一种用于系统级封装的低介质损耗角正切陶瓷材料及其制备方法与流程

本发明属于封装用陶瓷材料，涉及一种用于系统级封装的低介质损耗角正切陶瓷材料及其制备方法。

背景技术：

1、近年来，电动汽车、电力机车以及半导体照明、航空航天、卫星通信等进入高速发展阶段，电子元器件向大功率化、高频化、集成化方向发展。氧化铝陶瓷因体积电阻率大、抗折强度高、硬度大、低介质损耗、线性膨胀系数小、高绝缘性能以及可以和金属进行焊接、封接等特点，而被广泛用于军事通讯、遥感遥测电子对抗、光电技术等领域，成为微电子器件、光电器件生产不可缺少的重要原材料。

2、常规氧化铝陶瓷的烧结温度在1500℃以上，对烧成设备有较高的要求，需要高温氢气烧结炉，对能源的消耗也相当大，如电力、氢气等，所以制造成本一直居高不下，而且较高的烧结温度也限制了其只能采用难熔的w、mo等金属作为导体材料。w、mo材料的金属化电阻大，导体损耗高，不能完全满足高速、高频领域的应用。ltcc（低温共烧陶瓷材料）虽可以使用金、银、铜等低电阻导体，但为了降低烧结温度而加入了大量玻璃成分，从而导致其抗弯强度不足200mpa。抗弯强度的降低导致了其可靠性的下降，在稍大一些的冲击下易出现裂纹或发生断裂，造成产品出现严重的失效现象。此外，ltcc低的抗弯强度也限制了封装基板的厚度，不利于超薄封装形式的应用，从而限制了封装的进一步小型化。

3、cn110128117b公开了一种高纯氧化铝陶瓷材料及其制备方法，主要工艺流程如下：高纯氧化铝球磨，喷雾造粒，等静压压制成型，生坯加工，高温烧结成瓷，磨加工，金属化制作，钎焊，抛光。cn115321960b公开了一种氧化铝陶瓷及其制备方法与应用，涉及氧化铝陶瓷技术领域。该技术方案提供了一种氧化铝陶瓷的制备方法，包括如下步骤：（1）制备得到氧化铝陶瓷素坯；（2）将步骤（1）中得到的氧化铝陶瓷素坯转移到微波热等静压烧结炉中进行烧结，冷却后得到所述氧化铝陶瓷。cn110423102a公开了一种适用于低电阻引线的陶瓷封装外壳材料，由以下重量百分比的成分组成：二氧化硅6-12%、氟化钙1-3%、硼砂1-2%、氧化钡2-5%、氧化钾0.5-1%、着色剂6-15%和氧化铝。

4、为保证电子元器件工作过程的稳定性，对封装材料的力学性能、介电性能和热性能等提出了很高的要求，而目前传统的封装用陶瓷材料不能满足当下日益严格的工作环境要求。

技术实现思路

1、针对现有技术存在的不足，本发明的目的在于提供一种用于系统级封装的低介质损耗角正切陶瓷材料及其制备方法，通过向原料中加入堇青石粉体、cbs粉体和稀土氧化物，极大地降低了陶瓷原料的烧结温度，在相对较低的烧结温度下即可形成致密结构的陶瓷材料，最终制备得到了具备理想介电性能和力学性能的al2o3/aln复相陶瓷材料。

2、为达此目的，本发明采用以下技术方案：

3、第一方面，本发明提供了一种用于系统级封装的低介质损耗角正切陶瓷材料的制备方法，所述制备方法包括：

4、将氧化铝、氮化铝、堇青石粉体、cbs粉体和稀土氧化物混合均匀，得到前体混合物；将所述前体混合物、磨料球和去离子水混合后进行湿法球磨，得到前体湿料，将所述前体湿料干燥后过筛，得到前体干粉；将所述前体干粉与聚乙烯醇缩丁醛溶液混合，得到前体溶液；对所述前体溶液进行喷雾造粒，得到前体粉末；将所述前体粉末放入模具中进行压片，得到坯体；对所述坯体加热至排胶温度并保温，继续加热升温至第一烧结温度并保温，随后降温至第二烧结温度并保温，保温结束后随炉冷却至出炉温度后取出，在炉外冷却至室温，得到所述低介质损耗角正切陶瓷材料。

5、封装用陶瓷材料需要具备介电损耗小、抗弯强度高以及热膨胀系数低等特点，氧化铝具有介电性能好、抗弯强度高、耐化学腐蚀性好等特点，氮化铝具有介质损耗低、热膨胀系数低、绝缘电阻高、热导率高等特点，本发明以氧化铝和氮化铝作为封装用陶瓷材料的主要陶瓷原料，通过向陶瓷原料中加入堇青石粉体、cbs粉体和稀土氧化物，极大地降低了陶瓷材料的烧结温度，在相对较低的烧结温度下即可形成致密结构的陶瓷材料，最终制备得到了具备理想介电性能、力学性能和热性能的al2o3/aln复相陶瓷材料。

6、由于aln是共价键结构化合物，自扩散系数较小，需要在较高的烧结温度（＞1800℃）下才能形成具有致密结构的陶瓷材料，由于过高的烧结成本，使得氮化铝材料很难被广泛应用在封装材料中。本发明通过在陶瓷原料中加入堇青石粉体、cbs粉体和稀土氧化物作为烧结助剂，实现了低温烧结，在1500~1600℃的烧结温度范围内即可烧结形成具有高致密度的陶瓷材料，通过低温烧结工艺不仅极大地降低了烧结过程的生产成本，而且低温烧结可以在一定程度上延缓表层氧原子向aln晶格内部的扩散速度，提高了烧结过程中氮化铝晶格的净化效果，有利于制备出介电性能、力学性能和热性能兼备的封装用陶瓷材料。

