CN115417671A - 用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法 - Google Patents

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Abstract

本发明实施例公开了一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法，涉及压电陶瓷及其制备技术领域。本发明包括：按照化学计量比称量粉体原料，放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体；先向一部分的所述陶瓷粉体中加入粘结剂进行造粒再进行陈化，之后压制成生坯，再对生坯进行升温排塑，得到陶瓷坯体；将所述陶瓷坯体放入高温炉中，并利用所述陶瓷粉体覆盖所述陶瓷坯体，之后进行烧结得到陶瓷片；对所述陶瓷片进行加工，之后进行极化，得到所述锆钛酸铅基压电陶瓷。从而进一步提高了基于PMS‑PZT的大功率压电陶瓷的综合性能，提高了这种类型的压电陶瓷材料在压电大功率应用场景中的应用范围。

Description

用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法
技术领域
本发明涉及压电陶瓷及其制备技术领域，尤其涉及一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法。
背景技术
压电陶瓷因晶体结构有极轴且不具有中心对称性，在机械力作用下可发生形变而引起总电矩变化，可实现电能与机械能的相互转化，已成为众多器件的核心，如传感器、超声电机、水下换能器等其他大功率器件，并广泛应用于电子通讯、医疗设备、航空航天等领域。并且，压电陶瓷较压电单晶成本低廉、性能可调性强、化学稳定性强及制备工艺简单等特点，易于加工成各种形状，因此备受市场青睐，也拥有非常广阔的应用前景。
在目前的研究中，压电陶瓷一般分为“软性”和“硬性”两大类，“软性”压电陶瓷具有较高的压电系数d33，较大的介电常数εr，和较高的机电耦合系数kp，主要应用于传感器、医学成像、滤波器等，但其低的机械品质因数Qm与高的介电损耗tanδ使其材料在工作时产生大量的热，使其不适用于大功率器件的应用。但是“硬性”压电陶瓷具有较高的Qm和低的tanδ，已成为大功率器件的主力军，不仅在工业与民用领域应用普遍而且在军事与“高精尖”科技领域的应用无可替代，如在航天航空领域应用的超声波电机、在航海领域应用的大型声纳器，在生物医药领域应用的超声手术刀。
随着大功率器件向小型化、智能化发展，对“硬性”压电陶瓷的性能要求逐步提高。“硬性”大功率压电陶瓷不仅需要具有高的Qm、低的tanδ、大的kp而且还需要高的d33。因此，如何进一步改进基于PMS-PZT的大功率压电陶瓷的性能，并寻求一种综合性能优异的大功率压电陶瓷，成为了需要研究的问题。
发明内容
本发明的实施例提供一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法，能够进一步提高基于PMS-PZT的大功率压电陶瓷的综合性能，从而扩大这种类型的压电陶瓷材料在压电大功率应用场景中的应用范围。
为达到上述目的，本发明的实施例采用如下技术方案：
第一方面，提供一种锆钛酸铅基压电陶瓷的制备方法，包括：
S1、按照化学计量比称量粉体原料，放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体，所述粉体原料包括：PbO、SrCO3、ZrO2、TiO2、MnO2、ZnO、Sb2O3、Fe2O3、WO3、和CeO2粉体，所述化学计量比为：0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2，x为调整参数；
S2、先向一部分的所述陶瓷粉体中加入粘结剂进行造粒再进行陈化，之后压制成生坯，再对生坯进行升温排塑，得到陶瓷坯体；
S3、将所述陶瓷坯体放入高温炉中，并利用所述陶瓷粉体覆盖所述陶瓷坯体，之后进行烧结得到陶瓷片；
