动量之 比。
r () r () 0 (x) exp( ix)dx, (6.3)
2 () 0
D0 E0
sin()
0
0
由此可见，当频率接近于零时，1就等于静 态介电常数。
下面证明在介质中以热的形式所消耗的能 量与2（）有关。 因为电容器中的电流强度为：
d dD I dt dt [D1 sin(t) D2 cos(t)]
其中为电容器板上的自由电荷面密度。
在单位体积内介质每单位时间所消耗的能
r’ 和r” 无明显的色散现象。 前边的统一式子表明，不同系统的特性表 现在衰减函数（x）上。
对电场的响应
铁电体大致可以分为两种类型：
有序无序型： 可描写为可转动的偶极子的集合， 位移型： 可描写为有阻尼的准谐振子的系统。
对于可转动的偶极子系统，电场撤除后，偶 极子由有序到无序的过程是一个驰豫过程， 可用exp(-t/)来描写，是弛豫时间。因此衰 减函数可以写为：
0.9PMN-0.1PT弛豫铁电陶瓷制备及介电性能
0.9PMN-0.1PT弛豫铁电陶瓷制备及介电性能张崇辉;王晓娟;张晓娟;朱长军【摘要】铌镁酸铅-钛酸铅陶瓷由于其优异的性能而有着广泛的应用．采用两步法制备了组分为0.9Pb（Mg2/3Nb1/3）O3-0.1PbTiO3（0.9PMN-0.1PT）的弛豫铁电陶瓷，并对其介电-温度特性和热释电特性等进行了研究．结果表明，0.9PM N-0.1PT 陶瓷介电-温度曲线服从 Uchino和 No-mural改进的居里-外斯定理，表现出很强的介电弛豫特性，介电峰明显宽化，频率色散强烈，峰值温度 Tm 随频率增大向高温移动，弛豫因子达到1.89．热释电流密度曲线平缓，在整个加热范围均有电荷释放，室温时热释电系数达到100 pC · m -2 K -1．%The lead magnesium niobate-lead titanate ceramics are extensively use due to their excellent di-electric properties .The relaxor ferroelectricceramic0.9Pb(Mg2/3Nb1/3)O3-0.1PbTiO3(0.9PMN-0.1PT) was fabricated through two steps method .The dielectric properties ,dielectric constant and loss depend-ent on temperature ,pyroelectric ,were experimentally investigated .The results show that the dielectric constant-temperature curve obey the modified C-W law by Uchino and Nomural .The 0.9PMN-0.1PT ceramic reveal strong dielectric relaxor behavior ,wide dielectric peak ,strong frequency dispersion ,and the peak temperature Tm shift to higher with the frequency increasing ,the relaxor factor is 1 .89 .The py-roelectric curve change slowly and continuously release charges during whole heating process .The pyroe-lectric coefficient is 100pC · m -2 K -1 inroom temperature .