CN114436654B - 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用 - Google Patents

具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用 Download PDF

Info

Publication number
CN114436654B
CN114436654B CN202210116189.5A CN202210116189A CN114436654B CN 114436654 B CN114436654 B CN 114436654B CN 202210116189 A CN202210116189 A CN 202210116189A CN 114436654 B CN114436654 B CN 114436654B
Authority
CN
China
Prior art keywords
powder
ceramic material
temperature
transition temperature
phase transition
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN202210116189.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN114436654A (zh
Inventor
常云飞
刘琳婧
谢航
寇蔷薇
孙媛
吕蕊
杨彬
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Harbin Institute of Technology
Original Assignee
Harbin Institute of Technology
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Harbin Institute of Technology filed Critical Harbin Institute of Technology
Priority to CN202210116189.5A priority Critical patent/CN114436654B/zh
Publication of CN114436654A publication Critical patent/CN114436654A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN114436654B publication Critical patent/CN114436654B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/01—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics
    • C04B35/495—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on vanadium, niobium, tantalum, molybdenum or tungsten oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. vanadates, niobates, tantalates, molybdates or tungstates
    • C04B35/497—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on vanadium, niobium, tantalum, molybdenum or tungsten oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. vanadates, niobates, tantalates, molybdates or tungstates based on solid solutions with lead oxides
    • C04B35/499—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products based on oxide ceramics based on vanadium, niobium, tantalum, molybdenum or tungsten oxides or solid solutions thereof with other oxides, e.g. vanadates, niobates, tantalates, molybdates or tungstates based on solid solutions with lead oxides containing also titanates
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/626—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B
    • C04B35/63—Preparing or treating the powders individually or as batches ; preparing or treating macroscopic reinforcing agents for ceramic products, e.g. fibres; mechanical aspects section B using additives specially adapted for forming the products, e.g.. binder binders
    • C04B35/638—Removal thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B35/00—Shaped ceramic products characterised by their composition; Ceramics compositions; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/622—Forming processes; Processing powders of inorganic compounds preparatory to the manufacturing of ceramic products
    • C04B35/64—Burning or sintering processes
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3205—Alkaline earth oxides or oxide forming salts thereof, e.g. beryllium oxide
    • C04B2235/3206—Magnesium oxides or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3231—Refractory metal oxides, their mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof
    • C04B2235/3244—Zirconium oxides, zirconates, hafnium oxides, hafnates, or oxide-forming salts thereof
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/02—Composition of constituents of the starting material or of secondary phases of the final product
    • C04B2235/30—Constituents and secondary phases not being of a fibrous nature
    • C04B2235/32—Metal oxides, mixed metal oxides, or oxide-forming salts thereof, e.g. carbonates, nitrates, (oxy)hydroxides, chlorides
    • C04B2235/3281—Copper oxides, cuprates or oxide-forming salts thereof, e.g. CuO or Cu2O
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/60—Aspects relating to the preparation, properties or mechanical treatment of green bodies or pre-forms
    • C04B2235/602—Making the green bodies or pre-forms by moulding
    • C04B2235/6025—Tape casting, e.g. with a doctor blade
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6562—Heating rate
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/65—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes
    • C04B2235/656—Aspects relating to heat treatments of ceramic bodies such as green ceramics or pre-sintered ceramics, e.g. burning, sintering or melting processes characterised by specific heating conditions during heat treatment
    • C04B2235/6567—Treatment time
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C04—CEMENTS; CONCRETE; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES
    • C04B—LIME, MAGNESIA; SLAG; CEMENTS; COMPOSITIONS THEREOF, e.g. MORTARS, CONCRETE OR LIKE BUILDING MATERIALS; ARTIFICIAL STONE; CERAMICS; REFRACTORIES; TREATMENT OF NATURAL STONE
    • C04B2235/00—Aspects relating to ceramic starting mixtures or sintered ceramic products
    • C04B2235/70—Aspects relating to sintered or melt-casted ceramic products
    • C04B2235/74—Physical characteristics
    • C04B2235/76—Crystal structural characteristics, e.g. symmetry
    • C04B2235/768—Perovskite structure ABO3

Abstract

具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用，涉及弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用。解决现有技术下弛豫铁电陶瓷材料存在相变温度较低、抗电学疲劳性能较差，无法兼顾高机电性能、高相变温度和优异抗疲劳性的问题，而且含Zr类弛豫铁电织构陶瓷制备过程中存在热动力学问题。弛豫铁电铅基陶瓷材料化学通式为(1‑x‑y)Pb(A,Nb)O3‑xPbZrO3‑yPbTiO3‑awt.％B。方法：一、纯钙钛矿相母体细粉制备；二、流延法制备陶瓷生坯；三、织构陶瓷材料制备。应用：应用于压电致动器、智能传感器、超声换能器和能量收集器。