S4、对所述陶瓷片进行加工，之后进行极化，得到所述锆钛酸铅基压电陶瓷，其中，加工的过程中包括烧银环节，且在烧银环节中以700～800℃保温60分钟以下，进行极化的条件包括：温度维持100～140℃，且电压维持4～6kV/mm，极化时间持续15～30分钟。
第二方面，提供一种锆钛酸铅基压电陶瓷，该锆钛酸铅基压电陶瓷采用上述制备方法制备得到。
本发明实施例提供的用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法，设计并改进了一种故具有高Qm(≥1000)、低tanδ(≤0.8％)、高d33(≥260)、高kp(≥40％)的Pb(Mn1/3Sb2/3)O3-Pb(Zr,Ti)O3(PMS-PZT)大功率压电陶瓷材料，进一步提高压电陶瓷材料的竞争力，并设计了其制备方法的材料，从而进一步提高了基于PMS-PZT的大功率压电陶瓷的综合性能，提高了这种类型的压电陶瓷材料在压电大功率应用场景中的应用范围。
附图说明
为了更清楚地说明本发明实施例中的技术方案，下面将对实施例中所需要使用的附图作简单地介绍，显而易见地，下面描述中的附图仅仅是本发明的一些实施例，对于本领域普通技术人员来讲，在不付出创造性劳动的前提下，还可以根据这些附图获得其它的附图。
图1中的(a)、(b)、(c)、(d)、(e)分别为压电陶瓷0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2(x＝0,0.02,0.04,0.05,0.06)的扫描电镜图；
图2中的(a)为压电陶瓷0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2(x＝0,0.02,0.04,0.06,0.08)的X射线衍射图，(b)为(a)的局部放大图；
图3为压电陶瓷0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2(x＝0,0.02,0.04,0.06,0.08)的压电系数d33、机电品质因数Qm、机电耦合系数kp的曲线图；
图4为压电陶瓷0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2(x＝0,0.02,0.04,0.06,0.08)的介电常数εr和介电损耗tanδ曲线示意图；
图5为本发明实施例提供的方法流程的示意图。
具体实施方式
为使本领域技术人员更好地理解本发明的技术方案，下面结合附图和具体实施方式对本发明作进一步详细描述。下文中将详细描述本发明的实施方式，所述实施方式的示例在附图中示出，应理解，下述实施方式仅用于说明本发明，而非限制本发明。以下各百分含量如无特别说明均指质量百分含量。下面通过参考附图描述的实施方式是示例性的，仅用于解释本发明，而不能解释为对本发明的限制。本技术领域技术人员可以理解，除非特意声明，这里使用的单数形式“一”、“一个”、“所述”和“该”也可包括复数形式。应该进一步理解的是，本发明的说明书中使用的措辞“包括”是指存在所述特征、整数、步骤、操作、元件、组件、成分、组分等，但是并不排除存在或添加一个或多个其他特征、所述特征、整数、步骤、操作、元件、组件、成分、组分和/或它们的组。应该理解，当我们称某个制备设备亦或是其中的各个元件被“连接”或“耦接”到另一制备设备亦或是其中的各个元件时，它可以直接连接或耦接到其他设备或者元件，或者也可以存在中间设备或元件。这里使用的措辞“和/或”包括一个或更多个相关联的列出项的任一单元和全部组合。本技术领域技术人员可以理解，除非另外定义，这里使用的所有术语(包括技术术语和科学术语)具有与本发明所属领域中的普通技术人员的一般理解相同的意义。还应该理解的是，诸如通用字典中定义的那些术语应该被理解为具有与现有技术的上下文中的意义一致的意义，并且除非像这里一样定义，不会用理想化或过于正式的含义来解释。