【期刊名称】《纺织高校基础科学学报》【年(卷),期】2014(000)003【总页数】4页(P351-354)【关键词】0.9PMN-0.1PT陶瓷;介电常数;热释电【作者】张崇辉;王晓娟;张晓娟;朱长军【作者单位】西安工程大学理学院，陕西西安710048;西安工程大学理学院，陕西西安710048;西安工程大学理学院，陕西西安710048;西安工程大学理学院，陕西西安710048【正文语种】中文【中图分类】O4870 引言以Pb（Mg1／3Nb2／3）O3（简写为PMN）为代表的弛豫铁电体因在压电和介电性能方面有着其他铁电体不可比拟的优异性而备受关注［1－2］.PMN的介电温谱表现出强烈的频率依赖和宽化相变，而PbTiO3（简写为PT）则是典型的软模铁电体，室温下为四方（P4mm）铁电相（FE），PMN可以和PT以任意比例形成固溶体（1－x）Pb（Mg1／3Nb2／3）O3－xPbTiO3（记为PMN－PT）陶瓷或单晶，随着PT含量的增加从典型的三方弛豫铁电向四方铁电体过渡，准同型相界在x＝0.33附近，准同型相界处的PMN－PT具有极高的压电系数、电致伸缩系数［3］.而PMN含量高的PMN－PT，以其高介电常数、相对低的烧结温度和由“弥散相变”（Diffused Phase Transition，简称DPT）引起的较低容温变率，被认为是高密度储能的多层电容器在技术上和经济上理想的候选材料，这类材料的制备和性能研究备受关注.本文采用两步法制备了0.9Pb（Mg1／3Nb2／3）O3－0.1PbTiO3 铌镁酸铅－钛酸铅弛豫铁电陶瓷，并测试了陶瓷的基本介电性能.1 材料制备按照化学组分0.9Pb（Mg2／3Nb1／3）O3－0.1PbTiO3 配料，原料为Nb2O5、MgCO3Mg（OH）2·4H2O、PbO、TiO2，均为分析纯.一般制备当中Mg元素通过氧化镁（MgO）引入，为了增加活性，本文选用碱式碳酸镁（MgCO3Mg （OH）2·4H2O）代替氧化镁，采用铌铁矿预产物合成法，传统的陶瓷烧结工艺，第一步用MgCO3Mg（OH）2·4H2O与Nb2O5 先合成铌酸镁（MgNb2O6），即按式（1）称取 MgCO3Mg（OH）2·4H2O 和2Nb2O5，与无水乙醇混合，湿法球磨5h，80℃烘干，压块，1 100℃煅烧6h，得到纯度大于96%的 MgNb2O6.第二步合成铌镁酸铅－钛酸铅粉体（0.9PMN－0.1PT），即将第一步合成的MgNb2O6与PbO和TiO2按式（2）摩尔比称取，混合加适量无水乙醇湿法球磨5h，80℃烘干，850℃预烧2h，得到钙钛矿结构的0.9PMN－0.1PT.将得到的0.9PMN－0.1PT二次球磨，得到颗粒细小均匀的粉体，加入5%的PVA水溶液粘合剂，造粒，170MPa冷压成型，1 240℃烧结2h成瓷，得到直径为10.5mm的柱状陶瓷棒.将陶瓷棒沿垂直于轴向切割成厚度为0.7mm的薄圆片，两圆面披银，作为电极.电滞回线的测定采用aixACT公司生产的TF ANALYZER 2000型电滞回线测量仪；陶瓷样品的压电常数d33采用中国科学院声学研究所生产的ZJ－3A型准静态d33测量仪进行测量，测量频率为110Hz.介电测量采用计算机控制的HP4284LCR阻抗分析仪，频率范围在0.1kHz～100kHz.2 介电性能测试2.1 电滞回线图1为0.9PMN－0.1PT陶瓷电滞回线，电滞回线是表征铁电体材料的重要手段，能够反映铁电材料基本特点，也是区别不同铁电体的简便方法.如图1所示，表现为“纤细”型电滞回线，正是弛豫铁电体区别于正常铁电体的重要特征之一.一般正常铁电体电滞回线接近“矩形”，剩余极化强度和矫顽场较大，而0.9PMN－0.1PT陶瓷剩余极化强度和矫顽场较小，分别为13.4μC·cm－2和0.56kV·mm－1.