Description

具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅 基陶瓷材料及制备方法和应用
技术领域
本发明涉及弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用。
背景技术
作为一类非常重要的电子功能材料，弛豫PbTiO3基铁电陶瓷因其独特的机电转化性能有望被广泛应用于制备多种机电转化元器件中，例如压电致动器、超声换能器、智能传感器、能量收集器等。传统二元PbTiO3基弛豫铁电体系因其相变温度较低等短板(例如Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3其三方-四方相变温度Tr-t仅为～60-100℃)，已无法满足研制新一代电子器件对高相变温度兼顾高机电性能的应用要求。开发三元乃至多元系铅基体系有望同时获得高相变温度和高机电性能，已成为目前弛豫铁电材料的热点研究方向之一。
将PbZrO3组元引入PbTiO3基弛豫铁电体系中(例如形成Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbZrO3-PbTiO3三元体系)可以较大幅度地提高材料的三方-四方相变温度Tr-t和居里温度Tc，但该类陶瓷材料的机电转化性能偏低。近十几年来，国内外研究学者通过离子取代、掺杂改性、引入新组元、组分优化、陶瓷晶粒细化等手段，使得该类陶瓷的机电性能得到了明显的提高。研究发现，该类陶瓷部分电学性能参数的提高很大程度上是以恶化其它性能参数(例如相变温度)为代价获得的。此外，该类陶瓷在电场服役条件下工作时，存在着宏观机电性能显著退化的问题，阻碍了其在高可靠性和长期稳定性机电器件中的应用和发展，这就使得该类材料的抗电学疲劳性有待大幅度提高。晶向织构有望改善该类陶瓷的电学性能，然而Zr4+的存在破坏了模板籽晶的化学稳定性，使得该类陶瓷在其晶粒定向生长过程中出现了一系列热动力学问题，进而影响了织构陶瓷机电性能提升的幅度，也恶化其电学性能稳定性等。这些问题的存在阻碍了该类陶瓷在高性能机电转化器件中的实用化进程。
发明内容
本发明是要解决现有技术下弛豫铁电陶瓷材料存在相变温度较低、抗电学疲劳性能较差，无法兼顾高机电性能、高相变温度和优异抗疲劳性的问题，而且含Zr类弛豫铁电织构陶瓷制备过程中存在热动力学问题，而提供一种具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用。
具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，它的化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B，其中A为Mg、Yb、Sc和In中的一种或其中两种，B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种，0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c或者[111]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在90％以上；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc高于220℃，压电常数d33 *高于1000pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率低于3％。
具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的制备方法，它是按以下步骤完成的：
一、纯钙钛矿相母体细粉制备：
①、按化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；其中0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；所述的含A和Nb的物料粉体为MgNb2O6、YbNbO4、ScNbO4和InNbO4中的一种或其中两种；所述的烧结助剂粉体B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种；
②、以无水乙醇为介质，对称取的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体及TiO2粉体进行球磨24h～72h，然后烘干，得到混合原料，采用固相反应法在温度为700℃～850℃的条件下，对混合原料预烧1h～6h，得到母体粉体；
所述的母体粉体为纯相且粒径小于400nm的(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3母体粉体；
③、以无水乙醇为介质，对母体粉体和称取的烧结助剂粉体B进行球磨24h～72h，然后烘干，得到添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉；
二、流延法制备陶瓷生坯：
①、按基料与模板的体积比为99:1～92.5:7.5称取添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉及片状BaTiO3模板籽晶；所述的片状BaTiO3模板籽晶沿{111}c或者{001}c择优取向且径厚比≥8；
②、将溶剂、分散剂、粘合剂、塑化剂及称取的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉球磨混合24h～48h，然后加入称取的片状BaTiO3模板籽晶并球磨15min～40min，真空抽泡1h～6h，得到浆料，利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为10μm～100μm的膜片，将膜片依次进行切割、叠压、热水匀压、切割、在温度为500℃～650℃的条件下排胶及在压力为150MPa～300MPa的条件下冷等静压，得到陶瓷生坯；
三、织构陶瓷材料制备：
将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1100℃～1275℃的条件下，烧结2h～10h，得到织构陶瓷，将织构陶瓷分别垂直于织构方向的上下表面进行打磨抛光、超声清洗并烘干，然后将银浆均匀涂敷在抛光后的两个表面上，并在温度为450℃～650℃的条件下，保温5min～60min，最后置于硅油中，施加电压为15kV/cm～70kV/cm的交流或者直流电场进行极化，即完成制备方法。
具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的应用，它应用于长期服役条件下保持电机转化稳定输出且具有高效长寿命的压电致动器、智能传感器、超声换能器和能量收集器。
原理：本发明通过加入液相助剂加速定向模板-母体细粉间传质过程，促进含Zr类三(多)元系弛豫铁电陶瓷材料的织构晶粒定向生长进程，将Zr4+对模板籽晶的定向诱导作用破坏性降低，从而提高陶瓷的定向织构质量，这样一方面有利于保持陶瓷材料的高相变温度，另一方面依靠定向晶粒在其优势方向机电性能的矢量叠加，显著提高陶瓷材料的机电性能。此外，实验验证发现，高质量的织构陶瓷电畴尺寸降低、畴壁密度增加且能形成4R工程畴构型，这些有利于畴壁随外加电场的反转，减缓陶瓷在循环电场服役条件下局部应力的累计，阻碍陶瓷微裂纹的形成及长大，结合陶瓷抗疲劳行为的各向异性特点，促进了陶瓷抗疲劳性的显著提升。