针对现有大功率压电陶瓷的压电系数偏低和综合电学性能无法同时满足特定指标的情况，本实施例的设计目的在于提供一种具有高压电系数、高品质因数、低介电损耗、高机电耦合系数的修饰改性的PMS-PZT大功率压电陶瓷及其制备方法。本实施例大致的设计思路在于：制备一种修饰改性的PMS-PZT基大功率压电陶瓷，所述修饰改性的PMS-PZT基大功率压电陶瓷的化学组成0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/ 3W1/3O3+0.1％molGeO2(x＝0,0.02,0.04,0.05,0.06)简写为(PSZT-PMS-PFW)。所述PSZT-PMS-PFW大功率压电陶瓷以PSZT-PMS陶瓷为基体，采用固溶新元PbFe2/3W1/3O3，对B位进行“软”“硬”共掺的策略增强其性能的可调性：具有铁电活性且可取代钙钛矿结构中氧八面体B位元素而产生氧空位的Fe，其次可取代钙钛矿结构中氧八面体B位元素而产生铅空位的W，从而形成对畴壁能起调控作用的铅空位与氧空位耦合的双空位。同时B位进行Fe、W的共掺使其结构对称性减弱，其材料结构从三方相向四方相转变，从而形成三方四方相界，从而有效提高压电、铁电和介电性能。在PSZT-PMS陶瓷中，在铅空位与氧空位耦合的双空位与三方四方相界(MPB)的协同作用下，有效提高PSZT-PMS基钙钛矿结构压电陶瓷压电性，优化其品质因数、介电损耗、机电耦合系数，为PSZT-PMS基钙钛矿结构压电陶瓷在大功率压电器件中的应用提供了新思路。具体来说，本发明实施例提供一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法，如图5所示，包括：
S1、按照化学计量比称量粉体原料，放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体，所述粉体原料包括：PbO、SrCO3、ZrO2、TiO2、MnO2、ZnO、Sb2O3、Fe2O3、WO3、和CeO2粉体，所述化学计量比为：
0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2，x为调整参数。
其中，根据修饰改性的PSZT-PMS基大功率压电陶瓷的化学组成，以PbO、SrCO3、ZrO2、TiO2、MnO2、ZnO、Sb2O3、Fe2O3、WO3、CeO2为原料，按照相应的化学计量比称量上述原料后混料，在800℃保温合成2～4小时，获得陶瓷粉体；以及将所述陶瓷粉体在1160～1220℃保温烧结1～3小时得到所述修饰改性的PSZT-PMS基大功率压电陶瓷。该制备方法采用固相反应制备出PSZT-PMS-PFW大功率压电陶瓷。在优选方案中，所述陶瓷粉体的粒径应加工为1～2μm的程度。
S2、先向一部分的所述陶瓷粉体中加入粘结剂进行造粒再进行陈化，之后压制成生坯，再对生坯进行升温排塑，得到陶瓷坯体。
S3、将所述陶瓷坯体放入高温炉中，并利用所述陶瓷粉体覆盖所述陶瓷坯体，之后进行烧结得到陶瓷片。
S4、对所述陶瓷片进行加工，之后进行极化，得到所述锆钛酸铅基压电陶瓷，其中，加工的过程中包括烧银环节，且在烧银环节中以700～800℃保温60分钟以下，进行极化的条件包括：温度维持100～140℃，且电压维持4～6kV/mm，极化时间持续15～30分钟。
具体的，在S1中，所述放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体，包括：
在湿式行星球磨中，按照预设的质量比，先进行混料之后再按照预设的合成条件进行合成，所述预设的质量比包括：原料、球磨介质和水的比例为1：a：b，其中，a的取值范围为1.2～1.8，b的取值范围为0.5～0.9，球磨介质为玛瑙球，混料的持续时间为2～6小时。
其中，所述预设的合成条件，包括：在600～900℃保温合成2～4小时。或者，所述预设的合成条件，包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至700～900℃，之后保温1～3小时，再之后随炉冷却至室温后取出，得到陶瓷粉体。
进一步的，还可以包括：在第一次合成得到陶瓷粉体后，对所述第一次合成得到陶瓷粉体进行细磨，之后再进行烘干，其中，在细磨的过程中采用的质量比包括：所述第一次合成得到陶瓷粉、球磨介质和水的比例为1：a：b，其中，a的取值范围为1.2～1.8，b的取值范围为0.5～0.9，细磨的持续时间为4～8小时，细磨后进行烘干的温度维持100～150℃。