当电场从0开始逐渐增大时，样品极化强度也逐渐增大，但并未从0开始增加，而图1可看出极化强度是从－0.34μC·cm－2开始增加，这是由于样品不是原始状态，部分极化，已经有很小的剩余极化强度，并且本次电滞回线测试时样品放置与之前的极化电场相反，如果电滞回线测试时为新鲜样品，则电场从0开始增加时，极化强度也是从0开始，即电滞回线的起点从原点O开始.2.2 介电温度特性介电特性（介电常数和介电损耗）是铁电材料的重要物理性能之一，是铁电体被广泛应用的重要选择依据.介电性能对外界环境条件有强烈的依赖，主要是使用环境中外场，如温度、电场和压力等［4］.外场条件发生变化，其介电性能就发生很大变化，是因为铁电体材料作为一类重要的功能材料，在外场作用下，材料内部结构发生了变化［5］.测量介电性能在外场下的变化也成为判断外场诱导铁电材料相变的重要手段之一.图1 0.9PMN－0.1PT陶瓷电滞回线图2 0.9MN－0.1PT陶瓷介电温度特性曲线——1kHz；－－－10kHz；－－－100kHz图2为0.9PMN－0.1PT陶瓷介电特性随温度变化曲线.左纵坐标为0.9PMN－0.1PT的相对介电常数，右纵坐标为0.9PMN－0.1PT的介电损耗.温度从室温均匀升温至300℃，频率选择1.0kHz，10kHz和100kHz.可见，0.9PMN－0.1PT 陶瓷的介电性能随温度变化很明显.开始升温时，介电常数随温度升高而增加，频率色散很强，继续升温，介电常数开始下降，频率色散消失，3个频率对应的介电常数曲线重合，当温度更高时，介电常数继续下降.介电常数曲线峰在较低的温度时出现，介电峰值ε′m达到1.85×104（1kHz）.将介电常数峰值ε′m对应的温度称为峰值温度，记为Tm，峰值温度也强烈依赖于频率，随频率升高，峰值温度Tm向高温移动，介电峰值降低.如图2中的插图所示，1.0kHz，10kHz和100kHz频率对应的介电峰值温度分别为36.1℃，39.3℃和43.1℃，这一特点正是PMN型弛豫铁电体的重要特征之一［6］.从室温开始升温，0.9PMN－0.1PT陶瓷介电常数就表现出强的频率色散，这表明0.9PMN－0.1PT陶瓷在室温下的初始态就是弛豫铁电相［7］.随着温度升高，微畴数量增加，尺寸减小，介电峰值温度处标志着微畴大量出现.继续升温，开始出现顺电相，随温度升高而逐渐增加.0.9PMN－0.1PT陶瓷由温度诱导的弛豫铁电到顺电相变是一个渐变过程，区别于典型铁电体在一特定温度点全部相变为顺电相，在介电－温度曲线上形成一个尖锐峰，并且介电常数遵循居里－外斯定理［8］：式（3）中C为居里－外斯常数，TC为居里温度，即铁电－顺电相变温度.而0.9PMN－0.1PT陶瓷介电常数变化已经不服从居里－外斯定理，而是在温度高于Tm以上，服从Uchino和Nomural改进的居里－外斯定理：其中γ为弛豫因子，1≤γ≤2，γ＝1为铁电体，如钛酸铅PbTiO3（PT），γ＝2为典型弛豫铁电体，如纯的Pb（Mg1／3Nb2／3）O3（PMN），随着PT含量的增加，γ值减小.利用式（4）对0.9PMN－0.1PT陶瓷1.0kHz对应的介电常数拟合，得到γ＝1.89，同样表明0.9PMN－0.1PT陶瓷弛豫特性较强.0.9PMN－0.1PT陶瓷介电损耗tanδ也明显依赖频率，损耗随温度变化曲线也出现了损耗峰.损耗峰位置随频率增加向高温移动，但是损耗峰比介电峰出现的早，更接近室温，而且损耗峰值随频率增大而增大.当温度继续上升，损耗迅速减小，在介电峰值温度附近达到最小值，几乎接近0.再继续升温，介电损耗仍然很小，几乎不变.直到约230℃，1.0kHz对应的损耗开始增大，这主要是漏导在高温下急剧增大导致.图3 0.9PMN－0.1PT陶瓷热释电曲线2.3 热释电特性所有铁电材料都属于热释电体，热释电谱的测量也是一种表征铁电材料的有效方法，比介电温谱能更敏锐的反映铁电体在温度条件下内部结构发生的变化.