本发明有益效果：本发明解决了现有技术制备弛豫铁电陶瓷材料存在相变温度较低、抗电学疲劳性能较差，无法兼顾高机电性能、高相变温度和优异抗疲劳性的问题，还解决了含Zr类弛豫铁电织构陶瓷制备过程中存在的热动力学问题。所研制织构陶瓷由沿[001]c或者[111]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在90％以上，该体系三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc高于220℃，压电常数d33 *高于1000pm/V，加载106圈单极循环电场(Emax为3倍材料矫顽场)后，材料最大应变Smax变化率低于3％，即该材料同时保持着高相变温度、优异抗疲劳性能和高机电性能，显著优于目前已经报道的普通无织构弛豫铁电陶瓷材料，既为继续研发新型高综合性能的弛豫铁电陶瓷材料提供了一种设计制备思路，也在研制新一代高电学性能兼顾优异稳定性和高可靠性的机电器件例如压电致动器、智能传感器、超声换能器和能量收集器中显示出巨大应用潜力，可望极大拓宽该类材料的实用化范围。
附图说明
图1为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱；
图2为介温频谱图，1为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，2为对比实验制备的非织构陶瓷材料；
图3为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料在服役电场下不同循环次数时的应变-电场曲线，1为0圈，2为105圈，3为106圈；
图4为实施例二制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱；
图5为实施例二制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的微观形貌图；
图6为实施例三制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱。
具体实施方式
本发明技术方案不限于以下所列举的具体实施方式，还包括各具体实施方式之间的任意组合。
具体实施方式一：本实施方式具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，它的化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B，其中A为Mg、Yb、Sc和In中的一种或其中两种，B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种，0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c或者[111]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在90％以上；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc高于220℃，压电常数d33 *高于1000pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率低于3％。
本具体实施方式有益效果：本具体实施方式解决了现有技术制备弛豫铁电陶瓷材料存在相变温度较低、抗电学疲劳性能较差，无法兼顾高机电性能、高相变温度和优异抗疲劳性的问题，还解决了含Zr类弛豫铁电织构陶瓷制备过程中存在的热动力学问题。所研制织构陶瓷由沿[001]c或者[111]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在90％以上，该体系三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc高于220℃，压电常数d33 *高于1000pm/V，加载106圈单极循环电场(Emax为3倍材料矫顽场)后，材料最大应变Smax变化率低于3％，即该材料同时保持着高相变温度、优异抗疲劳性能和高机电性能，显著优于目前已经报道的普通无织构弛豫铁电陶瓷材料，既为继续研发新型高综合性能的弛豫铁电陶瓷材料提供了一种设计制备思路，也在研制新一代高电学性能兼顾优异稳定性和高可靠性的机电器件例如压电致动器、智能传感器、超声换能器和能量收集器中显示出巨大应用潜力，可望极大拓宽该类材料的实用化范围。
具体实施方式二：本实施方式具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的制备方法，它是按以下步骤完成的：
一、纯钙钛矿相母体细粉制备：
①、按化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；其中0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；所述的含A和Nb的物料粉体为MgNb2O6、YbNbO4、ScNbO4和InNbO4中的一种或其中两种；所述的烧结助剂粉体B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种；
②、以无水乙醇为介质，对称取的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体及TiO2粉体进行球磨24h～72h，然后烘干，得到混合原料，采用固相反应法在温度为700℃～850℃的条件下，对混合原料预烧1h～6h，得到母体粉体；
所述的母体粉体为纯相且粒径小于400nm的(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3母体粉体；
③、以无水乙醇为介质，对母体粉体和称取的烧结助剂粉体B进行球磨24h～72h，然后烘干，得到添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉；
二、流延法制备陶瓷生坯：
①、按基料与模板的体积比为99:1～92.5:7.5称取添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉及片状BaTiO3模板籽晶；所述的片状BaTiO3模板籽晶沿{111}c或者{001}c择优取向且径厚比≥8；
②、将溶剂、分散剂、粘合剂、塑化剂及称取的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉球磨混合24h～48h，然后加入称取的片状BaTiO3模板籽晶并球磨15min～40min，真空抽泡1h～6h，得到浆料，利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为10μm～100μm的膜片，将膜片依次进行切割、叠压、热水匀压、切割、在温度为500℃～650℃的条件下排胶及在压力为150MPa～300MPa的条件下冷等静压，得到陶瓷生坯；
三、织构陶瓷材料制备：
将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1100℃～1275℃的条件下，烧结2h～10h，得到织构陶瓷，将织构陶瓷分别垂直于织构方向的上下表面进行打磨抛光、超声清洗并烘干，然后将银浆均匀涂敷在抛光后的两个表面上，并在温度为450℃～650℃的条件下，保温5min～60min，最后置于硅油中，施加电压为15kV/cm～70kV/cm的交流或者直流电场进行极化，即完成制备方法。
具体实施方式三：本实施方式与具体实施方式二不同的是：步骤一①中所述的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B的纯度均大于99％；步骤一①中所述的ZrO2粉体和TiO2粉体的粒径均小于70nm。其他与具体实施方式二相同。