本实施例中，向陶瓷粉体加入粘结剂造粒，陈化后压制成型，然后升温排塑，得到陶瓷坯体，在优选方案中，在S2中加入的粘结剂为聚乙烯醇(PVA)，粘结剂的加入量为陶瓷粉体的4～8wt％。所述对生坯进行升温排塑的条件，包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至600～800℃，保温3小时以下。
在S3中，烧结的条件包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至1000～1200℃，之后保温1～3小时，再之后结束保温并随炉冷却至室温。例如：将陶瓷坯体放入(小型)高温炉中，为了减少高温下氧化铅的挥发，用步骤(a)所得陶瓷粉体相应组分的粉体以覆盖陶瓷坯体，然后按照一定的条件烧结后得到所述的陶瓷片。所述的烧结条件可为以不高于2℃/min的升温速率升温至1000～1200℃，保温1～3小时，随炉冷却至室温。
进一步的，在S4中，加工的过程中包括：将所述陶瓷片加工成所需尺寸，之后依次进行超声清洁环节、丝网印银环节、烘干环节和烧银环节，然后施行电极进行极化，得到所述高温压电陶瓷材料。其中，在烧银环节中以700～800℃保温60分钟以下，进行极化的条件包括：温度维持100～140℃，且电压维持4～6kV/mm，极化时间持续15～30分钟。
具体来说，调整参数可以是x＝0、x＝0.02、x＝0.04、x＝0.05或者x＝0.06。而在本实施例的优选方案中，调整参数x＝0.05。实际应用中，将x控制在0.05以下，通过仅调整PbFe2/3W1/3O3可实现可控调整陶瓷的结构和性能，以满足大功率压电器件对陶瓷材料的要求(高压电系数、高品质因数、低介电损耗、高机电耦合系数)。若x的取值大于0.05，则陶瓷的相结构完全偏离了MPB，使得材料的性能(例如压电系数)大幅度下降，这与本发明提高大功率压电陶瓷性能的目的背道而驰。本发明利用三元组成设计能够使原子的替换和取代多元化，仅通过双离子取代来构筑准同型相界，同时引入铅空位与氧空位耦合的双空位，就能获得高压电系数、高品质因数、低介电损耗、高机电耦合系数及大介电常数的大功率PSZT-PMS基压电陶瓷。较佳地，所述修饰改性的PSZT-PMS基大功率压电陶瓷的室温压电系数为390pC/N，机械品质因数1000、低介电损耗0.6％、高机电耦合系数58％。
针对现有功率压电陶瓷材料综合电学性能无法同时满足大功率压电器件的要求，本实施例所提出的锆钛酸铅基压电陶瓷材料，通过固溶新组元PbFe2/3W1/3O3来调控准同型相界，同时Fe、W取代B位，引入铅空位与氧空位耦合的双空位。有效地保证高机械品质因子的同时，有效提高PSZT-PMS压电陶瓷的压电性，并协同优化介电与铁电行为，为铅基钙钛矿结构压电陶瓷在大功率压电器件的应用提供了新思路。该锆钛酸铅基压电陶瓷材料也可以称之为“铅基钙钛矿大功率压电陶瓷”，其组成为0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2，
其中x＝0,0.02,0.04,0.05,0.06。一些技术方案中，0＜x≤0.1。进一步优选为0≤x≤0.06。
上述铅基钙钛矿大功率压电陶瓷中，选择偏三方相且处在MPB附近的PSZT-PMS组分为基体，同时采用B位引入“施主”与“受主”掺杂的策略增强性能可调性，从而获得三方和四方共存的准同型相界，提高压电、铁电和介电性能。与PSZT-PMS压电陶瓷相比，本实施例中通过引入Fe，W其铁电活性优于Zr和Ti，能产生更大的B位离子的位移。Fe，W的引入使得其材料的氧八面体发生畸变，从而改变其B位阳离子与氧原子的轨道杂化，从而改变电子特性，使得其材料的宏观电学性能得到优化，如介电损耗降低。Fe2+/Fe3+与O2-的轨道的杂化对A位离子和B位离子位移起着促进作用，从而使得其材料的晶体结构从三方向四方转变，形成三方四方的准同型相界，使得其材料在其相界附近具有大的势能，从而更容易发生极化反转，从而使得其材料的压电系数增加。其次Fe2+/Fe3+以及W5+取代B位使得其材料的氧空位与铅空位得到有效的调节，从而有利于铁电畴的钉扎效应，有效地调节了其压电系数与机械品质因数，从而得到了综合性能优异地大功率压电材料。通过采用上述组成并调控准同型相界，进而提高压电陶瓷的压电系数并且保证了较高的机械品质因数(1000以上)与低的介电损耗(0.63％)，满足了大功率用器件对大功率压电陶瓷材料的要求，为大功率压电陶瓷材料的应用起到了强有力的推进作用。一些示例中，所述大功率压电陶瓷的压电系数为390pC/N，机械品质因数为1000，介电损耗为0.62％。这和未掺杂的PSZT-PMS压电陶瓷(d33＝300pC/N，tanδ＝0.8％)相比，材料的综合性能明显改善。