另外PMN－PT也因其优异的热释电特性成为热电成像器件的理想材料，被广泛应用于热成像仪、热探测器和热敏测量仪器.图3为0.9PMN－0.1PT陶瓷热释电曲线，放电电流密度随温度变化曲线（J－T）.样品在直流电场下充分极化，压电系数d33约为65pC·N－1，置于加热炉内，以3℃·min－1的升温速度从室温均匀加热至150℃，然后停止加热，自然冷却，实时测量样品电荷释放电流.从室温开始加热就有较大的电流，约0.5nA·cm－2，室温热释电系数为100pC·m－2 K－1.随着温度升高，热释电电流密度增加.当温度达到约45℃时，电流密度达到最大值Jm，约1.02nA·cm－2，这一温度与介电峰值温度Tm相吻合.继续升温，J开始逐渐减小，直到150℃仍然有明显的电荷释放.0.9PMN－0.1PT陶瓷的热释电曲线表现为平缓，峰值宽化，在较大的温度范围内均有电荷释放，这也是其本身的介电弛豫特性所决定的.不同于典型铁电体和反铁电／铁电相变陶瓷，这些材料的热释电曲线都是在相变点呈现一极窄的尖锐峰，电荷在相变点瞬间释放［9］.铁电体在电场作用下，电偶极子趋于电场方向，电场增大，极性微区合并成铁电畴，铁电畴继续长大，这样在样品两电极间建立了电场，外电场撤除，这种电场仍然能够保持，这一电场又在电极表面从空气中吸附了电荷，吸附电荷屏蔽了内部电场.当温度升高，自由能增加，引起电畴转向和尺寸减小，内部电场减小，电极表面吸附电荷被释放.从0.9PMN－0.1PT陶瓷的热释电曲线可以看出，在升温过程中，内部电畴是一个连续渐变过程，不像典型铁电体在相变点突然发生旋转.就在温度高于Tm很大范围，仍有电荷释放，同样也说明，当温度T＞Tm，顺电相逐渐增多，弛豫铁电相逐渐减少.3 结论（1）两步法合成了性能良好的0.9PMN－0.1PT弛豫铁电陶瓷，制备条件以1 100℃合成 MN，850℃预烧，1 240℃烧结为最佳.（2）0.9PMN－0.1PT陶瓷介电常数非常大，具有较强的介电弛豫特性，表现为介电峰宽化的弥散相变（DPT），频率色散明显.（3）室温热释电系数为100pC·m－2 K－1，升温过程连续释放电荷.【相关文献】［1］ TANG Yanxue，ZHAO Xiangyong，FENG Xiqi，et al.Pyroelectric properties of［111］－oriented Pb（Mg1／3Nb2／3）O3－Pb－TiO3crystals［J］.Appl Phys Lett，2005，86（8）：082901（1－3）.［2］ PRIYA Shashank，RYU Jungho，CROSS L E，et al.Investigation of ferroelectric orthorhombic phase in the Pb（Zn1／3Nb2／3）O3－PbTiO3system［J］.Ferroelectrics，2002，274：121－126.［3］许桂生，罗豪甦，王评初，等.新型弛豫型铁电单晶PMNT的铁电与压电性能［J］.科学通报，1999，44（20）：2157－2161.［4］ WAN Q，CHEN C，SHEN Y P.Effects of stress and electric field on the electromechanical properties of Pb（Mg1／3 Nb2／3）O3－0.32PbTiO3single crystals ［J］.J Appl Phys，2005，98：024103（1－5）.［5］江冰，方岱宁.铁电材料的本构关系即相关问题研究进展［J］.力学进展，1998，28（4）：469－475.