具体实施方式四：本实施方式与具体实施方式二或三之一不同的是：步骤一②及③中所述的球磨具体为在转速为200r/min～400r/min的条件下，球磨24h～72h。其他与具体实施方式二或三相同。
具体实施方式五：本实施方式与具体实施方式二至四之一不同的是：步骤二②中以二甲苯-乙醇混合溶液作为溶剂，以熔鲱鱼油作为分散剂，以聚乙烯醇缩丁醛作为粘合剂，以聚亚烷基二醇和邻苯二甲酸丁苄酯为塑化剂。其他与具体实施方式二至四相同。
具体实施方式六：本实施方式与具体实施方式二至五之一不同的是：步骤二②中所述的流延的速度为0.5cm/s～15cm/s。其他与具体实施方式二至五相同。
具体实施方式七：本实施方式与具体实施方式二至六之一不同的是：步骤二②中所述的叠压具体为在温度为60℃～95℃及压力为5MPa～50MPa的条件下，保温保压5min～30min；步骤二②中所述的热水匀压具体为在温度为60℃～95℃及压力20MPa～50MPa的条件下，保温保压15min～60min；步骤二②中所述的排胶具体为以升温速率为0.1℃/min～0.6℃/min，将温度升温至500℃～650℃，并在温度为500℃～650℃的条件下，排胶1h～6h；步骤二②中所述的冷等静压的时间为1min～6min。其他与具体实施方式二至六相同。
具体实施方式八：本实施方式与具体实施方式二至七之一不同的是：步骤三中所述的烧结具体为在铅气氛中烧结，且陶瓷生坯表面盖满步骤一②制备的母体粉体。其他与具体实施方式二至七相同。
具体实施方式九：本实施方式与具体实施方式二至八之一不同的是：步骤三中所述的极化具体为在极化温度为20℃～120℃和电压为15kV/cm～70kV/cm的条件下，极化0.5min～30min。其他与具体实施方式二至八相同。
具体实施方式十：具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的应用，它应用于长期服役条件下保持电机转化稳定输出且具有高效长寿命的压电致动器、智能传感器、超声换能器和能量收集器。
采用下述实施例验证本发明的有益效果：
实施例一：
具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的制备方法，它是按以下步骤完成的：
一、纯钙钛矿相母体细粉制备：
①、按化学通式为0.42Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.25PbZrO3-0.33PbTiO3-0.5wt.％CuO的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；所述的含A和Nb的物料粉体为MgNb2O6；所述的烧结助剂粉体B为CuO；
②、以无水乙醇为介质，对称取的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体及TiO2粉体进行球磨48h，然后烘干，得到混合原料，采用固相反应法在温度为775℃的条件下，对混合原料预烧1h，得到母体粉体；
所述的母体粉体为纯相且平均粒径为320nm的0.42Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.25PbZrO3-0.33PbTiO3母体粉体；
③、以无水乙醇为介质，对母体粉体和称取的烧结助剂粉体B进行球磨48h，然后烘干，得到添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉；
二、流延法制备陶瓷生坯：
①、按基料与模板的体积比为95:5称取添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉及片状BaTiO3模板籽晶；所述的片状BaTiO3模板籽晶沿{001}c择优取向且径厚比≥8；
②、将溶剂、分散剂、粘合剂、塑化剂及称取的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉球磨混合24h，然后加入称取的片状BaTiO3模板籽晶并球磨20min，真空抽泡4h，得到浆料，利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为50μm的膜片，将膜片依次进行切割、叠压、热水匀压、切割、在温度为600℃的条件下排胶及在压力为200MPa的条件下进行冷等静压，得到陶瓷生坯；
三、织构陶瓷材料制备：
将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1250℃的条件下，烧结6h，得到织构陶瓷，将织构陶瓷分别垂直于织构方向的上下表面进行打磨抛光、超声清洗并烘干，然后将银浆均匀涂敷在抛光后的两个表面上，并在温度为550℃的条件下，保温30min，最后置于硅油中，施加电压为40kV/cm的直流电场进行极化，得到具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料。
步骤一①中所述的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B的纯度均大于99％；步骤一①中所述的ZrO2粉体和TiO2粉体的粒径均小于50nm。
步骤一②及③中所述的球磨具体为在转速为350r/min的条件下，球磨48h。
步骤二②中以二甲苯-乙醇混合溶液作为溶剂，以熔鲱鱼油作为分散剂，以聚乙烯醇缩丁醛作为粘合剂，以聚亚烷基二醇和邻苯二甲酸丁苄酯为塑化剂；所述的二甲苯与乙醇的质量比为1:1；所述的聚亚烷基二醇与邻苯二甲酸丁苄酯的质量比为1:1；所述的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉与溶剂的质量比为0.35:1；所述的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉与分散剂的质量比为10:1；所述的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉与粘合剂的质量比为4:1；所述的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉与塑化剂的质量比为5:1。
步骤二②中所述的流延的速度为1cm/s。
步骤二②中所述的叠压具体为在温度为75℃及压力为10MPa的条件下，保温保压15min；步骤二②中所述的热水匀压具体为在温度为75℃及压力20MPa的条件下，保温保压15min；步骤二②中所述的排胶具体为以升温速率为0.1℃/min，将温度升温至600℃，并在600℃的条件下，排胶2h；步骤二②中所述的冷等静压时间为3min。
步骤三中所述的烧结具体为在铅气氛中烧结，且陶瓷生坯表面盖满步骤一②制备的母体粉体。
步骤三中所述的极化具体为在极化温度为20℃和电压为40kV/cm的条件下，极化15min。
步骤二①中所述的片状BaTiO3模板籽晶参照以下文献进行制备：D.Liu,Y.K.Yan,H.P.Zhou,Synthesis of micron-scale platelet BaTiO3,J.Am.Ceram.Soc.90(2007)1323-6。
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，它的化学通式为0.42Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.25PbZrO3-0.33PbTiO3-0.5wt.％CuO；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度为98％；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc为222℃，压电常数d33 *为1050pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率为1％。