结合实际试制过程中的具体举例来说：本实施例在实际应用中可以采用固相烧结法制备0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2的大功率压电陶瓷。其中，x为0。
首先，以PbO、SrCO3、ZrO2、TiO2、MnO2、ZnO、Sb2O3、Fe2O3、WO3、和CeO2粉体为原料，按照化学计量比称量，采用湿式球磨法混料，以原料：研磨介质：水＝1：1.5：0.7的质量比混合4小时，使其混合均匀。将混合后的原料于120℃烘干之后，过40目筛，在3MPa压力下成型，以2℃/min的升温速率升温至850℃并保温2小时，合成所需的陶瓷粉体。
之后，将所合成的陶瓷粉体研磨，过40目筛之后，采用湿式球磨法进行细磨，陶瓷粉体：研磨介质：水＝1：1.5：0.6的质量比混合6小时，使其混合均匀，得到粒径在1～3μm之间的粉体。将所得粉料烘干，加入6wt.％的PVA粘结剂，进行造粒，5MPa压力下成型，陈化24小时，过40目筛，在1.3MPa压力下压制成直径为13mm的圆片，再在低温炉中升温至750℃并保温60分钟，进行排塑得到素坯体。
然后，将陶瓷坯体填埋在装有相同组成陶瓷粉体的密闭氧化铝坩埚中，放到高温炉中，以2℃/min的升温速率升温至目标温度1080～1180℃并保温2小时，随炉冷却至室温之后取出，得到所需陶瓷片。
最后，将获得的陶瓷片加工至厚度为0.5mm，超声清洗，烘干，丝网双面刷银，以2℃/min的升温速率升至750℃并保温10分钟，烧银，然后施行电极进行极化，极化条件为在120℃于4～6kV/mm极化20分钟，即得所述钙钛矿结构的高温压电陶瓷。
可以依次在x＝0，x＝0.02，x＝0.04，x＝0.05，x＝0.06等几种情况下重复上述制备过程，之后，依次对制备得到的压电陶瓷片进行测试，例如：可以利用Bruker公司X射线衍射仪分析压电陶瓷的相结构；采用中科院声学所生产的ZJ-3AN/PM300型准静态d33测试仪测量压电陶瓷在室温的d33，测试频率为100Hz，每个试样测10个，取平均值；使用AgilentTechnology公司生产的4294A测试压电陶瓷的阻抗系数。本发明高温压电陶瓷的各项性能测试结果见表1。
表1压电陶瓷材料的性能测试表
Figure BDA0003735519240000101
Figure BDA0003735519240000111
从表1可以看出，d33值随着x的增大先增大再减小，居里温度随着x的增大逐渐减低，在实施例4(x＝0.05)时，即MPB附近取得最优值；Qm的值随固溶量的增加呈现线性降低，在x＝0.05时仍保持着较高的值(Qm＝1021)，Tanδ的值随固溶量的增加先降低后增加在x＝0.05时仍保持较低的值(Tanδ＝0.62％)，机电耦合系数随掺杂量的增加是增加的，在x＝0.05时具有较高的值(kp＝59％)。例如：图1为本发明大功率压电陶瓷(x＝0，0.02，0.04，0.05，0.06)的断面形貌图。从图1看出，陶瓷断面的气孔较少，从侧面说明其材料的致密度较高。随着x的增加，陶瓷的平均晶粒尺寸逐渐从3.3μm降低至2μm。陶瓷断面逐渐从以穿晶断裂为主变成了以沿晶断裂为主，这主要是由晶界处的结合力逐渐降低导致。图2为本发明高温压电陶瓷(x＝0，0.02，0.04，0.05，0.06)的X射线图谱。从图2中看出，上述压电陶瓷在x＝0，0.02，0.04时主相表现为单一的钙钛矿结构，有少量第二相ZrO3与Zr0.4Ce0.6O2出现,x＝0.05，0.06时表现为单一的钙钛矿结构，第二相消失。另外x＝0时，陶瓷表现为典型的三方相，说明Fe,W的引入增加了B位离子与O离子的距离，导致了其材料从三方相向四方相转变。随着x值的不断增大，45°附近的(002)和(200)峰逐渐劈裂为二。