［6］ ZHAO X，DAI J Y，WANG J，et al.Relaxor ferroelectric characteristics and temperature－dependent domain structure in a（110）－cut（PbMg1／3Nb2／3O3）0.75（PbTiO3）0.25single crystal［J］.Physical Review B，2005，72：064114（1－7）.［7］樊慧庆，徐卓，张良莹，等.钨青铜结构弛豫型铁电陶瓷Sr0.5Ba0.5Nb2O6的制备及其场致热释电行为［J］.科学通报，1996，41（24）：2201－2203.［8］钟维烈.铁电物理学［M］.北京：科学出版社，2000：3－4.［9］ ZHANG Chonghui，XU Zhuo，GAO Junjie，et al.Release charges under external fields of PbLa（Zr，Sn，Ti）O3ceramic［J］.Chinese Physics B，2011，20（2）：027701（1－3）.。
极化弛豫和介电损耗课件
时域谱法通过施加一个快速变化的电场，使材料发生极化，并测量极化强度随时间的变 化。这种方法能够捕捉到介电响应的瞬态过程，从而揭示材料的极化弛豫和介电损耗机
制。
光电子能谱法
总结词
光电子能谱法是一种利用光子与材料相互作用，测量材料电子结构和化学组成的方法。
详细描述
光电子能谱法通过测量光子与材料相互作用后电子的能量分布，推断出材料的电子结构和化学组成。这种方法在 研究极化弛豫和介电损耗方面具有重要应用，能够提供关于材料内部电荷转移和能量传递机制的信息。
介电损耗与极化弛豫的关系
绝缘体中的极化过程同样存在时间延迟， 即极化弛豫，其影响因素包括温度和电场 强度。
绝缘体的介电损耗随温度和电场强度的增 加而增大，与极化弛豫密切相关。
半导体中的极化弛豫和介电损耗
半导体中的极化
半导体的电子结构和能带结构使其在电 场作用下表现出独特的极化特性。
极化弛豫
半导体的极化弛豫时间通常很短，与 载流子的迁移率密切相关。
极化损耗
界面损耗
由于电介质与电极之间的界面效应， 如电荷积累和空间电荷等引起的能量 损耗。
由于电介质内部偶极子的旋转和取向 变化引起的能量损耗。
介电损耗的测量方法
交流阻抗谱法
通过测量电介质在交流电场下的 阻抗特性，计算出介电常数和介
电损耗。
谐振法
利用电介质在高频电场下的谐振特 性，测量其介电常数和介电损耗。
湿度
湿度对某些吸湿性电介质的影 响较大，湿度变化会导致介电
常数和介电损耗的变化。
03
极化弛豫与介电损耗的关系
பைடு நூலகம்
极化弛豫对介电损耗的影响
极化弛豫时间对介电损耗的影响
第二章 电介质的弛豫和损耗
电子科技大学School of Micro •扩大用户容量，就必须提高载波频率。
这样，就将移动通信逐步推上了微波频段。
为此需要开发一系列适合于微波范围内具有高性能、高可靠性工作特性的电子材料与元器件。
•中等εr 和Q值的MWDC：主要是以BaTi4O9，Ba2Ti9O20和（Zr、Sn）TiO4等为基的MWDC 材料。
其εr≈40，Q=（6～9）×10下），τf ≤5ppm/°C。
主要用于微波军用雷达及微波通信系统中作为介质谐振器件。
机中作为介质谐振器件。
对于主要用作选频谐振器件的MWDC ，要求εr tg δ小（以保证优良的选频性）好等于2αl ，以τf (=-αl-αε2，式中α胀系数和介质常数的温度系数器件的热稳定性。
E 、P建立，极化机理与静电场极化相同。