对比实验：本对比实验与实施例一不同的是：省略步骤二①及②中的片状BaTiO3模板籽晶；步骤三中得到非织构陶瓷材料。其他与实施例一相同。
对比实验制备的非织构陶瓷材料，即具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料定向前的三方-四方相变温度Tr-t为190℃，居里温度Tc为230℃，织构后其Tr-t仍高于150℃，Tc仅降低了8℃，为222℃。
图1为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱。由图可以看出，该织构陶瓷具有纯钙钛矿相结构，且室温下三方相和四方相共存。与普通无取向陶瓷相比，该织构陶瓷的(00l)峰强度显著增强，而其他非{00l}峰强度变弱，表明该材料晶粒沿[001]c高度择优取向。采用Lotgering因子方法计算F00l，该织构陶瓷晶粒沿[001]c择优取向度F00l高达98％。
图2为介温频谱图，1为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，2为对比实验制备的非织构陶瓷材料。由图可以看出，对比实验制备的非织构陶瓷材料，即该陶瓷样品体系定向前的三方-四方相变温度Tr-t为190℃，居里温度Tc为230℃，远高于传统的二元系弛豫铁电织构体系，可为材料实际应用提供大幅度拓宽的应用温度范围，有利于织构样品温度稳定性的提升，织构后虽然其三方-四方相变温度Tr-t峰变得不太清楚，但仍高于150℃，其Tc仅降低了8℃，为222℃，降低幅度不大。
图3为实施例一制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料在服役电场下不同循环次数时的应变-电场曲线，1为0圈，2为105圈，3为106圈。由图可以看出，未经疲劳的织构陶瓷样品在电场为20kV/cm(在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下)时，应变达到0.21％，其高场压电系数可达1050pm/V，即材料具有大的应变响应。经过106圈单极循环电场后，织构陶瓷最大应变Smax变化率仅为1％，即该材料具有优异的抗电学疲劳性能。
实施例二：本实施例与实施例一不同的是：步骤一①中按化学通式为0.18Pb(Mg1/ 3Nb2/3)O3-0.43PbZrO3-0.39PbTiO3-1wt.％PbO的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；步骤一①中所述的烧结助剂粉体B为PbO；步骤二①中按基料与模板的体积比为96:4称取添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉及片状BaTiO3模板籽晶；步骤二②中利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为30μm的膜片；步骤二②中所述的流延的速度为5cm/s；步骤三中将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1200℃的条件下，烧结6h，得到织构陶瓷；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，它的化学通式为0.18Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.43PbZrO3-0.39PbTiO3-1wt.％PbO；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在为95％；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于200℃，居里温度Tc为303℃，压电常数d33 *为1100pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率为2％。其他与实施例一相同。
图4为实施例二制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱。由图可以看出，与实施例一类似，该织构陶瓷具有纯钙钛矿相结构，并沿[001]c高度择优取向，沿[001]c择优取向度F00l高达95％。
图5为实施例二制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的微观形貌图。由图可以看出，该体系织构陶瓷样品具有嵌入定向BT模板的砖墙状微观结构，几乎所有晶粒均为约9μm～23μm的织构晶粒，这表明其具有高度[001]c择优取向。
实施例三：本实施例与实施例一不同的是：步骤一①中按化学通式为0.166Pb(In1/2Nb1/2)O3-0.250Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.218PbZrO3-0.366PbTiO3-0.5wt.％CuO的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；步骤一①中所述的含A和Nb的物料粉体为InNbO4及MgNb2O6；步骤一②中所述的母体粉体为纯相且平均粒径为395nm的0.166Pb(In1/2Nb1/2)O3-0.250Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.218PbZrO3-0.366PbTiO3母体粉体；步骤二②中利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为85μm的膜片；步骤二②中所述的流延的速度为8cm/s；步骤三中将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1250℃的条件下，烧结9h，得到织构陶瓷；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，它的化学通式为0.166Pb(In1/2Nb1/2)O3-0.250Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-0.218PbZrO3-0.366PbTiO3-0.5wt.％CuO；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在为91％；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc为260℃，压电常数d33 *为1006pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec 3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率为2.7％。其他与实施例一相同。
图6为实施例三制备的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的XRD图谱。由图可以看出，与实施例一制备的样品类似，该样品具有纯钙钛矿相结构且沿[001]c高度择优取向。利用Lotgering因子方法计算F00l，该材料沿[001]c取向度高达91％。