7、堇青石理论化学组成为2mgo·2al2o3·5sio2，其具有较低的热膨胀系数、较高的化学稳以及较强的力学强度，本发明在陶瓷原料中加入了适量的堇青石粉体，不仅改善了氧化铝热膨胀系数低的缺点，而且显著降低了陶瓷材料的烧成温度，这是由于，一方面，堇青石能够在烧结过程中与氧化铝形成熔点较低的低共熔化合物，低共熔化合物在烧结过程中达到最低共熔温度时将会产生液相，即在未达到烧结温度就会产生液相，利用液相流动传质，降低了陶瓷材料的烧结温度，促进了烧成的陶瓷材料的结构致密化；另一方面，堇青石在烧结过程中会促进al2o3与aln发生反应生成al5o6n新相，同时产生液相，使得al2o3/aln复相陶瓷材料的烧结温度降低了约200℃。

8、cbs粉体作为低熔点玻璃相，与al2o3、aln和堇青石粉体等陶瓷相复合烧结后，得到的陶瓷材料具有良好的介电性能和热性能，在烧结过程中，随着低熔点玻璃相软化熔融，对al2o3、aln和堇青石粉体起到了润湿和溶解的作用，使得原料粉体颗粒进入玻璃相的传质速率加快，液相含量增加，黏度降低，逐渐增加的液相可以更好地润湿和填充原料粉体颗粒的间隙，使得原料粉体颗粒的间隙处产生了毛细管作用，当液相润湿原料粉体颗粒时，原料粉体颗粒间隙处形成的毛细管压力使得液相可以快速进入并填满原料粉体颗粒的间隙，通过液相扩散作用使烧成后的陶瓷材料的内部结构更加致密，进而极大地降低了陶瓷材料的介质损耗和热膨胀系数。

9、本发明在陶瓷原料中加入了稀土氧化物作为烧结过程中的稳定剂和烧结助剂，可以与堇青石粉体和cbs粉体产生协同增效作用，从而进一步促进陶瓷材料的致密化程度，降低陶瓷材料的介质损耗并显著改善陶瓷材料的力学性能，这是由于，一方面，稀土氧化物能够促进al2o3与堇青石粉体和cbs粉体反应生成熔点更低的液相，提高了液相产量；同时，稀土离子的半径较大，很难与al2o3形成固溶，因此稀土元素主要存在于液相中，有利于降低液相粘度，在原料粉体颗粒和晶粒间隙处的毛细管压力作用下，利用大量的低粘度的液相可以快速扩散填充原料粉体颗粒的间隙，加快气体排出，促使陶瓷材料烧结致密化，有助于进一步降低陶瓷材料的介质损耗；另一方面，由于稀土离子与铝离子的离子半径的差距过大，使得稀土元素难以与al2o3固溶，因此，在烧结过程中，稀土元素主要存在于晶界的玻璃相中，同时，具有玻璃网状结构的稀土氧化物自身较大的体积导致其在晶界中迁移阻力较高，阻碍了其它离子的迁移，降低了晶界迁移速率，因此，稀土氧化物的加入可以在烧结过程中有效抑制晶粒的畸形长大，细化了晶粒，达到改善陶瓷材料力学性能的目的。

10、为了促进原料的固相烧结反应，一般来讲，原料粉体颗粒的粒径越细越好，但是如果原料粉体颗粒的粒径太小，则其比面积较大，从而导致原料粉体颗粒间的摩擦力显著提升，流动性会变差，在压片成型过程中，流动性较差的原料粉体颗粒难以均匀分布并充分填充至模具内部，从而导致压片后得到的坯体出现四周边缘不致密、粉体掉落、气孔、断裂等缺陷问题。为了解决这一问题，本发明在压片前将前体干粉与粘结剂聚乙烯醇缩丁醛溶液混合并进行喷雾造粒，得到前体粉末，再对前体粉末进行压片成型，最后对压片成型后得到的坯体进行烧结。通过本发明采用的工艺路线可以在保证原料粉体颗粒获得较大接触面积的同时，还能保持坯体的结构完整。

11、烧结过程是陶瓷材料制备过程中最重要的步骤之一，采用常规的一步烧结工艺会在烧结过程后期出现晶粒二次生长的现象，这会导致陶瓷材料的性能下降。本发明采用两步常压烧结工艺制备得到了具备优异综合性能的陶瓷材料，与常规的一步烧结工艺相比，本发明采用的两步常压烧结工艺以较快的升温速率升温到第一烧结温度后，经过短暂的保温时间，随后快速降温至低于第一烧结温度100~200℃的第二烧结温度，在第二烧结温度下保温较长时间，其目的在于抑制晶界位移的同时维持晶界扩散处的活跃状态，达到阻碍晶粒异常长大的目的，确保获得具有理想致密度的陶瓷材料。

12、作为本发明一种优选的技术方案，所述堇青石粉体采用如下方法制备得到：

13、将煅烧滑石、煅烧高岭土、氢氧化铝、五氧化二钒和氟化钙混合均匀，得到堇青石前体粉料；将所述堇青石前体粉料、磨料球和去离子水混合进行湿法球磨，得到堇青石前体湿料，对所述堇青石前体湿料进行干燥，得到堇青石前体干料；对所述堇青石前体干料依次进行煅烧、研磨和过筛后得到所述堇青石粉体。