极化强度可表示为：P ∞P =联系离子数单位体积内弱ｎ离子振动频率 ν＝０ｑｎ＝Ｐ达到动态平衡时，极化从２位向１位移动的离δ⋅⋅Δ⎢⎢⎣⎡⋅ν⎢⎢⎣⎡⋅νΔΔ－ｅｅｅ令－ｅｅｅ＝－ｋＴＵｋＴＵ－ｋＴ－ｋＴＵｋＴＵ－E e 1kT12nq e 16nxn t⋅−δ=−≈Δ∴τ−τ−）（）（有关，与，，、表示极化快慢的常数电介质松弛极化的时间—的物理意义：、，U T P n 3e 212P P t r kTU rmr Δτ−τν=τττ=∞→能量，这一物理现象称为介质损耗。
T W =损耗能量的一般表达式为：为介质的体积为介质的电导率V VE d E d SRγγγ⋅=⋅⋅⋅=22)(I I I t I rrm m rrm m ωωcos cos cos +=+=∞∞）（无功电流，超前电压π/2无功电流，超前电压π/2δω=δ⋅⋅=⋅=ϕ⋅=tg CU tg Ir U Ia U cos I U W 2电介质的损耗可用损耗角正切电介质的损耗可用损耗角正切I ∞IUϕδ在交变电场下：ε′′−ε′=ε−δε=ε=ε=εj j cos E D E Dm0m 0* Ej +ε′ω=无功电流无功电流E 2W ε′′ω=介质损耗用时间的增加而增加，这种现象称为弛豫现象。
材料的介电性能
不可逆；反应时间为 10-5－10-2S；随温度变化有极大值。
02
Ta极化率 ；q为离子荷电量； δ为弱离子电场作用下的迁移；
03
离子驰豫极化：
存在固有偶极矩，无外电场时，混乱排列，使总极矩=0，有外电场作用时，偶极转向，成定向排列，从而产生介质极化。
介质吸潮后，介电常数会增加，但比电导的增加要慢，由于电导损耗增大以及松驰极化损耗增加，而使tgδ增大。
01
对于极性电介质或多孔材料来说，这种影响特别突出，如，纸内水分含量从4％增加到10％时，其tgδ可增加100倍。
02
（3）湿度的影响
电离损耗
结构损耗
6.1.5 材料的介质损耗
(1)无机材料的损耗形式主要有：
与温度的关系
能量消耗
电子位移极化
一切陶瓷
直流——光频
无关
无
离子位移极化
离子结构
直流——红外
温度升高极化增强
很弱
离子松弛极化
离子不紧密的材料
直流——超高频
随温度变化有极大值
有
电子位移松弛极化
高价金属氧化物
直流——超高频
随温度变化有极大值
有
转向极化
有机
直流——超高频
随温度变化有极大值
有
空间电荷极化
结构不均匀的材料
01
不可逆；反应时间为10-9－10-2S；产生于Nb、Bi、Ti为基的氧化物陶瓷中，随温度升高变化有极大值。
02
电子驰豫极化
弱联系离子：在玻璃状态的物质、结构松散的离子晶体、晶体中的杂质或缺陷区域，离子自身能量较高，易于活化迁移，这些离子称为弱联系离子。由弱联系离子在电场和热作用下建立的极化为离子弛豫极化。
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矿产资源开发利用方案编写内容要求及审查大纲
矿产资源开发利用方案编写内容要求及《矿产资源开发利用方案》审查大纲一、概述
㈠矿区位置、隶属关系和企业性质。
如为改扩建矿山, 应说明矿山现状、
特点及存在的主要问题。
㈡编制依据
(1简述项目前期工作进展情况及与有关方面对项目的意向性协议情况。
(2 列出开发利用方案编制所依据的主要基础性资料的名称。
如经储量管理部门认定的矿区地质勘探报告、选矿试验报告、加工利用试验报告、工程地质初评资料、矿区水文资料和供水资料等。
对改、扩建矿山应有生产实际资料, 如矿山总平面现状图、矿床开拓系统图、采场现状图和主要采选设备清单等。
二、矿产品需求现状和预测
㈠该矿产在国内需求情况和市场供应情况
1、矿产品现状及加工利用趋向。
2、国内近、远期的需求量及主要销向预测。
㈡产品价格分析
1、国内矿产品价格现状。
2、矿产品价格稳定性及变化趋势。
三、矿产资源概况
㈠矿区总体概况
1、矿区总体规划情况。
2、矿区矿产资源概况。
3、该设计与矿区总体开发的关系。
㈡该设计项目的资源概况
1、矿床地质及构造特征。
2、矿床开采技术条件及水文地质条件。