Claims (4)

1.具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，其特征在于它的化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B，其中A为Mg、Sc和In中的一种或其中两种，B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种，0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料由沿[001]c或者[111]c择优取向的晶粒所组成，择优取向度在90％以上；
所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的三方-四方相变温度Tr-t高于150℃，居里温度Tc高于220℃，压电常数d33 *高于1000pm/V，在循环电场最大场强Emax为材料矫顽场Ec3倍的条件下，加载106圈单极循环电场后，最大应变Smax变化率低于3％；
上述具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料的制备方法，它是按以下步骤完成的：
一、纯钙钛矿相母体细粉制备：
①、按化学通式为(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3-awt.％B的化学计量比称取PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B；其中0.12≤x≤0.49，0.25≤y≤0.49，且1-x-y≥0.10，0≤a≤3；所述的含A和Nb的物料粉体为MgNb2O6、ScNbO4和InNbO4中的一种或其中两种；所述的烧结助剂粉体B为CuO、Li2CO3、ZnO、Sm2O3、PbO和B2O3中的一种或其中两种；所述的ZrO2粉体和TiO2粉体的粒径均小于70nm；
所述的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体、TiO2粉体和烧结助剂粉体B的纯度均大于99％；
②、以无水乙醇为介质，在转速为200r/min～400r/min的条件下，对称取的PbO粉体、含A和Nb的物料粉体、ZrO2粉体及TiO2粉体进行球磨24h～72h，然后烘干，得到混合原料，采用固相反应法在温度为700℃～850℃的条件下，对混合原料预烧1h～6h，得到母体粉体；
所述的母体粉体为纯相且粒径小于400nm的(1-x-y)Pb(A,Nb)O3-xPbZrO3-yPbTiO3母体粉体；
③、以无水乙醇为介质，在转速为200r/min～400r/min的条件下，对母体粉体和称取的烧结助剂粉体B进行球磨24h～72h，然后烘干，得到添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉；
二、流延法制备陶瓷生坯：
①、按基料与模板的体积比为99:1～92.5:7.5称取添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉及片状BaTiO3模板籽晶；所述的片状BaTiO3模板籽晶沿{111}c或者{001}c择优取向且径厚比≥8；
②、将溶剂、分散剂、粘合剂、塑化剂及称取的添加烧结助剂的纯钙钛矿相母体细粉球磨混合24h～48h，然后加入称取的片状BaTiO3模板籽晶并球磨15min～40min，真空抽泡1h～6h，得到浆料，在流延的速度为0.5cm/s～15cm/s的条件下，利用流延机将浆料流延并干燥，得到厚度为10μm～100μm的膜片，将膜片依次进行切割、叠压、热水匀压、切割、在升温速率为0.1℃/min～0.6℃/min及温度为500℃～650℃的条件下排胶及在压力为150MPa～300MPa的条件下冷等静压，得到陶瓷生坯；
三、织构陶瓷材料制备：
将陶瓷生坯放入高温炉中，在温度为1100℃～1275℃的条件下，烧结2h～10h，得到织构陶瓷，将织构陶瓷分别垂直于织构方向的上下表面进行打磨抛光、超声清洗并烘干，然后将银浆均匀涂敷在抛光后的两个表面上，并在温度为450℃～650℃的条件下，保温5min～60min，最后置于硅油中，施加电压为15kV/cm～70kV/cm的交流或者直流电场进行极化，即完成制备方法；
所述的烧结具体为在铅气氛中烧结，且陶瓷生坯表面盖满步骤一②制备的母体粉体。
2.根据权利要求1所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，其特征在于步骤二②中以二甲苯-乙醇混合溶液作为溶剂，以熔鲱鱼油作为分散剂，以聚乙烯醇缩丁醛作为粘合剂，以聚亚烷基二醇和邻苯二甲酸丁苄酯为塑化剂。
3.根据权利要求1所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，其特征在于步骤二②中所述的叠压具体为在温度为60℃～95℃及压力为5MPa～50MPa的条件下，保温保压5min～30min；步骤二②中所述的热水匀压具体为在温度为60℃～95℃及压力20MPa～50MPa的条件下，保温保压15min～60min；步骤二②中所述的排胶具体为以升温速率为0.1℃/min～0.6℃/min，将温度升温至500℃～650℃，并在温度为500℃～650℃的条件下，排胶1h～6h；步骤二②中所述的冷等静压的时间为1min～6min。
4.根据权利要求1所述的具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料，其特征在于步骤三中所述的极化具体为在极化温度为20℃～120℃和电压为15kV/cm～70kV/cm的条件下，极化0.5min～30min。
CN202210116189.5A 2022-02-07 2022-02-07 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用 Active CN114436654B (zh)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210116189.5A CN114436654B (zh) 2022-02-07 2022-02-07 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202210116189.5A CN114436654B (zh) 2022-02-07 2022-02-07 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN114436654A CN114436654A (zh) 2022-05-06
CN114436654B true CN114436654B (zh) 2022-10-28