14、作为本发明一种优选的技术方案，所述煅烧滑石采用如下方法制备得到：

15、将滑石颗粒加热至1000~1200℃并保温3~5h，随炉冷却至室温，完成煅烧，将煅烧后的滑石颗粒进行粉碎、研磨、过筛，得到所述煅烧滑石，其中，加热温度可以是1000℃、1020℃、1040℃、1060℃、1080℃、1100℃、1120℃、1140℃、1160℃、1180℃或1200℃，保温时间可以是3.0h、3.2h、3.4h、3.6h、3.8h、4.0h、4.2h、4.4h、4.6h、4.8h或5.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

16、在一些可选的实例中，所述煅烧高岭土采用如下方法制备得到：

17、将高岭土颗粒加热至900~1000℃并保温1~2h，随炉冷却至室温，完成煅烧，将煅烧后的高岭土颗粒进行粉碎、研磨、过筛，得到所述煅烧高岭土，其中，加热温度可以是900℃、910℃、920℃、930℃、940℃、950℃、960℃、970℃、980℃、990℃或1000℃，保温时间可以是1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4h、1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h或2.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

18、在一些可选的实例中，所述煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝的质量比为(37~38):(48~49):(19~20)，例如可以是37:48:19、37.1:48.1:19.1、37.2:48.2:19.2、37.3:48.3:19.3、37.4:48.4:19.4、37.5:48.5:19.5、37.6:48.6:19.6、37.7:48.7:19.7、37.8:48.8:19.8、37.9:48.9:19.9或38:49:20，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

19、在一些可选的实例中，所述煅烧滑石的粒径d90为18~20μm，例如可以是18μm、18.2μm、18.4μm、18.6μm、18.8μm、19μm、19.2μm、19.4μm、19.6μm、19.8μm或20μm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

20、在一些可选的实例中，所述煅烧高岭土的粒径d90为2~3μm，例如可以是2.0μm、2.1μm、2.2μm、2.3μm、2.4μm、2.5μm、2.6μm、2.7μm、2.8μm、2.9μm或3.0μm，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

21、在一些可选的实例中，所述煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝的总质量与所述五氧化二钒的质量之比为1:(0.03~0.05)，例如可以是1:0.03、1:0.032、1:0.034、1:0.036、1:0.038、1:0.04、1:0.042、1:0.044、1:0.046、1:0.048或1:0.05，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

22、本发明在堇青石原料中加入了五氧化二钒，当五氧化二钒的添加量在本发明限定的数值范围内时，可以有效降低烧成的堇青石粉体的介质损耗和热膨胀系数，但当五氧化二钒的添加量超过本发明限定的范围上限时，煅烧得到的堇青石粉体的介质损耗和热膨胀系数开始升高。这是由于，五氧化二钒易溶于水，在高温下易分解形成具有很高化学活性的v5+，在煅烧过程中能起到烧结助剂的作用，从而产生更多的低熔点液相，低熔点液相能促进离子迁移和原料粉体颗粒聚集重排，有助于煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝之间的固相烧结反应，同时，液相的增多也能使煅烧温度降低，有利于堇青石相的烧成，最后形成具有致密结构的堇青石粉体，有助于介质损耗的降低。

23、此外，在煅烧过程中，v5+进入到堇青石六元大通道中，形成新键v-o-si键和v-o键，取代al-o-si键和mg-o键，由于v5+的离子半径较大，形成的新键会导致六元通道产生一定程度的畸变，最终形成适量均匀分布的微孔，这些微孔能够在堇青石粉体的热膨胀过程中起到很好的伸缩作用，因此，当加入适量的五氧化二钒时，v5+引起六元环的畸变程度不大，微孔的孔径和生成量适中，从而可以有效降低堇青石陶瓷的热膨胀系数。

24、但当五氧化二钒的添加量超过本发明限定的范围上限时，堇青石粉体变形严重，从而在其内部产生缝隙更大且数量更多的裂纹、孔洞等缺陷，导致堇青石粉体的介质损耗和热膨胀系数不降反增，同时，大量的缺陷还会影响堇青石粉体的力学性能，最终导致烧成的陶瓷材料的抗弯强度下降。

25、在一些可选的实例中，所述煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝的总质量与所述氟化钙的质量之比为1:(0.08~0.1)，例如可以是1:0.08、1:0.082、1:0.084、1:0.086、1:0.088、1:0.09、1:0.092、1:0.094、1:0.096、1:0.098或1:0.1，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

26、在一些可选的实例中，所述堇青石前体粉料、磨料球和去离子水的质量比为1:(1.3~1.6):(0.6~0.8)，例如可以是1:1.3:0.6、1:1.35:0.62、1:1.4:0.64、1:1.45:0.66、1:1.5:0.68、1:1.55:0.7、1:1.6:0.72、1:1.3:0.74、1:1.4:0.76、1:1.5:0.78、1:1.6:0.8，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

27、在一些可选的实例中，所述堇青石前体粉料、磨料球和去离子水的湿法球磨的转速为250~300r/min，例如可以是250r/min、255r/min、260r/min、265r/min、270r/min、275r/min、280r/min、285r/min、290r/min、295r/min或300r/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

28、在一些可选的实例中，所述堇青石前体粉料、磨料球和去离子水的湿法球磨的时间为2~3h，例如可以是2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h、2.5h、2.6h、2.7h、2.8h、2.9h或3.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

29、在一些可选的实例中，所述堇青石前体湿料的干燥的温度为70~80℃，例如可以是70℃、71℃、72℃、73℃、74℃、75℃、76℃、77℃、78℃、79℃或80℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

30、在一些可选的实例中，所述堇青石前体湿料的干燥的时间为2~3h，例如可以是2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h、2.5h、2.6h、2.7h、2.8h、2.9h或3.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

31、作为本发明一种优选的技术方案，所述堇青石前体干料的煅烧过程包括如下步骤：

32、首先，以第一升温速率将所述堇青石前体干料加热至第一煅烧温度，随后以第二升温速率继续加热至第二煅烧温度，随后以第三升温速率继续加热至第三煅烧温度，并在第三煅烧温度下保温，保温结束后随炉冷却至室温，其中，所述第三升温速率＜所述第一升温速率＜所述第二升温速率。

33、在一些可选的实例中，所述第一升温速率为240~250℃/h，例如可以是240℃/h、241℃/h、242℃/h、243℃/h、244℃/h、245℃/h、246℃/h、247℃/h、248℃/h、249℃/h或250℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

34、在一些可选的实例中，所述第一煅烧温度为290~300℃，例如可以是290℃、291℃、292℃、293℃、294℃、295℃、296℃、297℃、298℃、299℃或300℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

35、在一些可选的实例中，所述第二升温速率为390~400℃/h，例如可以是390℃、391℃、392℃、393℃、394℃、395℃、396℃、397℃、398℃、399℃或400℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

36、在一些可选的实例中，所述第二煅烧温度为890~900℃，例如可以是890℃、891℃、892℃、893℃、894℃、895℃、896℃、897℃、898℃、899℃或900℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

37、在一些可选的实例中，所述第三升温速率为120~130℃/h，例如可以是120℃/h、121℃/h、122℃/h、123℃/h、124℃/h、125℃/h、126℃/h、127℃/h、128℃/h、129℃/h或130℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

38、在一些可选的实例中，所述第三煅烧温度为1350~1360℃，例如可以是1350℃、1351℃、1352℃、1353℃、1354℃、1355℃、1356℃、1357℃、1358℃、1359℃或1360℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

39、在堇青石前体干料的煅烧过程中，随着煅烧温度的升高，首先，煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝中的自由水和吸附水被脱除；随后，脱水后的煅烧滑石、煅烧高岭土和氢氧化铝反应生成莫来石、方石英、顽火辉石和α-氧化铝，莫来石、方石英、顽火辉石和α-氧化铝相互反应并不断消耗，产生少量目标产物堇青石和中间产物镁铝尖晶石；最后，当温度达到1350~1360℃时，产生的中间产物镁铝尖晶石与方石英继续反应生成堇青石，保温结束后，烧结反应基本完成，中间产物镁铝尖晶石和方石英基本完全分解，最终得到纯度较高的堇青石粉体。

40、本发明特别限定了第三煅烧温度为1350~1360℃，由于堇青石粉体是低熔点物质，煅烧温度过高会导致部分堇青石粉体挥发，从而导致堇青石失重。当第三煅烧温度超过1360℃时，虽然煅烧得到的堇青石粉体的纯度较高，但失重率也过高，产率较低；当第三煅烧温度低于1350℃时，虽然堇青石粉体的失重率较低，但是产生的中间产物镁铝尖晶石和方石英等杂质相无法被分解去除，烧成的堇青石粉体的纯度较低；因此，当第三煅烧温度在1350~1360℃范围内时，可以获得具有相对较高纯度和相对较低失重率的堇青石粉体。

41、在一些可选的实例中，在所述第三煅烧温度下保温1.5~2.5h，例如可以是1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h、2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h或2.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

42、在一些可选的实例中，所述过筛采用的筛网目数为150~200目，例如可以是150目、155目、160目、165目、170目、175目、180目、185目、190目或200目，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

43、作为本发明一种优选的技术方案，所述cbs粉体采用如下方法制备得到：

44、将碳酸钙、硼酸和二氧化硅混合均匀，得到cbs前体粉料；将所述cbs前体粉料、磨料球和无水乙醇混合进行湿法球磨，得到cbs前体湿料，对所述cbs前体湿料进行干燥，得到cbs前体干料；对所述cbs前体干料依次进行煅烧、研磨和过筛后得到所述cbs粉体。

45、作为本发明一种优选的技术方案，所述碳酸钙、硼酸和二氧化硅的质量比为(3~3.2):(2.8~3):1，例如可以是3:2.8:1、3.02:2.82:1、3.04:2.84:1、3.06:2.86:1、3.08:2.88:1、3.1:2.9:1、3.12:2.92:1、3.14:2.94:1、3.16:2.96:1、3.18:2.98:1或3.2:3:1，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

46、cbs粉体是一种由cao、b2o3和sio2组成的多相材料，b2o3和sio2都是网络形成体，但网络结构不同，主要起骨架支撑作用，其中，b2o3是二维层状结构，主要由[bo3]连接而成，当加入cao后，体系中的游离氧增加，并与[bo3]结合生成[bo4]，[bo4]可以强化cbs粉体的力学强度。sio2则是三维结构，由[sio4]构成，其介质损耗较小，当加入cao后，体系中的钙离子可以与si-o反应，起到断网作用，从而改变三维结构的原有网络结构，使得粒子更易发生位移，在煅烧过程中，有利于降低液相的黏度，促进了cbs粉体的烧成致密化过程。

47、在陶瓷粉体的烧结过程中，cbs粉体会发生明显的析晶，这会导致液相的粘度增加，同时，由于aln材料的烧成温度较高且自扩散系数低，因此，aln的加入会进一步阻碍液相的流动，导致液相粘度更高，进而造成液相对原料粉体颗粒的润湿性变差，最终影响了陶瓷材料的烧成致密度。因此，为使陶瓷材料获得更加致密的晶体结构，所用的cbs粉体必须具有较低的熔点，以便在陶瓷粉体的烧结过程中可以产生大量液相，并且产生的液相应具有较低的黏度和良好的流动性，以对粉体颗粒达到充分润湿的效果，为此，本发明通过调整碳酸钙、硼酸和二氧化硅的质量比，将碳酸钙、硼酸和二氧化硅的质量比限制在(3~3.2):(2.8~3):1范围内，进而改变cao、b2o3和sio2的组成占比，得到了具有较低熔点和较低高温黏度的cbs粉体，最终达到提高陶瓷材料烧成致密度，降低其介质损耗的目的。

48、本发明特别限定了碳酸钙、硼酸和二氧化硅的质量比为(3~3.2):(2.8~3):1，随着碳酸钙用量的提高，反应生成的氧化钙的占比增大，cbs粉体的介质损耗呈先快速降低后略有升高的变化趋势，这是由于，cao提供的自由氧离子（o2-）可以与si-o网络结构的桥氧（o0）反应从而破坏si-o网络结构，被破坏的si-o网络结构在高温下更易断裂导致烧成体系的粘度降低，从而降低了cbs粉体的熔点。因此，随着氧化钙的生成量逐渐增加，cbs粉体中的si-o网络结构破坏加剧，si-o网络结构断裂导致烧成的cbs粉体的熔点和高温黏度降低，从而加速了cbs粉体的烧结收缩，最终得到致密化程度较高的cbs粉体。当碳酸钙的加入量超过本发明限定的范围上限时，生成的氧化钙过量，被o2-严重破坏的si-o网络结构难以再继续大幅度破坏，即便加入更多的碳酸钙，cbs粉体中的si-o网络结构也几乎不再产生变化，因此，高温下的cbs粉体的烧结收缩变化不明显；然而，随着氧化钙占比的增加，会导致cbs粉体的析晶温度降低，析晶后的烧成体系的粘度大幅度增加，从而阻止了cbs粉体的致密化过程，因此，碳酸钙的加入量过高不利于cbs粉体的致密化过程，进而导致cbs粉体的介质损耗出现一定程度的升高。

49、随着硼酸用量的提高，反应生成的氧化硼的占比增大，cbs粉体的介质损耗呈先降低后升高的变化趋势，这是由于，相比于氧化钙和二氧化硅，氧化硼具有更低的熔点，加入适量的硼酸，生成适量的氧化硼，可以促进cbs粉体的粘性流动，从而在cbs粉体的烧结过程中产生更多的液相，以便获得结构更加致密的cbs粉体；此外，在cbs粉体的烧结过程中，[bo3]基团插入si-o网络结构中，导致cbs粉体的si-o网络结构被破坏，从而降低了烧结体系的高温粘度，有利于加快cbs粉体的烧结致密化过程，因此，随着氧化硼生成量的增加，烧成后的cbs粉体的内部孔洞数量明显减少，致密化程度明显提高。然而，随着氧化硼占比的继续提高，烧成后的cbs粉体中的cab2o4晶相含量显著增加，β-casio3晶相含量则显著下降，当硼酸的用量达到本发明限定的范围上限时，烧成得到的cbs粉体的主晶相为cab2o4。相比于cab2o4，β-casio3具有更低的热膨胀系数和更低的介质损耗，因此，当β-casio3的含量过低时，会直接影响cbs粉体的介电性能和热性能；但相比于cab2o4，β-casio3的软化温度更高，因此，β-casio3的含量也不能过高，否则会造成cbs粉体的液相黏度过大，影响陶瓷材料的烧成致密化过程。

50、在一些可选的实例中，所述cbs前体粉料、磨料球和无水乙醇的质量比为1:(3~4):(1.5~2.5)，例如可以是1:3:1.5、1:3.1:1.6、1:3.2:1.7、1:3.3:1.8、1:3.4:1.9、1:3.5:2、1:3.6:2.1、1:3.7:2.2、1:3.8:2.3、1:3.9:2.4或1:4:2.5，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

51、在一些可选的实例中，所述cbs前体粉料、磨料球和无水乙醇的湿法球磨的转速为280~320r/min，例如可以是280r/min、285r/min、290r/min、295r/min、300r/min、305r/min、310r/min、315r/min或320r/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

52、在一些可选的实例中，所述cbs前体粉料、磨料球和无水乙醇的湿法球磨的时间为1.5~2.5h，例如可以是1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h、2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h或2.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

53、在一些可选的实例中，所述cbs前体湿料的干燥温度为70~80℃，例如可以是70℃、71℃、72℃、73℃、74℃、75℃、76℃、77℃、78℃、79℃或80℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

54、在一些可选的实例中，所述cbs前体湿料的干燥时间为2~3h，例如可以是2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h、2.5h、2.6h、2.7h、2.8h、2.9h或3.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

55、作为本发明一种优选的技术方案，所述cbs前体干料的煅烧过程包括如下步骤：

56、首先，以第四升温速率将所述cbs前体干料加热至第四煅烧温度并保温，随后以第五升温速率继续加热至第五煅烧温度并保温，最后以第一降温速率降温至第六煅烧温度并保温，保温结束后随炉冷却至室温，其中，所述第一降温速率＜所述第四升温速率＜所述第五升温速率。

57、在一些可选的实例中，所述第四升温速率为120~130℃/h，例如可以是120℃/h、121℃/h、122℃/h、123℃/h、124℃/h、125℃/h、126℃/h、127℃/h、128℃/h、129℃/h或130℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

58、在一些可选的实例中，所述第四煅烧温度为450~460℃，例如可以是450℃、451℃、452℃、453℃、454℃、455℃、456℃、457℃、458℃、459℃或460℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

59、在一些可选的实例中，在所述第四煅烧温度下保温1.8~2.2h，例如可以是1.8h、1.85h、1.9h、1.95h、2.0h、2.05h、2.1h、2.15h或2.2h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

60、在一些可选的实例中，所述第五升温速率为590~600℃/h，例如可以是590℃/h、591℃/h、592℃/h、593℃/h、594℃/h、595℃/h、596℃/h、597℃/h、598℃/h、599℃/h或600℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

61、在一些可选的实例中，所述第五煅烧温度为960~970℃，例如可以是960℃、961℃、962℃、963℃、964℃、965℃、966℃、967℃、968℃、969℃或970℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

62、在一些可选的实例中，在所述第五煅烧温度下保温1.8~2.2h，例如可以是1.8h、1.85h、1.9h、1.95h、2.0h、2.05h、2.1h、2.15h或2.2h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

63、在一些可选的实例中，所述第一降温速率为80~90℃/h，例如可以是80℃/h、81℃/h、82℃/h、83℃/h、84℃/h、85℃/h、86℃/h、87℃/h、88℃/h、89℃/h或90℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

64、在一些可选的实例中，所述第六煅烧温度为620~630℃，例如可以是620℃、621℃、622℃、623℃、624℃、625℃、626℃、627℃、628℃、629℃或630℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

65、在一些可选的实例中，在所述第六煅烧温度下保温0.5~1.5h，例如可以是0.5h、0.6h、0.7h、0.8h、0.9h、1.0h、1.1h、1.2h、1.3h、1.4或1.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

66、本发明限定的cbs前体干料采用两段式烧成工艺，具体是以炉温为初始温度，首先升温至450~460℃，保温1.8~2.2h，此阶段是为了使cbs前体干料中的水分和有机物充分挥发，为了确保水分和有机物的充分挥发，此阶段的升温速率必须足够慢，因此，本发明限定了此阶段的升温速率为120~130℃/h。随后，从450~460℃升温至烧成温度960~970℃，本发明特别限定了此阶段的升温速率为590~600℃/h，如果升温速率低于590℃/h，在煅烧过程中cbs有充足的时间形成晶核，从而导致煅烧得到的cbs粉体的晶粒粗大，一方面，粗大的晶粒使得晶界总长度减少，从而降低了cbs粉体对位错移动的阻力，同时，晶粒粗大易导致cbs粉体内部应力分布不均匀，产生应力集中区域，最终导致烧成的cbs粉体的力学性能降低；另一方面，晶粒粗大意味着晶界数量减少，而晶界是cbs粉体内部的缺陷区域，具有较高的能量状态，在交变电场作用下，电荷在晶界处的迁移和积累会导致能量损耗，因此，晶界数量的减少会降低电荷的迁移和积累效率，从而导致cbs粉体的介质损耗增加。当升温速率高于600℃/h时，则会导致cbs粉体的致密化还未完成就已经达到析晶温度，进而影响晶粒的生长，使得烧成的cbs粉体的结构较为松散，同样也会导致cbs粉体的介质损耗升高。

67、在一些可选的实例中，所述过筛采用的筛网目数为150~200目，例如可以是150目、155目、160目、165目、170目、175目、180目、185目、190目或200目，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

68、作为本发明一种优选的技术方案，所述前体混合物中的氧化铝的质量分数为40~50wt%，例如可以是40wt%、41wt%、42wt%、43wt%、44wt%、45wt%、46wt%、47wt%、48wt%、49wt%或50wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

69、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的氮化铝的质量分数为30~40wt%，例如可以是30wt%、31wt%、32wt%、33wt%、34wt%、35wt%、36wt%、37wt%、38wt%、39wt%或40wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

70、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的堇青石粉体的质量分数为9~10wt%，例如可以是9.0wt%、9.1wt%、9.2wt%、9.3wt%、9.4wt%、9.5wt%、9.6wt%、9.7wt%、9.8wt%、9.9wt%或10.0wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

71、堇青石粉体的加入会降低陶瓷材料的烧结温度，且随着堇青石粉体加入量的提高，烧结温度的降幅也逐渐增大，其原因在于，在烧结过程中，部分堇青石粉体分解或挥发，放出了大量的能量，促进了烧成致密化。但当堇青石粉体的加入量超过10wt%时，也会对煅烧得到的陶瓷材料的力学性能和热性能造成不良影响，这是由于，当堇青石粉体加入过量时，促进了al2o3与aln发生反应生成al5o6n杂质相，al5o6n相弥散分布在al2o3+aln固溶体的晶界处，会导致陶瓷材料的力学强度降低，热膨胀系数升高。

72、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的cbs粉体的质量分数为3.8~4.2wt%，例如可以是3.8wt%、3.85wt%、3.9wt%、3.95wt%、4.0wt%、4.05wt%、4.1wt%、4.15wt%或4.2wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

73、cbs粉体是通过液相烧结机制来改善陶瓷材料性能的，cbs粉体在高温下形成低熔点的玻璃相，烧结时，熔点较低的玻璃相会转变为液相，有助于促进原料粉体颗粒间的熔融、聚集和结合，使得烧结过程中的晶粒重新排列，强化接触，提高晶界迁移率，从而在较低的烧结温度下即可实现陶瓷材料的致密化。

74、当cbs粉体的质量分数在3.8~4.2wt%时，烧结体系中可以形成大量的液相，大量液相渗入原料粉体颗粒形成的三维网孔结构中，对原料粉体颗粒充分润湿包裹，使得烧成的陶瓷材料的结构变得更加致密，介质损耗显著降低。当cbs粉体的质量分数低于3.8wt%时，液相的生成量较少，原料粉体颗粒的表面无法被液相充分润湿包裹，最终导致烧成的陶瓷材料的结构致密度降低，介质损耗增加。当cbs粉体的质量分数超过4.2wt%时，会导致烧结体系中析出方石英，随着方石英的不断析出使得玻璃相减少，液相烧结作用减弱，大量的原料粉体颗粒表面无法被少量熔化的液相充分湿润包裹，同样会导致陶瓷材料的结构致密度降低，介质损耗增加。

75、在一些可选的实例中，所述稀土氧化物由氧化钇、氧化铈和氧化镧组成。

76、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的氧化钇的质量分数为2.4~2.6wt%，例如可以是2.4wt%、2.42wt%、2.44wt%、2.46wt%、2.48wt%、2.5wt%、2.52wt%、2.54wt%、2.56wt%、2.58wt%或2.6wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

77、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的氧化铈的质量分数为0.4~0.6wt%，例如可以是0.4wt%、0.42wt%、0.44wt%、0.46wt%、0.48wt%、0.5wt%、0.52wt%、0.54wt%、0.56wt%、0.58wt%或0.6wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

78、在一些可选的实例中，所述前体混合物中的氧化镧的质量分数为2.4~2.6wt%，例如可以是2.4wt%、2.42wt%、2.44wt%、2.46wt%、2.48wt%、2.5wt%、2.52wt%、2.54wt%、2.56wt%、2.58wt%或2.6wt%，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

79、本发明特别限定了前体混合物中的氧化钇、氧化铈和氧化镧的质量分数，当氧化钇、氧化铈和氧化镧的添加量在此数值范围内时，得到的陶瓷材料具备优异的介电性能，这是由于，添加适量的稀土氧化物可以有效抑制晶粒生长，细化晶粒，同时增加液相量，促使液相充分填充原料粉体颗粒的间隙，使得陶瓷材料的致密度提升，力学性能增强。但当稀土氧化物的添加量超过本发明限定的范围上限时，会导致陶瓷材料的晶粒尺寸再次增大，这是由于，添加过量的稀土氧化物会使得液相的生成量大幅增加，液相粘度显著降低，离子迁移率提高，导致晶粒过分生长，晶粒尺寸变大，间隙增多，最终导致陶瓷材料的致密度降低，介电损耗增加。

80、在一些可选的实例中，所述前体混合物、磨料球和去离子水的质量比为1:(1.8~2):(0.5~0.6)，例如可以是1:1.8:0.5、1:1.82:0.51、1:1.84:0.52、1:1.86:0.53、1:1.88:0.54、1:1.9:0.55、1:1.92:0.56、1:1.94:0.57、1:1.96:0.58、1:1.98:0.59或1:2:0.6，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

81、在一些可选的实例中，所述前体混合物、磨料球和去离子水的湿法球磨的转速为300~350r/min，例如可以是300r/min、305r/min、310r/min、315r/min、320r/min、325r/min、330r/min、335r/min、340r/min、345r/min或350r/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

82、在一些可选的实例中，所述前体混合物、磨料球和去离子水的湿法球磨的时间为1.5~2.5h，例如可以是1.5h、1.6h、1.7h、1.8h、1.9h、2.0h、2.1h、2.2h、2.3h、2.4h或2.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

83、在一些可选的实例中，所述前体湿料的干燥温度为80~90℃，例如可以是80℃、81℃、82℃、83℃、84℃、85℃、86℃、87℃、88℃、89℃或90℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

84、在一些可选的实例中，所述前体湿料的干燥时间为8~12h，例如可以是8.0h、8.5h、9.0h、9.5h、10.0h、10.5h、11.0h、11.5h或12.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

85、在一些可选的实例中，所述前体湿料干燥后的过筛的筛网目数为150~160目，例如可以是150目、151目、152目、153目、154目、155目、156目、157目、158目、159目或160目，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

86、在一些可选的实例中，所述聚乙烯醇缩丁醛溶液由聚乙烯醇缩丁醛和无水乙醇组成。

87、在一些可选的实例中，所述聚乙烯醇缩丁醛溶液中的聚乙烯醇缩丁醛的浓度为35~45g/l，例如可以是35g/l、36g/l、37g/l、38g/l、39g/l、40g/l、41g/l、42g/l、43g/l、44g/l或45g/l，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

88、在一些可选的实例中，所述前体干粉与所述聚乙烯醇缩丁醛溶液中的聚乙烯醇缩丁醛的质量比为1:(0.08~0.1)，例如可以是1:0.08、1:0.082、1:0.084、1:0.086、1:0.088、1:0.09、1:0.092、1:0.094、1:0.096、1:0.098或1:0.1，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

89、在一些可选的实例中，所述前体溶液的喷雾造粒的进口温度为250~260℃，例如可以是250℃、251℃、252℃、253℃、254℃、255℃、256℃、257℃、258℃、259℃或260℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

90、在一些可选的实例中，所述前体溶液的喷雾造粒的出口温度为100~120℃，例如可以是100℃、102℃、104℃、106℃、108℃、110℃、112℃、114℃、116℃、118℃或120℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

91、在一些可选的实例中，所述前体溶液的喷雾造粒的进料流量为25~30ml/min，例如可以是25ml/min、25.5ml/min、26ml/min、26.5ml/min、27ml/min、27.5ml/min、28ml/min、28.5ml/min、29ml/min、29.5ml/min或30ml/min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

92、在一些可选的实例中，所述前体粉末的压片的压力为35~45mpa，例如可以是35mpa、36mpa、37mpa、38mpa、39mpa、40mpa、41mpa、42mpa、43mpa、44mpa或45mpa，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

93、在一些可选的实例中，所述前体粉末的压片的时间为5~15s，例如可以是5s、6s、7s、8s、9s、10s、11s、12s、13s、14s或15s，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

94、作为本发明一种优选的技术方案，所述坯体加热至排胶温度的升温速率为110~130℃/h，例如可以是110℃/h、112℃/h、114℃/h、116℃/h、118℃/h、120℃/h、122℃/h、124℃/h、126℃/h、128℃/h或130℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

95、在一些可选的实例中，所述排胶温度为650~660℃，例如可以是650℃、651℃、652℃、653℃、654℃、655℃、656℃、657℃、658℃、659℃或660℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

96、排胶过程需要在氧气充足的热气氛中进行，使得聚乙烯醇缩丁醛（pvb）充分反应生成co2，如果氧气稀缺，会导致pvb燃烧不充分，造成烧成的陶瓷材料中存在大量残碳。但由于氮化铝易被氧化，因此在排胶过程中，为防止氮化铝被氧化，排胶温度不宜超过660℃。但当排胶温度低于650℃时，过低的烧结温度也不足以使材料内部形成一定的化学结合，致使排胶后的材料内部的结合强度较低。

97、在一些可选的实例中，在所述排胶温度下的保温时间为2.5~3.5h，例如可以是2.5h、2.6h、2.7h、2.8h、2.9h、3.0h、3.1h、3.2h、3.3h、3.4h或3.5h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

98、在一些可选的实例中，由所述排胶温度加热至所述第一烧结温度的升温速率为240~250℃/h，例如可以是240℃/h、241℃/h、242℃/h、243℃/h、244℃/h、245℃/h、246℃/h、247℃/h、248℃/h、249℃/h或250℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

99、本发明特别限定了由排胶温度加热至第一烧结温度的升温速率为240~250℃/h，当升温速率低于240℃/h时，陶瓷材料的形核时间过长，使得陶瓷材料在致密化过程中伴随着大量结晶，从而导致烧成的陶瓷材料的晶粒较为粗大，一方面，粗大的晶粒使得晶界总长度减少，从而降低了陶瓷材料对位错移动的阻力，同时，晶粒粗大易导致陶瓷材料内部应力分布不均匀，产生应力集中区域，最终导致烧成的陶瓷材料的力学性能降低；另一方面，晶粒粗大意味着晶界数量减少，而晶界是陶瓷材料内部的缺陷区域，具有较高的能量状态，在交变电场作用下，电荷在晶界处的迁移和积累会导致能量损耗，因此，晶界数量的减少会降低电荷的迁移和积累效率，从而导致陶瓷材料的介质损耗增加。当升温速率高于600℃/h时，则会导致陶瓷材料的致密化还未完成就已经达到析晶温度，进而影响晶粒的生长，煅烧得到的陶瓷材料的结构较为松散，同样会造成陶瓷材料的介质损耗增加。

100、在一些可选的实例中，所述第一烧结温度为1500~1550℃，例如可以是1500℃、1505℃、1510℃、1515℃、1520℃、1525℃、1530℃、1535℃、1540℃、1545℃或1550℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

101、在一些可选的实例中，在所述第一烧结温度下的保温时间为15~25min，例如可以是15min、16min、17min、18min、19min、20min、21min、22min、23min、24min或25min，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

102、在一些可选的实例中，由所述第一烧结温度降温至所述第二烧结温度的降温速率为290~300℃/h，例如可以是290℃/h、291℃/h、292℃/h、293℃/h、294℃/h、295℃/h、296℃/h、297℃/h、298℃/h、299℃/h或300℃/h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

103、在一些可选的实例中，所述第二烧结温度为1350~1360℃，例如可以是1350℃、1351℃、1352℃、1353℃、1354℃、1355℃、1356℃、1357℃、1358℃、1359℃或1360℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

104、在一些可选的实例中，在所述第二烧结温度下的保温时间为7~8h，例如可以是7.0h、7.1h、7.2h、7.3h、7.4h、7.5h、7.6h、7.7h、7.8h、7.9h或8.0h，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

105、本发明特别限定了在第二烧结温度下的保温时间为7~8h，当保温时间低于7h时，会导致保温过程中陶瓷材料内部的气泡无法充分排出，导致烧成后的陶瓷材料的致密度较差，介质损耗增加。随着保温时间的延长，陶瓷材料内部的气泡得以全部排出，烧成的陶瓷材料内部的气孔明显减小，晶粒尺寸增大且晶体结构变得更加致密，介质损耗明显降低。当保温时间超过8h时，陶瓷材料的晶粒有充足的时间长大，进而导致晶粒尺寸不均匀，晶粒较为粗大，一方面，易导致陶瓷材料内部应力分布不均匀，产生应力集中区域，最终导致烧成的陶瓷材料的力学性能降低；另一方面，晶粒粗大意味着晶界数量减少，晶界数量的减少会降低电荷的迁移和积累效率，从而导致陶瓷材料的介质损耗增加。

106、在一些可选的实例中，所述出炉温度为90~100℃，例如可以是90℃、91℃、92℃、93℃、94℃、95℃、96℃、97℃、98℃、99℃或100℃，但并不仅限于所列举的数值，该数值范围内其他未列举的数值同样适用。

107、第二方面，本发明提供了一种采用第一方面所述的制备方法制备得到的用于系统级封装的低介质损耗角正切陶瓷材料。

108、与现有技术相比，本发明的有益效果为：

109、封装用陶瓷材料需要具备介电损耗小、抗弯强度高以及热膨胀系数低等特点，氧化铝具有介电性能好、抗弯强度高、耐化学腐蚀性好等特点，氮化铝具有介质损耗低、热膨胀系数低、绝缘电阻高、热导率高等特点，本发明以氧化铝和氮化铝作为封装用陶瓷材料的主要陶瓷原料，通过向陶瓷原料中加入堇青石粉体、cbs粉体和稀土氧化物，极大地降低了陶瓷材料的烧结温度，在相对较低的烧结温度下即可形成致密结构的陶瓷材料，最终制备得到了具备理想介电性能、力学性能和热性能的al2o3/aln复相陶瓷材料。