这说明Bi离子的取代导致晶格结构失配现象严重，出现了明显的钙钛矿结构从三方相变化到四方相的变化，从而使其在某一固溶量(x＝0.04)附近表现为三方相和四方相共存，即为准同型相界(MPB)。图3为本发明大功率压电陶瓷(x＝0，0.02，0.04，0.05，0.06)的室温下的压电系数，机械品质因数，机电耦合系数。随着固溶量的增加，压电系数先增大再减小，在MPB附近的压电系数可达391pC/N，对提高大功率器件的振动速度具有非常重要的意义。其次其材料的机械品质因数在1000以上，并且其机电耦合系数随着掺杂量的增加先增加后降低在x＝0.05时达到最大值(kp＝59％)，这对于提高大功率压电的能量密度至关重要。总的来说，本实施例中制备的大功率压电陶瓷(x＝0，0.02，0.04，0.05，0.06)在室温下的介电常数与介电损耗，随着Fe、W的引入，其材料的介电常数是先降低后增加的，说明其材料由于B位的被取代，其位移极化是增加的从而有利于增大材料的压电系数。其次随着Fe、W的引入，其材料的损耗先降低后增加，这有利于降低大功率器件工作时所产生的热量。
目前压电系数受到本征因素(晶体结构变化)和非本征因素(铁电畴运动，畴壁移动等)的影响，介电损耗主要受到畴壁的运动、晶体结构、空间电荷、微观结构、缺陷偶极子及导电性的影响，而机械品质因数与畴壁活性关系最大。这些影响因素之间的相互制衡及相互作用导致了在相同组分的陶瓷中这三者难以同时达到最优值。然而，大功率压电陶瓷在实际服役过程中会受到这三者的制衡。因此，寻求综合性能优异的大功率压电陶瓷是亟待解决的问题。目前的研究方向是，通过制备工艺、单元素掺杂、固溶新元等方法来调控PMS-PZT大功率压电陶瓷的性能。比如：利用溶盐法制备Pb(Zr0.52Ti0.48)O3-Pb(Mn1/3Sb2/3)O3-Pb(Zn1/3Nb2/3)O3陶瓷，机械品质因数提高到1381，压电系数提高至369pC/N(J.Euro.Ceram.Soc.,2006；26:3197-3202.)，但工艺较固相法其成本较高不易大规模批量生产；利用Lu取代Pb(Zr0.45Ti0.5-xLux(Mn1/3Sb2/3)0.05)O3陶瓷的Pb位，其压电系数增至373pC/N，但机械品质因子仅为714(J.Am.Ceram.Soc.,1998；81:2473-2476)；利用Yb掺杂0.05Pb(Mn1/3Sb2/3)O3-0.95Pb(Zr0.52Ti0.48)O3陶瓷，其压电系数增至390pC/N，但机械品质因子仅为800(Ceram.Int.2008；34：2067-2072)；W,Pb共同掺杂的0.90Pb0.95Sr0.05(Zr0.52Ti0.48)O3-0.03Pb(Fe2/3W1/3)O3-0.07Pb(Mn1/3Nb2/3)O3陶瓷的机械品质因子增至1882，但其压电系数仅为353pC/N(Mater.Res.Bull.2006；41：1447-1454)；利用Fe掺杂Pb0.98Sr0.02(Mn1/3Sb2/3)0.05Zr0.48Ti0.47O3陶瓷，使得Fe2+、Fe3+取代B位，使其Qm增至1500，但其压电系数仅为360pC/N(Ceram.Int.2017；43:10866-10872)。
因此，本实施例设计并改进了一种故具有高Qm(≥1000)、低tanδ(≤0.8％)、高d33(≥260)、高kp(≥40％)的Pb(Mn1/3Sb2/3)O3-Pb(Zr,Ti)O3(PMS-PZT)大功率压电陶瓷材料，进一步提高压电陶瓷材料的竞争力，并设计了其制备方法的材料，从而进一步提高了基于PMS-PZT的大功率压电陶瓷的综合性能，提高了这种类型的压电陶瓷材料在压电大功率应用场景中的应用范围。
本说明书中的各个实施例均采用递进的方式描述，各个实施例之间相同相似的部分互相参见即可，每个实施例重点说明的都是与其他实施例的不同之处。尤其，对于设备实施例而言，由于其基本相似于方法实施例，所以描述得比较简单，相关之处参见方法实施例的部分说明即可。以上所述，仅为本发明的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。因此，本发明的保护范围应该以权利要求的保护范围为准。

Claims (10)