Family

ID=81371433

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN202210116189.5A Active CN114436654B (zh) 2022-02-07 2022-02-07 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用

Country Status (1)

Country Link
CN (1) CN114436654B (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN115108826B (zh) * 2022-07-28 2023-06-06 哈尔滨工业大学 一种低电场驱动高储能密度和超快放电速率的弛豫铁电陶瓷材料及其制备方法
CN115894020B (zh) * 2022-12-23 2023-12-19 佛山仙湖实验室 一种高压电系数的pmnzt基压电陶瓷及其制备方法和应用

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3956150A (en) * 1973-11-24 1976-05-11 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Method of preparing ferroelectric ceramics
CN101273478A (zh) * 2005-09-26 2008-09-24 富士胶片株式会社 压电器件、驱动该器件的方法、压电设备和液体排放设备
CN107986782A (zh) * 2017-11-21 2018-05-04 歌尔股份有限公司 掺杂改性锆钛酸铅压电陶瓷及其制备方法
CN109650888A (zh) * 2018-12-27 2019-04-19 哈尔滨工业大学 一种低温织构高电学性能三元系钛酸铅基弛豫铁电取向陶瓷及其制备方法和应用
CN110615467A (zh) * 2019-11-06 2019-12-27 哈尔滨工业大学 一种沿＜111＞择优取向且a位复合的钛酸钡基片状模板籽晶及其制备方法
CN110845230A (zh) * 2019-12-25 2020-02-28 西安工业大学 一种三元系铌钪酸铅-铌镁酸铅-钛酸铅陶瓷及其制备方法
CN110981480A (zh) * 2019-09-29 2020-04-10 西安交通大学 一种高Tr-t和Tc的铅基<001>C织构压电陶瓷材料及其制备方法
CN112349828A (zh) * 2020-10-22 2021-02-09 华东师范大学 一种单晶磁性/铁电多层膜异质结及制备方法和应用

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6596634B2 (ja) * 2014-10-23 2019-10-30 アドバンストマテリアルテクノロジーズ株式会社 強誘電体セラミックス、電子部品及び強誘電体セラミックスの製造方法

