在过去的几十年中,铅基材料由于其优异的电性能被广泛用于人们的日常生活和各类先进电子设备中,如常见的PT、PZT、PLZT材料等。但铅基材料对于人体健康和生态环境是有害的。因此,世界卫生组织已明令禁止含有Pb或PbO类电子产品的使用。近年来,作为替代产品的BaTiO₃基环保型材料得到了广泛的研究。鉴于上述情况,本文对几类BaTiO₃基铁电陶瓷的介电、铁电、能量储存性能及电卡效应（ECE）进行了系统的研究。首先,我们对（1-x）BaTiO₃–x(BiMg_1/2Ti_1/2)O₃（（1-x）BT–xBMT,x=0.0–0.05）无铅铁电陶瓷的微观结构、介电性能以及电卡效应进行了系统的讨论。在E≤20 kV cm^-1低电场下,正负电卡效应共存现象被观察到在x≤0.04组分的陶瓷中。当外加电场E≥25 kV cm^-1时,负电卡效应消失,仅正电卡效应被观察到。并且,随着BMT含量的增加,电场E≤20 kV cm^-1时的负电卡效应（NECE）和E≥25 kV cm^-1时的正电卡效应（PECE）的相应极值都呈现出先增加后减小的趋势。并在0.98BT–0.02BMT组分的陶瓷中获得了优异的PECE和NECE性能,其中最大PECE和NECE值分别为1.21 K(143°C,55 kV cm^-1)和ΔT=-0.37 K(42°C,20 kV cm^-1),相应的等温熵变ΔS分别为1.22 J kg^-1 K^-1(140°C,55 kV cm^-1)和-0.49 J kg^-1 K^-1(40°C,20 kV cm^-1)。与此同时,我们还对（1-x）BT–xBMT（x=0.0–0.07）陶瓷的高温介电弛豫行为（HTRBs）和储能特性进行了研究。HTRBs是观察到在所有陶瓷样品中,基于对阻抗（E_a）和电导(E_cond)活化能的计算评估,揭示了此类弛豫行为与氧空位（OVAs）的迁移是有关联的。并且相近似的E_a和E_cond值,表明了HTRBs主要由氧空位的短程跳跃所引起,而传导过程主要依赖于双离子氧空位的长程跃迁来完成。此外,在相对低的电场下储能密度W=0.62 J cm^-3、η=88%的优异值是获得在0.94BT–0.06BMT陶瓷中。其次,我们通过传统固相法成功合成了Ba(Hf_xTi_1-x)O₃（BHT）铁电陶瓷。并利用XRD光谱,介电光谱以及温度依赖拉曼光谱对相结构的演变过程进行了详细的研究,并对BHT陶瓷的ECE进行了深入探讨。结果表明:巨电卡值ΔT=1.64 K（117°C）和1.21 K（76°C）是获得在x=0.05组分的陶瓷中,相应的EC系数分别为0.33 K·mm·kV^-1和0.24 K·mm·kV^-1。与二级相变区相比,我们发现较大的电卡系数值ΔT_f/ΔE≥0.19K·mm·kV^-1是获得在一级相变区内,其中x=0.03组分的陶瓷在较小的电场下获得了最大ΔT_f/ΔE=0.38 K·mm·kV^-1值。另一方面,基于Olsen循环的热释电能量收集性能和HTRBs是首次系统地研究在BHT陶瓷中。借助复阻抗和交流电导对HTRBs的机制进行了探讨,揭示了它与OVAs的迁移有关。基于活化能理论计算值,BHT陶瓷中的HTRBs主要由氧空位的短程跳跃所引起,而传导过程主要依赖于双离子氧空位的长程跃迁来完成。同时,测量EPR光谱以检测BHT陶瓷中的缺陷。结果显示在g=1.942处观察到与OVAs相关的缺陷信号峰。另外,BHT陶瓷HTRBs的介电弛豫峰在O₂氛围下退火后被显著的抑制,进一步证明了HTRBs与OVAs缺陷是有关联的。此外,对于筛选组分的BHT陶瓷,基于Olsen循环的热释电能量收集性能是进一步的研究,其最大热释电能量收集密度N_D=491.30kJ/m³(ΔT_H-L=120°C、E_H=50 kV cm^-1)是获得在Ba(Hf_0.05Ti_0.95)O₃的陶瓷中。最后,我们采用传统固相法首次制备合成了（1-x）BaTiO₃–xBi(Mg_1/2Hf_1/2)O₃（（1-x）BT–xBMH,x=0.0–0.12）陶瓷,并对其结构、介电、铁电及储能性能进行了研究。结果表明:随着掺杂BMH含量的增加,T_m和ε_m都逐渐减小。在较高BMH掺杂含量的BT–BMH（x≥0.05）陶瓷中观察到了弛豫弥散相变行为。另外,随着掺杂含量的增加P–E逐渐收缩为线性,表现为P_m、P_r和E_c值的逐渐减小,这有助于陶瓷电容器获得较高效率的能量存储性能。在180 kV cm^-1的相对较低的电场下,优异的W=2.40 J/cm³和较高的η=87%是获得在BT–BMH（x=0.12）陶瓷中。