1.一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷及其制备方法，其特征在于，包括：
S1、按照化学计量比称量粉体原料，放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体，所述粉体原料包括：PbO、SrCO3、ZrO2、TiO2、MnO2、ZnO、Sb2O3、Fe2O3、WO3和CeO2粉体，所述化学计量比为：0.9Pb0.95Sr0.05Zr0.52Ti0.48O3-(0.1-x)PbMn1/3Sb2/3O3-xPbFe2/3W1/3O3+0.1％molGeO2，x为调整参数；
S2、先向一部分的所述陶瓷粉体中加入粘结剂进行造粒再进行陈化，之后压制成生坯，再对生坯进行升温排塑，得到陶瓷坯体；
S3、将所述陶瓷坯体放入高温炉中，并利用所述陶瓷粉体覆盖所述陶瓷坯体，之后进行烧结得到陶瓷片；
S4、对所述陶瓷片进行加工，之后进行极化，得到所述锆钛酸铅基压电陶瓷，其中，加工的过程中包括烧银，且在烧银工艺以700～800℃保温60分钟以下，进行极化的条件包括：温度维持100～140℃，且电压维持4～6kV/mm，极化时间持续15～30分钟。
2.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在S1中，所述放入湿式行星球磨进行处理得到陶瓷粉体，包括：
在湿式行星球磨中，按照预设的质量比，先进行混料之后再按照预设的合成条件进行合成，所述预设的质量比包括：原料、球磨介质和水的比例为1：a：b，其中，a的取值范围为1.2～1.8，b的取值范围为0.5～0.9，球磨介质为玛瑙球，混料的持续时间为2～6小时；
所述预设的合成条件，包括：在600～900℃保温合成2～4小时。
3.根据权利要求2所述的制备方法，其特征在于，所述预设的合成条件，包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至700～900℃，之后保温1～3小时，再之后随炉冷却至室温。
4.根据权利要求3所述的制备方法，其特征在于，还包括：
在第一次合成得到陶瓷粉体后，对所述第一次合成得到陶瓷粉体进行细磨，之后再进行烘干，其中，在细磨的过程中采用的质量比包括：所述第一次合成得到陶瓷粉、球磨介质和水的比例为1：a：b，其中，a的取值范围为1.2～1.8，b的取值范围为0.5～0.9，细磨的持续时间为4～8小时，细磨后进行烘干的温度维持100～150℃。
5.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在S2中加入的粘结剂为聚乙烯醇(PVA)，粘结剂的加入量为陶瓷粉体的4～8wt％；
所述对生坯进行升温排塑的条件，包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至600～800℃，保温3小时以下。
6.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在S3中，烧结的条件包括：以不高于2℃/min的升温速率升温至1000～1200℃，之后保温1～3小时，再之后结束保温并随炉冷却至室温。
7.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，在S4中，加工的过程中包括：将所述陶瓷片加工成所需尺寸，之后依次进行超声清洁环节、丝网印银环节、烘干环节和烧银环节；
其中，在烧银环节中以700～800℃保温60分钟以下，进行极化的条件包括：温度维持100～140℃，且电压维持4～6kV/mm，极化时间持续15～30分钟。
8.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，调整参数0＜x≤0.1。
9.根据权利要求1所述的制备方法，其特征在于，调整参数x＝0.05。
10.一种用于大功率场景的锆钛酸铅基压电陶瓷，其特征在于，该锆钛酸铅基压电陶瓷采用权利要求1-9中任意一项所述的制备方法制备得到。
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