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3956150A (en) * 1973-11-24 1976-05-11 Matsushita Electric Industrial Co., Ltd. Method of preparing ferroelectric ceramics
CN101273478A (zh) * 2005-09-26 2008-09-24 富士胶片株式会社 压电器件、驱动该器件的方法、压电设备和液体排放设备
CN107986782A (zh) * 2017-11-21 2018-05-04 歌尔股份有限公司 掺杂改性锆钛酸铅压电陶瓷及其制备方法
CN109650888A (zh) * 2018-12-27 2019-04-19 哈尔滨工业大学 一种低温织构高电学性能三元系钛酸铅基弛豫铁电取向陶瓷及其制备方法和应用
CN110981480A (zh) * 2019-09-29 2020-04-10 西安交通大学 一种高Tr-t和Tc的铅基<001>C织构压电陶瓷材料及其制备方法
CN110615467A (zh) * 2019-11-06 2019-12-27 哈尔滨工业大学 一种沿＜111＞择优取向且a位复合的钛酸钡基片状模板籽晶及其制备方法
CN110845230A (zh) * 2019-12-25 2020-02-28 西安工业大学 一种三元系铌钪酸铅-铌镁酸铅-钛酸铅陶瓷及其制备方法
CN112349828A (zh) * 2020-10-22 2021-02-09 华东师范大学 一种单晶磁性/铁电多层膜异质结及制备方法和应用

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
Formation mechanism of highly [0 0 1]c textured Pb(In1/2Nb1/2)O3-Pb(Mg1/3Nb2/3)O3-PbTiO3 relaxor ferroelectric ceramics with giant piezoelectricity;Yunfei Chang et al.;《Journal of the European Ceramic Society》;20160216;第36卷;1973-1981页 *
Versatile power and energy conversion of magnetoelectric composite materials with high efficiency via electromechanical resonance;MohammadJavad PourhosseiniAsl et al.;《Nano Energy》;20200120;第70卷;1-13页 *

Also Published As

Publication number Publication date
CN114436654A (zh) 2022-05-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN114436654B (zh) 具有高相变温度、优异抗疲劳性和高机电性能的弛豫铁电铅基陶瓷材料及制备方法和应用
CN107459346B (zh) 高电学性能的无铅压电钛酸钡基织构陶瓷的制备方法和应用
CN109650888B (zh) 一种低温织构高电学性能三元系钛酸铅基弛豫铁电取向陶瓷
CN111302797B (zh) 一种铌酸钾钠基无铅压电陶瓷及其制备方法
CN109626988B (zh) 高压电响应和高居里温度的压电陶瓷材料及其制备方法
CN109734447B (zh) 具有优异温度稳定性的无铅织构化陶瓷及其制备方法
CN107382318A (zh) 一种高机械强度铌酸钾钠基无铅压电陶瓷材料及其制备方法和应用
CN109796205B (zh) 一种铋层状结构钛钽酸铋高温压电陶瓷材料及其制备方法
CN115321979B (zh) 一种多元素掺杂的铅基压电陶瓷及其制备方法
CN113213929A (zh) 高储能效率及密度的铌酸钾钠基铁电陶瓷材料及制备方法
CN116573936B (zh) 一种阴离子改性的压电陶瓷及其制备方法
CN107032790B (zh) 一种应用于能量收集器件的高机电转换复相压电陶瓷材料及制备方法
CN104529447B (zh) 铋层状复合结构压电陶瓷材料及其制备方法
CN109400147B (zh) 一种应用于高功率密度能量收集器件的无铅压电织构复合材料及其制备方法和应用
CN115093216A (zh) 一种具有高电致应变和低滞后的掺杂钛酸钡无铅陶瓷及其制备方法
CN105732022A (zh) 高居里温度压电陶瓷及其薄膜的制备方法
CN107903055B (zh) 一种梯度掺杂钛酸铋钠基多层无铅压电陶瓷
CN106977196B (zh) 一种非化学计量比钛酸铋钠基陶瓷及其制备方法和应用
CN113213918A (zh) 兼具高压电性能和低损耗的钛酸锶铋—钪酸铋—钛酸铅系高温压电陶瓷材料及其制备方法
CN111620690A (zh) 一种利用构建离子对获得大应变小滞后的钛酸铋钠基陶瓷及其制备方法
CN110981480A (zh) 一种高Tr-t和Tc的铅基&lt;001&gt;C织构压电陶瓷材料及其制备方法
CN104098328A (zh) 低电场下大应变响应无铅压电织构陶瓷材料及制法和应用
CN101239821B (zh) 一种钛钪锑酸铅铋锂系弛豫铁电陶瓷及用途
Guo et al. Low‐temperature sintering Sm‐doped PMN–PZ–PT multilayer ceramic actuator with high strain and temperature stability
CN103360063A (zh) 镧锑掺杂的锆钛酸铅压电陶瓷

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant